机械材料的规格及选用金属热处理

Solar Power University 机械材料的规格及选用 尺寸和性能都有极为重要的影响 。当它超过材料的屈服强度时 ,便引起工件的变形 ,超过材料的强度极限时就会使工件开裂 ,这是它有害的 一面 ,应当减少和消除。但在一定条件下控制应力使之合理分布 ,就可以提高零件的机械性能和使用寿命 ,变有 害为有利。分析钢在热处理过程中应力的分布和变化规律 ,使之合理分布对提高产品质量有着深远的实际意义 。例如关于表层残余压应力的合理分布对零件使用寿命的影响问题已经引起了人们的广泛重视。 一、钢的热处理应力 工件在加热和冷却过程中 ,由于表层和心部的冷却速度和时间的不一致 ,形成温差，就会导致体积膨胀和收缩不 均而产生应力 ,即热应力。在热应力的作用下 ,由于表层开始温度低于心部 ,收缩也大于心部而使心部受拉 ,当冷 却结束时，由于心部最后冷却体积收缩不能自由进行而使表层受压心部受拉。即在热应力的作用下最终使工 件表层受压而心部受拉。这种现象受到冷却速度 ,材料成分和热处理工艺等因素的影响。当冷却速度愈快 ,含碳 量和合金成分愈高 ,冷却过程中在热应力作用下产生的不均匀塑性变形愈大 ,最后形成的残余应力就愈大。另一 方面钢在热处理过程中由于组织的变化即奥氏体向马氏体转变时 ,因比容的增大会伴随工件体积的膨胀 , 工件各部位先后相变，造成体积长大不一致而产生组织应力。组织应力变化的最终结果是表层受拉应力 ,心部 受压应力 ,恰好与热应力相反。组织应力的大小与工件在马氏体相变区的冷却速度 ,形状，材料的化学成分等因 素有关。 实践证明 ,任何工件在热处理过程中 ,只要有相变 ,热应力和组织应力都会发生。 只不过热应力在组 织转变以前就已经产生了，而组织应力则是在组织转变过程中产生的 ,在整个冷却过程中 ,热应力与组织应力综 合作用的结果 ,就是工件中实际存在的应力。这两种应力综合作用的结果是十分复杂的 ,受着许多因素的 影响 ,如成分、形状、热处理工艺等。就其发展过程来说只有两种类型 ,即热应力和组织应力 ,作用方向相反时 二者抵消 ,作用方向相同时二者相互迭加。不管是相互抵消还是相互迭加 ,两个应力应有一个占主导因素 ,热应 力占主导地位时的作用结果是工件心部受拉 ,表面受压。 组织应力占主导地位时的作用结果是工件心部 受压表面受拉。 二、热处理应力对淬火裂纹的影响 存在于淬火件不同部位上能引起应力集中的因素 (包括冶金缺陷在内 ),对淬火裂纹的产生都有促进作用 ,但只有 在拉应力场内 (尤其是在最大拉应力下 )才会表现出来 ,若在压应力场内并无促裂作用。 Solar Power University 淬火冷却速度是一个能影响淬火质量并决定残余应力的重要因素 ,也是一个能对淬火裂纹赋于重要乃至决定性影响的 因素。为了达到淬火的目的，通常必须加速零件在高温段内的冷却速度 ,并使之超过钢的临界淬火冷却速度才能得到 马氏体组织。就残余应力而论 ,这样做由于能增加抵消组织应力作用的热应力值 ,故能减少工件表面上的拉应力而达到 抑制纵裂的目的。其效果将随高温冷却速度的加快而增大。而且 ,在能淬透的情况下 ,截面尺寸越大的工件 ,虽然实际冷 却速度更缓 ,开裂的危险性却反而愈大。这一切都是由于这类钢的热应力随尺寸的增大实际冷却速度减慢 ,热应力减小 , 组织应力随尺寸的增大而增加 ,最后形成以组织应力为主的拉应力作用在工件表面的作用特点造成的。并与冷却 愈慢应力愈小的传统观念大相径庭。对这类钢件而言 ,在正常条件下淬火的高淬透性钢件中只能形成纵裂。避免淬裂 的可靠原则是设法尽量减小截面内外马氏体转变的不等时性。仅仅实行马氏体转变区内的缓冷却不足以预防纵裂的 形成。一般情况下只能产生在非淬透性件中的弧裂 ,虽以整体快速冷却为必要的形成条件，可是它的真正形成原因 ,却 不在快速冷却 (包括马氏体转变区内 )本身 ,而是淬火件局部位置 (由几何结构决定 ),在高温临界温度区内的冷却速度显著 减缓 ,因而没有淬硬所致 。产生在大型非淬透性件中的横断和纵劈 ,是由以热应力为主要成份的残余拉应力作用 在淬火件中心 ,而在淬火件末淬硬的截面中心处 ,首先形成裂纹并由内往外扩展而造成的。为了避免这类裂纹产 生，往往使用水 -油双液淬火工艺。在此工艺中实施高温段内的快速冷却 ,目的仅仅在于确保外层金属得到马氏体组 织 ,而从内应力的角度来看 ,这时快冷有害无益。其次 ,冷却后期缓冷的目的 ,主要不是为了降低马氏体相变的膨胀 速度和组织应力值 ,而在于尽量减小截面温差和截面中心部位金属的收缩速度 ,从而达到减小应力值和最终抑制淬裂的 目的。 三、残余压应力对工件的影响 渗碳表面强化作为提高工件的疲劳强度的方法应用得很广泛的原因。一方面是由于它能有效的增加工件表面的强度 和硬度，提高工件的耐磨性，另一方面是渗碳能有效的改善工件的应力分布 ,在工件表面层获得较大的残余压应力 ,提高工件的疲劳强度。如果在渗碳后再进行等温淬火将会增加表层残余压应力 ,使疲劳强度得到进一步的提高。有 人对 35SiMn2MoV钢渗碳后进行等温淬火与渗碳后淬火低温回火的残余应力进行过 测试其结果如表 1 Solar Power University 热处理工艺 残余应力值（ kg/mm2) 渗碳后 880-900度盐浴加热， 260度等温 40分钟 -65 渗碳后 880-900度盐浴加热淬火， 260度等温 90分 钟 -18 渗碳后 880-900度盐浴加热， 260度等温 40分钟， 2 60度回火 90分钟 -38 表 1.35SiMn2MoV钢渗碳等温淬火与渗碳低温回火后的残余应力值 从表 1的测试结果可以看出等温淬火比通常的淬火低温回火工艺具有更高的表面残余压应力。等温淬火后即使进行低温回火 ,其表面残余压 应力，也比淬火后低温回火高。因此可以得出这样一个结论 ,即渗碳后等温淬火比通常的渗碳淬火低温回火获得的表面残余压应力更高 ,从表 面层残余压应力对疲劳抗力的有利影响的观点来看，渗碳等温淬火工艺是提高渗碳件疲劳强度的有效方法。渗碳淬火工艺为什么能获得表 层残余压应力 ?渗碳等温淬火为什么能获得更大的表层残余压应力 ?其主要原因有两个：一个原因是表层高碳马氏体比容比心部低碳马氏体 的比容大 ,淬火后表层体积膨胀大 ,而心部低碳马氏体体积膨胀小 ,制约了表层的自由膨胀 ,造成表层受压心部受拉的应力状态。而另一个 更重要的原因是高碳过冷奥氏体向马氏体转变的开始转变温度（ Ms） ,比心部含碳量低的过冷奥氏体向马氏体转变的开始温度（ Ms）低。 这就是说在淬火过程中往往是心部首先产生马氏体转变引起心部体积膨胀 ,并获得强化 ,而表面还末冷却到其对应的马氏体开始转变点（ Ms ） ,故仍处于过冷奥氏体状态 ,具有良好的塑性 ,不会对心部马氏体转变的体积膨胀起严重的压制作用。随着淬火冷却温度的不断下降使 表层温度降到该处的（ Ms）点以下 ,表层产生马氏体转变 ,引起表层体积的膨胀。但心部此时早已转变为马氏体而强化 ,所以心部对表层的体 积膨胀将会起很大的压制作用 ,使表层获得残余压应力。 而在渗碳后进行等温淬火时，当等温温度在渗碳层的马氏体开始转变温度（ M s）以上 ,心部的马氏体开始转变温度（ Ms）点以下的适当温度等温淬火 ,比连续冷却淬火更能保证这种转变的先后顺序的特点 (即 保证表层马氏体转变仅仅产生于等温后的冷却过程中 )。 当然渗碳后等温淬火的等温温度和等温时间对表层残余应力的大小有很大的 影响。有人对 35SiMn2MoV钢试样渗碳后在 260 和 320 等温 40分钟后的表面残余应力进行过测试 ,其结果如表 2。 由表 2可知在 260 行动等温比在 320 等温的表面残余应力要高出一倍多 表 2。 35SiMn2MoV钢不同等温温度的表面残余应力 可见表面残余应力状态对渗碳等温淬火的等温温度是很敏感的。不仅等温温度对表面残余压应力状态有影响 ,而且等温时间也有一定的影响 。有人对 35SiMn2V钢在 310 等温 2分钟 ,10分钟 ,90分钟的残余应力进行过测试。 2分钟后残余压应力为 -20kg/mm,10分钟后为 -60kg/mm,60分 钟后为 -80kg/mm,60分钟后再延长等温时间残余应力变化不大。 从上面的讨论表明 ,渗碳层与心部马氏体转变的先后顺序对表层残余应力的大小有重要影响。渗碳后的等温淬火对进一步提高零件的疲劳寿 命具有普遍意义。此外能降低表层马氏体开始转变温度（ Ms）点的表面化学热处理如渗碳、氮化、氰化等都为造成表层残余压应力提供了 条件 ,如高碳钢的氮化 -淬火工艺 ,由于表层 ,氮含量的提高而降低了表层马氏体开始转变点（ Ms） ,淬火后获得了较高的表层残余压应力 使疲劳寿命得到提高。又如氰化工艺往往比渗碳具有更高的疲劳强度和使用寿命 ,也是因氮含量的增加可获得比渗碳更高的表面残余压应力 之故。此外 ,从获得表层残余压应力的合理分布的观点来看 ,单一的表面强化工艺不容易获得理想的表层残余压应力分布 ,而复合的表面 强化工艺则可以有效的改善表层残余应力的分布。如渗碳淬火的残余应力一般在表面压应力较低 ,最大压应力则出现在离表面一定深度处 ,而 且残余压力层较厚。氮化后的表面残余压应力很高 ,但残余压应力层很溥 ,往里急剧下降。如果采用渗碳 -氮化复合强化工艺 ,则可获得 更合理的应力分布状态。 因此表面复合强化工艺 ,如渗碳 -氮化 ,渗碳 -高频淬火等 ,都是值得重视的方向。 根据上述讨论可得出以下结论 ; 1、热处理过程中产生的应力是不可避免的 ,而且往往是有害的 。但我们可以控制热处理工艺尽量使应力分布合理 ,就可将其有害程度降 低到最低限度 ,甚至变有害为有利。 2、当热应力占主导地位时应力分布为心部受拉表面受压 ,当组织应力占主导地时应力分布为心部受压表面受拉。 3、在高淬透性钢件中易形成纵裂 ,在非淬透性工件中往往形成弧裂 ,在大型非淬透工件中容易形成横断和纵劈。 4、渗碳使表层马氏体开始转变温度（ Ms）点下降 ,可导至淬火时马氏体转变顺序颠倒 ,心部首先发生马氏体转变而后才波及到表面 ,可获得表 层残余压应力而提高抗疲劳强度。 5、渗碳后进行等温淬火可保证心部马氏体转变充分进行以后 ,表层组织转变才进行。 使工件获得比直接淬火更大的表层残余压应力 ,可 进一步提高渗碳件的疲劳强度。 6、复合表面强化工艺可使表层残余压应力分布更合理 ,可明显提高工件的疲劳强度 . Solar Power University 钢珠薄层渗碳新工艺 1 引言 钢珠的主要失效方式是接触疲劳剥落，但现行的钢珠质量标准却只检查其压碎负荷的大小和硬度，而对钢珠的接触疲劳性能却未作要 求。以自行车钢珠为例，压碎负荷国标为 15 500N，部优为 16 700N，硬度为 HRC60 65。生产厂家为了达到对压碎负荷的高标准要求，均 按高温渗碳、降温淬火工艺 (以下称原工艺 )进行生产 (图 1)，钢珠的渗层厚度达到了 1.2 1.4mm。如此厚的渗层，虽使压碎负荷达到了要求 ，但对钢珠的接触疲劳性能影响如何，尚属未知。另外由于该工艺采用的是高温渗碳、降温淬火，不仅生产周期长、生产成本高，而且渗 层中还析出了不均匀的网状碳化物，心部析出铁素体，不利于接触疲劳性能的提高。 本文将研究在不降低钢珠压碎负荷的前提下，提出新工艺，尽可能提高其疲劳性能，降低成本，增加经济效益。其次将研究尽量采用 较低的渗碳温度，以提高炉罐寿命 (因为生产所用的渗碳罐是由钢板焊接而成，渗碳温度的变化对其寿命影响很显著 )。 2 研究项目及方法 2.1研究项目 (1)在不同温度 (9000C， 9050C， 9100C， 9200C)对钢珠渗碳直接淬火，考查其裂纹倾向。 (2)测定渗层厚度 渗碳温度、渗碳时间的关系。 (3)渗碳温度及渗碳深度对抗压碎负荷的影响。 (4)煤油滴量对压碎负荷的影响。 (5)在优选温度下，渗碳层深度对接触疲劳性能的影响。 (6)通过上述研究，提出有利于钢珠质量提高、成本降低的新工艺。 2.2试验材料及试样 试验材料为 15号钢，其化学成分为： 0.15%C， 0.15%Si， 0.40%Mn， 0.03%S， 0.02%P。试样为该材料加工成型的 6钢珠。 2.3研究方法及设备 (1)渗碳采用 RTS-45-12滚筒式气体渗碳炉。 (2)采用 VWPL型万能试验机对三个钢珠进行压碎试验，以平均压碎值为准。 (3)接触疲劳测定采用 KG型疲劳试验机，加载 200kg，转速 2200r/min，每次 9粒，滚动磨损，以出现针状麻点为失效标准，行业检查 1h 为合格。 (4)用 JXA840扫描电镜分析断口。 (5)渗碳层浓度测定采用 Y2型 x射线分析仪。 3 验结果分析 3.1渗碳后直接淬火的钢珠的裂纹倾向 对不同温度下渗碳后直接淬火的钢珠及原工艺未淬火的钢珠分别进行酸洗，检查其裂纹情况，结果见表 1。 Solar Power University 处理条件 (0 C) 900 905 910 915 920 930 原工艺未淬火 百粒裂纹数 (个 ) 7 7 8 6 6 5 7 表 1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响 可见，裂纹个数均在 5% 8%之间。裂纹形状、宽度、深度基本一致。这说明裂纹是在轧球过程中产生的，而非淬火产生的，因而采用直接 淬火方式应是可行的。 3.2 渗碳温度及渗碳时间对渗层厚度的影响 对于采用不同温度 (9000C， 9050C， 9100C， 9150C， 9200C， 9300C)、不同渗碳时间 (2.5h， 3h， 3.5h， 4.5h)处理的试样，测量其渗碳深 度，部分结果见表 2。 由此得出结论：在同一温度曲线，开始渗碳速度 (V始 )较大，随时间的增加，渗碳速度 (V)下降，渗层随时间增加而加厚。现对此分析。 众所周知，在渗碳过程中，渗碳速度受煤油的分解、活性碳原子的吸收及碳原子的扩散三方面的影响。 (1)煤油的分解温度在 8750C左右，在高于 9000C的温度下，它分解比较完全，可能认为不受温度和时间的影响。 (2)活性碳原子的吸附主要与渗入钢中的成分和活性碳原子的析出速度有关。所以渗速主要取决于扩散过程。 (3)根据菲克第一定律，提高渗层表面的浓度梯度是加快渗速的重要途径。在渗碳的初始阶段，化学吸附了大量的活性碳原子，被贫碳 表面强裂吸附，因此钢的渗层主要由渗层最外层的高浓度梯度所形成，产生了很高的碳浓度梯度。所以刚开始渗碳阶段，渗速比较大，随 碳原子的渗入，碳浓度梯度逐渐下降，这样，渗速也就减慢。 (4)在同一渗碳的时间下随温度的升高，渗层增厚。这是由于随温度的升高，活性碳原子的活性提高，因此扩散速度也提高了。因此， 渗层深度随渗碳时间的增加而增加，随渗碳温度的升高而加深，但渗速随时间的延长而减慢。 3.3 渗碳温度、渗层厚度对抗压负荷的影响 对不同渗碳温度及不同渗碳层深的试样进行压碎试验，测其抗压碎值，得到以下结论：渗碳温度下降，碳层变薄，但其抗压碎值不下 降。 出现这种情况的原因是渗碳淬火钢珠的抗压碎负荷取决于渗层 (厚度及浓度梯度 )和心部两部分的强度。采取较低温度 (9150C)薄层 (0.8mm)渗碳直接淬火，一方面表层获得了较细的马氏体组织，改善了表层组织，提高了渗层的强韧性；另一方面心部可得到全部高强度的 低碳马氏体组织 (HRC45左右 )，也有利于压碎负荷的提高。而原工艺用较高的温度 (9300C)长时间渗碳，随后随炉降温至 820 淬火，这不但 明显粗化了渗层的马氏体组织，而且在随炉降温过程中，表层析出网状碳化物，使表层组织恶化，硬度降低，脆性增大；在心部析出较多 的铁素体或生成屈氏体，心部组织为粗板条的马氏体及托氏体，硬度为 HRC36左右。综上所述，采用较低的温度薄层渗碳，直接淬火，有 利于钢珠抗压碎负荷的提高。 另外，波谱分析表明，在低温 (9150C)渗碳 5h的试样渗层碳浓度平缓。而原工艺渗层碳浓度过高，虽经 1.25h扩散，浓度梯度仍不够平缓 。试验断口分析也可证明这一点。 新工艺的压碎断口是典型的韧性准解理，有撕裂棱和韧离，裂纹沿过渡层发展，且它的浓度梯度过渡比较平缓，这样渗碳层和心部基 体结合比较紧密。当受外力时，不易出现剥落现象，这就降低了裂纹的扩展能力，使抗压强度提高。裂纹是沿晶界产生并扩展的，距表面 约 0.5mm。相反，原工艺的断口是脆性准解理，断口裂纹从表层至过渡层，然后沿过渡层扩展，经历沿晶发展准解理，使抗压强度降低， 裂纹有一部分是沿晶断裂，另一方面是脆性断裂，断裂距离表面约为 0.6mm。 3.4 滴量对抗压碎值的影响 Solar Power University 表 2渗碳温度、渗碳时间与渗碳层厚度的关系 2.5h 3.5h 4.5h 900 0.55mm 0.75mm 0.9mm 930 0.73mm 0.93mm 1.1mm 原工艺生产的钢珠，不仅渗层马氏体粗大 (6 7级 )，且残留奥氏体也呈粗大状，分布也不均匀。同时由于降温，析出非均匀的网状 K，使表 层马氏体转变量相对减少，表面的碳浓度为 1.0%左右，这将进一步降低渗层的强韧性。新工艺生产的钢珠，表层针状马氏体较细 (5级 )，表 面浓度 0.8%左右，几乎看不出 K存在，少量残留奥氏体也较均匀分布于细针状马氏体基体中，从而使表层的脆性降低，疲劳性能提高。 形成机理：渗碳表面的接触疲劳寿命与 M有关，高碳马氏体是针片状，硬而脆，针越粗，越脆，并常伴随显微裂纹产生。在外加负荷 作用下，它的裂纹迅速扩展。由于残余奥氏体的存在，使受负荷的表面产生了一定的塑性变形，接触面的宽度增加，从而相应地降低了接 触面的压应力，提高了寿命。另一方面，由于塑性变形的作用，诱发奥氏体转变成马氏体，使之产生加工硬化，同样提高了寿命。还由于 在断裂过程中，裂纹主要是沿马氏体区域扩展，很难穿过残余奥氏体，因此在一定应力作用下，沿马氏体发展的裂纹一旦到达马氏体与残 余奥氏体面，裂纹就会停止发展。只有在提高外加负荷时，裂纹才会产生分岔，绕过残余奥氏体继续发展。因为裂纹产生分岔吸收能量， 有利于韧性的提高。相反，如果表面存在拉应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力。所以，有 一定分布于马氏体周围的残余奥氏体能提高材料抵抗裂纹扩展的能力。 新工艺处理的试样经疲劳磨损后，其残余奥氏体比原试样明显减少，形成的马氏体较细小。因而马氏体细小且韧性好可强化表面，使 之形成压应力状态，有利于提高其疲劳强度。试验发现，试样在发生疲劳破坏时，仍有部分残余奥氏体存在，它对韧性仍有利。 原工艺处理的试样表层残余奥氏体过量，呈块状分布于粗大 M针和边缘，发生疲劳破坏时，基本上看不出残余奥氏体量的变化，相变强化 效果大大降低，影响了寿命。 (3)有效硬化层的提高有利于疲劳性能的提高 钢珠发生交变接触应力时，其最大应力往往在表层或次表层。疲劳裂纹源一般产生在 0.1mm 0.3mm的表层，这点被试验所证明。所 以为了提高疲劳性能，应着重于提高危险层的硬度和强度，而不一定要加厚渗层。由试验得知：渗层厚小于 0.75mm时，比原工艺的硬度提 高 4 5HRC，从而提高了危险层的强度，进而疲劳性能也提高，疲劳破坏的表面形貌分析也证实了这一点。 接触疲劳损伤实际上是裂纹萌生和扩展的过程，通过断口分析可以了解整个断裂过程。根据裂纹萌生及剥落的特征，接触疲劳可分为 点蚀和剥落两类。凡裂纹萌生于表面的呈纤维状剥落为点蚀，新工艺的钢珠加负荷运转 13.5h后表面麻点属于此类；裂纹萌生于表面呈片状 剥落的为剥落，原工艺处理的钢珠加负荷运转 1.5h后其表面因强度不足产生大片的深层剥落属此类。 造成这种情况的原因是原工艺钢珠的表面硬度低，这是由渗碳层中含有大量残余奥氏体且呈不规则分布所导致的。浓度分析表明：该 钢珠表层碳浓度为 1.0%左右，渗碳温度又高，故产生大量残余奥氏体。在接触应力作用下，尽管存在诱变马氏体，但数量较少，相变强化 作用不明显，在应力作用下，软的残余奥氏体与硬的马氏之间产生相对滑动，使裂纹萌生并扩展至沿晶断裂，最后出现准解理断口。原工 艺钢珠经历滑移 沿晶断裂 准解理，出现疲劳剥落。新工艺钢珠表层残余奥氏体诱变马氏体转变，表层强韧性好，在发生疲劳破坏 时，只出现浅层准解理断口。 以上试验表明，残余奥氏体的强韧作用取决于残余奥氏体的机械稳定性，即一方面要存在一定数量的残余奥氏体，另一方面在接触应 力下诱发马氏体相变。 总之，提高受应力作用大的表层或次表层的硬度，是提高疲劳寿命的有效途径，而不是靠提高渗层深度。 用于自行车的钢珠破坏的主要形式是疲劳破坏，但因疲劳破坏试验所需的时间较长，故企业大多采用压碎负荷来检测。但两者之间却 没有一定的对应关系。从试验结果来看，新工艺疲劳强度值在渗层厚度等于 0.75mm时最大，而抗压碎值随渗层的增厚而增加，也即随渗碳 时间的延长而增加，但疲劳强度却同时降低了。以后轮载重 500kg计算可知，钢珠的负荷不超过 2 250N，这就是为什么不选用抗压碎负荷较 高的长时间渗碳方法而采用疲劳强度较高而抗压碎负荷较低的热处理方法的原因。 4 钢珠热处理新工艺 综合考察抗压碎负荷和接触疲劳强度，根据上述的试验分析，从既经济又提高产品性能、质量、寿命的原则出发，确定的热处理工艺 是 9150C渗碳 5h、直接淬火，见图 3。 Solar Power University 5 经济效益分析 (1)钢珠原工艺生产需 7.25h，新工艺为 5.67h，缩短了 1.58h，生产效率提高了 1.58/7.25=21%。 (2)渗碳温度由 9300C降为 9150C，且时间缩短，延长了渗碳炉的使用寿命。 (3)时间缩短，滴量降低，减少了煤油和甲醇的用量。 (4)磨损试验的使用寿命由原来的平均 1.5h提高到 13.5h，具有明显的经济、社会效益。 6 结论 (1)钢珠薄层渗碳新工艺经试验证明比原工艺具有许多优越性，对生产是有利的。 (2)新艺改善了钢珠的组织，心部得到了高强度的全部低碳马氏体组织，使渗层获得了强韧性好的细针状马氏体，减少了高碳马氏体造 成的脆性及表层的残余奥氏体含量，使残余压应力增加，提高了抵抗表面裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层表面强韧性 和疲劳强度，从而以较薄的渗层得取了较高的抗压碎负荷。 (3)新工艺使钢珠获得了良好的金相组织及合理的渗碳层且浓度梯度平缓。采用直接淬火，增加淬火介质水的流速，使心部强度提高， 增大了对硬化层的支撑作用。良好的渗层性能和心部性能保证了在渗层较薄的情况下疲劳强度有较大提高，同时压碎负荷降低。 (4)有效硬化层硬度提高，强化了易产生裂纹的危险区域的强度，有效地提高了疲劳强度。 (5)新工艺使生产周期缩短，生产效率提高，同时降低了物耗，提高了产品质量，具有较好的社会、经济效益。 回火脆性 淬火钢回火时 ,随着回火温度的升高 ,通常其强度 ,硬度降低，而塑性，韧性提高。但在某些温度范围内回火时，钢的冲击韧性不仅没有 提高，反而显著降低，这种脆化现象称为回火脆性。 因此，一般不在 250 350度进行回火，这就是因为淬火钢在这个温度范围内回火时要发生回火脆性。这种回火脆性称为低温回火脆性或第 一类回火脆性。 产生低温回火脆性的原因，目前还不十分清楚。一般认为是由于碳化物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所造成的。这种 硬而脆的薄片碳化物与马氏体间的结合较弱，降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性反而下降。 将钢加热到临界点（ AC3、 ACcm）以上，进行完全奥氏仜化，然后在空气中冷却，这种热处理工艺，称为正火。 （一）正火工艺 正火的加热温度正化学成份 AC3以上 50-100 ；过共析钢的加热温度 ACcm以上 30-50 。保温时间主要取决于工件有效厚度和加热炉的型式 ，如在箱式炉中加热时，可以每毫米有效厚度保温一分钟计算。保温后的冷却，一般可在空气中冷却，但一些大型工件或在气温较高的夏 天，有时也采用吹风或喷雾冷却。 （二）正火后组织与性能 正火实质上是退火的一个特例。两者不同之处，主要在于冷却速度较快，过冷度较快，因而发生了伪共析转变，使组织中珠光量增多，且 珠光柋的片层间距变小。应该指出，某些高合金钢空冷后，能获得贝氏体或马氏体组织，这是由于高合金钢的过冷奥氏体非常稳定， C曲线 。 Solar Power University 由于正火后的组织上的特点，故正火后的强度、硬度、韧性都比退火后的高，且塑性也并不降低。 正火的应用 正火与退火相比，钢的机械性能高，提价简便，生产周期短，能耗少，故在可能条件下，应优先考虑采用正火处理。目前的应用如下： 1.作为普通结构零件的最终热处理 2.改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性 3.作为中碳结构钢制作的较重要零件的预先热处理。 4.消除过共析钢中风状二次渗碳体，为球化退火作好组织准备 5.对一些大型的或形状较复杂的零件，淬火可能有开裂的危险进，正火也往往代替淬火、回火处理，而作为这类零件的最终热处理。 很靠 右。此时己不能称其为正火，而称为空淬有关。为了增加低碳钢的硬度，可适当提高正火温度。 钢的化学热处理 -氧氮共渗 当钢在渗氮的同时通入一些含氧的介质，即可实现其氧氮共渗处理。处理以后的工件兼有蒸汽处理我渗氮处理的共同优点。 1 氧氮共渗的特点：氧氮共渗后渗层可分三个区，表面氧化膜，次表层氧化区和渗氮 nitriding。表面氧化膜与次表层氧化区厚度相近，一 般为 2-4m.氧氮共渗后形成多孔 Fe3O4层具有良好的减摩擦性能、散热性能及抗粘着性能。 2 氧氮共渗介质：氧氮共渗时一般用得较多的是不同浓度的氨水。氮原子向内扩散形成渗氮层，水分解形成氧原子向内扩散形成氧化层 并在工件表面形成黑色氧化膜。 3 氧氮共渗的主要用途： 氧氮共渗主要用于高速钢刀具的表面处理。共渗时的温度一般为 540-590 ，时间通常为 1-2小时。氨水浓度以 2 5%-30%为宜。排气升温时通氨量应大些，以利于迅速排空炉内空气。共渗期间通氨量应适中，降温及扩散时应减少氨的滴入量。热处理炉 可采用有 1Cr18Ni9Ti不锈钢制成炉罐的井式氮化炉代用。炉罐应保护密封性（最好采用真空水冷橡胶密封）。炉顶应有一台密封循环风扇。 炉内保持 300-1000Pa的正压。 钢的热处理 -软氮化 为了缩短氮化周期，并使氮化工艺不受钢种的限制，在近一、二十年间在原氮化工艺基础上发展了软氮化和离子氮化两种新氮化工艺 软氮化实质上是以渗氮为主的低温碳氮共渗，钢的氮原子渗及的同时，还有少量的碳原子渗入，其处理结果与前述一般气体氮相比，渗层 硬度较低，脆性较小，故称为软氮化。 1.软氮化方法，软氮化方法分为气体软氮化和液体软氮化两大类。目前国内生产中应用最广泛的是气体软氮化。 气体软氮化是在含有 活性碳、氮原子的气氛中进行低温碳、氮共渗，常用的共渗介质有尿素、甲酰胺和三乙醇胺，它们在软氮化温度下发生热分解反应，产生 活性碳、氮原子。 活性碳、氮原子被工件表面吸收，通过扩散渗入工件表层，从而获得以氮为主的碳氮共渗层。 Solar Power University 气体软氮化温度常用 560-570 ，因该温度下氮化层硬度值最高。氮化时间常为 2-3小时，因为超过 2.5小时，随时间延长，氮化层深度增加 很慢。 2.软氮化层组织和软氮化特点：钢经软氮化后，表面最外层可获得几微米至几十微米的白层，它是由 相、 相和含氮的渗碳体 Fe3（ C， N ）所组成，次层为 0。 3-0。 4毫米的扩散层，它主要是由 相和 相组成。 软氮化具有以下特点： (1)处理温度低，时间短，工件变形小。 (2)不受钢种限制，碳钢、低合金钢、工模具钢、不锈钢、铸铁及铁基粉未冶金材料均可进行软氮化处理。工件经软氮化后的表面硬度与氮 化工艺及材料有关。 3.能显著地提高工件的疲劳极限、耐磨性和耐腐蚀性。在干摩擦条件下还具有抗擦伤和抗咬合等性能。 4.由于软氮化层不存在脆性 相，故氮化层硬而具有一定的韧性，不容易剥落。 因此，目前生产中软氮化巳广泛应用于模具、量具、高速钢刀具、曲轴、齿轮、气缸套等耐磨工件的处理。 应注意的是，气体软氮化目前存在问题是表层中铁氮化合物层厚度较薄（ 0.01-0.02mm），且氮化层硬度梯度较陡，故不宜在重载条件下工 作。另外，在氮化过程中，炉中会产生 HCN这种有毒气体，因此生产中要注意设备的密封，以免炉气漏出污染环境。 Solar Power University