51CrV4轴箱弹簧钢的热处理工艺-组织-性能研究

Correlation of Heat Treatment Process-Microstructure-Mechanical Properties of 51CrV4 Journal Box Spring Steel

摘要

利用光学显微镜（OM）、场发射扫描电镜（FESEM）、万能拉力及旋转弯曲疲劳试验机，分析51CrV4弹簧钢在840~900 ℃淬火及380~520 ℃回火工艺下的组织性能演变规律，并对弹簧钢最佳性能的选择进行探讨，以确定51CrV4轴箱弹簧钢的适宜热处理工艺。结果表明：随着淬火温度的升高，51CrV4弹簧钢晶粒逐渐长大，组织奥氏体化及渗碳体溶解更充分，残留并遗传的块状铁素体及未溶颗粒状渗碳体减少，因此拉伸和疲劳强度升高，韧性和塑性下降；随着回火温度升高，马氏体向回火屈氏体的转变更充分，碳化物逐渐由针状长大成棒状或颗粒状，固溶强化和析出强化作用减弱，致使强度下降而韧性和塑性升高。鉴于实际服役中51CrV4弹簧失效较多且冲击韧性偏低的情况，弹簧钢应具有合理的强度与韧性匹配，则获得最优综合性能的热处理工艺范围为淬火900 ℃+回火460~480 ℃、淬火880 ℃+回火460 ℃，此时抗拉和屈服强度分别为1 505~1 551和1 389~1 430 MPa，冲击韧性为14.7~16.7 J。

Abstract

To study the optimum heat treatment process of 51CrV4 spring steel for high-speed trains, the microstructure and mechanical property changes of the steel under quenching temperatures ranging from 840 - 900 ℃ and tempering temperatures from 380 - 520 ℃ were analyzed using Optical Microscope (OM), Field Emission Scanning Electron Microscopy (FESEM), universal tensile and the rotating bending fatigue testing machine. The criteria for selecting the best performance of the spring steel of journal box were discussed to determine the suitable heat treatment process. The results show that with the increase of quenching temperature, the austenite grains of 51CrV4 gradually grow larger, the cementite dissolves more completely into the austenite, less blocky ferrites and undissolved granular cementites are remained, which result in the increase of tensile and fatigue strength, and the decrease of toughness and plasticity. With an increase in tempering temperature, the transformation from martensite to tempered troosite becomes more complete, and the carbide precipitate grows from needle-like to rod-like or granular shapes, solution strengthening and precipitation strengthening become weaker, which contributes to a decrease in strength and an increase in toughness and plasticity. Considering that the 51CrV4 journal box spring still has a higher failure rate and lower impact toughness, a reasonable strength-toughness matching should be achieved for 51CrV4 steel. Therefore, the optimum heat treatment process ranges for obtaining better comprehensive performances are quenching at 900 ℃ followed by tempering at 460 - 480 ℃, quenching at 880 ℃ followed by tempering at 460 ℃. The tensile and yield strength are 1505 - 1551 MPa and 1389 - 1430 MPa, respectively, and the impact toughness is 14.7 - 16.7 J.

Graphical abstract

关键词

热处理工艺 / 51CrV4钢 / 轴箱弹簧 / 组织性能 / 弹簧失效

Key words

Heat treatment process / 51CrV4 / Journal box spring / Microstructure and properties / Spring failure

近年来，我国轨道交通迅猛发展，随着车辆运行速度的提高和振动程度的加剧，走行部件的实际运行条件更加恶劣，因此对安装于转向架一系悬挂系统中的轴箱弹簧的强度、韧塑性、疲劳性能和抗弹减性等的要求越来越高^［1］。老牌号的硅、锰弹簧钢已不能满足提速后列车的要求^［2-4］，因此我国借鉴外国经验引入了Cr-V系钢种51CrV4，其具有优良的综合力学性能，且淬透性高^［5］，目前广泛应用于高速列车及机车的轴箱弹簧。

弹簧生产过程中的热处理工艺包括均温、淬火和回火^［6］，是影响其力学性能的重要因素，如工艺参数控制不当，极易导致弹簧性能不合格。为确定51CrV4弹簧钢具有最佳的综合性能，李元元等^［5］通过对不同淬火和回火温度下热处理后51CrV4的组织性能分析，发现在860 ℃保持40 min油淬、450 ℃保持90 min回火下的弹簧钢综合性能最佳，抗拉和屈服强度分别为1 678和1 293 MPa，断后伸长率和断面收缩率分别为8.9%和42.5%，相比于热处理工艺优化前生产的弹簧钢，疲劳寿命得到提升；张晓东等^［7］研究了在790~950 ℃下奥氏体化的51CrV4弹簧钢组织、拉伸性能和硬度，确定了860 ℃淬火+460 ℃回火下的综合性能最佳；曹宇等^［8］对Nb含量（质量分数）为0.02%的51CrV4弹簧钢热处理工艺与性能的关系进行了研究，发现在860 ℃淬火+450 ℃回火后的拉伸强度和塑性最优；朱林^［9］同样主要通过拉伸和硬度的试验结果，确定了51CrV4弹簧钢获得最佳性能的热处理工艺。可见以往关于51CrV4弹簧钢热处理工艺对组织和性能影响的研究，多是以拉伸性能和硬度作为判据，选取具有最优综合性能的热处理工艺，而并没有兼顾韧性指标。

在弹簧实际应用中，断裂失效事件频发，近年来分析了数10起轴箱弹簧失效案例，其中51CrV4轴箱外圆弹簧占据了约55%。为研究其断裂原因，从组织性能和结构等多方面进行了检验分析，发现各失效弹簧的冲击韧性均仅高于10 J的下限要求，且断口多呈现脆性沿晶状态，表明材料韧性较低而偏于脆性。

本文鉴于51CrV4轴箱弹簧失效多发的现状，详细研究了热处理工艺对51CrV4弹簧钢组织演变及力学性能的影响，以揭示弹簧钢的热处理工艺-组织-性能关系，并基于此探讨了弹簧钢最佳综合性能及热处理工艺选择规则。

1 试验材料及方法

1.1　试验材料

试验材料选用某厂生产的51CrV4弹簧钢，其化学成分见表1。

试验用51CrV4弹簧钢原始组织形貌如图1所示。从图1可以看出：原始组织为退火态的粒状珠光体组织；参照GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定》中A法评定棒料的非金属夹杂物级别，在大于200 mm²的观察面内未发现明显的夹杂物，表明试验用51CrV4弹簧钢较为纯净。

1.2　试验方法

参考51CrV4弹簧钢的热处理工艺范围^{［7-8，10-11］}及弹簧生产企业的现行工艺，制定了弹簧钢的淬火和回火热处理试验方案：在840~900 ℃温度范围内进行奥氏体化，保温1 h后油淬，之后在380~520 ℃范围内进行回火处理，保温2 h后水冷，且回火要在淬火后的8 h内进行。组织分析试样均从圆棒料的1/2半径处切取，淬火和回火试样横截面均进行砂纸研磨和抛光，分别在苦味酸溶液和体积分数4%的硝酸酒精溶液中浸蚀后，在Leica DMI 5000M光学显微镜和SUPRA 55场发射扫描电镜（FESEM）下观察试样微观组织特征。为确定回火组织中的相，采用FM-810型显微维氏硬度计进行维氏硬度（HV）测量，试验负载为100 g，保载时间为5 s。

为了进一步研究热处理工艺对51CrV4弹簧钢力学性能的影响，对各热处理试样采用GNT100型电子万能试验机进行拉伸试验、ZBC1501型摆锤式冲击试验机进行冲击试验、QBWP-1000型旋转弯曲疲劳试验机进行疲劳试验，其加载频率为83.3 Hz，上述试验均在室温下进行。

2 试验结果及分析

2.1　热处理工艺对组织特征的影响

2.1.1　淬火温度对奥氏体晶粒尺寸的影响

51CrV4弹簧钢在不同温度淬火及回火后奥氏体晶粒形貌和测量的尺寸分别如图2和图3所示。图中：试样编号Q840代表试样在840 ℃淬火工艺下制备；Q840-T380代表该试样在840 ℃淬火+380 ℃回火工艺下制备；其他类同。

从图2和图3可以看出：在各温度下淬火后得到的奥氏体晶粒细小均匀，晶粒度均在8.5级以上，随淬火温度的升高，晶粒生长较缓慢，其生长趋势与文献［5］中51CrV4弹簧钢奥氏体晶粒随淬火温度的生长趋势（图3虚线）吻合；当温度超过900 ℃后，晶粒开始加速长大，较快的晶粒长大速度不利于组织的精细把控；后续的回火热处理中由于回火温度未到奥氏体转变温度，因此晶粒大小相较于淬火晶粒不会发生明显变化。

2.1.2　淬火、回火对组织转变及传递的影响

51CrV4弹簧钢淬火后的金相组织如图4所示。从图4可以看出：840 ℃淬火下组织主要为细针状和板条状马氏体，少量针状贝氏体和残余奥氏体；随着淬火温度升高，淬火组织以板条状为主，针状马氏体含量减少，且组织逐渐变得粗大。

淬火钢在回火过程中的组织转变主要有马氏体的分解、碳化物的析出和长大、残余奥氏体的分解及固溶体的回复和再结晶等^［12］。51CrV4弹簧钢淬火+回火后的金相组织如图5所示。

从图5可以看出：840 ℃淬火、较低温（380~440 ℃）回火时，淬火组织向回火屈氏体的转变不充分，组织仍隐现马氏体位向，此外还存在少量白色块状组织，对白色块状组织进行显微硬度测量，为327~350 HV，相比之下其他颜色的基体组织硬度为428~490 HV；而较高淬火温度下，白色组织逐渐变少，可见其应为原料在较低温度淬火下未完全奥氏体化而残留的组织；随着回火温度升高，马氏体位向逐渐消失，组织主要为较细的回火屈氏体；此外，随着淬火温度的升高，回火屈氏体针略微变粗，这应是受到针状淬火马氏体尺寸的影响。

回火组织的扫描电镜形貌如图6所示。从图6可以看出以下结论。

（1）Q840-T420热处理工艺下，可见明显存在2种组织，即图中虚线圈和实线圈内所示，其中大部分如后者，黑色的铁素体基体包裹着大量呈针状、棒状或颗粒状的白色碳化物，为正常的回火屈氏体组织；虚线圈内的碳化物明显较为粗大，形态上类似于原始的粒状珠光体组织，但尺寸要小些；随着回火温度升高，虚线圈中的组织逐渐减少，演变为回火屈氏体，Q840-T520热处理工艺下可见组织几乎全部为回火屈氏体。

（2）在其他较高的淬火温度下，弹簧钢奥氏体化更充分，回火组织中类似虚线圈内的组织占比要少很多，如Q860-T420工艺下；而Q900-T420下全部为回火屈氏体组织；虚线圈中的组织随淬火和回火温度的分布规律与图4中光镜下观察到的白色块状组织相同，2者应为同一组织；在淬火加热过程中球状珠光体向奥氏体转变的速度较慢^［13］，导致少量原始组织未完全奥氏体化且在较低回火温度下保留下来。

（3）此外，在840 ℃的较低淬火温度下，可见大量的球状碳化物，尺寸在1 μm以下，而在如Q880-T420工艺的较高淬火温度下，球状碳化物数量和尺寸明显减小，表明低温淬火组织中存在的球状碳化物源自原料中的球状碳化物；在840 ℃淬火温度下，球状碳化物未完全回溶，遗留下而成为未溶颗粒状渗碳体，而在900 ℃下，碳化物回溶较为充分，球状碳化物几乎消失，形成更为均匀的回火屈氏体组织。

在回火处理中，马氏体分解，碳原子从马氏体中脱溶析出，形成与母相马氏体共格界面的碳化物，这些碳化物不断溶解析出和生长，成为细小的针状碳化物。随着回火温度提高，针状碳化物的长宽比缩小，逐渐由针状变为棒状或颗粒状。

结合热力学计算51CrV4弹簧钢中析出相随温度的变化趋势，不同回火温度下析出相的摩尔分数^［6，14］如图7所示。图中：绿色区间为本试验的380~520 ℃回火温度。

从图7可以看出：析出的碳化物主要为由渗碳体转变的M₇C₃，低温下还生成少量的M₃C₂，这表明图6中各回火温度下的主要析出物为M₇C₃，即铁素体基体中分布的呈细针状或棒状碳化物（θ-碳化物）^［5，15］；此外也可确定较低淬火温度下的球粒状碳化物并不是在回火中析出的，而是原料中遗传下的未溶颗粒状渗碳体。

2.2　热处理工艺对力学和疲劳性能的影响

热处理工艺对51CrV4弹簧钢拉伸和冲击性能的影响研究，在文献［16］中已进行了详细阐述，本文不再赘述。不同热处理工艺下51CrV4弹簧钢的室温力学性能^［16］如图8所示。图中：黑色虚线为标准TB/T 2211—2010《机车车辆悬挂装置钢质螺旋弹簧》中的技术要求值。

从图8可以看出：热处理工艺的影响规律简言之即随着淬火温度升高，强度（抗拉强度R_m、屈服强度R_p0.2）呈上升而塑韧性（断后伸长率A、断面收缩率Z和冲击吸收能量A_k）普遍呈下降的趋势；随着回火温度升高，强度下降而塑韧性提高；结合标准TB/T 2211—2010《机车车辆悬挂装置钢质螺旋弹簧》^［17］可知，在较低淬火+较高回火温度下的弹簧钢强度R_m和R_p0.2达不到要求，在840 ℃淬火温度下，即便在较低的回火温度下，强度也明显偏低；而较高淬火+较低回火温度也会使A_k处于较低水平。

选取部分热处理工艺下的弹簧钢，按升降法进行旋弯疲劳试验，以获得大致的疲劳极限σ_-1，得到3对结果相反的有效试验数据，结果见表2。表中：×表示疲劳试验试样破坏；○表示疲劳试验试样越出。由表2可知：Q880-T420和Q860-T440工艺下的σ_-1分别为796和763 MPa。

对于常见的金属工程材料，其抗拉应力σ_b、屈服应力σ_y与疲劳极限σ_-1这3者间存在密切的联系^［18-19］，σ_-1/σ_y与σ_y/σ_b具有较好的线性关系，即

\omega \frac{{\sigma }_{-\mathrm{1}}}{{\sigma }_{\mathrm{y}}}+\frac{{\sigma }_{\mathrm{y}}}{{\sigma }_{\mathrm{b}}}=C（1）

式中：C和ω分别为与合金成分和组织缺陷相关的影响因子，分别取1.61和1.31^［18］。

由式（1）估算Q880-T420和Q860-T440工艺下的σ_-1分别为815和771 MPa，与旋弯疲劳试验结果相差均较小。

由各热处理工艺下弹簧钢的拉伸数据估算的疲劳极限如图9所示。从图9可以看出：疲劳极限与拉伸性能的变化趋势类似，随着淬火温度和回火温度的升高，分别呈上升和下降的趋势；弹簧钢的疲劳极限在840~860 ℃淬火+520 ℃回火温度下最低，分别为578和569 MPa；在880~900 ℃淬火+380 ℃回火温度下最高，分别为865和872 MPa。

2.3　51CrV4弹簧钢的工艺-组织-性能

综合前面的分析结果，建立51CrV4的热处理工艺-组织-性能关联图如图10所示。

从图10可以看出以下结论。

（1）随着淬火温度升高，51CrV4弹簧钢组织奥氏体化及碳化物溶解更充分，固溶强化作用增强^［20］，且铁素体体积分数降低，继而在回火后形成分布更均匀的回火屈氏体，因此R_m和R_p0.2呈增加而A和Z普遍呈下降的趋势；尤其在840 ℃温度下保温，组织未完全奥氏体化而残留较多的块状铁素体和未溶颗粒状渗碳体，其存在也降低了弹簧钢固溶强化和回火时的析出强化效果，因此840 ℃温度下的R_m和R_p0.2与较高淬火温度下的相比要低很多，相应的对疲劳性能也产生不利影响，冲击韧性则明显偏高。

（2）在相同淬火温度下，随着回火温度升高，R_m和R_p0.2逐渐下降，韧塑性呈上升的趋势。这一方面是由于随着回火温度升高，马氏体容易发生分解，向回火屈氏体转变的更充分，马氏体位相消失，原子尺度上淬火马氏体中的饱和碳原子活性增强，所以碳原子的固溶强化作用逐渐减弱^［21-22］，且位错密度也会降低；另一方面析出碳化物形态也逐渐由细针状长大成棒状或颗粒状，使得析出强化的效果减弱，从而导致强度和疲劳性能下降。

（3）对于较低回火温度下合金钢具有较低的冲击韧性，如Q900-T380工艺下，在较高的淬火温度下几乎完全转变为马氏体而无块状铁素体，而后在较低回火温度下又没有转变为均匀的回火屈氏体，且奥氏体向马氏体转变时体积膨胀积聚的内应力得不到充分的释放^［5］，因此呈现高强度、低韧性的特征。

由以上试验结果可知，在满足标准要求的力学性能及微观组织前提下，要使51CrV4弹簧钢具有较高疲劳寿命，热处理工艺范围应为较高淬火温度880~900 ℃+较低回火温度420~440 ℃，此时强度具有较高的富余量，但冲击韧性偏低，为12.0~13.5 J。

考虑到在冬季低温条件下运行的车辆，金属材料的韧性会随着温度的降低而下降，金属结构件有发生脆断的风险，因此具有较高的冲击韧性将是弹簧钢发展的必然趋势^［23］。材料疲劳寿命并不是由强度或韧性单独控制，其与强韧性配合有着密切关系。对于合金钢，相较于不同热处理工艺获得的高强低韧、低强高韧状态，中强高韧状态下具有最高的疲劳极限和寿命水平^［24］。强度的提高确保材料具有较高的裂纹生成寿命，不易萌生疲劳裂纹；韧塑性的提高有利于降低裂纹扩展的速率，减缓疲劳失效状况的发生^［25-27］。只有强度和韧性兼顾的弹簧钢才会具备超长的疲劳寿命。

因此在本文研究的热处理工艺条件下，应兼顾51CrV4弹簧钢的强度和韧性，适当降低弹簧钢的富裕强度而提高冲击韧性，相应的选择较高回火温度，即从图10中的左上侧向右上侧灰色区域倾斜，选择淬火900 ℃+回火460~480 ℃，淬火880 ℃+回火460 ℃的热处理工艺范围，此时具有较优的综合性能。

3 结　论

（1）随着淬火温度由840 ℃升高到900 ℃，51CrV4弹簧钢晶粒缓慢长大，组织奥氏体化及碳化物溶解更充分，残留并遗传的块状铁素体及未溶颗粒状渗碳体减少，因此拉伸强度升高，相应的疲劳强度普遍升高，韧性和塑性下降。

（2）随着回火温度由380 ℃升高到520 ℃，马氏体向回火屈氏体的转变更充分，碳原子的固溶强化作用减弱；碳化物逐渐由针状长大成棒状或颗粒状，使得析出强化的效果减弱；且马氏体相变产生的内应力逐渐释放，因此拉伸和疲劳强度下降，韧性和塑性升高。

（3）51CrV4弹簧钢最优综合性能的选择应兼顾强度和韧性，适宜的热处理工艺范围为淬火900 ℃+回火460~480 ℃，淬火880 ℃+回火460 ℃，此时抗拉和屈服强度分别为1 505~1 551和1 389~1 430 MPa，冲击韧性为14.7~16.7 J。

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基金资助

中国国家铁路集团有限公司科技研究开发计划课题(J2021J005)