强烈淬火对20CrMnTi渗碳钢原始奥氏体晶粒的影响

张清华，侯玉柏，王旭，窦英伟，李琪

（1.北京矿冶研究总院，北京 100160；2.山东省水文仪器研制中心，潍坊 261000；3.中核四○四有限公司，兰州 730000）

强烈淬火是一种既可避免工件淬裂和发生过大的畸变, 又提高了工件的力学性能和使用寿命，还有节能、高效、环保等效果的前景广阔的热处理新技术[1-6]。这种技术是通过在淬火冷却过程中控制工件表层和心部的冷却强度和冷却温度，以控制其组织转变的时间和数量，在表层形成100%马氏体组织，形成具有较高压应力的硬壳，冷速极快以维持过冷奥氏体转变到不超过30%，保证材料塑性，防止工件过度畸变和开裂，从而提高材料的硬度和强度[7-9]。由于材料表层全部转变成马氏体，其膨胀量远大于奥氏体遇冷收缩量，从而在马氏体壳上存在较大的残余压应力。在此后继续冷却的过程中，马氏体壳内的奥氏体开始冷却，当其冷却到Ms点以下时，发生马氏体转变。但是由于受到表层马氏体壳和心部奥氏体的挤压导致其转变困难，故在马氏体壳下面的组织中应该有较多的残余奥氏体，并且由于受到挤压导致发生动态再结晶[10]。本文通过对试样进行原奥氏体晶界腐蚀来研究强烈淬火对20CrMnTi渗碳钢原始奥氏体再结晶的影响。

1 实验材料及方法

实验材料为正火态20CrMnTi钢，化学成分如表1所示。未渗碳20CrMnTi钢加热至860℃保温15min后的空冷。渗碳1h的20CrMnTi钢分别采用液氮2s/4s/6s、CaCl2溶液2s/4s/6s、CaCl21s+液氮2s/4s/6s进行冷却。腐蚀剂采用三酸乙醇试剂，其配比为HCl（10ml）、HNO3（5ml）、饱和苦味酸（10ml）、无水乙醇（25ml）。金相显微镜型号为OLYMPUS-PM3型。本文采用截点法来进行晶粒度等级计算，保留两位有效数字，将相同倍数下的标尺添加到金相照片上，标尺间距为0.01mm，查明标尺与晶界相交的节点数，代入公式（1），最后计算奥氏体的晶粒度。

式中：G—晶粒度级别；M—金相放大倍数（本试验中，M=1650）；P—节点数；LT—标尺长度（本试验中，LT =120μm）。

表1 20CrMnTi钢的化学成分Table 1 Chemical composition of 20CrMnTi steel /%

2 实验结果及分析

图1所示为加热至860℃保温15min，空冷后未渗碳的20CrMnTi钢金相显微组织。由图1可查出试样边缘处和心部的节点数，通过截点法计算得出空冷处理的奥氏体晶粒度，如表2所示。可见20CrMnTi钢未渗碳条件下,试样边缘位置和心部位置的奥氏体晶粒度分别为：11级和10级。

图1 20CrMnTi钢未渗碳经860℃保温15min后空冷获得的原奥氏体晶界Fig.1 Austenite grain boundary of not carburizing 20CrMnTi steel after 15min air cooling by 860℃

表2 未渗碳20CrMnTi钢空冷后的奥氏体晶粒度Table2 The grain size of austenite of not carburizing 20CrMnTi steel after air cooling

图2所示为20CrMnTi钢经CaCl2淬火2s、4s、6s淬火后的金相显微组织。CaCl2淬火后无论是心部还是边缘都发生了不同程度的奥氏体再结晶，晶界处非常明显，而且过渡层处再结晶晶粒数比心部多。在强烈淬火过程中存在热应力和相转变应力，两种应力的叠加可能会超过材料的屈服应力，使材料发生局部塑性变形，为过冷奥氏体的再结晶提供了驱动力，使奥氏体再结晶能够发生，而晶界处能量高更利于形核，故优先在奥氏体晶界处发生再结晶。

图3所示为20CrMnTi钢经液氮淬火2s、4s、6s淬火后的金相显微组织。随着在液氮中淬火时间的延长，再结晶数量增加。再结晶程度与变形量有关，变形量越大，所提供的能量越多，形核率也就越高，再结晶数量也就越多，而变形量取决于外层马氏体壳的厚度。在液氮中淬火时间越长，在极冷条件下产生的热应力和组织应力更大，奥氏体发生了更大的塑性变形从而导致再结晶形核率提高。

图2 20CrMnTi钢经CaCl2淬火2s、4s、6s后的原奥氏体晶界Fig.2 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching inCaCl2 by 2s，4s and 6s

图3 20CrMnTi钢经液氮淬火2s、4s、6s后的原奥氏体晶界Fig.3 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching in liquid nitrogen by 2s，4s and 6s

图4 20CrMnTi钢经CaCl2×1s+液氮淬火2s、4s、6s后的原奥氏体晶界Fig.4 Austenite grain boundaries of 20CrMnTi steel after quenching in CaCl2 1s and liquid nitrogen 2s，4s and 6s

图4所示为20CrMnTi钢经CaCl2×1s+液氮淬火2s、4s、6s后的金相显微组织。由图可以看出其中边缘处再结晶程度较高，心部较低。淬火时间不同其发生奥氏体再结晶的程度也不同。图4（a3）相比图4（a1）、（a2）明显再结晶程度较高，晶界处尤其明显。试样边缘处的奥氏体晶粒相比空冷条件下的晶粒更加细化和均匀。这是由于分级淬火条件下温度梯度更大，使奥氏体发生更大塑性变形，为奥氏体再结晶提供了更多的能量。

强烈淬火处理时，由于冷速极快，表面和心部存在很高的温度梯度产生大的热应力，由于奥氏体与马氏体比容变化和相变塑性产生的相变应力，两种应力的叠加超过材料的屈服强度即产生塑性变形。由于试样尺寸的限制，以及冷却速度不同形成组织的硬度不同,试样的变形程度不会太大,只有局部会受到大的应力而产生变形，有大量的储存能，为奥氏体发生动态再结晶提供了驱动力，使奥氏体动态再结晶能够发生。再结晶晶核存在于局部的高能量区域即晶界区域。动态再结晶可以使转变后的组织细化，从而形成细晶强化。动态再结晶后得到等轴晶粒组织，晶粒内部由于继续承受变形，有较高的位错密度和位错缠结存在，这种组织比静态再结晶组织有较高的强度和硬度[11-13]。综上所述，在不同的淬火介质和相同的淬火介质及不同淬火时间下，试样边缘处的晶粒度再结晶程度要高于心部的再结晶程度，晶粒度更加细小。边缘处的细小晶粒，保证了20CrMnTi钢具备较高的表面显微硬度，稍大心部的晶粒，则保证了20CrMnTi钢具备良好的韧性，这正是强烈淬火所要获得的良好地力学性能。

3 结论

在CaCl2、液氮、CaCl2+液氮三种不同的冷却介质中，均发生了不同程度的再结晶，CaCl2水溶液相比液氮发生再结晶的程度更高，这是由于试样与两种冷却介质接触时，CaCl2使冷却时产生的气泡破裂，可以进一步冷却，而液氮冷却产生的气泡阻碍了热量的交换，导致冷却速度下降。其中在CaCl21s+液氮6s冷却条件下的再结晶程度最高，晶粒最细小，从而形成细晶强化，这是由于试样由CaCl2水溶液转移到液氮中获得了更大的温度梯度，从而进一步冷却，产生的更大的变形量，为奥氏体再结晶提供了更多的驱动力。