高钢的硬度及热处理知识

11.〔.....〕25万份精华管理资料，2万多集管理视频讲座.〔.....〕专业提供企管培训资料高钢的硬度及热处理金属热处理是将金属工件放在一定的介质中加热到适宜的温度，并在此温度中保持一定时间后，又以不同速度冷却的一种工艺。

金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，与其它加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件外表的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。

为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。

在从石器时代进展到铜器时代和铁器时代的过程中，热处理的作用逐渐为人们所认识。早在公元前770～前222年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。

公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅速开展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体存在，说明是经过淬火的。

随着淬火技术的开展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国出土的西汉(公元前206～公元24)中山靖王墓中的宝剑,心部含碳量为0.15～0.4%，而外表含碳量却达0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手艺〞的秘密，不肯外传，因而开展很慢。

1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论根底。与此同时，人们还研究了在金属热处理的加热过程中对金属的保护方法，以防止加热过程中金属的氧化和脱碳等。

1850～1880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加热曾有一系列专利。1889～1890年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。

二十世纪以来，金属物理的开展和其它新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到更大开展。一个显着的进展是1901～1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳；30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势到达可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法；60年代，热处理技术运用了等离子场的作用，开展了离子渗氮、渗碳工艺；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的外表热处理和化学热处理方法。

金属热处理的工艺

热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。

加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行间接加热。

金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件外表碳含量降低)，这对于热处理后零件的外表性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。

加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度，是保证热处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此当金属工件外表到达要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度一致，使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和外表热处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较长。

冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却速度进行淬硬。

金属热处理工艺大体可分为整体热处理、外表热处理和化学热处理三大类。根据加热介质、加热温度和冷却方法的不同，每一大类又可区分为假设干不同的热处理工艺。同一种金属采用不同的热处理工艺，可获得不同的组织，从而具有不同的性能。钢铁是工业上应用最广的金属，而且钢铁显微组织也最为复杂，因此钢铁热处理工艺种类繁多。

整体热处理是对工件整体加热，然后以适当的速度冷却，以改变其整体力学性能的金属热处理工艺。钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种根本工艺。

退火是将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然后进行缓慢冷却，目的是使金属内部组织到达或接近平衡状态，获得良好的工艺性能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。正火是将工件加热到适宜的温度后在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。

淬火是将工件加热保温后，在水、油或其它无机盐、有机水溶液等淬冷介质中快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件在高于室温而低于650℃的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺称为回火。退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火〞，其中的淬火与回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。

“四把火〞随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺。为了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。

把压力加工形变与热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件外表光洁，提高工件的性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。

外表热处理是只加热工件表层，以改变其表层力学性能的金属热处理工艺。为了只加热工件表层而不使过多的热量传入工件内部，使用的热源须具有高的能量密度，即在单位面积的工件上给予较大的热能，使工件表层或局部能短时或瞬时到达高温。外表热处理的主要方法有火焰淬火和感应加热热处理，常用的热源有氧乙炔或氧丙烷等火焰、感应电流、激光和电子束等。

化学热处理是通过改变工件表层化学成分、组织和性能的金属热处理工艺。化学热处理与外表热处理不同之处是后者改变了工件表层的化学成分。化学热处理是将工件放在含碳、氮或其它合金元素的介质(气体、液体、固体)中加热，保温较长时间，从而使工件表层渗入碳、氮、硼和铬等元素。渗入元素后，有时还要进行其它热处理工艺如淬火及回火。化学热处理的主要方法有渗碳、渗氮、渗金属。

热处理是机械零件和工模具制造过程中的重要工序之一。大体来说，它可以保证和提高工件的各种性能，如耐磨、耐腐蚀等。还可以改善毛坯的组织和应力状态，以利于进行各种冷、热加工。

例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性；齿轮采用正确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高；另外，价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，可以代替某些耐热钢、不锈钢；工模具那么几乎全部需要经过热处理方可使用。钢的分类钢是以铁、碳为主要成分的合金，它的含碳量一般小于2.11%。钢是经济建设中极为重要的金属材料。钢按化学成分分为碳素钢〔简称碳钢〕与合金钢两大类。碳钢是由生铁冶炼获得的合金，除铁、碳为其主要成分外，还含有少量的锰、硅、硫、磷等杂质。碳钢具有一定的机械性能，又有良好的工艺性能，且价格低廉。因此，碳钢获得了广泛的应用。但随着现代工业与科学技术的迅速开展，碳钢的性能已不能完全满足需要，于是人们研制了各种合金钢。合金钢是在碳钢根底上，有目的地参加某些元素〔称为合金元素〕而得到的多元合金。与碳钢比，合金钢的性能有显着的提高，故应用日益广泛。由于钢材品种繁多，为了便于生产、保管、选用与研究，必须对钢材加以分类。按钢材的用途、化学成分、质量的不同，可将钢分为许多类：一．按用途分类按钢材的用途可分为结构钢、工具钢、特殊性能钢三大类。结构钢：1.用作各种机器零件的钢。它包括渗碳钢、调质钢、弹簧钢及滚动轴承钢。

2．用作工程结构的钢。它包括碳素钢中的甲、乙、特类钢及普通低合金钢。工具钢：用来制造各种工具的钢。根据工具用途不同可分为刃具钢、模具钢与量具钢。特殊性能钢：是具有特殊物理化学性能的钢。可分为不锈钢、耐热钢、耐磨钢、磁钢等。二．按化学成分分类按钢材的化学成分可分为碳素钢和合金钢两大类。碳素钢：按含碳量又可分为低碳钢〔含碳量≤0.25%〕；中碳钢〔0.25%＜含碳量＜0.6%〕；高碳钢〔含碳量≥0.6%〕。合金钢：按合金元素含量又可分为低合金钢〔合金元素总含量≤5%〕；中合金钢〔合金元素总含量=5%--10%〕；高合金钢〔合金元素总含量＞10%〕。此外，根据钢中所含主要合金元素种类不同，也可分为锰钢、铬钢、铬镍钢、铬锰钛钢等。三．按质量分类按钢材中有害杂质磷、硫的含量可分为普通钢〔含磷量≤0.045%、含硫量≤0.055%；或磷、硫含量均≤0.050%〕；优质钢〔磷、硫含量均≤0.040%〕；高级优质钢〔含磷量≤0.035%、含硫量≤0.030%〕。此外，还有按冶炼炉的种类，将钢分为平炉钢〔酸性平炉、碱性平炉〕，空气转炉钢〔酸性转炉、碱性转炉、氧气顶吹转炉钢〕与电炉钢。按冶炼时脱氧程度，将钢分为沸腾钢〔脱氧不完全〕，镇静钢〔脱氧比拟完全〕及半镇静钢。钢厂在给钢的产品命名时，往往将用途、成分、质量这三种分类方法结合起来。如将钢称为普通碳素结构钢、优质碳素结构钢、碳素工具钢、高级优质碳素工具钢、合金结构钢、合金工具钢等。金属材料的机械性能

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删10认．够调质骄处理猫qu轻en膜ch单in哑g茶an眉d穿te孟mp生er有in帆g烂：一妈般习斗惯将拨淬火谋加高秤温回扣火相鸭结合言的热遥处理敞称为客调质托处理刺。调咐质处棵理广涂泛应素用于液各种界重要侍的结如构零鸭件，绢特别奏是那储些在戚交变另负荷际下工杨作的华连杆率、螺耽栓、舰齿轮府及轴累类等盏。调茄质处捞理后叉得到活回火包索氏绩体组假设织，早它的凯机械坊性能危均比恒相同鼓硬度葬的正哥火索馋氏体崇组织揉为优算。它撇的硬健度取宴决于拆高温狸回火流温度雪并与见钢的抗回火漆稳定缝性和厕工件饶截面煌尺寸疾有关组，一丢般在捉HB守20团0—耳35独0即之间匆。贞

苦11断．下钎焊肠：用受钎料难将两钞种工潮件粘墙合在钻一起驰的热斑处理衔工艺破会回火拜的种天类及运应用杀均根据片工件贞性能耕要求慢的不乎同，扰按其隐回火梅温度醋的不筛同，招可将浓回火欠分为中以下底几种站：皇〔一披〕低探温回族火〔叛15法0繁－善25些0腿度〕繁低温应回火光所得句组织代为回蝇火马根氏体陷。其健目的村是在渗保持穴淬火贞钢的戒高硬葬度和柔高耐垫磨性掌的前快提下管，降莫低其钥淬火固内应朱力和战脆性剪，以节免使谎用时酱崩裂宰或过侦早损纹坏。父它主束要用详于各洲种高财碳的废切削钻刃具借，量砍具，胳冷冲阀模具谜，滚最动轴慰承以世及渗弹碳件秒等，话回火甘后硬帖度一此般为底HR芝C5注8傲－底64重。副〔二觉〕中匀温回陈火〔吓35繁0穿－轧50坛0熟度〕肚中温篮回火蚀所得伟组织细为回势火屈跃氏体慈。其争目的屋是获躺得高项的屈牺服强销度，阳弹性锐极限岩和较携高的吉韧性挤。因肿此，锄它主克要用誓于各琴种弹氏簧和硬热作构模具该的处馒理，奋回火瘦后硬胖度一牧般为君HR笋C3路5悉－壤50度。损〔三喷〕高射温回爹火〔泪50歪0配－愉65站0班度〕酸高温像回火亿所得偷组织茎为回栽火索烈氏体忽。习锡惯上姐将淬窗火加弃高温菠回火践相结庄合的佳热处溜理称如为调羞质处慨理，侦其目弃的是淋获得臣强度行，硬售度和侨塑性腊，韧陈性都羞较好胃的综胸合机倡械性皮能。猜因此施，广附泛用泳于汽盏车，熊拖拉药机，呜机床口等的盖重要烤结构粗零件哀，如籍连杆带，螺崭栓，让齿轮巧及轴战类。低回火理后硬烦度一泥般为玩HB臣20溜0狠－月33竞0傻。俗气氛且与金个属的使化学涝反响团拘稳一．度气氛档与钢朝铁的恭化学据反响扔

谜1.议屑氧化旅

堡2F柴e座＋钉O2宰→2络Fe睡O

攀Fe身＋戏H2鼻O→与Fe腥O屠＋粗H2窃

件Fe犬C恭＋弟CO妙2→停Fe克＋嗽2C冒O

皱2.弃唯复原立

旬Fe下O评＋粱H2讽→F杂e肃＋质H2勉O

密

猴

F坝eO依＋侧CO姥→F嫂e蹦＋赤O2双

忧3.裂旱渗碳婚

炕2C逝O→溉［糟C刃］＋尸CO绿2

房Fe朋＋［失C委］疾→F谜eC欺

嚷CH训4→傍［车C茄］＋郑2H厨2

懒4.蓄渗氮师

唯2N吵H3熔→2否［丹N谅］＋践3H盼2

程Fe婚＋［术N滥］迟→F臂eN茧

崖二．嘉各种室气氛锐对金东属的庭作用叼氮气喉：在棚≥苏10坐00馅度时失会与你Cr文,C迹O,冒Al星.T死i辩反响竖氢气彩：可娱使铜蝴，镍异，铁伙，钨微复原船。当柔氢气给中的芳水含侨量达屋到百幼分之顿0.荣2—妖0.栋3柜时，应会使萝钢脱悠碳宰水：摘≥川80酬0箱度时岸，使洽铁、拢钢氧狼化脱机碳，难与铜觉不反载应努一氧败化碳隔：其彻复原泼性与跌氢气联相似亲，可挪使钢当渗碳系三．柴各类欠气氛徒对电索阻组游件的写影响唉镍铬筛丝，亲铁铬仁铝：互含硫长气氛铺对电威阻丝逝有害掘黄铜的热处理

普通黄铜是铜-锌合金，按其组织可分简单黄铜〔也称а黄铜〕，ω(Cu)为100%-62.4%，和两相黄铜〔а+β黄铜〕，ω(Cu)为56.5%-62.4%。Zn在Cu中的固溶度随湿度降低而增大，故无热处理强化效果。经常采用退火处理来改判黄铜的冷加工性能。黄铜关成品退火后的力学性能及冷变形性能主要取决于晶粒尺寸大小。黄铜冷加工中间退火温度如下表：材料牌号厚度(δ)>5mm厚度(δ)=1-5mm厚度(δ)=0.5-1mm厚度(δ)<0.5mmH96560-600540-580500-540450-550H90、HS700-1650-720620-780560-620450-560H80650-700580-650540-600500-560H68580-650540-600500-560440-500H62、H59650-700600-660520-600460-530HFe59-1-1600-650520-620450-550420-480HMn58-2600-660580-640550-600500-550HSn70-1600-650560-620470-560450-500HSn62-1600-650550-630520-580500-550HPb63-3600-650540-620520-600480-540HPb59-1600-650580-630550-600480-550

领钢的吨氮化鲜及碳可氮共海渗尽尺钢的榴氮化每〔气李体氮库化〕聋概念挽：氮螺化是横向钢舞的表蝶面层句渗入发氮原匆子的辉过程阀，其宴目的恩是提缎高表移面硬验度和阴耐磨笔性，躬以及艘提高躺疲劳馋强度房和抗挖腐蚀竖性。致它是揪利用捆氨气有在加概热时交分解喜出活改性氮甘原子追，被遇钢吸轨收后迟在其滔外表耗形成常氮化塑层，四同时临向心士部扩伐散。烛氮化壤通常凝利用拨专门嗽设备乐或井太式渗染碳炉转来进羽行。侄适用耳于各吼种高馋速传帝动精蛙密齿夕轮、并机床你主轴姜〔如御镗杆帐、磨屡床主梦轴〕小，高寺速柴崭油机递曲轴俘、阀纹门等历。暂氮化捆工件假工艺隶路线灾：锻例造－吐退火月－粗政加工补－调老质－者精加斩工－选除应吓力－建粗磨秤－氮走化－买精磨戒或研圣磨。作由于逝氮化锣层薄左，并沉且较虏脆，眨因此燕要求浓有较拆高强涌度的谅心部费组织酬，所免以要弱先进挂行调章质热寸处理坟，获层得回施火索包氏体雀，提垃高心页部机乏械性思能和仪氮化吵层质融量。休钢在糕氮化恭后，浪不再属需要享进行蓄淬火友便具依有很贩高的转外表躺硬度店大于鲁HV料85哈0恰〕及舰耐磨贸性。蓄氮化汤处理呢温度字低，梦变形模很小询，它系与渗膏碳、担感应够外表惰淬火担相比皇，变做形小响得多表钢的少碳氮炉共渗数：碳灯氮共君渗是蜘向钢贩的表泳层同攀时渗封入碳疤和氮膨的过兵程，荣习惯联上碳抹氮共泳渗又悼称作萌氰化唐。目词前以积中温以气体粒碳氮莫共渗优和低震温气断体碳斯氮共雨渗〔单即气蔑体软幅氮化塞〕应熄用较责是广谱。中蜻温气牺体碳遣氮共工渗的钟主要劲目的赞是提伤高钢摇的硬仔度，犹耐磨竖性和积疲劳宴强度慎，低皱温气弟体碳坟氮共劈渗以偷渗氮惰为主训，其静主要喘目的知是提慈高钢改的耐学磨性域和抗温咬合到性。著铍青方铜的报热处河理副衰铍青弱铜是岸一种刻用途圾极广型的沉旦淀硬完化型荡合金桨。经寒固溶狠及时机效处忠理后佣，强踪度可粥达躺12腊50题-1到50宋0M量Pa篮(1跟25臂0-宪15咱00孤公斤插)樱。其室热处伸理特折点是屋：固牧溶处昆理后集具有穷良好恨的塑区性，尽可进凡行冷搬加工喇变形逃。但榜再进道行时朴效处奶理后颤，却毕具有岛极好每的弹慕性极州限，片同时敏硬度抓、强宜度也衡得到礼提高贴。砍〔拜1准〕刃铍青今铜的讲固溶鱼处理古一般窝固溶头处理犯的加扰热温佛度在胃78游0-梦82甩0℃油之间疫，对翅用作摧弹性求组件政的材亦料，况采用位76粒0-蛋78孟0℃悦，主底要是症防止步晶粒树粗大钟影响菌强度怎。固晕溶处抱理炉齿温均悠匀度专应严劳格控真制在荒±5济℃亦。保算温时跌间一尖般可跪按筑1笔小时转/2趣5m樱m决计算芝，铍倡青铜委在空宪气或议氧化乎性气术氛中培进行昼固溶梁加热挺处理炒时，桨外表愤会形薄成氧坑化膜匠。虽漂然对蒜时效污强化臭后的妖力学煌性能恋影响闲不大碑，但疮会影猫响其田冷加忙工时穗工模滩具的遥使用拌寿命择。为捐防止袄氧化骨应在浸真空锣炉或定氨分纤解、隆惰性驼气体筐、还远原性读气氛宾〔如钱氢气数、一赌氧化析碳等缎〕中窗加热食，从枯而获访得光榴亮的历热处替理效器果。钟此外遥，还纯要注充意尽乱量缩敌短转层移时侮间〔耽此淬纠水时滴〕，卵否那么晚会影区响时机效后绳的机仔械性昼能。纸薄形狸材料秋不得抓超过融3俩秒众,伍一般鬼零件般不超就过网5宰秒。孟淬火鲜介质逗一般拾采用茄水〔疤无加送热的帖要求姿〕，诉当然乔形状鲁复杂雾的零尿件为叙了避山免变厕形也在可采闷用油垄。恭〔荣2梅〕耕铍青裹铜的扭时效善处理距铍青倾铜的厌时效致温度流与炕Be瞧的含还量有落关，犁含使Be低小于从2.封1%过的合款金均招宜进引行时屿效处孙理。拦对于跟Be联大于桨1.抖7%响的合架金，烛最正确朗时效患温度陆为傅30较0-素33德0℃适，保汪温时息间批1-餐3巧小时航〔根采据零棵件形雕状及具厚度塔〕。粱Be严低于幼0.浅5%碎的高渗导电傍性电店极合剧金，司由于衫溶点抛升高零，最迫佳时文效温赖度为仰45促0-肯48笋0℃税，保事温时典间锯1-凑3锹小时慈。近弓年来售还发退展出舅了双文级和政多级些时效腐，即雀先在炼高温鄙短时喘时效会，而技后在征低温妖下长瑞时间兆保温味时效成，这鉴样做叮的优妻点是豪性能恳提高屯但变晶形量幼减小游。为馒了提料高铍床青铜调时效模后的车尺寸搂精度邀，可稼采用根夹具逝夹持巾进行吵时效存，有技时还甩可采爷用两斧段分泽开时鲜效处庄理。忧〔炮3久〕逐铍青筑铜的父去应科力处迷理嫂铍青效铜去卫应力典退火妄温度滋为粘15潜0-薪20屋0℃息，保纯温时哈间至1-戚1.图5馅小时授，可芒用于窜消除柿因金疯属切恳削加等工、趴校直飞处理趁、冷胀成形足等产唐生的牵剩余涂应力电，稳要定零闪件在弟长期赛使用旋时的遮形状伯及尺勾寸精姻度。形变铝合金的淬火和时效温度

局部形变铝合金的淬火和时效温度确实定

合金牌号

半成品淬火时效最低温度℃最正确温度℃过烧危险温度℃时效温度℃时效时间/HLY12板材、挤压件485~490495~503505185~1956~12LY16各类520~525530~542545160~175200~22010~168~12LY17各类515520~530-180~19512~16LY2各类490495~508512165~17510~16LD2各类510525±5596150~1656~15LD5,LD6各类

500515±5545150~1656~15LD7各类520535±5545180~1958~12LD8各类510525~535545165~1808~14LD9挤压件510510~530-135~1502~4LD10各类490500±5515175~1855~8

LC4包铝板

450

455~480

525120~12524不包铝板135~14516型材120±53160±33

LC6模锻件

100±55

155~1608~9450455~473

145±516

LC9挤压件450455~480520~530140±516模锻件110±56~8117±56~10常用淬火介质一般技术要求

常用淬火介质一般技术要求淬火介质一般技术要求应用范围水及水溶液水清洁、流动〔或循环、搅拌〕

水温20-40℃碳素结构钢

碳素工具钢

合金结构钢

铝合金

钛合金无机物水溶液按要求选择浓度

常用浓度〔质量分数〕〔5%-15%〕

高浓度〔质量分散〕〔≥20%，饱合浓度〕

液温20-45℃

循环或搅拌

pH值碳素结构钢

合金结构

碳素工具钢有机物水溶液按专用产品技术条件及要求选择浓度

低浓度、中等浓度、高浓度〔因介质而异〕

液温20-50℃

搅拌或热循环

pH值〔或按专门规定〕碳素结构钢

合金结构钢

轴承钢

弹簧钢

碳素工具钢

合金工具钢

铝合金淬火油全损耗系统用油按GB443技术条件

常规油温20-80℃

热油油温＞100℃

循环或搅拌碳素工具钢〔横截面≤6mm)

合金结构钢

合金工具钢

轴承钢

弹簧钢

高速钢专用淬火油按工艺要求选择不同淬火油〔快速、光亮、等温、真空等淬火油〕

技术条件按专用油品规定

油温应低于闪点80-100℃

搅拌或热循环热浴盐浴使用温度允许波动范围±20℃

按要求浴温选择配方

硝盐浴氯离子≤0.3%〔质量分散〕

硫酸根≤0.5%pH值〔质量分散〕ω(C)≥0.45%碳素结构钢

碳素工具钢

合金结构钢

合金工具钢

高速钢碱浴使用温度允许波动范围±10℃

按要求选择配方

碳酸根≤4%

热处理应力及其影响

热处理剩余力是指工件经热处理后最终残存下来的应力,对工件的形状,&127;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,&127;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。例如关于表层剩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,最后形成的剩余应力就愈大。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,&127;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,&127;只要有相变,热应力和组织应力都会发生。&127;只不过热应力在组织转变以前就已经产生了，而组织应力那么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,&127;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。就其开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,外表受压。&127;组织应力占主导地位时的作用结果是工件心部受压外表受拉。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(&127;尤其是在最大拉应力下)才会表现出来,&127;假设在压应力场内并无促裂作用。淬火冷却速度是一个能影响淬火质量并决定剩余应力的重要因素,也是一个能对淬火裂纹赋于重要乃至决定性影响的因素。为了到达淬火的目的，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。就剩余应力而论,这样做由于能增加抵消组织应力作用的热应力值,故能减少工件外表上的拉应力而到达抑制纵裂的目的。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,&127;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外表的作用特点造成的。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。防止淬裂的可靠原那么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缺乏以预防纵裂的形成。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着减缓,因而没有淬硬所致&127;。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剩余拉应力作用在淬火件中心&127;,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。为了防止这类裂纹产生，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,&127;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,从而到达减小应力值和最终抑制淬裂的目的。三、剩余压应力对工件的影响渗碳外表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外表的强度和硬度，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,在工件外表层获得较大的剩余压应力,&127;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剩余压应力,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剩余应力进行过测试其结果如表1热处理工艺剩余应力值〔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，260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剩余应力值从表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外表剩余压应力。等温淬火后即使进行低温回火,其外表剩余压应力，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外表剩余压应力更高,从外表层剩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剩余压应力?渗碳等温淬火为什么能获得更大的表层剩余压应力?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,&127;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,而外表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,&127;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,使表层获得剩余压应力。&127;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〔Ms〕以上,心部的马氏体开始转变温度〔&127;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(&127;即保证表层马氏体转变仅仅产生于等温后的冷却过程中)。&127;当然渗碳后等温淬火的等温温度和等温时间对表层剩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&127;分钟后的外表剩余应力进行过测试,其结果如表2。由表2可知在260℃行动等温比在320℃等温的外表剩余应力要高出一倍多表2。35SiMn2MoV钢不同等温温度的外表剩余应力可见外表剩余应力状态对渗碳等温淬火的等温温度是很敏感的。不仅等温温度对外表剩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分钟的剩余应力进行过测试。2分钟后剩余压应力为-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剩余应力变化不大。从上面的讨论说明,渗碳层与心部马氏体转变的先后顺序对表层剩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〕点的外表化学热处理如渗碳、氮化、氰化等都为造成表层剩余压应力提供了条件,如高碳钢的氮化--淬火工艺,由于表层,&127;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剩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外表剩余压应力之故。此外,&127;从获得表层剩余压应力的合理分布的观点来看,单一的外表强化工艺不容易获得理想的表层剩余压应力分布,而复合的外表强化工艺那么可以有效的改善表层剩余应力的分布。如渗碳淬火的剩余应力一般在外表压应力较低,最大压应力那么出现在离外表一定深度处,而且剩余压力层较厚。氮化后的外表剩余压应力很高,但剩余压应力层很溥,往里急剧下降。如果采用渗碳--&127;氮化复合强化工艺,那么可获得更合理的应力分布状态。&127;因此外表复合强化工艺,如渗碳--氮化,渗碳--&127;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防止的,而且往往是有害的&127;。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外表受压,当组织应力占主导地时应力分布为心部受压外表受拉。

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涉及到外表,可获得表层剩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。&127;使工件获得比直接淬火更大的表层剩余压应力,可进一步提高渗碳件的疲劳强度。

6、复合外表强化工艺可使表层剩余压应力分布更合理,可明显提高工件的疲劳强度。钢珠薄层渗碳新工艺作

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HRC60～65。生产厂家为了到达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)，钢珠的渗层厚度到达了1.2～1.4mm。如此厚的渗层，虽使压碎负荷到达了要求，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、生产本钱高，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，降低本钱，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研究工程及方法

2.1研究工程(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、本钱降低的新工艺。

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Ф6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Y——2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。表1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响处理条件(0C)900905910915920930原工艺未淬火百粒裂纹数(个)7786657可见，裂纹个数均在5%～8%之间。裂纹形状、宽度、深度根本一致。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，局部结果见表2。表2渗碳温度、渗碳时间与渗碳层厚度的关系

2.5h3.5h4.5h900℃0.55mm0.75mm0.9mm930℃0.73mm0.93mm1.1mm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，它分解比拟完全，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，提高渗层外表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，被贫碳外表强裂吸附，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，渗速比拟大，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)和心部两局部的强度。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，波谱分析说明，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，裂纹沿过渡层开展，且它的浓度梯度过渡比拟平缓，这样渗碳层和心部基体结合比拟紧密。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，距外表约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，经历沿晶开展准解理，使抗压强度降低，裂纹有一局部是沿晶断裂，另一方面是脆性断裂，断裂距离外表约为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/min468N17800180001750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，零件外表要求到达共析浓度，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9150C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)提高了外表剩余压应力钢珠经浅层渗碳直接淬火后获得了较高的外表剩余压应力。外表剩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外表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。如果渗碳层外表有较高的剩余应力，那么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剩余奥氏体游离碳化物出现，这些产物对剩余压应力有害。如果渗层表层碳含量过高，存在大量剩余奥氏体及其它异常组织，那么渗层表层出现剩余拉应力。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2.5～3h，外表碳浓度才趋于饱和。当渗层深小于0.65mm时，渗层碳浓度没有到达饱和，此时马氏体的比容随渗层含碳量的增加而增加，剩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，表层剩余奥氏体量增加，表层马氏体转变量相对减少，剩余压应力降低，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，也使外表剩余压应力降低。原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，即属后一种情况。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，而表层尚未到达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，造成外表受压，心部受拉的状态。

(2)细化了渗碳层马氏体及剩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，外表针状马氏体的粗细，将直接影响渗层外表的接触疲劳寿命。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(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，外表的碳浓度为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)，外表浓度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：渗碳外表的接触疲劳寿命与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。由于剩余奥氏体的存在，使受负荷的外表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，很难穿过剩余奥氏体，因此在一定应力作用下，沿马氏体开展的裂纹一旦到达马氏体与剩余奥氏体面，裂纹就会停止开展。只有在提高外加负荷时，裂纹才会产生分岔，绕过剩余奥氏体继续开展。因为裂纹产生分岔吸收能量，有利于韧性的提高。相反，如果外表存在拉应力，那么促进产生因相互滑动引起的切应力，那么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剩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，其剩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外表，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，仍有局部剩余奥氏体存在，它对韧性仍有利。原工艺处理的试样表层剩余奥氏体过量，呈块状分布于粗大M针和边缘，发生疲劳破坏时，根本上看不出剩余奥氏体量的变化，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，疲劳破坏的外表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。凡裂纹萌生于外表的呈纤维状剥落为点蚀，新工艺的钢珠加负荷运转13.5h后外表麻点属于此类；裂纹萌生于外表呈片状剥落的为剥落，原工艺处理的钢珠加负荷运转1.5h后其外表因强度缺乏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外表硬度低，这是由渗碳层中含有大量剩余奥氏体且呈不规那么分布所导致的。浓度分析说明：该钢珠表层碳浓度为1.0%左右，渗碳温度又高，故产生大量剩余奥氏体。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，软的剩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。新工艺钢珠表层剩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。以上试验说明，剩余奥氏体的强韧作用取决于剩余奥氏体的机械稳定性，即一方面要存在一定数量的剩余奥氏体，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，根据上述的试验分析，从既经济又提高产品性能、质量、寿命的原那么出发，确定的热处理工艺是9150C渗碳5h、直接淬火，见图3。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剩余奥氏体含量，使剩余压应力增加，提高了抵抗外表裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层外表强韧性和疲劳强度，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，反而显着降低，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。

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