等温退火对30Si2MnCrMoVE钢显微组织和力学性能的影响

作者：乔岳云

单位：内蒙古红岗机械厂

来源：《金属加工（热加工）》杂志

30Si2MnCrMoVE钢是立足国内资源，自行设计，自行研制最成功的钢种之一，是为了解决航天某产品发动机壳体材料的高性能要求而研制的超高强度钢。某产品发动机壳体对超高强度钢有高断裂韧性、较好的塑韧性和高的比强度，低缺口敏感性以及良好的工艺性能等要求，因而对冶炼技术、钢的化学成分有非常严格的要求。但在钢的炼制过程中，其化学成分很难控制，性能往往也就达不到所需要求。当钢的含碳量、其他合金含量偏高或偏低，或由冶金缺陷造成钢的组织均匀度、洁净度不高时,致使产品的力学性能、几何尺寸及精度难以满足设计要求，给产品实际生产带来很大困难，更严重的是，其综合性能的下降直接导致了该产品的可靠性难以得到保证。

针对以上问题，在进一步进行热加工和预先热处理获得细小而均匀的粒状组织等思想的指导下，本文试验借鉴高碳钢球化处理原理对30Si2MnCrMoVE钢进行等温退火预先热处理，研究等温退火预先处理对其组织和力学性能影响，探求在不改变加工手段及其成分的前提下，实施有效等温退火预先处理，改进30Si2MnCrMoVE钢的热处理制度。最大限度地提高了30Si2MnCrMoVE钢的综合力学性能，从而满足了产品的技术要求，保证了产品使用的可靠性。

1.试验材料及方法

（1）试验材料

试验材料是国内某钢厂生产的φ180mm双真空冶炼钢棒料，该材料经我单位复验后得到的化学成分和力学性能均列于表1。

表1　材料的化学成分和力学性能

	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	S	P	K1C/MPa·m1/2
技术要求	0.27～0.32	1.40～1.70	0.70～1.00	1.00～1.30	0.40～0.55	0.08～0.15	≤0.010	≤0.0150	≥80
现用材料	0.30	1.50	0.92	1.18	0.44	0.13	0.090	0.013	54.4 58.3

（2）试验方法

将φ180mm的棒料经锻造后进行等温退火→粗加工→等温淬火→回火→精加工→标准拉伸、断裂韧度试样→性能测试，试样按国标GB/T228选取。其中等温退火(Isothermal annealing)工艺为：入炉温度≤430℃，当温度升高到710℃，保温3h，随炉冷却至680℃后，保温4h，然后随炉冷却至≤510℃，出炉空冷。粗加工后各类试样经910℃盐炉加热到奥氏体化，分别在280℃、290℃、300℃、310℃等温50min，然后分别在各等温温度下回火2.5h。

拉伸试验是在CSS-44100万能电子拉伸试验机上进行。根据国标GB/T228的要求，试验采用标准三点弯曲试样测定断裂韧性。金相试样采用碳膜复型，电镜工作电压为100kV。

2.试验结果及分析

（1）等温退火工艺对30Si2MnCrMoVE钢显微组织的影响

图1为30Si2MnCrMoVE钢退火组织。其中图1a为30Si2MnCrMoVE钢完全退火（900℃×5h，随炉冷）组织，图1b为30Si2MnCrMoVE钢等温退火后的显微组织。可见，完全退火组织为细片状珠光体，而等温退火后的组织主要为粒状珠光体组织，仅有极少量细片状珠光体。

（a） 完全退火                               （b）等温退火

图1 　30Si2MnCrMoVE钢退火态显微组织

图2为30Si2MnCrMoVE钢淬火显微组织。其中图2a为30Si2MnCrMoVE钢未进行过等温退火的显微组织图，图2b为已进行过等温退火后分别进行910℃盐炉加热到奥氏体化+300℃等温50min+回火2.5h热处理（即中温转变）的显微组织图。经对比可知，已进行过等温退火30Si2MnCrMoVE钢的淬火组织明显得到细化、均匀化。这是由于30Si2MnCrMoVE钢经过等温退火后，可获得细小的粒状珠光体，致使其在淬火加热到910℃时，获得更加细小的奥氏体晶粒。而在钢的组织中，板条状马氏体的板条束大小随奥氏体晶粒的减小而减小，所以较小的奥氏体晶粒快速冷却后更容易得到较小的马氏体板条，从而使马氏体得到细化。

由图2可以看出，未进行过等温退火的30Si2MnCrMoVE钢晶界较为明显，其组织主要是上贝氏体，而已进行过等温退火的30Si2MnCrMoVE钢未出现明显晶界，这时其组织已不再是以上贝氏体为主，而是由上贝氏体、下贝氏体、马氏体和部分残余奥氏体组成，且晶粒较细。这表明30Si2MnCrMoVE钢经等温退火后明显改善了其基体组织，性能也得到了进一步的优化。

 （a） 完全退火                             （b）等温退火

图2 　30Si2MnCrMoVE钢水淬显微组织

同时，由中温转变过程的理论分析表明，要得到充分细化的中温转变组织（主要是贝氏体），首先要在母相中为相变提供更多的形核位置以增加形核率，更重要的是有效的限制新相的长大，这是因为中温转变组织，特别是低碳类型钢中的贝氏体，其长大速度非常快，如果不能对这种组织的长大速度加以控制，则将会由一个先形核长出的一片贝氏体迅速吞没其邻近的其它将要形核核心，从而不能得到充分细化的转变组织。而30Si2MnCrMoVE钢经等温退火后母相中不仅存在更多的形核位置同时保留了更多弥散分布的碳化物颗粒，这些碳化物颗粒在一定程度上对贝氏体的长大起到了制约作用，从而使30Si2MnCrMoVE钢经等温退火后的中温转变组织得到了充分细化。

（2）等温退火工艺对30Si2MnCrMoVE钢强度、塑性的影响

表2为等温退火工艺对30Si2MnCrMoVE力学性能影响的试验结果，表中所有试验数据均取3～8个试样的平均值。

表2　各温度试验结果

工艺 编号	等温温度 （℃）	σb/MPa		σ0.2/MPa		δ5(%)		K1C/MPa·m1/2
		a	b	a	b	a	b	a	b
1	280	1653	1696	1572	1611	11.9	12.4	78	89
2	290	1624	1671	1550	1568	12.8	13.3	85	92
3	300	1594	1639	1532	1555	13.2	13.4	91	103
4	310	1552	1595	1497	1530	13.7	14.2	55	62

由表2可知，随着等温温度的提高，σ_b、σ_0.2呈缓慢下降趋势，δ₅逐渐增加，等温退火使30Si2MnCrMoVE钢强度、塑性、韧性等力学性能均有不同程度的提高。其中σ_b值平均提高2.894 %；σ_0.2值平均提高2.258 %；δ₅值平均提高9.090%。出现这种变化规律的主要原因是30Si2MnCrMoVE钢的显微组织中马氏体和贝氏体的相对含量不同造成的。等温退火后，30Si2MnCrMoVE钢的组织主要是板条状马氏体，还有少量的孪晶马氏体和球状碳化物，当等温温度升高至Ms点稍下时，先形成一定量的马氏体，随着等温时间的延长，下贝氏体开始转变，余下的奥氏体逐渐转变为下贝氏体，此时，30Si2MnCrMoVE钢的组织中贝氏体含量逐渐增多，当温度继续升高至Ms点稍上时，等温后的30Si2MnCrMoVE钢组织主要由下贝氏体组成，而贝氏体中既有较高密度的位错，又有精细的孪晶，故30Si2MnCrMoVE钢的强度缓慢下降塑性有所增加。

另外，30Si2MnCrMoVE钢在等温退火时分阶段保温，致使其组织中细小碳化物弥散度趋于完善，不仅为最终的等温淬火准备了大量的结晶核心，增大了形核率，同时这种弥散分布的小颗粒碳化物在后续的奥氏体化加热过程中其弥散度得到进一步提高。所以，经等温退火的30Si2MnCrMoVE钢，奥氏体化保温后，进行淬火时，细小弥散分布的碳化物作为组织转变的核心，明显细化了30Si2MnCrMoVE钢的淬火组织，从而明显提高了30Si2MnCrMoVE钢的强度、塑性、韧性等力学性能。

（3）等温退火工艺对30Si2MnCrMoVE钢断裂韧性的影响

从表2可以看出，30Si2MnCrMoVE钢经280～300℃等温淬火时可获得断裂韧性较好，且K1C值平均提高13.580%，30Si2MnCrMoVE钢在300℃等温淬火后断裂韧性最佳。对比30Si2MnCrMoVE钢等温转变曲线，分析表明，30Si2MnCrMoVE钢在300℃等温淬火可获得由贝氏体、铁素体、板条与条间或条内的残余奥氏体薄膜所组成的准贝氏体组织。而准贝氏体组织具有更佳的强塑性，并具有疲劳强度高，形变强化能力强，冲击疲劳和应变疲劳寿命长，裂纹扩展速率慢和超载延寿效应明显等优点，断裂韧性值也达到了最高值，与马氏体区等温淬火马氏体组织相比较，其性能优势明显。当等温淬火温度超过300℃时，30Si2MnCrMoVE钢中下贝氏体组织较粗且出现较多的残余奥氏体，使其综合性能都有所下降，断裂韧性下降更为显著，不能满足技术要求。

3.结语

（1）等温退火可使30Si2MnCrMoVE钢最终热处理后的组织细化、均匀化。

（2）等温退火可使30Si2MnCrMoVE钢的力学性能得到了不同程度的提高，其中σ_b值平均提高2.894%；σ_0.2值平均提高2.258%；δ₅值平均提高9.090%和K_1C值平均提高13.580%。