30Si2MnCrMoVE鋼是立足國內資源，自行設計，自行研制最成功的鋼種之一，是為了解決航天某產品發動機殼體材料的高性能要求而研制的超高強度鋼。某產品發動機殼體對超高強度鋼有高斷裂韌性、較好的塑韌性和高的比強度，低缺口敏感性以及良好的工藝性能等要求，因而對冶煉技術、鋼的化學成分有非常嚴格的要求。但在鋼的煉制過程中，其化學成分很難控制，性能往往也就達不到所需要求。當鋼的含碳量、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,致使產品的力學性能、幾何尺寸及精度難以滿足設計要求，給產品實際生產帶來很大困難，更嚴重的是，其綜合性能的下降直接導致了該產品的可靠性難以得到保證。
針對以上問題，在進一步進行熱加工和預先熱處理獲得細小而均勻的粒狀組織等思想的指導下，本文試驗借鑒高碳鋼球化處理原理對30Si2MnCrMoVE鋼進行等溫退火預先熱處理，研究等溫退火預先處理對其組織和力學性能影響，探求在不改變加工手段及其成分的前提下，實施有效等溫退火預先處理，改進30Si2MnCrMoVE鋼的熱處理制度。最大限度地提高了30Si2MnCrMoVE鋼的綜合力學性能，從而滿足了產品的技術要求，保證了產品使用的可靠性。
1.試驗材料及方法
（1）試驗材料
試驗材料是國內某鋼廠生產的φ180mm雙真空冶煉鋼棒料，該材料經我單位復驗后得到的化學成分和力學性能均列于表1。
表1 材料的化學成分和力學性能
C | Si | Mn | Cr | Mo | V | S | P | K1C/MPa·m1/2 | |
技術要求 | 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）試驗方法
將φ180mm的棒料經鍛造后進行等溫退火→粗加工→等溫淬火→回火→精加工→標準拉伸、斷裂韌度試樣→性能測試，試樣按國標GB/T228選取。其中等溫退火(Isothermal annealing)工藝為：入爐溫度≤430℃，當溫度升高到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。粗加工后各類試樣經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。
拉伸試驗是在CSS-44100萬能電子拉伸試驗機上進行。根據國標GB/T228的要求，試驗采用標準三點彎曲試樣測定斷裂韌性。金相試樣采用碳膜復型，電鏡工作電壓為100kV。
2.試驗結果及分析
（1）等溫退火工藝對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，完全退火組織為細片狀珠光體，而等溫退火后的組織主要為粒狀珠光體組織，僅有極少量細片狀珠光體。
（a） 完全退火 （b）等溫退火
圖1 30Si2MnCrMoVE鋼退火態顯微組織
圖2為30Si2MnCrMoVE鋼淬火顯微組織。其中圖2a為30Si2MnCrMoVE鋼未進行過等溫退火的顯微組織圖，圖2b為已進行過等溫退火后分別進行910℃鹽爐加熱到奧氏體化+300℃等溫50min+回火2.5h熱處理（即中溫轉變）的顯微組織圖。經對比可知，已進行過等溫退火30Si2MnCrMoVE鋼的淬火組織明顯得到細化、均勻化。這是由于30Si2MnCrMoVE鋼經過等溫退火后，可獲得細小的粒狀珠光體，致使其在淬火加熱到910℃時，獲得更加細小的奧氏體晶粒。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粒快速冷卻后更容易得到較小的馬氏體板條，從而使馬氏體得到細化。
由圖2可以看出，未進行過等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼晶界較為明顯，其組織主要是上貝氏體，而已進行過等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼未出現明顯晶界，這時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。這表明30Si2MnCrMoVE鋼經等溫退火后明顯改善了其基體組織，性能也得到了進一步的優化。
（a） 完全退火 （b）等溫退火
圖2 30Si2MnCrMoVE鋼水淬顯微組織
同時，由中溫轉變過程的理論分析表明，要得到充分細化的中溫轉變組織（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大，這是因為中溫轉變組織，特別是低碳類型鋼中的貝氏體，其長大速度非常快，如果不能對這種組織的長大速度加以控制，則將會由一個先形核長出的一片貝氏體迅速吞沒其鄰近的其它將要形核核心，從而不能得到充分細化的轉變組織。而30Si2MnCrMoVE鋼經等溫退火后母相中不僅存在更多的形核位置同時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貝氏體的長大起到了制約作用，從而使30Si2MnCrMoVE鋼經等溫退火后的中溫轉變組織得到了充分細化。
（2）等溫退火工藝對30Si2MnCrMoVE鋼強度、塑性的影響
表2為等溫退火工藝對30Si2MnCrMoVE力學性能影響的試驗結果，表中所有試驗數據均取3～8個試樣的平均值。
表2 各溫度試驗結果
工藝 編號 | 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，δ5逐漸增加，等溫退火使30Si2MnCrMoVE鋼強度、塑性、韌性等力學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%。出現這種變化規律的主要原因是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，當等溫溫度升高至Ms點稍下時，先形成一定量的馬氏體，隨著等溫時間的延長，下貝氏體開始轉變，余下的奧氏體逐漸轉變為下貝氏體，此時，30Si2MnCrMoVE鋼的組織中貝氏體含量逐漸增多，當溫度繼續升高至Ms點稍上時，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，又有精細的孿晶，故30Si2MnCrMoVE鋼的強度緩慢下降塑性有所增加。
另外，30Si2MnCrMoVE鋼在等溫退火時分階段保溫，致使其組織中細小碳化物彌散度趨于完善，不僅為最終的等溫淬火準備了大量的結晶核心，增大了形核率，同時這種彌散分布的小顆粒碳化物在后續的奧氏體化加熱過程中其彌散度得到進一步提高。所以，經等溫退火的30Si2MnCrMoVE鋼，奧氏體化保溫后，進行淬火時，細小彌散分布的碳化物作為組織轉變的核心，明顯細化了30Si2MnCrMoVE鋼的淬火組織，從而明顯提高了30Si2MnCrMoVE鋼的強度、塑性、韌性等力學性能。
（3）等溫退火工藝對30Si2MnCrMoVE鋼斷裂韌性的影響
從表2可以看出，30Si2MnCrMoVE鋼經280～300℃等溫淬火時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。對比30Si2MnCrMoVE鋼等溫轉變曲線，分析表明，30Si2MnCrMoVE鋼在300℃等溫淬火可獲得由貝氏體、鐵素體、板條與條間或條內的殘余奧氏體薄膜所組成的準貝氏體組織。而準貝氏體組織具有更佳的強塑性，并具有疲勞強度高，形變強化能力強，沖擊疲勞和應變疲勞壽命長，裂紋擴展速率慢和超載延壽效應明顯等優點，斷裂韌性值也達到了最高值，與馬氏體區等溫淬火馬氏體組織相比較，其性能優勢明顯。當等溫淬火溫度超過300℃時，30Si2MnCrMoVE鋼中下貝氏體組織較粗且出現較多的殘余奧氏體，使其綜合性能都有所下降，斷裂韌性下降更為顯著，不能滿足技術要求。
3.結語
（1）等溫退火可使30Si2MnCrMoVE鋼最終熱處理后的組織細化、均勻化。
（2）等溫退火可使30Si2MnCrMoVE鋼的力學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：喬岳云
單位：內蒙古紅崗機械廠
