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金屬熱處理

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金屬熱處理

發布日期:2015-08-06 來源:http://www.grandpadinosaur.com 點擊:

  

常用爐型的選擇




爐型的選擇 


網帶爐爐型應依據不同的工藝要求及工件的類型來決定
1.對於不能成批定型生產的,工件大小不相等的,種類較多的,要求工藝上具有通用性、
多用性的,可選用箱式爐
2.加熱長軸類及長的絲杆,管子等工件時,可選用深井式電爐。
3.小批量的滲碳零件,可選用井式氣體滲碳爐
4.對於大批量的汽車、拖拉機齒輪等零件的生產可選連續式滲碳生產線或箱式多用爐。
5.對衝壓件板材坯料的加熱大批量生產時,最好選用滾動爐,輥底爐。
6.對成批的定型零件,生產上可選用推杆式或傳送帶式電阻爐(推杆爐或鑄帶爐)
7.小型機械零件如:螺釘,螺母等可選用振底式爐或網帶式爐。
8.鋼球及滾柱熱處理可選用內螺旋的回轉管爐。
9.有色金屬錠坯在大批量生產時可用推杆式爐,而對有色金屬小零件及材料可用空氣循環加熱爐。

加熱缺陷及控製




一、過熱現象
  黄 色 成 人影片知道熱處理過程中加熱過熱最易導致奧氏體晶粒的粗大,使零件的機械性能下降。
1.一般過熱:加熱溫度過高或在高溫下保溫時間過長,引起奧氏體晶粒粗化稱為過熱。粗大的奧氏體晶粒會導致鋼的強韌性降低,脆性轉變溫度升高,增加淬火時的變形開裂傾向。而導致過熱的原因是爐溫儀表失控或混料(常為不懂工藝發生的)。過熱組織可經退火、正火或多次高溫回火後,在正常情況下重新奧氏化使晶粒細化。
2.斷口遺傳:有過熱組織的鋼材,重新加熱淬火後,雖能使奧氏體晶粒細化,但有時仍出現粗大顆粒狀斷口。產生斷口遺傳的理論爭議較多,一般認為曾因加熱溫度過高而使MnS之類的雜物溶入奧氏體並富集於晶界麵,而冷卻時這些夾雜物又會沿晶界麵析出,受衝擊時易沿粗大奧氏體晶界斷裂。
3.粗大組織的遺傳:有粗大馬氏體、貝氏體、魏氏體組織的鋼件重新奧氏化時,以慢速加熱到常規的淬火溫度,甚至再低一些,其奧氏體晶粒仍然是粗大的,這種現象稱為組織遺傳性。要消除粗大組織的遺傳性,可采用中間退火或多次高溫回火處理。
二、過燒現象
  加熱溫度過高,不僅引起奧氏體晶粒粗大,而且晶界局部出現氧化或熔化,導致晶界弱化,稱為過燒。鋼過燒後性能嚴重惡化,淬火時形成龜裂。過燒組織無法恢複,隻能報廢。因此在工作中要避免過燒的發生。
三、脫碳和氧化
  鋼在加熱時,表層的碳與介質(或氣氛)中的氧、氫、二氧化碳及水蒸氣等發生反應,降低了表層碳濃度稱為脫碳,脫碳鋼淬火後表麵硬度、疲勞強度及耐磨性降低,而且表麵形成殘餘拉應力易形成表麵網狀裂紋。
加熱時,鋼表層的鐵及合金與元素與介質(或氣氛)中的氧、二氧化碳、水蒸氣等發生反應生成氧化物膜的現象稱為氧化。高溫(一般570度以上)工件氧化後尺寸精度和表麵光亮度惡化,具有氧化膜的淬透性差的鋼件易出現淬火軟點。
    為了防止氧化和減少脫碳的措施有:工件表麵塗料,用不鏽鋼箔包裝密封加熱、采用鹽浴爐加熱、采用保護氣氛加熱(如淨化後的惰性氣體、控製爐內碳勢)、火焰燃燒爐(使爐氣呈還原性)
四、氫脆現象
  高強度鋼在富氫氣氛中加熱時出現塑性和韌性降低的現象稱為氫脆。出現氫脆的工件通過除氫處理(如回火、時效等)也能消除氫脆,采用真空、低氫氣氛或惰性氣氛加熱可避免氫脆。
當然,實際工作中有人利用此現象來為人服務(如合金的粉碎處理等)

幾種常見的熱處理概念




幾種常見熱處理概念 


1. 正火爐:將鋼材或鋼件加熱到臨界點AC3或ACM以上的適當溫度保持一定時間後在空氣中冷卻,得到珠光體類組織的熱處理工藝。
2. 退火annealing:將亞共析鋼工件加熱至AC3以上20—40度,保溫一段時間後,隨爐緩慢冷卻(或埋在砂中或石灰中冷卻)至500度以下在空氣中冷卻的熱處理工藝
3. 固溶熱處理:將合金加熱至高溫單相區恒溫保持,使過剩相充分溶解到固溶體中,然後快速冷卻,以得到過飽和固溶體的熱處理工藝
4. 時效:合金經固溶熱處理或冷塑性形變後,在室溫放置或稍高於室溫保持時,其性能隨時間而變化的現象。
5. 固溶處理:使合金中各種相充分溶解,強化固溶體並提高韌性及抗蝕性能,消除應力與軟化,以便繼續加工成型
6. 時效處理:在強化相析出的溫度加熱並保溫,使強化相沉澱析出,得以硬化,提高強度
7. 淬火:將鋼奧氏體化後以適當的冷卻速度冷卻,使工件在橫截麵內全部或一定的範圍內發生馬氏體等不穩定組織結構轉變的熱處理工藝
8. 回火:將經過淬火的工件加熱到臨界點AC1以下的適當溫度保持一定時間,隨後用符合要求的方法冷卻,以獲得所需要的組織和性能的熱處理工藝
9. 鋼的碳氮共滲:碳氮共滲是向鋼的表層同時滲入碳和氮的過程。習慣上碳氮共滲又稱為氰化,目前以中溫氣體碳氮共滲和低溫氣體碳氮共滲(即氣體軟氮化)應用較為廣泛。中溫氣體碳氮共滲的主要目的是提高鋼的硬度,耐磨性和疲勞強度。低溫氣體碳氮共滲以滲氮為主,其主要目的是提高鋼的耐磨性和抗咬合性。
10. 調質處理quenching and tempering:一般習慣將淬火加高溫回火相結合的熱處理稱為調質處理。調質處理廣泛應用於各種重要的結構零件,特別是那些在交變負荷下工作的連杆、螺栓、齒輪及軸類等。調質處理後得到回火索氏體組織,它的機械性能均比相同硬度的正火索氏體組織為優。它的硬度取決於高溫回火溫度並與鋼的回火穩定性和工件截麵尺寸有關,一般在HB200—350之間。
11. 釺焊:用釺料將兩種工件粘合在一起的熱處理工藝

回火的種類及應用




  根據工件性能要求的不同,按其回火溫度的不同,可將回火分為以下幾種:
(一)低溫回火(150-250度)
低溫回火所得組織為回火馬氏體。其目的是在保持淬火鋼的高硬度和高耐磨性的前提下,降低其淬火內應力和脆性,以免使用時崩裂或過早損壞。它主要用於各種高碳的切削刃具,量具,冷衝模具,滾動軸承以及滲碳件等,回火後硬度一般為HRC58-64。
(二)中溫回火(350-500度)
中溫回火所得組織為回火屈氏體。其目的是獲得高的屈服強度,彈性極限和較高的韌性。因此,它主要用於各種彈簧和熱作模具的處理,回火後硬度一般為HRC35-50。
(三)高溫回火(500-650度)
高溫回火所得組織為回火索氏體。習慣上將淬火加高溫回火相結合的熱處理稱為調質處理,其目的是獲得強度,硬度和塑性,韌性都較好的綜合機械性能。因此,廣泛用於汽車,拖拉機,機床等的重要結構零件,如連杆,螺栓,齒輪及軸類。回火後硬度一般為HB200-330。

氣氛與金屬的化學反應




一. 氣氛與鋼鐵的化學反應
1. 氧化
2Fe+O2→2FeO
Fe+H2O→FeO+H2
FeC+CO2→Fe+2CO
2. 還原
FeO+H2→Fe+H2O    FeO+CO→Fe+O2
3. 滲碳
2CO→[C]+CO2
Fe+[C]→FeC
CH4→[C]+2H2
4.滲氮
2NH3→2[N]+3H2
Fe+[N]→FeN
二. 各種氣氛對金屬的作用
氮氣:在≥1000度時會與Cr,CO,Al.Ti反應
氫氣:可使銅,鎳,鐵,鎢還原。當氫氣中的水含量達到百分之0.2—0.3時,會使鋼脫碳
水:≥800度時,使鐵、鋼氧化脫碳,與銅不反應
一氧化碳:其還原性與氫氣相似,可使鋼滲碳
三. 各類氣氛對電阻元件的影響
鎳鉻絲,鐵鉻鋁:含硫氣氛對電阻絲有害

鋼的氮化及碳氮共滲



鋼的氮化(氣體氮化)

概念:氮化是向鋼的表麵層滲入氮原子的過程,其目的是提高表麵硬度和耐磨性,以及提高疲勞強度和抗腐蝕性。
    它是利用氨氣在加熱時分解出活性氮原子,被鋼吸收後在其表麵形成氮化層,同時向心部擴散。
    氮化通常利用專門設備或井式滲碳爐來進行。適用於各種高速傳動精密齒輪、機床主軸(如鏜杆、磨床主軸),高速柴油機曲軸、閥門等。
氮化工件工藝路線:鍛造-退火-粗加工-調質-精加工-除應力-粗磨-氮化-精磨或研磨。
    由於氮化層薄,並且較脆,因此要求有較高強度的心部組織,所以要先進行調質熱處理,獲得回火索氏體,提高心部機械性能和氮化層質量。
鋼在氮化後,不再需要進行淬火便具有很高的表麵硬度大於HV850)及耐磨性。
    氮化處理溫度低,變形很小,它與滲碳、感應表麵淬火相比,變形小得多
    鋼的碳氮共滲:碳氮共滲是向鋼的表層同時滲入碳和氮的過程,習慣上碳氮共滲又稱作氰化。目前以中溫氣體碳氮共滲和低溫氣體碳氮共滲(即氣體軟氮化)應用較是廣。中溫氣體碳氮共滲的主要目的是提高鋼的硬度,耐磨性和疲勞強度,低溫氣體碳氮共滲以滲氮為主,其主要目的是提高鋼的耐磨性和抗咬合性。

鈹青銅的熱處理




鈹青銅是一種用途極廣的沉澱硬化型合金。經固溶及時效處理後,強度可達1250-1500MPa(1250-1500公斤)。其熱處理特點是:固溶處理後具有良好的塑性,可進行冷加工變形。但再進行時效處理後,卻具有極好的彈性極限,同時硬度、強度也得到提高。
(1) 鈹青銅的固溶處理
    一般固溶處理的加熱溫度在780-820℃之間,對用作彈性元件的材料,采用760-780℃,主要是防止晶粒粗大影響強度。固溶處理爐溫均勻度應嚴格控製在±5℃。保溫時間一般可按1小時/25mm計算,鈹青銅在空氣或氧化性氣氛中進行固溶加熱處理時,表麵會形成氧化膜。雖然對時效強化後的力學性能影響不大,但會影響其冷加工時工模具的使用壽命。為避免氧化應在真空爐或氨分解、惰性氣體、還原性氣氛(如氫氣、一氧化碳等)中加熱,從而獲得光亮的熱處理效果。此外,還要注意盡量縮短轉移時間(此淬水時),否則會影響時效後的機械性能。薄形材料不得超過3秒,一般零件不超過5秒。淬火介質一般采用水(無加熱的要求),當然形狀複雜的零件為了避免變形也可采用油。
(2) 鈹青銅的時效處理
    鈹青銅的時效溫度與Be的含量有關,含Be小於2.1%的合金均宜進行時效處理。對於Be大於1.7%的合金,最佳時效溫度為300-330℃,保溫時間1-3小時(根據零件形狀及厚度)。Be低於0.5%的高導電性電極合金,由於溶點升高,最佳時效溫度為450-480℃,保溫時間1-3小時。近年來還發展出了雙級和多級時效,即先在高溫短時時效,而後在低溫下長時間保溫時效,這樣做的優點是性能提高但變形量減小。為了提高鈹青銅時效後的尺寸精度,可采用夾具夾持進行時效,有時還可采用兩段分開時效處理。
(3) 鈹青銅的去應力處理
    鈹青銅去應力退火溫度為150-200℃,保溫時間1-1.5小時,可用於消除因金屬切削加工、校直處理、冷成形等產生的殘餘應力,穩定零件在長期使用時的形狀及尺寸精度。


熱處理應力及其影響




熱處理殘餘力是指工件經熱處理後最終殘存下來的應力,對工件的形狀,&127;尺寸和性能都有極為重要的影響。當它超過材料的屈服強度時,&127;便引起工件的變形,超過材料的強度極限時就會使工件開裂,這是它有害的一麵,應當減少和消除。但在一定條件下控製應力使之合理分布,就可以提高零件的機械性能和使用壽命,變有害為有利。分析鋼在熱處理過程中應力的分布和變化規律,使之合理分布對提高產品質量有著深遠的實際意義。例如關於表層殘餘壓應力的合理分布對零件使用壽命的影響問題已經引起了人們的廣泛重視。
一、鋼的熱處理應力
    工件在加熱和冷卻過程中,由於表層和心部的冷卻速度和時間的不一致,形成溫差,就會導致體積膨脹和收縮不均而產生應力,即熱應力。在熱應力的作用下,由於表層開始溫度低於心部,收縮也大於心部而使心部受拉,當冷卻結束時,由於心部最後冷卻體積收縮不能自由進行而使表層受壓心部受拉。即在熱應力的作用下最終使工件表層受壓而心部受拉。這種現象受到冷卻速度,材料成分和熱處理工藝等因素的影響。當冷卻速度愈快,含碳量和合金成分愈高,冷卻過程中在熱應力作用下產生的不均勻塑性變形愈大,最後形成的殘餘應力就愈大。另一方麵鋼在熱處理過程中由於組織的變化即奧氏體向馬氏體轉變時,因比容的增大會伴隨工件體積的膨脹,&127;工件各部位先後相變,造成體積長大不一致而產生組織應力。組織應力變化的最終結果是表層受拉應力,心部受壓應力,恰好與熱應力相反。組織應力的大小與工件在馬氏體相變區的冷卻速度,形狀,材料的化學成分等因素有關。
    實踐證明,任何工件在熱處理過程中,&127;隻要有相變,熱應力和組織應力都會發生。&127;隻不過熱應力在組織轉變以前就已經產生了,而組織應力則是在組織轉變過程中產生的,在整個冷卻過程中,熱應力與組織應力綜合作用的結果,&127;就是工件中實際存在的應力。這兩種應力綜合作用的結果是十分複雜的,受著許多因素的影響,如成分、形狀、熱處理工藝等。就其發展過程來說隻有兩種類型,即熱應力和組織應力,作用方向相反時二者抵消,作用方向相同時二者相互迭加。不管是相互抵消還是相互迭加,兩個應力應有一個占主導因素,熱應力占主導地位時的作用結果是工件心部受拉,表麵受壓。&127;組織應力占主導地位時的作用結果是工件心部受壓表麵受拉。
二、熱處理應力對淬火裂紋的影響
    存在於淬火件不同部位上能引起應力集中的因素(包括冶金缺陷在內),對淬火裂紋的產生都有促進作用,但隻有在拉應力場內(&127;尤其是在最大拉應力下)才會表現出來,&127;若在壓應力場內並無促裂作用。
    淬火冷卻速度是一個能影響淬火質量並決定殘餘應力的重要因素,也是一個能對淬火裂紋賦於重要乃至決定性影響的因素。為了達到淬火的目的,通常必須加速零件在高溫段內的冷卻速度,並使之超過鋼的臨界淬火冷卻速度才能得到馬氏體組織。就殘餘應力而論,這樣做由於能增加抵消組織應力作用的熱應力值,故能減少工件表麵上的拉應力而達到抑製縱裂的目的。其效果將隨高溫冷卻速度的加快而增大。而且,在能淬透的情況下,截麵尺寸越大的工件,雖然實際冷卻速度更緩,開裂的危險性卻反而愈大。這一切都是由於這類鋼的熱應力隨尺寸的增大實際冷卻速度減慢,熱應力減小,&127;組織應力隨尺寸的增大而增加,最後形成以組織應力為主的拉應力作用在工件表麵的作用特點造成的。並與冷卻愈慢應力愈小的傳統觀念大相徑庭。對這類鋼件而言,在正常條件下淬火的高淬透性鋼件中隻能形成縱裂。避免淬裂的可靠原則是設法盡量減小截麵內外馬氏體轉變的不等時性。僅僅實行馬氏體轉變區內的緩冷卻不足以預防縱裂的形成。一般情況下隻能產生在非淬透性件中的弧裂,雖以整體快速冷卻為必要的形成條件,可是它的真正形成原因,卻不在快速冷卻(包括馬氏體轉變區內)本身,而是淬火件局部位置(由幾何結構決定),在高溫臨界溫度區內的冷卻速度顯著減緩,因而沒有淬硬所致&127;。產生在大型非淬透性件中的橫斷和縱劈,是由以熱應力為主要成份的殘餘拉應力作用在淬火件中心&127;,而在淬火件末淬硬的截麵中心處,首先形成裂紋並由內往外擴展而造成的。為了避免這類裂紋產生,往往使用水--油雙液淬火工藝。在此工藝中實施高溫段內的快速冷卻,目的僅僅在於確保外層金屬得到馬氏體組織,&127;而從內應力的角度來看,這時快冷有害無益。其次,冷卻後期緩冷的目的,主要不是為了降低馬氏體相變的膨脹速度和組織應力值,而在於盡量減小截麵溫差和截麵中心部位金屬的收縮速度,從而達到減小應力值和最終抑製淬裂的目的。
三、殘餘壓應力對工件的影響
    滲碳表麵強化作為提高工件的疲勞強度的方法應用得很廣泛的原因。一方麵是由於它能有效的增加工件表麵的強度和硬度,提高工件的耐磨性,另一方麵是滲碳能有效的改善工件的應力分布,在工件表麵層獲得較大的殘餘壓應力,&127;提高工件的疲勞強度。如果在滲碳後再進行等溫淬火將會增加表層殘餘壓應力,使疲勞強度得到進一步的提高。有人對35SiMn2MoV鋼滲碳後進行等溫淬火與滲碳後淬火低溫回火的殘餘應力進行過測試其結果如表1。

  

表1.35SiMn2MoV鋼滲碳等溫淬火與滲碳低溫回火後的殘餘應力值

從表1的測試結果可以看出等溫淬火比通常的淬火低溫回火工藝具有更高的表麵殘餘壓應力。等溫淬火後即使進行低溫回火,其表麵殘餘壓應力,也比淬火後低溫回火高。因此可以得出這樣一個結論,即滲碳後等溫淬火比通常的滲碳淬火低溫回火獲得的表麵殘餘壓應力更高,從表麵層殘餘壓應力對疲勞抗力的有利影響的觀點來看,滲碳等溫淬火工藝是提高滲碳件疲勞強度的有效方法。滲碳淬火工藝為什麽能獲得表層殘餘壓應力?滲碳等溫淬火為什麽能獲得更大的表層殘餘壓應力?其主要原因有兩個:一個原因是表層高碳馬氏體比容比心部低碳馬氏體的比容大,淬火後表層體積膨脹大,而心部低碳馬氏體體積膨脹小,製約了表層的自由膨脹,&127;造成表層受壓心部受拉的應力狀態。而另一個更重要的原因是高碳過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始轉變溫度(Ms),比心部含碳量低的過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始溫度(Ms)低。這就是說在淬火過程中往往是心部首先產生馬氏體轉變引起心部體積膨脹,並獲得強化,而表麵還末冷卻到其對應的馬氏體開始轉變點(Ms),故仍處於過冷奧氏體狀態,&127;具有良好的塑性,不會對心部馬氏體轉變的體積膨脹起嚴重的壓製作用。隨著淬火冷卻溫度的不斷下降使表層溫度降到該處的(Ms)點以下,表層產生馬氏體轉變,引起表層體積的膨脹。但心部此時早已轉變為馬氏體而強化,所以心部對表層的體積膨脹將會起很大的壓製作用,使表層獲得殘餘壓應力。&127;而在滲碳後進行等溫淬火時,當等溫溫度在滲碳層的馬氏體開始轉變溫度(Ms)以上,心部的馬氏體開始轉變溫度(&127;Ms)點以下的適當溫度等溫淬火,比連續冷卻淬火更能保證這種轉變的先後順序的特點(&127;即保證表層馬氏體轉變僅僅產生於等溫後的冷卻過程中)。&127;當然滲碳後等溫淬火的等溫溫度和等溫時間對表層殘餘應力的大小有很大的影響。有人對35SiMn2MoV鋼試樣滲碳後在260℃和320℃等溫40&127;分鍾後的表麵殘餘應力進行過測試,其結果如表2。 由表2可知在260℃行動等溫比在320℃等溫的表麵殘餘應力要高出一倍多

表2。 35SiMn2MoV鋼不同等溫溫度的表麵殘餘應力
可見表麵殘餘應力狀態對滲碳等溫淬火的等溫溫度是很敏感的。不僅等溫溫度對表麵殘餘壓應力狀態有影響,而且等溫時間也有一定的影響。有人對35SiMn2V鋼在310℃等溫2分鍾,10分鍾,90分鍾的殘餘應力進行過測試。2分鍾後殘餘壓應力為-20kg/mm,10分鍾後為-60kg/mm,60分鍾後為-80kg/mm,60分鍾後再延長等溫時間殘餘應力變化不大。
從上麵的討論表明,滲碳層與心部馬氏體轉變的先後順序對表層殘餘應力的大小有重要影響。滲碳後的等溫淬火對進一步提高零件的疲勞壽命具有普遍意義。此外能降低表層馬氏體開始轉變溫度(Ms)點的表麵化學熱處理如滲碳、氮化、氰化等都為造成表層殘餘壓應力提供了條件,如高碳鋼的氮化--淬火工藝,由於表層,&127;氮含量的提高而降低了表層馬氏體開始轉變點(Ms),淬火後獲得了較高的表層殘餘壓應力使疲勞壽命得到提高。又如氰化工藝往往比滲碳具有更高的疲勞強度和使用壽命,也是因氮含量的增加可獲得比滲碳更高的表麵殘餘壓應力之故。此外,&127;從獲得表層殘餘壓應力的合理分布的觀點來看,單一的表麵強化工藝不容易獲得理想的表層殘餘壓應力分布,而複合的表麵強化工藝則可以有效的改善表層殘餘應力的分布。如滲碳淬火的殘餘應力一般在表麵壓應力較低,最大壓應力則出現在離表麵一定深度處,而且殘餘壓力層較厚。氮化後的表麵殘餘壓應力很高,但殘餘壓應力層很溥,往裏急劇下降。如果采用滲碳--&127;氮化複合強化工藝,則可獲得更合理的應力分布狀態。&127;因此表麵複合強化工藝,如滲碳--氮化,滲碳--&127;高頻淬火等,都是值得重視的方向。
根據上述討論可得出以下結論;
1、熱處理過程中產生的應力是不可避免的,而且往往是有害的&127;。但成人版富二代可以控製熱處理工藝盡量使應力分布合理,就可將其有害程度降低到最低限度,甚至變有害為有利。
2、當熱應力占主導地位時應力分布為心部受拉表麵受壓,當組織應力占主導地時應力分布為心部受壓表麵受拉。
3、在高淬透性鋼件中易形成縱裂,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橫斷和縱劈。
4、滲碳使表層馬氏體開始轉變溫度(Ms)點下降,可導至淬火時馬氏體轉變順序顛倒,心部首先發生馬氏體轉變而後才波及到表麵,可獲得表層殘餘壓應力而提高抗疲勞強度。
5、滲碳後進行等溫淬火可保證心部馬氏體轉變充分進行以後,表層組織轉變才進行。&127;使工件獲得比直接淬火更大的表層殘餘壓應力,可進一步提高滲碳件的疲勞強度。
6、複合表麵強化工藝可使表層殘餘壓應力分布更合理,可明顯提高工件的疲勞強度。

 

鋼珠薄層滲碳新工藝




1 引言
  鋼珠的主要失效方式是接觸疲勞剝落,但現行的鋼珠質量標準卻隻檢查其壓碎負荷的大小和硬度,而對鋼珠的接觸疲勞性能卻未作要求。以自行車鋼珠為例,壓碎負荷國標為15 500N,部優為16 700N,硬度為HRC60~65。生產廠家為了達到對壓碎負荷的高標準要求,均按高溫滲碳、降溫淬火工藝(以下稱原工藝)進行生產(圖1),鋼珠的滲層厚度達到了1.2~1.4mm。如此厚的滲層,雖使壓碎負荷達到了要求,但對鋼珠的接觸疲勞性能影響如何,尚屬未知。另外由於該工藝采用的是高溫滲碳、降溫淬火,不僅生產周期長、生產成本高,而且滲層中還析出了不均勻的網狀碳化物,心部析出鐵素體,不利於接觸疲勞性能的提高。

  本文將研究在不降低鋼珠壓碎負荷的前提下,提出新工藝,盡可能提高其疲勞性能,降低成本,增加經濟效益。其次將研究盡量采用較低的滲碳溫度,以提高爐罐壽命(因為生產所用的滲碳罐是由鋼板焊接而成,滲碳溫度的變化對其壽命影響很顯著)。

2 研究項目及方法
2.1研究項目
  (1)在不同溫度(9000C,9050C,9100C,9200C)對鋼珠滲碳直接淬火,考查其裂紋傾向。
  (2)測定滲層厚度——滲碳溫度、滲碳時間的關係。
  (3)滲碳溫度及滲碳深度對抗壓碎負荷的影響。
  (4)煤油滴量對壓碎負荷的影響。
  (5)在優選溫度下,滲碳層深度對接觸疲勞性能的影響。
  (6)通過上述研究,提出有利於鋼珠質量提高、成本降低的新工藝。
2.2試驗材料及試樣
  試驗材料為15號鋼,其化學成分為:0.15%C,0.15%Si,0.40%Mn,0.03%S,0.02%P。試樣為該材料加工成型的Ф6鋼珠。
2.3研究方法及設備
  (1)滲碳采用RTS-45-12滾筒式氣體滲碳爐。
  (2)采用VWPL型萬能試驗機對三個鋼珠進行壓碎試驗,以平均壓碎值為準。
  (3)接觸疲勞測定采用KG型疲勞試驗機,加載200kg,轉速2200r/min,每次9粒,滾動磨損,以出現針狀麻點為失效標準,行業檢查1h為合格。  (4)用JXA840掃描電鏡分析斷口。
  (5)滲碳層濃度測定采用Y——2型x射線分析儀。

3 驗結果分析
 3.1滲碳後直接淬火的鋼珠的裂紋傾向
  對不同溫度下滲碳後直接淬火的鋼珠及原工藝未淬火的鋼珠分別進行酸洗,檢查其裂紋情況,結果見表1。

          
 表1不同滲碳溫度對裂紋傾向的影響

處理條件(0 C)

900

905

910

915

920

930

原工藝未淬火

百粒裂紋數(個)

7

7

8

6

6

5

7

可見,裂紋個數均在5%~8%之間。裂紋形狀、寬度、深度基本一致。這說明裂紋是在軋球過程中產生的,而非淬火產生的,因而采用直接淬火方式應是可行的。
3.2 滲碳溫度及滲碳時間對滲層厚度的影響
  對於采用不同溫度(9000C,9050C,9100C,9150C,9200C,9300C)、不同滲碳時間(2.5h,3h,3.5h,4.5h)處理的試樣,測量其滲碳深度,部分結果見表2。

 

 

表2滲碳溫度、滲碳時間與滲碳層厚度的關係


2.5h

3.5h

4.5h

900℃

0.55mm

0.75mm

0.9mm

930℃

0.73mm

0.93mm

1.1mm

由此得出結論:在同一溫度曲線,開始滲碳速度(V始)較大,隨時間的增加,滲碳速度(V)下降,滲層隨時間增加而加厚。現對此分析。
  眾所周知,在滲碳過程中,滲碳速度受煤油的分解、活性碳原子的吸收及碳原子的擴散三方麵的影響。
  (1)煤油的分解溫度在8750C左右,在高於9000C的溫度下,它分解比較完全,可能認為不受溫度和時間的影響。
  (2)活性碳原子的吸附主要與滲入鋼中的成分和活性碳原子的析出速度有關。所以滲速主要取決於擴散過程。
   (3)根據菲克第一定律,提高滲層表麵的濃度梯度是加快滲速的重要途徑。在滲碳的初始階段,化學吸附了大量的活性碳原子,被貧碳表麵強裂吸附,因此鋼的滲層主要由滲層最外層的高濃度梯度所形成,產生了很高的碳濃度梯度。所以剛開始滲碳階段,滲速比較大,隨碳原子的滲入,碳濃度梯度逐漸下降,這樣,滲速也就減慢。
  (4)在同一滲碳的時間下隨溫度的升高,滲層增厚。這是由於隨溫度的升高,活性碳原子的活性提高,因此擴散速度也提高了。因此,滲層深度隨滲碳時間的增加而增加,隨滲碳溫度的升高而加深,但滲速隨時間的延長而減慢。
3.3 滲碳溫度、滲層厚度對抗壓負荷的影響
  對不同滲碳溫度及不同滲碳層深的試樣進行壓碎試驗,測其抗壓碎值,得到以下結論:滲碳溫度下降,碳層變薄,但其抗壓碎值不下降。
  出現這種情況的原因是滲碳淬火鋼珠的抗壓碎負荷取決於滲層(厚度及濃度梯度)和心部兩部分的強度。采取較低溫度(9150C)薄層(0.8mm)滲碳直接淬火,一方麵表層獲得了較細的馬氏體組織,改善了表層組織,提高了滲層的強韌性;另一方麵心部可得到全部高強度的低碳馬氏體組織(HRC45左右),也有利於壓碎負荷的提高。而原工藝用較高的溫度(9300C)長時間滲碳,隨後隨爐降溫至820℃淬火,這不但明顯粗化了滲層的馬氏體組織,而且在隨爐降溫過程中,表層析出網狀碳化物,使表層組織惡化,硬度降低,脆性增大;在心部析出較多的鐵素體或生成屈氏體,心部組織為粗板條的馬氏體及托氏體,硬度為HRC36左右。綜上所述,采用較低的溫度薄層滲碳,直接淬火,有利於鋼珠抗壓碎負荷的提高。
  另外,波譜分析表明,在低溫(9150C)滲碳5h的試樣滲層碳濃度平緩。而原工藝滲層碳濃度過高,雖經1.25h擴散,濃度梯度仍不夠平緩。試驗斷口分析也可證明這一點。
  新工藝的壓碎斷口是典型的韌性準解理,有撕裂棱和韌離,裂紋沿過渡層發展,且它的濃度梯度過渡比較平緩,這樣滲碳層和心部基體結合比較緊密。當受外力時,不易出現剝落現象,這就降低了裂紋的擴展能力,使抗壓強度提高。裂紋是沿晶界產生並擴展的,距表麵約0.5mm。相反,原工藝的斷口是脆性準解理,斷口裂紋從表層至過渡層,然後沿過渡層擴展,經曆沿晶發展準解理,使抗壓強度降低,裂紋有一部分是沿晶斷裂,另一方麵是脆性斷裂,斷裂距離表麵約為0.6mm。
3.4 滴量對抗壓碎值的影響
  對優選的溫度進行變滴量試驗,測其抗壓碎值,得出表3和圖2。該試驗條件為9150C,滲碳5h。可見煤油滴量在6ml/min的抗壓碎值較高。
            表3滴量與抗壓碎值的關係

ml/min

4

6

8

N

17800

18000

1750

 

煤油是一種含碳的有機液體,其中烷烴CnH2n+2占60%~65%,環烷烴CnH2n占20%~30%,其它烴CnH2n-6占7%~10%。它在高溫下才能裂解(下限8750C),裂解後的過剩碳較多,易於形成碳黑和結焦。滴量增加,碳勢增加,加快了滲速,提高了滲碳層的厚度,使它的抗壓碎值提高。但這不是說滴量越大越好,當滴量太大時,爐內碳勢增加的同時,將產生碳黑,包圍在滲碳鋼珠的周圍,使滲速降低;還由於碳勢增加,造成滲碳和表層的過渡區產生過大的濃度梯度,裂紋在過渡區易產生和擴展。由於薄層滲碳時間較短,且在碳勢不平衡的情況下進行,零件表麵要求達到共析濃度,所以在剛滲碳時,可適當增加滴量(7ml/min)。當滴量太小時,碳勢濃度不夠,使滲碳不均勻,造成抗壓碎負荷不穩定。
綜上所述,在9150C,5h滲碳情況下,滴量以6ml/min為適宜。
3.5 接觸疲勞強度與滲層深度的關係
這是需要重點分析的。
在9150C下,對不同滲層深度的鋼珠進行疲勞試驗,發現隨滲層的增加,疲勞壽命提高。到達一定值後,隨之下降。滲層深度為0.8mm(9150C滲碳5h直接淬火)的疲勞強度是原工藝的10倍。經分析,鋼珠疲勞強度提高的原因歸納如下。
(1)提高了表麵殘餘壓應力
  鋼珠經淺層滲碳直接淬火後獲得了較高的表麵殘餘壓應力。表麵殘餘應力是由於心部與滲層的奧氏體轉變為各種組織的順序不同和表麵高碳馬氏體的比容不同而形成的。
具體而言,當鋼珠受到一定的壓力後,裂紋垂直於受力方向開裂。如果滲碳層表麵有較高的殘餘應力,則可與外加載荷產生的使鋼珠開裂的力相抵抗,從而提高抗壓碎值。當滲層過深時會有過量的殘餘奧氏體遊離碳化物出現,這些產物對殘餘壓應力有害。如果滲層表層碳含量過高,存在大量殘餘奧氏體及其它異常組織,則滲層表層出現殘餘拉應力。滲層馬氏體中碳含量越高,比容越大,滲層壓應力越大。
試驗證明,低碳鋼滲碳層需經2.5~3h,表麵碳濃度才趨於飽和。當滲層深小於0.65mm時,滲層碳濃度沒有達到飽和,此時馬氏體的比容隨滲層含碳量的增加而增加,殘餘壓應力又隨馬氏體比容的增加而增加。當滲層深大於0.65mm時,隨含碳量的增加,表層殘餘奧氏體量增加,表層馬氏體轉變量相對減少,殘餘壓應力降低,且此時滲層深,心部低碳馬氏體量相對減少,表層高碳馬氏體量大大增加,也使表麵殘餘壓應力降低。原工藝處理的鋼珠接觸疲勞性能不好,即屬後一種情況。
形成機理:滲層與心部相比,存在著化學成分的很大差異,造成滲層中馬氏體MS的變化。在淬火冷卻過程中往往是心部首先轉變為馬氏體,而表層尚未達到MS點仍處於塑性的過冷奧氏體狀態,心部轉變所造成的體積膨脹引起的應力極易被表層的塑性變形所吸收。當溫度降至表層MS點時,滲層馬氏體轉變所引起的體積膨脹受已強化的心部製約,造成表麵受壓,心部受拉的狀態。  
(2)細化了滲碳層馬氏體及殘餘奧氏體
  高碳馬氏體以共格切變方式形成,當它長大到與其它馬氏體片或晶界相遇時會產生衝擊,形成應力場。由於高碳馬氏體很脆,不能通過變形或滑移消除應力,導致微裂紋產生。且隨馬氏體針長度的增加,裂紋的敏感度也增加。熱處理原理認為,表麵針狀馬氏體的粗細,將直接影響滲層表麵的接觸疲勞壽命。粗針狀馬氏體中的微裂紋是引起接觸疲勞破壞的天然裂紋源。
  原工藝生產的鋼珠,不僅滲層馬氏體粗大(6~7級),且殘留奧氏體也呈粗大狀,分布也不均勻。同時由於降溫,析出非均勻的網狀K,使表層馬氏體轉變量相對減少,表麵的碳濃度為1.0%左右,這將進一步降低滲層的強韌性。新工藝生產的鋼珠,表層針狀馬氏體較細(5級),表麵濃度0.8%左右,幾乎看不出K存在,少量殘留奧氏體也較均勻分布於細針狀馬氏體基體中,從而使表層的脆性降低,疲勞性能提高。
  形成機理:滲碳表麵的接觸疲勞壽命與M有關,高碳馬氏體是針片狀,硬而脆,針越粗,越脆,並常伴隨顯微裂紋產生。在外加負荷作用下,它的裂紋迅速擴展。由於殘餘奧氏體的存在,使受負荷的表麵產生了一定的塑性變形,接觸麵的寬度增加,從而相應地降低了接觸麵的壓應力,提高了壽命。另一方麵,由於塑性變形的作用,誘發奧氏體轉變成馬氏體,使之產生加工硬化,同樣提高了壽命。還由於在斷裂過程中,裂紋主要是沿馬氏體區域擴展,很難穿過殘餘奧氏體,因此在一定應力作用下,沿馬氏體發展的裂紋一旦到達馬氏體與殘餘奧氏體麵,裂紋就會停止發展。隻有在提高外加負荷時,裂紋才會產生分岔,繞過殘餘奧氏體繼續發展。因為裂紋產生分岔吸收能量,有利於韌性的提高。相反,如果表麵存在拉應力,則促進產生因相互滑動引起的切應力,則促進產生因相互滑動引起的切應力。所以,有一定分布於馬氏體周圍的殘餘奧氏體能提高材料抵抗裂紋擴展的能力。
  新工藝處理的試樣經疲勞磨損後,其殘餘奧氏體比原試樣明顯減少,形成的馬氏體較細小。因而馬氏體細小且韌性好可強化表麵,使之形成壓應力狀態,有利於提高其疲勞強度。試驗發現,試樣在發生疲勞破壞時,仍有部分殘餘奧氏體存在,它對韌性仍有利。
原工藝處理的試樣表層殘餘奧氏體過量,呈塊狀分布於粗大M針和邊緣,發生疲勞破壞時,基本上看不出殘餘奧氏體量的變化,相變強化效果大大降低,影響了壽命。
  (3)有效硬化層的提高有利於疲勞性能的提高
  鋼珠發生交變接觸應力時,其最大應力往往在表層或次表層。疲勞裂紋源一般產生在0.1mm~0.3mm的表層,這點被試驗所證明。所以為了提高疲勞性能,應著重於提高危險層的硬度和強度,而不一定要加厚滲層。由試驗得知:滲層厚小於0.75mm時,比原工藝的硬度提高4~5HRC,從而提高了危險層的強度,進而疲勞性能也提高,疲勞破壞的表麵形貌分析也證實了這一點。
  接觸疲勞損傷實際上是裂紋萌生和擴展的過程,通過斷口分析可以了解整個斷裂過程。根據裂紋萌生及剝落的特征,接觸疲勞可分為點蝕和剝落兩類。凡裂紋萌生於表麵的呈纖維狀剝落為點蝕,新工藝的鋼珠加負荷運轉13.5h後表麵麻點屬於此類;裂紋萌生於表麵呈片狀剝落的為剝落,原工藝處理的鋼珠加負荷運轉1.5h後其表麵因強度不足產生大片的深層剝落屬此類。
  造成這種情況的原因是原工藝鋼珠的表麵硬度低,這是由滲碳層中含有大量殘餘奧氏體且呈不規則分布所導致的。濃度分析表明:該鋼珠表層碳濃度為1.0%左右,滲碳溫度又高,故產生大量殘餘奧氏體。在接觸應力作用下,盡管存在誘變馬氏體,但數量較少,相變強化作用不明顯,在應力作用下,軟的殘餘奧氏體與硬的馬氏之間產生相對滑動,使裂紋萌生並擴展至沿晶斷裂,最後出現準解理斷口。原工藝鋼珠經曆滑移——沿晶斷裂——準解理,出現疲勞剝落。新工藝鋼珠表層殘餘奧氏體誘變馬氏體轉變,表層強韌性好,在發生疲勞破壞時,隻出現淺層準解理斷口。
  以上試驗表明,殘餘奧氏體的強韌作用取決於殘餘奧氏體的機械穩定性,即一方麵要存在一定數量的殘餘奧氏體,另一方麵在接觸應力下誘發馬氏體相變。
  總之,提高受應力作用大的表層或次表層的硬度,是提高疲勞壽命的有效途徑,而不是靠提高滲層

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