30Si2MnCrMoVE鋼是立足國(guó)內(nèi)資源，自行設(shè)計(jì)，自行研制最成功的鋼種之一，是為了解決航天某產(chǎn)品發(fā)動(dòng)機(jī)殼體材料的高性能要求而研制的超高強(qiáng)度鋼。某產(chǎn)品發(fā)動(dòng)機(jī)殼體對(duì)超高強(qiáng)度鋼有高斷裂韌性、較好的塑韌性和高的比強(qiáng)度，低缺口敏感性以及良好的工藝性能等要求，因而對(duì)冶煉技術(shù)、鋼的化學(xué)成分有非常嚴(yán)格的要求。但在鋼的煉制過(guò)程中，其化學(xué)成分很難控制，性能往往也就達(dá)不到所需要求。當(dāng)鋼的含碳量、其他合金含量偏高或偏低，或由冶金缺陷造成鋼的組織均勻度、潔凈度不高時(shí),致使產(chǎn)品的力學(xué)性能、幾何尺寸及精度難以滿足設(shè)計(jì)要求，給產(chǎn)品實(shí)際生產(chǎn)帶來(lái)很大困難，更嚴(yán)重的是，其綜合性能的下降直接導(dǎo)致了該產(chǎn)品的可靠性難以得到保證。
針對(duì)以上問(wèn)題，在進(jìn)一步進(jìn)行熱加工和預(yù)先熱處理獲得細(xì)小而均勻的粒狀組織等思想的指導(dǎo)下，本文試驗(yàn)借鑒高碳鋼球化處理原理對(duì)30Si2MnCrMoVE鋼進(jìn)行等溫退火預(yù)先熱處理，研究等溫退火預(yù)先處理對(duì)其組織和力學(xué)性能影響，探求在不改變加工手段及其成分的前提下，實(shí)施有效等溫退火預(yù)先處理，改進(jìn)30Si2MnCrMoVE鋼的熱處理制度。最大限度地提高了30Si2MnCrMoVE鋼的綜合力學(xué)性能，從而滿足了產(chǎn)品的技術(shù)要求，保證了產(chǎn)品使用的可靠性。
1.試驗(yàn)材料及方法
（1）試驗(yàn)材料
試驗(yàn)材料是國(guó)內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的φ180mm雙真空冶煉鋼棒料，該材料經(jīng)我單位復(fù)驗(yàn)后得到的化學(xué)成分和力學(xué)性能均列于表1。
表1 材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能
C | Si | Mn | Cr | Mo | V | S | P | K1C/MPa·m1/2 | |
技術(shù)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 |
現(xiàn)用材料 | 0.30 | 1.50 | 0.92 | 1.18 | 0.44 | 0.13 | 0.090 | 0.013 | 54.4 58.3 |
（2）試驗(yàn)方法
將φ180mm的棒料經(jīng)鍛造后進(jìn)行等溫退火→粗加工→等溫淬火→回火→精加工→標(biāo)準(zhǔn)拉伸、斷裂韌度試樣→性能測(cè)試，試樣按國(guó)標(biāo)GB/T228選取。其中等溫退火(Isothermal annealing)工藝為：入爐溫度≤430℃，當(dāng)溫度升高到710℃，保溫3h，隨爐冷卻至680℃后，保溫4h，然后隨爐冷卻至≤510℃，出爐空冷。粗加工后各類(lèi)試樣經(jīng)910℃鹽爐加熱到奧氏體化，分別在280℃、290℃、300℃、310℃等溫50min，然后分別在各等溫溫度下回火2.5h。
拉伸試驗(yàn)是在CSS-44100萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。根據(jù)國(guó)標(biāo)GB/T228的要求，試驗(yàn)采用標(biāo)準(zhǔn)三點(diǎn)彎曲試樣測(cè)定斷裂韌性。金相試樣采用碳膜復(fù)型，電鏡工作電壓為100kV。
2.試驗(yàn)結(jié)果及分析
（1）等溫退火工藝對(duì)30Si2MnCrMoVE鋼顯微組織的影響
圖1為30Si2MnCrMoVE鋼退火組織。其中圖1a為30Si2MnCrMoVE鋼完全退火（900℃×5h，隨爐冷）組織，圖1b為30Si2MnCrMoVE鋼等溫退火后的顯微組織。可見(jiàn)，完全退火組織為細(xì)片狀珠光體，而等溫退火后的組織主要為粒狀珠光體組織，僅有極少量細(xì)片狀珠光體。
（a） 完全退火 （b）等溫退火
圖1 30Si2MnCrMoVE鋼退火態(tài)顯微組織
圖2為30Si2MnCrMoVE鋼淬火顯微組織。其中圖2a為30Si2MnCrMoVE鋼未進(jìn)行過(guò)等溫退火的顯微組織圖，圖2b為已進(jìn)行過(guò)等溫退火后分別進(jìn)行910℃鹽爐加熱到奧氏體化+300℃等溫50min+回火2.5h熱處理（即中溫轉(zhuǎn)變）的顯微組織圖。經(jīng)對(duì)比可知，已進(jìn)行過(guò)等溫退火30Si2MnCrMoVE鋼的淬火組織明顯得到細(xì)化、均勻化。這是由于30Si2MnCrMoVE鋼經(jīng)過(guò)等溫退火后，可獲得細(xì)小的粒狀珠光體，致使其在淬火加熱到910℃時(shí)，獲得更加細(xì)小的奧氏體晶粒。而在鋼的組織中，板條狀馬氏體的板條束大小隨奧氏體晶粒的減小而減小，所以較小的奧氏體晶?？焖倮鋮s后更容易得到較小的馬氏體板條，從而使馬氏體得到細(xì)化。
由圖2可以看出，未進(jìn)行過(guò)等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼晶界較為明顯，其組織主要是上貝氏體，而已進(jìn)行過(guò)等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼未出現(xiàn)明顯晶界，這時(shí)其組織已不再是以上貝氏體為主，而是由上貝氏體、下貝氏體、馬氏體和部分殘余奧氏體組成，且晶粒較細(xì)。這表明30Si2MnCrMoVE鋼經(jīng)等溫退火后明顯改善了其基體組織，性能也得到了進(jìn)一步的優(yōu)化。
（a） 完全退火 （b）等溫退火
圖2 30Si2MnCrMoVE鋼水淬顯微組織
同時(shí)，由中溫轉(zhuǎn)變過(guò)程的理論分析表明，要得到充分細(xì)化的中溫轉(zhuǎn)變組織（主要是貝氏體），首先要在母相中為相變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長(zhǎng)大，這是因?yàn)橹袦剞D(zhuǎn)變組織，特別是低碳類(lèi)型鋼中的貝氏體，其長(zhǎng)大速度非?？欤绻荒軐?duì)這種組織的長(zhǎng)大速度加以控制，則將會(huì)由一個(gè)先形核長(zhǎng)出的一片貝氏體迅速吞沒(méi)其鄰近的其它將要形核核心，從而不能得到充分細(xì)化的轉(zhuǎn)變組織。而30Si2MnCrMoVE鋼經(jīng)等溫退火后母相中不僅存在更多的形核位置同時(shí)保留了更多彌散分布的碳化物顆粒，這些碳化物顆粒在一定程度上對(duì)貝氏體的長(zhǎng)大起到了制約作用，從而使30Si2MnCrMoVE鋼經(jīng)等溫退火后的中溫轉(zhuǎn)變組織得到了充分細(xì)化。
（2）等溫退火工藝對(duì)30Si2MnCrMoVE鋼強(qiáng)度、塑性的影響
表2為等溫退火工藝對(duì)30Si2MnCrMoVE力學(xué)性能影響的試驗(yàn)結(jié)果，表中所有試驗(yàn)數(shù)據(jù)均取3～8個(gè)試樣的平均值。
表2 各溫度試驗(yàn)結(jié)果
工藝 編號(hào) | 等溫溫度 （℃） | 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，隨著等溫溫度的提高，σb、σ0.2呈緩慢下降趨勢(shì)，δ5逐漸增加，等溫退火使30Si2MnCrMoVE鋼強(qiáng)度、塑性、韌性等力學(xué)性能均有不同程度的提高。其中σb值平均提高2.894 %；σ0.2值平均提高2.258 %；δ5值平均提高9.090%。出現(xiàn)這種變化規(guī)律的主要原因是30Si2MnCrMoVE鋼的顯微組織中馬氏體和貝氏體的相對(duì)含量不同造成的。等溫退火后，30Si2MnCrMoVE鋼的組織主要是板條狀馬氏體，還有少量的孿晶馬氏體和球狀碳化物，當(dāng)?shù)葴販囟壬咧罬s點(diǎn)稍下時(shí)，先形成一定量的馬氏體，隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，下貝氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變，余下的奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w，此時(shí)，30Si2MnCrMoVE鋼的組織中貝氏體含量逐漸增多，當(dāng)溫度繼續(xù)升高至Ms點(diǎn)稍上時(shí)，等溫后的30Si2MnCrMoVE鋼組織主要由下貝氏體組成，而貝氏體中既有較高密度的位錯(cuò)，又有精細(xì)的孿晶，故30Si2MnCrMoVE鋼的強(qiáng)度緩慢下降塑性有所增加。
另外，30Si2MnCrMoVE鋼在等溫退火時(shí)分階段保溫，致使其組織中細(xì)小碳化物彌散度趨于完善，不僅為最終的等溫淬火準(zhǔn)備了大量的結(jié)晶核心，增大了形核率，同時(shí)這種彌散分布的小顆粒碳化物在后續(xù)的奧氏體化加熱過(guò)程中其彌散度得到進(jìn)一步提高。所以，經(jīng)等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼，奧氏體化保溫后，進(jìn)行淬火時(shí)，細(xì)小彌散分布的碳化物作為組織轉(zhuǎn)變的核心，明顯細(xì)化了30Si2MnCrMoVE鋼的淬火組織，從而明顯提高了30Si2MnCrMoVE鋼的強(qiáng)度、塑性、韌性等力學(xué)性能。
（3）等溫退火工藝對(duì)30Si2MnCrMoVE鋼斷裂韌性的影響
從表2可以看出，30Si2MnCrMoVE鋼經(jīng)280～300℃等溫淬火時(shí)可獲得斷裂韌性較好，且K1C值平均提高13.580%，30Si2MnCrMoVE鋼在300℃等溫淬火后斷裂韌性最佳。對(duì)比30Si2MnCrMoVE鋼等溫轉(zhuǎn)變曲線，分析表明，30Si2MnCrMoVE鋼在300℃等溫淬火可獲得由貝氏體、鐵素體、板條與條間或條內(nèi)的殘余奧氏體薄膜所組成的準(zhǔn)貝氏體組織。而準(zhǔn)貝氏體組織具有更佳的強(qiáng)塑性，并具有疲勞強(qiáng)度高，形變強(qiáng)化能力強(qiáng)，沖擊疲勞和應(yīng)變疲勞壽命長(zhǎng)，裂紋擴(kuò)展速率慢和超載延壽效應(yīng)明顯等優(yōu)點(diǎn)，斷裂韌性值也達(dá)到了最高值，與馬氏體區(qū)等溫淬火馬氏體組織相比較，其性能優(yōu)勢(shì)明顯。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)300℃時(shí)，30Si2MnCrMoVE鋼中下貝氏體組織較粗且出現(xiàn)較多的殘余奧氏體，使其綜合性能都有所下降，斷裂韌性下降更為顯著，不能滿足技術(shù)要求。
3.結(jié)語(yǔ)
（1）等溫退火可使30Si2MnCrMoVE鋼最終熱處理后的組織細(xì)化、均勻化。
（2）等溫退火可使30Si2MnCrMoVE鋼的力學(xué)性能得到了不同程度的提高，其中σb值平均提高2.894%；σ0.2值平均提高2.258%；δ5值平均提高9.090%和K1C值平均提高13.580%。
作者：?jiǎn)淘涝?/strong>
單位：內(nèi)蒙古紅崗機(jī)械廠
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