夏琴香 谢章雄 陈灿 肖刚锋
（华南理工大学 机械与汽车工程学院，广东 广州 510640）
为适应产品高承载能力和高寿命的发展需求，金属材料的高强度和高韧性显得尤为重要。在材料加工过程中，同时使材料的强度、韧性指标获得提高的过程称为强韧化，但是一般强度高的材料，其韧性会稍差，强度和韧性这两个性能属性是相互排斥的，两者的矛盾十分突出［1］，如何同时提高零件的强度和韧性，使金属材料性能得到强韧化，将会成为机械制造领域的重点研究内容。目前，金属的强韧化机制主要有固溶强化、第二相强化、形变强化、细晶强化和热处理强化等，其中晶粒细化被认为是唯一能同时提高强度和韧性的有效方法［2-3］。形变和热处理都可在零件制造过程中获得均匀细化的晶粒组织，从而提高材料的强韧性，因此，基于形变与热处理相结合的形变-热处理工艺，能利用形变强化、相变强化和细晶强化等多种机制实现强度与韧性的同时提高［4-5］。
谐波减速器柔轮是一种利用薄壁弹性变形传递动力的柔性零件，通常采用30CrMnSiA等具有良好力学性能的合金钢制备，其杯形壳体的壁厚仅为0.4~0.5 mm，传统的制造方法为模锻-正火-粗车-调质-半精车-退火-半精车-深冷-精车，不仅材料利用率低、能量损耗大、加工路线冗长，且由于成品柔轮壳体壁薄、车削时易变形，易造成产品质量的不稳定；
此外，因车削加工导致金属的纤维流线被切断，并易形成表面微裂纹缺陷，还会导致成品的强度及韧性不足，严重降低谐波减速器的承载能力和寿命［6］。张朝磊等［7］对比研究了某国产柔轮和日本哈默纳科柔轮的组织和力学性能，结果表明，日本生产的高精密级谐波减速器柔轮的晶粒度达11.5 级、疲劳寿命为10 000 h，而国产柔轮晶粒度为7.5 级、疲劳寿命仅为5 000~6 000 h，远低于国际先进水平。研究出该类薄壁零件的长寿命高强韧性制备工艺方法，对提升我国高性能核心基础零部件制造技术的竞争力具有重要的理论意义及工程应用价值。文中以某30CrMnSiA薄壁杯形件为研究对象，探索采用形变-热处理工艺制备具高强韧性能的30CrMnSiA薄壁杯形件的方法，并对成形过程中各工序件的微观组织和力学性能进行了研究，获得了合理的形变-热处理工艺规范，以期为此类合金钢构件的长寿命高强韧性制备提供一种新的形变-热处理工艺方法。
1.1 成形方案的拟定
某30CrMnSiA 薄壁杯形件的壁厚仅为0.49 mm（如图1所示），对于该薄壁杯形件，可采用旋压工艺实现其少、无切削高效精确塑性成形。旋压是使金属材料发生连续局部塑性变形而成为所需的薄壁空心零件的一种精密塑性成形方法，相较于传统车削加工方式，用旋压成形方式制备的薄壁杯形件具有不破坏金属纤维流线、能细化组织晶粒的特点，可以显著提高杯形件的强度；
此外，旋压成形时旋轮对变形金属有压延、整平作用，可使旋制出的薄壁杯形件具有较高的尺寸精度和表面光洁度［8-9］。
图1 薄壁杯形件零件图（单位：mm）Fig.1 Part drawing of a thin-wall cup-shaped part （Unit：
mm）
为保证薄壁杯形件具有良好的疲劳性能及承载能力，需使其获得特定的微观组织形态以满足其综合力学性能要求。30CrMnSiA 经调质处理可获得均匀细化的回火索氏体，使薄壁杯形件具有较高的强度及良好的韧性［10］。由于薄壁杯形件总减薄率较大，拟在调质处理前先对预制坯进行旋压成形。为便于调质处理前进行旋压成形，对初始锻件毛坯进行完全退火处理，以降低材料硬度、提高塑性，同时细化晶粒、均匀组织，消除锻造时造成的组织缺陷（如带状组织）。
调质处理后零件再经旋压成形出最终的薄壁杯形件尺寸。旋压成形会形成细长的纤维组织，并引起晶体内部位错堆积，从而使旋压件的塑性及韧性下降。通过时效处理能消除旋压成形带来的晶格畸变、位错缠结及残余应力。此外，利用时效处理弥散析出的第二相颗粒还可以提高材料的强度及硬度。选择合适的时效处理温度及时间可使金属材料的强度和韧性获得较好匹配，从而获得良好的综合力学性能［11］。
综上，拟定薄壁杯形件的成形方案如下：锻造-退火-旋压-调质-旋压-时效。
1.2 旋压成形+热处理试验
试验材料为30CrMnSiA合金结构钢锻造退火态棒材，其化学成分如表1所示。
表1 30CrMnSiA钢的化学成分Table 1 Chemical compositions of 30CrMnSiA steel
为尽可能地提高薄壁杯形件旋压成形的精度，减少旋压工序，采用三旋轮错距旋压方式实现杯形件的壁厚减薄。如图2（a）所示，通过周向均匀布置的3个旋轮使径向旋压力平衡，减少因成形过程中弹性形变引起的尺寸误差，三旋轮错距旋压旋轮的轴向和径向位置如图2（b）所示（为方便分析，将3个旋轮绘制在同一纵截面内）。
图2 错距旋压示意图Fig.2 Schematic diagram of stagger spinning
三旋轮错距旋压采用双锥面旋轮，旋轮型面结构如图3所示，旋压试验所用旋轮型面的几何参数如表2所示［12］。
表2 旋轮结构参数Table 2 Structural parameters of roller
图3 旋轮结构示意图Fig.3 Schematic diagram of roller structure
旋压试验方法如下：对完全退火态锻件毛坯进行车削，得到图4所示的旋压预制坯；
采用两道次错距旋压旋出1.06 mm壁厚的旋压件，经调质处理后，再进行第3 道次错距旋压，旋制出0.49 mm壁厚的旋压件。各道次的旋压试验工艺参数如表3所示［12］。
表3 旋压试验工艺参数1）Table 3 Process parameters of spinning test
图4 旋压预制坯零件图（单位：mm）Fig.4 Part drawing of spinning preform （Unit：
mm）
在旋压过程中，对经两道次旋压后的1.06 mm壁厚旋压件进行调质处理，为防止旋压件表面氧化，调质处理时采用真空淬火+真空回火方式，真空淬火工艺参考30CrMnSiA热处理规范［13］，淬火加热温度为880 ℃，冷却方式为油冷。吴子恺等［14］在研究回火温度对30CrMnSiA 钢力学性能的影响时，发现回火温度对30CrMnSiA合金钢冲击性能有很大的影响，回火温度较高时可避开高温回火脆性区，使得30CrMnSiA具有较高的冲击韧性。为使最终的旋压件具有较高的强度和韧性，回火温度拟采用600 ℃，冷却方式为油冷。
真空调质处理后坯料强度较大，故采用零错距旋压的方式进行第3 道次旋压，成形出0.49 mm 壁厚部分，再对第3道次旋压后的旋压件进行时效处理。为使旋压件在时效处理后具有较好的韧性及塑性，可采用时效温度超过正常时效温度的过时效［15］，拟对200~300 ℃的时效温度区间进行研究，对旋压件分别进行时效温度为200、225、250、275、300 ℃且保温6 h的时效处理。
2.1 微观组织分析
金相取样及观测面位置如图5所示，薄壁杯形件成形时各工序的微观组织演变如图6 所示。图6（a）为退火态锻件毛坯的微观组织，为铁素体及片层状珠光体。图6（b）为经过第1、2 道次错距旋压后的微观形貌，金属组织流线方向与旋压进给方向一致，经第1、2 道次错距旋压后，原片层状珠光体片层方向与旋压进给方向一致的，片层被挤压后形成链状，原片层状珠光体片层方向与旋压进给方向垂直的，片层形状被保留下来。图6（c）为第1、2道次错距旋压并进行真空调质处理后的回火索氏体组织，回火索氏体的强度、塑性和韧性都比较好，对提高薄壁杯形件的强韧性具有重要作用。图6（d）为经过第3 道次零错距旋压（减薄率为53.8%）后的微观组织，回火索氏体中的细粒状渗碳体和铁素体基体在旋压成形后均沿旋压进给方向被拉长、变细，旋压成形导致位错堆积、密度增大，使材料呈现出加工硬化现象，即强度提高但韧塑性下降。图6（e）为第3 道次旋压件经300 ℃+6 h时效处理后的微观组织，与图6（d）相比，时效处理后组织进一步细化，渗碳体及时效析出的细小碳化物更加弥散均匀地分布在铁素体基体上，主要原因是旋压形变使材料的位错密度和内部自由能显著提高，为后续时效处理提供了额外的晶界迁移驱动力［16］，促进了时效处理后晶粒组织的细化。图6（f）为采用扫描电镜（SEM）获得的时效处理后的微观组织，由图可知，时效处理后过饱和的碳以颗粒状碳化物的形式弥散析出。
图5 金相取样及观测面位置Fig.5 Position of metallographic sampling and observation surface
图6 薄壁杯形件成形时各工序的微观组织Fig.6 Microstructures of various process parts in forming thin-wall cup-shaped parts
2.2 力学性能分析
通过线切割从薄壁杯形件上切取拉伸试样和冲击试样，取样位置如图7（a）所示。参考ASTM E8/E8M-2013a 标 准， 设 计 如 图7（b）所 示 的30CrMnSiA 合金钢非标准单向拉伸试样。在岛津AG-100KN 万能试验机上进行单向拉伸试验，拉伸速率为0.5 mm/min，在拉伸试样表面喷涂黑色散斑，用工业相机以一定的频率采集图像数据，记录材料的变形过程，利用DIC（数字图像相关法）技术获得对应的工程应变，利用试验机数据获得试样的工程应力。各工序件的工程应力-应变曲线如图8所示。
图7 拉伸及冲击试样尺寸（单位：mm）Fig.7 Dimensions of tensile and impact specimens （Unit：
mm）
图8 各工序件的工程应力-工程应变曲线Fig.8 Engineering stress-engineering strain curves of various process parts
表4 为薄壁杯形件各工序件的力学性能对比。由表4 可知，初始毛坯经旋压-调质-旋压成形后，屈服强度、抗拉强度及硬度大幅度提高，但断后伸长率、断面收缩率出现大幅度降低。经时效处理后，强度和塑性都有所提高，其中300 ℃+6 h时效处理后的强度和塑性匹配较好，相比时效前的旋压件，300 ℃+6 h时效处理后的屈服强度由973.20 MPa上升至1 056.38 MPa，抗拉强度由1 139.29 MPa 上升至1 171.53 MPa，硬度（HV）由353.60 上升至377.30，断后伸长率由10.00%上升至11.60%，断面收缩率由20.24%上升至24.64%。与传统的采用调质态进行车削获得的产品相比，形变-热处理获得的薄壁杯形件的屈服强度由545.50 MPa上升至1 056.38 MPa，提高了93.65%；
抗拉强度由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%；
同时还保持了较好的塑性，断后伸长率和断面收缩率分别为11.60%和24.64%。由表4 可知，不同温度时效处理中，250 ℃时效处理样品的抗拉强度最大，为1 176.51 MPa，断后伸长率和断面收缩率最小，分别为10.10%和20.64%。250 ℃+6 h 时效处理时有较明显的蓝脆现象，如图9 所示。这是因为30CrMnSiA钢在250 ℃附近时效处理时，位错被碳、氮等间隙原子钉扎，形成柯氏气团，阻碍塑性变形时位错的运动，为了使形变继续进行，需要挣脱柯氏气团或者开动新的位错，从而使材料抗拉强度略有升高而塑性略有下降［17］；
在这个温度范围内，30CrMnSiA 钢的表面形成蓝色的氧化膜。因此，制备30CrMnSiA 薄壁杯形件应避免在250 ℃附近进行时效处理。
表4 各工序件的力学性能对比Table 4 Comparison of mechanical properties of various process parts
图9 时效处理时的蓝脆现象Fig.9 Blue brittleness of aging treatment
为进一步对比经各工序处理后试样韧性的变化，在XJJS-5 型数显简支梁冲击机上进行冲击试验。因旋压件壁过薄无法制取标准冲击试样，故从旋压件上切割出尺寸为10 mm×60 mm 的冲击试样，如图7（c）所示。
韧性用来表征材料在塑性变形和断裂过程中吸收能量的能力，可以用应力-应变曲线与横坐标的应变形成的面积来衡量其大小［18］，图8所示不同时效处理温度下的应力-应变曲线中，300 ℃+6 h时效处理时试件的抗拉强度和塑性性能达到最佳，韧塑性理论上也好于其他温度时效处理时，因此选取300 ℃+6 h时效处理的时效件与第3道次旋压件、调质态车削件进行冲击试验，对比冲击韧性，得表5所示结果。由表5 可知：经3 道次流动旋压后的旋压件，其冲击强度相比调质态车削件下降了11.94%；
旋压件经300 ℃+6 h时效处理后，其冲击强度相比调质态车削件提高了12.01%，相比时效处理前提高了27.19%。
表5 各工序件的冲击韧性对比Table 5 Comparison of impact toughness of various process parts
以上结果表明，采用旋压-调质-旋压-时效的形变-热处理工艺制备薄壁杯形件，可同时提高成形零件的强度和韧性，是一种具有重要应用价值的薄壁杯形件强韧化成形工艺方法。
1）旋压成形使材料形成纤维组织，细化了晶粒，同时导致材料的位错密度和内部自由能显著提高，为后续时效处理提供了额外的晶界迁移驱动力，促进了时效处理后晶粒组织细化及碳化物的弥散析出。
2）通过文中研究，获得了合适的时效处理规范，发现薄壁杯形件在300 ℃+6 h 时效处理时，同时具有较高的强度和较好的塑性。与调质后车削成形相比，形变-热处理获得的薄壁杯形件，其屈服强度和抗拉强度分别提高了93.65%和47.88%，硬度提高了26.87%，同时还具有较好的塑性，断后伸长率和断面收缩率分别为11.60%和24.64%。
3）冲击韧性试验结果表明，经3道次流动旋压后的旋压件，其冲击强度相比调质态的车削件下降了11.94%；
而旋压件经300 ℃+6 h时效处理后，其冲击强度相比调质态车削件提高了12.01%，相比时效处理前提高了27.19%，这说明旋压-调质-旋压-时效的形变-热处理工艺通过综合利用形变强化、相变强化和细晶强化等多种强韧化机制，可以实现薄壁杯形件的强韧化制造。
