钢铁材料学基础-讲稿Rev.A

1、渗碳钢要求：渗碳后表面获得高强度、高硬度、高耐磨性，心部获得适当强度和韧性，因此必须选用低碳钢、低碳合金钢一般碳含量在0.10-0.30%之间，由于渗碳温度在920以上，保温时间长，应选择本质细晶粒钢本质细晶粒钢：5-8级晶粒度，930以下A晶粒生长缓慢，晶粒细小，继续高温，A晶粒急剧长大，这种钢称为本质细晶粒钢本质粗晶粒钢: 1-4级晶粒度，钢加热到临界点后，温度，A晶粒迅速长大粗大化渗碳钢选材考虑几点：1）化学成分控制 C、合金元素含量影响渗碳能力 - 含C量高低会影响心部强度高低、渗碳速度的快慢 - 合金元素Cr,W,Mo易形成合金碳化物，提高C在A中扩散激活能，同时使晶格结合力增加，从

2、而减小C扩散系数；还提高表面碳浓度和含碳梯度，使渗碳层深度减小； Cr,W,Mo虽能降低C在A中扩散速度，但缺能提高表面起始C浓度，仍可增加CHD深度 - 合金元素Ni,Co非碳化物形成元素，与C结合力弱，降低表面起始C浓度，降低CHD深度2）末端淬透性试验 考虑2点：硬度和变形 钢材经锻造、正火、热处理后表面和心部硬度的高低 每批钢材的末端淬透性离散度关系到产品的变形 在制定末端淬透性范围时，要考虑产品强度要求和供货离散度，公差带和离散度越小越好3）奥氏体晶粒度测定主要考虑一点：长时间加热后A晶粒长大倾向，将影响到锻造、热处理后的显微组织和变形程度4）显微组织及其他因素 夹杂物 魏氏组织（一

3、种过热组织）-渗碳原理，见PPT-渗碳组织：缓冷得到的是平衡态，为了获得表面高硬度和心部低硬度的基体组织，需要进行渗碳淬火处理1）渗碳后的组织含碳量从表面到心部逐渐降低，表层>0.8%,次表面0.8%, 过渡区<0.8%，主要是二次渗碳体+片P，心部P+F2）渗碳+1次淬火： 工艺1渗碳+直接淬火：渗碳后在渗碳温度下或调低至适当温度直接淬入淬火介质，获得较粗针马氏体、较多残奥25-35%,甚至更高，因此直接淬火硬度偏低 防开裂：立即回火150-180，改善、消除内应力 *直接淬火：温度过低会造成过量碳化物+心部铁素体F；过高变形大，因此适用于尺寸精度低、小的零件 工艺2渗碳+空冷（

4、细晶）+再加热淬火（消除二次Fe3C）：淬火温度和保温时间，根据渗碳后二次渗碳体的形状和数量来决定，温度时间有效消除二次渗碳体 渗碳+空冷+正火（细晶，消除大的Fe3C）+再加热淬火：有效消除二次渗碳体 防开裂：立即回火150-180，改善、消除内应力4）渗碳+2次淬火：在1次淬火后进行，要先 防开裂：立即回火150-180 X 10Hr左右，改善、消除内应力，防止H脆，大壁厚要进行650回火 2次淬火：在A1+50左右的低温下淬火（一般780-840），获得表层的球状碳化物+铁素体，降低马氏体含碳量，减少残奥R，提高硬度 *2次淬火：较低的淬火温度，因为在再加热升温中550-650，表层为g

5、lobular carbide + 铁素体，为了保留残存的球状碳化物进行淬火， 就需要降低淬火温度，使得马氏体中碳含量变少，残奥R减少，硬度提高。适用于大壁厚、残奥多、尺寸精度要求高的零件渗碳优点：1. 渗碳表层残奥R<15%，柔软起到缓冲作用，特别是在异物混入的润滑条件下，防止表面起点型剥落2. 渗碳心部残奥R几乎为零，尺寸稳定性好3. 渗碳表层残留压应力，提高疲劳强度渗碳缺点：1. 内部开裂风险：硬化层的过渡区，沿着深度方向有拉应力，并且由于渗碳气氛中H的侵入，有H脆风险（对策：立即回火）2. 内部晶间氧化：渗碳气氛中带来微量O，在表面微米处与Cr,Mn等发生氧化，阻碍淬火，在淬火后

6、析出极细珠光体（托氏体），降低疲劳寿命。（对策：一般要求max 13um，20CrMnTi最容易发生晶间内氧化；真空渗碳没有内氧化）3. 研磨裂纹：残奥较高时，在磨削加工中残奥->马氏体转变，产生磨削裂纹4. 研磨生锈：研磨堆积后在端面生锈，这是因为热处理时气氛中带入的氢H侵入材料，不能充分去除，在研磨时与研磨液、防锈油中的的硫S反应生成H2S。（对策：热处理充分去氢、研磨后不重叠堆积保存）渗碳淬回火后的心部组织：心部组织根据钢材淬透性、工件截面大小获得各种组织：板条低碳马氏体、贝氏体、托氏体、索氏体、铁素体等等混合组织板条低碳马氏体性能最后，33-48HRC冷却不足：细小条状铁素体F加

7、热不足：部分F未溶残留大块状分布的铁素体，心部硬度降低这些都与钢材淬透性有关，只要心部硬度符合要求，组织不受限制渗碳层深度的计算方法：1. 金相法2. 有效硬化层测定：国际通用的测定渗碳层、碳氮共渗层、高频感应淬火淬硬层深度的一种方法从零件表面到维氏硬度值为550HV的垂直距离，参考EN10328，DIN50190真空渗碳法，在1Kpa以下（0.20.3Kpa），将乙炔(C2H2)脉冲送入炉内，进行交互式反复地渗碳、扩散。根据装入产品的表面积来设定脉冲的时间，能够得到所设定的目标碳浓度。在真空渗碳中可进行高碳渗碳，析出细微的渗碳体，是以提高耐磨性和改善疲劳强度为目的的方法，适用于模具等的热处理

8、。通过进一步的氮化，能够期待改善高温疲劳强度、耐烧结性等工具钢通常需要淬火加二次甚至多次回火，因为合金含量一旦增加后，碳化物形成元素Cr，Mo, v, W等容易生成大块碳化物和多的残奥，必须通过回火降低脆性。可锻性比值越大，证明变形程度越大，对内部材料组织影响越大，使得内部铸态组织破碎，组织细化，提高热处理时候的强化相冷锻：一般总体温度都不高，几十度热锻：加热-出炉-空气中锻造等温锻：要求零件温度、环境温度、模具温度都一样，一般有专门设备，自带加热，保证了锻件从出炉到成型温度一致，这样得到的锻件组织更细化，晶粒度等级更高。*等温锻的作用1.有些对温度敏感的材料或过热，热锻后容易形成粗晶组织，此

9、时可选择等温锻。 如果条件不允许，可以把模具和零件一起加热，这样就是热模锻，相对来说好一点。2.等温锻因为温度恒定，所以材料的流动性好，变形阻力相对小，适合一些难变形材料*冷锻起2个作用1.继续破碎内部晶体组织，获得细化组织2.通过冷锻释放零件内部70-85%残余应力，对热处理变形有帮助锻造温度一般高于再结晶温度，超过了固溶温度锻后冷却方式：快慢得到不同的组织（相）1.空冷 快，粗晶2.缓冷 慢锻造多为碳素钢和不锈钢，工具钢少，因为合金元素过多，容易形成偏析和受热不均匀比如，高温合金、16Co合金、20超高强度钢先加热到一个低温，再加热到高温才开始锻造，防止开裂Ti合金：1000多度锻造，魏氏

10、组织特别多，性能不合格产生魏氏组织后可通过低温锻造，大锻造比，提高变形量来消除，使得热处理能获得的热处理强化相就越多，对材料性能提高有很大帮助铸锭挤压1. 铸锭直接挤压2. 铸锭直接锻造然后获得棒材区别？“铸造比锻造差”的观念已过时，今天已是“以铸代锻”的时代可切削性碳含量过高过低都不易切削，但可通过改变刀具的几何角度来达到低碳钢：切削热，粘刀，表面粗糙度差高碳钢：渗碳体多，硬度高，磨损刀具中碳钢：铁素体和渗碳体比例适当，硬度、塑性适中，240HB最佳切削性奥氏体导热性差，切削热不被工件吸收而集中在刀刃附近，降低刀具寿命晶粒度不显著影响Hardness，但粗晶粒韧性差，易切断亚共析钢：铁素体+

11、片P，切削性好过共析钢：二次渗碳体+粒P，切削性好过共析钢：二次渗碳体+片P，切削性差可焊接性碳氮共渗: 金相组织1.黑色组织类型: 4% Nital浅腐蚀1)内氧化: 为了增加钢的淬透性而加入少量Mn、Cr、Si等合金元素,在炉内碳势、氮势偏低而氧势偏高下，钢的氧化倾向性大，发生表面合金的氧化。由于内氧化，在氧化物与合金，晶界氧化物与晶粒内出现重新分配，使氧化物中的合金元素富化，沿晶界析出而形成表层的内氧化组织2）带状黑色组织：浅腐蚀后在工件表面呈深灰褐色连续状分布，硬度一般低于基体，低于45HRC。这是由于碳氮共渗冷却后，再在中性盐浴炉加热淬火所形成的带状黑色组织，一般为托氏体。渗碳直接淬

12、火也会出现这类组织3）网状黑色组织：浅腐蚀后在工件表面呈黑色网状分布，易在槽部、齿轮齿根部出现，严重会影响表面硬度及耐磨性，同时降低抗弯曲疲劳强度。分布比较均匀下，工件表面硬度和基体马氏体相似，经台架试验没有显著影响。4）带状+网状混合组织：浅腐蚀后表面呈黑带分布，次层出现严重黑色网状分布，最深分布可达0.3mm,硬度大大低于基体, 低于45HRC,严重影响寿命原因:I:冷却速度和几何形状:齿角<齿面<齿根(最严重)II:碳氮共渗介质和碳、氮含量、气氛含水量：介质中氮含量越高，黑色组织越严重，呈网状，往往出现在碳氮共渗直接淬火III：共渗温度：温度过低，煤油裂解不完全，炉气回复缓慢

13、，加剧合金元素氧化，同时低温对表面含氮量有利，但容易产生黑色组织温度过低，出炉动作稍慢都会产生黑色组织，且使得零件表面积聚多量的氮、碳，形成又大又多密集分布的碳氮化合物IV：合金元素：Mn,Cr,Si氧化倾向性大,特别是Mn沿晶界聚集使奥氏体稳定性下降,有利于黑色组织形成, Mo可以使钢在共渗中形成黑色组织倾向性减少2.白亮层: 一般为0.01mm左右共渗温度越高, 渗入齿表面含氮量越少共渗温度越低, 表面碳氮化合物块状越大, 分布由疏到密,白亮层也增厚所以选择适当的共渗温度和碳氮浓度,能够避免产生白亮层3. 碳氮化合物分布及形成原因谈氮共渗+直接淬火 CN浓度较高下, 出现壳状、偏析状、网络

14、状、粗大断续网络状碳氮化合物，会降低冲击韧度，出现早起点蚀、剥落1) 壳状：沿齿轮表面(几何外形)的白亮碳氮化合物->次层中粗断续网状碳氮化合物->较粗大含N马氏体+较多量残奥2) 粗断网络状：表面呈大块状、粗大断续网状->次层中粗网状->较粗大含N马氏体及较多残奥3) 粗大网络状：较大块状、粗网状碳氮化合物聚集于齿顶角，因为齿顶角与气氛接触面较大，次层是断续网状碳氮化合物，含N马氏体+较多残奥。齿面则少见4）偏析： 表面网状化合物呈団絮状不均匀分布->含N马氏体+残奥壳状、粗大断续网络密集状、粗网络状、偏析等四种碳氮化合物，主要由于表面C、N浓度高，保温偏低，使

15、化合物在表面聚集，从大块分布、从稀疏到致密形成的四种形态。实践是当表面N%低于0.2%，一般不易产生上述四种；当N%高于0.2%，则容易产生，尤其偏析。*通氨工艺，表面N%一般在0.25%以上*对策：提高保温温度、减少保温时间，严格控制氨气通入量和炉内碳势，合理选择表面C、N含量。三乙醇胺碳氮共渗直接淬火可以避免。5）细点断续网络状 表层为细小点状碳氮化合物呈断续网络分布->次层含N马氏体+残奥 ->一般容易产生裂纹,沿网络状扩展6) 细网络状 表面析出的细网络状碳氮化合物为主->次层含N马氏体+残奥*形成原因是由于出炉前降温保温温度是否及时有关,温度越低,时间越长,越容易在

16、晶界间析出细小碳氮化合物;出炉操作时空冷时间越长,也能析出*对策: 合理选用降温温度、保温时间，出炉快冷可以避免4. 残奥氮元素的渗入是奥氏体趋于稳定，N对Ms点有很大影响，使Ms点下降，淬火后残奥增多，特别对直接淬火残奥多但表面无擦伤拉毛现象的, 则对表面接触疲劳和弯曲疲劳影响不大-比较-碳氮共渗层强度 VS. 渗碳层强度1）一般认为碳氮共渗层强度高于渗碳层强度, 因为N元素固溶于残奥与马氏体中, 提高了渗层强化作用的结果。所以，淬火的残奥量增加而强度不低，是由于奥氏体中C、N元素和合金元素增加，致使马氏体畸变增大，促使强度提高的结果。2）在较大负荷下，残奥可转变为马氏体，增大表面残留压应力

17、，有利于疲劳寿命提高。而残奥存在于高硬度马氏体中，在受到外力下，残奥容易发生范性滑移（塑性滑移），从而缓和应力集中，减弱产生疲劳裂纹的可能性和传播速率，有效阻滞裂纹伸展能力。3）一定量的残奥能改善断裂韧度，因此碳氮共渗直接淬火工艺的残奥量可比渗碳工艺放款一些。过多，则硬度下降，磨削裂纹（磨削过热残奥转变马氏体）；冰冷处理可降低渗层残奥量，但要及时冷处理+回火，防止开裂，同时缺点是工件冷脆性增大，崩角。*对策：预冷到AC3左右，保温一定时间，可减少残奥量；在AC3以下保温，时间越长，残奥越少。*NOTE：同工艺下，C、N含量越高，残奥越多；渗层厚的比渗层薄的残奥多；共渗阶段保温时间越长、淬火温高

18、，残奥增多；因此一般碳氮共渗层比渗碳层可减薄20%，达到减少残奥。4）原材料晶粒度大小，粗晶粒导致残奥及马氏体粗大-比较 END-5. 心部组织心部组织影响到硬化层抗剥落性和齿根弯曲疲劳性能，心部铁素体较多，心部硬度下降，会直接影响强度和寿命；铁素体含量决定于淬火前预冷到AC3以下的温度和保温时间，温度越低，保温时间越长，淬火时越易产生块状铁素体。若原材料带状铁素体严重，则容易在淬火后出现心部铁素体。因此预冷温度和保温时间根据具体齿轮模数大小定，小模数-温度提高，缩短时间大模数-温度不应过低6.氢脆剥落共渗气氛中H体积分数达60-80%，H容易渗入钢种，特别在尖端处容易聚集，致使该处剥落，放置

19、越久，尖端剥落越严重（延迟破坏）表现形式：沿尖端处呈片状脱落，严重则呈鱼眼状剥落因为尖端处比其他部位更容易富集氢，H越多，裂纹扩展越快-比较-一般认为碳氮共渗比渗碳更容易产生氢脆断裂，这是由于表面淬火时氮含量显著提高，耐回火性增强，残奥增多，若采用一般的回火工艺会使回火不足，显微组织转化不完全，尖端应力分布复杂，在喷丸中，尖角处的残奥在外力下转变为马氏体，但马氏体不能把大部分氢保留在固溶体中，从而使氢突然释放，引起尖角处剥落。（理论：在奥氏体已不再稳定的某些点上，转变为马氏体，但马氏体确不能把大部分氢保留在固溶体中，因此突然释放氢，产生的应力导致裂纹发生；外加应力也可以促使残奥转变为马氏体，从

20、而释放氢引起裂纹）由于受外力，不断产生新的位错，这些位错同样被氢原子填满而形成新的氢气作用，在外力下移动着的位错及氢气团运动到晶界或其他障碍作用时，即产生位错堆积，同时必然造成氢在晶界附近的富集，若应力足够大，则在位错端部形成较大应力集中，形成裂纹。富集的氢不仅使裂纹形成，还促使裂纹扩展，最后脆断。（注意这是一个可逆过程）*对策：制定充分回火工艺（温度高、时间足够长）+淬火后及时回火渗氮渗氮表面残留压应力 > 渗碳、淬火，在交变载荷下具有高的疲劳极限渗氮后的表面有薄薄一层致密的、化学稳定性较高的白色相（Fe3N），能显著提高耐蚀性防锈能力，在水中、潮湿空气、过热蒸汽、弱碱性环境渗氮中C含量过高，降低渗氮扩散速度，减小渗氮层，因为含碳高，钢种渗碳体及片状P增多，使得易溶解N的铁素体减少，造成氮化层小合金元素能提高N在相中固溶度，且能溶入、相，也可形成单独的合金氮化物TiN、AlN、VN等氮化物稳定性高低：Ti、Al> V、W、Mo、Cr> Mn> Fe, Fe氮化物在560以上加热会分解,所以氮化温度定在480-5801）活性【N】生成2）氨分解率一般在15-65