張 坤,駱文鋒,郭小童,黃 凱,朱 剛

(中國(guó)電子產(chǎn)品可靠性與環(huán)境試驗(yàn)研究所，廣州 511370)

0 引 言

45鋼屬于中碳鋼，經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)處理后其組織主要為回火索氏體，具有強(qiáng)度高、韌性和塑性良好、加工性能優(yōu)異、成本低的優(yōu)勢(shì)[1]，但是其淬透性較差，易導(dǎo)致淬火開(kāi)裂，這是限制45鋼獲得更廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵原因之一[2]。近年來(lái)，有關(guān)45鋼淬火開(kāi)裂方面的研究主要圍繞在淬裂尺寸、淬火溫度、淬火介質(zhì)、含碳量以及相關(guān)熱處理工藝等方面。45鋼淬火危險(xiǎn)尺寸為5～12 mm，其淬裂敏感尺寸范圍為8～9 mm[3]。45鋼淬火溫度一般推薦830 ℃左右[4]，在該溫度范圍淬火時(shí)，其組織中的奧氏體大量轉(zhuǎn)化為馬氏體[5]，馬氏體具有高強(qiáng)度和高硬度[6-7]，但是在該溫度淬火時(shí)很容易發(fā)生開(kāi)裂。鑒于以上原因，研究者[8-9]提出了亞溫淬火工藝，通過(guò)控制冷卻速率改變殘余應(yīng)力分布來(lái)防止淬火開(kāi)裂，因效果顯著而受到廣泛關(guān)注。亞溫淬火工藝雖然解決了淬火開(kāi)裂問(wèn)題，但亞溫淬火組織中存在的鐵素體弱化了基體性能，導(dǎo)致該工藝一直備受爭(zhēng)議，因此有必要研究一種最佳的調(diào)質(zhì)熱處理工藝，既可以使45鋼獲得理想的顯微組織與最佳的力學(xué)性能，又可以防止零件淬火開(kāi)裂。作者發(fā)現(xiàn)，直徑8 mm的鍛造正火態(tài)45鋼密封螺塞毛坯棒料經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)工藝(830 ℃×15 min淬火+550 ℃×30 min高溫回火)處理后，大批量發(fā)生開(kāi)裂。基于此，作者同樣以直徑8 mm的45鋼密封螺塞毛坯料為研究對(duì)象，設(shè)置了亞溫淬火[10]、常規(guī)淬火[4]和高溫淬火[11]等3類淬火溫度，對(duì)45鋼進(jìn)行相應(yīng)淬火與550 ℃×30 min高溫回火處理，對(duì)其開(kāi)裂情況、顯微組織和斷口形貌進(jìn)行觀察，并對(duì)45鋼的熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化，以期為45鋼的具體生產(chǎn)和應(yīng)用提供依據(jù)和指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為直徑8 mm鍛造正火態(tài)45鋼密封螺塞毛坯棒料，采用電感耦合等離子原子發(fā)射光譜儀和高頻紅外碳硫分析儀對(duì)毛坯的化學(xué)成分進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如表1所示。由表1可知，45鋼毛坯的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)成分要求。顯微組織如圖1所示，可見(jiàn)顯微組織主要為珠光體和網(wǎng)狀鐵素體，未見(jiàn)異常組織、夾渣、偏析等缺陷，為合格的鍛造正火組織。采用SX-GO7123型箱式熱處理爐將試樣分別加熱至750，780，800，830，850，880 ℃，其中，750，780 ℃屬于亞溫淬火范圍[10]，800，830 ℃屬于常規(guī)淬火范圍[4]，850，880 ℃屬于高溫淬火范圍[11]，參考文獻(xiàn)[12]計(jì)算得到的淬火保溫時(shí)間取15 min。將試樣在淬火溫度下保溫15 min后進(jìn)行水淬(水溫20～25 ℃)，然后進(jìn)行550 ℃×30 min回火處理。

表1 45鋼毛坯的化學(xué)成分

圖1 45鋼毛坯的顯微組織

將熱處理后的試樣沿橫向切開(kāi)，經(jīng)冷鑲、粗磨、精磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕3～4 s后，采用LV150型光學(xué)顯微鏡觀察開(kāi)裂附近的顯微組織；試樣沿淬火裂紋方向打開(kāi)后，采用SEISS SUPRA 55型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口微觀形貌，并用其電子背散射衍射模式觀察組織的反極圖。利用HVS-1000Z型顯微硬度計(jì)測(cè)試維氏硬度，施加載荷為2.94 N，保載時(shí)間為10 s，相同試樣測(cè)3次取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

經(jīng)750，780 ℃亞溫淬火后試樣未發(fā)生開(kāi)裂，而經(jīng)800～880 ℃常規(guī)淬火和高溫淬火后試樣均發(fā)生了開(kāi)裂。其中，亞溫淬火區(qū)間、常規(guī)淬火區(qū)間和高溫淬火區(qū)間淬火后經(jīng)回火處理后2個(gè)試樣的組織均比較相似，因此以750,800,850 ℃淬火與回火后的試樣為例，對(duì)其組織進(jìn)行觀察。由圖2可以看出：750 ℃淬火與回火后試樣的組織為回火索氏體+鐵素體，這是因?yàn)榇慊饻囟染幱趭W氏體開(kāi)始形成溫度(Ac1)與鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體溫度(Ac3)之間，該溫度區(qū)間淬火組織中存在沒(méi)轉(zhuǎn)變的鐵素體[1,13-14]；800 ℃淬火與回火后試樣裂紋起源于外表面并向內(nèi)部擴(kuò)展，無(wú)細(xì)小二次裂紋，組織為回火索氏體，這是由于淬火溫度處于Ac3以上30～50 ℃，為一般常規(guī)推薦45鋼淬火溫度，組織中鐵素體完全奧氏體化，淬火過(guò)程中當(dāng)溫度降到馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度(Ms)以下時(shí)，過(guò)冷奧氏體發(fā)生馬氏體相變轉(zhuǎn)變?yōu)榇慊瘃R氏體，經(jīng)550 ℃回火后轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w；850 ℃淬火與回火后試樣淬火裂紋起源于外表面并向內(nèi)部擴(kuò)展，主裂紋周圍存在細(xì)小二次裂紋，組織為較粗大的回火索氏體，這是由于此時(shí)淬火溫度較高，經(jīng)550 ℃回火處理后回火索氏體明顯粗大[8]。

圖2 不同溫度淬火和回火后試樣的顯微組織

由圖3可以看出：750 ℃淬火與回火后試樣組織中存在塊狀鐵素體，晶粒尺寸較小，平均晶粒尺寸約為0.4 μm；800 ℃淬火與回火后試樣中無(wú)明顯鐵素體，晶粒尺寸較小且分布均勻，平均晶粒尺寸約為0.5 μm；850 ℃淬火與回火后試樣由于淬火溫度較高，組織晶粒明顯長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸約為0.8 μm。由此可知，隨著淬火溫度的升高，45鋼淬火組織中鐵素體的含量減少直至消失，而過(guò)高的淬火溫度會(huì)導(dǎo)致晶粒尺寸增大。

圖3 不同溫度淬火和回火后試樣的反極圖

2.2 斷口形貌

由圖4可以看出：800 ℃淬火與回火后試樣斷口小部分區(qū)域呈冰糖塊狀沿晶開(kāi)裂形貌，大部分區(qū)域?yàn)榇┚U(kuò)展形貌，斷裂模式為以穿晶斷裂為主的沿晶和穿晶混合斷裂模式；850 ℃淬火與回火后試樣斷口呈冰糖塊狀特征，斷裂模式為沿晶斷裂。一般晶界的強(qiáng)度大于晶內(nèi)，在較高水平應(yīng)力作用下，裂紋主要呈穿晶擴(kuò)展；而在較高溫度時(shí)晶界的強(qiáng)度低于晶內(nèi)，此時(shí)晶界弱化成為薄弱區(qū)，晶界區(qū)域產(chǎn)生應(yīng)力集中，因此在較高溫度淬火過(guò)程中裂紋沿晶界擴(kuò)展。由此可知，隨著淬火的溫度升高，45鋼的淬火斷裂模式由沿晶和穿晶混合斷裂向沿晶斷裂轉(zhuǎn)變。

圖4 不同溫度淬火和回火后開(kāi)裂試樣的斷口SEM形貌

2.3 維氏硬度

由圖5可以看出：隨著淬火溫度的升高，淬火和回火后試樣的硬度先升高后降低；750，780 ℃亞溫淬火和回火后試樣的硬度最低，僅為275 HV左右，830 ℃淬火和回火后試樣的硬度最高，為313 HV。結(jié)合顯微組織可知，亞溫淬火和回火后組織中存在硬度較低的殘余鐵素體，導(dǎo)致試樣的硬度偏低。隨著淬火溫度的升高，鐵素體減少，硬度明顯升高。但是當(dāng)淬火溫度為850，880 ℃時(shí)，淬火溫度過(guò)高，試樣中晶粒明顯長(zhǎng)大，因此硬度降低。

圖5 淬火和回火后試樣的維氏硬度隨淬火溫度的變化曲線

2.4 淬火開(kāi)裂的原因

當(dāng)奧氏體化的冷卻過(guò)程中溫度低于Ms時(shí)，鋼中的奧氏體發(fā)生馬氏體相變，碳會(huì)沉積在馬氏體晶格之間，引起體積膨脹和晶格變形[15]，在該過(guò)程中由于試樣內(nèi)、外熱脹冷縮不能同步發(fā)生而引起的內(nèi)應(yīng)力稱為熱應(yīng)力。在淬火冷卻初期，試樣表層首先發(fā)生冷卻，溫度快速下降，外層原子熱運(yùn)動(dòng)減弱，體積收縮，形成拉應(yīng)力；試樣心部溫度高于外層，原子運(yùn)動(dòng)仍很劇烈，受到外層原子的阻礙作用，心部受到壓應(yīng)力作用。在淬火冷卻后期，心部原子熱運(yùn)動(dòng)趨于減弱，體積收縮，而外層溫度趨于穩(wěn)定，原子熱運(yùn)動(dòng)也趨于穩(wěn)定，因此心部表現(xiàn)為拉應(yīng)力，外層表現(xiàn)出壓應(yīng)力。由于試樣內(nèi)、外部冷卻速率的不同，馬氏體轉(zhuǎn)變不能同時(shí)進(jìn)行而產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力稱為組織應(yīng)力[16]。由相變產(chǎn)生的組織應(yīng)力在不同冷卻速率下具有不同的分布[17]。在淬火冷卻初期，試樣表層溫度首先降到Ms以下，過(guò)冷奧氏體發(fā)生馬氏體相變并發(fā)生組織膨脹，而心部的溫度仍高于Ms，組織保持原始奧氏體狀態(tài)，從而導(dǎo)致表層受壓應(yīng)力作用，心部受拉應(yīng)力作用。在淬火冷卻后期，當(dāng)心部組織溫度降到Ms點(diǎn)以下時(shí)，過(guò)冷奧氏體發(fā)生馬氏體相變并產(chǎn)生體積膨脹，但表層高強(qiáng)度的馬氏體阻礙了心部相變的進(jìn)行，因此心部組織受到壓應(yīng)力作用，而表層受到拉應(yīng)力作用。

淬火裂紋的產(chǎn)生是組織應(yīng)力和熱應(yīng)力綜合作用的結(jié)果，當(dāng)內(nèi)應(yīng)力(組織應(yīng)力為主，熱應(yīng)力次之)大于材料的斷裂強(qiáng)度時(shí)，試樣產(chǎn)生開(kāi)裂。亞溫淬火的加熱溫度較低，此時(shí)組織中還存在鐵素體，鐵素體塑性較好，可以吸收一部分內(nèi)應(yīng)力，緩解應(yīng)力集中[18]，防止淬火開(kāi)裂。在常規(guī)淬火溫度區(qū)間，試樣發(fā)生開(kāi)裂，橫向裂紋由表面向心部擴(kuò)展，擴(kuò)展路徑較直，無(wú)二次裂紋，試樣發(fā)生沿晶和穿晶混合斷裂，可知該裂紋是由馬氏體相區(qū)冷卻速率過(guò)快引起的。在高溫淬火溫度區(qū)間產(chǎn)生的裂紋存在細(xì)小二次裂紋，裂紋沿晶擴(kuò)展，這是因?yàn)樵诟邷貢r(shí)晶界粗大，晶界弱化導(dǎo)致試樣在組織應(yīng)力與熱應(yīng)力共同作用下更容易開(kāi)裂[19]。

2.5 熱處理工藝優(yōu)化

雖然750，780 ℃亞溫淬火和回火后試樣未發(fā)生淬火開(kāi)裂，但較低的硬度限制了其應(yīng)用。因此，在保持高硬度的同時(shí)避免淬火開(kāi)裂是45鋼熱處理工藝優(yōu)化的關(guān)鍵。不同淬火溫度下產(chǎn)生的淬火裂紋的原因不同。緩冷可以延緩試樣表面至心部的溫度梯度，減小過(guò)冷奧氏體在馬氏體轉(zhuǎn)變相區(qū)的冷卻速率，從而避免開(kāi)裂。為了提高產(chǎn)品合格率，并保證產(chǎn)品所需性能，在830 ℃常規(guī)淬火溫度和回火工藝的基礎(chǔ)上，在淬火前增加了一道室溫緩冷工序，即試樣出爐后緩冷3～5 s再進(jìn)行淬火。發(fā)現(xiàn)，經(jīng)緩冷、淬火和回火處理后試樣未發(fā)生淬火開(kāi)裂，經(jīng)優(yōu)化工藝處理后試樣的顯微組織如圖6所示。由圖6可知，試樣的顯微組織為回火索氏體。測(cè)得其硬度為301.8 HV，高于亞溫淬火和高溫淬火。因此，通過(guò)工藝優(yōu)化可以在兼顧45鋼硬度的同時(shí)避免了淬火開(kāi)裂。

圖6 工藝優(yōu)化后45鋼的顯微組織

3 結(jié) 論

(1) 直徑為8 mm的45鋼棒的淬火開(kāi)裂臨界溫度為800 ℃。在800～830 ℃淬火時(shí)，淬火開(kāi)裂的原因?yàn)檫^(guò)冷奧氏體在馬氏體轉(zhuǎn)變相區(qū)冷卻速率過(guò)大，組織應(yīng)力在試樣外層集中，且大于材料的斷裂強(qiáng)度；在850～880 ℃淬火時(shí)，淬火溫度較高導(dǎo)致晶粒粗大、晶界弱化，在組織應(yīng)力與熱應(yīng)力的共同作用下產(chǎn)生開(kāi)裂。

(2) 直徑為8 mm的45鋼棒的淬火溫度為800～830 ℃時(shí)，淬火裂紋由外向內(nèi)以穿晶為主的沿晶和穿晶混合方式擴(kuò)展，無(wú)細(xì)小二次裂紋；淬火溫度為850～880 ℃時(shí)，淬火裂紋由外向內(nèi)沿晶界擴(kuò)展，周圍存在細(xì)小二次裂紋。

(3) 隨著淬火溫度的升高，45鋼組織中鐵素體減少，晶粒尺寸增大，硬度呈先升高后降低的趨勢(shì)。在830 ℃淬火前增加3～5 s的室溫緩冷工序再經(jīng)回火后45鋼可以獲得最佳的回火索氏體組織與較高的硬度，又可以避免淬火開(kāi)裂。