貝氏體轉(zhuǎn)變是過(guò)冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變溫度以下、馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以上發(fā)生的擴(kuò)散、共格轉(zhuǎn)變，一般來(lái)說(shuō)貝氏體轉(zhuǎn)變形成的下貝氏體組織通常具備良好的綜合力學(xué)性能，能夠顯著改善合金鋼馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中材料塑韌性降低的問(wèn)題。貝氏體轉(zhuǎn)變一般需要一定的孕育期，此時(shí)C元素將在奧氏體內(nèi)進(jìn)行擴(kuò)散，從而引起奧氏體內(nèi)C元素發(fā)生濃度起伏，為貝氏體形核提供驅(qū)動(dòng)力。
在熱處理過(guò)程中，貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)間決定著等溫淬火后組織中各相的含量，對(duì)宏觀力學(xué)性能及沖擊性能產(chǎn)生顯著影響，貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)間較短則貝氏體轉(zhuǎn)變不充分。張禹研究了等溫淬火時(shí)間對(duì)51CrMnV彈簧鋼貝氏體轉(zhuǎn)變程度的影響，發(fā)現(xiàn)較短的轉(zhuǎn)變時(shí)間將導(dǎo)致未完全轉(zhuǎn)變的貝氏體在冷卻后轉(zhuǎn)變成大量的馬氏體，降低材料的沖擊性能。劉笑笑研究發(fā)現(xiàn)，40CrNiMo高強(qiáng)鋼中貝氏體的體積分?jǐn)?shù)隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸增加，貝氏體相變大部分在3h內(nèi)完成。
30CrMnSiNi2A超高強(qiáng)度鋼是航空航天重要的結(jié)構(gòu)鋼，在30CrMnSiA結(jié)構(gòu)鋼基礎(chǔ)上添加一定量的Ni元素，用來(lái)提高淬透性和強(qiáng)韌性，生產(chǎn)成本和制造費(fèi)用相對(duì)較低。其微觀組織一般以回火馬氏體或下貝氏體組織為主，在保證高強(qiáng)度的同時(shí)具有一定的強(qiáng)韌性。本試驗(yàn)以30CrMnSiNi2A高強(qiáng)度鋼為研究對(duì)象，研究轉(zhuǎn)變時(shí)間對(duì)其組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，明確30CrMnSiNi2A結(jié)構(gòu)鋼在等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程中的強(qiáng)韌化機(jī)理，對(duì)后續(xù)制定正確的熱處理工藝及其應(yīng)用具有重要意義。
1 試驗(yàn)材料與方法
30CrMnSiNi2A高強(qiáng)鋼屬于Cr-Mn-Si-Ni系合金結(jié)構(gòu)鋼，其化學(xué)成分如表1所示。
30CrMnSiNiA高強(qiáng)鋼貝氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程主要通過(guò)鹽浴爐和硝石槽進(jìn)行，首先將30CrMnSiNi2A鋼加熱至900℃并保溫一定時(shí)間，使其完全奧氏體化后，迅速轉(zhuǎn)移至硝石槽中進(jìn)行貝氏體等溫轉(zhuǎn)變，等溫溫度為320℃，等溫時(shí)間分別為1、3、5、10、30、60和90min，然后取出試樣進(jìn)行空冷，試驗(yàn)方案如圖1所示。貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束后進(jìn)行性能檢測(cè)和組織及斷口形貌觀察。
力學(xué)性能檢測(cè)采用萬(wàn)能拉力試驗(yàn)機(jī)按GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行，試樣尺寸如圖2(a) 所示；沖擊性能檢測(cè)采用沖擊試驗(yàn)機(jī)按GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行，試樣尺寸如圖2(b) 所示。
從性能測(cè)試試樣上切取5mm×5mm金相試樣，依次用150、600、1000和2000 號(hào)砂紙打磨檢測(cè)部位，直至表面無(wú)任何劃痕，通過(guò)機(jī)械拋光方法使檢測(cè)部位呈現(xiàn)鏡面后，立即用水沖洗打磨部位，使用4%硝酸酒精腐蝕液腐蝕晶界，并采用無(wú)水乙醇超聲洗凈后，利用金相顯微鏡觀察顯微組織。斷口形貌使用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM) 觀察。
2 試驗(yàn)結(jié)果及分析
2.1 組織
等溫淬火過(guò)程中貝氏體轉(zhuǎn)變一般可劃分為3個(gè)階段：貝氏體形核孕育階段、貝氏體快速轉(zhuǎn)變階段及碳化物析出階段。等溫淬火時(shí)間決定著30CrMnSiNi2A鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變量、馬氏體轉(zhuǎn)變量及碳化物析出量。圖3展示了30CrMnSiNi2A鋼在320℃等溫1～90min過(guò)程中的微觀組織變化情況。
由圖3(a)可見(jiàn)，等溫1min后，30CrMnSiNi2A鋼微觀組織以板條馬氏體和殘留奧氏體為主，大部分貝氏體轉(zhuǎn)變處于形核孕育期。利用JMatpro計(jì)算出30CrMnSiNi2A鋼的Ms點(diǎn)約為318℃，Ni 元素加入使30CrMnSiNi2A鋼淬透性顯著增加，在320℃等溫及隨后冷卻過(guò)程中部分過(guò)冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，形成了馬氏體組織，此時(shí)組織中殘留奧氏體相對(duì)較多，板條馬氏體以一定角度從過(guò)冷奧氏體中析出。隨著等溫時(shí)間延長(zhǎng)，組織中逐漸出現(xiàn)針狀下貝氏體，與馬氏體相互交錯(cuò)，使組織中的位錯(cuò)密度有所上升，如圖3( b～d) 所示。貝氏體的出現(xiàn)一定程度上降低了合金的強(qiáng)度，但沖擊性能則顯著增加。在320 ℃下持續(xù)保溫，合金中的奧氏體在相變自由能的驅(qū)動(dòng)下進(jìn)入貝氏體快速轉(zhuǎn)變階段，貝氏體體積分?jǐn)?shù)不斷增加，直至奧氏體含碳量增加至T0線( 指某一溫度下過(guò)冷奧氏體吉布斯自由能與鐵素體吉布斯自由能相等時(shí)，過(guò)冷奧氏體中含碳量)所對(duì)應(yīng)的含量時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變停止，合金中未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體在后續(xù)冷卻過(guò)程中便形成塊狀的殘留奧氏體和馬氏體。此時(shí)合金的組織以下貝氏體為主，同時(shí)含有少量馬氏體和殘留奧氏體，力學(xué)性能趨于穩(wěn)定，如圖3(e～g) 所示。
為確定30CrMnSiNi2A高強(qiáng)鋼貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期，采用JMatpro軟件依據(jù)表1所示的化學(xué)成分計(jì)算合金的等溫轉(zhuǎn)變曲線，如圖4所示，發(fā)現(xiàn)當(dāng)?shù)葴販囟葹?20 ℃時(shí)，3CrMnSiNi2A高強(qiáng)鋼貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)杏诩s為30s，合金中馬氏體組織占主導(dǎo)，合金性能硬而脆，如圖3(a) 所示。隨著等溫過(guò)程的進(jìn)行，在1100s左右，組織中貝氏體的體積分?jǐn)?shù)將達(dá)到99.9%以上，合金組織以下貝氏體為主，合金綜合性能得到明顯提升，如圖3(e) 所示。孕育期隨著等溫溫度的升高呈現(xiàn)出先減小后增加的趨勢(shì)，但在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中受化學(xué)成分、溫度場(chǎng)梯度等多因素影響，貝氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程與TTT曲線存在差異。
2.2 力學(xué)性能
30CrMnSiNi2A鋼在320℃等溫1～90min后的硬度如表2所示，可見(jiàn)隨著等溫過(guò)程的進(jìn)行，30CrMnSiNi2A 鋼的硬度由1min時(shí)的51.7HRC快速降低至44.9 HRC，之后逐步趨于穩(wěn)定。等溫時(shí)間較短時(shí)，組織以板條馬氏體為主，合金硬度相對(duì)較高，隨著等溫過(guò)程的持續(xù)，下貝氏體含量增加，硬度進(jìn)一步下降。繼續(xù)延長(zhǎng)等溫時(shí)間，貝氏體轉(zhuǎn)變完全，使組織趨于穩(wěn)定并導(dǎo)致硬度逐步趨于穩(wěn)定。
圖5為30CrMnSiNi2A鋼在320℃等溫1～90min后的性能檢測(cè)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)隨著等溫過(guò)程的持續(xù)，抗拉強(qiáng)度快速由1987MPa 降低至1597MPa并趨于穩(wěn)定，沖擊吸收能量逐漸由43J升高至79J并趨于穩(wěn)定。這主要是因?yàn)殚L(zhǎng)時(shí)間的等溫過(guò)程使貝氏體轉(zhuǎn)變更加充分，貝氏體體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，馬氏體體積分?jǐn)?shù)減少，導(dǎo)致合金強(qiáng)度降低。等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程較短時(shí)，合金內(nèi)殘留的不穩(wěn)定塊狀?yuàn)W氏體極易形成脆性馬氏體，增加材料強(qiáng)度的同時(shí)會(huì)造成較為嚴(yán)重的應(yīng)力集中，從而降低材料的韌塑性。在貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力作用下，在一定時(shí)間內(nèi)30CrMnSiNi2A鋼過(guò)冷奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w組織，使得合金拉伸性能和沖擊性能趨于穩(wěn)定。
2.3 斷口形貌
圖6為320℃等溫1~90min后，30CrMnSiNi2A鋼的沖擊斷口形貌。從圖6可以看出，30CrMnSiNi2A鋼等溫后沖擊斷口包含韌窩和準(zhǔn)解理刻面，為典型的韌脆混合斷裂。韌窩是外力作用下，微孔分離時(shí)殘留的微觀痕跡，是韌性斷裂的典型特征，形貌中韌窩較小且淺。在等溫過(guò)程中殘留的過(guò)冷奧氏體在外力沖擊下斷裂后，形成了準(zhǔn)解理刻面，為典型的脆性斷裂。
從圖6還可見(jiàn)，隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，韌窩深度有所增加，這表明合金的沖擊性能上升，如圖6(a～e) 所示。
隨著等溫時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，微觀組織趨于穩(wěn)定，韌窩數(shù)量和深度未發(fā)生明顯變化，沖擊性能趨于穩(wěn)定。另一方面，由于貝氏體轉(zhuǎn)變的不充分性，組織中存在殘留奧氏體，導(dǎo)致脆性斷裂一直存在，因此斷口形貌出現(xiàn)準(zhǔn)解理刻面。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間較短時(shí)，殘留奧氏體數(shù)量相對(duì)較多，斷口形貌中準(zhǔn)解理刻面數(shù)量較多且大，分布較為分散，此時(shí)脆性斷裂占主導(dǎo)，如圖6 (a) 所示。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間持續(xù)至30min時(shí)，奧氏體在冷卻過(guò)程中相變較為充分，殘留奧氏體數(shù)量相對(duì)較少，斷口形貌中準(zhǔn)解理刻面較小，此時(shí)韌性斷裂占主導(dǎo)，合金沖擊吸收能量高達(dá)79J，缺口敏感性較低，如圖6(e) 所示。隨著等溫過(guò)程的繼續(xù)進(jìn)行，微觀組織趨于穩(wěn)定，合金的斷口形貌幾乎不再發(fā)生明顯變化，形成以韌性斷裂為主的韌脆混合斷裂模式，如圖6(f，g) 所示。
3 結(jié)論
1) 隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，30CrMnSiNi2A鋼中板條貝氏體組織逐漸增加，殘留奧氏體逐漸減少，等溫30 min 及以上時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變較為充分，組織趨于穩(wěn)定，組織以下貝氏體為主，同時(shí)含少量馬氏體和殘留奧氏體。
2) 隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，30CrMnSiNi2A鋼性能趨于穩(wěn)定，當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間為30min及以上時(shí)，抗拉強(qiáng)度、沖擊吸收能量和硬度分別穩(wěn)定在約1597MPa、79J和44.9HＲC。斷裂模式為韌脆混合斷裂。
京公網(wǎng)安備11010802046783號(hào)
