SAE4320H往往用于耐沖擊耐磨損的高端制造業(yè)零件，熱軋狀態(tài)或退火狀態(tài)進(jìn)行鍛造，其熱處理相關(guān)的研究較少。為探究不同熱處理下組織轉(zhuǎn)變和力學(xué)性能的變化，將一煉鋼通過(guò) BOF-LF-VD-CC工藝生產(chǎn)的差速器齒輪用 SAE4320H鋼采用水淬、油淬、空冷和爐冷的熱處理工藝進(jìn)行冷卻并測(cè)定力學(xué)性能。試驗(yàn)結(jié)果表明：淬火對(duì)齒輪用 SAE4320H鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有著明顯的提升，其中水淬的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最高，但塑性最差。925 ℃正火-880 ℃淬火-180 ℃回火后，水淬得到回火馬氏體組織，油淬得到回火馬氏體+回火貝氏體+少量鐵素體組織，空冷得到 P+B+F組織，爐冷得到 P+F 組織。

　　原蘇聯(lián) 20XH2M 鋼的替代品 SAE4320H 是美國(guó)汽車工程師學(xué)會(huì)(SAE)的鋼材牌號(hào)，常用于制造處于傳動(dòng)軸與左右半軸的交匯點(diǎn)的差速器齒輪，一些競(jìng)速類以及越野類的車輛由于對(duì)驅(qū)動(dòng)輪性能要求較高，通常會(huì)加裝限滑差速器以便于左右半軸的轉(zhuǎn)速差過(guò)大時(shí)鎖止普通差速器使左右兩側(cè)半軸合理分配動(dòng)力。差速器的應(yīng)用環(huán)境往往比較惡劣，所以對(duì)拉伸沖擊和抗腐蝕性能的要求遠(yuǎn)勝于相似C、Si含量的CrMn系鋼材。由郭佳等學(xué)者對(duì)耐候鋼局部腐蝕深度統(tǒng)計(jì)與銹層截面微觀形貌的研究可知，雙峰尺度晶粒尺寸分布的鋼材具有較相同碳含量鋼材更優(yōu)異的拉伸和抗腐蝕性能。國(guó)外的一些學(xué)者通過(guò)變形、相變與再結(jié)晶結(jié)合的方式提高鋼的延伸率，武會(huì)賓等學(xué)者利用退火過(guò)程馬氏體的逆相變和奧氏體的再結(jié)晶相結(jié)合提高鋼的綜合力學(xué)性能。如果能夠?qū)㈦p峰尺度晶粒尺寸分布技術(shù)通過(guò)控制淬火方式的工藝應(yīng)用到實(shí)際生產(chǎn)中，將對(duì)齒輪用鋼的性能帶來(lái)升級(jí)性的優(yōu)化。本文以差速器齒輪用SAE4320H鋼為研究對(duì)象，采用空冷、水淬、油淬和爐冷的熱處理并測(cè)定力學(xué)性能，通過(guò)結(jié)合金相組織的綜合分析選定合理的淬火工藝為雙峰尺度晶粒尺寸分布技術(shù)的工業(yè)化應(yīng)用研究提供基本實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

　　一、試驗(yàn)材料與方法

　　試驗(yàn)使用一煉鋼生產(chǎn)的差速器齒輪用 SAE4320H鋼，化學(xué)成分見下表1。將40支同爐不同支熱軋材按照標(biāo)準(zhǔn) GB/T 2 975-2 018 制成 40 個(gè)標(biāo)準(zhǔn)試樣后，熱處理過(guò)程如下圖1所示。按照GB/ T 13 298-2 015制備標(biāo)準(zhǔn)試樣，將拋光面經(jīng)4%硝酸酒精溶液處理后，在德國(guó)AXIO VerA1蔡氏金相顯微鏡下觀察顯微組織。40個(gè)試樣的機(jī)械性能根據(jù)不同的熱處理工藝隨機(jī)等分成4組，采取925 ℃正火-880 ℃淬火-180 ℃回火后，檢測(cè)抗拉、屈服、延伸、面縮等指標(biāo)。

　　二、試驗(yàn)結(jié)果及討論

　　不同淬火方式下的組織形貌

　　試驗(yàn)用鋼在軋鋼廠小棒線由 250×280 mm規(guī)格的連鑄方坯在搭配了KOCKS公司減定徑機(jī)組、控軋控冷機(jī)組及配套設(shè)施的意大利 POMINI 公司連軋機(jī)組軋制生產(chǎn)。

　　下圖 2-1 和 2-2 是根據(jù)表 1 的成分使用 JMat-Pro熱力學(xué)計(jì)算軟件計(jì)算得出的CCT曲線和TTT曲線，終軋溫度在 880~920 ℃時(shí)鋼的組織由奧氏體相、鐵-氮化物相、鐵-磷-硫化物相、硼-氮化物相以及鋁-氮化物相組成，其中在1107℃開始析出的鋁-氮化物相是一種硬化相，可以增加鋼的耐磨性和耐蝕性。

　　根據(jù)計(jì)算出來(lái)的TTT曲線可知鐵素體、珠光體和貝氏體組織的開始析出溫度分別為 774 ℃、694 ℃和574 ℃，其中貝氏體的鼻尖溫度為514 ℃，在此溫度保溫55.5 s后全部轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w。

　　設(shè)定終軋后上冷床的溫度為 650~550 ℃，由 CCT 曲線可知只要臨界冷卻速度大于 1 ℃/s 得到的組織就會(huì)全是貝氏體，故為了保證在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度上停留足夠的時(shí)間，在冷床上冷卻時(shí)加扣保溫罩，在現(xiàn)場(chǎng)對(duì)生產(chǎn)的熱軋圓鋼進(jìn)行抽驗(yàn)得到的組織結(jié)果均為貝氏體和鐵素體。

　　下圖3是500倍下熱軋態(tài)齒輪用SAE4320H鋼觀察得到的金相圖，鐵素體晶粒分布較為均勻，其中貝氏體呈現(xiàn)羽毛狀是因?yàn)樵撲摲N在設(shè)計(jì)時(shí)添加了一定的 Si、Al 和 Ni 元素，延緩了鐵素體相、珠光體相的析出，在TTT曲線圖中體現(xiàn)為擴(kuò)展了貝氏體相的轉(zhuǎn)變區(qū)，也就是在熱軋態(tài)就可以得到大量的上貝氏體組織。

　　按照表 1 的成分通過(guò) JMatPro 計(jì)算發(fā)現(xiàn)其 Ac3 點(diǎn)為832 ℃，因此熱處理時(shí)加熱至880 ℃后能夠?qū)崿F(xiàn)完全奧氏體化。

　　經(jīng)四種不同方式熱處理后獲得的顯微組織如圖4所示。水淬-回火狀態(tài)下得到單一回火馬氏體組織。油淬-回火形成回火馬氏體+回火貝氏體+少量鐵素體，這表明試驗(yàn)鋼的淬透性良好，雖然在油淬的條件下未能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，但由于快速冷卻至室溫，這些游離于晶界的鐵素體只能沿著上貝氏體體的晶面生長(zhǎng)，最后形成細(xì)長(zhǎng)的鐵素體聚集區(qū)，如圖4 b)所示。

　　880 ℃奧氏體化時(shí)的晶粒尺寸較細(xì)小，晶界較多，位錯(cuò)等晶體缺陷較多且分布不均勻，因此有些區(qū)域會(huì)作為障礙區(qū)不利于邊界繼續(xù)向前推移，導(dǎo)致貝氏體亞結(jié)構(gòu)邊界出現(xiàn)凸起結(jié)構(gòu)，故 c)中組織為鐵素體、粒狀貝氏體和片狀珠光體混合沿晶分布的珠光體。由d)可見，隨爐冷卻-回火后得到平衡態(tài)的粗大鐵素體和珠光體組織，因樣品較小，空冷冷速較快，故加熱后獲得奧氏體晶粒較為粗大。

　　不同熱處理下的力學(xué)性能

　　表 2 是 40 個(gè)試樣的機(jī)械性能指標(biāo)，由表 2 的數(shù)據(jù)及圖3的結(jié)果可以看出，冷卻速度越慢，組織類型越接近于平衡態(tài)，鐵素體越表現(xiàn)出等軸晶生長(zhǎng)的特征，無(wú)形中降低了屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，而當(dāng)冷卻速度加快時(shí)，多種合金元素的復(fù)合固溶強(qiáng)化彌補(bǔ)了析出相的損耗，在細(xì)小的鐵素體晶粒相變后圍繞位錯(cuò)形成了較大的多邊形鐵素體，得到雙峰尺度鐵素體組織，使其室溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度明顯提高。

　　水淬的冷卻速度最快，在回火后的金相雖然是較為統(tǒng)一的回火馬氏體，但由于位錯(cuò)馬氏體的阻礙作用產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，因此塑性要差于油淬。

　　三、結(jié)論

　　(1)水淬/油淬-回火時(shí)，將得到回火馬氏體組織，爐冷得到的粗大的鐵素體會(huì)降低材料的屈服強(qiáng)度(低于空冷159~180 MPa)和抗拉強(qiáng)度(低于空冷 188~201 MPa)。

　　(2)相較于空冷，水淬的屈服強(qiáng)度(由540→ 1 250 MPa)和抗拉強(qiáng)度(由750→1 440 MPa)的提升極為明顯，油淬次之，但油淬的各項(xiàng)機(jī)械性能指標(biāo)最為集中，淬透性更佳。

　　(3)淬火組織中由于存在大量的界面缺陷阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此表現(xiàn)為連續(xù)屈服且抗拉強(qiáng)度均大于1 000 MPa。

　　參考文獻(xiàn)略.