热加工对17Cr2Ni2Mo渗碳钢奥氏体晶本质晶粒度、混晶的影响 成都天马铁路轴承有限公司 付化刚 周卫卫
摘要：本文研究探讨了热加工及热加工后的预备热处理对渗碳钢本质晶粒度的影响。研究表明，终锻温度低于900℃容易产生混晶，终锻温度越低越易产生混晶； 终锻温度低于900℃奥氏体晶粒易于粗化，在双相区终锻温度越低，奥氏体粗化温度越低；采用AC3以上的完全退火或正火能有效细化实际晶粒度，对本质晶粒度影响不大。采用高温回火对实际晶粒度没有影响，但能有效的细化奥氏体本质晶粒和减少混晶；研究还发现实际晶粒度越细，本质晶粒度反而越粗。控制终锻温度或合理的锻后热处理工艺，可以有效的防止混晶的产生，并且能够提高晶粒粗化温度，得到较细晶粒钢 关键词：本质晶粒度、终锻温度、正火、退火、高温回火、混晶。
一、引言
奥氏体本质晶粒度（以下简称本质晶粒度）是衡量钢的奥氏体晶粒长大倾向的尺度，根据GB/T6394规定，它是指将钢加热到930℃保温6个小时所测得的晶粒的级别，对于需要长时
间渗碳处理的钢，必须是本质细晶粒钢（本质晶粒度大于4级的钢，叫本质细晶粒钢，本质晶粒度小于四级的钢，叫本质粗晶粒钢），本质粗晶粒钢在高温加热时，特别是加热到900℃以上，晶粒易于粗化，对产品的力学性能，特别是冲击性能有较大的影响，它还影响淬透性和热处理变形。
关于本质晶粒度，长期以来的学术观点认为是由冶炼条件决定的， 刘永鍂、佟庆安等人编辑的钢的热处理（冶金工业出版社1986年出版）认为本质晶粒度是由冶炼条件决定的，并指出用铝脱氧的钢为本质细晶粒钢。但也有不少人认为热加工工艺对本质晶粒度也有极大的影响，认为用铝脱氧的钢，如果热加工工艺控制不当，也得不到本质细晶粒钢。
17Cr2Ni2Mo 是我公司目前主要生产的渗碳钢，17Cr2Ni2Mo主要作风力发电机增速齿轮用材料，相当于外国牌号： 18CrNiMo7－6， 此钢种我厂在生产锻件或轧材过程中，常常检查本质晶粒度不合格，本质晶粒度不合格主要表现为晶粒粗大和混晶，大多数厂家技术规范要求风力发电机增速齿轮用17Cr2Ni2Mo材料在正回火后检测本质晶粒度，且要求本质晶粒度大于5.0级，不得有混晶现象。国内对这此种钢混晶和粗晶的报道较少，但实际生产中不少兄弟生产厂家均遇到此问题。由于生产中17Cr2Ni2Mo出现粗大晶粒和混晶现象比较严
重，我们对此进行了一些研究和探索。到了一些消除此类钢在生产过程中出现混晶和粗大晶粒的方法，并且将此方法运用到G20Cr2Ni4A的热加工上，也起到了较好效果。
二、实验方法
1、试验用钢，选用自炼钢进行试验，材料的主要化学成分见表1
表1化学成分 （熔炼百分比）
元素 | C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Mo | Al | Cu | N |
％ | 0.15-0.19 | 0.15-0.30 | 0.5-0.7 | ≤0.015 | ≤0.005 | 1.5-1.6 | 1.4-1.5 | 0.25-0.30 | 0.20--0.30 | ≤0.20 | 80-100ppm |
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2、锻造
钢锭经1200－1230℃加热保温2.5－3小时，经3500T压力机锻造，变形终了温度分别按表2给所例温度控制。
本试验终锻温度的测定是采用红外测温进行测定。
3、热处理
从有混晶的产品上取样进行670℃、760℃、850℃进行退火处理和930正火处理检测本质晶粒度
三、实验结果
1、不同变形终锻温度下本质晶粒度、混晶级别见表2和图 1
图一
不同终锻温度对本质晶粒度的影响 表2
序号 | 终锻温度 | 本质晶粒度 | 附图－ |
1 | 965℃ | 7－8 | A1 |
2 | 940℃ | 6－8 | A2 |
3 | 930℃ | 6－8 | A3 |
4 | 910℃ | 6－8 | A4 |
5 | 907℃ | 5－8 | A5 |
6 | 915℃ | 5－8 | A6 |
7 | 870℃ | 4－8 | A7 |
8 | 860℃ | 3－8 | A8 |
9 | 840℃ | 4－8 | A9 |
10 | 835℃ | 3－7 | A10 |
11 | 830℃ | 3-6 | A11 |
12 | 820℃ | 3－8 | A12 |
13 | 880℃ | 0－8 | A13 |
14 | 867℃ | 0－8 | A14 |
15 | 845℃ | 0－8 | A15 |
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2、不同的锻后热处理状态下本质晶粒度见表3和图 二
热处理对本质晶粒度的影响 表3
序号 | 加热温度 | 实际晶粒度 | 处理后本质晶粒度 | 附图－ |
1 | 670℃ | 5.0 | 8.5 | B－1 |
2 | 670℃ | 5.0 | 7-8 | B－2 |
3 | 670℃ | 5.0 | 6-8 | B－3 |
4 | 760℃ | 6.5 | 6-7 | B－4 |
5 | 760℃ | 4.5 | 5-7 | B－5 |
| 晶粒度检测 6 | 760℃ | 5.0 | 3-8 | B－6 |
7 | 850℃ | 7.5 | 1.5-7 | B－7 |
8 | 850℃ | 8.0 | 2-7 | B－8 |
9 | 850℃ | 7.5 | 0-7 | B－9 |
10 | 930℃ | 8.0 | 3-7 | B－10 |
11 | 930℃ | 8.0 | 3-6 | B－11 |
12 | 930℃ | 8.0 | 3-6 | B－12 |
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四、分析与讨论
从表2及附图一可以看出，终锻温度对锻件的本质晶粒度有较大的影响，不同的终锻温度本质晶粒度差异较大，终锻温度大于900℃能获得较细的本质晶粒度，且晶粒十分均匀，终锻温度小于900℃本质晶粒度开始粗化，且晶粒变得不均匀，即通常所说的出现了混晶现象（通常认为在一个试样上晶粒大小差异超过了2级就可视为出现了混晶），终锻温度越低，出现混晶的机率越大，所混的晶粒也越粗大。
从图1中A－7－A－15看，在大晶粒中不但能看到包有完整的小晶粒晶界，还有隐隐约约的殘留晶界存在，且在粗大晶粒周围存在着较多的小晶粒具有不完整的晶界。这用传统的晶粒是通过晶界迁移方式长大是很难解释的，如果是靠晶界迁移的方式长大，在大晶粒内就不会出现有完整晶粒晶界存在，当然也不会出现一个晶粒存在非完整晶界，因此这种大晶粒的产生只能用晶粒合并长大方式来解释，中间存在的完整晶界可认为由于周围晶粒均通过合并方式成为了较大的晶粒，而中间存在的完整晶粒是由于某种原因未被合并而保留了下来。非整晶界则用这种合并理论更易解释，可认为消失了的晶界为已合并，而未消失部分则未被合并。这种晶界的合并可能是晶界上的位错通过攀升或滑移，转移到周围的晶界 上，导致原来的晶界消失，然后通过原子扩散和位置调整，使两个或多个取向晶体学位向相近的晶粒取向一致合并成一个晶粒，类似于晶粒中的亚晶粒合并，通过亚晶界的合并形成晶粒，而这些取向相近的晶粒不断的合并，最后成为了粗大晶粒。文献[1]的研究者认为是通过晶界分解合并长大的。
为什么高温锻造没有出现混晶，而低温锻造易出现混晶，上面已说明这种混晶产生的粗大晶粒，是通过类似于晶粒之间的取向一致的亚晶粒合并成晶粒的方式合并成一个大晶粒的。在热加工过程中变形与回复再结晶同时进行，如果低温锻造则回复再结晶不能完全进行，随变形的深入，部分未完全再结晶的晶粒会被不断的沿变形方向拉长，原本杂乱的结晶学位向会倾向于一致，形成择优取向[1]，在测定本质晶粒或后序热处理过程中这此结晶学位向一至的晶粒就会合并长大；在高温下进行锻造，回复再结晶能够很快完成，或者说完成得更彻底些，则不易形成这种结晶学位向接近的择优取向，在做本质晶粒度检测或后序的热处理过程中则没有产生结晶学位向一至的晶粒合并成大晶粒。
为了寻一种合适的热处理方式改善混晶，我们做了不同的锻后热处理工艺试验。其实验方法和实验结果如表3和图二。通过实验发现通过正火或完全退火处理虽能得到较细的实际
晶粒度，5－8级，但重新加热到930℃检测本质晶粒度，其本质晶粒却很粗大，且出现了严重的混晶。而通过高温回火处理，实际晶粒没有变化，本质晶粒却均匀细小。从图2可以看出混晶的情况与图一中的情况相似。对这种现象我们进行了分析，认为这与第二相质点的析出有关。
从理论上讲，在一定的加热速度和保温条件下，晶粒的长大受第二相质点、和初始晶粒度的影响，初始晶粒越细小则实际得到的奥氏体晶粒越细小，而我们的实验结果却是检测本质晶粒度前原始晶粒细小的且无混晶的试样最后的本质晶粒反而粗大，并且出现了混晶现象。那么只有一种理由可以解释，那就是我们的热处理改变了第二相质点。因此我们认为在670℃的高温回火过程中肯定析出了大量的高弥散的第二相质点，抑制了在测定本质晶粒度加热过程中的晶粒长大。有文献[2] 对阻碍晶粒长大的AlN质点在不同的温度区间析出的量进行了研究，发现AlN质点的在不同温度析出遵循图5 A的规律。从图5看AlN在600℃和900℃之间会出现两个析出峰值区，也文献[3]报到说AlN析出峰值在700℃和1050℃，见图5 B
A 图5 B
从上面出现混晶的实质和AlN质点的析出的规律来分析， 混晶的实质是晶体学位向相近的晶粒的合并而出现粗大晶粒，因此他与初始晶粒的大小无关，只要将温度加热到一定温度保温一定时间，满足晶体学位向接近的晶粒有足够的能量合并，晶粒就将合并长大。至于通过高温回火的试样测定本质晶粒时，晶粒就没有长大，这可能由于通过高温回火，均匀析出了高度弥散AlN质点（或其它第二相质）的增加，增强了钉扎作用，提高了晶粒合并和晶粒正常长大所需的能量，晶粒则需在更高的温度下才能长大。
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