30CrMnSiA钢回火脆性控制与预防技术研究

2019-09-13巢昺轩王宝龙蒋克全

热处理技术与装备 2019年4期

巢昺轩，王宝龙，蒋克全

(昌河飞机工业集团有限责任公司，江西景德镇 333002)

钢的淬火、回火是热处理工艺中最重要、用途最广泛的工序，两者不可分割和紧密衔接在一起。含Cr、Mn、Si的合金结构钢淬火后，随着回火温度的升高，硬度降低、塑性提高，理论上韧性也应随之提高；但在某些特定温度区间回火后，韧性反而大为降低，这种现象称为回火脆性[1]。

当前回火脆性通常有两类：在250～400 ℃之间发生的为低温回火脆性，又叫第一类回火脆性，一旦发生无法通过热处理消除；在350～550 ℃之间发生的为高温回火脆性，又叫第二类回火脆性，一旦发生采用更高温度回火、快速冷却可以消除脆性，即可逆回火脆性。这两种回火脆性，不仅发生的温度范围存在部分重叠，而且产生的机理也类似。由于钢中的微量合金元素含量较多，在脆性温度区回火时，置换型杂质元素(P、Sb、Sn、As等)聚集在晶粒边界上，合金元素(如Si、Mn等)偏聚在晶界上，两者共同弱化了晶界强化作用，降低冲击韧性；在环境腐蚀和外界应力的作用下，奥氏体晶界处形成微观断口，扩展后萌生裂纹，最终发生断裂[2]。在世界航空航天史上，由于金属材料回火工艺不当引发脆性裂纹和断裂的案例频发，如国内某型机的紧急迫降、美国F35战斗机发动机裂纹导致全面停飞，这都带来巨大的安全隐患和经济损失。在国内直升机零部件制造生产过程中，由于回火脆性导致的螺栓、导杆和弹簧的断裂时有发生，如图1所示。

图1 螺栓和弹簧的脆性断裂Fig.1 Brittleness fracture of bolt and spring

1 试验方法

直升机零部件大量选用30CrMnSiA合金结构钢制成的板件、棒件在热处理后会发生变形，通常采用静压校形处理后，在低于原回火温度30 ℃进行去应力回火，但回火温度的高低、冷却方式等对变形回弹量、力学性能等都会有影响。因此需寻求最佳工艺参数，控制并预防回火脆性的发生。

现选取合金结构钢30CrMnSiA(标准GJB 1951及GJB 2150)，加工成板件、棒件、标准力学性能试样，按表1做对比工艺试验，对变形量、力学性能、金相组织进行检测。

表1 30CrMnSiA合金结构钢工艺试验流程

2 试验过程及结果分析

2.1 回火温度对变形量的影响

选取9件30CrMnSiA材料制成的板件和棒件，经热处理后，硬度至35～41 HRC。采用静压校正至合格变形量后，分别用460 ℃保温1 h回火、220 ℃保温1 h回火和不回火，对三组试样的变形量进行测量。零件在室温放置3个月后，再进行变形量测量，对比结果见图2。

(a)板件；(b)棒件图2 30CrMnSiA校正回火后的变形量(a)plate；(b)stickFig.2 Deformation of 30CrMnSiA steel after calibrated tempering

30CrMnSiA结构钢件淬、回火后，由于受组织应力和内应力的双重作用，形成弯曲变形，必须进行校形和去应力回火处理，但不同的去应力回火温度对后续零件的变形回弹量有一定影响。校形后不去应力回火处理的零件，在放置3个月后变形量增大、出现回弹，原因是静压校形导致高硬度材料内部产生应力，应力逐步释放发生回弹；校形后采用220 ℃去应力回火，零件放置3个月变形量虽有减少但并不明显，成效不显著；校形后采用460 ℃去应力回火的零件，放置3个月后变形量急剧减小，降低至0.1～0.15 mm，校形应力完全释放。零件实际生产中，静压校形后采用240～300 ℃回火、保温180 min、空冷(如图3)，回火温度偏低导致零件校形应力释放不彻底，后续又出现回弹。

研究表明，校形后的去应力回火温度对零件回弹量有显著影响，当不进行去应力回火，应力无法释放导致零件回弹、变形量增大；采用低温回火，应力释放不完全导致零件变形量几乎无变化；而中高温回火使应力充分释放，在随后的放置过程中零件逐渐室温时效，很好地解决了热处理零件变形量大的技术难题。因此在零件校形后，应尽可能采用较高温度去应力回火，以彻底释放校形应力，达到变形量最小化。但面对30CrMnSiA结构钢材料，为了避免回火脆性，应尽量避开在脆性温度区内回火。

图3 30CrMnSiA零件静压校正示意图Fig.3 Schematic diagram of static pressure correction of 30CrMnSiA part

2.2 回火温度对材料性能的影响

经查发现30CrMnSiA合金结构钢在250、500 ℃左右有回火脆性，在此温度区间内回火会产生脆性。选定30CrMnSiA钢的热处理强度σb=880±100 MPa，按照GB/T 229—2007标准要求将30CrMnSiA试样加工成12 mm×12 mm×65 mm规格。热处理工艺如下：900 ℃淬火、630 ℃回火，然后选择不同温度去应力回火、炉冷。并进行力学性能检测(包括抗拉强度σb、屈服强度σ0.2、延伸率δ5、冲击韧性αku)。将αku值与去应力回火之前的进行对比，当下降幅度超过10%时即可断定出现了回火脆性。

试样经淬、回火后，在225～600 ℃范围内每间隔25 ℃选取一个温度点进行去应力回火，保温2 h后随炉冷却，试样最终的力学性能如图4所示。与回火前的力学性能相比，去应力回火后试样的σb、σ0.2、δ5数值均无明显变化。但在460～620 ℃去应力回火后，αku值显著降低，降幅均超过10%，550 ℃回火后的αku值为1068 kJ/m2，降幅高达37.5%，在低于450 ℃回火后αku值几乎没有减少。

对淬、回火后和550 ℃去应力回火后的试样进行金相组织分析，见图5，组织均为回火索氏体、少量铁素体和碳化物。与30CrMnSiA钢调质热处理后组织形貌相符，碳化物颗粒弥散分布在晶界和晶粒内部；经去应力回火并长时间随炉冷后，铁素体会聚集并分布于相邻的晶粒之间、残余马氏体发生回火、碳化物持续析出，所以金相组织在显微镜下呈现为黑

(a)σb;(b)σ0.2;(c)δ5;(d)αku图4 去应力回火温度与力学性能的关系Fig.4 Relationship of destressing tempering temperature and mechanics performance

色组织。从图5(b)中可以清楚地看出这些黑色组织主要集中在晶界处，能围出细小的原奥氏体晶粒。同时缓冷的过程中合金元素发生偏析、微量杂质元素偏聚分布于晶界上，弱化晶界，最终导致材料冲击韧性急剧降低[3]。结合力学性能和金相组织分析，可以断定30CrMnSiA钢在460～620 ℃温度范围内回火会导致脆性危害。

(a)淬、回火后; (b)550 ℃去应力回火后图5 试样金相组织(a) after quenching and tempering;(b) after destressing tempering at 550 ℃Fig.5 Microstructure of sample

在相同强度的条件下，经过最初的淬火和回火30CrMnSiA钢具有较高的冲击韧性，具有极佳的强韧性、强塑性配合。随着校正后去应力回火温度的升高，αku值在550 ℃时最低。这与该组织残余奥氏体(AR)大量分解的温度被推向高温，以及钢断裂时的解理面的尺寸和应力集中程度均较小有关，并且不论何种处理的冲击试样，当断口上出现沿晶断裂区时，其沿晶面上均存在大量的质点和小孔洞。因此高温回火脆性主要原因是[4]：置换型固溶杂质原子(P、Sb、Sn、As等)与间隙型固溶原子(C、N)一起在位错线上形成柯氏气团使晶内强化晶界相对弱化所致。

2.3 回火冷却速率对材料性能的影响

试样在460～620 ℃温度范围内每隔25 ℃选取一个温度点进行去应力回火，保温2 h后分别采用空冷、油冷和水冷。并对最终的硬度和冲击韧性进行检测，见图6。

(a)HRC；(b) αku图6 去应力回火冷却方式与力学性能的关系Fig.6 Relationship of cooling method of destressing tempering and mechanics performance

通常冷却速率为：水冷>油冷>空冷>炉冷，随着冷速增大，冲击韧性逐渐提高，而洛氏硬度逐渐降低。以550 ℃去应力回火为例，采用水冷、油冷和空冷后，硬度值分别为25.5、24.5和26 HRC，与原始硬度27 HRC相比出现下降；αku值分别为1475、1390和1193 kJ/m2，较最初的冲击韧性1708 kJ/m2下降幅度依次为13.6%、18.6%和30.2%，均超过了规定的10%，因此可以判定发生了回火脆性。

对550 ℃去应力回火后分别采用炉冷和水冷的试样进行金相组织分析，见图7。组织均为回火索氏体、铁素体和碳化物，铁素体均聚集并分布于相邻的晶粒之间，550 ℃长时间回火使残余马氏体发生相变，金相组织转变为回火索氏体和珠光体，同时碳化物在晶界和晶粒内部弥散析出。炉冷后，由于回火马氏体容易腐蚀在金相下为黑色，主要集中在晶界处；而采用水冷等快速冷却方式后，碳化物溶于回火索氏体中，金相组织不易被腐蚀，所以表现为灰色，如图7(b)。由于550 ℃为30CrMnSiA钢的回火脆性温度点，不论以何种速率冷却，均会发生合金元素偏析、微量杂质元素偏聚，致使晶界弱化，最终导致材料冲击韧性急剧降低[5]。结合力学性能和金相组织分析可知，不论采用何种冷却速率30CrMnSiA钢在540～580 ℃范围内回火会导致脆性危害，因此应避免此温度范围内回火。