用电磁知识解读微淬火和思索微淬火超塑性机理

乔占琪

（太原工具厂，山西太原 030008）

用电磁知识解读微淬火和思索微淬火超塑性机理

乔占琪

（太原工具厂，山西太原 030008）

通过实验解读微淬火（超临界淬火）的本质：α→γ相变与磁畴瓦解同步；（高温型）板条马氏体相变与“司南鱼”超磁化共生；微淬火（微观层面）囊括了所有已知超塑形变类型，是获取（宏观层面）高频热轧超塑性的最佳工艺；微淬火高频热轧超塑性无须具备诸多苛刻条件，是一种独特的理想的超塑性。

金属超塑性 α→γ相变 磁畴瓦解 高温型板条马氏体相变 “司南鱼”超磁化 再结晶晶粒异常长大萘断口

早前，为了探究W6MO5 HSS直柄麻花钻高频热轧热塑性欠佳的原因，我们做了大量实验，取得14组规律性较强的数据，其中有13组数据属于热塑性范畴[1]。然而，另一组，预先微淬火的数据却具有异常超塑性，全部约200件试样沿着切削刃全长，似液体溢出较宽、较薄的双螺旋飞边，且呈银灰色的沟、背、刃带及飞边均规整、光洁、无瑕疵。这种微淬火高频热轧超塑性前所未有，既意外，又费解。

这种“微淬火高频热轧超塑性”的产生机理是什么？

1 实验材料、方法及试验结果

1.1 细纹和裂缝大多分布于槽根和钻尖附近的刃带上的原因

将麻花钻四辊热轧分解为一对沟板或一对背板简单纵轧，轧件由轧前截面轧到轧后截面时，金属水平方向移动速度和轧辊沿水平方向的分速度由入口到出口均不断增加，但增加的规律不同，仅沿变形区中间某一位置（中性面）两者的速度一致。轧件咬入端截面到中性面的变形区内金属沿轧制方向流动速度小于轧辊沿轧制方向分速度（后滑区），从中性面到轧件吐出截面的变形区金属沿轧制方向流动速度大于轧辊沿轧制方向分速度（前滑区），滑区内轧件表面质点与工具表面质点之间就会产生相对滑动，咬入端和吐料端表层受拉应力最大。而实际麻花钻四辊热轧过于复杂，使咬入端和吐料端在刃带附近表层受到更大的拉应力（摩擦因数和轧辊直径对前滑、后滑的影响最大）[2]26-34。当轧件热塑性欠佳时此处最易产生细纹和裂缝。

1.2 冷拔M2钢丝多种预先热处理（见表1）

表1 对高频热轧热塑性的影响（件数的百分比）

2 分析讨论（为何微淬火后有高频热轧超塑性？）

2.1 古往今来对磁的认知（从司南鱼到微淬火）

2.1.1 北宋初年（公元1044年）对磁的认知

“用薄铁叶剪裁，长二寸，阔五分，首尾锐如鱼型，置炭火中烧之，侯通赤，以铁钳拑鱼首出火，以尾正对子位，蘸水盆中，没尾数分则止，以密器收之。用时，置水碗于无风处平放，鱼在水面，令浮，其首常向午也”[3]156。其实，这就是微淬火。古代只关注水淬可瞬间实现“司南”功能，顺着地磁力线（网上可查各地的磁力线倾角）水淬效果最佳，密器可防热、防磕碰。

2.1.2 近代磁性物理基础对磁的认知

铁磁质内电子的自旋磁矩沿平行方向排列能量最低，而形成大量宏观小、微观大的磁矩方向各异的自发磁化的磁畴，此时铁磁质对外不呈现宏观磁性。铁磁质处于外磁场中时那些自发磁化方向和外磁场方向成小角度的磁畴其体积随着外加磁场的增大而扩大并使磁畴的磁化方向进一步转向外磁场方向，这时铁磁质对外才呈现宏观磁性。当外磁场增大时，上述效应相应增大，直到所有磁畴都沿外磁场排列达到饱和磁化，磁介质中的场是外场的几百倍到几万倍。一旦达到饱和磁化，即使外磁场减小到零，磁矩也不会回到零，而剩余了技术磁化的磁感应强度Br[4]1-7。畴壁一般不穿过晶界。

2.1.3 当代对与磁相关的（高温型）板条马氏体相变的认知

当今，多专注于普通淬火M-体相变的研究。微淬火在高温型板条马氏体相变温区“如影随形”、“水涨船高”的地磁场引起“司南鱼”超磁化，此附加相变驱动力对板条M-体相变影响的研究不足（如新-母相间的关系）。

2.1.4 用电磁知识解读试样加热-缓冷膨胀曲线

“工具钢”[5]一书有5章反复介绍超临界淬火，而第27节引用的加热-缓冷膨胀曲线（图1）则是其他4章对超临界淬火论述的主要依据。那么，图中的“ref”、“sp”是哪些词组的缩略词？

或许ref=读数起点、剩磁、还原/重做；sp=自然（自发）磁化。

即先用技术磁化的ref试样测出加热和冷却时长度变化数据△Lref，缓冷到起点温度ref试样已还原为自发磁化的sp试样，然后用此sp试样重新测出加热和冷却时长度变化数据△Lsp，最后将数据整理为△Lref-△Lsp，绘出的就是图1中的曲线。这条曲线的特点是加热到居里点时磁畴瓦解（压应力陡增）导致长度（体积）急剧收缩。

图16 X3ФC钢加热和冷却时试样长度的变化（膨胀曲线）[5]148

2.1.5 微淬火工艺的由来及功效

加热到居里点时长度（体积）强烈收缩引起盖烈尔先生的关注，提出用tA1＋（30～50）℃加热-快冷的淬火工艺保留体积的强烈收缩。大量的不同工具钢种的实验揭示了这种淬火能将长度（体积）的强烈收缩保留到最终淬火之后，并将这种淬火工艺命名为“超临界淬火”，业内俗称“毛淬火”，而“微淬火”或更简洁、贴切。

那么，微淬火高频热轧超塑性的形成机理又是什么？

2.2 当代对室温塑性形变本质的认知

2.2.1 冷拉的本质

在拉丝力切应力τ作用下多晶体的错位滑移和晶间变形是冷拉的本质，冷拉时位错运动遇到了障碍而塞积，在位错塞积群前端就会引起应力集中。冷拔时，表面和芯部的应力、应变不同，表面的形变量最大。一方面此处的显微缺陷最多，最易产生热轧开裂，另一方面此处的晶界和相界因位错塞积而有较高的界面能，这又是α→γ相变时能产生更多晶核而细化晶粒的条件之一。

冷拉导致钢的显微缺陷剧增、冷作硬化、密度骤降、热塑性极低。冷拉产生的一些多晶体缺陷非常稳定，很难被后序的预先热处理彻底清除（参见上页表1）。

2.2.2 铁的表面改性和镍纳米晶的塑性行为

铁制品，通过表面机械摩擦，使表面产生反复剧烈的塑性变形，可将纯铁板材表面层显微织构细化到纳米尺度[6]74-79。

粗晶（μm级）镍试样的塑性行为，主要是由晶体内位错源产生的位错发生运动，相互作用，合并或湮灭等给出的功能，导致残余位错网的产生和堆积，从而产生不均匀应变[6]74-79。

纳米晶（nm级），其形变过程无法在小于几十纳米的晶粒空间内位错源正常形核、长大和运动。塑性形变只可能为晶界所容纳，晶界原子活动可能增强晶界的滑移过程。加载时位错增加，卸载时位错消失，并不造成残余位错网。电沉积纳米镍塑性形变的实验结果是：晶界可以作为晶格位错产生源和消失源，但一定会改变晶界位错网。对完全致密的纳米金属晶测定表明，其中含有不依赖于样品制备工艺的尺寸为10～20个空位的纳米小泡，这些空位可能处在晶界上或三晶粒间的交界处。晶界断裂是由位错活动与微裂纹尖端的空位群相互作用造成的（气泡、杂质以及较高的内应力常也归结于结构缺陷）[6]18- 21；74-79。

当今，对纳米晶超塑性机理的观点不同[7]10- 16；33-38，上述认知是对金属薄膜加载时的观测结论，很可贵。

2.3 用电磁知识解读试样加热-快冷的微淬火工艺

2.3.1 选用ΔLref-ΔLsp加热-缓冷膨胀曲线的理由

因为，ΔLref揭示的是加热和缓冷时剩磁、加热元件磁场和热对试样长度影响的规律，ΔLsp揭示的是加热和冷却时加热元件磁场和热对试样长度影响的规律，唯有ΔLref-ΔLsp能揭示加热和缓冷时剩磁Br对试样长度影响的规律。

2.3.2 读数起点的已磁致伸长的ref试样加热过程

随加热温度的逐渐增高，原子热震动不断增强，Br逐渐被干扰而消弱，磁致伸长成比例地缩小，测出的就是图1那条斜实线及其延长的虚线。或许因试件之前经过了不同的预先处理，如W6MO5 HSS处于沿原奥氏体晶界因冷速差异而有数量不等的析出碳化物的退火态，加热时析出碳化物逐渐溶解、晶界畸变逐渐减轻，使延长线散布在影线三角区（盖烈尔先生认为原因在于试样软化）。

加热到居里点，原子热震动严重干扰，磁畴瓦解而成为顺磁体，强烈的收缩使内部出现了极大的压应力，同时发生α→γ相变，因而产生相变、细晶超塑形变。众所周知的α→γ相变超塑性，是sp试样在机械力作用下的宏观α→γ相变超塑形变，唯峰尖效果最佳，温度稍有偏差塑性就会陡降，且需在一定苛刻条件下方可实现。微淬火则不同，陡增的压应力和α→γ相变及细晶同时自发地产生，这一微观超塑形变能根除常规预先热处理而不能彻底根除影响热塑性的显微缺陷（比如气泡、空位群、晶粒内和晶界上的位错网、显微裂纹），高致密度（参考第2.3.7节中图4）能保持到最终淬火后[5]148。

获得体积收缩效果的最大直径（边长），碳钢为20 mm、合金钢为30～50 mm[5]148。

2.3.3 微淬火加热温度是tA1+（30～50）℃的原因

磁性转变自由能模型证明铁磁态转变成顺磁态并不是在一个固定的温度下完成的，居里点仅是磁矩的有序度σ为0的温度，高于此温度时即成为完全顺磁态，而一级相变温度则是完全铁磁态所能保持的最高温度[8]34-36；又因工业加热炉的加热速度不同而使A1温度tA1不同。tA1+（30～50）℃才是α→γ相变和磁畴瓦解相互作用的温区，陡增的压应力下的γ相均萌生易滑移位向（特别是易滑移方向）的晶核（或随后转出易滑移位向的细晶），而呈现不同于微淬火超塑性的相变-组织超塑性。

在此，α→γ相变、磁畴瓦解和细晶如同一个圆饼的三个面。

2.3.4 HSS微淬火与最终淬火马氏体相变的差异

因淬火温度不同，γ-体含碳量不同，M-体相转变温区也不同（见图2）[5]366。前者在高于300℃的温区产生横截面似椭圆的高温型板条M-体晶束，淬火组织没有残余奥氏体和显微裂纹；而后者在约± 100℃温区缓冷产生互成60°夹角的片状M-体，淬火组织室温有残余奥氏体和显微裂纹。

图2 P18和P12HSS不同淬火温度下的马氏体转变开始和终止温度[5]366

从微淬火加热温度快冷到高于300℃温区的Ms点起，或许在γ-体每个细晶内“如影随形、水涨船高”的地磁场影响下晶核或瞬间长大的板条M-体单簇晶束，均萌生或随后转出既易磁化又易滑移的方向和位向而产生超磁化和超塑形变，板条M-体单簇晶束使原奥氏体细晶再碎化。

α-Fe体心立方晶格滑移系6×2=12，滑移面和滑移方向与外力成45°角，为软取向，易磁化轴[100]。

低碳钢普通淬火板条马氏体内有位错，在机械压力下冷变形位错密度增大，再结晶晶粒细化至nm级[9]。

2.3.5640 ℃回火

板条M-体溶解，呈现回火超塑形变。实际上640℃保温1 h或许也有一些再结晶功能，且Br被干扰而消弱。

在此，高温型板条M-体相变、“司南鱼”超磁化和细晶再碎化如同另一个圆饼的三个面。

2.3.6 直接最终淬火产生“穿晶断裂”的根源

《工具钢》[5]用7页篇幅介绍“穿晶断口”（中译本译为“晶间断口”），要点是在很高温度下才溶解的M6C与较低温度下就能溶解的M2C在加热时对晶粒长大的阻碍作用[5]469-475。

“司南鱼”超磁化下萌生或随后转出既易磁化又易滑移的方向和位向的、在严重堆积碳化物周围必然出现的碳化物特别稀疏区每粒细晶中的、单一板条M-体束中的α-相颇似丝织构的亚晶，直接最终淬火加热到相变温度，因溶解掉了大量的阻止晶粒长大的碳化物及α-相位向趋同，颇似塑性变形后再结晶晶粒的异常长大（见图3）[7]29-30而合并成γ相巨晶，巨晶与堆积碳化物线胀系数不同，快冷时针状M-体膨胀以及α-相磁致伸长的张应力（变形与开裂之源）使γ相巨晶，快冷后的针状M-体中的α-相和残余γ相沿原子排列密集晶面滑移，回火时在这些滑移面析出弥散碳化物，而成为外力撞击下原子间结合力遭破坏的解理面[7]14-20。或许这才是W18高速钢微淬回火+最终淬回火会产生“穿晶断口”而铲磨刀具直接淬火即使过烧也绝无巨晶的原因。深入研读图2和“M2钢1 205℃加热后的热动力学图”[5]372或可理清其萘断口形成和防止的详实而繁杂的现象。

图3 再结晶晶粒的异常长大[7]25-30

2.3.7 微淬火态相对退火态最终淬火后体积收缩倍增的原因

试样初始均为sp状态，微淬火后ref试样体积收缩（微观缺陷被清除）能保持到最终淬火之后，而快冷叠加上的司南超磁化磁致膨胀能保持到最终淬火之前。长度收缩被超磁化的可观的膨胀（含M-体膨胀）暂时“冲淡”而显得很小，此磁致膨胀在最终淬火加热到居里点时会消失，微淬火实际收缩量才真正显现出来（图4）。最终淬火，实际上是在空气中缓冷进行M-体相变，或许，原γ-粗晶内互呈60°角的片状M-体的α-相只能自发磁化。

2.3.8 超磁化的特点

无处不在的相对恒定的地磁场在微淬火及其存放地不会减弱更不会归零，使超磁化只可能是饱和磁化，并且nm晶的矫顽力最大，因此超磁化的作用既强又相对稳定。

3 微淬火高频热轧超塑形变的最佳工装

3.1 电极盐浴

图4 试样（L=100 mm，D=10 mm），超临界淬火+回火（下面一组折线）和随后的最终淬火+回火（上面一组折线）对试样长度的影响[5]447

大量的相关数据均始于sp状态。入电极盐浴瞬间立即被50 Hz低电压、强电流的电磁场磁化为ref状态，加热到居里点时长度（体积）收缩最强烈；电炉的电磁场较弱，效果次之；燃油、燃气反射炉没有技术磁化功能[5]151。

3.2 高频加热

“感应加热速度可高达100～1 000℃/s，甚至更高（盐浴加热仅约10℃/s，箱式炉加热约0.8℃/s）。居里点以下工件加热速度较高，居里点以上工件在略高于A1点电流密度和加热速度降低”[5]277。“与盐浴炉相比，感应加热晶粒长大的开始温度较高，长大尺寸较小。当加热速度增大到1 000℃/s时奥氏体形核速度比其长大速度快许多倍，晶粒很细”[5] 277；453-456。

4 结论

1）微淬火（超临界淬火、毛淬火）五要素：具有α→γ相变的钢；最好冷变形；电极盐浴；tA1+（30～50）℃加热；根据钢种选择油淬或水淬。

2）微淬火囊括了固态多晶金属已知的所有超塑性类型，根除了降低热塑性的显微缺陷。四次微细化晶粒，形成了既易磁化又易滑移的方向和位向等的显微结构。轧前高频加热的晶粒再细化是获取高频热轧超塑性的最佳工艺。

3）微淬火高频热轧超塑性有别于已知固态多晶金属超塑形变类型，无需具备诸多苛刻条件：一定的温度区间和应变速率；一定的细晶尺寸的热稳定性；一定负荷下tA1、tA3温度间的反复淬火。

4）微淬火高频热轧超塑性呈现“纳米（微晶）固体材料”超塑性的特征：短短数秒完成高频加热四辊轧制全过程，“一轧了之”地实现超塑性研究者和应用者孜孜以求的夙愿。

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（编辑：胡玉香）

Micro-duenching Interpretation by Electromagnetic Knowledge Micro-guenching Superrplastic Mechanism Reflection

QIAO Zhanqi
（Taiyuan Tools Factory,Taiyuan Shanxi 030008）

The nature of the micro-quenching(supercritical quenching)is：α→γ phase transformation and magnetic domain collapse synchronize；(high temperature type)lath martensitic transformation and"guide fish"super magnetization accompany.Micro-quenching(micro level)encompasses all known superplastic types,which is an optimum process to obtain(macro-level)high-frequency hot-rolled superplasticity.Micro-quenching superplastic does not have a lot of harsh conditions,which is a unique ideal superplasticity.

superplastic,α→γ phase transition,high temperature type lath martensite phase transition,"guide fish" super magnetization,abnormal growth of recrystallized grains,naphthalene fracture

TG1

A

1672-1152（2016）06-0010-04

10.16525/j.cnki.cn14-1167/tf.2016.06.03

2016-10-18

乔占琪（1938—），男，成绩优异的高级工程师。