袁書強，沈正祥，周春華，劉峰濤，王 芳，楊 輝，陳 炯

(北方材料科學(xué)與工程研究院有限公司寧波所，浙江 寧波 315103)

30CrMnSiNi2A是一種常見的超高強度合金鋼，因具有較好的延性及韌性，已廣泛應(yīng)用于我國航空工業(yè)［1－3］.材料的成分［4］或熱處理工藝不同［5－6］，其性能會出現(xiàn)很大差異.為保證后續(xù)加工的順利進行，材料性能(如硬度)成為熱處理環(huán)節(jié)考慮的重要因素，故降低材料硬度是改善材料加工性能的一種重要環(huán)節(jié)［7－8］.為此必須考慮材料成分不同，尤其是碳含量不同對熱處理后材料硬度的影響，才能制定出合理熱處理工藝［9－10］.本文對不同碳含量及不同回火溫度下30CrMnSiNi2A的性能進行研究，并對其組織和斷口形貌進行觀察，分析了回火脆性的原因.

1 實 驗

1.1 試樣制備

為了確保試樣材料具備良好的綜合性能，根據(jù)冶標(biāo)硫磷含量小于0.02%wt的要求，采用中頻感應(yīng)爐進行熔煉，在熔煉過程中加入錳鐵、鉻鐵、硅鐵、生鐵、純鎳調(diào)節(jié)合金成分，冶煉出上、中、下限材料并改鍛成Ф60 mm的電極棒，電渣工藝采30%AL2O3+70%CaF渣系、電壓42 V、電流1 800～2 000 A冶煉，試樣冶煉結(jié)果如表1所示.

表130 CrMnSiNi2A的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 鍛造及熱處理

試件材料鍛造時，始鍛溫度為1 180～1 200℃，終鍛溫度大于850℃，鍛后退火溫度為680℃，保存6 h后隨爐冷至200℃出爐.鍛件形狀分兩種，其尺寸分別為15 mm×70 mm×300 mm和Ф60×(1 600～1 800)mm.拉伸試驗采用Ф5 mm型試件，沖擊試驗采用U型缺口試件.

熱處理時首先進行910℃×1.5 h正火處理，然后進行900℃×1.5 h淬火處理和180℃×3 h預(yù)回火處理，最后根據(jù)不同的強度要求在180～530℃范圍內(nèi)進行回火，測定每個回火溫度條件下的材料性能.

2 結(jié)果分析與討論

2.1 力學(xué)性能

在180～530℃之間選取8個溫度點進行回火，3種碳含量下試件的典型力學(xué)性能如圖1～3及表2所示.

圖1 回火溫度對抗拉強度及屈服強度的影響

圖2 回火溫度對伸長率的影響

圖3 回火溫度對斷面收縮率的影響

表2 不同回火溫度下30CrMnSiNi2A的硬度

可以看出低溫回火后30CrMnSiNi2A具有較高的強度和硬度，隨著回火溫度升高，其強度和硬度均逐漸下降，伸長率和斷面收縮率則總體呈上升趨勢，塑性變形能力增強.圖4為不同回火溫度下30CrMnSiNi2A屈服強度與碳含量的關(guān)系，可看出隨著碳含量增加，30CrMnSiNi2A的強度變大.當(dāng)回火溫度升高，盡管強度下降，但其延性和韌性增加.

圖4 不同回火溫度下碳含量與屈服強度的關(guān)系

2.2 組織及斷口形貌分析

馬氏體回火過程可分為四個階段，即ε碳化物析出階段、殘留奧氏體分解階段、滲碳體形成階段和晶格回復(fù)及碳化物長大階段［13－14］.從晶格常數(shù)回復(fù)角度來看，可分為高碳馬氏體向低碳馬氏體轉(zhuǎn)化階段、低碳馬氏體保持階段及低碳馬氏體向鐵素體轉(zhuǎn)化階段.在此過程中馬氏體的碳含量由于ε相析出迅速將為0.25%，當(dāng)回火溫度進一步升高，ε碳化物向θ及χ碳化物轉(zhuǎn)化，馬氏體的碳含量減為0.02%并伴隨出現(xiàn)回火脆性.碳鋼的回火脆性一般在200～400℃回火時出現(xiàn)，合金鋼250～450℃回火出現(xiàn)，但造成回火脆性的機制尚未完全澄清.

圖5為不同回火溫度下30CrMnSiNi2A的顯微組織，可以看出280℃以下其組織主要為回火馬氏體.隨著回火溫度升高，碳化物逐漸長大，組織也從回火馬氏體向索氏體轉(zhuǎn)變.

圖5 不同回火溫度下30CrMnSiNi2A的顯微組織

圖6為不同回火溫度下30CrMnSiNi2A的斷口形貌，可看出280℃以下回火時其斷口形貌均為韌窩斷口.隨著回火溫度升高，斷口形貌逐漸變?yōu)榻饫砑把鼐嗫?當(dāng)碳含量為下限時，試件在330℃回火后其斷口為韌窩加少量小平面;在380℃回火后其斷口為準(zhǔn)解理;在430℃以上回火其基本為沿晶斷口.當(dāng)碳含量為上限時，試件在330～380℃回火后其斷口為準(zhǔn)解理，而430℃以上回火其斷口全部為沿晶.

不同成分的鋼引起回火脆性的原因往往是不相同的，因此不能單憑一種脆化機制解釋鋼的回火脆［15］.就 30CrMnSiNi2A 而言，180～280 ℃ 回火時其金相組織為回火馬氏體，呈束狀排列且具有明顯的方向性，隨著回火溫度升高，馬氏體板條加寬，碳化物逐漸長大，方向性消失.330℃回火時，可發(fā)現(xiàn)ε碳化物明顯聚集長大，其組織也由回火馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w.同時斷口形貌也從韌窩斷口向解理及沿晶斷口轉(zhuǎn)變，這些現(xiàn)象表明試件出現(xiàn)了回火脆性［11］.ε碳化物的析出一般會伴隨著馬氏體晶格參量的變化，晶格參量的第一個陡降階段(25～180℃)對應(yīng)著ε碳化物的析出及高碳馬氏體向低碳馬氏體的轉(zhuǎn)化過程.第二個陡降階段(280～330℃)晶格參量c/a趨于1，這個階段恰好是回火馬氏體向索氏體轉(zhuǎn)化的過程，因而可證明ε碳化物開始向θ及χ碳化物轉(zhuǎn)化時，形核是造成回火脆性的主要原因之一［12］.

3 結(jié)論

1)30CrMnSiNi2A在低溫回火時具有較高的強度和硬度，隨著回火溫度升高，其強度和硬度均逐漸下降，但伸長率和斷面收縮率卻總體呈上升趨勢，塑性變形能力增強;當(dāng)碳含量增大，30CrMnSiNi2A的強度變大.

2)當(dāng)回火溫度低于280℃時，30CrMnSiNi2A的組織為回火馬氏體;當(dāng)回火溫度升高時，碳化物長大，其組織也由回火馬氏體向索氏體轉(zhuǎn)變.

3)回火溫度低于280℃時，30CrMnSiNi2A的斷口形貌均為韌窩斷口;隨著回火溫度升高，其斷口形貌逐漸演變?yōu)榻饫砑把鼐嗫?

4)ε碳化物開始向θ及χ碳化物轉(zhuǎn)化時，形核是造成30CrMnSiNi2A回火脆性的主要原因之一.

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