淬火工艺在现代材料加工领域中广泛应用，汽车、飞机、船舶上的重要零部件都要经过淬火处理.近年来，国内外学者对一种新的淬火工艺——瞬时淬火工艺(flash processing)进行了深入研究，认为对部分钢种瞬时淬火具有替代传统淬火工艺的潜能^[1].瞬时淬火工艺是将工件快速升温到奥氏体化状态再以极快冷却速率淬火，整个工艺过程持续时间很短，与传统的保温淬火工艺相比省去了奥氏体均匀化时间，可节约能源，提高效率^{[2, 3, 4]}.

在大多数热处理工艺中，钢的加热目的主要是获得某一奥氏体化状态.瞬时淬火时影响组织演变因素很多，怎样获得理想的奥氏体状态是研究的重点.有学者将研究工作集中于中碳钢^[5]，对其工艺参数，如淬火温度、保温时间、原始组织状态等^{[6, 7]}对最终组织性能影响进行了深入研究，并且对奥氏体碳浓度不均匀性及平均碳浓度变化规律进行了分析，提出了符合组织演变机制的假设^[8].瞬时淬火可通过感应加热设备以及添加冷却装置实现.感应加热设备可有选择地对工件进行局部加热，这个特点可认为是未来实现汽车用性能差异化钢板工业化生产的必然选择.本文尝试对汽车用差厚钢板CR340和常用碳素结构钢Q195进行瞬时淬火实验，着重讨论两种材料在瞬时淬火工艺条件下的组织演变规律，以期为工程人员提供参考数据.

实验材料Q195和CR340钢板的化学成分如表 1所示.

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 实验用钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steels(mass fraction) % 钢号 C Mn Si Al P S O N CR340 0.077 0.429 0.341 0.047 0.058 0.004 - - Q195 0.060 0.340 0.050 - 0.014 0.011 0.019 0.006 5

表 1 实验用钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steels(mass fraction)

本实验试样取自工业生产Q195和CR340钢板，将试验钢裁剪成160 mm×30 mm×1 mm试样.使用MMS-200热力模拟实验机对上述试样进行瞬时淬火处理，温度由点焊在试样中心部位的K型热电偶测得并控制.对经过瞬时淬火处理后的试样均温区(距热电偶5 mm范围内)材料进行金相(OM)、扫描电镜(SEM)、显微硬度测试分析.金相试样经研磨抛光后用体积分数为4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀，将组织显现出来.利用美国FEI公司扫描电子显微镜对试样进行组织表征.硬度测试在日本FM-700显微硬度仪(Future-tech)上进行，加载载荷为0.098 N.

为了比较低碳钢在瞬时淬火与传统淬火后显微组织差别，对试验钢进行不同工艺参数瞬时淬火处理，瞬时淬火不同热处理工艺如图 1所示.传统淬火工艺为将试样随炉以30 ℃/s升温至1 150 ℃，保温5 min后淬火，两种工艺冷却方式全部为水淬.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 瞬时淬火不同热处理工艺 Fig. 1 Different flash processing

表 2为试验钢在瞬时淬火不同工艺参数与传统淬火后的相组成.为了表示方便用FP表示瞬时淬火工艺，QT表示传统淬火工艺，淬火组织中F表示铁素体、B表示贝氏体、M表示马氏体、C表示渗碳体.

表 2

Table 2

表 2(Table 2)

表 2 两种低碳钢不同淬火热处理后的显微组织 Table 2 Microstructure of two kinds of low carbon steels under flash processing 试样编号 奥氏体化 淬火组织 温度/℃ 时间/s CR-FP1 1 000 2 F+M+C CR-FP2 1 150 2 F+B+M CR-FP3 1 150 5 M CR-QT 1 150 300 M Q-FP1 1 000 2 F+M+C Q-FP2 1 000 5 F+M Q-FP2 1 150 2 F+B+M Q-FP3 1 150 5 B+M Q-QT 1 150 300 B+M 注：CR-*表示CR340试样，Q-*表示Q195试样.

表 2 两种低碳钢不同淬火热处理后的显微组织 Table 2 Microstructure of two kinds of low carbon steels under flash processing

CR340经传统淬火处理后得到全部马氏体组织，瞬时淬火随着淬火温度与时间的增加马氏体、贝氏体含量逐渐增加，铁素体逐渐减少并在一定条件下获得全部马氏体组织.Q195由于淬透性低，经传统淬火后获得少量贝氏体与马氏体混合组织，在瞬时淬火条件下相组成规律同上，随着温度与时间的增加最终形成少量贝氏体与马氏体的混合组织.虽然从相组成上分析，两种工艺得到的结果相同，但实际组织形貌有很大差异，具体原因在后面详细探讨.

瞬时淬火与普通淬火工艺相比具有更快的升温速率和极短的保温时间.为了弄清瞬时淬火工艺对低碳钢组织的影响，对在1 150 ℃瞬时淬火与普通淬火试样进行金相显微分析，结果如图 2所示，CR340在两种淬火工艺下得到全部的板条马氏体组织，Q195由于其具有更低的碳含量导致淬透性低^[9]，因此并没有得到全部板条马氏体组织而是含有少量贝氏体.图 2中白色虚线为原始奥氏体晶界，通过对比可明显看出，在本实验条件下瞬时淬火工艺可显著细化晶粒.其原因是试验钢的奥氏体晶粒尺寸受到两方面的影响：一方面随着升温速率的提高，奥氏体形核点明显增多；另一方面，由于保温时间很短晶粒来不及长大，此外奥氏体中碳浓度的不均匀使晶粒内部存在许多不同碳浓度微区，各微区的马氏体Ms点不同，马氏体不能穿越不同的浓度微区长大，使马氏体组织得到细化.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 瞬时淬火与普通淬火组织对比 Fig. 2 Microstructure of traditional and flash processing (a)—传统淬火， CR340; (b)—瞬时淬火，CR340; (c)—传统淬火，Q195; (d)—瞬时淬火，Q195.

图 3为CR340分别在100 ℃/s和200 ℃/s的升温速率下得到的最终组织，可见，由于保温时间短，得到的最终组织均为板条马氏体+贝氏体+铁素体的混合组织，白色箭头指出在晶界附近出现的少量铁素体和贝氏体组织，黑色箭头指向典型板条马氏体组织.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 瞬时淬火不同升温速率对组织影响 Fig. 3 Microstructure of low carbon steel at different heating rates of flash processing (a)—CR340-1 150 ℃-2 s-100 ℃/s； (b)—CR340-1 150 ℃-2 s-200 ℃/s.

更高的升温速率下晶界处铁素体+贝氏体组织明显增多，这说明不同升温速率下奥氏体状态有明显差异，根据奥氏体不均匀(TTA)曲线可知，加热速度越大，不均匀范围越大，导致在保温相同时间后得到的奥氏体中碳浓度不均匀范围更大，使低碳浓度微区增加，最终在相同冷速下该微区没达到临界淬火速度而得到部分非马氏体组织.此外，根据白色虚线标出的典型原奥氏体晶界可知，更高的升温速率可进一步细化晶粒，这是因为更高的升温速率使形核点增加且上述奥氏体不均匀范围的增大有利于奥氏体细化，从而获得更细小的条状马氏体组织.因此提高加热速率是细化晶粒的有效手段.

两种试验钢在瞬时淬火下组织演变规律相似，而Q195在瞬时淬火条件下组织演变规律更为直观，因此为了探究低碳钢在瞬时淬火工艺条件下的组织演变规律，现仅对Q195连续加热时奥氏体化过程进行分析.根据奥氏体是否完全长大将组织演变分为前、后两阶段.图 4a为Q195原始组织扫描电镜图，其组织主要由铁素体和在铁素体晶界处弥散分布的亮白色渗碳体组成.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 瞬时淬火前期组织演变 Fig. 4 Microstructure evolution at early flash processing (a)—Q195-原始组织； (b)—Q195-1 000 ℃-2 s-100 ℃/s; (c)—Q195-1 000 ℃-5 s-100 ℃/s.

随着瞬时淬火的进行，奥氏体首先在局部具有浓度起伏和相起伏的区域形核，后渗碳体逐渐溶解，碳原子向远处扩散.图 4b中可看到由于加

热速度快，有未熔渗碳体存在，碳原子的扩散速度很快但由于保温时间极短使扩散距离短，迅速改变了初生奥氏体相的碳浓度梯度，因此很难形成碳浓度过低的浓度微区.此时形成的部分奥氏体晶粒全部在大冷速下转变为板条马氏体组织.从图 4c可知，继续增加保温时间使奥氏体继续长大，最终组织中的马氏体逐渐增加.通过透射电镜对该样品进行形貌观测未发现残余渗碳体的存在.为了更好地解释这一过程，绘制奥氏体长大示意图在图 5中.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 瞬时淬火奥氏体长大示意图 Fig. 5 The growth model diagram of austenite under flash processing

图中A表示在渗碳体与铁素体界面上形成的奥氏体晶核，奥氏体界面首先向渗碳体与铁素体两个方向推进，此时的奥氏体长大是碳原子在奥氏体两侧界面扩散的结果.随后由于低碳钢中渗碳体含量少，在奥氏体完全长大前就已全部溶解，使得剩下的长大过程由奥氏体内部的碳原子向低浓度微区扩散的方式进行.

图 6为瞬时淬火后期，刚刚完成奥氏体长大过程Q195钢的显微组织.图 6a中白色箭头指向原奥氏体晶界处，图 6b为对应的扫描电镜图.可以看出晶粒内部为板条马氏体组织，而靠近晶界局部区域发现粒状贝氏体、板条贝氏体和少量铁素体组织.这是因为实际加热过程中刚刚长大完成的奥氏体内碳元素分布是不均匀的而在瞬时淬火条件下由于加热速度快，保温时间短，使奥氏体内浓度梯度很大，碳原子不能进行充分的扩散，晶粒内存在许多不同碳浓度微区.结合前期组织演变和碳浓度不均匀性理论^[7]可知，渗碳体在奥氏体完全长大前已完全溶解，随后C_max不断降低，奥氏体完全长大后C_min不断升高，当铁素体完全消失时奥氏体内部具有最大的奥氏体不均匀范围.众所周知，碳浓度的高低对淬透性影响显著^[10]，因此可以推断晶粒内马氏体形成区域为富碳区，而在晶界局部低碳区则根据碳浓度的不同分别形成板条贝氏体、粒状贝氏体甚至铁素体组织.

图 6(Figure 6)

Fig. 6

图 6 瞬时淬火后期组织演变 Fig. 6 Microstructure evolution at later flash processing (a)—淬火前； (b)—Q195-1 150 ℃-2 s-100 ℃/s .

为了进一步验证推断，现对试样进行显微硬度分析.图 7为典型单个晶粒内部测试点分布图，图 8横坐标为与之相对应的测试点编号，纵轴为相对应的显微硬度数值的测试结果.结合两图可知，在单个晶粒内部中心区域硬度最高而向两边晶界处靠近时硬度均下降.钢的硬度与碳浓度成正比，因此可以推断晶粒内部碳较富集，分析原因可知该区域应是原渗碳体区域，随着瞬时淬火保温时间的延长，碳浓度梯度逐渐减小，非马氏体比例降低.

图 7(Figure 7)

Fig. 7

图 7 瞬时淬火后期组织显微硬度Fig. 7 Microhardness at later flash processing

图 8(Figure 8)

Fig. 8

图 8 瞬时淬火后期组织显微硬度 Fig. 8 Microhardness at later flash processing

1) 与传统淬火工艺相比，瞬时淬火工艺可明显细化晶粒且使奥氏体内存在不同碳浓度微区.随着升温速率的升高、保温时间的缩短使不均匀范围增大，同时晶粒细化作用更明显.

2) 两种低碳钢CR340，Q195在瞬时淬火工艺初期由于奥氏体内碳浓度分布不均匀，均得到马氏体+贝氏体+铁素体+未溶渗碳体的复杂混合组织，且随着淬火温度与保温时间的增加其组织演变规律相同，即马氏体、贝氏体含量增加，但在一定条件下CR340得到全部马氏体组织而Q195得到马氏体+少量贝氏体组织.

3) 低碳钢在瞬时淬火初期由于扩散距离短，形成的部分奥氏体在水冷下全部转化为马氏体.在瞬时淬火后期，刚刚完全长大的奥氏体内由于存在碳浓度梯度，形成马氏体+贝氏体+少量铁素体组织.