回火溫度對40CrMoVNbTi鋼組織和性能的影響

孫永真，程巨強，趙翛涵

(西安工業大學 材料與化工學院，陜西 西安 710021)

AISI 4140或42CrMo鋼是一種中碳結構鋼，已應用于礦山、電力、石油、工程機械等方面[1-6],為了提高其合金結構鋼的強韌性，淬火后回火處理的研究一直是人們研究熱點之一。文獻[7-8]研究了回火溫度對42CrMo鋼組織和力學性能的影響，結果表明，淬火后500～650 ℃回火，試驗材料的韌性得到改善。文獻[9-11]研究了回火溫度對AISI 4140鋼力學性能的影響，結果表明，當回火溫度由 580 ℃提高到 600 ℃時，材料的沖擊韌性得到了明顯改善。40CrMoVNbTi鋼是在美標AISI 4140或國標42CrMo鋼的基礎上增加V、Nb、Ti等微合金化而成，但在鋼的實際應用中，有時強度與韌性不匹配，力學性能難以達到要求值，因此，研究40CrMoVNbTi鋼淬火后不同回火溫度對其組織和性能的影響，確定合適的回火工藝，對確定鋼的回火具有重要的參考價值。本文研究了40CrMoVNbTi鋼780 ℃亞溫淬火、不同回火溫度對其組織和性能的影響，了解試驗鋼在回火處理中組織和性能的變化，為40CrMoVNbTi鋼回火工藝的優化奠定了基礎。

圖1 40CrMoVNbTi鋼780 ℃淬火和不同溫度回火后的力學性能Fig.1 Mechanical properties of the 40CrMoVNbTi steel quenched at 780 ℃ and tempered at different temperatures

1 試驗材料及方法

試驗用鋼牌號為40CrMoVNbTi，其化學成分(質量分數，%)為0.40C、0.26Si、0.90Mn、1.00Cr、0.22Mo、0.03V、0.06Nb、0.03Ti。鋼的生產過程為10 t電爐冶煉+真空處理(VD)，鑄成鋼錠，鑄錠開坯，加熱鍛造成101 mm×101 mm×203 mm方料。力學性能試樣取于該方料，拉伸試樣切割成φ10 mm×100 mm圓棒，之后機械加工成φ6 mm標準短拉伸試樣；沖擊試樣線切割加工為10 mm×10 mm×55 mm帶V型缺口，缺口深度2 mm。經測定40CrMoVNbTi鋼的相變溫度Ac1為710 ℃，Ac3為820 ℃，前期試驗780 ℃淬火綜合性能最好，故淬火加熱溫度選為780 ℃，屬于亞溫加熱，保溫30 min后油冷，然后進行不同溫度回火，回火溫度分別為200、300、400、500、600、700 ℃，回火時間為90 min。拉伸試驗使用DDL300電子萬能試驗機；沖擊試驗使用JBD-300型擺錘式沖擊試驗機。組織觀察侵蝕液為4%的硝酸酒精溶液，試樣組織觀察在NIKON ERIHOT-300型光學顯微鏡上進行，并用XRD-6000型X射線衍射儀進行物相分析。

2 試驗結果及分析

2.1 力學性能

圖1為40CrMoVNbTi鋼780 ℃淬火和不同溫度回火后的力學性能變化曲線。可以看出，淬火后抗拉強度(圖1(a))隨回火溫度的提高，呈下降趨勢，100 ℃ 回火時材料的抗拉強度最高，為2260 MPa；700 ℃回火時棒料的抗拉強度最低為820 MPa。試驗鋼的抗拉強度出現這種變化的原因是200 ℃以下回火，組織主要是回火馬氏體和殘留奧氏體，回火馬氏體是碳在α-鐵中的過飽和固溶體，具有很高的強度和硬度；超過200 ℃回火時，隨著回火溫度的升高，馬氏體發生碳原子的偏聚，有碳化物析出，減少了馬氏體組織中碳含量，降低碳及合金元素的固溶強化效果，強度下降；超過500 ℃回火時，馬氏體發生分解轉變為回火索氏體組織，鐵素體發生了回復與再結晶，形成粒狀鐵素體，回火組織向平衡組織轉變，強度下降。隨著回火溫度的升高，試驗鋼的斷面收縮率(見圖1(b))和伸長率(見圖1(c))呈上升的趨勢。100 ℃回火時試驗鋼的斷面收縮率和伸長率最低，分別為36.5%和10.0%；550 ℃回火時棒料的斷面收縮率58.5%，伸長率17.6%；700 ℃回火時棒料的斷面收縮率和伸長率最高，分別為66.8% 和23.0%。斷面收縮率及伸長率出現這種變化的原因是，隨著回火溫度的升高，馬氏體逐漸分解，碳化物析出，馬氏體基體韌性提高，當基體達到平衡組織時，粒狀組織有比較高的塑韌性。從沖擊吸收能量隨回火溫度變化的曲線(圖1(d))可以看出，不回火的沖擊吸收能量值最低，為9.7 J；100 ℃回火時，沖擊吸收能量有所增加，為11.0 J；200 ℃回火時沖擊吸收能量上升為23.8 J，出現第一個峰值。超過200 ℃回火，沖擊吸收能量下降，300 ℃回火時沖擊吸收能量值降為9.9 J，超過300 ℃回火沖擊吸收能量值增加，550、600、700 ℃回火時，試驗鋼的沖擊吸收能量值分別為94.0、123.0和160.3 J，700 ℃時達到最大。沖擊吸收能量值出現這種變化的原因為：不回火時，淬火態組織為馬氏體，內應力大，脆性大，沖擊吸收能量最低；200 ℃ 回火時，組織中析出細小的碳化物并降低了內應力，形成回火馬氏體，韌性有所提高；300 ℃回火時，組織中殘留奧氏體分解，馬氏體界面出現奧氏體分解產物，脆性增加，出現了第一類回火脆性；超過400 ℃ 回火時，碳化物不斷析出并粒狀化，形成回火屈氏體及回火索氏體，沖擊吸收能量值提高。

圖2 40CrMoVNbTi鋼780 ℃淬火不同溫度回火后的沖擊斷口形貌Fig.2 Impact fracture morphologies of the 40CrMoVNbTi steel quenched at 780 ℃ and tempered at different temperatures(a) 200 ℃; (b) 300 ℃; (c) 500 ℃; (d) 600 ℃; (e) 700 ℃

2.2 沖擊試樣斷口形貌觀察

圖2為780 ℃淬火和不同溫度回火后的沖擊試樣斷口裂紋擴展區掃描電鏡形貌照片。可以看出，200 ℃回火沖擊試樣斷裂機制為韌窩和準解理斷裂，說明試驗材料具有一定的韌性。300 ℃回火沖擊試樣斷口斷裂機制主要為解理和沿晶斷裂，為脆性斷裂特征，說明試驗材料的沖擊性能較低，呈現回火脆性。500 ℃以上回火沖擊試樣斷口存在大量韌窩，斷裂機制為典型的韌性斷裂特征，說明韌性較高。

2.3 物相分析及組織觀察

圖3和圖4是40CrMoVNbTi鋼780 ℃油淬和不同溫度回火后的XRD圖譜和顯微組織。從圖3中可以看出，淬火態及200 ℃回火的物相主要有鐵素體峰與奧氏體峰，說明淬火態的組織為馬氏體和殘留奧氏體組織，200 ℃ 回火的組織也為回火馬氏體和殘留奧氏體組織。500 ℃和700 ℃高溫回火試樣的X射線衍射峰主要為鐵素體峰和少量的碳化物峰，無奧氏體峰，說明殘留奧氏體分解，隨回火溫度的升高，碳化物粒狀化聚集長大，組織為回火索氏體。

圖3 40CrMoVNbTi鋼780 ℃淬火不同溫度回火后的XRD衍射圖譜Fig.3 XRD diffraction patterns of the 40CrMoVNbTi steel quenched at 780 ℃ and tempered at different temperatures(a) 淬火態(as-quenched)； (b) 200 ℃； (c) 500 ℃； (d) 700 ℃

圖4 40CrMoVNbTi鋼780 ℃淬火不同溫度回火后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the 40CrMoVNbTi steel quenched at 780 ℃ and tempered at different temperatures(a)淬火態(as-quenched); (b) 200 ℃; (c) 300 ℃; (d) 400 ℃; (e) 500 ℃; (f) 550 ℃; (g) 600 ℃; (h) 650 ℃; (i) 700 ℃

結合圖3和圖4可以看出，40CrMoVNbTi鋼780 ℃油冷不回火時，由于是亞溫淬火，淬火組織應為馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體組織(圖4(a))，從組織形態可以看出，馬氏體組織為板條狀灰白色馬氏體和針片狀深黑色馬氏體的混合，鐵素體呈白色的小塊狀分布。200 ℃回火的顯微組織為回火馬氏體、鐵素體和殘留奧氏體組織(圖4(b))，組織形貌和不回火組織類似，不同的是馬氏體組織發生分解，有細小的分解產物。300 ℃及400 ℃回火時，組織中馬氏體發生分解，已沒有板條狀馬氏體的形貌，馬氏體基體上分解出大量細小的碳化物顆粒，形成回火屈氏體組織，少量鐵素體呈顆粒狀分布。500～700 ℃回火，和400 ℃回火組織比較，隨回火溫度的提高，馬氏體分解產物長大并粒狀化，鐵素體基體上分布粒狀滲碳體，組織為回火索氏體，見圖4(e～i)。

3 結論

1) 40CrMoVNbTi鋼780 ℃亞穩淬火，隨回火溫度的提高，強度呈下降趨勢，塑性指標呈上升的趨勢。200 ℃回火40CrMoVNbTi鋼的抗拉強度為2150 MPa，KV2為23.8 J；550～600 ℃回火時的抗拉強度為1190～1070 MPa，KV2為94.0～123.0 J，力學性能滿足AISI 4140鋼力學性能要求，且具有較好的韌性。300 ℃回火出現回火脆性，沖擊吸收能量值最低。

2) 780 ℃油冷并200 ℃回火組織為回火馬氏體和殘留奧氏體，沖擊試樣斷口斷裂特征為準解理和韌窩，300 ℃回火沖擊斷口呈準解理和沿晶斷裂，500 ℃以上溫度回火形成回火索氏體組織，沖擊斷口斷裂特征為典型的韌窩特征，為韌性斷裂機制。