奧氏體晶粒的超細(xì)化處理

　　一般把使鋼的晶粒度細(xì)化到10級以上的處理方法稱為“晶粒超細(xì)化”處理。經(jīng)超細(xì)化處理后淬火，可使鋼獲得高的規(guī)定非比例伸長應(yīng)力σp0.2、韌性和低的韌脆轉(zhuǎn)化溫度。目前，獲得晶粒超細(xì)化的方法很多，其中主要有：

　　01

　　超快速加熱法

　　這主要是靠采用具有超快速加熱的能源來實(shí)現(xiàn)的。如大功率電脈沖感應(yīng)加熱、電子束加熱和激光加熱等皆屬此類。采用這種方法可使鋼件表面或局部獲得超細(xì)化的奧氏體晶粒，故淬火后其硬度和耐磨性顯著提高。

　　02

　　快速循環(huán)加熱淬火法

　　這種方法最早是Grange提出的，其過程如圖1所示，即首先將零件快速加熱到Ac3以上，經(jīng)短時間保溫后迅速冷卻，如此循環(huán)多次。由于每加熱一次，奧氏體晶體就被細(xì)化一次，所以經(jīng)過4次循環(huán)后，便使4140鋼材的晶粒度從6級細(xì)化到12級。這種方法對于其他所有能淬硬的鋼均可使用。一般來說，原始組織中的碳化物愈細(xì)小，加熱速率愈快，最高加熱溫度愈低(在合理的限度內(nèi))，其晶粒細(xì)化效果愈好。至于在Ac3以上的保溫時間應(yīng)以均溫為限，不宜過長;循環(huán)次數(shù)也不需過多，因?yàn)楫?dāng)晶粒細(xì)化到一定程度后就與其自身的長大傾向相平衡而不再有明顯的細(xì)化效果。應(yīng)當(dāng)指出，對于尺寸較大的零件要使整體都得到快速的加熱和冷卻是困難的。

　　03

　　形變熱處理法

　　這是一種把壓力加工與熱處理相結(jié)合的方法，如圖2所示。其過程是先將鋼加熱至略高于Ac3的溫度，使之奧氏體化，隨后進(jìn)行熱軋，使奧氏體發(fā)生強(qiáng)烈的形變，接著再等溫保持適當(dāng)時間，使形變奧氏體發(fā)生起始再結(jié)晶，并于晶粒尚未開始長大之前進(jìn)行淬火。這樣可以獲得顯著的超細(xì)化效果。

碳化物的超細(xì)化處理

　　目前，生產(chǎn)中除了奧氏體晶粒超細(xì)化處理外，高碳鋼中碳化物的超細(xì)化處理也同樣受到普遍重視。這是因?yàn)樘蓟锏某叽?、形態(tài)、分布和數(shù)量對鋼的力學(xué)性能(如韌性、疲勞強(qiáng)度、硬度和耐磨性等)有著顯著影響。研究指出，高碳鋼中，當(dāng)碳化物直徑大于1μm時，在較高的應(yīng)力狀態(tài)下，裂紋往往發(fā)源于碳化物質(zhì)點(diǎn)處。有人發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)一定時，其斷裂韌性隨碳化物質(zhì)點(diǎn)平均距離的減小(通過碳化物細(xì)化)而增加。可見，細(xì)化碳化物并使之均勻分布是改善高碳鋼強(qiáng)韌性的一個有效途徑。

　　由于高碳工具鋼在最終熱處理狀態(tài)下碳化物的尺寸、形態(tài)和分布在很大程度上受其原始組織的影響，所以人們往往把旨在使碳化物超細(xì)化而獲得適當(dāng)原始組織的預(yù)備熱處理與最終熱處理看成是一個不可分割的整體，統(tǒng)稱為碳化物超細(xì)化處理。但實(shí)際上最終熱處理工藝一般變化不大，大都為淬火、低溫回火，而預(yù)備熱處理工藝卻變化多樣。為了使高碳鋼中碳化物細(xì)化，首先必須使毛坯組織中的碳化物全部溶解，因此作為碳化物超細(xì)化的預(yù)備熱處理的一個共同特點(diǎn)是首先必須進(jìn)行高溫固溶加熱，然后再采取不同的工藝方法得到細(xì)小均勻分布的碳化物。其主要方法如下：

　　01

　　高溫固化淬火+高溫回火(即高溫調(diào)質(zhì)處理)

　　高溫固溶化后采取淬火，不僅可以抑制先共析碳化物的析出，而且淬火得到的馬氏體+殘余奧氏體組織經(jīng)高溫回火后，可得到球狀的碳化物，并呈均勻彌散的分布。據(jù)報道，退火的4140鋼材料經(jīng)1050℃，30 min加熱后在沸水中淬火，并隨即進(jìn)行高溫回火(740℃，2 h)，可使其碳化物平均粒度細(xì)化到0.3μm。又如，為了提高T8鋼沖頭的韌性和耐磨性，以調(diào)質(zhì)處理(800℃加熱、水-油冷，560℃回火2 h)代替球化退火，經(jīng)低溫淬火(750℃加熱，水-油冷)+280~300℃回火后，可消除大塊崩刃現(xiàn)象，并使壽命提高10倍。

　　02

　　高溫固溶等溫處理

　　有人在研究4140鋼材碳化物細(xì)化問題后提出，先于1040℃加熱30 min進(jìn)行高溫固溶化，繼之于625℃或425℃下進(jìn)行等溫處理，這樣可得到片狀珠光(625℃等溫)或貝氏體(425℃等溫)組織，最后再按通常工藝進(jìn)行淬火、回火。這時碳化物尺寸可達(dá)0. 1μm，從而使鋼的接觸疲勞壽命提高2~3倍。

控制馬氏體、貝氏體組織形態(tài)及其組成的淬火

　　實(shí)踐表明，充分利用板條狀馬氏體和下貝氏體組織的特性是改善鋼強(qiáng)韌性的一條重要途徑。

　　01

　　中碳合金鋼的超高溫淬火

　　中碳合金鋼經(jīng)正常溫度淬火后，一般得到片狀馬氏體與板條狀馬氏體的混合組織。片狀馬氏體的存在對鋼的斷裂韌性不利。提高中碳合金鋼的淬火溫度，有利于在淬火后得到較多的板條狀馬氏體，研究指出，4140鋼材(相當(dāng)于42CrMo鋼)采用高溫(1200℃)淬火(油冷)后與正常溫度(870℃)淬火相比，其斷裂韌性可提高約70%。其原因是超高溫淬火后得到的幾乎都是板條狀馬氏體，而且在馬氏體板條周圍有1×10-5~2×10-5mm厚的殘余奧氏體薄膜存在，這種薄膜很穩(wěn)定，即使冷至液氧溫度(-183℃)也不轉(zhuǎn)變，它對高的局部應(yīng)力集中不敏感，不易產(chǎn)生裂紋，故能提高斷裂韌性。此外，高的奧氏體化溫度可以使合金碳化物完全溶解，并且也抑制了脆性元素沿晶界的析出，因而也對改善斷裂韌性產(chǎn)生有利影響。但是超高溫淬火后往往得到粗大的晶粒，其沖擊韌性值較低。因此，這種工藝尚有待于進(jìn)一步研究。

　　02

　　高碳鋼的低溫短時加熱淬火

　　高碳鋼在采用普通淬火工藝時，往往得到片狀馬氏體組織，此時具有較高的脆性。但如適當(dāng)控制淬火加熱時奧氏體的碳含量，也可使淬火后得到以板條狀馬氏體為主的組織，使鋼在保持高硬度的同時，還具有良好的韌性。高碳鋼采用快速加熱至略高于Ac1的溫度、短時保溫淬火，可以實(shí)現(xiàn)上述要求。這是因?yàn)榈蜏囟虝r加熱時可以得到較細(xì)的晶粒，而且奧氏體的碳含量較低，使Ms點(diǎn)較高，故淬火后可得到以板條馬氏體為主加細(xì)小碳化物的組織。這是保證其具有較高強(qiáng)韌性的原因。但是，為了使低溫短時加熱淬火取得好的強(qiáng)韌化效果，對淬火前的原始組織有一定的要求，即其碳化物應(yīng)盡量細(xì)小。

　　應(yīng)當(dāng)指出，上述工藝只適用于碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.5%的鋼，對碳含量低于此限的鋼，強(qiáng)韌化效果則不明顯。

　　03

　　連續(xù)冷卻時的冷卻速率獲得復(fù)合組織的淬火

　　一般貝氏體轉(zhuǎn)變總是優(yōu)先在貧碳區(qū)開始的，隨著貝氏體轉(zhuǎn)變量的增加，由于碳不斷向奧氏體中擴(kuò)散，使未轉(zhuǎn)變奧氏體中的碳含量愈來愈高，從而增加了奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定性而使之難于轉(zhuǎn)變;同時由于貝氏體的比容比奧氏體大，產(chǎn)生了一定的機(jī)械穩(wěn)定化作用，這也不利于貝氏體轉(zhuǎn)變的繼續(xù)進(jìn)行。至于轉(zhuǎn)變不完全性隨溫度升高而愈加顯著的原因，可能主要與溫度較高時使奧氏體與貝氏體間的自由能差減小，從而使相變驅(qū)動力減小有關(guān)。同時也應(yīng)考慮到，轉(zhuǎn)變溫度愈高，將愈有利于碳原子的擴(kuò)散而形成更多的柯氏氣團(tuán)，從而增強(qiáng)未轉(zhuǎn)變奧氏體熱穩(wěn)定化傾向的作用。但應(yīng)指出，當(dāng)鋼的Bf點(diǎn)低于Ms點(diǎn)，亦即在Ms點(diǎn)以下仍可發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變時，隨等溫溫度降低，貝氏體的轉(zhuǎn)變量則愈來愈少。顯然，這是由于在Ms點(diǎn)以下大量馬氏體的形成所引起的機(jī)械穩(wěn)定化作用的結(jié)果。

使鋼中保留適當(dāng)數(shù)量塑性第二相的淬火

　　淬火鋼中存在的塑性第二相不外乎是自由鐵素體和殘余奧氏體。為了發(fā)它們對鋼強(qiáng)韌性的有益作用，近年來已發(fā)展形成了一些新型的熱處理工藝。

　　01

　　亞共析鋼的亞溫淬火(α+γ兩相區(qū)淬火)

　　近年來發(fā)現(xiàn)，結(jié)構(gòu)鋼采用亞溫淬火對改善鋼的韌性、降低韌脆轉(zhuǎn)化溫度和抑制可逆回火脆性具有明顯效果。亞溫淬火對處理前的原始組織有一基本要求，即不應(yīng)有大塊狀的自由鐵素體存在。因此在亞溫淬火前往往需進(jìn)行正常淬火或調(diào)質(zhì)(有時也可正火)，使之得到如馬氏體、貝氏體、回火索氏體、索氏體之類的組織。

　　亞溫淬火之所以能對鋼的性能產(chǎn)生上述有益影響，是由于以下原因：

　　(1)晶粒細(xì)化和雜質(zhì)偏聚濃度減小。亞溫淬火的加熱溫度處于α+γ兩相區(qū)內(nèi)，由于溫度較低，加之鋼中尚存在的細(xì)小彌散分布的難溶碳、氮化物質(zhì)點(diǎn)對奧氏體晶粒長大的阻礙作用，使此時的奧氏體晶粒十分細(xì)小。同時，它與鐵素體晶粒相間存在，使α-γ相界面積比一般熱處理時奧氏體晶界面積約大10~50倍。在較大的晶界和相界面積上雜質(zhì)元素的偏聚濃度自然大大減小。此外，亞溫淬火、回火后鋼中存在適當(dāng)數(shù)量細(xì)小的自由鐵素體可以大大減輕裂紋尖端的局部應(yīng)力集中，阻止裂紋擴(kuò)展。以上這些因素都將對改善韌性和降低(可逆)回火脆性傾向產(chǎn)生有益作用。

　　(2)雜質(zhì)元素在α和γ晶粒中的再分配。鋼中所含各種元素可分為擴(kuò)大γ區(qū)元素(如碳、錳、鎳、氮等)和縮小Y區(qū)元素(如磷、銻、錫、硅等)兩大類。圖3表示兩類二元鐵基合金的相圖。由圖可知，在α+γ兩相區(qū)內(nèi)，擴(kuò)大γ區(qū)的元素應(yīng)富集在γ相內(nèi)，而縮小γ區(qū)的元素則應(yīng)富集在α相內(nèi)。磷、銻、錫等屬(可逆)回火脆性的致脆元素，經(jīng)亞溫淬火后則富集于α相中，使其在γ相中的含量減少，因而有益于降低鋼的(可逆)回火脆性傾向。

圖

(a)

　　(3)減少碳化物的沿晶析出。對含有鋁、鈮、釩、欽等元素的鋼來說，在亞溫區(qū)加熱時，會有微量的細(xì)小彌散碳化物、氮化物存在，在淬火后進(jìn)行回火時，它們可作為碳化物在晶內(nèi)析出的晶核，從而減少了碳化物的沿晶析出，這對改善鋼的韌性十分有益。

　　但應(yīng)指出，亞溫淬火的強(qiáng)韌化效果與鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)密切相關(guān)，碳含量愈高，強(qiáng)韌化效果愈小。當(dāng)鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.4%以后，即基本上無效果。這是因?yàn)楫?dāng)鋼的碳含量較低時，亞溫淬火后可得到板條狀馬氏體組織，而當(dāng)碳含量較高時，則將得到較多的片狀馬氏體組織。另外，亞溫淬火后的強(qiáng)韌化效果還與回火溫度有關(guān)。如與普通淬火后采用相同的回火溫度對比，隨回火溫度升高，愈能顯示出亞溫淬火對改善強(qiáng)韌性的優(yōu)越性，而回火溫度較低時，亞溫淬火的效果則往往不能充分發(fā)揮。據(jù)認(rèn)為，這是由于回火溫度較低時，鋼的組織為回火馬氏體加鐵素體，兩者的強(qiáng)度差較大，在應(yīng)力作用下微裂紋多起源于鐵素體，使鋼易于呈現(xiàn)高的脆斷傾向。

　　02

　　控制殘余奧氏體形態(tài)、數(shù)量和穩(wěn)定性的熱處理

　　殘余奧氏體對鋼強(qiáng)韌性的影響主要與它的形態(tài)、分布、數(shù)量和穩(wěn)定性有關(guān)。對于一定成分的鋼來說，通過調(diào)整淬火加熱溫度、冷卻規(guī)范(包括等溫處理的溫度和時間)以及回火工藝等可以在很大程度上控制殘余奧氏體的形態(tài)、分布、數(shù)量和穩(wěn)定性。例如，中碳合金鋼經(jīng)超高溫淬火后可以得到板條馬氏體和在其板條間分布的1×10-5~2×10-5mm厚的殘余奧氏體薄膜，大大改善了鋼的斷裂韌性。軸承鋼4140鋼材采用不同淬火介質(zhì)冷卻后殘余奧氏體量可在0~15%范圍內(nèi)變化，鋼的接觸疲勞強(qiáng)度隨殘余奧氏體量增多而提高，如圖4所示。變塑鋼利用殘余奧氏體的形變誘發(fā)相變，在伴隨吸收大量應(yīng)變能的同時，顯著提高了強(qiáng)韌性。超高強(qiáng)度鋼30CrMnSiNi2A在油淬后選擇適當(dāng)?shù)臏囟?250℃)回火，可使殘余奧氏體得到最高的機(jī)械穩(wěn)定性，從而使鋼具有最佳的綜合力學(xué)性能。

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