热处理知识(7)

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，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
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2.5～3h，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。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(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，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0.1mm～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。　　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2 250N，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、寿命的原则出发，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残余奥氏体含量，使残余压应
力增加，提高了抵抗表面裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层表面
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。