巢昺軒，王寶龍，蔣克全

(昌河飛機工業(yè)集團有限責任公司，江西 景德鎮(zhèn) 333002)

鋼的淬火、回火是熱處理工藝中最重要、用途最廣泛的工序，兩者不可分割和緊密銜接在一起。含Cr、Mn、Si的合金結(jié)構(gòu)鋼淬火后，隨著回火溫度的升高，硬度降低、塑性提高，理論上韌性也應隨之提高；但在某些特定溫度區(qū)間回火后，韌性反而大為降低，這種現(xiàn)象稱為回火脆性[1]。

當前回火脆性通常有兩類：在250～400 ℃之間發(fā)生的為低溫回火脆性，又叫第一類回火脆性，一旦發(fā)生無法通過熱處理消除；在350～550 ℃之間發(fā)生的為高溫回火脆性，又叫第二類回火脆性，一旦發(fā)生采用更高溫度回火、快速冷卻可以消除脆性，即可逆回火脆性。這兩種回火脆性，不僅發(fā)生的溫度范圍存在部分重疊，而且產(chǎn)生的機理也類似。由于鋼中的微量合金元素含量較多，在脆性溫度區(qū)回火時，置換型雜質(zhì)元素(P、Sb、Sn、As等)聚集在晶粒邊界上，合金元素(如Si、Mn等)偏聚在晶界上，兩者共同弱化了晶界強化作用，降低沖擊韌性；在環(huán)境腐蝕和外界應力的作用下，奧氏體晶界處形成微觀斷口，擴展后萌生裂紋，最終發(fā)生斷裂[2]。在世界航空航天史上，由于金屬材料回火工藝不當引發(fā)脆性裂紋和斷裂的案例頻發(fā)，如國內(nèi)某型機的緊急迫降、美國F35戰(zhàn)斗機發(fā)動機裂紋導致全面停飛，這都帶來巨大的安全隱患和經(jīng)濟損失。在國內(nèi)直升機零部件制造生產(chǎn)過程中，由于回火脆性導致的螺栓、導桿和彈簧的斷裂時有發(fā)生，如圖1所示。

圖1 螺栓和彈簧的脆性斷裂Fig.1 Brittleness fracture of bolt and spring

1 試驗方法

直升機零部件大量選用30CrMnSiA合金結(jié)構(gòu)鋼制成的板件、棒件在熱處理后會發(fā)生變形，通常采用靜壓校形處理后，在低于原回火溫度30 ℃進行去應力回火，但回火溫度的高低、冷卻方式等對變形回彈量、力學性能等都會有影響。因此需尋求最佳工藝參數(shù)，控制并預防回火脆性的發(fā)生。

現(xiàn)選取合金結(jié)構(gòu)鋼30CrMnSiA(標準GJB 1951及GJB 2150)，加工成板件、棒件、標準力學性能試樣，按表1做對比工藝試驗，對變形量、力學性能、金相組織進行檢測。

表1 30CrMnSiA合金結(jié)構(gòu)鋼工藝試驗流程

2 試驗過程及結(jié)果分析

2.1 回火溫度對變形量的影響

選取9件30CrMnSiA材料制成的板件和棒件，經(jīng)熱處理后，硬度至35～41 HRC。采用靜壓校正至合格變形量后，分別用460 ℃保溫1 h回火、220 ℃保溫1 h回火和不回火，對三組試樣的變形量進行測量。零件在室溫放置3個月后，再進行變形量測量，對比結(jié)果見圖2。

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

30CrMnSiA結(jié)構(gòu)鋼件淬、回火后，由于受組織應力和內(nèi)應力的雙重作用，形成彎曲變形，必須進行校形和去應力回火處理，但不同的去應力回火溫度對后續(xù)零件的變形回彈量有一定影響。校形后不去應力回火處理的零件，在放置3個月后變形量增大、出現(xiàn)回彈，原因是靜壓校形導致高硬度材料內(nèi)部產(chǎn)生應力，應力逐步釋放發(fā)生回彈；校形后采用220 ℃去應力回火，零件放置3個月變形量雖有減少但并不明顯，成效不顯著；校形后采用460 ℃去應力回火的零件，放置3個月后變形量急劇減小，降低至0.1～0.15 mm，校形應力完全釋放。零件實際生產(chǎn)中，靜壓校形后采用240～300 ℃回火、保溫180 min、空冷(如圖3)，回火溫度偏低導致零件校形應力釋放不徹底，后續(xù)又出現(xiàn)回彈。

研究表明，校形后的去應力回火溫度對零件回彈量有顯著影響，當不進行去應力回火，應力無法釋放導致零件回彈、變形量增大；采用低溫回火，應力釋放不完全導致零件變形量幾乎無變化；而中高溫回火使應力充分釋放，在隨后的放置過程中零件逐漸室溫時效，很好地解決了熱處理零件變形量大的技術(shù)難題。因此在零件校形后，應盡可能采用較高溫度去應力回火，以徹底釋放校形應力，達到變形量最小化。但面對30CrMnSiA結(jié)構(gòu)鋼材料，為了避免回火脆性，應盡量避開在脆性溫度區(qū)內(nèi)回火。

圖3 30CrMnSiA零件靜壓校正示意圖Fig.3 Schematic diagram of static pressure correction of 30CrMnSiA part

2.2 回火溫度對材料性能的影響

經(jīng)查發(fā)現(xiàn)30CrMnSiA合金結(jié)構(gòu)鋼在250、500 ℃左右有回火脆性，在此溫度區(qū)間內(nèi)回火會產(chǎn)生脆性。選定30CrMnSiA鋼的熱處理強度σb=880±100 MPa，按照GB/T 229—2007標準要求將30CrMnSiA試樣加工成12 mm×12 mm×65 mm規(guī)格。熱處理工藝如下：900 ℃淬火、630 ℃回火，然后選擇不同溫度去應力回火、爐冷。并進行力學性能檢測(包括抗拉強度σb、屈服強度σ0.2、延伸率δ5、沖擊韌性αku)。將αku值與去應力回火之前的進行對比，當下降幅度超過10%時即可斷定出現(xiàn)了回火脆性。

試樣經(jīng)淬、回火后，在225～600 ℃范圍內(nèi)每間隔25 ℃選取一個溫度點進行去應力回火，保溫2 h后隨爐冷卻，試樣最終的力學性能如圖4所示。與回火前的力學性能相比，去應力回火后試樣的σb、σ0.2、δ5數(shù)值均無明顯變化。但在460～620 ℃去應力回火后，αku值顯著降低，降幅均超過10%，550 ℃回火后的αku值為1068 kJ/m2，降幅高達37.5%，在低于450 ℃回火后αku值幾乎沒有減少。

對淬、回火后和550 ℃去應力回火后的試樣進行金相組織分析，見圖5，組織均為回火索氏體、少量鐵素體和碳化物。與30CrMnSiA鋼調(diào)質(zhì)熱處理后組織形貌相符，碳化物顆粒彌散分布在晶界和晶粒內(nèi)部；經(jīng)去應力回火并長時間隨爐冷后，鐵素體會聚集并分布于相鄰的晶粒之間、殘余馬氏體發(fā)生回火、碳化物持續(xù)析出，所以金相組織在顯微鏡下呈現(xiàn)為黑

(a)σb;(b)σ0.2;(c)δ5;(d)αku圖4 去應力回火溫度與力學性能的關系Fig.4 Relationship of destressing tempering temperature and mechanics performance

色組織。從圖5(b)中可以清楚地看出這些黑色組織主要集中在晶界處，能圍出細小的原奧氏體晶粒。同時緩冷的過程中合金元素發(fā)生偏析、微量雜質(zhì)元素偏聚分布于晶界上，弱化晶界，最終導致材料沖擊韌性急劇降低[3]。結(jié)合力學性能和金相組織分析，可以斷定30CrMnSiA鋼在460～620 ℃溫度范圍內(nèi)回火會導致脆性危害。

(a)淬、回火后; (b)550 ℃去應力回火后圖5 試樣金相組織(a) after quenching and tempering;(b) after destressing tempering at 550 ℃Fig.5 Microstructure of sample

在相同強度的條件下，經(jīng)過最初的淬火和回火30CrMnSiA鋼具有較高的沖擊韌性，具有極佳的強韌性、強塑性配合。隨著校正后去應力回火溫度的升高，αku值在550 ℃時最低。這與該組織殘余奧氏體(AR)大量分解的溫度被推向高溫，以及鋼斷裂時的解理面的尺寸和應力集中程度均較小有關，并且不論何種處理的沖擊試樣，當斷口上出現(xiàn)沿晶斷裂區(qū)時，其沿晶面上均存在大量的質(zhì)點和小孔洞。因此高溫回火脆性主要原因是[4]：置換型固溶雜質(zhì)原子(P、Sb、Sn、As等)與間隙型固溶原子(C、N)一起在位錯線上形成柯氏氣團使晶內(nèi)強化晶界相對弱化所致。

2.3 回火冷卻速率對材料性能的影響

試樣在460～620 ℃溫度范圍內(nèi)每隔25 ℃選取一個溫度點進行去應力回火，保溫2 h后分別采用空冷、油冷和水冷。并對最終的硬度和沖擊韌性進行檢測，見圖6。

(a)HRC；(b) αku圖6 去應力回火冷卻方式與力學性能的關系Fig.6 Relationship of cooling method of destressing tempering and mechanics performance

通常冷卻速率為：水冷>油冷>空冷>爐冷，隨著冷速增大，沖擊韌性逐漸提高，而洛氏硬度逐漸降低。以550 ℃去應力回火為例，采用水冷、油冷和空冷后，硬度值分別為25.5、24.5和26 HRC，與原始硬度27 HRC相比出現(xiàn)下降；αku值分別為1475、1390和1193 kJ/m2，較最初的沖擊韌性1708 kJ/m2下降幅度依次為13.6%、18.6%和30.2%，均超過了規(guī)定的10%，因此可以判定發(fā)生了回火脆性。

對550 ℃去應力回火后分別采用爐冷和水冷的試樣進行金相組織分析，見圖7。組織均為回火索氏體、鐵素體和碳化物，鐵素體均聚集并分布于相鄰的晶粒之間，550 ℃長時間回火使殘余馬氏體發(fā)生相變，金相組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w和珠光體，同時碳化物在晶界和晶粒內(nèi)部彌散析出。爐冷后，由于回火馬氏體容易腐蝕在金相下為黑色，主要集中在晶界處；而采用水冷等快速冷卻方式后，碳化物溶于回火索氏體中，金相組織不易被腐蝕，所以表現(xiàn)為灰色，如圖7(b)。由于550 ℃為30CrMnSiA鋼的回火脆性溫度點，不論以何種速率冷卻，均會發(fā)生合金元素偏析、微量雜質(zhì)元素偏聚，致使晶界弱化，最終導致材料沖擊韌性急劇降低[5]。結(jié)合力學性能和金相組織分析可知，不論采用何種冷卻速率30CrMnSiA鋼在540～580 ℃范圍內(nèi)回火會導致脆性危害，因此應避免此溫度范圍內(nèi)回火。

(a)爐冷；(b)水冷圖7 回火冷卻后試樣的金相組織(a) furnace cooling; (b) water coolingFig.7 Microstructure of sample after tempered cooling

2.4 材料斷口形貌的分析

30CrMnSiA鋼試樣在550 ℃保溫2 h去應力回火爐冷后，進行沖擊試驗，在掃描電鏡下觀察這兩個試樣的斷口形貌，如圖8。斷口主要為沿晶形貌[6]，呈典型的脆性斷口特征，通過沖擊韌性結(jié)果和金相組織分析可以進一步確定，均符合回火致脆斷裂特征和條件。

3 結(jié)論

通過對30CrMnSiA鋼試樣進行熱處理工藝試驗，取得了形成回火脆性區(qū)的溫度范圍和預防控制措施，得出以下結(jié)論：

1)零件校形后的去應力回火溫度對回彈量有顯著影響，當不進行去應力回火，會導致回彈、變形加劇；采用中低溫回火，變形無改善；而高溫回火可使應力完全釋放，在隨后的放置過程中零件緩慢時效，變形量減小。

圖8 30CrMnSiA鋼沖擊斷口形貌Fig.8 Impact fracture morphology of 30CrMnSiA steel

2)30CrMnSiA鋼在460～620 ℃溫度范圍內(nèi)去應力回火，σb、σ0.2、δ5、硬度值均無明顯變化，但αku值會急劇降低，460～620 ℃為回火脆性溫度區(qū)。

3)30CrMnSiA鋼去應力回火后采用空冷或更快速率冷卻(如油冷、水冷)，能有效抑制和預防回火脆性帶來的沖擊值降低。但不論何種冷卻速率，540～580 ℃回火會導致脆性危害，因此應避免在此溫度范圍內(nèi)回火。