无碳化物贝氏体钢渗碳后的深冷处理

孙世清

(1 河北科技大学 材料科学与工程学院，石家庄 050000；2 河北省材料近净成形技术重点实验室，石家庄 050000)

无碳化物贝氏体钢渗碳后的深冷处理

孙世清1,2

(1 河北科技大学 材料科学与工程学院，石家庄 050000；2 河北省材料近净成形技术重点实验室，石家庄 050000)

采用热磁分析、显微硬度分析与直读光谱分析等相结合的方法，对无碳化物贝氏体钢进行渗碳后的深冷处理工艺优化。结果表明：无碳化物贝氏体钢在1193K渗碳空冷后，测试有效硬化层样品的热磁曲线，可以得到有效硬化层的深冷处理温度宜低于134K。经123K深冷处理和463K回火，有效硬化层残留奥氏体含量约为12.2%(质量分数)。通过深冷处理使渗碳钢近表面层得到显著硬化，再经低温回火使近表面层硬度均达到810HV1.0左右，渗碳钢的硬度梯度分布趋于合理。

无碳化物贝氏体钢；渗碳；深冷处理；热磁分析；残留奥氏体；硬化

渗碳零件一般需要油冷淬火，引起较大淬火变形。如何进一步降低淬火冷却速率，是减小渗碳淬火变形的有效手段。近年来，贝氏体钢的开发应用愈来愈广泛[1]，其热处理时可以用空冷替代淬火热处理，适用于形状复杂零部件的生产。钢中Si在渗碳体中的溶解度非常低并能明显阻止从奥氏体或马氏体中析出渗碳体[2]，从而得到韧塑性较高的无碳化物贝氏体钢。对于表面要求较高耐磨性和疲劳强度的零件例如轴承齿轮等，生产中一般可采用渗碳处理来实现[3-6]。含Si的无碳化物贝氏体钢，空冷组织为贝氏体-铁素体和残留奥氏体，少量韧性相奥氏体使钢具有良好的强韧性。贝氏体钢的强度已可达到2500MPa。

已对含Si的无碳化物贝氏体钢进行渗碳和耐磨性研究，但渗碳层过量的残留奥氏体显著限制了渗层硬度最大值(<740HV)[7,8]。而深冷处理技术是有效减少残留奥氏体并提高钢的硬度的重要方法之一。深冷处理可以显著提高零部件的硬度[9]、疲劳强度[10]、断裂韧度[11]、耐磨性[12]等力学性能，延长使用寿命[13]，具有稳定尺寸、减小变形的作用，兼有不破坏工件、无污染[14,15]等优点。磁性法是研究钢中马氏体相变的重要方法[16]，结合其他测试技术，可以分析其中顺磁相(残留奥氏体)与铁磁相(马氏体或贝氏体-铁素体)之间的相变过程，为优化钢的深冷处理工艺提供理论指导。

综合物理测试系统的振动样品磁强计选件(PPMS-VSM)可以实现毫米级块状样品冷处理过程中的磁性测试，为渗碳件不同部位相关处理时相变机理研究和相组成的定性定量分析提供了有力手段。本工作对无碳化物贝氏体钢进行了磁性分析，结合显微硬度分析、直读光谱分析技术等，研究了钢的冷处理特性和冷处理硬化效果。

1 实验材料与方法

无碳化物贝氏体钢的主要化学成分(质量分数/%，下同)为C 0.21，Si 1.20，Mn 1.99，Cr 0.87，Mo 0.27，其余为Fe。将原料加工成φ30mm×15mm圆柱体若干件作为渗碳试样。

气体渗碳实验工艺为1193K/10h，炉气碳势为(1.2±0.5)%，渗碳后进行空冷。

取渗碳试样1件，将渗碳空冷(AC)后的试样外圆切削加工成φ20mm×15mm圆柱体，并将两个端面磨光，选择一个端面，用SPECTRO LAB型直读光谱仪测试端面中心部位化学成分。然后逐层磨削，每磨削掉0.2mm，重复以上测试。得到碳浓度随磨削深度的变化规律，并确定全渗层深度。

在TMVS-1型显微硬度计上，测试试样显微硬度，实验力为9.81N，并确定试样渗碳空冷后的有效硬化层深度。

根据全渗层深度和有效硬化层深度数据，采用电火花切割方法分别加工得到包含距表面不同深度的样品，在Model 6000型综合物理测试系统的振动样品磁强计(VSM)组件上对样品进行磁性分析，包括恒温(300K)磁化曲线和热磁曲线分析。所选用的最大磁场强度(H)为30000×79.6A·m-1。

根据磁性分析的结果，确定冷处理工艺。将渗碳后的试样在SLX-80型程序控制深冷箱中进行深冷处理。463K/60min回火后作进一步磁性分析。

利用Axio Vert.A1型金相显微镜观察试样的显微组织。

2 结果与分析

2.1 直读光谱分析和显微硬度分析

渗碳空冷试样的直读光谱分析结果和显微硬度分析结果见图1。由图1可得试样渗碳空冷后碳浓度随渗层深度的变化规律，其最高碳浓度约为1.1%，由直读光谱分析确定的全渗层深度为3.6mm。由显微硬度分析结果可得试样渗碳空冷后的有效硬化层深度为1.4mm。渗碳空冷(AC)后渗层最高硬度值虽然达到760HV1.0以上，出现在距离表面0.6mm处，但近表面层最低硬度值仅为500HV1.0。由图1可见，再经463K/60min回火后(AC+T)，近表面层最低硬度值还会进一步降低到460HV1.0左右，渗碳钢的硬度梯度分布更加不合理。全渗层深度(3.6mm)包括有效硬化层深度(1.4mm)和过渡层深度(2.2mm)。有效硬化层最低碳浓度即距离表面1.4mm处的碳浓度为0.37%。

图1 试样的碳浓度和显微硬度分析结果Fig.1 Carbon concentration and microhardness analysis results of specimen

2.2 有效硬化层样品的热磁分析

为了深入研究无碳化物贝氏体钢渗碳后的冷处理特性，根据有效硬化层深度数据，采用电火花切割方法分别加工得到包含有效硬化层深度的样品，尺寸为3mm×3mm×1.4mm。经初步测试磁化曲线，样品在磁场强度(H)为30000×79.6A·m-1时，处于磁饱和状态，所得比饱和磁化强度MS值适宜用作定量相分析。

图2为有效硬化层样品的热磁曲线。测试时选用恒定的饱和磁场强度(HS)为30000×79.6A·m-1，测试温度历程为300K→77K→300K，降温速率为1K/min，升温速率为5K/min。

图2 渗碳空冷后有效硬化层样品的热磁曲线 Fig.2 Thermal magnetic curves of hardened layer sample after carburizing and air cooling

由图2可见，有效硬化层样品在300K→77K降温过程中的比饱和磁化强度MS随温度下降急剧上升，显示发生了残留奥氏体向马氏体的转变，直至134K降温曲线与升温曲线相交，显示马氏体转变终止，即有效硬化层马氏体转变终止温度Mf为134K。

2.3 组织观察与性能分析

为将残留奥氏体降低到最低限度，根据有效硬化层的马氏体转变终止温度(Mf=134K)即冷处理特征温度，实际冷处理温度宜等于或略低于冷处理特征温度，再降低冷处理温度并不能使残留奥氏体进一步减少。由此确定深冷处理工艺为：123K/30min，将渗碳后的试样整体在SLX-80型程序控制深冷箱中进行深冷处理。深冷处理后的回火工艺为463K/60min。无碳化物贝氏体钢渗碳空冷，并经463K/60min低温回火后，渗层典型组织如图3(a)所示，可以看出为回火针状马氏体和块状残留奥氏体。深冷处理并经463K/60min低温回火后，渗层典型组织如图3(b)所示，可见光学显微镜下已观察不到回火马氏体，而转变为隐晶回火马氏体(并含残留奥氏体)。随钢中碳含量增加，过冷奥氏体稳定性提高，马氏体淬透性增大，故淬火后渗碳层形成高碳马氏体组织。由表及里，高碳马氏体组织逐渐转变为无碳化物贝氏体组织。由此可以认为，渗碳后无论渗层还是心部，均由α-Fe为溶剂的固溶体相(马氏体或贝氏体-铁素体)和γ-Fe为溶剂的固溶体相(残留奥氏体)两相组成。根据直读光谱分析结果，渗层马氏体和心部贝氏体-铁素体二者成分的区别是马氏体比贝氏体-铁素体含碳量高、含铁量低且最大差值不超过1%，将二者统一视为α-Fe为溶剂的固溶体相，定量相分析时取二者含铁量的中间值，由此引起的误差在±0.5%以内。

根据渗碳空冷后全渗层深度和有效硬化层深度数据，采用电火花切割方法分别加工得到深冷处理前(AC)和回火后(T)包含有效硬化层深度的样品，尺寸均为3mm×3mm×1.4mm，而包含过渡层的样品，尺寸均为3mm×3mm×2.2mm。另从深冷处理前(AC)和回火后(T)试样心部各切取一块样品，尺寸均为3mm×3mm×1.8mm。所测得的磁化曲线如图4～6所示。

图3 渗碳层组织 (a)渗碳和低温回火后；(b)渗碳、深冷处理和低温回火后Fig.3 Microstructures of carburized layer (a)after carburizing and low temperature tempering;(b)after carburizing,cryogenic treatment and low temperature tempering

图4 有效硬化层样品深冷处理前(a)和回火后(b)的磁化曲线Fig.4 Magnetization curves of hardened layer sample (a)carburizing and air cooling;(b)tempering

图5 过渡层样品深冷处理前(a)和回火后(b)的磁化曲线Fig.5 Magnetization curves of transition layer sample (a)carburizing and air cooling;(b)tempering

图6 心部样品深冷处理前(a)和回火后(b)的磁化曲线Fig.6 Magnetization curves of core sample (a)carburizing and air cooling;(b)tempering

(1)

表1 不同状态试样各部位室温300K时的残留奥氏体含量(质量分数/%)Table 1 Retained austenite contents for position of different state specimens at 300K (mass fraction/%)

图7为渗碳空冷、深冷处理、回火不同状态下试样的显微硬度分析结果。深冷处理(CT)后渗层最高硬度值达到860HV1.0以上，出现在距离表面0.4mm处，但表面层硬度值却低于810HV1.0；回火(T)后近表面层硬度值均达到810HV1.0左右，其中渗层最高硬度值达到820HV1.0以上。深冷处理的重要作用是将钢近表面层硬化即硬度值大幅提升，再经低温回火，获得较为合理的硬度梯度分布。

图7 不同状态试样的显微硬度分析结果Fig.7 Microhardness results of different state specimens

2.4 有效硬化层的冷处理特性

根据图2中渗碳空冷(AC)有效硬化层样品的热磁曲线数据，按公式(2)计算得到不同温度有效硬化层样品中的残留奥氏体含量变化情况，如图8所示。由图8可见，有效硬化层样品在300K→77K降温过程中的残留奥氏体含量随温度急剧下降，残留奥氏体大量转变为马氏体。冷处理的首要目的是减少钢组织中的残留奥氏体，可将冷处理温度与残留奥氏体含量的关系称作钢的冷处理特性。而渗碳钢的残留奥氏体主要集中在有效硬化层内，图8曲线可称作该渗碳钢的冷处理特性曲线；因此，可以参照图8曲线制定实际冷处理温度，来相应调整有效硬化层的含量，达到组织定量控制的目的。

(2)

图8 有效硬化层样品的冷处理特性曲线Fig.8 Cryogenic treatment characteristic curves of hardened layer samples

3 结论

(1)无碳化物贝氏体钢经1193K/10h渗碳空冷，有效硬化层深度约为1.4mm，过渡层深度为2.2mm。有效硬化层中残留奥氏体含量约29.7%，近表面层最低硬度值仅为500HV1.0；心部残留奥氏体含量约为7.4%。

(2)再经123K/30min深冷处理和463K/60min回火，有效硬化层中残留奥氏体含量降低到12.2%，近表面层硬度值均达到810HV1.0左右；心部残留奥氏体含量约为7.0%。

(3)通过热磁分析对无碳化物贝氏体钢渗碳后有效硬化层的残留奥氏体转变进行定量分析，得到渗碳钢有效硬化层的深冷处理温度宜低于134K。深冷处理的重要作用是将渗碳钢近表面层硬化即硬度值大幅提升，再经低温回火，获得较为合理的硬度梯度分布。

[1] 王丙兴，董福志，王昭东，等．超快冷条件下Mn-Nb-B系低碳贝氏体高强钢组织与性能研究[J]．材料工程，2016，44(7)：26-31．

WANG B X，DONG F Z，WANG Z D，et al．Microstructure and property of Mn-Nb-B low carbon bainite high strength steel under ultra-fast cooling[J]．Journal of Materials Engineering，2016，44(7)：26-31．

[2] 王六定，朱明，陈景东，等．低碳超高强度贝氏体钢的组织细化[J]．材料热处理学报，2007，28(5)：42-45．

WANG L D，ZHU M，CHEN J D，et al．Refinement of structure for low-carbon ultra-high strength bainite steels[J]．Transactions of Materials and Heat Treatment，2007，28(5)：42-45．

[3] ROY S，SUNDARARAJAN S．The effect of heat treatment routes on the retained austenite and tribomechanical properties of carburized AISI 8620 steel[J]．Surface & Coatings Technology，2016，308(1)：236-243．

[4] 江志华，李春志，张建国，等．13Cr4Mo4Ni4VA钢复合硬化层的表征研究[J]．航空材料学报，2015，35(5)：7-12．

JIANG Z H，LI C Z，ZHANG J G，et al．Characterization study of duplex-hardened 13Cr4Mo4Ni4VA steel[J]．Journal of Aeronautical Materials，2015，35(5)：7-12．

[5] WALVEKAR A A，SADEGHI F．Rolling contact fatigue of case carburized steels[J]．International Journal of Fatigue，2017，95：264-281．

[6] SHEN Y，MOGHADAM S M，SADEGHI F，et al．Effect of retained austenite-compressive residual stresses on rolling contact fatigue life of carburized AISI 8620 steel[J]．International Journal of Fatigue，2015，75：135-144．

[7] 程巨强，康沫狂．硅对准贝氏体渗碳钢组织与性能的影响[J]．材料热处理学报，2003，24(3)：8-11．

CHENG J Q，KANG M K．Effect of silicon on the microstructure and properties of meta-bainitic carburizing steel[J]．Transactions of Materials and Heat Treatment，2003，24(3)：8-11．

[8] 贺自强，康沫狂，杨延清，等．准贝氏体钢渗碳层耐磨性及磨损机制研究[J]．材料热处理学报，2004，25(4)：72-76．

HE Z Q，KANG M K，YANG Y Q，et al．Wear resistance and wear mechanism of carburized layer of meta-bainitic steel[J]．Transactions of Materials and Heat Treatment，2004，25(4)：72-76．

[9] MEHTEDI M E，RICCI P，DRUDI L，et al．Analysis of the effect of deep cryogenic treatment on the hardness and microstructure of X30 CrMoN 151 steel[J]．Materials & Design，2012，33：136-144．

[10] NIAKI K S，VAHDAT S E．Fatigue scatter of 1.2542 tool steel after deep cryogenic treatment[J]．Materials Today：Proceedings，2015，2(4-5)：1210-1215．

[11] PODGORNIK B，PAULIN I， ZAJEC B，et al．Deep cryogenic treatment of tool steels[J]．Journal of Materials Processing Technology，2016，229：398-406．

[12] LI H Z，TONG W P，CUI J J，et al．The influence of deep cryogenic treatment on the properties of high-vanadium alloy steel[J]．Materials Science and Engineering：A，2016，662：356-362．

[13] PÉREZ M，BELZUNCE F J．The effect of deep cryogenic treatments on the mechanical properties of an AISI H13 steel[J]．Materials Science and Engineering：A，2015，624：32-40．

[14] ZHENG S Q，JIANG W，BAI X，et al．Effect of deep cryogenic treatment on formation of reversed austenite in super martensitic stainless steel[J]．Journal of Iron and Steel Research，International，2015，22(5)：451-456．

[15] JASWIN M A，LAL D M．Effect of cryogenic treatment on the tensile behaviour of En 52 and 21-4N valve steels at room and elevated temperatures[J]．Materials & Design，2011，32(4)：2429-2437．

[16] LUZGINOVA N，ZHAO L，SIETSMA J．Evolution and thermal stability of retained austenite in SAE 52100 bainite steel[J]．Materials Science and Engineering：A，2007，448(1-2)：104-110．

[17] CHARLES K．Introduction to Solid State Physics[M]．6th ed．New York：John Wiley & Sons Inc，1986.429．

(本文责编：寇凤梅)

Cryogenic Treatment of Carbide-free Bainite Steel After Carburizing

SUN Shi-qing1,2

(1 School of Materials Science and Engineering,Hebei University of Science and Technology,Shijiazhuang 050000,China;2 Hebei Key Laboratory of Material Near-Net Forming Technology,Shijiazhuang 050000,China)

The cryogenic treatment (CT) process of carbide-free bainite steel after carburizing was optimized by the method combining thermal magnetic analysis, microhardness analysis and direct reading spectrometric analysis. The results show that cryogenic treatment temperature of the hardened layer should be lower than 134K by measuring thermal magnetic curve of the sample after carburizing at 1193K and air cooling (AC). After cryogenic treatment at 123K and tempering (T) at 463K, retained austenite content of the hardened layer is about 12.2% (mass fraction). The near surface layer of carburized steel is hardened dramatically through the cryogenic treatment, and the hardness of near surface layer reaches about 810HV1.0after low temperature tempering. The distribution of hardness gradient of carburized steel tends to be reasonable.

carbide-free bainite steel;carburizing;cryogenic treatment;thermal magnetic analysis;retained austenite;hardening

河北省自然科学基金资助项目(E20142081149)

2015-05-21；

2017-02-06

孙世清(1965-)，男，博士，教授，从事材料磁性研究，联系地址：河北省石家庄市裕翔街26号河北科技大学材料科学与工程学院(050000)，E-mail:hbkdssq@126.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000646

TG115.27+1

A

1001-4381(2017)05-0094-06