李 陽，張建偉，朱鵬凱，楊 揚

（1.陜西法士特汽車傳動集團有限責任公司，陜西 西安 710119；

2.西安聚能高溫合金材料科技有限公司，陜西 西安 710299）

殘余應力是影響零件服役性能的重要因素，大多零件的失效起因是內(nèi)部殘余應力與剪切應力之和大于剪切強度而產(chǎn)生破壞[1-4]。殘余應力影響因素眾多，與材料的成分、淬透性、熱處理工藝密切相關(guān)。其主要來源是熱處理過程中熱應力和組織應力，尤其是淬火零件，由于淬火過程較大的熱應力及相變過程中的組織應力在內(nèi)部會產(chǎn)生較大的殘余應力[5-8]。本文通過試驗研究了碳含量及冷卻速率對殘余應力的影響，明確了殘余應力與碳含量及冷卻速率之間的關(guān)系，為零件設(shè)計制造過程中材料、熱處理工藝的選用提供理論指導，為失效分析提供數(shù)據(jù)基礎(chǔ)。

1 試驗材料及方法

試驗所用試樣為直徑φ12 mm、長度50 mm的試棒，其化學成分如表1所示。將表1中3種不同碳含量的試棒在箱式多用爐中920℃、碳勢值為1.2%滲碳氣氛滲碳4 h，再用2 h將爐降溫到840℃、碳勢0.85%后，保溫1 h，再在3種不同的淬火油中進行淬火，研究顯微組織、硬度分布及殘余應力的關(guān)系。淬火油均為某公司生產(chǎn)，其型號、工作溫度及最大冷速典型值如表2所示。淬火后用酒精對試棒進行清洗，采用蔡司金相顯微鏡（OM）分析顯微組織、采用洛氏硬度計測試心部硬度，采用顯微硬度計在加載砝碼1 kg下保載12 s測試硬度梯度，采用X射線殘余應力分析系統(tǒng)測定其表面軸向殘余應力。心部硬度和殘余應力每組試棒測量5個點，求均值。

表1 試棒的化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）Table 1 Chemical compositions of the tested materials（mass fraction，%）

表2 淬火油的冷卻特性Table 2 Cooling characteristics of the quenchants

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

如圖1所示為3種鋼滲碳后分別用3種不同型號的淬火油淬火冷卻后的心部顯微組織。圖1中黑白相間的組織為貝氏體，板條束狀為馬氏體。圖1（a，d）主要為貝氏體+馬氏體，貝氏體類組織占比60%及以上；圖1（b，e）組織為馬氏體+少量下貝氏體，且貝氏體含量極少，為5%～10%；圖1（c，f～i）組織為馬氏體。

圖1 不同淬火介質(zhì)冷卻試樣心部的顯微組織Fig.1 Core microstructure of the tested steel cooled by different quenchants

圖1中每行試樣的冷卻速率相同，從左至右試樣的碳含量增加。亞共析鋼隨著碳含量的增加，C曲線右移，馬氏體臨界冷卻速度降低，獲得馬氏體的能力增加，因此從圖1可以看出，圖1（a～c）、圖1（d～f）中馬氏體針長變短，馬氏體含量依次增加、貝氏體的含量依次減少。對于圖1（g～i），3種試棒在K2000油中均已經(jīng)淬透，因此組織均為馬氏體，其差異僅是碳含量的差異。對于每列顯微組織，從上至下其冷卻速率增加，馬氏體含量增加，馬氏體針長變短。

2.2 心部硬度

表3為試驗后試棒的心部硬度，可以看出，SAE 8620鋼心部硬度隨著冷卻速率的增加顯著增加，而SAE 8625和SAE 8627鋼在不同淬火油中的心部硬度差異不大，據(jù)圖1可知，這兩種材料在3種淬火油中均已經(jīng)淬透成馬氏體組織，因此硬度接近。

表3 不同淬火介質(zhì)冷卻后試驗鋼的心部硬度（HRC）Table 3 Core hardness of the tested steels cooled by different quenchants（HRC）

SAE 8627鋼和SAE 8625鋼的心部硬度顯著高于SAE 8620鋼，對于3種材料，在K2000油中均已經(jīng)淬透的情況下，SAE 8627鋼的心部硬度比SAE 8625鋼和SAE 8620鋼分別高2.6 HRC和10 HRC，其差異與碳含量的差異成近似正比，這表明心部硬度與碳含量有近似線性關(guān)系。

在MT355油中淬火，SAE 8627鋼的心部硬度比SAE 8620鋼高18 HRC，G油中相差13.8 HRC，K2000油中兩種材料相差10 HRC，該結(jié)果表明，不同碳含量的材料隨著冷卻速率的增加，碳含量導致的心部硬度的差異減小。

2.3 硬度梯度

硬度梯度分布如圖2所示，3種鋼滲碳后表面硬度接近，均在800～840 HV。隨著冷卻速率和碳含量的增加，同位置的顯微硬度有所增加。SAE 8620鋼在距離表面3.5 mm處硬度趨于穩(wěn)定，接近心部硬度；而SAE 8625鋼和SAE 8627鋼在距離表面2.5 mm處硬度與心部接近。

圖2 不同淬火介質(zhì)冷卻后SAE 8620（a）、SAE 8625（b）和SAE 8627（c）試驗鋼的硬度梯度曲線Fig.2 Hardness gradient curves of the SAE 8620（a）、SAE 8625（b）and SAE 8627（c）tested steels cooled by different quenchants

2.4 殘余應力

如圖3所示，表面殘余應力均為負值，即殘余壓應力，且隨著冷卻速率和碳含量的增加，殘余應力總體呈增加趨勢。對于SAE 8620鋼，隨著淬火油冷卻速率的增加，殘余應力從-530 MPa升至-450 MPa再到-280 MPa，增幅為250 MPa；對于SAE 8625鋼和SAE 8627鋼，MT355油中淬火后表面殘余應力在-350 MPa左右，在K2000油中淬火后為-200 MPa，增幅為150 MPa。SAE 8620鋼的殘余應力增幅較大，而SAE 8625和SAE 8627鋼的殘余應力增幅較小，其原因是SAE 8620鋼在MT355油中和G油中淬火時未完全淬透，心部馬氏體含量少，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時體積膨脹量較小，對表面產(chǎn)生的殘余拉應力小，表面發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時產(chǎn)生的殘余壓應力釋放的少，因此最終表面殘余壓應力絕對值大；而SAE 8625鋼和SAE 8627鋼均已經(jīng)淬透，心部馬氏體多，體積膨脹量高，對表面產(chǎn)生的拉應力較大，導致在淬火初期表面發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時產(chǎn)生的殘余壓應力釋放的多，因此最終表面殘余壓應力絕對值小[9]。且心部的非馬氏體類型組織的含量越高，最終表面殘留的殘余壓應力絕對值越高。

圖3 不同淬火介質(zhì)冷卻后試驗鋼的表面殘余應力Fig.3 Surface residual stress of the tested steel cooled by different quenchants

SAE 8625鋼和SAE 8627鋼在MT355油、G油和K2000油中均已經(jīng)淬透，心部組織均為馬氏體組織，但在MT355油和G油淬火表面殘余應力值在-350 MPa左右，而在K2000油淬火表面殘余壓應力顯著升高，在-200 MPa左右，組織接近而殘余應力之間存在顯著差異，其原因是：在淬火初期由于溫度降低表面快速冷卻收縮，因受心部阻礙產(chǎn)生拉應力，K2000工作溫度低且冷卻速度快，心部對表面產(chǎn)生拉應力較大，導致表面馬氏體轉(zhuǎn)變時產(chǎn)生的壓應力與心部對表面的拉應力疊加后表面的壓應力的絕對值較??；而在MT355油中和G油中淬火時，兩種淬火油溫均較高，冷卻速率慢，初期表面冷卻收縮小，心部對表面收縮產(chǎn)生的阻礙小，即拉應力較小，疊加后表面的殘余壓應力絕對值大[10]。另一方面，在K2000油中淬火時心部轉(zhuǎn)變的速度快，表面和心部轉(zhuǎn)變的時間差小，表面相變塑性大，表面的殘余壓應力釋放得多，因此最終表面的殘余壓應力絕對值小；在MT355油和G油中淬火，心部組織轉(zhuǎn)變相對較慢，組織轉(zhuǎn)變時間差大，表面相變塑性相對較小，殘余壓應力釋放得少，因此殘余的表面壓應力較大。

3 結(jié)論

對于直徑為φ12 mm、長度為50 mm的SAE8620、SAE8625、SAE8627鋼試棒，滲碳淬火有以下規(guī)律：

1）滲碳淬火后表面的殘余應力均為負值，即殘余壓應力，為-600～-200 MPa。

2）冷卻速率相同時碳含量越高，淬火后心部組織中馬氏體的含量越高，心部硬度越高，表面殘余壓應力值越小。

3）碳含量相同時冷卻速率越快，淬火后心部組織中馬氏體的含量越高，心部硬度越高，表面殘余壓應力絕對值越小。

4）同種材料的試樣熱處理后表面硬度和心部硬度相同時，冷卻速率快試樣的表面殘余壓應力絕對值小。