章敬保+2014201044+高等材料力学性能期末

1、 高等材料力学性能期末报告 气体多元共渗渗层的力学性能研究 姓 名： 章敬保 学 号： 2014201044 班 级： 14级硕士2班 专 业： 材料学 联系方式：任课老师： 戴光泽 教授 2015 年 6 月目 录1 前言2 多元共渗技术2.1 多元共渗的原理2.2 多元共渗的特点及运用3 多元共渗渗层的结构与力学性能3.1 多元共渗渗层的结构3.2 多元共渗渗层的力学性能3.2.1 多元共渗渗层的结合力43.2.2多元共渗过程中产生的残余应力及其分布53.2.3 多元共渗渗层的硬度与脆性73.2.4 多元共渗渗层的塑性93.2.5 多元共渗渗层的耐磨性93.2.6

2、 多元共渗渗层的疲劳性能23.2 .7多元共渗处理后材料的抗弯性能174 总结1参考文献：31 气体多元共渗的力学性能研究1 前言材料是制造业乃至于整个国民经济的基础,金属材料又是材料领域中最重要的组成部分。据统计,在金属材料构件中,80%以上是因为表面失效而报废的。因此,提高零部件的表面强度、耐磨损及耐腐蚀性能,是延长零部件使用寿命、合理配置性能、保证系统稳定性的关键。金属的腐蚀己给人类带来巨大的经济损失1,现在已有多种有效的保护措施,既有渗碳、渗氮及气体多元共渗等传统工艺,又有利用等离子体、高能束、化学镀等进行表面改性的先进技术,其中气体多元共渗就是以提高工件的表面性能为目的,不断得到发展

3、的一种材料表面改性技术。自多元共渗工艺问世以来，国内外大量研究者对多元共渗工艺的机理进行了不断的探索，以期获得更好的渗层以及更简易的操作方法。但目前国内外对多元共渗的力学性能报道很少。另外，由于多元共渗渗层一般薄而脆，因此人们应该重视这方面的研究，多元共渗处理后的材料具有高的耐磨性，高的抗疲劳性，高的硬度等优良性能，但由于表面脆性严重阻碍了多元共渗技术在高应力条件的使用。但是，为了获得性能更优异的渗层，本报告对多元共渗渗层的力学性能进行了深入的研究，这对多元共渗工艺的推广应用有着十分重要的意义。2 多元共渗技术2.1 多元共渗的原理低温气体氮碳共渗时,氮原子首先溶入a铁中,形成含氮a相,当a相

4、含氮量达到一定饱和度时,氮与钢中元素形成弥散的氮化物,它们的稳定性、硬度、熔点都很高,对渗层起弥散硬化作用,这就是扩散层。当这个过程完成以后,首先在过饱的a相表面发生晶格改组,形成面心立方结构的Y相核心,并逐步沿表面扩散成层状Y相,并布满整个工件表面。随着渗氮过程的继续,Y相外侧形成六方晶格的晶核。密排六方点阵的相长大速度是各向异性的,氮原子扩散方向与长大方向一致的晶粒得到发展,其他方向长大的晶粒被抑制,最后生成柱状相化合物层2。氮碳共渗是在低温范围内进行的。碳原子在a铁中的扩散速度稍高于氮原子,但碳原子在a铁中的固溶度却低于氮原子的固溶度。因此,在氮碳初期,碳在工件表面迅速达到饱和,并析出超

5、显微的碳化物,这种碳化物对渗氮起触媒作用,促成氮原子的吸收。当氮原子在a铁中达到饱和而生成相和Y相时,这两个相中都能溶解相当多的碳, 相能溶质量分数为3.8%左右的碳,Y相也能溶质量分数为0.2%左右的碳,这就为碳的进一步渗入创造了条件。由于氮原子和碳原子的这种相互促进作用,使共渗速度得到很大提高3。气体多元共渗就是在特定的温度下,将含有多种元素的气体通入炉内,使气体在特定温度下分解并产生大量所需要共渗元素的活性原子,这些活性原子吸附到工件表面,并与工件表面的金属原子反应生成化合物,随着工件表面吸附活性原子浓度的增加,导致表面活性原子逐渐向工件内部扩散,最终形成一定厚度的渗层,实现多种元素的同

6、时渗入,达到改变材料表面性能的目的4、5。N、C、O、S多元共渗是指工件在含有氮、碳、氧、硫的氨气和添加气的气氛中加热(600-700),保温一定时间(2-3h左右),实现N、C、O、S多种元素的同时渗入6。该工艺也是以渗氮为主,同时渗入其它元素进一步提高材料的性能。多元共渗与氮碳共渗很相近,其主要应用材料也是碳素结构钢、低合金钢、工模具钢、不锈钢、铸铁、粉末冶金等材料7。2.2气体多元共渗的特点及应用目前生产中广泛使用共渗工艺,如C-N、N-C、C-Al二元共渗,S一N一C、C-N-B三元共渗等。某些共渗工艺不仅可以提高渗层的形成速度,而且可改善或提高渗层的性能。例如,C-N共渗或N-C共渗

7、与单一的渗C或单一渗N比较,具有渗速快和渗层性能好的优点。由于氮的渗入使钢的临界点(Al、A3)下移,可以适当降低淬火温度,提供了进一步减少淬火变形的可能。氮的渗入还使淬透性增加,所以除合金钢,碳素钢也可以实施氮碳共渗及油淬处理,从而提高硬度和表面耐磨性。这两个特点也正是该技术被广泛应用的原因。氮碳共渗是在相变点A1以上的温度下把碳和氮同时渗入工件表面的化学热处理工艺。其方法有液体氮碳共渗和气体氮碳共渗。液体氮碳共渗是把工件浸人以氰化钠为主要成分的盐浴中,然后在油中淬火的工艺。气体氮碳共渗是在添加了氨气或渗氮性化合物的渗碳气氛中进行的。气体碳氮共渗的优点是8-11:(1)氮的渗人使钢的相变点A

8、1降低,因此可以采用比渗碳更低的淬火温度淬火,从而减小淬火变形;(2)氮的渗人使共渗层的淬透性提高,因此,即使是碳素钢也比较容易淬火,此外,冷却速度可以放慢,因此对减小淬火变形和防止淬火开裂极为有利;(3)与渗碳相比,表面硬度和硬化层的均匀性都比较好;(4)形成碳黑较少,工件表面呈光亮状态。气体碳氮共渗工艺对材料的适用面非常广泛,一般的钢铁材料和部分非铁金属(如钦、钦合金及铝合金等)均可进行气体碳氮共渗处理,主要应用于低合金钢制造的重、中负荷齿轮。试验证明,气体氮碳共渗层不仅比渗碳层有较高的耐磨性,而且兼有一定的耐腐蚀性、较高的耐疲劳强度和抗压强度。此外,气体氮碳共渗还具有加热温度低、零件变形

9、小、生产周期短等优点。3多元共渗渗层的结构与力学性能3.1多元共渗渗层结构 （c）×1000 图一 气体多元共渗处理的金相组织照片从图1可以看出,气体多元共渗层呈多层结构,从表层到心部依次为:氧化物层,呈灰黑色带状;过渡区,呈灰色点状多元化合物层,为灰黑色点;柱状晶区,为灰色块状;等轴晶固溶区,白亮块状,有明显晶界;过渡区,依次分为富碳区和扩散层两部分，其中富碳区呈黑色;扩散区为等轴晶接近基体;基体,包括珠光体和铁素体,珠光体为黑色块状物,铁素体为灰白色部分。3.2多元共渗渗层的力学性能3.2.1 多元共渗渗层的结合力 渗层与基体材料的结合力是衡量多元共渗质量的重要指标之一，它表示的

10、是渗层与基体金属的结合强度，即单位表面积的渗层从金属上剥离所需要的力，是一项重要的力学性能指标。如果结合强度不好，即使渗层的其它性能再好，也难以达到运用的目的。试验采用硬质钢刀在多元共渗样品表面相距2mm处划伤两根平衡线（划痕试验），如果两条平行线之间的渗层没有发生明显的从基体上剥落的现象，则说明渗层与基体结合良好。 图2 划痕试验样品中的平行线之间的渗层并没有发生明显的剥落，说明多元共渗渗层与基体的结合力良好。由于钢进行氮化时，在a相的氮化浓度达到饱和后，氮就与其亲和力大的元素起作用，如AL形成氮化铝。再继续渗氮时，a相才转化为Y相和相。其中a相位氮原子在a-Fe中的间隙固溶体，Y是氮在Y-

11、Fe的间隙固溶体，Y是成分可变的铁与氮的化合物。所以其渗层结合力良好。3.2.2 多元共渗过程中产生的残余应力及其分布残余应力是当物体没有外部因素作用时，在物体内部保持平衡而存在的应力。分为热应力、相变应力、收缩应力。残余应力对构件有很大的影响，如严重影响结构的疲劳强度、抗脆断能力、抵抗应力腐蚀开裂和高温蠕变开裂的能力。一般表面形成压应力对材料的疲劳影响是有益的。1) 多元共渗过程中产生的残余应力多元共渗过程中并不伴随马氏体转变，所以产生应力的机理与淬火不同。产生应力有两种原因：一是多元共渗过程中形成氮化层，氮化层的比容比基体材料大二是氮化层的热膨胀系数比基体材料大因为多元共渗后一般为空冷，所

12、以热膨胀系数的影响是次要的。主要分析表层组织变化产生的应力。见表1 表1 多元共渗中残余应力产生过程与分布特点类型 氮化初期氮化后期类型氮化初期氮化后期表层变形基本不变表面膨胀表面应力基本为零压应力心部变形基本不变基本不变心部应力基本为零拉应力根据晶体结构可以计算出Fe3N比容为0.146cm3/g;钢基体的比容约0.128 cm3/g,可见化合物层的比容高于钢基体，所以氮化后表面一般是压应力12。实际测试结果见表2 表2 不同材料经多元共渗后弯曲疲劳强度与残余应力数据工艺层渗/cm弯曲疲劳/Mpa表面压应力/Mpa材料盐浴硫氮碳共渗0.22555-34145钢气体氮碳共渗0.2254045钢

13、离子渗氮0.20452-24445钢气体渗氮0.43595-7845钢没有处理40045钢盐浴硫氮碳共渗0.18186-243QT600-3气体碳氮共渗0.16184-243QT600-3离子渗氮0.15176-122QT600-3气体渗氮112QT600-3没有处理112QT600-3离子渗氮0.45725-12225Cr2MoV没有处理52625Cr2MoV测量残余应力的方法有许多，如盲孔法残余应力测量、磁测法残余应力测量、电阻应变法、X射线衍射法等。近来已有较精密的X射线衍射仪，已经能较精确的测定渗层应力，但使用并不普遍。2) 残余应力的分布图 3为 X 射线测得的渗氮后试样纵向（弯曲应

14、力作用方向）残余应力沿深度的分布。这里，残余应力的测定条件是使用 Cr-K(Fe(211 面)，在 40kV 管电压、40mA 管电流、100m 视准仪直径的条件下，利用位置灵敏正数计数管(PSPC，position sensitive proportional counter)型检出器的 sin2 法进行的。沿试样深度方向的残余应力测定是通过对试样表面进行电解研磨，逐次除去试样表面的硬化层进行的。如图所示，表面氧化物层的压缩残余应力约 250 MPa；化合物层的压缩残余应力约为 500 MPa；随着深度的增加，扩散层压缩残余逐渐减小，当深度增加到500um后，残余应力基本消失12。 图3 残

15、余应力的分布 3.2.3 多元共渗深层的硬度与脆性材料局部抵抗硬物压入其表面的能力称为硬度。固体对外界物体入侵的局部抵抗能力，是比较各种材料软硬的指标。由于规定了不同的测试方法，所以有不同的硬度标准，分为洛氏硬度、显微硬度、布氏硬度等。脆性是指当外力达到一定限度时,材料发生无先兆的突然破坏,且破坏时无明显塑性变形的性质。脆性材料力学性能的特点是抗压强度远大于抗拉强度,破坏时的极限应变值极小。砖、石材、陶瓷、玻璃、混凝土、铸铁等都是脆性材料。与韧性材料相比,它们对抵抗冲击荷载和承受震动作用是相当不利的。”1.多元共渗深层的硬度室温下氮化物组织由表到里为相 相+ Y相 Y相 Y相+相。多元共渗处理

16、后，材料的表面硬度显著提高。渗氮层的高硬度是由于表面形成了相、过饱和氮对a-Fe的时效强化、渗氮扩散过程中合金元素与氮的交互作用，渗氮钢的合金氮化物沉淀强化所致。多元共渗的硬化本质为：氮化物以非常细小的硬质点均匀的分布在回火索氏体基体上，起弥散强化的效果。30Cr2MoV在不同温度下多元共渗处理后样品的截面硬度分布如图4. 图430Cr2MoV在不同温度下多元共渗处理后样品的截面硬度分布由图 4 可以看出，经过共渗处理后样品表面的硬度可达 730 HV 以上，经过 570 ，2 h 共渗处理后的样品表面硬度甚至高达 750 HV，在距表面200 m 处硬度依然在 430 HV 以上。另外，从图

17、 4还可以看出，最表层硬度较低。这是由于渗层最表面覆有一层疏松的氧化层，该氧化层硬度很低，所以造成低头现象，硬度曲线也很符合金相照片的规律，白亮层主要是化合物层，硬度最高。往里为扩散层，扩散层为氮在a-Fe中的固溶体，所以硬度较基体高。另外，随着多元共渗处理温度的升高，表面最高点硬度下降，硬化层深度增加。同时，处理温度的升高也使得基体硬度下降，影响到了基体的性能13。2多元共渗渗层的脆性在渗层中，易在渗层表面易形成三相共存的多相组织（相、相、相）。由于各相的比容相差较大，所以当有多相共存时，就会使渗层变脆。渗层脆性大严重阻碍了多元共渗工艺的运用，因此不能用于承受应力大的工作环境中。氮化层脆性等

18、级标准见图5. 图5氮化层脆性等级标准3.2.4多元共渗处理后的材料的塑性根据 GB/T228 2002金属材料 室温拉伸试验方法 标准，对 30Cr2MoV 钢原材料和不同工艺多元共渗处理的试样进行拉伸试验，材料经各种方法处理后其拉伸试验数据见表 3 表3 30Cr2MoV经不同工艺处理后的拉伸试验结果试验结果表明，通过共渗处理后，材料的弹性模量、抗拉强度、屈服强度均得到提升。特别是经过590 ，2 h 共渗处理使得强度提高最大，由于材料表面得到强化，因此使得断面收缩率和延伸率下降。3.2.5多元共渗渗层的耐磨性耐磨性指，它以规定摩擦条件下的磨损率或磨损度的倒数来表示，即耐磨性=dt/dV或

19、dL/dV。主要由磨粒磨损，粘着磨损（胶合），疲劳磨损（点蚀），腐蚀磨损。磨损指摩擦体接触表面的材料在相对运动中由于机械作用，间或伴有化学作用而产生的不断损耗的现象。它是摩擦学研究的重要内容，也是机械零件失效的主要原因之一。1) 耐磨性比原材显著提高对不同多元共渗处理工艺下的40Cr材料进行耐磨性分析，结果见图6、图7、图8.图6摩擦因数曲线图7原始40Cr磨损后形貌（50×） 图8 处理后40Cr磨损后形貌（50×）在相同的摩擦条件下对材料的摩擦因数进行测量,结果如图6所示。从图中可以看出,经过处理后的40Cr摩擦因数比未处理过的40Cr摩擦因数大大降低,且在一定温度范围

20、内温度越高,摩擦因数越小,这是因为经过气体多元共渗后材料表面硬度显著增加,摩擦时抗机械损伤性能提高,因此材料的耐磨性能得到较大改善。图7中未经过气体多元共渗材料表面由于硬度较低且其塑性较好,表面可观察到磨损过程中塑性变形的痕迹且磨损面粗糙;图8中经过气体多元共渗材料表面光滑,但因为韧性很低,磨损过程中渗层易形成裂纹,产生剥落,加速材料的磨损。综上所述,随着多元共渗处理温度的升高,材料表面摩擦因数减小,材料的耐磨性也得到相应提高17。耐磨性是材料在一定摩擦条件下抵抗磨损的能力。如果简单地把磨屑脱离母材的现象视为原子键被破坏的结果,而材料的硬度又与它的键能直接有关。因此可以用硬度来衡量材料抵抗其表

21、面层机械损伤的性能。D Tabor曾用简单的公式表示金属材料硬度(H)与屈服强度(Ry)之间的关系,即H=CRy,其中C为常数14 -16。通过气体多元共渗后的40Cr表面形成硬度呈梯度变化的渗层,并随着处理温度的提高硬度也相应增加,同时渗层中存在的第二相强化粒子(碳化物)也能较大地提高材料的耐磨性能17。2) 多元共渗渗层与其他表面强化层抗擦伤能力比较表4 列出了不同速度下各种表面强化层抗擦伤性能的实验结果。可以看出硫氮碳共渗层在两种转速（400r/min、200r/min）下的抗擦伤能力都最佳。这是由于摩擦表面生成了良好的硫化物而不宜粘着的缘故。 表4 各种表面强化层抗擦伤性能比较六种强化

22、工艺如下：1. 硫氮碳共渗：采用标准盐浴硫氮碳共渗工艺，处理温度为565；2. 镀Cr：采用标准工业镀Cr工艺，镀层厚度为100-150um；3. 渗Ti:采用盐浴渗Ti工艺，处理温度为1020-1030；4. PVD TiN:用离子镀方法沉积TiN;5. 喷Mo：喷Mo工艺为氧气流量和乙炔流量分别为960L/h和480L/h;6. 磷化：磷化处理温度为96±2，时间10min,磷化厚度为4±1um。3.2.6 多元共渗处理后材料的疲劳性能机械零件，如轴、齿轮、轴承、叶片、弹簧等，在工作过程中各点的应力随时间作周期性的变化，这种随时间作周期性变化的应力称为交变应力（也称循环

23、应力）。在交变应力的作用下，虽然零件所承受的应力低于材料的屈服点，但经过较长时间的工作后产生裂纹或突然发生完全断裂的现象称为金属的疲劳。疲劳强度是指材料在无限多次交变载荷作用下会产生破坏的最大应力，称为疲劳强度或疲劳极限疲劳破坏是机械零件失效的主要原因之一。据统计，在机械零件失效中大约有80%以上属于疲劳破坏，而且疲劳破坏前没有明显的变形，所以疲劳破坏经常造成重大事故，所以对于轴、齿轮、轴承、叶片、弹簧等承受交变载荷的零件要选择疲劳强度较好的材料来制造。a) S-N曲线疲劳试验使用日本 RB4-3150-V1 悬臂梁型旋转弯曲疲劳实验机,在室温空气中进行，加载频率为 52.5 Hz，加载的目标

24、周次为 109。试样折断后，使用日立 S-2150 扫描电镜（SEM）对试样的断口进行了详细观察。 疲劳试验的试样尺寸如图9.疲劳实验获得的S-N曲线如图10所示。未处理与渗氮处理试样的S-N曲线均由倾斜线段和水平线段组成。两试样在107周次后不出现疲劳破坏，因此具有传统的疲劳极限。当分别去除试样表面氧化物层和渗氮化合物层后，试样的S-N曲线由斜线-直线形状向台阶下降形状转变，其疲劳破坏在107周次后仍然发生，不存在传统的疲劳极限。此外，渗氮处理试样，去除表面氧化物层、化合物层试样的109周次的疲劳强度分别提高了120%，130%和145%。可见，渗氮处理后，扩散层的抗疲劳性能最好，化合物层次

25、之，而氧化物层稍差。 图9 疲劳试样的尺寸 图10 S-N曲线b) 断口观察 试样疲劳裂纹萌生位置的 SEM 观察结果如图 11 所示。未处理试样的疲劳裂纹起始于试样表面的晶体滑移，当加载应力较低时，疲劳裂纹萌生于单一位置（见图 11（a），否则萌生于多个位置；渗氮处理试样的疲劳裂纹起始于试样表面的氧化物层，其疲劳破坏是由氧化物层破裂形成的缺口应力集中引起（见图11（b）。当分别去除表面氧化物层和化合物层后，大约在 106周次前，疲劳裂纹均起始于试样表面，否则，分别起始于次表面化合物层与扩散层之间（见图 11（c）和内部组织（见图 11（d）。起始于组织的疲劳破坏，在裂纹起始位置周围形成“鱼眼

26、”特征（见图 11（e）。 图11 疲劳裂纹萌生位置的SEM观察从图可以可以看出，渗氮处理后形成的三种不同组织的表面层对材料的疲劳性能和破坏形式的影响不同。c) 试样表面层的合应力图 12 为对渗氮处理试样加载后试样的内应力分布示意图。由于加载的弯曲应力幅范围（580MPa）大于实验材料的循环屈服强度（303MPa），因此，距试样表面一定深度范围材料将发生循环屈服，此时超出屈服强度的加载应力将由强度较高的扩散层和化合物层承担，这样，加载的弯曲应力引起的材料表面层的内应力与压缩残余应力叠加后的合应力分布成为图中实线所示状态。由图可知，试样表面氧化物层所受合应力最小，化合物层所受合应力均值最高，扩

27、散层所受合应力均值居中。 图12 加载后试验内应力分布示意图d) 多元共渗处理后材料的疲劳性能影响因素1) 表面氧化物层的影响 由于表面氧化物层由 Fe3O4和 Fe2O3组成，其强度较低，在图 12 所示的合应力作用下，氧化物层将在疲劳过程的初期开裂，并导致环形缺口应力集中，造成多起点疲劳裂纹扩展，使材料的疲劳强度和寿命下降。当除去表面氧化物层后，缺口效应消失，具有高硬度的化合物层的抗疲劳裂纹萌生的能力增加，使材料的疲劳强度和寿命有所提高。 2) 表面化合物层的影响 当除去表面氧化物层后，材料的缺口效应被消除，此时材料表面附近的合应力最大。在 107周次前，疲劳裂纹萌生于材料表面，S-N 曲

28、线在 106107周次间具有平台。随着应力幅值的降低，当加载次数超过 107周次后，萌生表面裂纹的疲劳破坏不再发生，疲劳裂纹萌生位置向化合物层与扩散层之间转移。这可能是在化合物层与扩散层之间存在组织不连续引起的应变集中的影响，这一点从化合物层向扩散层过度位置硬度分布变化可以推断。可见，化合物层的存在，导致表面和次表面两种裂纹萌生机制的发生，化合物层与扩散层相邻处成为材料抵抗超长寿命疲劳的薄弱位置。由化合物层引起的次表面破坏是否具有疲劳极限目前尚不清楚。 3) 表面扩散层的影响 当除去表面化合物层后，材料的疲劳性能由表面扩散层控制。由于扩散层中氮铁化合物、氮原子和碳原子固溶沉淀相的存在，使材料的

29、硬度和强度增加。扩散层与基体硬度的均匀过渡排除了组织不均匀对裂纹萌生的影响。保留化合物层的试样在低于传统疲劳极限（表面裂纹萌生或扩展的下限界）以下的应力幅作用的。 从上分析得出：1. 未处理试样具有传统的疲劳极限，其疲劳破坏是由材料表面晶体滑移引起；渗氮处理后，试样同样具有传统疲劳极限，其疲劳极限较未处理试样提高了 120 %，疲劳破坏由试样表面氧化物层开裂后形成的环形缺口应力集中引起18。2. 除去表面氧化物层后，疲劳强度和寿命相应提高。在 107周次前，疲劳破坏起始于化合物层的表面，材料具有传统疲劳极限。随着加载应力幅值的降低，在超过107周次的超长寿命区，疲劳裂纹萌生位置由试样表面向化合

30、物层与扩散层之间转移，试样的 S-N 曲线出现两段弯折的现象，试样的疲劳极限消失19。3. 除去化合物层后，疲劳强度和寿命进一步提高，在 107周次前，疲劳破坏起始于扩散层表面，材料具有传统疲劳极限。随着加载应力幅值的降低，在超过 107周次的超长寿命区，疲劳裂纹萌生位置由试样表面向未受渗氮处理影响的基体组织转移，试样的 S-N 曲线同样出现两段弯折的现象，试样的疲劳极限消失。这种内部破坏是因基体材料的抗力不足因起。4. 渗氮处理形成的扩散层抗疲劳性能最强，化合物层次之，氧化物层相对较弱。 3.2.7多元共渗后的抗弯性能抗弯强度是指材料抵抗弯曲不断裂的能力，包括抗弯强度bb和弯曲绕度。试样品（

31、35 × 3 × 4）标准如图13所示。抗弯强度测试分为三点弯曲和四点弯曲。每个点要5个数据以上（标准要10个数据）平均结果。抗弯强度测试在英制Instron1195万能材料试验机上进行。用作测试的试条为3×4×35（mm×mm×mm）。采用三点弯曲法测量，跨距为30mm，加载速率为0.5mm/min。每个数据测试5根试条，然后取平均值。本文主要是寻找共渗层特征参数与抗弯性能之间的函数关系，讨论特征参数对抗弯性能的影响规律，在进行三点弯时，加载速率不变，利用计算机有关技术处理和回归分析。三点测试抗弯公式：R=（3F*L)/（2b*h*

32、h)F破坏载荷L跨距b宽度h厚度 图13 抗弯试样尺寸1) 共渗层厚度对弯曲性能的影响40Cr钢经不同时间碳氮处理后，共渗层厚度对抗弯性能的影响情况见表5.试样均经相同回火工艺处理，其直径、标距分别固定为16mm、168mm，数据处理得到的抗弯强度bb，弯曲绕度与渗层厚度之间有内在联系：表5 40Cr钢碳氮共渗后渗层厚度、渗层硬度对弯曲性能的影响对bb、分别求极值克制，当=0.95时，bb有极大值，当当=0.95时，有极大值。这一结果表明，在抗弯性能与共渗层之间存在极大值关系，最佳共渗层厚度为0.9mm左右。2) 共渗层硬度梯度对抗弯性能的影响在上述分析的基础上，进一步考察硬度梯度与抗弯性能之

33、间的关系，经回归分析得知（见表5），抗弯性能与硬度梯度之间存在抛物线关系：对bb、分别求极值表明：当=9.1时，抗弯强度bb有极大值，当 时，弯曲绕度有极大值。上述结果与理论分析结果吻合，即存在最佳的硬度梯度值为10 。3) 共渗层的硬度与心部硬度对抗弯强度的影响在同一碳氮共渗工艺处理的相同规格的试样，在经不同回火温度至不同的表面硬度及心部硬度，其抗弯强度测试结果如表6.数据处理得到的抗弯性能与渗层表面硬度、心部硬度的函数关系式为： 表6 40Cr钢碳氮共渗后硬度对抗弯强度的影响可知，抗弯强度与渗层表面硬度、心部硬度之间存在极值关系。当HRCs=54.8时，抗弯强度有极大值；当HRCs=61.

34、1时，弯曲绕度有最小值；当HRCc=55.5时，抗弯强度有最小值；当HRCc=39.7时，弯曲绕度有极大值。综合考虑，当渗层表面硬度为55HRC左右，心部硬度为40HRC左右，抗弯性能最佳20。4总结多元共渗处理后的工件具有硬度高、耐磨性能好，以及表面受压应力其疲劳性能显著提高等一系列优异的力学性能。所以多元共渗技术在各个行业的应用前景广阔，人们对多元共渗技术也开展了非常广泛的研究，取得了不少成果。但因为多元共渗渗层浅，脆性大，难以在重载、动载下服役，限制了多元共渗技术的推广。单一多元共渗技术由于自身的缺陷与局限性，限制了运用范围，而表面技术复合处理便是解决这类问题的方法之一。目前，多元共渗技术和其他表面技术复合处理能吸取各自的优点，达到单一多元共渗技术难以到达的性能。如硫与氮共渗复合处理，在钢铁表面进行渗硫处理可以提高钢铁材料的耐磨性能，因为降低了