钢珠薄层渗碳新工艺

1、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15500N，部优为16700N，硬度为HRC6065。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1.21.4mm。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

2、。 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着)。 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

3、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

4、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。 表1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响 处理条件(0C) 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 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，

5、测量其渗碳深度，部分结果见表2。 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 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

6、。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

7、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

8、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，

9、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 对优选的温度进行变滴量试验，测其抗压碎值，得出表3和图2。该试验条件为9150C，渗碳5h。可见煤油滴量在6ml/min的抗压碎值较高。 表3滴量与抗压碎值的关系 ml/min 4 6 8 N 17800 18000 1750 煤油是一种含碳的有机液体，其中烷烃CnH2n+2占60%65%，环烷烃CnH2n占20%30%，其它烃CnH2n-6占7%10%。它在高温下才能裂解(下限8750C)，裂解后的过剩碳较多，易于

10、形成碳黑和结焦。滴量增加，碳势增加，加快了渗速，提高了渗碳层的厚度，使它的抗压碎值提高。但这不是说滴量越大越好，当滴量太大时，炉内碳势增加的同时，将产生碳黑，包围在渗碳钢珠的周围，使渗速降低；还由于碳势增加，造成渗碳和表层的过渡区产生过大的浓度梯度，裂纹在过渡区易产生和扩展。由于薄层渗碳时间较短，且在碳势不平衡的情况下进行，零件表面要求达到共析浓度，所以在刚渗碳时，可适当增加滴量(7ml/min)。当滴量太小时，碳势浓度不够，使渗碳不均匀，造成抗压碎负荷不稳定。 综上所述，在9150C，5h渗碳情况下，滴量以6ml/min为适宜。 3.5接触疲劳强度与渗层深度的关系 这是需要重点分析的。 在9

11、150C下，对不同渗层深度的钢珠进行疲劳试验，发现随渗层的增加，疲劳寿命提高。到达一定值后，随之下降。渗层深度为0.8mm(9150C渗碳5h直接淬火)的疲劳强度是原工艺的10倍。经分析，钢珠疲劳强度提高的原因归纳如下。 (1)提高了表面残余压应力 钢珠经浅层渗碳直接淬火后获得了较高的表面残余压应力。表面残余应力是由于心部与渗层的奥氏体转变为各种组织的顺序不同和表面高碳马氏体的比容不同而形成的。 具体而言，当钢珠受到一定的压力后，裂纹垂直于受力方向开裂。如果渗碳层表面有较高的残余应力，则可与外加载荷产生的使钢珠开裂的力相抵抗，从而提高抗压碎值。当渗层过深时会有过量的残余奥氏体游离碳化物出现，这

12、些产物对残余压应力有害。如果渗层表层碳含量过高，存在大量残余奥氏体及其它异常组织，则渗层表层出现残余拉应力。渗层马氏体中碳含量越高，比容越大，渗层压应力越大。 试验证明，低碳钢渗碳层需经2.53h，表面碳浓度才趋于饱和。当渗层深小于0.65mm时，渗层碳浓度没有达到饱和，此时马氏体的比容随渗层含碳量的增加而增加，残余压应力又随马氏体比容的增加而增加。当渗层深大于0.65mm时，随含碳量的增加，表层残余奥氏体量增加，表层马氏体转变量相对减少，残余压应力降低，且此时渗层深，心部低碳马氏体量相对减少，表层高碳马氏体量大大增加，也使表面残余压应力降低。原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，即属后一种情况。

13、 形成机理：渗层与心部相比，存在着化学成分的很大差异，造成渗层中马氏体MS的变化。在淬火冷却过程中往往是心部首先转变为马氏体，而表层尚未达到MS点仍处于塑性的过冷奥氏体状态，心部转变所造成的体积膨胀引起的应力极易被表层的塑性变形所吸收。当温度降至表层MS点时，渗层马氏体转变所引起的体积膨胀受已强化的心部制约，造成表面受压，心部受拉的状态。 (2)细化了渗碳层马氏体及残余奥氏体 高碳马氏体以共格切变方式形成，当它长大到与其它马氏体片或晶界相遇时会产生冲击，形成应力场。由于高碳马氏体很脆，不能通过变形或滑移消除应力，导致微裂纹产生。且随马氏体针长度的增加，裂纹的敏感度也增加。热处理原理认为，表面针

14、状马氏体的粗细，将直接影响渗层表面的接触疲劳寿命。粗针状马氏体中的微裂纹是引起接触疲劳破坏的天然裂纹源。 原工艺生产的钢珠，不仅渗层马氏体粗大(67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

15、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

16、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0.1mm0.3mm的表层，这点被试验所证

17、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45HRC，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

18、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

19、。 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2250N，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