30CrMnSiA 薄壁杯形件的強韌化工藝方法

夏琴香 謝章雄 陳燦 肖剛鋒

（華南理工大學 機械與汽車工程學院，廣東 廣州 510640）

為適應產品高承載能力和高壽命的發展需求，金屬材料的高強度和高韌性顯得尤為重要。在材料加工過程中，同時使材料的強度、韌性指標獲得提高的過程稱為強韌化，但是一般強度高的材料，其韌性會稍差，強度和韌性這兩個性能屬性是相互排斥的，兩者的矛盾十分突出［1］，如何同時提高零件的強度和韌性，使金屬材料性能得到強韌化，將會成為機械制造領域的重點研究內容。目前，金屬的強韌化機制主要有固溶強化、第二相強化、形變強化、細晶強化和熱處理強化等，其中晶粒細化被認為是唯一能同時提高強度和韌性的有效方法［2-3］。形變和熱處理都可在零件制造過程中獲得均勻細化的晶粒組織，從而提高材料的強韌性，因此，基于形變與熱處理相結合的形變-熱處理工藝，能利用形變強化、相變強化和細晶強化等多種機制實現強度與韌性的同時提高［4-5］。

諧波減速器柔輪是一種利用薄壁彈性變形傳遞動力的柔性零件，通常采用30CrMnSiA等具有良好力學性能的合金鋼制備，其杯形殼體的壁厚僅為0.4~0.5 mm，傳統的制造方法為模鍛-正火-粗車-調質-半精車-退火-半精車-深冷-精車，不僅材料利用率低、能量損耗大、加工路線冗長，且由于成品柔輪殼體壁薄、車削時易變形，易造成產品質量的不穩定；此外，因車削加工導致金屬的纖維流線被切斷，并易形成表面微裂紋缺陷，還會導致成品的強度及韌性不足，嚴重降低諧波減速器的承載能力和壽命［6］。張朝磊等［7］對比研究了某國產柔輪和日本哈默納科柔輪的組織和力學性能，結果表明，日本生產的高精密級諧波減速器柔輪的晶粒度達11.5 級、疲勞壽命為10 000 h，而國產柔輪晶粒度為7.5 級、疲勞壽命僅為5 000~6 000 h，遠低于國際先進水平。研究出該類薄壁零件的長壽命高強韌性制備工藝方法，對提升我國高性能核心基礎零部件制造技術的競爭力具有重要的理論意義及工程應用價值。文中以某30CrMnSiA薄壁杯形件為研究對象，探索采用形變-熱處理工藝制備具高強韌性能的30CrMnSiA薄壁杯形件的方法，并對成形過程中各工序件的微觀組織和力學性能進行了研究，獲得了合理的形變-熱處理工藝規范，以期為此類合金鋼構件的長壽命高強韌性制備提供一種新的形變-熱處理工藝方法。

1 形變-熱處理工藝試驗

1.1 成形方案的擬定

某30CrMnSiA 薄壁杯形件的壁厚僅為0.49 mm（如圖1所示），對于該薄壁杯形件，可采用旋壓工藝實現其少、無切削高效精確塑性成形。旋壓是使金屬材料發生連續局部塑性變形而成為所需的薄壁空心零件的一種精密塑性成形方法，相較于傳統車削加工方式，用旋壓成形方式制備的薄壁杯形件具有不破壞金屬纖維流線、能細化組織晶粒的特點，可以顯著提高杯形件的強度；此外，旋壓成形時旋輪對變形金屬有壓延、整平作用，可使旋制出的薄壁杯形件具有較高的尺寸精度和表面光潔度［8-9］。

圖1 薄壁杯形件零件圖（單位：mm）Fig.1 Part drawing of a thin-wall cup-shaped part （Unit： mm）

為保證薄壁杯形件具有良好的疲勞性能及承載能力，需使其獲得特定的微觀組織形態以滿足其綜合力學性能要求。30CrMnSiA 經調質處理可獲得均勻細化的回火索氏體，使薄壁杯形件具有較高的強度及良好的韌性［10］。由于薄壁杯形件總減薄率較大，擬在調質處理前先對預制坯進行旋壓成形。為便于調質處理前進行旋壓成形，對初始鍛件毛坯進行完全退火處理，以降低材料硬度、提高塑性，同時細化晶粒、均勻組織，消除鍛造時造成的組織缺陷（如帶狀組織）。

調質處理后零件再經旋壓成形出最終的薄壁杯形件尺寸。旋壓成形會形成細長的纖維組織，并引起晶體內部位錯堆積，從而使旋壓件的塑性及韌性下降。通過時效處理能消除旋壓成形帶來的晶格畸變、位錯纏結及殘余應力。此外，利用時效處理彌散析出的第二相顆粒還可以提高材料的強度及硬度。選擇合適的時效處理溫度及時間可使金屬材料的強度和韌性獲得較好匹配，從而獲得良好的綜合力學性能［11］。

綜上，擬定薄壁杯形件的成形方案如下：鍛造-退火-旋壓-調質-旋壓-時效。

1.2 旋壓成形+熱處理試驗

試驗材料為30CrMnSiA合金結構鋼鍛造退火態棒材，其化學成分如表1所示。

表1 30CrMnSiA鋼的化學成分Table 1 Chemical compositions of 30CrMnSiA steel

為盡可能地提高薄壁杯形件旋壓成形的精度，減少旋壓工序，采用三旋輪錯距旋壓方式實現杯形件的壁厚減薄。如圖2（a）所示，通過周向均勻布置的3個旋輪使徑向旋壓力平衡，減少因成形過程中彈性形變引起的尺寸誤差，三旋輪錯距旋壓旋輪的軸向和徑向位置如圖2（b）所示（為方便分析，將3個旋輪繪制在同一縱截面內）。

圖2 錯距旋壓示意圖Fig.2 Schematic diagram of stagger spinning

三旋輪錯距旋壓采用雙錐面旋輪，旋輪型面結構如圖3所示，旋壓試驗所用旋輪型面的幾何參數如表2所示［12］。

表2 旋輪結構參數Table 2 Structural parameters of roller

圖3 旋輪結構示意圖Fig.3 Schematic diagram of roller structure

旋壓試驗方法如下：對完全退火態鍛件毛坯進行車削，得到圖4所示的旋壓預制坯；采用兩道次錯距旋壓旋出1.06 mm壁厚的旋壓件，經調質處理后，再進行第3 道次錯距旋壓，旋制出0.49 mm壁厚的旋壓件。各道次的旋壓試驗工藝參數如表3所示［12］。

表3 旋壓試驗工藝參數1）Table 3 Process parameters of spinning test

圖4 旋壓預制坯零件圖（單位：mm）Fig.4 Part drawing of spinning preform （Unit： mm）

在旋壓過程中，對經兩道次旋壓后的1.06 mm壁厚旋壓件進行調質處理，為防止旋壓件表面氧化，調質處理時采用真空淬火+真空回火方式，真空淬火工藝參考30CrMnSiA熱處理規范［13］，淬火加熱溫度為880 ℃，冷卻方式為油冷。吳子愷等［14］在研究回火溫度對30CrMnSiA 鋼力學性能的影響時，發現回火溫度對30CrMnSiA合金鋼沖擊性能有很大的影響，回火溫度較高時可避開高溫回火脆性區，使得30CrMnSiA具有較高的沖擊韌性。為使最終的旋壓件具有較高的強度和韌性，回火溫度擬采用600 ℃，冷卻方式為油冷。

真空調質處理后坯料強度較大，故采用零錯距旋壓的方式進行第3 道次旋壓，成形出0.49 mm 壁厚部分，再對第3道次旋壓后的旋壓件進行時效處理。為使旋壓件在時效處理后具有較好的韌性及塑性，可采用時效溫度超過正常時效溫度的過時效［15］，擬對200~300 ℃的時效溫度區間進行研究，對旋壓件分別進行時效溫度為200、225、250、275、300 ℃且保溫6 h的時效處理。

2 旋壓件組織性能分析

2.1 微觀組織分析

金相取樣及觀測面位置如圖5所示，薄壁杯形件成形時各工序的微觀組織演變如圖6 所示。圖6（a）為退火態鍛件毛坯的微觀組織，為鐵素體及片層狀珠光體。圖6（b）為經過第1、2 道次錯距旋壓后的微觀形貌，金屬組織流線方向與旋壓進給方向一致，經第1、2 道次錯距旋壓后，原片層狀珠光體片層方向與旋壓進給方向一致的，片層被擠壓后形成鏈狀，原片層狀珠光體片層方向與旋壓進給方向垂直的，片層形狀被保留下來。圖6（c）為第1、2道次錯距旋壓并進行真空調質處理后的回火索氏體組織，回火索氏體的強度、塑性和韌性都比較好，對提高薄壁杯形件的強韌性具有重要作用。圖6（d）為經過第3 道次零錯距旋壓（減薄率為53.8%）后的微觀組織，回火索氏體中的細粒狀滲碳體和鐵素體基體在旋壓成形后均沿旋壓進給方向被拉長、變細，旋壓成形導致位錯堆積、密度增大，使材料呈現出加工硬化現象，即強度提高但韌塑性下降。圖6（e）為第3 道次旋壓件經300 ℃+6 h時效處理后的微觀組織，與圖6（d）相比，時效處理后組織進一步細化，滲碳體及時效析出的細小碳化物更加彌散均勻地分布在鐵素體基體上，主要原因是旋壓形變使材料的位錯密度和內部自由能顯著提高，為后續時效處理提供了額外的晶界遷移驅動力［16］，促進了時效處理后晶粒組織的細化。圖6（f）為采用掃描電鏡（SEM）獲得的時效處理后的微觀組織，由圖可知，時效處理后過飽和的碳以顆粒狀碳化物的形式彌散析出。

圖5 金相取樣及觀測面位置Fig.5 Position of metallographic sampling and observation surface

圖6 薄壁杯形件成形時各工序的微觀組織Fig.6 Microstructures of various process parts in forming thin-wall cup-shaped parts

2.2 力學性能分析

通過線切割從薄壁杯形件上切取拉伸試樣和沖擊試樣，取樣位置如圖7（a）所示。參考ASTM E8/E8M-2013a 標 準， 設 計 如 圖7（b）所 示 的30CrMnSiA 合金鋼非標準單向拉伸試樣。在島津AG-100KN 萬能試驗機上進行單向拉伸試驗，拉伸速率為0.5 mm/min，在拉伸試樣表面噴涂黑色散斑，用工業相機以一定的頻率采集圖像數據，記錄材料的變形過程，利用DIC（數字圖像相關法）技術獲得對應的工程應變，利用試驗機數據獲得試樣的工程應力。各工序件的工程應力-應變曲線如圖8所示。

圖7 拉伸及沖擊試樣尺寸（單位：mm）Fig.7 Dimensions of tensile and impact specimens （Unit： mm）

圖8 各工序件的工程應力-工程應變曲線Fig.8 Engineering stress-engineering strain curves of various process parts

表4 為薄壁杯形件各工序件的力學性能對比。由表4 可知，初始毛坯經旋壓-調質-旋壓成形后，屈服強度、抗拉強度及硬度大幅度提高，但斷后伸長率、斷面收縮率出現大幅度降低。經時效處理后，強度和塑性都有所提高，其中300 ℃+6 h時效處理后的強度和塑性匹配較好，相比時效前的旋壓件，300 ℃+6 h時效處理后的屈服強度由973.20 MPa上升至1 056.38 MPa，抗拉強度由1 139.29 MPa 上升至1 171.53 MPa，硬度（HV）由353.60 上升至377.30，斷后伸長率由10.00%上升至11.60%，斷面收縮率由20.24%上升至24.64%。與傳統的采用調質態進行車削獲得的產品相比，形變-熱處理獲得的薄壁杯形件的屈服強度由545.50 MPa上升至1 056.38 MPa，提高了93.65%；抗拉強度由792.23 MPa 上升至1 171.53 MPa，提高了47.88%；硬度（HV）由297.40 上升至377.30，提高了26.87%；同時還保持了較好的塑性，斷后伸長率和斷面收縮率分別為11.60%和24.64%。由表4 可知，不同溫度時效處理中，250 ℃時效處理樣品的抗拉強度最大，為1 176.51 MPa，斷后伸長率和斷面收縮率最小，分別為10.10%和20.64%。250 ℃+6 h 時效處理時有較明顯的藍脆現象，如圖9 所示。這是因為30CrMnSiA鋼在250 ℃附近時效處理時，位錯被碳、氮等間隙原子釘扎，形成柯氏氣團，阻礙塑性變形時位錯的運動，為了使形變繼續進行，需要掙脫柯氏氣團或者開動新的位錯，從而使材料抗拉強度略有升高而塑性略有下降［17］；在這個溫度范圍內，30CrMnSiA 鋼的表面形成藍色的氧化膜。因此，制備30CrMnSiA 薄壁杯形件應避免在250 ℃附近進行時效處理。

表4 各工序件的力學性能對比Table 4 Comparison of mechanical properties of various process parts

圖9 時效處理時的藍脆現象Fig.9 Blue brittleness of aging treatment

為進一步對比經各工序處理后試樣韌性的變化，在XJJS-5 型數顯簡支梁沖擊機上進行沖擊試驗。因旋壓件壁過薄無法制取標準沖擊試樣，故從旋壓件上切割出尺寸為10 mm×60 mm 的沖擊試樣，如圖7（c）所示。

韌性用來表征材料在塑性變形和斷裂過程中吸收能量的能力，可以用應力-應變曲線與橫坐標的應變形成的面積來衡量其大?。?8］，圖8所示不同時效處理溫度下的應力-應變曲線中，300 ℃+6 h時效處理時試件的抗拉強度和塑性性能達到最佳，韌塑性理論上也好于其他溫度時效處理時，因此選取300 ℃+6 h時效處理的時效件與第3道次旋壓件、調質態車削件進行沖擊試驗，對比沖擊韌性，得表5所示結果。由表5 可知：經3 道次流動旋壓后的旋壓件，其沖擊強度相比調質態車削件下降了11.94%；旋壓件經300 ℃+6 h時效處理后，其沖擊強度相比調質態車削件提高了12.01%，相比時效處理前提高了27.19%。

表5 各工序件的沖擊韌性對比Table 5 Comparison of impact toughness of various process parts

以上結果表明，采用旋壓-調質-旋壓-時效的形變-熱處理工藝制備薄壁杯形件，可同時提高成形零件的強度和韌性，是一種具有重要應用價值的薄壁杯形件強韌化成形工藝方法。

3 結論

1）旋壓成形使材料形成纖維組織，細化了晶粒，同時導致材料的位錯密度和內部自由能顯著提高，為后續時效處理提供了額外的晶界遷移驅動力，促進了時效處理后晶粒組織細化及碳化物的彌散析出。

2）通過文中研究，獲得了合適的時效處理規范，發現薄壁杯形件在300 ℃+6 h 時效處理時，同時具有較高的強度和較好的塑性。與調質后車削成形相比，形變-熱處理獲得的薄壁杯形件，其屈服強度和抗拉強度分別提高了93.65%和47.88%，硬度提高了26.87%，同時還具有較好的塑性，斷后伸長率和斷面收縮率分別為11.60%和24.64%。

3）沖擊韌性試驗結果表明，經3道次流動旋壓后的旋壓件，其沖擊強度相比調質態的車削件下降了11.94%；而旋壓件經300 ℃+6 h時效處理后，其沖擊強度相比調質態車削件提高了12.01%，相比時效處理前提高了27.19%，這說明旋壓-調質-旋壓-時效的形變-熱處理工藝通過綜合利用形變強化、相變強化和細晶強化等多種強韌化機制，可以實現薄壁杯形件的強韌化制造。