引言渗碳和碳氮共渗是工业上广泛应用的化学热处理方法。它们能在低碳钢或低碳合金钢的工件表层 生成坚硬而耐磨的表面。渗碳和碳氮共渗主要优点是在轴、齿轮、轴承和其他机械零件的表面产生残余压应力。此外,表层的高硬度、高强度及由于表层、心部的组织转变产生的压应力提高了表面性能 ,使零件具有很高的耐磨性、弯曲疲劳和滚动接触疲劳性能。渗碳和碳氮共渗是典型的高温化学热处理。这就是说 ,在该处理温度中 ,钢处在奥氏体状态下。因此 ,渗碳和碳氮共渗总是伴随着冷却后的奥氏体转变。尽管很多渗碳零件具有相同的硬度 ,但它们的显微组织、应力分布及性能却大不相同。预测相变过程、残余应力及变形仍极其困难。在过去的 1 0a里 ,由于采用计算机模拟 ,对渗碳和碳氮共渗零件的残余应力分布和变形的计算取得了重大突破。本文只对第一种应力 (等同于宏观应力 )进行讨论。以下概述了残余应力对渗碳件影响研究方面所取得的进展 ,主要是残余应力对渗碳和碳氮共渗零件性能的影响、表面强化过程参数和残余应力的关系以及计算 机建模和用于模拟热处理过程中应力形成过程的程序。1 渗碳和碳氮共渗的表面硬化技术的探讨1.1 渗碳对低碳钢进行渗碳有许多方法 ,包括气体、真空、离子、盐浴和固体渗碳 ,目前广泛使用的是气体渗碳。该热处理是将零件置于含碳氢和一氧化碳的气氛中并加热到奥氏体温度区 ,使碳渗入零件的表面进而向内部扩散。常用的处理温度范围是 85 0℃～ 95 0℃。一般来说 ,渗碳分为 2个阶段 :第一阶段碳势接近奥氏体碳的溶解极限 ,依据温度和合金元素的不同 ,碳势在 0wt %～ 1 .2wt%范围内 ;第二个阶段碳势降到表面碳含量在 0 .6wt%～ 0 .9wt%的范围内。在第二个阶段 ,过剩的碳将向零件内部扩散。因此这2个阶段通常叫做强渗和扩散。图 1给出了一步法和两步法渗碳的计算结果。强渗和扩散渗碳法节约了很多时间。渗碳结束后是淬火和回火。淬火后表层得到高碳马氏体 ,心部则是低碳马氏体。在某些情况下 ,允许渗层中存在少量贝氏体 ,但在淬硬层中不允许有珠光体存在。渗碳零件可以通过 2种不同的方法进行淬火 (见图 2 )。(a)直接淬火 ;(b)重新加热淬火。大多数气体渗碳件都是渗碳处理后直接淬火。零件在淬火前 ,一般降温至奥氏体温度 ,但有时可由渗碳温度直接淬火。直接淬火应用普遍 ,主要是因为它的经济性和工艺简单。细晶粒钢的使用、先进设备和碳控技术的开发确保了直接淬火技术在各类零件强化中的应用。重新加热淬火是基于对渗碳零件的重新加热(重新奥氏体化 )基础上的。重新加热可能是基于不同情况 :渗碳后缓冷零件或者从渗碳温度直接淬火图 1 模拟结果给出了在周期内一步法渗碳所得的碳密度的大致减少量的零件。高合金钢通常需要进行重新加热处理。重新加热温度有时低于材料心部的AC3 温度 ,接近于表层AC3 的温度。重新加热淬火常在渗碳之后进行 ,除非渗碳时材料晶粒不会发生超常长大。一般认为重新加热有助于“晶粒细化”。但是 ,对于重新加热淬火的显微组织是否优于直接淬火的显微组织以及前者的必要性有不同的看法。在重新加热淬火零件的显微组织里残余奥氏体通常很少 ,至少很难发现。残余奥氏体对工件性能的影响也极有争议性 ,但很清楚的一点是 :残余奥氏体并非总是有害的。如果重新加热淬火 ,零件通常会有更大的变形倾向。图 3给出了同一钢种 (SAE 8719,1.0 6wt%Mn ,0 .5 2wt%Ni,0 .17wt%Mo)以 4种不同渗碳方法处理后的硬度梯度。在大多数情况下 ,都不希望在渗碳层中产生贝氏体或者珠光体组织 ,表面硬度至少是5 8HRC。图 2 渗碳件的热处理周期图图 3 SAE 8719钢渗碳淬火硬度零件淬火和硬化后 ,通常都在 12 0℃～ 2 0 0℃之间进行回火。因为零件在淬火过程中产生很大的淬火应力 ,所以淬火后要及时回火。选择回火的温度和时间要同时考虑材料的韧性、强度、硬度、残余应力及残余奥氏体等诸多因素。如果要得到最好的表面性能 ,则往往不能通过调节回火温度来满足心部性能 ,且良好的残余压应力分布可能要以牺牲韧性作为代价。图 4 回火对 10 18钢和 40 2 4钢渗碳层硬度的影响 ,试样在 92 5℃渗碳 4.5h ,油淬 ,然后回火典型的渗碳硬化零件的表层硬度范围是 5 7～62HRC ,心部是 2 5～ 4 5HRC。图 4表示回火温度对渗碳层硬度的影响。残余奥氏体转变及其在渗碳层和心部的体积变化与作为温度函 数的残余应力变化密切相关。残余奥氏体对零件的影响仍然是一个极有争议的问题。减少残余奥氏体组织看来能显著地减少磨损和变形,但是残余奥氏体又有益于提高接触疲劳性能。1 .2 碳氮共渗在很多情况下 ,渗碳和碳氮共渗后的淬火显微组织的转变过程和残余应力的变化过程是相似的。这可以用碳氮共渗是渗碳的一种改进形式予以解释 ,当碳原子扩散到奥氏体中时氮原子也扩散了进去。图 5 10 18和 86 2 0钢在 845℃碳氮共渗 4h的碳、氮含量和硬度梯度渗的方法可以获得更深的层深和更好的表面性能。尽管碳氮共渗是渗碳的一种改进形式 ,但它的应用还是受到限制。然而在很多情况下 ,对一些价格较低廉的钢材进行碳氮共渗 ,能获得和渗碳合金钢相同的性能。很多碳氮共渗的零件都不回火。共渗层的氮元素增加了零件的回火抗力 ,且渗层中的氮元素含量越高回火抗力越高。对一些高温条件下使用或需进行热校直的零件而言 ,碳氮共渗提高了其回火抗力。图 6表示 10 18钢碳氮共渗层硬度与回火温度的关系 ,图中显示了碳氮共渗气氛中氨含量及碳氮共渗温度与回火抗力的关系。图 6 10 18钢碳氮共渗后随回火温度的升高硬度降低2 渗碳硬化零件的相变和应力变化在研究渗碳淬火 (或碳氮共渗 )后的应力变化和残余应力的形成机理时 ,第一个必须知道的基本机制是 :在冷却和相变过程中 ,瞬时和局部的差异是如何产生热收缩应变和形变诱发应变并改变微观形态的。对所有的材料 ,淬火开始阶段是热收缩应力引起零件的变形 ,在淬火过程中 ,会发生相变 (如奥氏体转变成铁素体、珠光体、贝氏体、或者马氏体 ) ,产生相变应力 ,并且和冷却中产生的热应力在一定程度上叠加。但Macherauch和Vohringer已 经强调对奥氏体化零件快冷到室温的过程中形成的“残余应力”不能用热应力和相变应力的简单叠加给予描述。他们指出,在淬火过程中 ,任何局部的马氏体转变都同时伴随着体积的膨胀 ,同时把现存的应力值 (无论正负 )转变成反向应力值。在拉应力区发生相变 ,则减少应力 ,在压应力区则总是增加应力。由于在心部和表面的热应力在冷却过程中改变了正负号 ,表面和心部相变的次序对于在整个冷却中的最终残余应力的分布至关重要。以扩散为基础的表面化学热处理 (包括渗碳和碳氮共渗 ) ,在不同的层深中碳和氮的分布是不同的。对 2 6MnCr4板状试样 ,在 93 0℃的气氛中进行渗碳 ,在84 0℃淬火 ,并在 180℃回火 2h后 ,测量了试样中间部位沿长度方向的应力分布 (见图 7)。尽管所测试样的几何尺寸和淬火条件是相同的 ,但由于碳的分布密度不同会导致残余应力分布完全不同。图 7 2 6MnCr4钢样硬化和表面硬化后厚度方向的横截面的应力分布我们知道时间—温度转变曲线 (TTT图 )和马氏体转变温度 (MS)强烈地依赖于实际钢中碳的含量 ,并且MS 随着碳含量的增加而降低。因此 ,可以依据TTT图和连续冷却转变曲线图 (CCT图 )对渗碳淬火零件的残余应力分布进行估计。图 8显示了 16MnCr5钢渗碳后碳密度梯度对CCT图的影响。假定渗碳后 16MnCr5钢表面的碳密度分布可以用图 8a来表示。则在距表面 0 .15～ 0 .5mm处 ,碳含量在 0 .5wt%～ 1wt %之间变化 ,在 1.6mm以下为材料的原始碳含量 ,即 0 .16wt%。距表面 0 .15mm处的CCT图与 0 .5mm处的CCT图是不同的。各个碳含量的CCT图分别用点划线表示 ,并与图中未渗碳 16MnCr5钢的CCT图 (实线 )相比较。从图 8中可以得出以下结论 :对渗碳层中不同的碳密度值 ,使用相对应的CCT图。在连续冷却转变中 ,局部区域奥氏体的转变过程可以通过CCT曲线进行估算。为获得表面压应力 ,淬火过程中奥氏体向马氏体转变次序应该是从零件的心部与渗碳层交界处向表面进行。如图 9所示的直径为 12 .5mm ,渗碳层深为 0 .9mm的圆棒 ,图中表示出淬火过程中的温度图 8 近表面碳含量a)及 16MnCr5渗碳到 0 .5wt%C(5 0MnCr5钢 )和 1.0 0wt%C(10 0MnCr5钢 )的CCT图b)图 9 12 .5mm圆棒渗碳后在淬火中的温度分布及马氏体转变过程 (图中曲线时间以秒计 )变化分布和连续冷却过程中奥氏体转变成马氏体 ,其中Ms、Mf 分别代表马氏体转变开始点和马氏体转变结束点。可以看出在转变温度范围内 (Ms～Mf)从心部到表面由于碳含量的增加 ,Ms、Mf 降低。等时线阐明了零件表面为何比心部冷却得更快的原因 ,是因为热量通过淬火油从工件的表面散发的。整个淬火过程都是这样。例如 ,合金钢在油淬过程中 ,心部与渗碳层交界处的马氏体转变在淬火后11s后开始进行 ,3 0s后结束 ,这个阶段表面几乎未发生相变。表层是最后发生相变的地方 ,马氏体相变导致体积膨胀 ,但心部完成相变获得了硬化 ,从而限制了体积膨胀 ,使表层获得了残余压应力。必须提及的是 ,由于Ms 点一般低于室温 ,所以有残余奥氏体存在。调查研究表明 ,表层硬化零件在淬火过程中 ,温度场、
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