一文读懂淬火工艺新进展

淬火

这主要是靠采用具有超快速加热的能源来实现的。如大功率电脉冲感应加热、电子束加热和激光加热等皆属此类。采用这种方法可使钢件表面或局部获得超细化的奥氏体晶粒，故淬火后其硬度和耐磨性显著提高。

这种方法最早是Grange提出的，其过程如图1所示，即首先将零件快速加热到A_c3以上，经短时间保温后迅速冷却，如此循环多次。由于每加热一次，奥氏体晶体就被细化一次，所以经过4次循环后，便使45钢的晶粒度从6级细化到12级。这种方法对于其他所有能淬硬的钢均可使用。一般来说，原始组织中的碳化物愈细小，加热速率愈快，最高加热温度愈低（在合理的限度内），其晶粒细化效果愈好。至于在A_c3以上的保温时间应以均温为限，不宜过长；循环次数也不需过多，因为当晶粒细化到一定程度后就与其自身的长大倾向相平衡而不再有明显的细化效果。应当指出，对于尺寸较大的零件要使整体都得到快速的加热和冷却是困难的。

图1 45钢采用快速循环加热淬火法的工艺过程

这是一种把压力加工与热处理相结合的方法，如图2所示。其过程是先将钢加热至略高于A_c3的温度，使之奥氏体化，随后进行热轧，使奥氏体发生强烈的形变，接着再等温保持适当时间，使形变奥氏体发生起始再结晶，并于晶粒尚未开始长大之前进行淬火。这样可以获得显著的超细化效果。

图2 获得超细晶粒的形变热处理法工艺过程

高温固溶化后采取淬火，不仅可以抑制先共析碳化物的析出，而且淬火得到的马氏体+残余奥氏体组织经高温回火后，可得到球状的碳化物，并呈均匀弥散的分布。据报道，退火的GCr15钢料经1050℃，30 min加热后在沸水中淬火，并随即进行高温回火（740℃，2 h)，可使其碳化物平均粒度细化到0.3μm。又如，为了提高T8钢冲头的韧性和耐磨性，以调质处理（800℃加热、水-油冷，560℃回火2 h）代替球化退火，经低温淬火（750℃加热，水-油冷）+280~300℃ 回火后，可消除大块崩刃现象，并使寿命提高10倍。

有人在研究GCr15钢碳化物细化问题后提出，先于1040℃加热30 min进行高温固溶化，继之于625℃或425℃下进行等温处理，这样可得到片状珠光（625℃等温）或贝氏体（425℃等温）组织，最后再按通常工艺进行淬火、回火。这时碳化物尺寸可达0. 1μm，从而使钢的接触疲劳寿命提高2~3倍。

   中碳合金钢经正常温度淬火后，一般得到片状马氏体与板条状马氏体的混合组织。片状马氏体的存在对钢的断裂韧性不利。提高中碳合金钢的淬火温度，有利于在淬火后得到较多的板条状马氏体，研究指出，4340钢（相当于40CrNiMoA钢）采用高温（1200℃）淬火（油冷）后与正常温度（870℃）淬火相比，其断裂韧性可提高约70%。其原因是超高温淬火后得到的几乎都是板条状马氏体，而且在马氏体板条周围有1×10^-5~2×10^-5mm厚的残余奥氏体薄膜存在，这种薄膜很稳定，即使冷至液氧温度（-183℃）也不转变，它对高的局部应力集中不敏感，不易产生裂纹，故能提高断裂韧性。此外，高的奥氏体化温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，因而也对改善断裂韧性产生有利影响。但是超高温淬火后往往得到粗大的晶粒，其冲击韧性值较低。因此，这种工艺尚有待于进一步研究。

高碳钢在采用普通淬火工艺时，往往得到片状马氏体组织，此时具有较高的脆性。但如适当控制淬火加热时奥氏体的碳含量，也可使淬火后得到以板条状马氏体为主的组织，使钢在保持高硬度的同时，还具有良好的韧性。高碳钢采用快速加热至略高于A_c1的温度、短时保温淬火，可以实现上述要求。这是因为低温短时加热时可以得到较细的晶粒，而且奥氏体的碳含量较低，使M_s点较高，故淬火后可得到以板条马氏体为主加细小碳化物的组织。这是保证其具有较高强韧性的原因。但是，为了使低温短时加热淬火取得好的强韧化效果，对淬火前的原始组织有一定的要求，即其碳化物应尽量细小。

应当指出，上述工艺只适用于碳质量分数高于0.5%的钢，对碳含量低于此限的钢，强韧化效果则不明显。

   一般贝氏体转变总是优先在贫碳区开始的，随着贝氏体转变量的增加，由于碳不断向奥氏体中扩散，使未转变奥氏体中的碳含量愈来愈高，从而增加了奥氏体的化学稳定性而使之难于转变；同时由于贝氏体的比容比奥氏体大，产生了一定的机械稳定化作用，这也不利于贝氏体转变的继续进行。至于转变不完全性随温度升高而愈加显著的原因，可能主要与温度较高时使奥氏体与贝氏体间的自由能差减小，从而使相变驱动力减小有关。同时也应考虑到，转变温度愈高，将愈有利于碳原子的扩散而形成更多的柯氏气团，从而增强未转变奥氏体热稳定化倾向的作用。但应指出，当钢的B_f点低于Ms点，亦即在Ms点以下仍可发生贝氏体转变时，随等温温度降低，贝氏体的转变量则愈来愈少。显然，这是由于在Ms点以下大量马氏体的形成所引起的机械稳定化作用的结果。

近年来发现，结构钢采用亚温淬火对改善钢的韧性、降低韧脆转化温度和抑制可逆回火脆性具有明显效果。亚温淬火对处理前的原始组织有一基本要求，即不应有大块状的自由铁素体存在。因此在亚温淬火前往往需进行正常淬火或调质（有时也可正火），使之得到如马氏体、贝氏体、回火索氏体、索氏体之类的组织。

亚温淬火之所以能对钢的性能产生上述有益影响，是由于以下原因：

（1）晶粒细化和杂质偏聚浓度减小。亚温淬火的加热温度处于α+γ两相区内，由于温度较低，加之钢中尚存在的细小弥散分布的难溶碳、氮化物质点对奥氏体晶粒长大的阻碍作用，使此时的奥氏体晶粒十分细小。同时，它与铁素体晶粒相间存在，使α-γ相界面积比一般热处理时奥氏体晶界面积约大10~50倍。在较大的晶界和相界面积上杂质元素的偏聚浓度自然大大减小。此外，亚温淬火、回火后钢中存在适当数量细小的自由铁素体可以大大减轻裂纹尖端的局部应力集中，阻止裂纹扩展。以上这些因素都将对改善韧性和降低（可逆）回火脆性倾向产生有益作用。

（2）杂质元素在α和γ晶粒中的再分配。钢中所含各种元素可分为扩大γ区元素（如碳、锰、镍、氮等）和缩小Y区元素（如磷、锑、锡、硅等）两大类。图3表示两类二元铁基合金的相图。由图可知，在α+γ两相区内，扩大γ区的元素应富集在γ相内，而缩小γ区的元素则应富集在α相内。磷、锑、锡等属（可逆）回火脆性的致脆元素，经亚温淬火后则富集于α相中，使其在γ相中的含量减少，因而有益于降低钢的（可逆）回火脆性倾向。

图3 二元铁基合金相图

(a)扩大γ区元素（b）缩小γ区元素

（3）减少碳化物的沿晶析出。对含有铝、铌、钒、钦等元素的钢来说，在亚温区加热时，会有微量的细小弥散碳化物、氮化物存在，在淬火后进行回火时，它们可作为碳化物在晶内析出的晶核，从而减少了碳化物的沿晶析出，这对改善钢的韧性十分有益。

但应指出，亚温淬火的强韧化效果与钢的碳质量分数密切相关，碳含量愈高，强韧化效果愈小。当钢的碳质量分数高于0.4%以后，即基本上无效果。这是因为当钢的碳含量较低时，亚温淬火后可得到板条状马氏体组织，而当碳含量较高时，则将得到较多的片状马氏体组织。另外，亚温淬火后的强韧化效果还与回火温度有关。如与普通淬火后采用相同的回火温度对比，随回火温度升高，愈能显示出亚温淬火对改善强韧性的优越性，而回火温度较低时，亚温淬火的效果则往往不能充分发挥。据认为，这是由于回火温度较低时，钢的组织为回火马氏体加铁素体，两者的强度差较大，在应力作用下微裂纹多起源于铁素体，使钢易于呈现高的脆断倾向。

残余奥氏体对钢强韧性的影响主要与它的形态、分布、数量和稳定性有关。对于一定成分的钢来说，通过调整淬火加热温度、冷却规范（包括等温处理的温度和时间）以及回火工艺等可以在很大程度上控制残余奥氏体的形态、分布、数量和稳定性。例如，中碳合金钢经超高温淬火后可以得到板条马氏体和在其板条间分布的1×10^-5~2×10^-5mm厚的残余奥氏体薄膜，大大改善了钢的断裂韧性。轴承钢GCr15采用不同淬火介质冷却后残余奥氏体量可在0~15％范围内变化，钢的接触疲劳强度随残余奥氏体量增多而提高，如图4所示。变塑钢利用残余奥氏体的形变诱发相变，在伴随吸收大量应变能的同时，显著提高了强韧性。超高强度钢30CrMnSiNi2A在油淬后选择适当的温度（250℃）回火，可使残余奥氏体得到最高的机械稳定性，从而使钢具有最佳的综合力学性能。

图4 残余奥氏体量对GCr15钢接触疲劳寿命的影响