孔德军,张垒,付贵忠

(1.常州大学机械工程学院,江苏常州 213016;2.江苏省大型重载齿轮传动工程技术研究中心,江苏常州 213012)

激光淬火对40CrNiMo高强度钢拉伸性能与断口形貌的影响

孔德军1,2,张垒1,付贵忠1

(1.常州大学机械工程学院,江苏常州 213016;2.江苏省大型重载齿轮传动工程技术研究中心,江苏常州 213012)

利用CO2激光对40CrNiMo高强度钢表面进行了淬火处理,通过拉伸对比试验分析了激光淬火处理对试样拉伸性能的影响,用扫描电镜和能谱分析仪观察了激光淬火前后试样断口形貌与化学成分组成,并对其断裂机理进行了探讨。结果表明:激光淬火后40CrNiMo的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别提高了25.3%、24.4%和7.1%,而断面收缩率降低了7.6%,存在明显的屈服阶段,呈现出连续屈服特征;与原始试样相比,激光淬火后40CrNiMo的屈服强度和抗拉强度明显提高,拉伸断裂方式和分层现象没有明显改善,试样表面断口处孔隙率降低,呈现准解理形貌。

材料科学基础学科;激光淬火;40CrNiMo;拉伸性能;材料断裂;断口形貌

0 引言

40CrNiMo(相当于美国SAE标准4340)钢以其韧性好、强度高的特点,在航空、汽车和大型齿圈等制造业领域得到了广泛应用,主要被用于制造高负荷的轴类零件和承受冲击载荷的构件[1],如涡轮发动机涡轮轴、大型客机起落架、后桥半轴以及航空用大型齿圈[2]。尽管高含量的 Ni、Mo提高了40CrNiMo的淬透性和抗过热稳定性,但由于其白点敏感度高,容易产生内应力集中,形成微裂纹[3-4],降低了材料的拉伸性能和伸长率,使其发生断裂的概率增加,造成安全隐患,因此,有必要研究提高其拉伸性能的强化方法。目前,表面强化处理的传统工艺主要有喷丸、渗氮和涂层等[5-6],其基本原理是在材料表面引入残余压应力或在材料表面制备强化层。但是经过喷丸和渗碳处理后,材料表面粗糙度会明显增加,强化层梯度过大和厚度不均也是传统工艺无法解决的困难问题。激光淬火是一种新型的加工工艺,经过激光淬火后材料表面粗糙度变化和形变量小,且淬火过程中功率和扫描速率恒定,保证淬火强化层分布均匀[7]。当具有高能量密度的激光束在需要强化的区域扫描时,材料瞬间吸收能量,温度急剧升高,材料表面奥氏体化,该过程仅约0.2 s,然后材料表面以104～106℃/s的速度自冷,达到了理想的自淬火效果。经过激光淬火后,材料表面产生残余压应力,有效地阻止裂纹的萌生和扩展。国内外学者对40CrNiMo钢强化处理的研究主要集中在传统表面强化工艺对其疲劳性能的影响,而激光淬火对40CrNiMo钢拉伸性能的研究鲜见报道。本文对40CrNiMo高强度钢进行激光淬火试验,通过拉伸试验分析了激光淬火对其拉伸断裂和断口形貌的影响,为该材料拉伸力学性能和安全评估提供了实验依据。

1 试验方法

试验材料为40CrNiMo钢,其化学成分质量百分数:C为0.37%～0.44%,Si为0.20%～0.40%,Mn为0.50% ～0.80%,Cr为0.60% ～0.90%,Mo为0.15%～0.25%,Ni为1.25%～1.75%.激光淬火试验在GLS-ⅠB型激光加工系统上进行,用液氮冷却。拉伸试样尺寸如图1所示,力学性能取3个试样的平均值,试样分为2组:原始状态试样和激光淬火试样。激光淬火试样为整体淬火,工艺参数:功率1.5 kW,扫描速度70 mm/s,光斑直径3 mm,搭接量50%,用液氮冷却保护,即得试验所需试样。激光淬火前后试样的金相组织用VH-Z100R型工具显微镜观察,截面形貌用JSUPRA55型场发射扫描电镜分析,残余应力采用常规法中sin2ψ法,ψ分别为0°、15°、30°、45°,Cr靶Kα辐射,衍射面为(211)晶面。计数扫描方式为分步扫描,扫描步距0.2°,扫描范围为168°～147°,X射线强度用定时计数,每步计数时间为0.5 s,应力常数 K=-318 MPa/(°).在WDS-100型电子式万能拉伸试验机上进行拉伸试验,在试样上加位移引伸计测量试样伸长量。通过计算机采集拉伸试验数据,得到激光淬火前后试样的拉伸曲线,即应力-应变曲线。试样拉断后,采用JSUPRA55型场发射扫描电镜及其配制的电子能谱仪分析断口形貌和化学元素的组成。

图1 拉伸试样示意图Fig.1 Sketch of tensile sample

2 结果分析与讨论

2.1 拉伸曲线

图2为40CrNiMo钢原始试样和激光淬火试样经拉伸试验得到的应力-应变曲线,其拉伸过程分为弹性形变、均匀塑性形变和局部形变3个阶段。在试验开始时试样处于弹性形变过程,在曲线中变化趋势表现为直线。当应力增加到一定程度时试样开始出现屈服现象,曲线中表现出一小段明显的屈服平台。应力超过屈服极限后,试样进入均匀塑性形变过程,出现变形硬化,材料拉伸性能得到提高,试样达到最大抗拉强度。此后材料进入局部形变阶段,形成了拉伸断裂过程。由图2可知,经激光淬火后40CrNiMo钢的屈服强度和抗拉强度得到明显的提高。

图2 应力-应变曲线Fig.2 Stress-strain curves

表1为图2中40CrNiMo钢原始试样和激光淬火试样的拉伸试验数据处理结果。由表1可见,激光淬火试样的拉伸强度和屈服强度均得到提高,其屈服强度 σy上升 25.3%,拉伸强度 σe提高24.4%,伸长率δ提高7.1%,而断面收缩率ψ降低7.6%。其内积功W从179 J上升至211 J,主要是由晶粒细化和残余压应力所致。与原始试样相比,激光淬火试样的断面收缩率下降较小,伸长率有所增加,这表明激光淬火提高了40CrNiMo钢拉伸强度,而对其拉伸断裂方式没有产生明显的改变。

表1 试样拉伸试验结果Tab.1 Tensile test results of sample

2.2 断口形貌分析

图3(a)为原始试样断口宏观形貌,其断口主要由纤维区、放射区和剪切唇区三部分组成。在拉伸过程中裂纹起源于纤维区,经过扩展后形成放射区,到达表面时形成比较平滑的剪切唇区[8]。由图3(a)可以观察到一条明显的深裂纹贯穿纤维区和放射区,出现分层断裂现象,这是在拉伸时试样内部杂质粒子与基体界面处的拉伸应力达到临界值,粒子与基体之间出现显微空洞,该空洞最先出现且扩展速度最快,导致宏观应变的萌生。其宏观应变[9]

式中:rp为杂质粒子半径;b为伯格斯矢量的模;G为剪切模量;σc为理解拉应力;σm为外加平均应力,

式中:p为拉伸试验中拉力;A为杂质粒子处横截面积。

(1)式中宏观应变εn最终发展成为宏观裂纹,断裂起始位置位于纤维区,如图3(b)所示,断口纤维区都是韧性断口,发生的是塑性变形,变形过程中微裂纹不断扩展连接形成无数细小的纤维峰,纤维区即由这些细小的纤维峰组成,每个峰的小斜面与拉伸轴约成45°角。放射区较大,表面不平整,可以观察到明显的放射纤维形态的花样,放射源呈纤维状且比较直,其放射方向与裂纹扩展方向一致,逆指向裂纹源,如图3(c)所示。当微裂纹扩展至剪切唇区时,内部塑性形变沿着最大剪切应力平面扩展,在该平面上试样的横截面积越来越小,其剪切应变率[10]

式中:v为加载速率;dmin为横截面最小直径。

由(3)式可知,在加载速率不变时,该平面上剪切应变率增大,其剪切应变[10]

由(4)式可知,剪切应变不断增大,产生很多强烈切变的窄带。当窄带数量增加到一定程度时,裂纹即沿着窄带出现,表现为韧窝状,如图3(d)所示。

图4(a)为激光淬火试样宏观断口形貌,激光淬火试样断口宏观外貌呈杯锥状,有明显的分层现象,主要由纤维区、放射区和剪切唇区组成。其中大部分区域在放射区内,中心的纤维区表面较平坦,很容易判断出裂纹扩展方向。图4(b)为纤维区韧窝形貌,主要呈等轴韧窝聚集,在韧窝底部能看到第二相粒子的存在,其韧窝尺寸与深度跟原始试样相差不大,说明激光淬火并未影响到材料心部的韧性。从断口宏观形貌可以看出放射区的放射花样为放射剪切形态,放射元形态是剪切峰,图4(c)为断口放射区剪切峰纵向隙裂形貌。微裂纹从纤维区扩展至该区域时,扩展速率变得不再稳定,而且速率加快,材料塑性变形被限制在裂纹前端很小的区域内,使得裂纹有可能向四周各个方向扩展。当裂纹前端出现缺陷或杂质时便开始形成剪切脊,其顶端在轴向和径向拉应力的共同作用下,裂纹会沿着轴向缺陷形成的微型空洞扩展,形成纵向隙裂[11]。因此,纵向隙裂表面比较平整,大致韧窝沿着拉伸轴向分布,且有较多的缺陷。图4(d)为剪切唇区准解理加上韧窝形貌,其断面存在不连续的解理小平面,在平面处还存在着伴有撕裂棱的韧窝。这是由于激光淬火使晶体晶粒细化,在细化过程中晶格内部出现缺陷,这些缺陷使解理裂纹在不同平面或同种类型的平行平面上扩展,在二者交界处形成解理面。经过激光淬火试样表面得到的孪晶马氏体是一种脆性相[12],在试样断裂时使应变集中于晶界,形成准解理断口形貌[13]。

图3 原始试样断口形貌Fig.3 Fracture morphologies of original samples

2.3 内部缺陷与杂质

图4 激光淬火试样断口形貌Fig.4 Fracture morphologies of the samples after laser quenching

图5(a)为原始试样内部的夹杂物和孔洞缺陷形貌。断口处主要呈现韧窝形貌,基本都是细小的等轴韧窝区,且包围着杂质或缺陷形成的显微空洞,这些缺陷处的韧窝尺寸和深度与周围韧窝相比更大且深。这是由于试样内部存在着一些与金属相的物理性质不同的夹杂物,其能谱分析如图5(b)所示,质量百分数:C为 21.10%,O为 5.42%,Al为0.07%,Si为0.38%,S为0.13%,Cr为0.68%,Fe为72.23%,另有微量Mn元素未显示。在O、Al和S等杂质元素富集处易于形成这一系列孔洞[13],周围塞积的位错环在拉应力作用下会逐渐向这些夹杂物运动并发生塑性变形,当变形强度能克服杂质与基体间的界面结合力时,便形成了显微空洞。此时外围的位错源形成新位错环,且继续向显微空洞聚集,使得显微空洞不断长大,并在周围产生许多细小空洞[14]。在剪应力作用下各相邻显微空洞间的基体材料发生颈缩并形成分裂线薄脊,最终断裂,出现图5(c)中韧窝断口形貌。

图5 原始试样内部杂质、孔洞与能谱分析Fig.5 Impurities and holes and energy spectrum analysis of the original samples

剪切唇区域处于激光硬化区,与原始试样相比,该区域的孔洞缺陷数量远远小于原始试样,在韧窝底部和位于解理平面不连续处的微小裂缝处发现有夹杂物,如图6(a)所示。夹杂物处化学元素质量百分数:C为5.77%,O为12.68%,Al为0.16%,Si为0.42%,Mn为15.15%,Fe为65.82%,另有微量的Cr未显示,如图6(b)所示。其中O元素含量明显增加,说明在激光淬火过程中引入的杂质粒子主要是氧化物杂质。其原因是激光淬火提高了杂质的分散性。试样受到拉伸应力时在独立的杂质处形核,缺少了显微空洞在孔洞缺陷处形核、长大、集聚的过程,因而,在断口处很难观察到孔洞缺陷。次表层的晶粒在一定程度上也相应地得到细化,导致次表层晶界数量增加,位错源增多,且集聚在一起,经过拉伸试验后该区域形成的韧窝明显集聚在一起,如图6(a)中左侧区域所示。试样表层硬化区在晶粒细化过程中出现了晶格的变形缺陷,使裂纹在不同平面上扩展,形成解理平面,属于脆性断裂范畴。但是解理裂纹扩展过程中还发生了塑性形变,出现了韧窝形貌,如图6(a)中右侧区域所示,试样表面断口形貌为准解理形貌。

图6 激光淬火试样内部缺陷与能谱分析Fig.6 Internal defects and energy spectrum analysis of the samples after laser quenching

2.4 分析与讨论

2.4.1 表面金相分析

原始状态试样调质处理后组织为回火索氏体组织,铁素体基体内分布着碳化物(包括渗碳体)球粒的复合组织,晶粒等级为5～6级,如图7(a)所示。激光淬火试样组织为细小的马氏体组织,晶粒度为7～8级,如图7(b)所示。激光淬火搭接区主要由回火屈氏体、回火马氏体组成,如图7(c)所示。用HX500型显微硬度计进行硬度测试,淬火区和搭接区显微硬度分别为 HV750～HV780和 HV400～HV420,这表明激光淬火试样表面显微硬度产生了不均匀性,在一定程度上影响了试样的拉伸性能,但不会形成拉伸破坏的裂纹源。

图7 激光淬火前后试样金相组织Fig.7 Metallographic structures of the samples before and after laser quenching

2.4.2 淬火层形貌

原始状态试样截面形貌如图8(a)所示,组织分布均匀。激光淬火试样由于自身和液氮的冷却,使淬火温度急剧下降,表面获到细晶马氏体,形成1 mm深度的激光淬火层,如图8(b)所示,单道激光淬火区截面呈月牙状分布。激光淬火形成的晶粒细化层阻碍裂纹在表面产生和扩展时,拉伸应力由更多的晶粒和晶界来承担,使得试样的拉伸性能有所提高。

图8 激光淬火前后40CrNiMo截面形貌Fig.8 Section morphologies of 40CrNiMo before and after laser quenching

2.4.3 残余应力分析

激光淬火后试样表面残余应力由拉应力302.0 MPa±5.0 MPa转化为压应力-86.8 MPa± 25.0 MPa,如图9所示。残余压应力值明显增大,半高宽值也明显增加,这是由于激光淬火导致材料产生马氏体相变,晶粒尺寸变小,表现为高的残余压应力,可部分抵消载荷在试件受拉面上施加的拉应力,有利于提高试样的拉伸强度。

3 结论

1)激光淬火后40CrNiMo钢抗拉强度、屈服强度、伸长率分别提高24.4%、25.3%和7.1%,而断面收缩率降低7.6%,断口为韧性断裂,晶粒细化和残余压应力是改善拉伸性能的主要因素。

2)激光淬火后40CrNiMo钢表面晶粒细化导致晶格缺陷,表层断口为准解理形貌,属于脆性加上韧性断裂。

3)激光淬火后40CrNiMo钢表层及次表层孔隙率降低,降低了孔洞缺陷出现的概率,有效地阻碍裂纹的扩展。

References)

[1] 李继红,李岩,张海存,等.回火温度对40CrNiMo7钢组织与性能的影响[J].金属热处理,2011,36(7):28-31.

LI Ji-hong,LI Yan,ZHANG Hai-cun,et al.Influence of tempering temperature on microstructure and mechanical properties of 40CrNiMo7 steel[J].Heat Treatment of Metals,2011,36(7): 28-31.(in Chinese)

[2] Puchi-Cabrera E S,Staia M H,Quinto D T,et al.Fatigue properties of a SAE 4340 steel coated with TiCN by PAPVD[J].International Journal of Fatigue,2007,29(3):471-480.

[3] Bonora R G,Voorwald H J C,Cioffi M O H,et al.Fatigue in AISI 4340 steel thermal spray coating by HVOF for aeronautic application[J].Procedia Engineering,2010,2(1):1617-1623.

[4] Weng L,Zhang J X,Kalnaus S,et al.Corrosion fatigue crack growth of AISI 4340 steel[J].International Journal of Fatigue, 2013,48:156-164.

[5] 石岩,刘佳,张宏,等.30CrMnSi钢激光焊接工艺研究[J].兵工学报,2010,31(7):991-997.

SHI Yan,LIU Jia,ZHANG Hong,et al.Research on laser welding of 30CrMnSi steel[J].Acta Armamentarii,2010,31(7): 991-997.(in Chinese)

[6] Junior G S,Voorwald H J C,Vieira L F S,et al.Evaluation of WC-10Ni thermal spray coating with shot peening on the fatigue strength of AISI 4340 steel[J].Procedia Engineering,2010, 2(1):649-656.

[7] 余国华,朱向群,袁淼,等.热处理工艺和应力加载对40CrNiMo钢孪生组织的影响[J].金属热处理,2011, 36(8):71-73.

YU Guo-hua,ZHU Xiang-qun,YUAN Miao,et al.Effect of heat treatment and stress loading on twins evolution in 40CrNiMo steel [J].Heat Treatment of Metals,2011,36(8):71-73.(in Chinese)

[8] 廖璐,周张健,李明.14CrODS铁素体钢的制备及其拉伸性能[J].材料工程,2012(4):42-45,51.

LIAO Lu,ZHOU Zhang-jian,LI Ming.Preparation and tensile properties of 14CrODS ferritic steel[J].Materials Engineering, 2012(4):42-45,51.(in Chinese)

[9] 钟群鹏,赵子华.断口学[M].北京:高等教育出版社,2006: 135-137.

ZHONG Qun-peng,ZHAO Zi-hua.Fractography[M].Beijing: Higher Education Press,2006:135-137.(in Chinese)

[10] 朱浩,齐芳娟,张洋.剪应力状态下6061铝合金的力学性能及断裂性能[J].中国有色金属学报,2012,22(6):1570-1576.

ZHU Hao,QI Fang-juan,ZHANG Yang.Mechanical properties and fracture behavior of 6061 aluminum alloy under shear stress states[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012,22(6):1570-1576.(in Chinese)

[11] Lin D,Wang L,Liu Y,et al.Effects of plastic deformation on precipitation behavior and tensile fracture behavior of Mg-Gd-YZr alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011,21(10):2160-2167.

[12] 周留成,周磊,李应红,等.激光冲击强化对不锈钢焊接接头拉伸性能的影响[J].焊接学报,2011,32(4):52-54.

ZHOU Liu-cheng,ZHOU Lei,LI Ying-hong,et al.Effect of laser shock processing on tensile strength of welded joints[J]. Transactions of the China Welding Institution,2011,32(4): 52-54.(in Chinese)

[13] 朱宝辉,胡晓晨,吴孟海,等.TCl钛合金精锻棒材的拉伸性能及断口形貌[J].中国有色金属学报,2010,20(S1):144-147.

ZHU Bao-hui,HU Xiao-chen,WU Meng-hai,et al.Tensile properties and fractographs of finish forged bar of TCl titanium alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010,20(S1):144-147.(in Chinese)

[14] Peng J H,Tang X L,He J T,et al.Effect of heat treatment on microstructure and tensile properties of A356 alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2011,21(9): 1950-1956.

Effect of Laser Quenching on Tensile Properties and Fracture Analysis of 40CrNiMo High Strength Steel

KONG De-jun1,2,ZHANG Lei1,FU Gui-zhong1
(1.College of Mechanical Engineering,Changzhou University,Changzhou 213016,Jiangsu,China; 2.Jiangsu Province Engineering Technology Research Center for Large Heavy Gear Transmission, Changzhou 213012,Jiangsu,China)

The surface of 40CrNiMo high strength steel is treated with CO2laser,the effect of laser quenching on tensile property of the sample is investigated through the tensile comparative test,and the fracture morphologies of 40CrNiMo before and after surface laser quenching are analyzed by scanning electron microscope and energy dispersive spectrometer,respectively.The results show that the yield strength,tensile strength and elongation of 40CrNiMo steel after laser quenching are increased by 25.3%,24.4%and 7.1%,respectively,while the section shrinkage is decreased by 7.6%.40CrNiMo steel has obvious yield stage after laser quenching,showing a continuous yield feature.Compared with the primitive sample,the yield strength and tensile strength of 40CrNiMo steel after laser quenching increase,but there are no obvious improvements in the tensile failure mode and the delamination,and the quasi cleavage morphology and low porosity appear at the fracture near the surface of the sample after laser quenching.

basic disciplines of materials science;laser quenching;40CrNiMo;tensile property;material fracture;fracture morphology

TN249;TG115.5+2

A

1000-1093(2014)07-0996-07

10.3969/j.issn.1000-1093.2014.07.009

2013-08-26

江苏省科技支撑计划(工业)项目(BE2012066);中国学位与研究生教育学会研究课题项目(C1-2013Y07-051)

孔德军(1966—),男,副教授,硕士生导师。E-mail:kong-dejun@163.com;

张垒(1990—),男,硕士研究生。E-mail:zhanglei90327@163.com