Research on Improvement for Heat Treatment Process of Connecting Rod and Pin Made of 3Cr13 Steel

XIA Shu-min
（Dept.of Mechanical and Electrical Engineering,Jianghan University）
ZHANG Zhen-ming
（State Plant NO.461）

　　Abstract：　This paper has researched the reasons of wh ich impact toughness of connecting rod and pin was lower than that of demanded.T he main reason was the quenching temperature not enough high for the parts made of 3Cr13 steel.The other reasons were lower tempering temperature and slower tem per cooling rate.After improvement the impact toughness of the parts has been in creased.
　　Key words：　quenching and tempering; impact toughness; temper brittleness; temper sorbite

　　某厂生产的某型号锚绞机上使用的两种重要零件——连杆及销轴，系用3Cr13钢制造。由于 该型锚绞机为出口船舶配套设备，技术文件均由外方提供，对零件材料及技术要求十分严格 ，均不得改动。该厂在3Cr13钢连杆及销轴零件的调质处理过程中出现很大问题；经改进工艺后，效果非常明显。

1　原零件调质工艺、技术要求及问题

　　零件材料为3Cr13钢棒料，经改锻后进行调质处理。调质处理的主要工艺参数为^［1］ ：1020℃加热保温后油淬冷至室温，再加热至640℃保温后油冷至室温，得到回火索氏体组织。
　　零件的技术要求为：调质处理后，抗拉强度σ_b≥850 MPa，冲击韧度CVN＞24J 。
　　对调质处理后零件取样进行力学性能试验，结果表明，σ_b全部符合技术要求，而CVN除个别外，均不合格。

2　原因分析

　　材料进厂后，其化学成分经复检符合国家标准GB1220-1992要求后才投入生产，故可以排除 材料化学成分方面的原因。对可能导致零件冲击韧度不足的主要因素，我们分析如下。
2.1　锻造比
　　由图1可以看出，3Cr13钢凝固时，最初凝固部位形成含低碳高铬的α相，随温度降低，出现 含高碳低铬的液相，随后按α+L→γ包晶反应转变成γ相，当α相表面附近的L相与之反应，在α相表面形成一层γ相壳时，将剩余的α相与L相隔离开来，使其难于穿过γ相扩散将反应进行完全，最初结晶的α相绝大部分被包围在γ相中心，并未转变成γ相，最后形成树枝状偏析。其中心是低碳高铬的α相。这种枝晶偏析，在热轧或锻造时，经过塑性变形及碳、铬原子的扩散均匀化，有可能全部转变为均匀的γ相。若材料中存有此种偏析时，特别是残留有α相，则无论进行怎样的热处理，冲击韧度也难于提高。要消除这种偏析，提高韧度，锻造比要求≥10。因零件毛坯系由棒料改锻而成，其锻造比能保证≥10，故零件因锻造比不够而使组织中残存有α相，进而影响零件冲击韧度降低的可能性不大。

图1　含13%Cr的Fe-Cr-C三元系的垂直截面^［2］

2.2　奥氏体化温度及冷却方式
　　从图1可以看出，零件奥氏体化温度1020℃正位于γ与γ+C₂相区交界处，在此温度正常保温，受氧化脱碳的制约，保温时间不宜过长，较难获得均匀的奥氏体组织；在碳化物固溶部位初始阶段，碳化物附近碳含量高，周围碳含量低，淬火时马氏体组织不均匀，残余奥氏体量增多，淬火后性能，特别是冲击韧度变坏。
　　在3Cr13钢中因含铬量高，碳原子扩散较慢，欲使碳化物固溶，就需较高温度或较长时间； 但加热温度过高，保温时间过长，则马氏体相变的形核率降低，残余奥氏体量增多；残余奥氏体在回火冷却过程中转变为马氏体组织，而损害零件的韧性^［3］。另外，过高的奥氏体化温度，可能使奥氏体晶粒粗化，也会导致钢的冲击韧度降低。故对该钢的奥氏体化温度上限应控制在1100℃以内为宜^［4］。
　　从上述分析，我们判断原工艺执行的奥氏体化温度可能偏低，有适当提高的余地。
　　冷却速度对3Cr13钢性能的影响主要表现为，因含碳量较高，奥氏体化温度高，若冷速过快，则易发生淬裂现象，故一般不采用水冷；若冷速过缓，则会产生不完全淬火现象，虽然不 完全淬火组织(M+T)经过回火可能得到与回火索氏体组织相同的强度，但冲击韧度大大降低。在执行原工艺的现场检验中既未发现淬裂，也未发现不完全淬火组织，说明淬火冷却方式是适宜的。
2.3　回火温度及冷却方式
　　3Cr13钢具有回火脆性，图2示意标出回火脆性区温度范围^［3］。从图看出，第一类回火脆性的加热温度范围约为370～590℃，大约从500℃开始出现第二类回火脆性，在约600℃时第二类回火脆性达到最大。该钢产生第二类回火脆性的原因，可能是在缓冷过程中，Cr₂₃C₆等碳化物沿晶界析出使晶界弱化所致 ^［3，5］。在原工艺中冷却速度是非常重要的影响因素。文献［3］介绍，3Cr13钢在700℃回火时，其水冷试样比空冷试样的冲击韧度高75%。原回火工艺的加热温度为640℃， 较靠近产生最大第二类回火脆性的温度，有适当提高的余地；回火后冷却方式为油冷，也有可能改为水冷，这样能进一步抑制第二类回火脆性而提高零件的冲击韧度。