碳含量及冷卻速率對鋼件淬火殘余應力的影響

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部殘余應力與剪切應力之和大于剪切強度而產生破壞[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。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部會產生較大的殘余應力[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系，為零件設計制造過程中材料、熱處理工藝的選用提供理論指導，為失效分析提供數據基礎。

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系。淬火油均為某公司生產，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（質量分數，%）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，據圖1可知，這兩種材料在3種淬火油中均已經淬透成馬氏體組織，因此硬度接近。

表3 不同淬火介質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，發生馬氏體轉變時體積膨脹量較小，對表面產生的殘余拉應力小，表面發生馬氏體轉變時產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鋼均已經淬透，心部馬氏體多，體積膨脹量高，對表面產生的拉應力較大，導致在淬火初期表面發生馬氏體轉變時產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，因受心部阻礙產生拉應力，K2000工作溫度低且冷卻速度快，心部對表面產生拉應力較大，導致表面馬氏體轉變時產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小；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油中淬火時心部轉變的速度快，表面和心部轉變的時間差小，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，心部組織轉變相對較慢，組織轉變時間差大，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。