淬火速度對高強(qiáng)度彈簧鋼組織與力學(xué)性能的影響

姜 云，梁益龍，徐 軍，雷 磊，歐梅桂

淬火速度對高強(qiáng)度彈簧鋼組織與力學(xué)性能的影響

姜 云1,2,3，梁益龍3,4，徐 軍3,4，雷 磊3,4，歐梅桂3,4

(1.貴州大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，貴州貴陽，550025；2.貴州大學(xué)現(xiàn)代制造技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，貴州貴陽，550025；3.貴州大學(xué)貴州省材料結(jié)構(gòu)與強(qiáng)度重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，貴州貴陽，550025；4.貴州大學(xué)高性能金屬結(jié)構(gòu)材料與制造技術(shù)國家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，貴州貴陽，550025)

采用DIL805A相變儀結(jié)合光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)研究不同淬火速度對60Si2CrVAT彈簧鋼顯微組織、力學(xué)性能和馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)的影響。研究結(jié)果表明：在淬火速度從10℃/s增加800℃/s的過程中，隨淬火速率的增加，馬氏體塊的寬度從666.0 nm減小至573.9 nm，馬氏體板條的寬度從189.0 nm減少到147.3 nm。60Si2CrVAT彈簧鋼的強(qiáng)度、塑性和硬度總體呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度則呈先下降后增加的趨勢，當(dāng)冷速為200℃/s時，馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)溫度最低而強(qiáng)度和塑性均達(dá)到最大，分別為1 924MPa和26.4%，綜合力學(xué)性能最好。淬火過程中產(chǎn)生的微納米孿晶馬氏體對提高材料的強(qiáng)塑性起到了促進(jìn)作用。

淬火速度；彈簧鋼；組織；力學(xué)性能；微納米孿晶

近年來，中國高鐵行業(yè)取得了突飛猛進(jìn)的發(fā)展[1]。高鐵列車速度高達(dá)200～300 km/h，彈簧作為其中起制動、緩沖、減震作用的關(guān)鍵零部件對列車的平穩(wěn)安全運(yùn)行起到至關(guān)重要的作用。在常用的彈簧鋼材料中，60Si2CrVAT鋼是在60Si2Mn鋼的基礎(chǔ)上加入Cr和V元素得到的彈簧鋼品種，其強(qiáng)度高達(dá)1 900MPa，同時具有優(yōu)良的綜合性能，因此在高鐵彈簧鋼材料中得到了越來越廣泛的應(yīng)用。針對這種材料，目前的研究多集中在不同熱處理溫度對組織和性能的影響[2?3]，冷卻速度對性能的影響的研究鮮有報道。這是因?yàn)閷τ阡摰鸟R氏體轉(zhuǎn)變來說，冷卻速度影響馬氏體轉(zhuǎn)變的起始點(diǎn)和終止點(diǎn)，最終影響馬氏體的形態(tài)和碳化物的析出。由于馬氏體相變過程發(fā)生在較高的溫度，實(shí)際檢測相變存在一定的困難。在此，本文作者采用熱模擬的方法分析相變過程，通過測定不同冷速下該彈簧鋼的熱膨脹曲線，利用試樣在加熱冷卻循環(huán)中相對線膨脹量變化的信息獲取相關(guān)相轉(zhuǎn)變過程的動力學(xué)信息，同時結(jié)合顯微組織，分析冷速變化對于馬氏體轉(zhuǎn)變的影響，進(jìn)一步了解不同條件下60Si2CrVAT彈簧鋼的組織和性能轉(zhuǎn)變規(guī)律，從而為獲得性能更優(yōu)異的彈簧鋼提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為商用熱軋態(tài)棒狀材料，直徑為24mm。通過TASMAN全譜直讀電火花光譜儀分析測得試樣化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.59，Si1.61，Cr1.15，Mn 0.66，V 0.16，Cu 0.014，P 0.009，S 0.015，F(xiàn)e余量。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)板狀拉伸試樣，如圖1所示。采用DIL805A/D熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行淬火試驗(yàn)，其中，真空度為10?4，冷卻氣體為氦氣。試驗(yàn)工藝流程如下：將試樣以5℃/s的升溫速率加熱至900℃進(jìn)行奧氏體化，保溫20min后分別以10，50，120，200，400和 800℃/s的淬火速度冷卻至300℃，再以5℃/s冷卻至室溫，停留30 s后，再進(jìn)行回火處理，回火溫度為440℃，回火時間為1 h。實(shí)驗(yàn)過程中，每個狀態(tài)下用2根板條拉伸樣進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，一根用于力學(xué)性能的測定，另一根用于組織的觀察。

在Instron8501電液伺服數(shù)字控制式材料試驗(yàn)機(jī)上測試強(qiáng)塑性指標(biāo)。采用顯微硬度儀HV?1000進(jìn)行硬度測量，每個數(shù)據(jù)均測試5個點(diǎn)，并取平均值；采用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精制備金相試樣。使用LeiCa光學(xué)顯微鏡、SUPPA40高分辨率熱場發(fā)射掃描電鏡和TecnaiG2F20 S?TW IN透射電鏡觀察樣品的金相及微觀組織形貌。

圖1 板狀試樣Fig.1 Plate samp le

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖2所示為實(shí)驗(yàn)用彈簧鋼經(jīng)不同淬火速度淬火后再進(jìn)行440℃回火后的顯微組織。從圖2可以看出：所有狀態(tài)下的顯微組織均為典型的回火屈氏體組織，且隨著淬火速度的增加，組織呈細(xì)化趨勢。

選取淬火速度為10，200和800℃/s的試樣進(jìn)行SEM和TEM觀察，進(jìn)一步研究不同淬火速度對該彈簧鋼顯微組織的影響。

圖3所示為不同淬火速度下試樣經(jīng)腐蝕后在掃描電鏡下觀察到的微觀顯微組織。從圖3可知：所有狀態(tài)顯微組織均為板條狀馬氏體混合組織，隨淬火速度的增大，馬氏體板條逐漸細(xì)化。

圖2 不同淬火速度對顯微組織的影響Fig.2 Effectof differentquenching rateson OM m icrostructure

圖3不同淬火速度對微觀組織SEM形貌的影響Fig.3 Effectof differentquenching rateson SEM morphology

圖4 所示為實(shí)驗(yàn)用彈簧鋼經(jīng)10，200和800℃/s淬火回火后的TEM照片。由圖4可知：不同淬火速度處理的彈簧鋼均為板條馬氏體組織，且在馬氏體塊內(nèi)的板條接近平行排列。由于板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，因此所有影響位錯滑移的因素都會對材料的性能起著重要的作用。研究表明：馬氏體塊界和板條界對位錯的運(yùn)動都有較大的阻礙作用，可以提高材料的屈服強(qiáng)度，因此通常認(rèn)為它們是控制材料強(qiáng)度的主要因素[4?6]。為了研究淬火速度對馬氏體束條尺寸的影響，本試驗(yàn)采用截線法，選取不同透射圖片中共約200個馬氏體塊和約150個馬氏體板條的寬度進(jìn)行測量和統(tǒng)計，得到了不同淬火速率下馬氏體塊和板條寬度，如表1所示。由表1可見：馬氏體塊寬度和馬氏體板條寬度在淬火速度最低(10℃/s)時最大，分別為666 nm和189 nm；而當(dāng)淬火速度增加到800℃/s時，其馬氏體塊和板條寬度分別減小至573.9 nm和147.3 nm。

圖5和圖6所示分別為10，200和800℃/s淬火速率下試樣的馬氏體塊和馬氏體板條寬度的比例分布圖。從表1、圖4和圖5可以看出：馬氏體板條塊寬度變化范圍較大，且分布比較分散、主要集中在400～1 110 nm范圍內(nèi)；而馬氏體板條寬度變化范圍較小，且分布相對較集中，主要集中在50～300 nm。無論是平均數(shù)據(jù)還是統(tǒng)計數(shù)據(jù)均說明馬氏體塊和馬氏體板條寬度均隨淬火速度的增加而減小。

圖4 不同淬火速度彈簧鋼TEM形貌Fig.4 TEM imagesof spring steelatdifferentquenching rates

表1 不同淬火速度下馬氏體塊和馬氏體板條的平均寬度Table1 Averagew idth ofmartensite blocksand lathsunder differentquenching rates

圖5 不同淬火速度下馬氏體塊寬度統(tǒng)計分布圖Fig.5 Statistical distribution diagram ofmartensite block w idth atdifferentquenching rates

圖6 不同淬火速度下馬氏體板條寬度統(tǒng)計分布圖Fig.6 Statistical distribution diagram ofmartensite lath w idth atdifferentquenching rates

圖7實(shí)驗(yàn)鋼中的碳化物TEM照片F(xiàn)ig.7 TEM imagesof carbide in tested steel

圖7 所示為不同冷速淬火回火后的TEM像。從圖7可見：碳化物大多數(shù)呈球狀或短桿狀，其中冷速為10℃/s的試樣其組織中碳化物粒徑較粗大，隨冷速增大，碳化物粒徑減小，呈細(xì)小彌散狀分布于基體組織中。產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因可能是當(dāng)淬火過程中冷卻速度降低后，碳原子容易從母相奧氏體中析出，并與晶界處未溶入奧氏體的合金元素形成合金碳化物，且該碳化物隨淬火介質(zhì)冷卻速度的降低而增多、變大[7]。隨碳化物沿晶界析出，殘余奧氏體因碳含量減少而使馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)(Ms點(diǎn))溫度升高，穩(wěn)定性降低，在回火過程中，殘留奧氏體更容易分解，且以淬火過程形成的碳化物為形核處，進(jìn)而沿界面處形成粗大碳化物。這些沿晶界和馬氏條界面分布的粗大碳化物不再起到彌散強(qiáng)化作用，割裂了基體之間的聯(lián)系，從而降低材料的力學(xué)性能。

2.2 力學(xué)性能

利用Instron8501測定的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果如圖8所示。從圖8可以看出：隨著淬火冷卻速度的增大，該彈簧鋼的抗拉強(qiáng)度、硬度和斷面收縮率總體變化趨勢一致，都呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢。其中，當(dāng)淬火速度為200℃/s時，材料的綜合力學(xué)性能最佳，其抗拉強(qiáng)度、硬度和斷面收縮率均達(dá)到最大值，分別為1924MPa，581(HV)和26.4%。

圖9所示為淬火速度為50℃/s的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)溫度求解過程曲線。將圖9(a)中方框區(qū)域放大得到圖9(b)，采用切線法測得彈簧鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)溫度為247.0℃。使用此方法求得其他淬火速度對應(yīng)的Ms點(diǎn)溫度(圖10(a)所示)。由圖10可知：隨淬火冷卻速度的增加，馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)溫度呈先下降后升高的趨勢。當(dāng)冷速為200℃/s時，馬氏體的開始轉(zhuǎn)變溫度最低，為227℃。

圖8 淬火速度對力學(xué)性能的影響Fig.8 Effectof quenching ratesonmechanical properties

2.3 討論

力學(xué)性能的差異是由于顯微組織結(jié)構(gòu)的不同造成的，不同的淬火冷卻速度將影響彈簧鋼顯微組織的形態(tài)，進(jìn)而造成材料力學(xué)性能的不同。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示：雖然組織中馬氏體板條塊寬度、馬氏體板條寬度和碳化物粒徑均隨淬火速度的增加而減小，但強(qiáng)度和塑性并未隨淬火速度的增大而提升。由此說明強(qiáng)塑性的實(shí)際變化不僅僅受板條馬氏體塊寬度、板條寬度和碳化物粒徑的控制，還會受到其他因素的影響。

圖9 淬火速度為50℃/s時的Ms點(diǎn)溫度求解過程Fig.9 Determination of Mspoints atquenching rateof 50℃/s

圖10 不同淬火速度下冷卻段膨脹曲線及Ms點(diǎn)溫度的變化規(guī)律Fig.10 Dilatometric curvesof cooling stageatdifferentquenching ratesand its change ruleof Ms

圖11馬氏體中微納米孿晶形貌及衍射花樣標(biāo)定Fig.11 Morphology ofm icro-nano-scale twinmartensiteand calibration of diffraction pattern

圖11 所示為冷卻速度為10，200和800℃/s的TEM照片。從圖11可知：在不同淬火速度試樣中均觀察到在部分馬氏體板條中存在微納米級孿晶結(jié)構(gòu)[8?10]。對圖11(a)中該區(qū)域進(jìn)行電子衍射，衍射斑點(diǎn)呈現(xiàn)出明顯的孿晶花樣。經(jīng)標(biāo)定可知，該結(jié)構(gòu)為{211}孿晶面的馬氏體孿晶。對3種冷卻速率下不同TEM圖像中的孿晶進(jìn)行統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)：當(dāng)冷卻速度為200℃/s時，試樣組織中孿晶數(shù)量最多。馬氏體亞結(jié)構(gòu)是孿晶還是位錯主要取決于馬氏體轉(zhuǎn)變過程是孿生機(jī)制還是滑移機(jī)制[11]，而相變時是以孿生還是滑移的方式切變又主要取決于鋼的Ms點(diǎn)溫度和淬火過程形成的碳原子氣團(tuán)。當(dāng)淬火冷卻速度低時，高溫區(qū)停留的時間較長，碳原子的活動能力較強(qiáng)，碳原子在缺陷處偏聚后又容易掙脫缺陷，因此很難形成“碳原子氣團(tuán)”，不能提高奧氏體屈服強(qiáng)度[12]。另外，冷速的降低使得碳化物沿奧氏體晶界析出的傾向增大，冷速越小碳化物析出越多，奧氏體中含碳量越少，奧氏體屈服強(qiáng)度也就越低，從而使得Ms點(diǎn)溫度升高[13]。當(dāng)淬火速度較大時，容易形成淬火空位，在高溫區(qū)停留時間短，使得碳原子在缺陷處偏聚且不易掙脫。由于淬火空位和“碳原子氣團(tuán)”對位錯的釘扎作用，增加了母相奧氏體的屈服強(qiáng)度。當(dāng)冷卻速度增加到一定程度時，碳原子的活動能力急劇下降，擴(kuò)散受阻，碳原子很難擴(kuò)散到缺陷處，不能形成“碳原子氣團(tuán)”，淬火速度越高，“碳原子氣團(tuán)”越不容易形成，對母相奧氏體的強(qiáng)化能力越低，Ms點(diǎn)溫度又開始上升[14]。此外，在極高淬火速度下，形成較大的淬火內(nèi)應(yīng)力也會影響Ms點(diǎn)溫度，淬火內(nèi)應(yīng)力提供了一部分馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動力，從而提高M(jìn)s點(diǎn)溫度，故在200～800℃/s階段，Ms點(diǎn)溫度隨淬火速度的增加而顯著增加[13,15]?？梢姡涸谶m當(dāng)?shù)拇慊鹚俣认?，容易形成“碳原子氣團(tuán)”，提高了母相奧氏體屈服強(qiáng)度，使得奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的過程中，位錯滑移困難，切變就會以孿生的方式進(jìn)行，從而可能會在馬氏體基體中產(chǎn)生大量細(xì)小的微納米孿晶結(jié)構(gòu)；另外奧氏體屈服強(qiáng)度提高后，Ms點(diǎn)溫度降低，畸變能增大，也會促使微納米孿晶結(jié)構(gòu)的形成。由于這些微納米孿晶的存在，有助于實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)化[16?18]，因此冷卻速率為200℃/s時，彈簧鋼的綜合力學(xué)性能最好。其他淬火速度下由于母相奧氏體屈服強(qiáng)度較低，Ms點(diǎn)溫度升高，影響了納米孿晶的形成，數(shù)量較少，使得該彈簧鋼力學(xué)性能指標(biāo)降低。

3 結(jié)論

1)不同淬火速度下得到的金相組織均為回火屈氏體組織。微觀組織中，馬氏體塊和馬氏體板條的寬度隨淬火速度的增加而減小，且淬火速度對馬氏體塊寬度的影響較大，對馬氏體板條寬度的影響相對較小。

2)淬火速度從10℃/s增加800℃/s的過程中，60Si2CrVAT彈簧鋼的馬氏體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度呈先下降后增加的趨勢，材料的強(qiáng)度、塑性和硬度總體呈先增加后降低的趨勢。當(dāng)冷速為200℃/s時，馬氏體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度最低。此時，其強(qiáng)度達(dá)1 904MPa，斷面收縮率達(dá)26.4%，綜合力學(xué)性能最好。

3)淬火過程中，形成了納米孿晶馬氏體。200℃/s時形成的微納米孿晶馬氏體的數(shù)量最多。

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(編輯 趙俊)

Effectof quenching rate onm icrostructure and mechanical propertiesof high strength spring steel

JIANG Yun1,2,3,LIANG Yilong3,4,XU Jun3,4,LEILei3,4,OUMeigui3,4

(1.SchoolofM echanical Engineering,Guizhou University,Guiyang 550025,China; 2.Key Laboratory of Advanced Manufacturing Technology,M inistry of Education,Guizhou University, Guiyang 550025,China; 3.Guizhou Key Laboratory forMechanical Behaviorand M icrostructureof Materials,Guizhou University, Guiyang 550025,China; 4.National&Local JointEngineering Laboratory for High-performanceMetal StructuralMaterialsand Advanced Manufacturing Technology,Guizhou University,Guiyang 550025,China)

The influences of different quenching rates on m icrostructure,mechanical properties and martensite start transformation temperature(Ms)of 60Si2CrVATspring steelwere performed by DIL805A transformation instrumentw ith opticalmicroscope(OM),scanning electronmicroscope(SEM)and transm ission electronmicroscope(TEM).The results show that the w idth ofmartensite blocks decreases from 666.0 nm to 573.9 nm and thatof lathes decreases from 189.0 nm to 147.3 nm w ith the increase of quenching rate from 10℃/s to 800℃/s.W ith the increase of quenching rate,thestrength,plasticity and hardness of the tested 60Si2CrVAT steel increase to a peak at around 200℃/s.Themartenitic transformation pointshow s the opposite characteristics.At the quenching rate of 200℃/s,themartensitic transformation point is the lowest and the tested steel has the best com prehensive properties in w hich the tensile strength reaches 1 924 MPa and the reduction of area comes to 26.4%.M icro-nano-scale tw in martensite appears during quenching process which playsa significant role in improvingmechanical properties.

quenching rate;spring steel;m icrostructure;mechanical properties;m icro-nano-scale tw ins

TG142；TG156

A

1672?7207(2017)03?0617?08

10.11817/j.issn.1672-7207.2017.03.009

2016?05?12；

2016?09?13

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51461006)；貴州省工業(yè)攻關(guān)項(xiàng)目(GZ(2014)3018)；貴州省科技合作計劃項(xiàng)目(LH(2015)7646) (Project(51461006)supported by the National Natural Science Foundation of China;Project(GZ(2014)3018)supported by Guizhou Province Science and Technology Key Program Plan;Project(LH(2015)7646)supported by Guizhou Province Scientific and Technological Cooperation Program)

梁益龍，教授，從事新型金屬材料、材料強(qiáng)度與斷裂以及熱加工裝備的研究；E-mail:liangyilong@126.com