明章生, 趙 杰, 栗克建, 曹鵬軍, 朱 斌, 馮 毅

(1. 重慶科技學(xué)院 冶金與材料工程學(xué)院, 重慶 401331; 2. 寶武特冶航研科技有限公司, 重慶 400084;3. 中國(guó)汽車工程研究院股份有限公司, 重慶 401122)

強(qiáng)烈淬火最初由Kobasko博士提出,并首次引用強(qiáng)烈淬火的術(shù)語(yǔ)。隨著社會(huì)科技不斷地發(fā)展,對(duì)材料性能的要求不斷提高,對(duì)低能耗、低污染的熱處理工藝需要進(jìn)一步深入研究,美國(guó)于2004年公布了美國(guó)熱處理技術(shù)發(fā)展路線圖,其中強(qiáng)烈淬火具備的“超強(qiáng)化”效應(yīng)、低能耗以及對(duì)環(huán)境污染小等優(yōu)點(diǎn),受到了高度重視[1-2]。強(qiáng)烈淬火工藝分為3種,即IQ-1、IQ-2和IQ-3。其中IQ-1利用蒸汽膜和沸騰階段對(duì)工件進(jìn)行冷卻;IQ-2先將工件浸入高速攪拌的鹽水中進(jìn)行冷卻,隨后取出在空氣中冷卻,最后再次浸入鹽水中對(duì)流冷卻;IQ-3直接將工件進(jìn)行對(duì)流冷卻,在工件的表層形成“硬殼”,然后轉(zhuǎn)為空冷。強(qiáng)烈淬火工藝的技術(shù)核心是通過(guò)控制淬火介質(zhì)的流量、流速和壓力,使工件獲得理想的組織和應(yīng)力分布,既可以減少工件畸變的概率,又可以提高工件的力學(xué)性能和使用壽命。

超高強(qiáng)韌鋼由于具備高強(qiáng)度的同時(shí)兼?zhèn)涓唔g性,因此在國(guó)防和民用機(jī)械工程領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用。但如何在保證鋼材高強(qiáng)度的同時(shí)兼?zhèn)涓唔g性,一直都是鋼鐵領(lǐng)域研究的難題。多年來(lái)的研究表明[3-5],強(qiáng)烈淬火工藝具備獨(dú)特的工藝特點(diǎn),能夠使鋼在保持高強(qiáng)度的同時(shí)具備高韌性。本文從強(qiáng)烈淬火工藝具備的工藝特點(diǎn)以及超高強(qiáng)韌鋼的性能要求考慮,將強(qiáng)烈淬火工藝運(yùn)用于超高強(qiáng)韌鋼的開(kāi)發(fā)領(lǐng)域,并對(duì)其組織性能進(jìn)行分析與討論[6]。

1 發(fā)展背景

強(qiáng)烈淬火最初由Kobasko博士提出,當(dāng)時(shí)由于機(jī)器零件淬火后,因冷速過(guò)大而容易產(chǎn)生裂紋,如果改用油淬的話雖然可以防止裂紋的產(chǎn)生,但卻會(huì)導(dǎo)致零件的強(qiáng)度和硬度降低,因此Kobasko博士通過(guò)大量的試驗(yàn),研究了不同冷速與裂紋產(chǎn)生幾率的關(guān)系,最后得出結(jié)論,隨著冷卻速率的增加,裂紋的形成幾率先增加至最大值,然后隨著冷卻速率的增加逐漸減少至零。

工件淬火時(shí),與淬火劑之間的傳熱分為3個(gè)階段:蒸汽膜階段、核沸騰階段和對(duì)流階段。在以水作為淬火劑進(jìn)行淬火時(shí),由于工件本身溫度極高,遠(yuǎn)超水的蒸發(fā)溫度,因此工件在淬火過(guò)程中,工件表面會(huì)形成蒸汽膜阻斷工件與水的換熱,工件通過(guò)輻射和與蒸汽膜之間的熱傳導(dǎo)進(jìn)行傳熱,傳熱效率低。而在強(qiáng)烈淬火工藝中,工件在鹽水中淬火,淬火初期的蒸汽膜階段會(huì)由于鹽粒的爆破作用而將蒸汽膜擊破,形成小氣泡,在此期間,工件的傳熱方式有輻射、對(duì)流以及與氣泡之間的傳熱,并且產(chǎn)生的小氣泡會(huì)擾亂工件附近的水流,造成近似攪拌的作用,因此強(qiáng)烈淬火工藝的傳熱效率高,冷卻速度快[7]。圖1為強(qiáng)烈淬火過(guò)程中3個(gè)階段的示意圖。

將工件進(jìn)行強(qiáng)烈淬火工藝處理時(shí),首先由于心部與表面的溫差,表面收縮產(chǎn)生拉應(yīng)力;隨后表層由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,體積膨脹產(chǎn)生壓應(yīng)力;當(dāng)表層全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后,心部開(kāi)始冷卻,心部奧氏體變冷體積收縮,表面壓應(yīng)力進(jìn)一步增大;繼續(xù)冷卻,心部奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變,但由于表層較大的壓應(yīng)力,心部奧氏體不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,因此有部分奧氏體殘留在工件心部。

2 國(guó)內(nèi)發(fā)展現(xiàn)狀

淬火工藝是金屬熱處理最常用的一種方法,通過(guò)較高的冷卻速度將鋼件冷卻至淬火介質(zhì)溫度,鋼件內(nèi)的奧氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織或貝氏體組織,以達(dá)到提高鋼件力學(xué)性能和使用壽命的目的。但常規(guī)的水淬冷速過(guò)快,容易導(dǎo)致鋼件產(chǎn)生裂紋,而油淬雖然冷速低于水淬,產(chǎn)生裂紋的幾率小,但會(huì)造成嚴(yán)重的環(huán)境污染[8]。強(qiáng)烈淬火利用鹽溶液作為淬火劑,對(duì)環(huán)境污染小,同時(shí)由于極快的冷速,在鋼件的表面產(chǎn)生壓應(yīng)力,阻止了裂紋的產(chǎn)生。有學(xué)者[9-11]研究了強(qiáng)烈淬火工藝后鋼的內(nèi)部組織及力學(xué)性能的變化,鋼件經(jīng)強(qiáng)烈淬火后內(nèi)部顯微組織主要為板條馬氏體,且邊緣馬氏體組織要比心部馬氏體組織細(xì),強(qiáng)烈淬火后表層會(huì)發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象,且由表層至心部逐漸降低,表層至心部形成了細(xì)晶粒-粗晶粒梯度層;強(qiáng)烈淬火后試件硬度、韌性、使用壽命均有提高,鋼件在具有高硬度的同時(shí)兼?zhèn)漭^高的韌性。

大量的研究表明[12-14],細(xì)化晶粒、納米析出相及高密度位錯(cuò)均能在提高鋼材強(qiáng)度的同時(shí)提高韌性,強(qiáng)烈淬火過(guò)程中超快的冷速導(dǎo)致了過(guò)冷度增大,形核驅(qū)動(dòng)力增大、形核位點(diǎn)增多、納米析出相增多以及位錯(cuò)密度增加,鋼材在熱處理過(guò)程中獲得了額外的“超強(qiáng)化”,并且這種強(qiáng)化并不僅僅只體現(xiàn)在強(qiáng)度及韌性的增加,在抗疲勞性能、使用壽命和耐蝕性能方面的強(qiáng)化更加顯著。

3 國(guó)外發(fā)展現(xiàn)狀

在2004年美國(guó)公布的美國(guó)熱處理技術(shù)發(fā)展路線圖中,已將強(qiáng)烈淬火工藝視為最值得重視的研究項(xiàng)目之一,并且獲準(zhǔn)以Intensi Quench服務(wù)商標(biāo)注冊(cè)了IQ Technologies Inc公司[15]。美國(guó)AFC-Holcroft公司設(shè)計(jì)安裝了第一個(gè)配備IQ水箱的整體淬火爐,并安裝在俄亥俄州克利夫蘭市歐euclid熱處理公司(EHT);用高速攪拌的水基淬火系統(tǒng)取代冷卻室中的油淬槽,在該基礎(chǔ)上進(jìn)行了大量的淬火試驗(yàn)以及計(jì)算機(jī)模擬試驗(yàn),實(shí)現(xiàn)了產(chǎn)品性能額外提升及成本的顯著降低。在該水箱中以亞硝酸鈉為淬火劑,并且IQ水箱的攪拌速率是普通水箱的數(shù)倍,IQ水箱的底部和螺旋槳管內(nèi)部各安裝了一組擋板,保證強(qiáng)烈淬火過(guò)程中水流分布的均勻性[16]。圖2為IQ水箱的整體淬火爐照片。

圖2 IQ水箱的整體淬火爐照片[16]Fig.2 Photo of the overall quenching furnace with IQ tank[16]

采用強(qiáng)烈淬火工藝替代油淬,可以消除對(duì)環(huán)境有害的油和含水聚合物淬火劑,降低了淬火過(guò)程中的風(fēng)險(xiǎn),減少零件開(kāi)裂傾向,采用強(qiáng)烈淬火工藝處理普通碳素鋼,可以使用更便宜的鋼材替代昂貴的合金,目前已經(jīng)將強(qiáng)烈淬火工藝運(yùn)用于汽車零件的生產(chǎn)中,并且已取得了顯著的經(jīng)濟(jì)效益[17-18]。

強(qiáng)烈淬火過(guò)程中,工件和介質(zhì)之間的傳熱方式?jīng)Q定了工件的冷卻速度,傳熱系數(shù)是指單位時(shí)間和單位面積內(nèi),工件與淬火介質(zhì)相差1 ℃所傳遞的熱量,可以定量評(píng)定介質(zhì)的冷卻能力[19]。在強(qiáng)烈淬火過(guò)程中,瞬態(tài)傳熱過(guò)程是影響工件冷卻速度的最關(guān)鍵因素。大量試驗(yàn)研究表明,淬火過(guò)程中工件表面的有效傳熱系數(shù)與溫度密切相關(guān),提供的邊界條件的準(zhǔn)確性將直接影響測(cè)定結(jié)果[20-22]。瞬態(tài)核沸騰持續(xù)時(shí)間與厚度的平方成正比,與形狀系數(shù)、初始溫度、淬火系統(tǒng)冷卻強(qiáng)度有關(guān),與材料的熱擴(kuò)散系數(shù)成反比,可由式(1)表達(dá)[23]:

(1)

Biot為熱傳導(dǎo)與熱流的比值,可用式(2)定義:

(2)

表1 不同直徑鋼瓶在靜水中淬火時(shí)的瞬態(tài)核沸騰過(guò)程持續(xù)時(shí)間[24]

通過(guò)改變瞬態(tài)核沸騰過(guò)程持續(xù)的時(shí)間,可以防止強(qiáng)烈淬火過(guò)程中馬氏體轉(zhuǎn)變,以獲得細(xì)貝氏體和納米貝氏體,可以使用普通高碳鋼獲得高硬度和高韌性的材料,節(jié)省昂貴的合金材料。

相較于傳統(tǒng)的淬火工藝,強(qiáng)烈淬火工藝有著獨(dú)特的優(yōu)勢(shì),但現(xiàn)實(shí)中卻受限于淬火設(shè)備以及工藝的復(fù)雜性而難以進(jìn)行工業(yè)化生產(chǎn),計(jì)算機(jī)與熱處理工藝結(jié)合使熱處理過(guò)程“可視化”,為強(qiáng)烈淬火技術(shù)的發(fā)展提供了新的路徑[25]。Kobasko等[26]基于CFD模擬和試驗(yàn)計(jì)算了強(qiáng)烈淬火過(guò)程的初始和臨界熱流密度,預(yù)測(cè)了淬火過(guò)程中的傳熱模式。結(jié)果表明,初始熱流密度小于臨界熱流密度,當(dāng)初始熱流密度≥臨界熱流密度時(shí),為膜沸騰,當(dāng)初始熱流密度≤臨界熱流密度時(shí),為核沸騰。Rath等[27]研究了強(qiáng)烈淬火工藝下,工件表面的殘余應(yīng)力與Biot值的關(guān)系。結(jié)果表明,當(dāng)工件進(jìn)行強(qiáng)烈淬火時(shí),第一時(shí)間產(chǎn)生的是拉應(yīng)力,隨后快速冷卻過(guò)程中表面產(chǎn)生收縮,拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力。表面到心部距離較小(小尺寸工件)時(shí),強(qiáng)烈淬火會(huì)在工件表面形成壓應(yīng)力,而當(dāng)工件尺寸逐漸增大時(shí),殘余應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力,而當(dāng)Biot值較大時(shí),即使大尺寸工件也會(huì)在表面形成壓應(yīng)力。Biot值隨Ms點(diǎn)升高而增大,當(dāng)Ms點(diǎn)升至65 ℃時(shí)達(dá)到最大值,隨著Ms點(diǎn)和Biot值的增大,工件表面趨向于生成壓應(yīng)力。美國(guó)國(guó)家制造科學(xué)中心開(kāi)發(fā)了DANTE模型,該模型幾乎可以適用于任何鋼件,該過(guò)程首先使用有限元方法分析淬火過(guò)程中零件內(nèi)部的熱和應(yīng)力分布,包括一個(gè)非線性瞬態(tài)熱傳導(dǎo)方程和一組在零件表面具有運(yùn)動(dòng)強(qiáng)化的熱塑性-塑性流動(dòng)方程[17]。

由于強(qiáng)烈淬火工藝操作過(guò)程較為復(fù)雜,且對(duì)于不同形狀尺寸的工件,工藝參數(shù)也會(huì)有很大的變化,因此建立強(qiáng)烈淬火工藝數(shù)據(jù)庫(kù)是強(qiáng)烈淬火工藝發(fā)展的主要方向,目前對(duì)于部分鋼材已有詳細(xì)的數(shù)據(jù)記載[28-30]。

4 應(yīng)用與展望

一般而言,材料的強(qiáng)度與韌性是相互對(duì)立的性能,強(qiáng)度的增加必然導(dǎo)致韌性的降低,但目前已有研究表明,金屬材料中的梯度層可以顯著提高材料的強(qiáng)度與韌性[31-32]。相關(guān)研究[33-34]根據(jù)混合規(guī)則計(jì)算了梯度結(jié)構(gòu)樣品的強(qiáng)度,結(jié)果表明,宏觀應(yīng)力與梯度結(jié)構(gòu)引起了協(xié)同強(qiáng)化作用,在梯度結(jié)構(gòu)上產(chǎn)生應(yīng)變梯度,進(jìn)而導(dǎo)致位錯(cuò)積累,提高了塑性變形層的強(qiáng)度。當(dāng)材料受到應(yīng)力作用時(shí),具有晶粒尺寸梯度的材料,塑性變形會(huì)首先發(fā)生在粗晶粒中,隨著載荷的增加逐漸擴(kuò)展到更小的晶粒,有序的塑性變形釋放了晶間應(yīng)力,避免了應(yīng)力集中,梯度結(jié)構(gòu)延長(zhǎng)了大塑性應(yīng)變下的TRIP效應(yīng)[35],通過(guò)晶粒梯度結(jié)構(gòu)和動(dòng)態(tài)應(yīng)變分配實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度與高塑性的良好結(jié)合[36]。

Saha等[37]通過(guò)表面機(jī)械磨損處理制備了納米晶316L奧氏體不銹鋼,其拉伸強(qiáng)度高達(dá)1450 MPa,是粗晶粒樣品的6倍,這是由于納米尺寸的晶粒阻礙了晶格位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。Roodgari等[38]通過(guò)攪拌摩擦焊(FSW)和奧氏體化處理制備了層狀鐵素體-馬氏體雙相鋼(DP鋼),在FSW過(guò)程中發(fā)生了連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,而在熔焊后和奧氏體化處理過(guò)程中發(fā)生了連續(xù)的靜態(tài)再結(jié)晶,隨著橫移速度增加DP鋼的強(qiáng)度與加工硬化率逐漸提高,采用FSW和奧氏體化處理后的DP鋼形成了合適的層狀組織,獲得了較好的強(qiáng)度-塑性平衡。Gao等[39]通過(guò)調(diào)整DP鋼的非均質(zhì)性提高DP鋼的強(qiáng)度-塑性協(xié)同效應(yīng),結(jié)果表明,馬氏體體積分?jǐn)?shù)高的DP鋼表現(xiàn)出較好的強(qiáng)度-塑性結(jié)合。Fei等[40]研究了高韌性中錳鋼在常規(guī)退火和強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理兩種熱處理工藝下顯微組織和拉伸性能的變化。結(jié)果表明,在強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理工藝下試樣的表面與心部之間形成了明顯的細(xì)晶粒-粗晶粒梯度層,且在心部殘留有較多的奧氏體,利用公式fr=fr0exp(-kε)計(jì)算了量化殘留奧氏體穩(wěn)定性的k值(fr0和fr分別為拉伸試驗(yàn)前的初始奧氏體分?jǐn)?shù)和應(yīng)變?chǔ)艜r(shí)的奧氏體分?jǐn)?shù),k值越大,奧氏體穩(wěn)定性越低),經(jīng)強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理試樣的k值(1.65)遠(yuǎn)低于常規(guī)退火試樣的k值(4.39),通過(guò)測(cè)量試樣的拉伸曲線證明了經(jīng)強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理后試樣的拉伸性能明顯優(yōu)于常規(guī)退火,這是由于細(xì)晶粒-粗晶粒梯度層顯著提高了彈性應(yīng)變能,且殘留奧氏體較高的力學(xué)穩(wěn)定性使得TRIP效應(yīng)在較大的應(yīng)變范圍內(nèi)發(fā)生。圖3和圖4分別為常規(guī)退火和強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理工藝下高強(qiáng)韌中錳鋼試樣的拉伸性能和應(yīng)變硬化行為曲線以及EBSD圖片。圖3中IA為臨界退火,D為深冷淬火。

圖3 常規(guī)退火和強(qiáng)烈淬火工程試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)、應(yīng)變硬化曲線(b)[40]Fig.3 Engineering stress-engineering strain curves(a) and strain hardening curves(b) of specimens annealed and intensive quenched[40]

圖4 常規(guī)退火和強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理工藝下高強(qiáng)韌中錳鋼的EBSD圖[40](a)700 ℃退火;(b)750 ℃退火;(c)700 ℃強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理;(d)750 ℃強(qiáng)烈淬火+深冷熱處理Fig.4 EBSD images of high strength and toughness medium manganese steel under conventional annealing and intensive quenching+cryogenic heat treatment process[40](a) annealing at 700 ℃; (b) annealing at 750 ℃; (c) 700 ℃ intensive quenching+cryogenic heat treatment; (d) 750 ℃ intensive quenching+cryogenic heat treatment

Liang等[41]研究了強(qiáng)烈淬火工藝下低碳低合金鋼內(nèi)微觀組織與材料性能的變化,圖5為低碳合金鋼的SEM、晶界波段對(duì)比圖(其中黑色為高角度晶界,藍(lán)色為低角度晶界)和KAM圖(其中紅色為幾何必要位錯(cuò))。

研究表明,在高冷速下低碳低合金鋼內(nèi)組織為細(xì)板條馬氏體與細(xì)板條貝氏體,并且在板條間含有殘留奧氏體,存在大量的幾何必要位錯(cuò)和小尺寸晶界。細(xì)小尺寸的板條馬氏體與板條貝氏體提高了材料的強(qiáng)度,而晶間存在的殘留奧氏體和幾何必要位錯(cuò)提高了材料的韌性。有研究表明,小角度晶界可以通過(guò)聚集和放大位錯(cuò)來(lái)提高材料的塑性[42-44]。

強(qiáng)烈淬火工藝通過(guò)極快的冷速將工件冷卻,在工件的表明形成一層馬氏體薄殼,由于工件表面和內(nèi)部存在著較大的溫度差以及超快的冷卻速度,工件內(nèi)部的奧氏體未能全部轉(zhuǎn)化為馬氏體,最終保留下來(lái),工件表層由于極快的冷卻速度,表層至心部形成細(xì)晶粒-粗晶粒梯度層,工件在受到外力作用而發(fā)生變形時(shí),應(yīng)力在粗晶粒與細(xì)晶粒之間均勻分布,避免了晶界處的應(yīng)力集中而萌生裂紋。由于強(qiáng)烈淬火工藝能夠形成獨(dú)特的晶粒尺寸梯度層且心部能夠保留較多的殘留奧氏體,對(duì)材料的強(qiáng)度和韌性都有較大的提升,強(qiáng)度與韌性能夠保持較好的平衡,因此可以預(yù)測(cè),強(qiáng)烈淬火工藝在超高強(qiáng)韌鋼的研究開(kāi)發(fā)上會(huì)有廣泛的應(yīng)用。

5 結(jié)語(yǔ)

1) 強(qiáng)烈淬火工藝具有能耗低、無(wú)污染及對(duì)材料附加額外的“超強(qiáng)化”等特點(diǎn)而備受關(guān)注。

2) 國(guó)外對(duì)強(qiáng)烈淬火工藝的研究開(kāi)發(fā)較為成熟,并且已經(jīng)投入了實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中,目前國(guó)外已初步建立了強(qiáng)烈淬火工藝參數(shù)數(shù)據(jù)庫(kù),我國(guó)對(duì)強(qiáng)烈淬火工藝的研究較少,目前處于初步的探索階段,亟待建立強(qiáng)烈淬火工藝參數(shù)數(shù)據(jù)庫(kù)。

3) 強(qiáng)烈淬火處理后的工件表層至心部形成細(xì)晶粒-粗晶粒的梯度層,且在心部保留有大量的殘留奧氏體,在外力作用下發(fā)生變形時(shí),應(yīng)力會(huì)在粗晶粒和細(xì)晶粒之間均勻分布,避免了應(yīng)力在晶間聚集,且心部的殘留奧氏體會(huì)向馬氏體轉(zhuǎn)變獲得TRIP效應(yīng)強(qiáng)化,工件在具備高強(qiáng)度的同時(shí)兼?zhèn)涓唔g性,工件保持良好的強(qiáng)度-韌性協(xié)同作用,由此提出將強(qiáng)烈淬火工藝應(yīng)用于超高強(qiáng)韌鋼的開(kāi)發(fā)。