強烈淬火對20CrMnTi滲碳鋼原始奧氏體晶粒的影響

張清華，侯玉柏，王旭，竇英偉，李琪

（1.北京礦冶研究總院，北京 100160；2.山東省水文儀器研制中心，濰坊 261000；3.中核四○四有限公司，蘭州 730000）

強烈淬火是一種既可避免工件淬裂和發(fā)生過大的畸變, 又提高了工件的力學性能和使用壽命，還有節(jié)能、高效、環(huán)保等效果的前景廣闊的熱處理新技術[1-6]。這種技術是通過在淬火冷卻過程中控制工件表層和心部的冷卻強度和冷卻溫度，以控制其組織轉變的時間和數(shù)量，在表層形成100%馬氏體組織，形成具有較高壓應力的硬殼，冷速極快以維持過冷奧氏體轉變到不超過30%，保證材料塑性，防止工件過度畸變和開裂，從而提高材料的硬度和強度[7-9]。由于材料表層全部轉變成馬氏體，其膨脹量遠大于奧氏體遇冷收縮量，從而在馬氏體殼上存在較大的殘余壓應力。在此后繼續(xù)冷卻的過程中，馬氏體殼內(nèi)的奧氏體開始冷卻，當其冷卻到Ms點以下時，發(fā)生馬氏體轉變。但是由于受到表層馬氏體殼和心部奧氏體的擠壓導致其轉變困難，故在馬氏體殼下面的組織中應該有較多的殘余奧氏體，并且由于受到擠壓導致發(fā)生動態(tài)再結晶[10]。本文通過對試樣進行原奧氏體晶界腐蝕來研究強烈淬火對20CrMnTi滲碳鋼原始奧氏體再結晶的影響。

1 實驗材料及方法

實驗材料為正火態(tài)20CrMnTi鋼，化學成分如表1所示。未滲碳20CrMnTi鋼加熱至860℃保溫15min后的空冷。滲碳1h的20CrMnTi鋼分別采用液氮2s/4s/6s、CaCl2溶液2s/4s/6s、CaCl21s+液氮2s/4s/6s進行冷卻。腐蝕劑采用三酸乙醇試劑，其配比為HCl（10ml）、HNO3（5ml）、飽和苦味酸（10ml）、無水乙醇（25ml）。金相顯微鏡型號為OLYMPUS-PM3型。本文采用截點法來進行晶粒度等級計算，保留兩位有效數(shù)字，將相同倍數(shù)下的標尺添加到金相照片上，標尺間距為0.01mm，查明標尺與晶界相交的節(jié)點數(shù)，代入公式（1），最后計算奧氏體的晶粒度。

式中：G—晶粒度級別；M—金相放大倍數(shù)（本試驗中，M=1650）；P—節(jié)點數(shù)；LT—標尺長度（本試驗中，LT =120μm）。

表1 20CrMnTi鋼的化學成分Table 1 Chemical composition of 20CrMnTi steel /%

2 實驗結果及分析

圖1所示為加熱至860℃保溫15min，空冷后未滲碳的20CrMnTi鋼金相顯微組織。由圖1可查出試樣邊緣處和心部的節(jié)點數(shù)，通過截點法計算得出空冷處理的奧氏體晶粒度，如表2所示?？梢?0CrMnTi鋼未滲碳條件下,試樣邊緣位置和心部位置的奧氏體晶粒度分別為：11級和10級。

圖1 20CrMnTi鋼未滲碳經(jīng)860℃保溫15min后空冷獲得的原奧氏體晶界Fig.1 Austenite grain boundary of not carburizing 20CrMnTi steel after 15min air cooling by 860℃

表2 未滲碳20CrMnTi鋼空冷后的奧氏體晶粒度Table2 The grain size of austenite of not carburizing 20CrMnTi steel after air cooling

圖2所示為20CrMnTi鋼經(jīng)CaCl2淬火2s、4s、6s淬火后的金相顯微組織。CaCl2淬火后無論是心部還是邊緣都發(fā)生了不同程度的奧氏體再結晶，晶界處非常明顯，而且過渡層處再結晶晶粒數(shù)比心部多。在強烈淬火過程中存在熱應力和相轉變應力，兩種應力的疊加可能會超過材料的屈服應力，使材料發(fā)生局部塑性變形，為過冷奧氏體的再結晶提供了驅動力，使奧氏體再結晶能夠發(fā)生，而晶界處能量高更利于形核，故優(yōu)先在奧氏體晶界處發(fā)生再結晶。

圖3所示為20CrMnTi鋼經(jīng)液氮淬火2s、4s、6s淬火后的金相顯微組織。隨著在液氮中淬火時間的延長，再結晶數(shù)量增加。再結晶程度與變形量有關，變形量越大，所提供的能量越多，形核率也就越高，再結晶數(shù)量也就越多，而變形量取決于外層馬氏體殼的厚度。在液氮中淬火時間越長，在極冷條件下產(chǎn)生的熱應力和組織應力更大，奧氏體發(fā)生了更大的塑性變形從而導致再結晶形核率提高。

圖2 20CrMnTi鋼經(jīng)CaCl2淬火2s、4s、6s后的原奧氏體晶界Fig.2 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching inCaCl2 by 2s，4s and 6s

圖3 20CrMnTi鋼經(jīng)液氮淬火2s、4s、6s后的原奧氏體晶界Fig.3 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching in liquid nitrogen by 2s，4s and 6s

圖4 20CrMnTi鋼經(jīng)CaCl2×1s+液氮淬火2s、4s、6s后的原奧氏體晶界Fig.4 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching in CaCl2 1s and liquid nitrogen 2s，4s and 6s

圖4所示為20CrMnTi鋼經(jīng)CaCl2×1s+液氮淬火2s、4s、6s后的金相顯微組織。由圖可以看出其中邊緣處再結晶程度較高，心部較低。淬火時間不同其發(fā)生奧氏體再結晶的程度也不同。圖4（a3）相比圖4（a1）、（a2）明顯再結晶程度較高，晶界處尤其明顯。試樣邊緣處的奧氏體晶粒相比空冷條件下的晶粒更加細化和均勻。這是由于分級淬火條件下溫度梯度更大，使奧氏體發(fā)生更大塑性變形，為奧氏體再結晶提供了更多的能量。

強烈淬火處理時，由于冷速極快，表面和心部存在很高的溫度梯度產(chǎn)生大的熱應力，由于奧氏體與馬氏體比容變化和相變塑性產(chǎn)生的相變應力，兩種應力的疊加超過材料的屈服強度即產(chǎn)生塑性變形。由于試樣尺寸的限制，以及冷卻速度不同形成組織的硬度不同,試樣的變形程度不會太大,只有局部會受到大的應力而產(chǎn)生變形，有大量的儲存能，為奧氏體發(fā)生動態(tài)再結晶提供了驅動力，使奧氏體動態(tài)再結晶能夠發(fā)生。再結晶晶核存在于局部的高能量區(qū)域即晶界區(qū)域。動態(tài)再結晶可以使轉變后的組織細化，從而形成細晶強化。動態(tài)再結晶后得到等軸晶粒組織，晶粒內(nèi)部由于繼續(xù)承受變形，有較高的位錯密度和位錯纏結存在，這種組織比靜態(tài)再結晶組織有較高的強度和硬度[11-13]。綜上所述，在不同的淬火介質和相同的淬火介質及不同淬火時間下，試樣邊緣處的晶粒度再結晶程度要高于心部的再結晶程度，晶粒度更加細小。邊緣處的細小晶粒，保證了20CrMnTi鋼具備較高的表面顯微硬度，稍大心部的晶粒，則保證了20CrMnTi鋼具備良好的韌性，這正是強烈淬火所要獲得的良好地力學性能。

3 結論

在CaCl2、液氮、CaCl2+液氮三種不同的冷卻介質中，均發(fā)生了不同程度的再結晶，CaCl2水溶液相比液氮發(fā)生再結晶的程度更高，這是由于試樣與兩種冷卻介質接觸時，CaCl2使冷卻時產(chǎn)生的氣泡破裂，可以進一步冷卻，而液氮冷卻產(chǎn)生的氣泡阻礙了熱量的交換，導致冷卻速度下降。其中在CaCl21s+液氮6s冷卻條件下的再結晶程度最高，晶粒最細小，從而形成細晶強化，這是由于試樣由CaCl2水溶液轉移到液氮中獲得了更大的溫度梯度，從而進一步冷卻，產(chǎn)生的更大的變形量，為奧氏體再結晶提供了更多的驅動力。