鋼自?shī)W氏體化溫度實(shí)施淬火時(shí)，冷速必須大于臨界值，不觸碰C曲線的“鼻子尖”才能獲得馬氏體組織。傳統(tǒng)觀點(diǎn)認(rèn)為，在馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度區(qū)間內(nèi)快速冷卻，由于會(huì)產(chǎn)生過(guò)大的拉伸內(nèi)應(yīng)力，往往導(dǎo)致工件的變形或開(kāi)裂。1992年，烏克蘭科學(xué)院工程熱物理研究所的H、И· Kobasko教授，通過(guò)長(zhǎng)期研究發(fā)現(xiàn)，工件淬火開(kāi)裂的概率并不是一直隨淬火冷卻速度的增大而增加的。當(dāng)冷卻速度超過(guò)某一數(shù)值后，進(jìn)一步增大冷卻速度，反而使淬火開(kāi)裂幾率下降，甚至不發(fā)生開(kāi)裂，鋼的力學(xué)性能得到改善，工件的使用壽命延長(zhǎng)。在此基礎(chǔ)上，他開(kāi)發(fā)了強(qiáng)烈淬火技術(shù)，并申請(qǐng)了專利。與常規(guī)淬火通常用油、水或PAG溶液淬火冷卻不同，強(qiáng)烈淬火用劇烈攪拌或劇烈噴射的水或鹽水冷卻，其冷卻速度極快，而不必?fù)?dān)心鋼件過(guò)度畸變和開(kāi)裂。與常規(guī)淬火相比，強(qiáng)烈淬火鋼件的使用壽命可延長(zhǎng)3-4倍；采用強(qiáng)烈淬火工藝可以用普通碳鋼和便宜的低合金鋼代替合金鋼和高合金鋼；可以用水或水溶液淬火代替油淬火從而減少環(huán)境污染和火災(zāi)隱患；采用強(qiáng)烈淬火也容易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化，能夠縮短滲碳時(shí)間甚至省去滲碳工序，提高勞動(dòng)生產(chǎn)率，節(jié)約能源和降低生產(chǎn)成本。由于強(qiáng)烈淬火具有上述優(yōu)點(diǎn)，隨著對(duì)強(qiáng)烈淬火技術(shù)研究的深入和完善，近年來(lái)強(qiáng)烈淬火技術(shù)在一些領(lǐng)域受到重視。
一、強(qiáng)烈淬火原理
工件在淬火冷卻過(guò)程中，由于冷卻收縮和相變時(shí)母相和生成相的密度不同而發(fā)生體積變化。由于工件表層和心部存在溫差和相變非同時(shí)發(fā)生，以及相變量的不同，致使表層和心部的體積變化不能同步進(jìn)行，因而產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。按照內(nèi)應(yīng)力的成因，可分為熱內(nèi)應(yīng)力(熱應(yīng)力)和組織內(nèi)應(yīng)力(組織應(yīng)力)。內(nèi)應(yīng)力發(fā)生于淬火的全過(guò)程，因而內(nèi)應(yīng)力又可分為瞬時(shí)內(nèi)應(yīng)力和殘余內(nèi)應(yīng)力，相應(yīng)的有瞬時(shí)熱應(yīng)力、殘余熱應(yīng)力和瞬時(shí)組織應(yīng)力、殘余組織應(yīng)力。內(nèi)應(yīng)力是由熱應(yīng)力和組織應(yīng)力疊加產(chǎn)生的合成應(yīng)力。按照常規(guī)淬火的理論與實(shí)踐，隨著馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間冷卻速度的增大，殘留應(yīng)力增大，工件淬火開(kāi)裂的幾率增大。但是有限元計(jì)算表明，在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，隨著冷卻速度增大，裂紋形成幾率先增大，然后又逐漸減少到零，即在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間用非常高的冷卻速度冷卻，可以有效地防止淬火開(kāi)裂，如圖1所示。
▲圖1 冷卻速度對(duì)零件淬裂幾率的影響
采用有限元方法分析圓柱試樣表面殘留應(yīng)力與冷卻速率的關(guān)系，結(jié)果見(jiàn)圖2。
▲圖2 圓柱試樣表面殘留周向應(yīng)力與Bi值的關(guān)系
圖中縱坐標(biāo)為周向殘留應(yīng)力，橫坐標(biāo)為畢奧數(shù)值( Biot number)，記為Bi，Bi=Rh/λ，
h為試樣表面與冷卻介質(zhì)間的換熱系數(shù)(傳熱系數(shù))，單位為W/(m2·°C)，
λ為熱導(dǎo)率，單位為W/(m·°C)，
R為試樣半徑，單位為m。
Bi值表征了在淬火冷卻過(guò)程中，工件心、表溫度的均勻程度。
Bi→0，表明冷卻速度極慢，心、表溫度趨于均勻；
B→∞，表明冷卻速度極快，心、表溫差最大。
由圖2可以看出，隨著B(niǎo)i值增大，殘留拉應(yīng)力先增大，Bi=4時(shí)達(dá)最大值，然后降低，當(dāng)Bi≥20時(shí)，殘留應(yīng)力由拉伸應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴嚎s應(yīng)力。這個(gè)結(jié)果與淬火開(kāi)裂幾率的分析一致。在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，工件的冷卻速度可用下式計(jì)算：
αKn（T-Tm）
υ=——————
K
式中 υ——工件心部的冷卻速度（℃/s）
α——平均導(dǎo)熱系數(shù)（m2/s）
Kn——Kondratjev值
K——工件心部溫度（℃）
Tm——淬火介質(zhì)溫度（℃）
Kn與Bi之間有如下關(guān)系：
?
Kn=ψBi=Bi/（Bi2+1.437Bi+1）
式中，ψ是溫度不均勻性的度量。Bi→0，ψ=1；Bi→∞，ψ=0，當(dāng)0.8≤Kn≤1時(shí)，工件表面將形成殘留壓應(yīng)力。
上述計(jì)算結(jié)果可以用淬火內(nèi)應(yīng)力、相變塑性和相變前后密度變化予以解釋。奧氏體在不同冷速下能夠變成珠光體、貝氏體、或馬氏體，所有這些相變都伴隨著體積膨脹。體積膨脹的大小與奧氏體是否受外力作用有關(guān)。圖3，為奧氏體在所有拉伸應(yīng)力和沒(méi)有拉伸應(yīng)力作用下，緩慢與快速冷卻時(shí)，試樣相對(duì)伸長(zhǎng)示意圖。
▲圖3 極快速冷卻過(guò)程中，拉伸應(yīng)力對(duì)鋼樣相對(duì)長(zhǎng)度變化的影響
在接近緩慢平衡冷卻時(shí)，在Ar3和Ar1溫度區(qū)間，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w和鐵素體；快速冷卻時(shí)，擴(kuò)散相變被抑制，當(dāng)溫度降至Ms時(shí)，不受應(yīng)力作用的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體并伴隨體積增大。如果奧氏體受到拉伸應(yīng)力的作用，Ms升高到Ms′，試樣的相對(duì)伸長(zhǎng)增大。當(dāng)奧氏體受到壓縮應(yīng)力作用時(shí)，情況則反之。這個(gè)現(xiàn)象稱為相變塑性。
在強(qiáng)烈淬火過(guò)程中，由相變塑性和奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變的密度變化導(dǎo)致殘留應(yīng)力增加。強(qiáng)烈淬火時(shí)，工件表面立即冷卻到淬火介質(zhì)溫度，工件心部溫度幾乎沒(méi)有變化。快速冷卻引起表層收縮并形成高的拉伸應(yīng)力，該應(yīng)力被心部的壓縮應(yīng)力所平衡。在馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變時(shí)溫度梯度的增大使拉伸應(yīng)力增加，導(dǎo)致馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度Ms升高，引起相變塑性而使表層膨脹，如果高的Ms點(diǎn)伴隨著馬氏體轉(zhuǎn)變的顯著的體積膨脹，表面拉應(yīng)力會(huì)明顯減小，并轉(zhuǎn)化為壓應(yīng)力。表面壓應(yīng)力的數(shù)值和生成的表面馬氏體量成正比。這種表面壓應(yīng)力決定著心部是在壓縮條件下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變還是在進(jìn)一步冷卻時(shí)表面重新形成拉應(yīng)力。如果馬氏體轉(zhuǎn)變使心部膨脹足夠大，和表層馬氏體很硬很脆，表層可能由于應(yīng)力逆轉(zhuǎn)而破裂。因此，心部馬氏體轉(zhuǎn)變應(yīng)盡可能使表層形成壓應(yīng)力。
上述分析表明，強(qiáng)烈淬火必須滿足兩個(gè)判據(jù)：
①?gòu)?qiáng)烈淬火設(shè)備必須能夠提供足夠快的冷卻速度，使Bi≥20，或使0.8≤Kn≤1。
②強(qiáng)烈淬火過(guò)程應(yīng)該在表面達(dá)到最大壓應(yīng)力狀態(tài)時(shí)中斷，轉(zhuǎn)而在Ms溫度等溫冷卻。
如此會(huì)延遲心部的冷卻，使馬氏體轉(zhuǎn)變變慢，在表層形成高的壓縮應(yīng)力。當(dāng)表面硬化層達(dá)到優(yōu)化厚度，并形成最大壓應(yīng)力時(shí)，就完成全部劇烈淬火過(guò)程。另一個(gè)強(qiáng)烈淬火方法是使工件表面強(qiáng)烈冷卻到某一溫度，在該溫度使過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變不超過(guò)30%的馬氏體，然后強(qiáng)烈淬火中斷，使工件在空氣中冷卻到截面溫度平衡，也使形成的新馬氏體得以回火并避免淬火裂紋形成。最后強(qiáng)烈冷卻到室溫，使其余的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。
二、強(qiáng)烈淬火對(duì)鋼的組織性能的影響極其應(yīng)用
采用油、50%CaCl2水溶液和CaCl2水溶液+液氮作為冷卻介質(zhì)對(duì)T7A鋼和60Si2Mn鋼進(jìn)行淬火，然后460℃回火2h，測(cè)其力學(xué)性能，結(jié)果見(jiàn)表1。
▼表1 鋼試樣普通淬火和冷卻淬火回火油的力學(xué)性能
與普通淬油比較，采用CaCl2水溶液+液氮進(jìn)行強(qiáng)烈淬火，在馬氏體轉(zhuǎn)溫度區(qū)間冷速達(dá)30℃/s，淬火后T7A鋼的屈服強(qiáng)度提高25%，伸長(zhǎng)率提高97%；
60Si2Mn鋼屈服強(qiáng)度提高28%，但延長(zhǎng)率降低了41%。
滲碳+強(qiáng)烈淬火能夠大幅度縮短滲碳周期，改善熱處理質(zhì)量。圖2是AISI8617鋼（wt：0.15-0.20C%-0.15-0.35%Si-0.7-0.9%Mn-0.4-0.6Cr-0.15-0.25Mo-0.4-0.7Ni）制造的軸承圈不同熱處理工藝后的硬度分布曲線。軸承圈壁厚4mm。曲線1和2為滲碳+油淬的硬度分布曲線，曲線3為縮短1/2滲碳時(shí)間+強(qiáng)烈淬火的硬度分布曲線。無(wú)論是表面最大硬度還是有效硬化層深度（界限值50HRC）后者都明顯優(yōu)于前者。
▲圖2 有效硬化層深為1.5-1.5mm的AISI8617鋼軸承圈的硬度分布
某汽車零件，如圖3所示，采用AISI8620鋼制造，經(jīng)970℃滲碳不同時(shí)間（1~7h）后，進(jìn)行常規(guī)油淬火，再在150℃回火1h。對(duì)滲碳件的硬度分布、殘留奧氏體量、晶粒尺寸和表面殘留應(yīng)力進(jìn)行測(cè)量與分析，結(jié)果表明，熱處理工藝對(duì)滲層殘留奧氏體量的影響很小，均為5%左右；強(qiáng)烈淬火滲層的晶粒尺寸（11ASTM）略小于常規(guī)油淬的晶粒尺寸（10ASTM）；在相同滲碳時(shí)間下（7h），強(qiáng)烈淬火工件的表面硬度和有效硬化層深度分別達(dá)848HV和1.70m，而常規(guī)油淬僅為755HV和1.60mm；采用950°C滲碳3h然后在930°C滲碳1.5h+強(qiáng)烈淬火，工件表面硬度達(dá)780HV，有效硬化層深度為1.70mm，與常規(guī)滲碳油淬相比，達(dá)到相同或更好的滲碳效果，滲碳溫度降低，滲碳周期縮短近1/2；滲碳+強(qiáng)烈淬火和滲碳+油淬的最大表面殘留壓應(yīng)力值分別為415.5MPa和304.3MPa，前者比后者提高36.5%。
▲圖3 AISI8620鋼制零件
強(qiáng)烈淬火能夠明顯提高工件的使用壽命。M2高速鋼(W6Mo5Cr4V2)
Φ15.3mm×120mm沖頭經(jīng)普通淬火和強(qiáng)烈淬火后，其使用壽命列于表2，強(qiáng)烈淬火可使沖頭壽命提高1~3倍。強(qiáng)烈淬火可使GCr15鋼制模具壽命提高1倍。
▼表2 自動(dòng)成型機(jī)沖頭壽命
三、強(qiáng)烈淬火設(shè)備
強(qiáng)烈淬火技術(shù)要求有合適的淬火設(shè)備和合適的淬火介質(zhì)。淬火介質(zhì)包括加壓的水流、含有添加劑的水溶液或液氮。近年應(yīng)用較多的是噴射水流的應(yīng)用，根據(jù)工件形狀設(shè)計(jì)特定的水噴射裝置。
早期有如下幾例：
圖4是采用加壓水流對(duì)汽車半軸進(jìn)行強(qiáng)烈淬火的設(shè)備簡(jiǎn)圖。
▲圖4 汽車半軸強(qiáng)烈淬火設(shè)備
整個(gè)淬火過(guò)程通過(guò)兩個(gè)傳感器控制。水流傳感器5，用來(lái)分析淬火介質(zhì)膜沸騰的過(guò)程和泡沸騰的過(guò)程，并控制水流量和水流速度，相變傳感器6，分析相變產(chǎn)物的比例來(lái)控制工件的裝卸，其分析原理是基于馬氏體轉(zhuǎn)變導(dǎo)致鐵磁性的變化而實(shí)現(xiàn)的。在該設(shè)備上采用了兩種方法使工件表面獲得了最大殘留壓應(yīng)力，此時(shí)相變傳感器6指示了特定的磁性的產(chǎn)生，表示發(fā)生了馬氏體相變，轉(zhuǎn)變多少。水流傳感器5則通過(guò)調(diào)節(jié)水流速度的方法使膜沸騰期最短。第二種方法是水流傳感器指示泡沸騰期的開(kāi)始和結(jié)束，而相變傳感器則控制水流壓力并確定強(qiáng)烈淬火何時(shí)結(jié)束，以便使形成馬氏體的量少于30%。
這一技術(shù)國(guó)內(nèi)已有企業(yè)已成功應(yīng)用于以42CrMo為材料的汽車半軸調(diào)質(zhì)的感應(yīng)加熱淬火過(guò)程，多項(xiàng)性能指標(biāo)的對(duì)比結(jié)果幾乎沒(méi)有其他技術(shù)可與之匹敵。
圖5，是一個(gè)強(qiáng)烈淬火試驗(yàn)系統(tǒng)簡(jiǎn)圖。
▲圖5 強(qiáng)烈淬火裝置簡(jiǎn)圖
該系統(tǒng)由裝滿淬火介質(zhì)的淬火槽和浸入的(immesd)U形鋼管組成。由調(diào)速電動(dòng)機(jī)驅(qū)動(dòng)的攪拌桿通過(guò)U形管攪動(dòng)淬火介質(zhì)。電動(dòng)機(jī)的最高轉(zhuǎn)速為500/min，相應(yīng)的淬火介質(zhì)流速為1m/s。鋼件淬火在U形管的垂直部分進(jìn)行。工件經(jīng)奧氏體化加熱后，置于料盤沿著導(dǎo)向棒快速進(jìn)入U(xiǎn)形管的裝料區(qū)(淬火槽)，并在該位置完成淬火。使用該設(shè)備對(duì)五齒鏈輪(見(jiàn)圖6)進(jìn)行了強(qiáng)烈淬火試驗(yàn)。
▲圖6 五齒鏈輪
鏈輪材料為AISI86B30鋼
(wt：0.27%~0.3%C-0.15%~0.35%Si-0.60%~0.95%Mn-0.35%~0.65%Cr-0.15%~0.25%Mo-0.35%~0.75%Ni-0.0005%-0.003%B)。其常規(guī)熱處理工藝為：在保護(hù)氣氛下于885°C加熱30min淬油，232°C回火2h。技術(shù)要求表面硬度46-50HRC，淬硬層深2-3mm。上述工藝熱處理后工件表面的平均硬度為48HRC，但硬度不夠均勻，硬度散差為4HRC；在相同溫度加熱保溫后，淬入高速流動(dòng)(1m/s)的水和5%聚合物水溶液(溫度27-30°C)里進(jìn)行強(qiáng)烈淬火。水淬火兩個(gè)工件的平均表面硬度為52HRC，最大硬度散差為2.1HRC，聚合物水溶液淬火工件的平均表面硬度度，為50HRC，最大硬度散差為0.8HRC。強(qiáng)烈淬火的工件均末開(kāi)裂，并獲得了更高、更均勻的表面硬度和更深的淬硬層。
強(qiáng)烈淬火技術(shù)也在多個(gè)領(lǐng)域得到成功應(yīng)用。例如：履帶式工程車、推土機(jī)的履帶板，過(guò)去使用40SiMn2中碳合金鋼或ZGMn13、ZG30Mn2Si鑄鋼制造。后來(lái)廣泛地被25MnB這種低碳合金硼鋼軋制型材取代，其調(diào)質(zhì)工藝中的淬火過(guò)程就是應(yīng)用了強(qiáng)烈淬火技術(shù)，尤以美國(guó)“卡特彼勒”（Caterpillar，CAT）工程機(jī)械的履帶板最為典型。履帶板自輥底加熱爐出料，快速通過(guò)上下劇烈噴水的噴板通道中，在十幾秒的時(shí)間內(nèi)即完成劇烈淬火，再進(jìn)入回火爐回火。履帶板重量比當(dāng)時(shí)國(guó)產(chǎn)的減半，而壽命卻提高1倍還多。
本站曾在緊固件科普篇（一）中提到過(guò)，45鋼制M10螺栓淬水或淬鹽水容易裂，換做25%氫氧化鈉溶液后開(kāi)裂現(xiàn)象消失。這其實(shí)就是增大淬火冷卻速度，開(kāi)裂反而消失的現(xiàn)象，氫氧化鈉溶液是無(wú)機(jī)物溶液中冷速最高的淬火介質(zhì)，且200℃以下的冷速又遠(yuǎn)低于水。M8、M10、M12、m14等45鋼制螺栓，其直徑正好都處在45鋼淬水易開(kāi)裂的7-16mm尺寸范圍內(nèi)，而換做水噴射淬火或氫氧化鈉溶液淬火，開(kāi)裂問(wèn)題便可得到解決。氫氧化鈉為危化品，其溶液做淬火液有化學(xué)灼傷危險(xiǎn)，一般很少采用，而噴射水流淬火可以通過(guò)壓力、流量的控制，在很大范圍內(nèi)控制冷卻速度，在一些特定場(chǎng)合取得了很好的應(yīng)用效果。
低碳鋼、低碳低合金鋼由于開(kāi)裂傾向小，可以試驗(yàn)盡可能大的冷速來(lái)探討更優(yōu)異的性能，有時(shí)候可以替代中碳中合金鋼調(diào)質(zhì)處理。
其實(shí)，感應(yīng)加熱后的噴射冷卻應(yīng)屬于強(qiáng)烈淬火，尤其用水做淬火介質(zhì)的工件，其超硬度（相同材料比常規(guī)淬火硬度高的想象），以及高耐磨性，和開(kāi)裂現(xiàn)象并不凸顯個(gè)工藝效果，都反映的是強(qiáng)烈淬火的特點(diǎn)。
但必須說(shuō)明的是，強(qiáng)烈淬火可以避免開(kāi)裂的理論有悖于大多數(shù)習(xí)慣性認(rèn)知，也并不是所有場(chǎng)合都適用。只有在產(chǎn)品對(duì)象明確，試驗(yàn)條件充分，分析結(jié)果確切，試驗(yàn)驗(yàn)證有效以后才能展開(kāi)實(shí)施。
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