一 . 常用熱處理爐爐型的選擇
爐型的選擇，爐型應(yīng)依據(jù)不同的工藝要求及工件的類型來決定：
1 .對于不能成批定型生產(chǎn)的，工件大小不相等的，種類較多的，要求工藝上具有通用性、 多用性的，可選用箱式爐。
2 .加熱長軸類及長的絲桿，管子等工件時，可選用深井式電爐。
3 .小批量的滲碳零件，可選用井式氣體滲碳爐。
4 .對于大批量的汽車、拖拉機(jī)齒輪等零件的生產(chǎn)可選連續(xù)式滲碳生產(chǎn)線或箱式多用爐。
5 .對沖壓件板材坯料的加熱大批量生產(chǎn)時，*好選用滾動爐，輥底爐。
6 .對成批的定型零件，生產(chǎn)上可選用推桿式或傳送帶式電阻爐(推桿爐或鑄帶爐)。
7 .小型機(jī)械零件如：螺釘，螺母等可選用振底式爐或網(wǎng)帶式爐。
8 .鋼球及滾柱熱處理可選用內(nèi)螺旋的回轉(zhuǎn)管爐。
9 .有色金屬錠坯在大批量生產(chǎn)時可用推桿式爐，而對有色金屬小零件及材料可用空氣循環(huán)加熱爐。
二 . 加熱缺陷及控制
一 ) 、過熱現(xiàn)象
我們知道熱處理過程中加熱過熱*易導(dǎo)致奧氏體晶粒的粗大，使零件的機(jī)械性能下降。
1. 一般過熱：加熱溫度過高或在高溫下保溫時間過長，引起奧氏體晶粒粗化稱為過熱。粗大的奧氏體晶粒會導(dǎo)致鋼的強韌性降低，脆性轉(zhuǎn)變溫度升高，增加淬火時的變形開裂傾向。而導(dǎo)致過熱的原因是爐溫儀表失控或混料(常為不懂工藝發(fā)生的)。過熱組織可經(jīng)退火、正火或多次高溫回火后，在正常情況下重新奧氏化使晶粒細(xì)化。
2. 斷口遺傳：有過熱組織的鋼材，重新加熱淬火后，雖能使奧氏體晶粒細(xì)化，但有時仍出現(xiàn)粗大顆粒狀斷口。產(chǎn)生斷口遺傳的理論爭議較多，一般認(rèn)為曾因加熱溫度過高而使MnS 之類的雜物溶入奧氏體并富集于晶界面，而冷卻時這些夾雜物又會沿晶界面析出，受沖擊時易沿粗大奧氏體晶界斷裂。
3.粗大組織的遺傳：有粗大馬氏體、貝氏體、魏氏體組織的鋼件重新奧氏化時，以慢速加熱到常規(guī)的淬火溫度，甚至再低一些，其奧氏體晶粒仍然是粗大的，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳性。要消除粗大組織的遺傳性，可采用中間退火或多次高溫回火處理。
二 ) 、過燒現(xiàn)象
加熱溫度過高，不僅引起奧氏體晶粒粗大，而且晶界局部出現(xiàn)氧化或熔化，導(dǎo)致晶界弱化，稱為過燒。鋼過燒后性能嚴(yán)重惡化，淬火時形成龜裂。過燒組織無法恢復(fù)，只能報廢。因此在工作中要避免過燒的發(fā)生。
三 ) 、脫碳和氧化
鋼在加熱時，表層的碳與介質(zhì)(或氣氛)中的氧、氫、二氧化碳及水蒸氣等發(fā)生反應(yīng)，降低了表層碳濃度稱為脫碳，脫碳鋼淬火后表面硬度、疲勞強度及耐磨性降低，而且表面形成殘余拉應(yīng)力易形成表面網(wǎng)狀裂紋。加熱時，鋼表層的鐵及合金與元素與介質(zhì)(或氣氛)中的氧、二氧化碳、水蒸氣等發(fā)生反應(yīng)生成氧化物膜的現(xiàn)象稱為氧化。高溫(一般 570度以上)工件氧化后尺寸精度和表面光亮度惡化，具有氧化膜的淬透性差的鋼件易出現(xiàn)淬火軟點。為了防止氧化和減少脫碳的措施有：工件表面涂料，用不銹鋼箔包裝密封加熱、采用鹽浴爐加熱、采用保護(hù)氣氛加熱(如凈化后的惰性氣體、控制爐內(nèi)碳勢)、火焰燃燒爐(使?fàn)t氣呈還原性)。
四 ) 、氫脆現(xiàn)象
高強度鋼在富氫氣氛中加熱時出現(xiàn)塑性和韌性降低的現(xiàn)象稱為氫脆。出現(xiàn)氫脆的工件通過除氫處理(如回火、時效等)也能消除氫脆，采用真空、低氫氣氛或惰性氣氛加熱可避免氫脆。象現(xiàn)在的連續(xù)熱處理爐淬火后及時回火處理時可在回火過程中兼顧驅(qū)氧處理，跟據(jù)目前的使用和統(tǒng)計情況看在連續(xù)式可控氣氛熱處理爐所處理的產(chǎn)品一般是不會出現(xiàn)氫脆現(xiàn)象的。
當(dāng)然，任何事都有它的兩面性，實際工作中有人利用此現(xiàn)象來為人服務(wù)(如合金的粉碎處理等)。
三.熱處理應(yīng)力及其影響
熱處理殘余力是指工件經(jīng)熱處理后*終殘存下來的應(yīng)力 , 對工件的形狀 , 尺寸和性能都有極為重要的影響。當(dāng)它超過材料的屈服強度時 ,便引起工件的變形 , 超過材料的強度極限時就會使工件開裂 , 這是它有害的一面 , 應(yīng)當(dāng)減少和消除。但在一定條件下控制應(yīng)力使之合理分布, 就可以提高零件的機(jī)械性能和使用壽命 , 變有害為有利。分析鋼在熱處理過程中應(yīng)力的分布和變化規(guī)律 ,使之合理分布對提高產(chǎn)品質(zhì)量有著深遠(yuǎn)的實際意義。例如關(guān)于表層殘余壓應(yīng)力的合理分布對零件使用壽命的影響問題已經(jīng)引起了人們的廣泛重視。
一 ) 、鋼的熱處理應(yīng)力
工件在加熱和冷卻過程中 , 由于表層和心部的冷卻速度和時間的不一致 , 形成溫差，就會導(dǎo)致體積膨脹和收縮不均而產(chǎn)生應(yīng)力 ,即熱應(yīng)力。在熱應(yīng)力的作用下 , 由于表層開始溫度低于心部 , 收縮也大于心部而使心部受拉 ,當(dāng)冷卻結(jié)束時，由于心部*后冷卻體積收縮不能自由進(jìn)行而使表層受壓心部受拉。即在熱應(yīng)力的作用下*終使工件表層受壓而心部受拉。這種現(xiàn)象受到冷卻速度, 材料成分和熱處理工藝等因素的影響。當(dāng)冷卻速度愈快 , 含碳量和合金成分愈高 , 冷卻過程中在熱應(yīng)力作用下產(chǎn)生的不均勻塑性變形愈大, *后形成的殘余應(yīng)力就愈大。另一方面鋼在熱處理過程中由于組織的變化即奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時 , 因比容的增大會伴隨工件體積的膨脹 ,工件各部位先后相變，造成體積長大不一致而產(chǎn)生組織應(yīng)力。組織應(yīng)力變化的*終結(jié)果是表層受拉應(yīng)力 , 心部受壓應(yīng)力 ,恰好與熱應(yīng)力相反。組織應(yīng)力的大小與工件在馬氏體相變區(qū)的冷卻速度 , 形狀，材料的化學(xué)成分等因素有關(guān)。
實踐證明 , 任何工件在熱處理過程中 , 只要有相變 ,熱應(yīng)力和組織應(yīng)力都會發(fā)生。只不過熱應(yīng)力在組織轉(zhuǎn)變以前就已經(jīng)產(chǎn)生了，而組織應(yīng)力則是在組織轉(zhuǎn)變過程中產(chǎn)生的 , 在整個冷卻過程中 ,熱應(yīng)力與組織應(yīng)力綜合作用的結(jié)果 , 就是工件中實際存在的應(yīng)力。這兩種應(yīng)力綜合作用的結(jié)果是十分復(fù)雜的 , 受著許多因素的影響 ,如成分、形狀、熱處理工藝等。就其發(fā)展過程來說只有兩種類型 , 即熱應(yīng)力和組織應(yīng)力 , 作用方向相反時二者抵消 ,作用方向相同時二者相互迭加。不管是相互抵消還是相互迭加 , 兩個應(yīng)力應(yīng)有一個占主導(dǎo)因素 , 熱應(yīng)力占主導(dǎo)地位時的作用結(jié)果是工件心部受拉, 表面受壓。組織應(yīng)力占主導(dǎo)地位時的作用結(jié)果是工件心部受壓表面受拉。
二 ) 、熱處理應(yīng)力對淬火裂紋的影響
存在于淬火件不同部位上能引起應(yīng)力集中的因素 ( 包括冶金缺陷在內(nèi) ), 對淬火裂紋的產(chǎn)生都有促進(jìn)作用 , 但只有在拉應(yīng)力場內(nèi) (尤其是在*大拉應(yīng)力下 ) 才會表現(xiàn)出來 , 若在壓應(yīng)力場內(nèi)并無促裂作用。
淬火冷卻速度是一個能影響淬火質(zhì)量并決定殘余應(yīng)力的重要因素 ,也是一個能對淬火裂紋賦于重要乃至決定性影響的因素。為了達(dá)到淬火的目的，通常必須加速零件在高溫段內(nèi)的冷卻速度 ,并使之超過鋼的臨界淬火冷卻速度才能得到馬氏體組織。就殘余應(yīng)力而論 , 這樣做由于能增加抵消組織應(yīng)力作用的熱應(yīng)力值 ,故能減少工件表面上的拉應(yīng)力而達(dá)到抑制縱裂的目的。其效果將隨高溫冷卻速度的加快而增大。而且 , 在能淬透的情況下 , 截面尺寸越大的工件, 雖然實際冷卻速度更緩 , 開裂的危險性卻反而愈大。這一切都是由于這類鋼的熱應(yīng)力隨尺寸的增大實際冷卻速度減慢 , 熱應(yīng)力減小 ,組織應(yīng)力隨尺寸的增大而增加 ,*后形成以組織應(yīng)力為主的拉應(yīng)力作用在工件表面的作用特點造成的。并與冷卻愈慢應(yīng)力愈小的傳統(tǒng)觀念大相徑庭。對這類鋼件而言 ,在正常條件下淬火的高淬透性鋼件中只能形成縱裂。避免淬裂的可靠原則是設(shè)法盡量減小截面內(nèi)外馬氏體轉(zhuǎn)變的不等時性。僅僅實行馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)的緩冷卻不足以預(yù)防縱裂的形成。一般情況下只能產(chǎn)生在非淬透性件中的弧裂, 雖以整體快速冷卻為必要的形成條件，可是它的真正形成原因 , 卻不在快速冷卻 ( 包括馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi) ) 本身 ,而是淬火件局部位置 ( 由幾何結(jié)構(gòu)決定 ), 在高溫臨界溫度區(qū)內(nèi)的冷卻速度顯著減緩 ,因而沒有淬硬所致。產(chǎn)生在大型非淬透性件中的橫斷和縱劈 , 是由以熱應(yīng)力為主要成份的殘余拉應(yīng)力作用在淬火件中心 ,而在淬火件末淬硬的截面中心處 , 首先形成裂紋并由內(nèi)往外擴(kuò)展而造成的。為了避免這類裂紋產(chǎn)生，往往使用水 --油雙液淬火工藝。在此工藝中實施高溫段內(nèi)的快速冷卻 , 目的僅僅在于確保外層金屬得到馬氏體組織 , 而從內(nèi)應(yīng)力的角度來看 ,這時快冷有害無益。其次 , 冷卻后期緩冷的目的 , 主要不是為了降低馬氏體相變的膨脹速度和組織應(yīng)力值 ,而在于盡量減小截面溫差和截面中心部位金屬的收縮速度 , 從而達(dá)到減小應(yīng)力值和*終抑制淬裂的目的。
三 ) 、殘余壓應(yīng)力對工件的影響
滲碳表面強化作為提高工件的疲勞強度的方法應(yīng)用得很廣泛的原因。一方面是由于它能有效的增加工件表面的強度和硬度，提高工件的耐磨性，另一方面是滲碳能有效的改善工件的應(yīng)力分布, 在工件表面層獲得較大的殘余壓應(yīng)力 , 提高工件的疲勞強度。如果在滲碳后再進(jìn)行等溫淬火將會增加表層殘余壓應(yīng)力 ,使疲勞強度得到進(jìn)一步的提高。
等溫淬火比通常的淬火低溫回火工藝具有更高的表面殘余壓應(yīng)力。等溫淬火后即使進(jìn)行低溫回火 ,其表面殘余壓應(yīng)力，也比淬火后低溫回火高。因此可以得出這樣一個結(jié)論 , 即滲碳后等溫淬火比通常的滲碳淬火低溫回火獲得的表面殘余壓應(yīng)力更高,從表面層殘余壓應(yīng)力對疲勞抗力的有利影響的觀點來看，滲碳等溫淬火工藝是提高滲碳件疲勞強度的有效方法。滲碳淬火工藝為什么能獲得表層殘余壓應(yīng)力? 滲碳等溫淬火為什么能獲得更大的表層殘余壓應(yīng)力 ? 其主要原因有兩個：一個原因是表層高碳馬氏體比容比心部低碳馬氏體的比容大 ,淬火后表層體積膨脹大 , 而心部低碳馬氏體體積膨脹小 , 制約了表層的自由膨脹 ,造成表層受壓心部受拉的應(yīng)力狀態(tài)。而另一個更重要的原因是高碳過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始轉(zhuǎn)變溫度( Ms ) ,比心部含碳量低的過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度( Ms )低。這就是說在淬火過程中往往是心部首先產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變引起心部體積膨脹 ,并獲得強化 , 而表面還末冷卻到其對應(yīng)的馬氏體開始轉(zhuǎn)變點( Ms ) , 故仍處于過冷奧氏體狀態(tài) , 具有良好的塑性 ,不會對心部馬氏體轉(zhuǎn)變的體積膨脹起嚴(yán)重的壓制作用。隨著淬火冷卻溫度的不斷下降使表層溫度降到該處的( Ms )點以下 ,表層產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變 , 引起表層體積的膨脹。但心部此時早已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而強化 , 所以心部對表層的體積膨脹將會起很大的壓制作用 ,使表層獲得殘余壓應(yīng)力。而在滲碳后進(jìn)行等溫淬火時，當(dāng)?shù)葴販囟仍跐B碳層的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度( Ms )以上 , 心部的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度(Ms )點以下的適當(dāng)溫度等溫淬火 , 比連續(xù)冷卻淬火更能保證這種轉(zhuǎn)變的先后順序的特點 (即保證表層馬氏體轉(zhuǎn)變僅僅產(chǎn)生于等溫后的冷卻過程中 ) 。當(dāng)然滲碳后等溫淬火的等溫溫度和等溫時間對表層殘余應(yīng)力的大小有很大的影響。有人對35SiMn2MoV 鋼試樣滲碳后在 260 ℃和 320 ℃等溫 40 分鐘后的表面殘余應(yīng)力進(jìn)行過測試 , 其結(jié)果如表 2 。 由表2 可知在 260 ℃行動等溫比在 320 ℃等溫的表面殘余應(yīng)力要高出一倍多 表 2 。 35SiMn2MoV鋼不同等溫溫度的表面殘余應(yīng)力。
四 . 回火脆性
淬火鋼回火時 , 隨著 回火溫度的升高 , 通常其強度 ,硬度降低，而塑性，韌性提高。但在某些溫度范圍內(nèi)回火時，鋼的沖擊韌性不僅沒有提高，反而顯著降低，這種脆化現(xiàn)象稱為回火脆性。因此，一般不在 250 - 350度進(jìn)行回火，這就是因為淬火鋼在這個溫度范圍內(nèi)回火時要發(fā)生回火脆性。這種回火脆性稱為低溫回火脆性或**類回火脆性。**類回火脆性一旦產(chǎn)生就無法消除, 因此生產(chǎn)中一般不在此溫度范圍內(nèi)回火。
含有鉻、錳、鉻 - 鎳等元素的合金鋼淬火后 , 在脆化溫度 (400 ～ 500 ℃ ) 區(qū)回火 ,或經(jīng)更高溫度回后緩慢冷卻通過脆化溫度區(qū)所產(chǎn)生的脆性 , 稱為**類回火脆性 ,又稱高溫回火脆性。這種脆性可通過高于脆化溫度的再次回火后的快冷來消除。
產(chǎn)生低溫回火脆性的原因，目前還不十分清楚。一般認(rèn)為是由于碳化物以斷續(xù)的薄片狀沿馬氏體片或馬氏體條的界面析出所造成的。這種硬而脆的薄片碳化物與馬氏體間的結(jié)合較弱，降低了馬氏體晶界處的強度，因而使沖擊韌性反而下降。
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