表面淬火工艺原理4-2

4.2 表面淬火工艺原理

一、钢在非平衡加热时的相变特点

如前所述，钢在表面淬火时，其基奉条件是有足够的能量密度提供表面加热，使表面有足够快的速度达到相变点以上的温度。因此，表面淬火时，钢处于非平衡加热。

钢在非平衡加热时有如下特点：

1．在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度的增加而提高。

在快速加热时均随着加热速度的增加而向高温移动。但当加热速度大到某一范围时，所有亚共析钢的转变温度均相同.加热速度愈快，奥氏体形成温度范围愈宽，但形成速度快；形成时间短．加热速度对奥氏体开始形成温度影响不大，但随着加热速度的提高，显著提高了形成终了温度．原始组织愈不均匀，最终形成温度提得愈高．

2．奥氏体成分不均匀性随着加热速度的增加而增大

如前所述，随着加热速度的增大，转变温度提高，转变温度范围扩大．随着转变温度的升高，与铁素体相平衡的奥氏体碳浓度降低，而与渗碳体相平衡的奥氏体碳浓度增大．因此，与铁素体相毗邻的奥氏体碳浓度将和与渗碳体相毗邻的奥氏体中碳浓度有很大差异。由于加热速度快，加热时间短，碳及合金元素来不及扩散，将造成奥氏体中成分的不均匀，且随着加热速度的提高，奥氏体成分的不均匀性增大。例如0.4％C碳钢，当以130℃／s的加热速度加热至900℃时，奥氏体中存在着1.6％C的碳浓度区．显然，快速加热时，钢种、原始组织对奥氏体成分的均匀性有很大影响．对热传导系数小，碳化物粗大且溶解困难的高合金钢采用快速加热是有困难的．

3．提高加热速度可显著细化奥氏体晶粒．

快速加热时，过热度很大，奥氏体晶核不仅在铁素体一碳化物相界面上形成，而且也可能在铁素体的亚晶界上形成，因此使奥氏体的成核串增大。又由于加热时间极短，奥氏体晶粒来不及长大．当用超快速加热时，可获得超细化晶粒。

4．快速加热对过冷奥氏体的转变及马氏体回火有明显影响．

快速加热使奥氏体成分不均匀及晶粒细化，减小了过冷奥氏体的稳定性，使c曲线左移．由于奥氏体成分的不均匀性，特别是亚共析钢，还会出现二种成分不均匀性现象。在珠光体区域，原渗碳体片区与原铁索体片区之间存在着成分的不均匀性，这种区域很傲小，即在微小体积内的不均匀性．而在原珠光体区与原先共析铁索体块区也存在着成分的不均匀性，这是大体积范围内的不均匀性．由于存在这种成分的大体积不均匀性，将使这二区域的马氏体转变点不同，马氏体形态不同．即相当于原铁素体区出现低碳马氏体，原珠光体区出现高碳马氏体．由于快速加热奥氏体成分的不均匀性，淬火后马氏体成分也不均匀，所以，尽管淬火后硬度较高，但回火时硬度下降较快，因此回火温度应比普通加热淬火的略低。

二、表面淬火的组织与性能

1．表面淬火的金相组织

钢件经表面淬火后的金相组织与钢种、淬火前的原始组织及淬火加热时沿截面温度的分布有关。最简单的是原始组织为退火状态的共析钢。淬火以后金相组织应分为三区，自表面向心部分别为马氏体区(M) (包括残余奥氏体)，马氏体加珠光体(M十P)及珠光体(P)区。这里所以出现马氏体加珠光体区，因快速加热时奥氏体是在一个温度区间、并非在一个恒定温度形成的，其界限相当于沿截面温度曲线的奥氏体开始形成温度及奥氏体形成终了温度．在全马氏体区，自表面向里，由于温度的差别，在有情况下也可以看到其差别，最表面温度高，马氏体较粗大，中间均匀细小，紧靠开始形成温度区，由于其淬火前奥氏体成分不均匀，如腐蚀适当，将能看到珠光体痕迹(“珠光体灵魂”)．在温度低于奥氏体形成终了温度区，由于原为退火组织，加热时不能发生组织变化，故为淬火前原始组织．

若表面淬火前原始组织为正火状态的45钢，则表面淬火以后其金相组织沿截面变化将要复杂得多．如果采用的是淬火烈度很大的淬火介质，即只要加热温度高于临界点，凡是奥氏体区均能淬成马氏体，按其金相组织分为四区，表面马氏体区(M)，往里为马氏体加铁素体(M+F）,再往里为马氏体加铁索体加珠光体区，中心相当于温度低于奥氏体开始形成温度区为淬火前原始组织，即珠光体加铁索体。在全马氏体区，金相组织也有明显区别，在紧靠相变点Ac3区，相当于原始组织铁索体部位为腐蚀颜色深的低碳马氏体区，相当于原来珠光体区为不易腐蚀的隐晶马氏体区，二者颜色深浅差别很大(图4-5b)。由此移向淬火表面，低碳

马氏体区逐渐扩大，颜色逐渐变浅，而隐晶马氏体区颜色增深，靠近表面变成中碳马氏体(如图4-5a)。

图4-5 45钢表面淬火后不同加热温度区的金相组织

若45钢表面淬火前原始组织为调质状态，由于回火索氏体为粒状渗碳化均匀分布在铁素体基体上的均匀组织，因此表面淬火后不会出现由于上述那种碳浓度大体积不均匀性所造成的淬火组织的不均匀．在截面上相当于Acl与Ac3，温度区的淬火组织中，未溶铁索体也分布得比较均匀．在淬火加热温度低于Ac1，至相当于调质回火温度区，如图4-6中C区，由于其温度高于原调质回火温度而又低于临界点，因此将发生进一步回火现象。表面淬火将导致这一区域硬度下降(图4—6)．这一部分的回火程度取决于参数M，其区域大小取决于表面淬火加热时沿截面的温度梯度。加热速度愈快，沿截面的温度梯度愈陡，该区域愈小．由于加热速度快，加热时间短，参数M小，回火程度也减小．

表面淬火淬硬层深度一般计至半马氏体(50％M)区，宏观的测定方法是沿截面制取金相试样，用硝酸酒精腐蚀，根据淬硬区与未淬硬区的颜色差别来确定(淬硬区颜色浅)；也可借测定截面硬度来决定。

图4-6原始组织为调质状态的45钢表面淬火后沿截面硬度

2．表面淬火后的性能

(1)表面硬度

快速加热，激冷淬火后的工件表面硬度比普通加热淬火高。例如激光加热淬火的45钢硬度比普通淬火的可高4个洛氏硬度单位；高频加热喷射淬火的，其表面硬度比普通加热淬火的硬度也高2～3个洛氏硬度单位。这种增高硬度现象与加热温度及加热速度有关．当加热速度一定，在某一温度范围内可以出现增加硬度的现象，提高加热速度，可使这一温度范围移向高温，看来这和快速加热时奥氏体成分不均匀性、奥氏体晶粒及亚结构细化有关。

(2)耐磨性

快速加热表面淬火后工件的耐磨性比普通淬火的高。快速表面淬火的耐磨性优于普通淬火的。看来，这也与其奥氏体晶粒细化、奥氏体成分的不均匀，表面硬度较高及表面压应力状态等因素有关。

(3)疲劳强度

采用正确的表面淬火工艺，可以显著地提高零件的抗疲劳性能。例如40Gr钢，调质加表面淬火(淬硬层深度0，9mm)的疲劳极限为324N／mm2，而凋质处理的仅为235N／mm2。

表面淬火还可显著地降低疲劳试验时的缺口敏感性。表面淬火提高疲劳强度的原因，除了由于表层本身的强度增高外，主要是因为在表层形成很大的残余压应力。表面残余压应力愈大，工件抗疲劳性能愈高。

3．表面淬火淬硬层深度及分布对工件承载能力的影响

虽然表面淬火有上述优点，但使用不当也会带来相反效果。例如淬硬层深度选择不当，或局部表面淬火硬化层分布不当，均可在局部地方引起应力集中而破坏。

(1)表面淬火硬化层与工件负载时应力分布的匹配即表面淬火淬硬层深度必须与承载相配。

(2)表面淬硬层深度与工件内残余应力的关系

由第三章所采用类似的分析方法可知，表面淬火时由于仅表面加热，仅表面发生胀缩，故表面将承受压应力。淬火冷却时表面热应力为拉应力，而表面组织应力为压应力，二者叠加结果，表面残余应力为压应力。这种内应力由于表面部分加热和冷却时的胀缩和组织转变时的比容变化所致，显然其应力大小及分布与淬硬层深度有关．试验表明，在工件直径一定的情况下，随着硬化层深度的增厚，表面残余压应力先增大，达到一定值后，若再继续增厚硬化层深度，表面残余压应力反而减小。残余应力还与沿淬火层深度的硬度分布有关，即与马氏体层的深度、过渡区的宽度及工件截面尺寸之间的比例有关。