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热喷丸:渗碳钢热喷丸处理的效果
发布日期:2021/7/29 13:34:46

研究了直径φ30.2、长18mm的12x2HB中A和16×3HBMF-钢制(表1)滚子试样,按H·M·P山水oB的方法作接触强度试验。齿轮试样经过典型的化学热处理:井式炉930℃气体渗碳,650℃回火;自910℃淬油,-70℃深冷处理,250℃低温回火。以磨削去掉余量0.15mm以后,渗碳层有效厚度是0.9~1.1mm;12x2HBAA钢制试样的工作面上碳浓度为1.2~1.5%,而16X3HBME-Ⅲ钢是1.3~1.6%。试样表面强度61~63HRC,心部硬度35~38HRC。

备用试样按二个方案在内装式螺旋电加热器的PyM-2喷丸机上以小球(d=0.22mm)最后强化:不加热(喷丸处理)和加热(热喷丸处理)。在二种情况下喷丸消耗量约18kg/min;使产生变形体的抛丸速度为42m/s,零件表面的喷丸时间系变化无常的变数,喷丸以90°~45°有效角度喷射到零件表面上,喷丸时间t=1~6min热喷丸处理情况下,滚子试样表面被加热到160、180和220℃以后完成喷丸处理。因此,控制加热器的电流强度,为的是使滚子试样表面温度的变动在强化过程中不大于10℃。在原来未形变状态下,12X2HB中A和16X3HBME钢制滚子试样的表面渗碳层有着不同组织。12X2HB小A钢的渗碳层除了回火马氏体之外,还含有过剩碳化物相(15%)和残余奥氏体(10%。16X3 HBOME-LI钢中碳化物相的容积比达到20%,而残余奥氏体几乎不存在(根据X射线分析数据,残余奥氏体少于5%)。

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根据采用薄膜在JEM-200电子显微镜上研究的数据,渗碳层的马氏体基体系由条状位错马氏体和片状孪晶马氏体构成。这时由于渗碳层里碳浓度较高,16X3HBdM6-Ⅲ钢中的孪晶马氏体百分比率要大于12X2HBA钢。过剩碳化物相由尺寸1~3m的微粒型合金渗碳体质点和较细小的特殊碳化物M2C,与MC组成(VC在12X2HBA钢中,NbC在16X3HBME-I钢中)。

不加热的特征变化:表面显微硬度升高~10%;表层产生0.2mm的残余压力层,靠近表面的残余压应力达1200N/mm2;表面粗糙度稍有增大(Ra<1m),这时产生于渗碳层整个组织组成的最大变化是:低回马氏体、残余奥氏体和过剩碳化物质点。马氏体基体的变化对接触强度发生重要影响。正如有关文献中所指出的,这些变化跟竞争作用的进展发生密切关系,一方面依靠“新生的”部分性消失和位错存在致使马氏体组织非一致的均匀化,另一方面造成显微变形和显微应力限制在组织富集区域内。对这些作用的进展程度影响包括了过剩碳化物和残余奥氏体。

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研究用钢渗碳层原始组织状态不同将决定着有互异亚结构变化和喷丸处理对接触强度的不同影响(表2、图)。喷丸处理对16X3 HBOMEⅢ钢接触强度不良影响的原因是,渗碳层内碳化物相的数量增加,细碳化物夹杂起到了组织应力集中的作用在喷丸冲力冲撞的时候马氏体区碳化物夹杂附近就会产生带有缺陷组织的聚集堆积,它们的高密度易于形成危险的微观缺陷,有助于接触疲劳微裂纹的萌生。除此之外,长时间的喷丸过程中,某些碳化物颗粒会突然出现破碎,而破碎的产生又会使裂纹能够在马氏体基体微裂纹上得以扩展。

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12X2HB中A钢中碳化物相较少,且组织中含有残余奥氏体,残余奥氏体可使局部高应力易于减弱及在转变成马氏体过程中消耗部分形变能。由于这三类相的彼此作用,短时喷丸处理以后(r=0.5min),该钢的强化作用胜过致力于“弱”点—微观塑性变形集中区的局部软化作用,这是12X2HBΦA钢接触强度得以提高的理由。但是,喷丸动能应该是定量系统。在=6min喷丸处理时,发觉能量已足够了,不仅对于全部残余奥氏体的转变,而且对于碳化物夹杂附近基体内的变形和应力充分集中,都对寿命有不利的影响喷丸处理对16X3HBΦM-Ⅲ热强钢接触强度的积极影响,仅仅在它通过与随后低温回火结合的时候才能表现出来。这种回火是为了松弛马氏体晶格自身强力畸变(当保持着微观畸变平均水平高的时候)以及因为马氏体最后强化所必须的形变硬化。回火后的结果会产生有着提高微观塑变抗力的、较之单一的稳定位错结构。正如结果那样,具备疲劳裂纹萌生。可是,形变强化的积极作用只有在温度控制区(160~180c)才能表现出来,超过温度控制区就会扩大重新排列过程,并导致接触强度下降。齿轮试验温度控制在最合理温度回火,对于重载荷条件下工作的热强钢制零件来讲,此温度有本质上的缺点。

热喷丸处理的情况下,形变和加温的共同作用会造成位错马氏体组织特殊变化的条件,主要变化发生在原来位错密度高的、分布不均匀的条状马氏体“板条”结构上塑性形变会产生新生位错,新生位错和结构结晶缺陷的相互作用,就会伴随着原始位错组织的消失及重建过程。这些作用影响下,横向边缘渐渐地将被冲蚀,它们的有些部分会消失。生成的不连续组织被结构结品缺陷高程度交错层分割开来,有着遵循晶界函数的非位错特征。晶界一高能位带在热喷丸处理情况下推动了马氏体形变结构的发展。碳原子向位错壁上转移并最后钉扎在位错结构上都有利于弧立晶粒比较高的亚结构有序化。其结果降低了马氏体基体畸变(显微应力)平均强度,干涉线(220)宽度的减少证实了这点(表2)。

马氏体基体上所含过剩碳化物相对不连续组织形成产生着影响,少部分会增大马氏体塑性变形的不一致性。晶粒可以在阻碍位错运动的细小碳化物附近最富集形成。有些碳化物驻扎在晶界上电子显微镜研究的结果已表明,在热喷丸处理的情况下,尚没有发现发生在16X3HBMm钢表层上的碳化物破损,而在相同规范下的喷丸处理则有之。这是跟马氏体基体在热形变时碳化物夹杂附近的局部应力松弛特性有着密切关系。应该指出的是,在这种场合下,钢的组织里没有十分明显的残余奥氏体量。

热喷丸处理过程中表层亚结构的发生变化和喷丸处理一样,伴有产生高的残余压应力(0压=1000N/mm2)和表面硬度升高(在10%内)。表面质量和渗碳马氏体亚结构的特性改变将对接触强度产生积极作用,接触强度对两种钢热喷丸处理以后都有提高。敞开的多孔组织生成乃是最佳的强化规范,其特征是干涉线的宽度极小(表2)。

在合理的热喷丸处理规范下生成的位错结构在热与加力作用的试验条件下是稳定的。试验温度从100℃提高到175℃,12X2HBAA钢接触强度下降不少,接触强度始终是高于喷丸处理+回火(见图)。此效果与热喷丸处理后钢的多孔位错组织稳定性及其阻碍接触疲劳微裂纹源扩展的能力有着密切关系。微裂纹源产生于晶带滑移中,通常,晶带滑移都发生于最大切向应力作用层区(深~0.4-0.5mm),并沿工作表面方向扩展。滑移晶带将会在晶璧附近停留下来或者滑移晶带产生很大弯曲,弯曲了的晶带要求高的接触应力水平或者较大的负荷循环化。对于厚度(~0.2mm)不大的强化层而言,有壁垒作用是热喷丸处理后钢的接触强度有很大提高的主要原因。

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热喷丸处理后的低温回火会造成渗碳热强钢接触强度的额外提高(表3)。形变后适度加热能促使两对向过程的渗透。领先过程跟局部显微应力的松弛作用有着密切关系,马氏体(220)干涉线宽度的缩小证明了这一点(表3)。居后过程是从热喷丸处理就开始的形变结构扩展,使晶壁上充分球团化的位错堆积得到碳原子。研究结果指出,接触强度最有效果的是在20℃2h回火,最均匀的和最稳定的位错组织就是在这种条件下形成的。

加热高于240℃时会使重建过程得以展宽。游离渗碳体在碳原子聚集部位生成,并出现位错钉扎削弱和马氏体基体全面软化,表层的宏观应力和接触强度明显地下降。

在最佳规范的热喷丸处理情况下,寿命显著提高也跟强化与接触负荷的应力状态重合方式有关。热喷丸处理和接触负荷揭开并强化了渗碳层组织的徵小部分,所发生的也就是塑性滑移方向,而后形变回火所进行的过程就强化了这些部分,使完全相等的接触负荷下微塑变难以发展。

结论

1、与未烘热零件喷丸处理不同,热喷丸处理将提高12X2HBA与16X3HBME-钢的接触强度。

2、最佳规范的热喷丸处理以后,钢的寿命增加是以良好的不连续马氏体亚结构的生成和应力集中敏感性的降低为先决条件的。

3、由于形变强化的结果,依靠局部显微应力峰值的降低,以及马氏体补充强化,16X3HBAM-m钢热喷丸处理后的回火可以极大提高其接触强度。

4、热喷丸处理中得到强化部分绝大多数被保留下来,在负载条件下温度得以提高证明此效果有很大稳定性。

5、较之未烘热零件的喷丸处理,强化的多孔亚结构状态稳定性能保证热强钢制零件在热喷丸处理以后具有更宽的使用温度范围。


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