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摘要:针对曲轴用非调质钢C38N2轧制过程中出现的带状组织，采用高温扩散退火和控制冷却速率等热处理工艺研究消除带状组织的效果。结果表明，试样在℃保温min随炉冷却时，带状组织基本消除，呈现均匀的铁素体和珠光体组织，但试样表面氧化严重，且存在脱碳现象。试样在℃保温1min，并从℃到℃以0.2～0.5℃/s冷却然后空冷至室温，不存在带状组织；以0.5～2℃/s冷却时，随着冷却速度增大，带状组织变得严重；而以2～5℃/s冷却时，带状组织又逐渐消失，但组织内出现贝氏体和马氏体组织。

关键词：C38N2钢；带状组织；高温扩散退火；冷却速率

C38N2作为一种新型的微合金非调质钢，有一系列优点，如工序简化、节能降耗尧生产周期短、且易切削等，已代替调质钢广泛应用于汽车曲轴的生产中。但在生产过程中袁由于微合金元素的存在袁容易出现带状组织。某钢厂在生产准mm的C38N2钢棒材时，采用的工艺为：tEAF→LF精炼炉→VD炉→大方坯连铸机（mm×mm）→缓冷→准mm棒材轧机→步进冷床→入坑缓冷。结果发现棒材中心出现严重的带状组织，参照国标GB-《钢的显微组织评定方法》对带状组织评级为4级。带状组织的出现使得钢材力学性能呈现各向异性，横向塑性和韧性下降，同时严重影响其切削性能和表面加工粗糙度。因此，必须消除钢中的带状组织。关于带状组织出现的原因，目前认为主要是由于C、Mn元素的偏析，另外奥氏体晶粒大小、冷却速率快慢也会导致带状组织的形成。而带状组织一旦形成后，通过常规的退火、正火、淬火及渗碳热处理都难以消除，须采用电渣重溶、快速结晶、增大锻压比、高温扩散退火、冷却速率控制等技术手段。但针对曲轴用非调质钢C38N2带状组织的消除工艺研究，到目前为止未见相关的文献报道。因此，本文主要探讨采用高温扩散退火及控制冷却速率等后续热处理工艺来改善和消除C38N2钢的带状组织，从而找出适合非调质钢C38N2钢带状组织消除的热处理工艺。

1实验材料和方法

实验材料为某钢厂在轧制过程中出现带状组织的C38N2钢，其化学成分如表1所示。

对于准mm轧制棒材袁从心部带状组织严重的区域切取试样，试样大小为17mm×12mm×14mm。进行高温扩散退火工艺研究，工艺为：在箱式电阻炉SX2-8-13中将试样加热到℃，分别保温40、80、min，冷却方式为炉冷。之后将试样中分，镶样并用抛光机进行抛光，采用4%HNO3酒精溶液进行侵蚀，在光学显微镜下观察试样在℃下保温不同时间带状组织的变化规律。同时另从心部带状组织严重的区域切取大小为准12mm×17mm的试样，在Gleeble-1型试验机上进行不同冷却速率对带状组织消除的实验，冷却工艺如图1所示。在～℃设置0.2、0.5、1、1.5、2、5℃/s等6个冷却速率，℃以下空冷至室温，随后将试样中分，镶样并抛光，采用4%HNO3酒精溶液进行侵蚀，然后在光学显微镜下观察冷却速率对带状组织变化的影响。

2实验结果与分析

2.1高温扩散退火工艺对带状组织的消除效果

C38N2钢中原始带状组织如图2所示。由图可见，轧后组织呈带状分布，白色带状为铁素体组织，黑色带状为珠光体组织，且铁素体与珠光体带间距分布不均。图2（a）中珠光体带宽为.47μm，而图2（b）中珠光体带宽达到.31μm，带状组织的存在严重影响材料的力学性能，使材料横向塑性和韧性严重削弱，必须改善和消除该钢中的带状组织。

图3为C38N2钢在℃分别保温40、80、min后炉冷试样的显微组织。从图可看出，℃保温40min炉冷后，试样中出现条带较粗的铁素体带及较细的珠光体带。其中铁素体带的带宽达到μm，珠光体带宽仅20μm左右，且呈不连续状；经过80min保温炉冷后，铁素体带宽开始变窄，大约80μm，珠光体带宽增加至40μm，此时铁素体带开始变得不连续，部分区域出现珠光体组织；保温min炉冷后，从图中已看不出明显的带状组织，铁素体和珠光体组织分布趋向于均匀化，但由于保温时间过长，晶粒开始粗化。

由此可见，试样在℃加热，随着保温时间的延长，带状组织呈现逐渐减弱的趋势，珠光体条带经历了由细变粗并逐渐均匀化的过程。在C38N2钢原始带状组织中，主要以珠光

体带状组织为主，其带宽达到.31μm，而经30min保温后，组织发生明显变化，主要以铁素体带为主。由于原始组织中存在枝晶偏析，内部存在富溶质带(主要为C、Mn元素)和贫溶质带，在保温过程中，C原子活性大，呈长程扩散。随着温度的降低，贫溶质带的奥氏体晶界处开始出现铁素体晶核。在铁素体晶核长大过程中，不断地向其周围排出C原子，C原子开始向富溶质带扩散。但由于冷却速度缓慢，高温下生成的铁素体晶粒开始迅速长大，以至于越过部分富溶质带区域，形成了较宽的铁素体带。随着温度的继续下降，剩余的富溶质带区域达到Ar1温度转变点，形成狭长的珠光体带。而Mn原子所需激活能大，扩散速率缓慢，随保温时间的延长，Mn原子开始扩散，在部分区域内呈现均一化特征，因此图3（b）中的铁素体带宽开始变窄，且带中出现夹杂的珠光体组织。如图3（c）所示，随保温时间进一步延长，奥氏体晶粒开始长大，C、Mn元素在晶内分布呈现均一化。由于晶界处界面能较高，在晶界处开始析出铁素体晶粒，并沿着晶界处延伸，在炉冷的过程中，晶内开始形成珠光体组织，铁素体与珠光体呈现均匀化，带状组织基本消失。但由于扩散时间较长，保温min的试样表面氧化严重、氧化皮厚度达1.2mm，且表层显微组织有脱碳现象发生，如图4所示。这说明虽然℃保温min炉冷后可以基本实现组织内部C、Mn等原子的均一化，但由此带来的氧化问题必须引起重视。试样边部由于脱碳严重，以铁素体组织为主，且仍呈现一定的带状，这会对曲轴表面的力学性能及粗糙度造成很大危害。

2.2不同冷却速率对带状组织消除效果

枝晶偏析是形成带状组织的必要条件，如果后续轧制过程中冷却速率控制得当，同样可以避免带状组织的出现。因此，研究将C38N2钢重新加热到奥氏体化温度，采用不同冷却速率来探究其对带状组织减弱或消除的影响。图5（a）、（b）为C38N2钢试样从℃到℃以0.2℃/s冷却速度冷却并空冷至室温的试样显微组织。发现其绝大部分区域为均匀的铁素体珠光体组织，无带状组织出现，在个别区域内存在铁素体组织聚集，但无黑白相间的带状出现，只有孤立的铁素体带（图5（b））。图5（c）、（d）为试样从℃到℃以0.5℃/s冷却速度冷却并空冷至室温的显微组织。发现其整体区域内为均匀的铁素体珠光体组织，但偶有铁素体聚集带（图5（c）），个别区域内铁素体带较严重，带中夹杂有珠光体组织（图5（d））。当冷却速度为1℃/s时，带状组织开始出现，以较细的铁素体带为主（图5（e）），但个别区域内铁素体带较宽，其铁素体条带达到近μm（图5（f））。冷却速度为1.5℃/s时，整个区域内开始出现严重的带状组织，铁素体条带宽度达到μm，且呈连续状（图5（g）），但少部分区域内出现黑白相间的铁素体珠光体条带（图5（h））。

当冷却速度进一步增大到2℃/s时，珠光体条带几乎消失，区域内呈粗大的铁素体条带（图5（i）），对组织进一步观察，发现铁素体条带上出现部分贝氏体组织。当以5℃/s的速度冷却时，带状组织又趋于消失（图5（j）），显微组织以马氏体为主，同时有珠光体和部分网状铁素体组织。

由此可见，将含有带状组织的C38N2钢重新加热到较高的奥氏体化温度，并从℃到℃以不同冷却速度冷却时，冷却速率为0.2～0.5℃/s时，带状组织消失；冷却速率为0.5～2℃/s时，随冷却速度的增大，带状组织越来越严重；而冷却速率为2～5℃/s时，带状组织逐渐减轻甚至消失，这说明冷却速率对带状组织的影响是比较复杂的。当C38N2钢重新加热到奥氏体化温度短时保温后，虽Mn原子几乎未发生扩散，但由于C原子首先在区域内均匀化，使得贫溶质带和富溶质带的Ar3温度相差不大，因此当冷却速率为0.2～0.5℃/s时，试样内可形成比较均一的铁素体珠光体组织，这也从侧面说明该C38N2钢中的原始带状组织主要是因为冷却过程中C原子偏析所造成的，而随着冷却速度的增大，当冷却速率为0.5～2℃/s时，奥氏体晶粒转变成铁素体晶粒所需的过冷度逐渐增大，同时，由于富溶质区的Mn原子聚集，进一步增加了奥氏体的稳定性，进而使得富溶质区和贫溶质区的形核驱动力之差增大，从而导致贫尧富溶质区Ar3温度差逐渐增大，而Ar3温差增大有加重带状程度作用，这一点在该冷却区间内尤其明显；当冷却速率为2～5℃/s时，随冷却速度的进一步加快，虽然奥氏体在贫溶质区率先形成铁素体晶核，但是铁素体晶核在长大的过程中，向周围排出的C原子还未来得及扩散到富溶质区，富溶质区就已开始发生珠光体转变，从而使得带状组织呈减轻态势；当冷却速率过快时，过冷的奥氏体直接发生马氏体转变，其转变方式为无扩散切变，从而阻止了C原子的扩散，该方式在一定程度上极大地减轻了带状组织严重程度，但这并未从根本上消除带状组织，如果试样重新加热到奥氏体化温度区缓冷，则带状组织仍会出现。综上所述，冷却速率对C38N2钢带状组织的影响比较复杂，但在℃保温1min，试样从℃到℃以冷却速率0.2～0.5℃/s时冷却并空冷至室温时，可有效减弱和消除带状组织。

3结论

（1）在℃随着保温时间的延长，带状组织呈逐渐减少的趋势，当保温min随炉冷时，带状组织基本消除；但是扩散时间长，耗能大，材料表面氧化严重，且组织中出现脱碳现象，影响其表面力学性能。

（2）试样从℃到℃采用不同冷却速率冷却，当冷却速率为0.2～0.5℃/s时，带状组织消失；0.5～2℃/s时，随着冷却速度增大，带状组织呈严重趋势；而2～5℃/s时，带状组织又逐渐消失，组织内部出现贝氏体和马氏体组织。

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