36MnVS4材料连杆生产过程中铁素体含量的控制工艺

陈力，质保部部长，高级工程师，从事金相检验和质量管理工作20余年，具有国家劳动保障部颁发的物理性能检验三级（高级）资格证，新产品开发项目组主要成员，获得过新产品开发科技进步一等奖、二等奖。

某公司生产连杆锻件采用36MnVS4材料，棒料加热到1230℃，进行锻打，切边后放入风冷设备传送链进行吹弱风冷却。经检验，锻件其他性能都符合技术要求，只有铁素体含量超出要求范围，金相组织照片放大500倍，晶粒度为8级，铁素体含量为48.72%。铁素体含量超出要求范围很多，经过多种工艺试验，铁素体的含量，虽然有所下降，但不能达到要求范围≤35%。

实验分析

我们对关于36MnVS4材料的连杆，在锻件余热控冷处理后所得“珠光体＋铁素体”组织中，铁素体含量超标情况，现做出如下实验分析和生产试验处理建议。

(1）按照现有的资料显示，得如下已知情况。

1）锻件使用材料为：36MnVS4，化学成分如下：

锻件性能要求：σs≥750N/mm2，σb：950～1100N/mm2，δ≥12%。

锻件金相要求：珠光体+铁素体；并且铁素体含量≤35%。晶粒度：5～8级。

2）连杆锻件生产工艺流程：下料－中频感应加热－辊锻制坯～液压模锻成形（始锻～终锻）－切边－控冷－喷丸－探伤－硬度分选－精整－重量检查。

3）锻造加热温度：1200～1250℃；在后来的试验中提高到1300～1340℃。

4）控制冷却：因为是“2＋1”整套生产线进口，利用锻造余热，在保证终锻温度不低于Ar3或更高的温度时，控制冷却采用3个分段且每段都可以采取强风、弱风和不吹风方式，达到利用锻造余热、控制冷却来获得“珠光体＋铁素体”组织，期待满足处理该非调质钢锻造连杆的各项检测要求，包括“铁素体量≤35%”。

5）问题：在采用外方建议的从1230℃提高到1300℃奥氏体化加热温度后，铁素体量降低并接近质量要求。如果采用更强烈的冷却方式将不能得到完全的珠光体＋铁素体组织，这当然不能满足要求。

(2）理论分析。

从Fe-Fe3C相图，对于36MnVS4我们处理为普通碳素结构钢，含碳量0.34%，即不考虑合金元素对临界温度、热处理工艺参数等的影响，依据过冷度对转变产物的影响，就是说珠光体转变伪共析区左浓度线，即根据Acm低温延长线，并根据杠杆定律计算：在Ar3稍下，铁素体量～55%；在650℃，铁素体量～51%；在550℃，铁素体量～38%；在500℃，铁素体量≤35%。

(3）实验及分析。

现在，我们利用实验室内自己建立的实验条件：一台高温炉，使用温度800～1150℃；一台低温炉，使用温度≤700℃；一台速冷装置，风压达到＞1000Pa；一部美国雷泰的红外测温仪。

我们利用4件精锻连杆，尽管不能够达到锻造余热控冷，我们也还是重新加热，我们考虑控冷采用了4种方案：

方案1：950℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60min，出炉缓慢冷却；

方案2：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，并等温60min，出炉缓慢冷却；

方案3：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却；

方案4：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃，吹风冷却，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却。

对于以上实验：我们事先不能确定临界冷却速度和BS点，也还须确认连续冷却假定的过冷度后，连续吹冷转变会否得到非珠光体型组织。因此吹风冷却下限温度控制在550℃。

(4）实验分析。

1）对于“950℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60min，出炉缓慢冷却”，得到非常细的等轴铁素体和珠光体组织，分布均匀，铁素体量～59%，硬度为241～262HB。很明显，加热并保温时钢中的VN或VCN不能分解和固溶到奥氏体中，或者较少，抑制奥氏体晶粒长大并成为随后先共析铁素体析出的一致性和依附的异质核心，提高了连续冷却时的临界冷却速度。尽管我们设想实验采用的过冷度较大，但实际上没形成过冷，或者说提供的强制吹风冷却速度并不充分。不作讨论。

2）“1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，并等温60min，出炉缓慢冷却”，“1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却”及“1150℃奥氏体化加热和保温60min结束后，缓冷到850℃，吹风冷却，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却”对比见表1：

表1 1150℃奥氏体化加热和保温60min结束后的不同控冷处理和性能

控冷方式及检测项目 方案2 方案3 方案4有无缓冷 无 无 有吹冷开始温度 1150℃ 1150℃ 850℃晶粒度* 5.5 6 5.5铁素体和珠光体晶粒大小均匀性 较均匀 不均匀 不均匀铁素体分布状况 块状，在珠光体内有较多分布，原奥氏体晶界处的铁素体也较粗大块状，原奥氏体晶界近乎连续，在珠光体（原奥氏体晶粒）内的较晶界分布的稍粗大铁素体量* 34% 32% 33%硬度HB 302～341 321～331 293～341原奥氏体晶界为主，断续，较细小

图1 方案1：950℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60min后出炉缓冷的组织

图2 方案2：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，并等温60min出炉后出炉缓冷的组织

3）以上可以总结出：

①550℃等温处理比不等温处理有更多铁素体量析出。

②缓冷后的吹冷比直接吹冷有更多的铁素体析出，并且铁素体更为粗大。

③硬度偏差来自测量位置、测量仪器、测量人员的读数，但还是能够确认布氏硬度d10/30/30sec在293～341HB。

④对比方案3和方案4得出：根据铁素体大小和分布，分析原因，VN或VCN在＞850℃的缓冷中在奥氏体晶内和晶界都发生粗化，包括分解并固溶的VN或VCN重新在原位置再析出，以及已有的VN或VCN的合并，这样减少铁素体异质形核位置，固溶的V在晶界扩散增加析出数量；但同时，随着缓冷过程，奥氏体中的碳浓度分布均匀性的偏差也在减小，根据Fe-Fe3C相图A3和Acm线，浓度散差减小，分散度降低，相似浓度或相同偏差的区域也应在增大，这样的区域也易于析出为同一铁素体晶粒。上述两条可以解释缓冷过程使铁素体稍显粗大以及在晶界分布较多以至块状连续分布。对比方案3和方案4，表现出有缓冷的块状，原奥氏体晶界近乎连续，在珠光体内的较晶界分布的稍粗大。

⑤对比方案2和方案3得出：根据铁素体大小和分布，分析原因，在550℃的等温处理中，继续发生铁素体的析出。在奥氏体晶内VN或VCN继续析出，颗粒数量增加；在晶界包括原奥氏体晶界，或许也包括铁素体和奥氏体界面（相界）处析出；上述两点的等温过程中析出，看出铁素体数量多，晶粒较不等温处理的稍大；也包括在已析出的化合物颗粒上析出长大而形成粗化，包括分解并固溶的VN或VCN重新在原位置再析出，以及已有的VN 或VCN的合并，与在奥氏体晶界新析出的化合物颗粒综合效应，这样在奥氏体晶界铁素体异质形核位置数量几乎不变时，有等温的铁素体奥氏体晶界处的铁素体晶粒尺寸较大。对比方案2和方案3，表现出有等温过程的铁素体体积分数大、晶粒大、分布较均匀。

生产试验处理建议

(1）根据理论分析，对于钒含量V 0.25～0.30wt.%，VN或VCN完全溶解温度≥1200℃，对比实验的奥氏体化加热和保温温度1150℃及保温时间60min，不能完全分解和固溶，但又超过奥氏体晶粒粗化温度，实验获得的晶粒不是很均匀，因而1150℃不是最终需要的奥氏体化温度，应控制在1200℃或更高。锻造加热温度1260℃～1300℃比较合适。

图3 方案3：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却后的组织

图4 方案4：1150℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃，吹风冷却，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却的组织

(2）生产过程因奥氏体化温度较高，但同时8sec 或15sec的短时（近乎瞬时加热）保温，VN或VCN应接近或已完全溶解，但还难以扩散均匀，即所说的奥氏体化后的成分均匀化，尽管奥氏体晶粒均匀连续长大，但不能发现此类含较多V、S易切削非调质钢沉淀强化、IGF强化机理的体现。

(3）实际生产中的金相试样，因为未充分分解和固溶，奥氏体内碳的均匀性不足或与实际碳含量不符合，减少铁素体量的吹风快速连续冷却，要获得的抑制或更确切说减少先共析铁素体析出，并且要达到理论过冷获得伪共析珠光体的工艺目标，难以实现。

(4）对 于E888连杆，采用精锻并且冷后胀裂处理工艺，选取易切削非热处理或非调质钢36MnVS4材料，并要获取综合的最终组织与力学性能，控制加热和控制冷却不仅必要而且应做到精确处理，就包括：充分奥氏体化（奥氏体化、化合物甚至包括MnS分解和固溶、固溶体均匀化），控制住始锻和终锻的热加工温度，终锻后的控制冷却（依据连续冷却转变甚至联系等温转变原理对不同温度段控制冷却速度或者保温处理）。

(5）建议实际生产线，提高加热温度。始锻温度过高，控制冷却第一段冷却到550℃，第二段缓冷。