40钢亚温淬火_毕业设计.doc

1 绪论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，与其他加工工艺相比，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，或改变工件表面的化学成分，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。 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发展。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。 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基础。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，以避免加热过程中金属的氧化和脱碳等。 二十世纪以来，金属物理的发展和其他新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到更大发展。一个显著的进展是19011925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,使炉内气氛的碳势达到可控，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，发展了离子渗氮、渗碳工艺；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。 在长期的生产实践和科学实践中,人们对金属内部组织状态变化规律的认识不断深入。特别是从60年代以来，透射电镜和电子衍射技术的应用，各种测试技术的不断完善，在研究马氏体形态、亚结构及其与力学性能的关系，获得不同形态亚结构的马氏体的条件，第二相的形态、大小、数量及分布对力学性能影响等方面，都取得了很大的发展。建立在这些基础上的淬火新工艺也层出不穷，其中亚共析钢的亚温淬火就是其中之一。亚共析钢在之间的温度加热淬火称为亚温淬火。意即比正常淬火温度低的温度下淬火，其目的是提高冲击韧性值，降低冷脆转变温度及回火脆性倾向。有人研究了35crmnsi钢不同淬火状态的冲击韧性及硬度与回火温度的关系，可知经930淬火+650回火+800亚温淬火的韧性，随着回火温度的升高而单调提高，没有回火脆性。有人研究了直接应用亚温淬火时，淬火温度对45、40cr和60钢力学性能的影响，发现在和之间的淬火温度对力学性能的影响有一极大值。在以下510处淬火时,硬度、强度都达到了最大值，且略高于普通正常淬火。第一重型机械集团冶金研究所的刘时雨等人所做的理论分析与实验结果表明，20mnmo、12cr1mov钢（亚共析钢）在略低于的温度奥氏体化淬火，可提高钢的韧性，降低脆性转变温度，并可消除回火脆性。亚温淬火加热温度应接近于，以避免出现过多的铁素体而影响钢的强度。同时生产实践的结果表明大型低碳合金钢锻件经过亚温淬火热处理后，与正常调质、正常回火热处理工艺相比，在满足工件强度的条件下，不仅可以获得更细化的晶粒组织，节省能源，为性价比极佳的一种热处理方法。1.1 45钢性能应用及传统热处理方式一 45钢性能应用45钢用以制造蒸汽透平机、压缩机、泵的运动零件；还可代替渗碳钢制造齿轮、轴 、活塞销等零件(零件需经高频或火焰表面淬火)；并可用作铸件。 45钢广泛用于机械制造，这种钢的机械性能很好。但是这是一种中碳钢，淬火性能并不好， 45号钢可以淬硬至hrc4246。所以如果需要表面硬度，又希望发挥45钢优越的机械性能，常将45钢表面渗碳淬火，这样就能得到需要的表面硬度。 1. 45钢淬火后没有回火之前，硬度大于hrc55（最高可达hrc62）为合格。 实际应用的最高硬度为hrc55（高频淬火hrc58）。 2. 45钢不要采用渗碳淬火的热处理工艺。 调质处理后零件具有良好的综合机械性能，广泛应用于各种重要的结构零件，特别是那些在交变负荷下工作的连杆、螺栓、齿轮及轴类等。但表面硬度较低，不耐磨。可用调质表面淬火提高零件表面硬度。 渗碳处理一般用于表面耐磨、芯部耐冲击的重载零件，其耐磨性比调质表面淬火高。其表面含碳量0.81.2，芯部一般在0.10.25（特殊情况下采用0.35）。经热处理后，表面可以获得很高的硬度（hrc5862），芯部硬度低，耐冲击。 如果用45钢渗碳，淬火后芯部会出现硬脆的马氏体，失去渗碳处理的优点。现在采用渗碳工艺的材料，含碳量都不高，到0.30芯部强度已经可以达到很高，应用上不多见。0.35从来没见过实例，只在教科书里有介绍。可以采用调质高频表面淬火的工艺，耐磨性较渗碳略差。二 传统热处理方式牌号: 45推荐热处理/|正火: 850推荐热处理/|淬火: 840推荐热处理/|回火: 600力学性能|b/mpa: 600力学性能|s/mpa: 355力学性能|5(%): 16力学性能|(%): 40力学性能|aku/j: 39钢材交货状态硬度hbs10/3000，|未热处理钢: 229钢材交货状态硬度hbs10/3000，|退火钢: 197 1.2 钢的亚温淬火处理 1.2.1 亚温淬火简介亚温淬火是亚共析钢在ac1ac3温度之间两相区内加热，经充分保温后淬火，又称临界区淬火 在机器制造业中, 广泛采用着低、中碳碳钢或低、中碳低合金钢等结构钢。结构钢传统的热处理工艺是调质, 即完全淬火加高温回火。淬火所得组织为马氏体, 高温回火后为回火索氏体。此种显微组织提供了强度和韧性的良好配合。对亚共析结构钢采用完全淬火的理由是避免出现未溶铁素体而使钢的性能变坏。但近年来, 随着强韧化工艺的发展, 人们在生产实践和科学试验中发现,对亚共析钢采用不完全淬火有助于在不降低材料强度的同时提高其韧性。所谓亚温淬火,亦即亚共析钢的不完全淬火, 或称临界区淬火、两相区加热淬火, 是将钢加热至奥氏体和铁素体两相区进行淬火。亚温淬火及随后回火是一种使钢强韧化的新工艺此工艺对钢的原始组织有一定要求, 一般在亚温淬火前均需进行一次完全淬火或调质处理 1.2.2 亚温热处理的强韧化效果 1.2.2.1 提高钢在韧性状态下的冲击韧性许多文献均报导了亚温淬灭可以提高钢的室温和低温冲击韧性值。例如, 可以提高c r 一5 1一n i 钢1 一6 、 1 2h3 钢7、45钢、40x钢和60 cz钢8、22crmnsimo钢*和35crmo钢9以及5%ni钢10等在韧性状态下的冲击韧性经调质的和经亚温淬火并回火的35 x r c 钢, 在b相同的情况下, 后者的室温冲击韧性较前者约高1 倍(见表1 )。30x f c 钢经780c或800c亚温淬火可使5 5 0 c回火后的室温冲击韧性较920c常规淬火并550c回火后的约高2 3 倍(见表l ) 1 1 。 表11 亚温淬火对35 x c钢室沮。二的影响1 热处理规范在下列 b （公斤/毫米）下的（公斤*米/厘米）1101201001109510090 930c淬火+高温回火（空冷） 930c淬火+800c淬火+高温回火（空冷）3.54.563.54.489510117.512对2 2 crsim o 钢、3 5 c r mo 钢、4 0 x 钢、4 2 cr m。钢和4 5 钢所进行的试验结果示于表2 。由表2 可见, 与一般调质工艺相比, 在硬度、即强度相同的情况下, 亚温淬火使2 2-c r mn s im。钢于一60c 的冲击韧性提高了20 0 % (结合断口分析可知, 此处包括了因脆性转变温度下降而使断裂从脆断转变为韧断所导致的冲击韧性的提高), 使35 cr m。钢提高了8 3 % , 使4 0 c r 钢提高了1 7 % , 而对4 2cr mo 钢和4 5 钢效果不明显 表1-2 各种钢经最佳亚沮处理与调质后的性能对比9 钢号热处理规范hrck（公斤*米/厘米）25c-60c22crmnsimo860c油淬+575c回火*860c油淬+575c回火*860c油淬+575c回火+785c油淬+500c回火860c油淬+575c回火+785c油淬+550c回火29.827.529.624.42.202.774.526.3535crmo860c油淬+575c回火860c油淬+575c回火+785c油淬+550c回火860c油淬+575c回火+800c油淬+550c回火36.437.336.88.0314.5814.5340cr860c油淬+630c回火860c油淬+630c回火+770c油淬+660c回火30.729.87.859.1742crmo860c油淬+600c回火860c油淬+600c回火+765c油淬+550c回火36.038.712.2511.0645830c水淬+600c回火830c水淬+600c回火+780c水淬+600c回火17.020.214.8715.5735crmo钢的ac1为755c,ac3 为800c；40cr钢的ac1为743c，ac3为782c42crmo钢的ac1为730c,ac3为780c； 45钢的ac1为724c，ac3为780c* 2crmnsimo钢的临界点未查出, 但由金相组织看出, 该钢经860悴火后的组 织中无铁素体存在。而经800淬火后的组织中则有铁素体, 故该俐的a cs 界于800c 860 之间。 * 此处22crmnsimo钢系将母材35crmo钢用08crmnsimo钢焊丝进行co2气体保护半自动焊接后的焊缝成份。焊后为类似铸态的粗大组织。由此看来, 亚温悴火的强韧化效果与钢中含碳量有关。这可能是由于含碳量低时,亚温淬火后仍得到强韧性好的板条马氏体,而含碳量高时, 亚温淬火后得到的组织中片状马氏体量增多的缘故。这一看法与对金相组织的观察基本符合。断口分析进一步证明了亚温淬火的强韧化效果: 于一60c 冲断的宏观断口上看出, 经最佳亚温淬火规范处理后的22crmnsimo钢, 只有标志韧性破断的纤维区及剪切唇, 而没有标志脆性的放射区(3 s c r m。钢亦然) ; 从微观电子扫描断口可以看出,22crmnsimo钢经调质后为呈现大量撕裂棱的准解理破断( 图1) , 而经最佳亚温淬火规范处理后则为准解理及韧窝混合断口( 图2) 。3 5 c r mo 钢经一般调质后于一6 0 冲断为准解理及解理断口( 图3) , 而经亚温处理后于一60 冲断则合部呈现出韧窝( 图4) 。综上所述, 亚温淬火对许多结构钢的室温和低温韧性有不同程度的提高, 亦即在不牺牲强度的情况下提高了韧性状态下的冲击韧性 图 1 图 3 材 料 22crmnsimo钢 材 料 35crmo钢 热 处 理 860油淬+ 575回火 热 处 理 8 60 油淬+ 5 75 回火 冲断温度 一60 冲断沮度 一6 0 放大倍数 1 0 0 0 放大倍数 x 10 0 0 断口形态 准解理(有裂旅、沟道) 断口形态 解理+ 准娜理 图 2 图 4材 料 2 c r mn sim o 钢 材 料 3 5 c rm o 钢 热 处 理 8 6 0 油淬+ 5 7 5 回火 热 处 理 60油淬+575回火 + 785油摔+55d回火 +785油悴+550回火 冲断沮度 一6 0 冲断温度 一60 放大倍数 议2 0 0 0 放大倍数 1000 断口形态 准解理+ 韧窝 断口形态 韧窝 1.2.2.2降低钢的脆性转变温度亚温淬火还可降低钢的脆性转变温度。例如, 可降低3 5 x r e 钢l、1 2 h s钢7、35crmo钢9 、低碳锰钢(15%c、0.38%51、1.13%mn、0.25%cr0.03%v、0.07%ai) 12以及3.5%ni一cr一mo一v转子钢13 等的脆性转变温度。如表1-3 所示, 亚温淬火使低碳锰钢(0 . 1 5 %.c 、0.3 8.%5 1、1.1 3 %m n 、0.2 5 %c r 、0.03 % v 、0.07 %a i) 的脆性转变温度下降了20c而保持一般调质后的强度水平 表1-3亚温淬火对低锰钢*机械性能的影响12热处理规范3(公斤/毫米）b(公斤/毫米 )（%）夏比v 一1 5 英尺磅的脆性钱变温度()5 0%f a t t ,( )93030分淬火+600x40分回火930x3分淬火+540x5分淬火+600x 4 0 分回火57.460.865.569.227.936.8-50-70-24-47成份为0.15%c,0.35%si,2.13%mn,0.25%cr,0.03%v,0.07%al,ac1为745,ac3为880 .表1-4 亚温淬火对3.5%ni-cr-mo-v转子钢的形响13 钢号热处理规范硬度（hrc）非脆性状态脆性状态fatt（c）ab（英尺-磅）fatt（c）ab（英尺-磅）25ni3crzmo(0.054%p,0.008%sn)845x40小时,油淬+(625、620)回火各l小时750x80分再加热,油淬+570xl小时回火333433-35-60115+220-1010225ni3cr2mo(0.010%sn,0.015%sb)845x40小时,油淬+620x1小时回火(二次)75040小时再加热,油淬+530 x40小时+560x1小时回火344526-105-120129187-40-9510817225ni3cr2(0.022%p)845x40小时,油淬+ 570x1小时回火750x40小时再加热,油淬+580x40小时+5651小时回火343526+95-595136+210+8525ni3cr2mo(0.010%sn,0.015%sb)545x40小时,油淬+(615、610 )回火各1 小时750x40小时再加热油淬+550 x40小时+565x1小时回火343626+10-30106165+60-25102163注: 原淬火条件为845x40小时油淬。 回火后水冷为非脆性状态, 回火后按下列工艺分级冷却为眠性状态:54015小时525x24 小时495x48小时,炉冷至315出炉空冷。 表1-4表明, 亚温淬火降低了3.5%ni -cr-mo-v转子钢在回火脆性状态和非脆性状态下的脆性转变温度。 1.2.2.3抑制钢的可逆回火脆性亚温淬火在抑制或减小某些钢的可逆回火脆性方面效果不一，例如,可抑制35xrc钢1、30xrc钢11、40crni钢9、2cr-mo钢14、25cr2ni4mov钢13、含p的ni一cr钢15以及40xrc钢6的可逆回火脆性。文献16报导,在淬火和回火之间增加一次亚温淬火或最初就加热至两相区可以减小可逆回火脆性。图1表明35xrc钢经亚温淬火后其可逆回火脆性已被抑制,k值随回火温度升高而单调上升。但国内某些未发表资料17、18表明,亚温淬火不能有效抑制30xrc钢的可逆回火脆性,原因不详。表1-5、1-6为40cr钢的试验结果由表1-5、1-6可见,亚温淬火不能抑制40cr钢的可逆回火脆性,不论采用何种淬火规范,在脆化温度回火时,回火后不论快冷或慢冷,冲击韧性值均低高于脆化温度回火时,回火后快冷的冲击韧性值均高, 回火后慢冷的均低。40crni钢则不然,如表1-7所示,一般调质时,回火冷速对所得冲击韧性值有明显影响,冷速愈慢,韧性愈差,反映出可逆回火脆性的存在。调质后再进行一次亚温淬火,则回火后冲击韧性值对回火冷速基本上已不敏感,炉冷的k值仅略低于快冷的,且在所有回火冷速下均较调质后的k值为高。扫描电镜观察的断口见图。对比图7a与图7c可见,亚温淬火抑制了40crni钢的可逆回火脆性, 获得了韧窝断口,而调质的为沿晶断口。文献19亦指出,经回火脆性区回火后,常温淬火试样在室温及一196c冲断后的断口为沿奥氏体晶界脆断的; 而亚温淬火试样则为沿奥氏体晶界韧断的无光泽断口。据文献15报导,采用亚温淬火几乎可以完全抑制加0.06%p(重量)的ni一cr钢的回火脆性敏感性。该工作对常规热处理采用了三种奥氏体化温度(1200c 、1050c和850c)以获得一系列不同的原奥氏体品粒度, 然后油淬。对于亚温淬火采用同样的预先奥氏体化处理, 奥氏体化后油淬, 再于745c加热水淬。常规淬火试样于625c回火1小时,亚温淬火试样于560c回火2小时,以使二者获得相同的硬度,然后于480c时效3000小时以产生回火脆性。结果表明,亚温淬火后在脆化温度长时间回火不发生脆化。金相分析表明,亚温淬火后断裂仍沿晶界发生, 但由于亚温淬火时在原粗大的奥氏体晶界上形成了新的细小的奥氏体晶粒( 14 16级),而断裂是沿小奥氏体晶粒边界发生的,故使k值升高。此外,俄歇电子谱仪分析证实亚温淬火亦使磷在奥氏体晶界的偏聚量减少。同一作者又研究了加0.06 %sb的影响20。结果发现亚温淬火不能抑制该钢的可逆回火脆性, 但对此尚不能下肯定结论综上所述,亚温淬火在某些情况下可以有效抑制某些钢的可逆回火脆性,但对有的钢效果不明显。即使对同一钢种,有时不可抑制,而有时则不能抑制。由此看来, 亚温淬火对抑制可逆回火脆性是有条件的。此外, 亚温淬火的上述强韧化效果在其它低碳锰钢(0.15%0.21%c、1.46.7%mn)21、低碳复杂合金钢2、超高强度钢23、24以及别的钢种25上均得到反映。亚温淬火还可消除18mnv钢距熔合线。.25毫米处热影响区的过热对韧性所造成的不良影响26。亚温淬火这一强韧化措施对发展低温用钢亦有相当贡献2730。 表1-5 550c回火后冷却速度对40cr栩冲击韧性的形响9 no热处理规范最后一次回火后的冷去方式hrck-60c（公斤*米/厘米）1234567860油淬+630回火+770油淬+550回火2小时860油淬+630回火+770油淬+550回火4小时860油淬+630回火+760油淬+550回火2小时860油淬+630回火+760油淬+550回火4小时860油淬+630回火+860油淬+550回火2小时860油淬+630回火+860油淬+550回火4小时860油淬+630回火+550回火4小时单件散放快冷断电开炉门缓冷单件散放快冷断电开炉门缓冷单件散放快冷断电开炉门缓冷断电开炉门缓冷34.332.534.432.135.133.132.56.506.436.626.106.206.806.60注: no14为最佳亚温淬火工艺。 no56为二次调质。no7为一次调质。 表1-6 600c以上回火后冷却速度对40cr铜冲击韧性的影晌9no热处理规范最火一次回火后的冷去方式hrc k-60c（公斤*米/厘米）12345860油淬+630回火860油淬+630回火+770油淬+600回火860油淬+630回火+770油淬+600回火 860油淬+630回火+860油淬+600回火860油淬+630回火+860油淬+600回火 毛坯堆放缓冷单件散放快冷断电开炉门缓冷单件散放快冷断电开炉门缓冷30.729.829.231.27.859.178.009.037.06注: no1为一次调质 no23为最佳亚温淬火工艺no45为二次调质。 表1-7 亚沮淬火对40cini钥可逆回火脆性的影响9no热 处 理 规 范k15c（公斤*米/厘米）1830油淬+650x2小时油冷。16.162830c油淬+650x2小时空冷。15.643830油淬+650x2小时炉冷。12.314830油悴+650x2小时空冷+760油淬+650x2小时油冷18.805830c油淬+650x2小时空冷+760c油淬+650cx2小时空冷18.456830油淬+650x2小时空冷+760油淬+650x2小时炉冷17.35* 毛坯锻后均经750退火。 图 5 图 6 材 料 40crni钢 材 料 40crni钢 热 处 理 830油悴+650回火炉冷 热 处 理 830油淬+650回火油冷 冲断温度 15 冲断温度 15 放大倍数 xl000 放大倍数 x1000 断口形态 沿晶 断口形态 韧窝 图 7 图 8材 料 40crni钢 材 料 40crni钢热 处 理 830油淬+650回火空冷 热 处 理 830油淬+650回火空冷 +760油淬+650回火护冷 +760油淬+650回火油冷冲断温度 15 冲断温度 15c放大倍数 x500 放大倍数 x500断口形态 韧窝 断口形态 韧窝(原材料有裂坟、夹杂沿梅氏试祥长度方向分布） 1.2.3 影响亚温淬火强韧化的因素 1.2.3.1原始组织的影响有人认为原始组织对亚温淬火效果的影响不大,如文献s对45、40和60钢进行了常规淬火与直接亚温淬火试验对比,全部试样锻造后经正火(45钢和40钢)和退火(60钢), 测得的硬度、强度极限和冲击韧性值示于（附录1）。由图8得知,于ac3以下510c处进行亚温淬火时, 在hrc、b和k值曲线上均出现一个最大值。该最大值较完全淬火后的数值略高, 这表明原始状态(正火态或退火态)对亚温淬火对强韧化效果的影响不大。 然而, 大多数工作均表明原始组织对亚温淬火的强韧化效果确有影响。有人认为亚温悴火前的原始组织必须是象马氏体或贝氏体那样与预处理时的奥氏体有一定位向关系的组织才有效。例如,文献11指出,原始组织必须保证为有一定取向的细针状铁素体析出物时( 如经等温淬火所得的贝氏体组织),亚温淬火方有效。若原始组织为粒状、片状等无一定取向的组织时就不能提高冲击韧性值。但更多的工作表明, 原始组织为调质态时,亚温淬火可获得良好效果。文献1报导,将35xre钢加热至两相区( 500c)淬火, 然后于550c回火4小时,结果表明原始组织为调质态时,k值高达12.5公斤米/厘米,而原始组织为退火态时仅为5公斤米/厘米。文献10报导了10ni5钢的原始组织对亚温淬火后机械性能的影响( 见表1-8 ) 。数据表明, 原始组织为淬火态和正火态时均有效。文献的报导了40crni钢的不同原始组织( 退火态、正火态、淬火态和调质态)对亚温淬火效果的影响, 所得结果见表1-9 。由表1-9可见,除退火态( 金相组织中有大块铁素体) 外,均得到了相近的良好效果。用扫描电镜观察断口亦表明, 除退火态呈沿晶断裂外, 其余皆为韧窝断口。这表明亚温淬火对原始组织并无特殊要求, 只要求不存在大块铁素体即可。这与过共析钢不完全淬火对原始组织不得有网状碳化物存在的要求是一致的。 表1-8 10ni5钢的原始组织对亚温淬火效果的影响10热处理规范拉伸性能夏比冲击值cv （公斤-米）s（公斤/毫米）b（公斤/毫米）s（%）（%）850正火+850水淬+760770水淬+560回火炉冷5766.53280.52118.221211921.723.710.58.77.81.61.5850正火+760770水淬+560c回火炉冷505930.781.523.422.820.417 表1-9 40crni钢的原始组织对亚温淬火效果的影响9 no原始组织亚温淬火温度（c）回火后k15c（公斤*米/厘米）600c2小时空冷650c2小时空冷123456840c退火态840c正火态830c淬火态840c正火+830c淬火态830c淬火+600c回火态830c淬火+650c回火态76076076076076076011.2014.4917.35-18.48-12.0617.8817.6818.74-18.80 表1-10 进人两相区的方式对152钢机械性能的影响31淬 火回火温 度（c）s（公斤/毫米）b（公斤/毫米）（%）（%）-60c冲断加热保 温（c）冷却a（公斤*米/毫米）纤维断口（%）从室温加热从室温加热900c以上900c以上 850770750650水水水水65065065065040354149565255533436343481787678323224251001003550成份：0.13%c,0.25%si,1.62%mn,0.14%v,0.02%s,0.018%p；ac1为720,ac3为900c,ar1为610c，ar3为780c 1.2.3.2进入两相区方式的形晌钢以哪种方式进入+两相区( 临界区) 将影响铁素体的形态及分布, 从而影响亚温淬火后的强韧化效果。进入两相区的方式有两种, 一种是将钢先加热至ac1以上奥氏体花, 然后冷待至两相区, 即所谓“从上进入两相区;另一种是将钢从室温直接加热至两相区, 即所谓“从下”进入两相区。文献31报导了15r2中钢进入两相区的方式对亚温淬火效果的影响(见表1-10)。由表1-10可见,“从下”进入两相区的效果较佳。这是因为“从下”进入两相区时, 铁素体是未溶解完而残留的相,一般较细小且分布均匀. , 而“从上”进入两相区时, 铁素体则沿原奥氏体晶界析出或在奥氏体晶内成堆析出, 一般较粗大且分布不均匀。这两种方式所得组织不同,故对韧性所起的作用也不同。文献11报导了30xrc锅预淬火加热温度和亚温淬火加热速度对亚温淬火强韧化效果的影响。所用预淬火加热温度为950c和1250c,亚温淬火的加热速度为1c/ 分和一般加热炉加热速度, 淬火后均于脆化区(550c)回火4小时,结果示于图9（见附录2）。图9的曲线表明, 预淬火加热温度和亚温淬火加热速度的影响不大。在所有曲线上, 于780-800之间均出现一个仅位置及宽度略有不同的k峰值, 比调质(900淬火+50c回火)后的k约高23倍。预处理, 再经不同加热温度淬火并不同温度回火, 测得的冲击韧性和强度示于图10用膨胀法测得其ac1为720c、ac3为830c。由图10可见, 经780c和800 c 亚温淬火者,虽然硬度较低,但回火后的a*值均较高,且气值随回火温度的升高而不断增加,不出现回火脆性而经82oc(已趋于ac3)和950c(已超过ac3)淬火者淬火后的k值均低,且均出现回火脆性。这表明,30xrc钢的亚温淬火加热温度以ac3以下3050c为宜。文献25指出25crnimov钢的亚温淬火加热温度也以不低于ac3以下5oc为佳。文献14报导的2cr-mo钢的试验结果表明,在ac1 ac3之间提高奥氏体化温度,由于减少了铁素体量, 使屈服极限和强度极限均得到提高,但超过ac3则不好。文献32报导的20、40、12m、20x3mb中和151m1中钢的试验结果表明, 在ac1一ac3之间升高淬火加热温度,由于降低了奥氏体中的含碳量, 使ms点升高而得到较多的在高温下转变的且已自回火的板条马氏体(hb400),因而不会引起钢的脆化。若降低亚温淬火加热温度, 则硬的高碳片状马氏体(hb600700)将导致钢的脆化。对45、40x和60c2钢的试验结果表明,亚温淬火加热温度以ac3,以下51oc为最佳,愈接近ac1,则k值愈低, 钢呈脆性8。据文献10报导,对5%ni钢(ac1 为630c,ac3为790c) 于760770c加热淬火,既能保持较高强度,又获得高塑性及低温韧性。降低淬火加热温度,铁素体量不断增加,回火索氏体量相应减少, 导致钢的性能下降。对于含0.42%c的ni一mo钢, 以铁素体量小于14%时为佳,大于14%后所得的0.2偏低33。文献9报导了35crmo钢的试验结果。试样预先经调质处理, 经不同加热温度淬火并不同温度回火后的冲击韧性和硬度示于图10（见附录2）。所得结果表明,随着火淬温度的升高、亦即随未溶铁素体量的减少,淬火及回火后的硬度均不断升高,冲击韧性的变化则较复杂,一般随淬火温度的升高,淬火并回火后的冲击韧性先降后增,以后又降。对2crmnsimo钢和40cr钢亦得出类似结果,这与文献8所报导的规律是一致的。k值之所以随淬火加热温度的升高而如此变化, 目前尚未弄清,一般认为k值最低处可能对应于获得大量铁素体和非常硬的高碳马氏体区。综上所述, 各种钢均有一个对应于获得hrc、s、b、冲以及k值最佳配合的适宜淬火加热温度,尽管该温度高低不等,但均以离ac3不太远的温度为宜,在该温度下淬火后的组织保留少量韧性的铁素体。高于此温度即为完全淬火,已不存在少量未溶铁素体的有利作用。接近ac1则大量未溶铁素体将使钢的性能显著变坏。但应指出,对铁素体的作用至今尚未完全弄清,文献9报导,当铁素休量减至零时, 强韧化效果并未减弱, 有关此问题将在后面阐述。至于有关亚温淬火后保留下来的铁素体对钢的疲劳性能的影响了解得还不多。文献34报导,将40x钢加热至760780c (每间隔10一15c取一温度) 油淬并经600c回火后, 得到030%的铁素体。疲劳弯曲试验表明, 钢的疲劳强度随铁素体量的增加而下降, 疲劳断裂起源于铁素体。看来, 有关铁素体对疲劳性能的影响尚需进一步研究。 1.2.3.3亚盆淬火加热时间的影晌 文献9的报导了亚温淬火加热时间对35crmo钢冲击韧性的影响。结果认为亚温淬火时在保证组织充分转变的情况下延长保温时间对钢的性能影响不大。 1.2.3.4亚沮淬火次数的影晌文献35报导了多次亚温淬火对低碳锰钢高温回火后性能的影响。研究结果见表1-11。一次亚温淬火后在钢的硬度稍有降低情况下提高了冲击韧性, 降低了脆性转变温度。二次亚温淬火后硬度不再降低, 进一步提高了冲击韧性并降低了脆性转变温度。文献36指出,增加亚温淬火的次数,可进一步改善中碳合金铸钢的低温韧性。据文献10报导,对5%ni钢进行二次亚温处理(重复二次760 77 0c水淬+560c回火炉冷),进一步细化了晶粒,改善了过热组织。综上所述, 增加亚温淬火的次数对钢的强韧化是有贡献的, 但应根据对性能的要求和工艺力求简单而予以综合考虑。表1-11 亚温淬火对低碳锰钢高回火后性能的形响35钢热 处 理-120c夏比冲击值 （公斤*米/厘米）-9c夏比冲击值（ 公斤*米 /厘米）50%脆性断口转变温度（c）hv第一次淬火（c）第二次淬火（c）第三次淬火（c） 回 火 （c）0.09%c,1.11%mn(ac1为877 ,a c3,为726 )9009009009009009008008008008007507506006506006506006502.53.05.18.99.14.0-90-73-115-100-108-961541511371371331370.13% c , 1.22%（a c1为870, ac3为720c）900900900900900900 80080080080075075060065060065060065011.016.516.719.018.518.5-22-20-63-62-64-60254207195188191189 1.2.3.6亚温淬火后回火温度的影响低于200c回火往往不能充分发挥亚温淬火时两相组织的强韧化效果。随回火温度的升高,该组织的优越性才愈加明显。在200c以上回火时,随回火温度的升高, 钢的硬度逐渐下降,韧性明显上升。文献37认为,回火温度低时,马氏体与铁素体的强度差别大,微裂纹多起源于铁素体,钢反映出较高的脆断倾向。回火温度高时,微裂纹主要发源于马氏体和铁素体相界面上,钢将呈现韧断。目前尚无更令人信服的解释。但可肯定,温度低时, 二相强度差别大,易引起应力集中,而高温下二相强度差别减小,有利于改善应力分布。图6示出35xrc钢经常规淬火和亚温淬火后由250至600回火时冲击韧性和硬度的变化规律。在所有回火温度下, 亚温淬火的硬度虽较低, 但随回火温度的升高, 硬度差别减小, 而冲击韧性值则随回火温度的升高而远远高于常规淬火的。一般均认为亚温淬火时,由于有铁素体存在,钢的硬度下降。但因亚温淬火抑制了可逆回火脆性,冲击韧性曲线不出现低谷,而是单调增高,故可采用比常规淬火后较低的回火温度而不必回避回火脆化区,以获得与常规淬火并回火相当的硬度, 且兼具更高的韧性。文献9所报导的22crmnsimo钢、32crmo钢和40cr钢*的试验结果亦表明,随亚温淬火后回火温度的升高,硬度下降,韧性上升。但以550600c效果最佳,即在保持所要求的相同硬度前题下,亚温淬火比常规淬火的k值为高。 1.2.4 论文的目的与意义如前所述,亚温淬火可以提高钢在韧断时的冲击韧性,降低脆性转变温度以及抑机可逆回火脆性。至今为止,对于亚温淬火的这种作用的机理尚未完全弄清。已经提出的有以下几种看法,其中有的可用以解释冲击韧性的提高,有的则用以阐明回火脆性的抑制。现分述如下。1. 晶粒细化:由于亚温拌火加热温度低,且存在未溶铁素体可阻止晶粒长大,故淬火前的实际晶粒较细。电镜观察表明13,在ac1ac3两相区加时,铁素体与原奥氏体晶界的面积,即/r 界面较常规淬火组织里的奥氏体晶界面积约大1050倍。如所周知,强度指标与晶粒尺寸之间存在着hall一petch关系,晶粒愈细,强度愈高,对两相合金亦然38。由于晶粒细化所提高的强度可以部分弥补由于保留少量铁素体而引起的强度下降。同时,晶粒细化又对韧性有所补益。 文献15中指出,亚温淬火时,沿淬火前原粗大奥氏体晶界形成新的极小的(14 16级)奥氏体晶粒。作者认为这是亚温悴火后在脆化区长期回火仍能获得高韧性的主要原因 2.未溶铁素体阻碍裂缝扩展:亚温淬火的主要特点是保留一部分未溶铁素体。铁素例勺存在对于抑制可逆回火脆性的作用还是比较肯定的(这一点将在下面讨论), 降低强度和硬度也是公认的, 但对冲击韧性的影响争议则比较大。文献10、14、39、40、41等认为,硬度低塑性好的铁素体的存在能防止应力集中和阻碍裂纹扩展,故能提高钢的冲击韧性。但文献9指出,亚温淬火加热温度愈接近ac3,未溶铁素体量愈少,回火后在强度与调质时相同的情况下, 冲击韧性愈高。若进一步提高淬火加热温度(略高于ac3),结果发现冲击韧性并未因铁素体消失而下降(见表1-12及表1-2 )。据此,文献9认为,韧性的提高主要是由于晶粒细化而非因存在未溶铁素体所致。如果不考虑抑制可逆回火脆性的作用, 铁素体的存在对强度和韧性均无好处,这也说明了仅在亚温淬火加热温度接近a c3、未溶铁素体量很少、其