熱處理工藝參數(shù)對30CrMnSiNi2A鋼組織及性能的影響

Summary：為研究熱處理工藝參數(shù)對30CrMnSiNi2A鋼組織及性能的影響，對奧氏體化后經(jīng)不同等溫溫度、不同回火溫度下的30CrMnSiNi2A鋼試樣進行力學性能檢測和金相組織分析。研究結(jié)果表明,30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后在200~600℃回火，隨著回火溫度的升高，強度和硬度下降、延伸率和斷面收縮率整體呈緩慢上升趨勢，其金相組織由回火馬氏體逐漸向回火索氏體過渡；30CrMnSiNi2A鋼經(jīng)奧氏體化后在200~290℃等溫淬火，隨著等溫淬火溫度的升高，其金相組織由回火馬氏體+無碳化物貝氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闊o碳化物貝氏體，抗拉強度和硬度顯著下降，延伸率和斷面收縮率變化不大。Keys：超高強度鋼,力學性能,回火馬氏體,無碳化物貝氏體1前言30CrMnSiNi2A是一種常見的低合金超高強度鋼，熱處理后可獲得高的強度和較好的塑、韌性，廣泛應(yīng)用于我國航空工業(yè)[1]。30CrMnSiNi2A鋼常用的熱處理工藝為淬火+回火或等溫淬火+回火[2]，熱處理工藝的不同，其性能會出現(xiàn)較大的差異[3-5]。本文主要通過對30CrMnSiNi2A鋼進行加熱和不同溫度的等溫淬火和回火處理，研究了不同等溫淬火溫度和回火溫度對30CrMnSiNi2A鋼熱處理后組織和性能的影響，分析熱處理后性能隨溫度變化規(guī)律和原因，為熱處理工藝優(yōu)化和不合格品處理提供依據(jù)。2試驗材料及方法2.1試驗材料試驗用30CrMnSiNi2A材料試樣均從某鋼廠生產(chǎn)的Φ45mm熱軋退火態(tài)鋼棒上截取，其化學成分如表1所示。表1化學成分元素CCrMnSiNiSP含量，%0.311.111.081.121.650.0050.0072.2試驗方法試驗材料按表2規(guī)格加工后按表3所列工藝進行熱處理，1～6組試樣奧氏體化保溫后采用油冷淬火工藝，7～10組試樣奧氏體化保溫后采用等溫淬火工藝，奧氏體化加熱（含油淬和等溫淬火）設(shè)備為多用途爐，回火設(shè)備為空氣井式回火爐。熱處理后對試樣進行組織表征和硬度、力學性能測試。硬度測試采用洛氏硬度計，在每個試樣上取8個隨機位置檢測硬度，然后取平均值；力學性能測試采用拉力試驗機，檢測多次抗拉強度、延伸率、斷面收縮率，然后取平均值；金相試樣經(jīng)鑲嵌、磨制、拋光后，采用4%硝酸酒精進行腐蝕，使用金相光學顯微鏡進行金相組織觀察。表2熱處理試樣試樣名稱試樣規(guī)格試樣數(shù)量金相和硬度試樣Φ25mm×40mm2個/組拉力試樣按GB/T228.1-2010表D.1中R064個/組表3熱處理工藝組別奧氏體化加熱等溫淬火淬火冷卻回火1900℃×30min——油冷——2900℃×30min——油冷200℃×60min3900℃×30min——油冷300℃×60min4900℃×30min——油冷400℃×60min5900℃×30min——油冷500℃×60min6900℃×30min——油冷600℃×60min7900℃×30min200℃×60min流水冷——8900℃×30min230℃×60min流水冷——9900℃×30min245℃×60min流水冷——10900℃×30min290℃×60min流水冷——3結(jié)果分析與討論3.1硬度值和力學性能的變化30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后油淬，油淬后在不同回火溫度下的硬度值、抗拉強度值變化曲線如圖1所示，斷面收縮率、延伸率變化曲線如圖2所示。從圖1可以看出，30CrMnSiNi2A鋼在淬火態(tài)和200℃~600℃回火過程中的抗拉強度單調(diào)下降，硬度值變化以300℃為分界點分為兩個階段。第一階段為不回火和在200℃~300℃溫度范圍內(nèi)回火，隨著回火溫度的升高，硬度值呈緩慢下降趨勢，變化幅度不大；第二階段為300℃~600℃溫度范圍內(nèi)回火，隨著回火溫度的升高，硬度值呈顯著下降趨勢。從圖2可以看出，30CrMnSiNi2A鋼斷面收縮率和延伸率隨回火溫度的升高整體呈緩慢上升趨勢。

圖1不同回火溫度下的硬度和抗拉強度值圖2不同回火溫度的延伸率和斷面收縮率值30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化保溫后采用油淬和不同溫度等溫淬火下的硬度值、抗拉強度值變化曲線如圖3所示，斷面收縮率、延伸率變化曲線如圖4所示。從圖3、圖4可以看出，相比于油淬，30CrMnSiNi2A鋼采用等溫淬火后抗拉強度明顯降低，延伸率和斷面收縮率均有所提高，在200℃~290℃范圍內(nèi)進行等溫淬火，隨著等溫溫度的升高，抗拉強度明顯下降，延伸率和斷面收縮率變化不大。

圖3不同等溫溫度下的硬度和抗拉強度值圖4不同等溫溫度下的延伸率和斷面收縮率值3.2組織分析圖5為30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后油淬和油淬后在不同溫度下回火的光學顯微組織。從圖5可以看出，30CrMnSiNi2A鋼淬火后金相組織為馬氏體（含少量條狀殘留奧氏體）。在200℃~300℃回火時，由于鋼中非碳化物形成元素Si和Ni的共同作用，碳化物析出被抑制，馬氏體界面間的條狀殘留奧氏體被保留下來，此時30CrMnSiNi2A鋼金相組織為回火馬氏體（含少量條狀殘留奧氏體），馬氏體呈板條狀排列且具有明顯的方向性。隨回火溫度的升高，當回火溫度達到400℃，馬氏體（過飽和鐵素體）基體缺陷密度降低，原淬火馬氏體形態(tài)逐漸減弱，由于置換元素的擴散，Si、Ni元素對碳化物析出的抑制作用部分消失，一部分馬氏體板條內(nèi)開始析出顆粒狀碳化物，形成回火索氏體。隨著回火溫度進一步升高,馬氏體板條內(nèi)析出碳化物增多,馬氏體發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，變成鐵素體,馬氏體形態(tài)消失，當回火溫度達到500℃時，金相組織均為回火索氏體。(a)未回火

(b)200℃回火

(c)300℃回火

(d)400℃回火

(e)500℃回火

(f)600℃回火圖5不同溫度回火下30CrMnSiNi2A材料的金相組織圖6為30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后在不同溫度下進行等溫淬火的光學顯微組織。從圖6可以看出，30CrMnSiNi2A鋼在200℃~245℃進行等溫淬火時，雖然等溫溫度低于其Ms溫度，但由于等溫油浴冷卻速度由高溫向低溫逐漸變慢，冷卻過程中Ms以上溫度區(qū)間也存在相變動力學空間，會有少量無碳化物貝氏體生成，在Ms溫度以下連續(xù)冷卻及等溫過程中，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變及動態(tài)配分，組織產(chǎn)物與無碳化物貝氏體相似，尺寸更加細小，貝氏體和馬氏體中都含有長條狀的殘留奧氏體，隨等溫溫度的升高，馬氏體含量逐漸降低。當?shù)葴販囟忍岣叩?90℃，此時溫度接近30CrMnSiNi2A鋼的Ms溫度，其金相組織主要為無碳化物貝氏體（貝氏體中含有長條狀的殘留奧氏體）。(a)200℃等溫淬火

(b)230℃等溫淬火(c)245℃等溫淬火

(d)290℃等溫淬火圖6不同溫度等溫淬火下30CrMnSiNi2A材料的金相組織4結(jié)論（1）30CrMnSiNi2A鋼在淬火后在200℃~600℃回火過程中的抗拉強度單調(diào)下降，斷面收縮率和延伸率整體呈緩慢上升趨勢。300℃以下回火，隨著回火溫度的升高，硬度值呈緩慢下降趨勢，變化幅度不大。超過300℃回火，隨著回火溫度的升高，硬度值呈顯著下降趨勢。（2）30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后在200℃~290℃范圍內(nèi)進行等溫淬火，隨著等溫溫度的升高，抗拉強度明顯下降，延伸率和斷面收縮率變化不大。（3）30CrMnSiNi2A鋼油淬后低溫回火組織為回火馬氏體，隨著回火溫度的升高，當溫度達到400℃時，一部分馬氏體板條內(nèi)開始析出顆粒狀碳化物，形成回火索氏體。（4）30CrMnSiNi2A鋼奧氏體化后在200℃~290℃等溫淬火后組織為馬氏體和無碳化物貝氏體，隨著等溫溫度的升高，馬氏體含量降低，當?shù)葴販囟冗_到290℃，其金相組織為無碳化物貝氏體。Reference[1]袁書強，沈正祥，周春華，等.不同熱處理條件下30CrMnSiNi2A鋼的組織性能研究[J].材料科學與工藝.2015,23（2）：125-128[2]吳元徽.熱處理工（中級）[M].北京：機械工業(yè)出版社，2006.[3]YAKUBTSOVLA,DIAKBJ,SAGERCA,etal.EffectsofheattreatmentonmicrostructureandtensiledeformationofMgAZ80alloya