30Cr2MoV槍管鋼碳化物溶解與析出規(guī)律

何星, 胡春東, 王子萌, 陳越偉, 韋習成, 李峻松, 董瀚

(1.上海大學 材料科學與工程學院， 上海 200444；2. 南京大馳科技有限公司， 江蘇 南京 210007；3.中國兵器工業(yè)第208研究所， 北京 102202)

0 引言

身管是機槍、火炮等常規(guī)武器的關鍵部件，其壽命偏低是制約我國身管武器發(fā)展的瓶頸。射擊時，在熱、化學和機械綜合作用下，槍管內膛表面發(fā)生損傷，改變高速運動彈頭內彈道過程運動狀態(tài)，導致彈頭初速下降、射程減小和精度降低[1-5]。12.7 mm口徑機槍在120發(fā)射彈后，槍管內表面溫度最高可達827 ℃[6]；作用于內膛表面的熱彈復合應力有可能超過槍管材料靜態(tài)或準靜態(tài)屈服強度甚至抗拉強度。在高溫、高壓作用下，槍管內表面遭受到的火藥氣體侵蝕速率大幅度增加[7-9]。在此復雜環(huán)境下，槍管材料需具有優(yōu)異耐高溫性能。前期研究表明，高溫強度越高，壽命越長[10]。

高溫強度獲得，可借鑒工具鋼、熱作模具鋼等二次硬化鋼的強化方式。二次硬化鋼高溫強度主要通過大量碳化物(M2C/MC)彌散析出實現(xiàn)，然而碳化物大量析出導致韌性惡化。韌性偏低增加槍管炸膛風險，故此，二次硬化鋼韌化是槍管鋼發(fā)展的重要方向。

影響二次硬化鋼韌性的主要因素之一是碳化物的形態(tài)和分布。在淬火時，大尺寸未溶碳化物，易于裂紋形核與擴展，對韌性產生不利影響[9-10]?；鼗疬^程中，M3C形態(tài)分布、溶解及其向其他類型碳化物轉化過程，都對韌性產生重要影響。M3C為其他類型碳化物形核和長大提供碳源[11-12]，如M2C、MC、M7C3、M23C6等，M2C是富Mo/W相，MC是富V/Nb相，M7C3和M23C6是富Cr相，因此，在這類鋼中，碳化物形成元素Mo、Ti、W、Cr、V、Nb等比例不同，造成生產碳化物的比例、成分、形貌、分布、尺寸亦會有所不同[13-14]。通常M7C3和M23C6對韌性有損害作用，應盡量減少析出。在二次硬化鋼過時效時，在溫度625 ℃左右[15-16]存在韌性低谷的現(xiàn)象，合金碳化物的析出種類和形態(tài)分布與此韌性低谷有密切關系[17]。Kwon[18]認為合金碳化物析出引起晶內強化和晶界弱化共同作用，使得晶界成為材料的最薄弱環(huán)節(jié)，導致韌性降低。Zhao等[19]研究Cr-Mo-V二次硬化鋼時，發(fā)現(xiàn)碳化物的粗化使得其與基體間的結合力減弱，進而在粗大碳化物周圍形成弱區(qū)并成為裂紋起源地和擴展通道，從而降低韌性。

新型槍管鋼通過采用二次硬化效應，獲得高的高溫強度，其韌化通過碳化物調控實現(xiàn)，因此，需要研究新型槍管鋼碳化物溶解與析出行為。

本文采用掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)、碳復型和相分析表征碳化物形貌與含量，結合材料性能模擬軟件JMatPro 7.0計算，研究了淬火時碳化物的溶解行為和回火時碳化物的析出行為，為新型槍管鋼韌化提供指導。

1 材料與方法

試驗用槍管鋼化學成分如表1所示。在軋后退火態(tài)鋼棒取兩組試樣：一組用于碳化物溶解試驗，試樣分別在850 ℃、900 ℃、950 ℃、1000 ℃和1 050 ℃保溫1 h，油冷至室溫；另一組用于碳化物析出試驗，試樣在950 ℃、1 000 ℃和1 050 ℃保溫1 h油冷至室溫后，分別在600 ℃、625 ℃、650 ℃、675 ℃和700 ℃保溫2 h后，空冷至室溫。

表1 化學成分

洛氏硬度測試在奧龍星迪檢測設備有限公司產HBRVU-187.5型布洛維光學硬度計(壓頭壓力1 470 N)上進行，每種工藝的試樣測7個點，除去最大值、最小值后取平均值。沖擊韌性在中國鋼研納克檢測技術公司產NI750C擺錘式儀器沖擊試驗機上進行，缺口為U型，其深度為2 mm，每一工藝測3個試樣，取其平均值。沖擊斷口經超聲波沖洗后，使用日本Hitachi公司產SU-1500型鎢燈絲SEM觀察斷口形貌。試樣拋光后用4%的硝酸酒精進行侵蝕，然后用日本JEOL公司產JSM-7800型場發(fā)射SEM觀察微觀組織，采用能譜儀(EDS)分析成分。為定性分析碳化物，采用碳膜復型技術，即將試樣用4%的硝酸酒精淺腐蝕后，使用北京中科科儀技術發(fā)展有限責任公司產SBC-2型多功能試樣表面處理機在試樣表面進行噴碳，再用10%的硝酸酒精深腐蝕脫膜，并用銅網承載，最后使用日本JEOL公司產JEM-2100F型 TEM觀察碳化物的形貌。為進一步定量分析碳化物，采用電解萃取法從鋼基體中提取出碳化物，將碳化物收集并清洗干凈進行X射線衍射分析。衍射條件為：衍射角2θ為20～120°，步長0.02°. 確定好碳化物的類型后，將電解萃取的碳化物分離并清洗干凈，采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(ICP-AES)測定碳化物中各元素的含量。JMatPro 7.0 是英國ThermoTech公司開發(fā)的一款材料計算軟件，主要應用于熱力學動力學計算和性能預測等，本研究用于計算碳化物含量。

2 結果與分析

2.1 碳化物的溶解

淬火態(tài)組織形貌如圖1，圖中顯示，淬火態(tài)組織為板條馬氏體，板條上分布有碳化物顆粒，隨淬火溫度升高，其數量和尺寸不斷減少和變小，晶粒也不斷增加。在淬火溫度850 ℃時碳化物最大直徑約為350 nm，晶粒直徑約為19 μm；當溫度升至900 ℃和950 ℃時，最大直徑分別減小至約240 nm和150 nm，數量也有明顯減少，晶粒直徑分別增至22 μm和26 μm；當溫度升至1 000 ℃和1 050 ℃時，基體中已觀察不到碳化物，此時晶粒直徑分別增至36 μm和45 μm.

圖1 不同淬火溫度的SEM組織和碳化物EDS能譜Fig.1 SEM microstructure as a function of quenching temperature and EDS energy spectra of marked carbide

在溫度950 ℃淬火時，晶界上分布有細小的碳化物(見圖1(c))，其EDS能譜見圖1(c)中右圖，能譜顯示該碳化物含有V、Cr、Fe和Mn元素。通過JMatPro7.0軟件計算，M6C和MC的全固溶溫度分別為855 ℃和956 ℃(見圖2)。采用低合金鋼中的固溶度積公式Lg[V][C]=6.72-9 500/T[20]，計算出VC的全固溶溫度約為980 ℃. 根據JMatPro7.0軟件和固溶度積計算結果，圖1(c)中碳化物應是MC(M為V、Mo和Fe)。

圖2 采用JMatPro 7.0軟件計算在800～1 050 ℃溫度段的碳化物體積百分數Fig.2 Volume percentage of carbides at 800-1 050 ℃ calculated by JMatPro 7.0

碳化物的充分固溶是二次硬化效應的重要保障。但當碳化物顆粒全部溶解時，奧氏體晶粒因未受到抑制而快速增長，對韌性不利。淬火溫度選擇需要兼顧碳化物固溶程度和原奧氏體晶粒粗化長大情況。試驗鋼在溫度950 ℃淬火時，晶界處仍有少量的小顆粒碳化物，晶粒尺寸并未發(fā)生異常長大，韌性水平保持較高(見2.3節(jié))。

圖3 不同回火溫度時SEM組織形貌Fig.3 SEM microstructures at different tempering temperatures

2.2 碳化物的析出

試驗鋼在溫度950 ℃淬火后于600～700 ℃回火，基體組織均為回火馬氏體，其上分布球狀、針狀和棒狀3種形態(tài)的碳化物，如圖3所示。隨著回火溫度增至700 ℃時，球狀、棒狀碳化物的數量明顯增多，針狀碳化物數量急劇減少。

675 ℃回火后碳復型TEM形貌如圖4所示。圖4中顯示，碳化物形狀主要是針狀、塊狀、棒狀和球狀，圖4(a)中箭頭指示的碳化物分別為M3C、M7C3、M2C和MC，其衍射花樣分別如圖4(b)～圖4(e)所示，EDS能譜如表2所示。采用相分析法進一步確定碳化物類別和含量。在不同回火溫度下生成的碳化物類別及含量如表3所示，隨回火溫度升高，M3C含量逐漸減少，MC和M2C的量逐漸增加，M7C3在650 ℃左右開始析出，碳化物總量減少約14%，說明了M3C溶解為M2C和M7C3析出提供了碳源。文獻[11-12]中研究的2.25Cr-1Mo鋼也觀察到M3C為M2C和M7C3提供碳源，但2.25Cr-1Mo鋼中未析出MC.

圖4 溫度675 ℃回火時碳復型TEM形貌和碳化物衍射花樣Fig.4 TEM image of carbon replica and diffraction pattern of carbides after tempering at 675℃

表2 圖4(a)箭頭指示碳化物類型及EDS

表3 碳化物類型及含量隨回火溫度的變化

為進一步研究淬火溫度對回火動力的影響，試驗鋼經溫度950、1 000和1 050 ℃淬火后再于溫度600～700 ℃回火，采用ICP-AES測定各碳化物中元素含量變化。

M3C中各元素含量隨溫度變化如圖5所示。隨著回火溫度升高，F(xiàn)e逐漸減少；Cr先增加、后減少，于650 ℃達到最高值；C、Mo逐漸減少；Mn和V含量幾乎不變。MC和M2C中各元素含量隨溫度的變化如圖6所示。由于MC和M2C兩相難以用化學試劑分離開來，圖6中各碳化物形成元素是MC和M2C兩相總量，不包含碳元素(碳元素一般通過計算而得)。隨著溫度升高兩種碳化物中Mo增幅最大，Cr和Fe少量增加，V保持穩(wěn)定。根據圖6中V元素含量保持基本不變，且MC中的合金元素主要為V元素(見圖1(f)和表2)，可推知Mo含量的增加主要是促進M2C進一步析出，而MC含量基本保持不變。

圖5 采用ICP-AES測量在不同淬火溫度條件下M3C元素含量Fig.5 Elemental content of M3C as a function of quenching temperature measured by ICP-AES

圖6 采用ICP-AES檢測在不同淬火溫度條件下MC和M2C元素含量Fig.6 Elemental content of MC and M2C as a function of quenching condition measured by ICP-AES

M7C3中各元素含量隨溫度的變化如圖7所示。溫度950 ℃淬火后回火，M7C3在溫度650 ℃回火時被檢測到，析出量為0.257%；而在溫度1 000 ℃和1 050 ℃淬火后，M7C3在溫度675 ℃回火時被檢測到，析出量分別為0.593%和0.356%. 這是由于淬火溫度的升高影響固溶碳含量、未溶碳化物含量和晶粒度等，對回火相變驅動力產生影響[17]。

圖7 采用ICP-AES檢測在不同淬火溫度條件下M7C3元素含量Fig.7 Elemental content of M7C3 as a function of quenching condition measured by ICP-AES

2.3 碳化物對力學性能的影響

不同溫度淬火后再650 ℃保溫2 h，沖擊功如圖8所示，圖中顯示，溫度從850 ℃升至950 ℃，沖擊功緩慢降低，升至溫度1 000 ℃時，沖擊功下降幅度增加，溫度再升高，其值降低放緩。沖擊功降低趨勢和晶粒度增加趨勢相吻合，在溫度950 ℃時，碳化物溶解大部分溶解，僅在晶界存留少量MC，正是少量MC有效抑制了原奧氏體晶粒長大，使沖擊功保持較高水平(107 J)。

圖8 淬火溫度對沖擊功的影響Fig.8 Effect of quenching temperature on impact energy

圖9 熱處理工藝對硬度和沖擊功的影響Fig.9 Effect of heat treatment process on hardness and impact energy

圖9為在溫度950、1 000和1 050 ℃淬火后試驗鋼的硬度與沖擊吸功隨回火溫度的變化曲線。隨著淬火溫度升高，硬度略有增加，沖擊功不斷降低。隨著回火溫度升高，硬度則不斷下降，沖擊功先降后升，在約625 ℃時達到谷值。淬火時，隨淬火溫度升高，碳化物溶解，基體中固溶碳含量增加，回火時二次硬化相析出動力增加，致使硬度增加；回火時，隨回火溫度升高，M3C不斷溶解，為M2C和M7C3提供碳源，二者含量不斷增加，M2C也逐漸與基體失去共格，發(fā)生粗化，因此對硬度的貢獻逐漸減弱，M7C3對強度貢獻很??；馬氏體位錯得到回復，促進硬度降低。三者相互作用使得硬度逐漸下降。

試驗鋼在溫度950 ℃淬火后，不同溫度回火沖擊斷口形貌如圖10所示，在溫度600 ℃、625 ℃和650 ℃時斷口分別呈準解理、解理和韌性斷裂形貌，溫度625 ℃解理面如圖10(b)所示。通常韌性隨著回火溫度升高而增加，而試驗鋼在溫度625 ℃左右時出現(xiàn)韌性低谷，其原因可能是：1)合金碳化物析出引起晶內強化和晶界弱化，使得晶界成為最薄弱環(huán)節(jié)，導致韌性降低[18]；2)碳化物析出增強了S、Sb、P和Sn等元素向晶界偏聚和晶界附近碳化物形成元素的貧化，降低了界面結合力，引起脆性[21-23]；3)粗化的碳化物與基體結合力減弱，并在其周圍形成弱區(qū)，成為裂紋起源地和擴展通道[19]。3種原因的共同點是脆化與碳化物有關。

圖10 不同溫度回火時沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology as a function of tempering temperature

3 結論

新型槍管鋼的發(fā)展思路是采用二次硬化效應獲得高溫強化，通過碳化物調控改善韌性。本文通過對碳化物的固溶與析出規(guī)律及其對力學性能影響的研究，為新型槍管鋼的組織調控提供有效指導。得出具體結論如下：

1)30Cr2MoV槍管鋼在溫度950 ℃(略低于MC全固溶溫度)淬火時，奧氏體晶界處未溶MC可有效抑制原奧氏體晶粒長大，沖擊功保持較高水平(107 J)；高于溫度950 ℃淬火，MC進一步溶解，對原奧氏體晶粒抑制作用減弱，晶粒長大速度加快，導致韌性急劇下降。隨著淬火溫度(850～1 050 ℃)升高，碳化物溶解量越多，回火時二次硬化相析出動力越大。

2)在溫度950 ℃淬火后回火時，隨著回火溫度(600～700 ℃)升高，M3C不斷溶解，M2C逐漸析出，M7C3在略小于溫度650 ℃時開始析出，MC含量幾乎不變，碳化物總量減少約14%. 在溫度600、625和650 ℃回火時沖擊斷口分別呈準解理、解理和韌性斷裂。625 ℃溫度解理斷裂原因可能是在625 ℃溫度回火時M3C向M2C轉變過程中發(fā)生晶內強化和晶界弱化、有害元素向晶界偏聚和碳化物粗化。