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网上配资的熱處理應力及其影響

来源:银易投资      發布時間:13-07-02 01:00    次浏覽   大小:   16px  14px  12px

   网上配资熱處理殘餘力是指工件经熱處理後最終殘存下来的應力,對工件的形狀,;尺寸和性能都有極为重要的影響。當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开裂,这是它有害的一面,應當減少和消除。但在一定條件下控制應力使之合理分布,就可以提高零件的機械性能和使用壽命,變有害为有利。分析网上配资鋼在熱處理過程中應力的分布和變化規律,使之合理分布對提高産品質量有着深遠的實際意義。例如關于表層殘餘壓應力的合理分布對零件使用壽命的影響問題已经引起了人們的廣泛重視。 
 
一、网上配资的熱處理應力 
 
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,就會導致體積膨脹和收縮不均而産生應力,即熱應力。在熱應力的作用下,由于表層开始溫度低于心部,收縮也大于心部而使心部受拉,當冷卻結束時,由于心部最後冷卻體積收縮不能自由進行而使表層受壓心部受拉。即在熱應力的作用下最終使工件表層受壓而心部受拉。这種現象受到冷卻速度,材料成分和熱處理工藝等因素的影響。當冷卻速度愈快,含碳量和合金成分愈高,冷卻過程中在熱應力作用下産生的不均勻塑性變形愈大,最後形成的殘餘應力就愈大。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變時,因比容的增大會伴随工件體積的膨脹,;工件各部位先後相變,造成體積長大不一致而産生組織應力。組織應力變化的最終結果是表層受拉應力,心部受壓應力,恰好與熱應力相反。組織應力的大小與工件在馬氏體相變區的冷卻速度,形狀,材料的化学成分等因素有關。 
 
實踐證明,任何工件在熱處理過程中,;隻要有相變,熱應力和組織應力都會發生。;隻不過熱應力在組織轉變以前就已经産生了,而組織應力則是在組織轉變過程中産生的,在整個冷卻過程中,熱應力與組織應力綜合作用的結果,;就是工件中實際存在的應力。这兩種應力綜合作用的結果是十分複雜的,受着許多因素的影響,如成分、形狀、熱處理工藝等。就其發展過程来說隻有兩種類型,即熱應力和組織應力,作用方向相反時二者抵消,作用方向相同時二者相互疊加。不管是相互抵消還是相互疊加,兩個應力應有一個占主導因素,熱應力占主導地位時的作用結果是工件心部受拉,表面受壓。;組織應力占主導地位時的作用結果是工件心部受壓表面受拉。 
 
二、熱處理應力對淬火裂紋的影響 
 
    存在于淬火件不同部位上能引起應力集中的因素(包括冶金缺陷在内),對淬火裂紋的産生都有促進作用,但隻有在拉應力場内(;尤其是在最大拉應力下)才會表現出来,;若在壓應力場内并無促裂作用。 
淬火冷卻速度是一個能影響淬火質量并決定殘餘應力的重要因素,也是一個能對淬火裂紋賦于重要乃至決定性影響的因素。为了达到淬火的目的,通常必須加速零件在高溫段内的冷卻速度,并使之超過鋼的臨界淬火冷卻速度才能得到馬氏體組織。就殘餘應力而論,这樣做由于能增加抵消組織應力作用的熱應力值,故能減少工件表面上的拉應力而达到抑制縱裂的目的。其效果将随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,开裂的危險性卻反而愈大。这一切都是由于这類鋼的熱應力随尺寸的增大實際冷卻速度減慢,熱應力減小,;組織應力随尺寸的增大而增加,最後形成以組織應力为主的拉應力作用在工件表面的作用特點造成的。并與冷卻愈慢應力愈小的傳統觀念大相徑庭。對这類鋼件而言,在正常條件下淬火的高淬透性鋼件中隻能形成縱裂。避免淬裂的可靠原則是設法盡量減小截面内外馬氏體轉變的不等時性。僅僅實行馬氏體轉變區内的緩冷卻不足以預防縱裂的形成。一般情況下隻能産生在非淬透性件中的弧裂,雖以整體快速冷卻为必要的形成條件,可是它的真正形成原因,卻不在快速冷卻(包括馬氏體轉變區内)本身,而是淬火件局部位置(由幾何結構決定),在高溫臨界溫度區内的冷卻速度顯著減緩,因而沒有淬硬所致;。産生在大型非淬透性件中的橫斷和縱劈,是由以熱應力为主要成份的殘餘拉應力作用在淬火件中心;,而在淬火件末淬硬的截面中心處,首先形成裂紋并由内往外擴展而造成的。为了避免这類裂紋産生,往往使用水--油雙液淬火工藝。在此工藝中實施高溫段内的快速冷卻,目的僅僅在于确保外層金屬得到馬氏體組織,;而從内應力的角度来看,这時快冷有害無益。其次,冷卻後期緩冷的目的,主要不是为了降低馬氏體相變的膨脹速度和組織應力值,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,從而达到減小應力值和最終抑制淬裂的目的。 
三、殘餘壓應力對工件的影響 
    滲碳表面強化作为提高工件的疲勞強度的方法應用得很廣泛的原因。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力分布,在工件表面層獲得較大的殘餘壓應力,;提高工件的疲勞強度。如果在滲碳後再進行等溫淬火将會增加表層殘餘壓應力,使疲勞強度得到進一步的提高。有人對35SiMn2MoV鋼滲碳後進行等溫淬火與滲碳後淬火低溫回火的殘餘應力進行過測試其 熱處理工藝 
殘餘應力值(kg/mm2)滲碳後880-900度鹽浴加熱,260度等溫40分鐘-65 
滲碳後880-900度鹽浴加熱淬火,260度等溫90分鐘-18 
滲碳後880-900度鹽浴加熱,260度等溫40分鐘,260度回火90分鐘-38 
   從表1的測試結果可以看出等溫淬火比通常的淬火低溫回火工藝具有更高的表面殘餘壓應力。等溫淬火後即使進行低溫回火,其表面殘餘壓應力,也比淬火後低溫回火高。因此可以得出这樣一個結論,即滲碳後等溫淬火比通常的滲碳淬火低溫回火獲得的表面殘餘壓應力更高,從表面層殘餘壓應力對疲勞抗力的有利影響的觀點来看,滲碳等溫淬火工藝是提高滲碳件疲勞強度的有效方法。滲碳淬火工藝为什麼能獲得表層殘餘壓應力?滲碳等溫淬火为什麼能獲得更大的表層殘餘壓應力?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,淬火後表層體積膨脹大,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力狀态。而另一個更重要的原因是高碳過冷奧氏體向馬氏體轉變的开始轉變溫度(Ms),比心部含碳量低的過冷奧氏體向馬氏體轉變的开始溫度(Ms)低。这就是說在淬火過程中往往是心部首先産生馬氏體轉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的馬氏體开始轉變點(Ms),故仍處于過冷奧氏體狀态,;具有良好的塑性,不會對心部馬氏體轉變的體積膨脹起嚴重的壓制作用。随着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,表層産生馬氏體轉變,引起表層體積的膨脹。但心部此時早已轉變为馬氏體而強化,所以心部對表層的體積膨脹将會起很大的壓制作用,使表層獲得殘餘壓應力。;而在滲碳後進行等溫淬火時,當等溫溫度在滲碳層的馬氏體开始轉變溫度(Ms)以上,心部的馬氏體开始轉變溫度(;Ms)點以下的适當溫度等溫淬火,比連續冷卻淬火更能保證这種轉變的先後順序的特點(;即保證表層馬氏體轉變僅僅産生于等溫後的冷卻過程中)。;當然滲碳後等溫淬火的等溫溫度和等溫時間對表層殘餘應力的大小有很大的影響。有人對35SiMn2MoV鋼試樣滲碳後在260℃和320℃等溫40;分鐘後的表面殘餘應力進行過測試,其結果如表2。由表2可知在260℃行动等溫比在320℃等溫的表面殘餘應力要高出一倍多 
可見表面殘餘應力狀态對滲碳等溫淬火的等溫溫度是很敏感的。不僅等溫溫度對表面殘餘壓應力狀态有影響,而且等溫時間也有一定的影響。有人對35SiMn2V鋼在310℃等溫2分鐘,10分鐘,90分鐘的殘餘應力進行過測試。2分鐘後殘餘壓應力为-20kg/mm,10分鐘後为-60kg/mm,60分鐘後为-80kg/mm,60分鐘後再延長等溫時間殘餘應力變化不大。 
 
    從上面的讨論表明,滲碳層與心部馬氏體轉變的先後順序對表層殘餘應力的大小有重要影響。滲碳後的等溫淬火對進一步提高零件的疲勞壽命具有普遍意義。此外能降低表層馬氏體开始轉變溫度(Ms)點的表面化学熱處理如滲碳、氮化、氰化等都为造成表層殘餘壓應力提供了條件,如高碳鋼的氮化--淬火工藝,由于表層,;氮含量的提高而降低了表層馬氏體开始轉變點(Ms),淬火後獲得了較高的表層殘餘壓應力使疲勞壽命得到提高。又如氰化工藝往往比滲碳具有更高的疲勞強度和使用壽命,也是因氮含量的增加可獲得比滲碳更高的表面殘餘壓應力之故。此外,;從獲得表層殘餘壓應力的合理分布的觀點来看,單一的表面強化工藝不容易獲得理想的表層殘餘壓應力分布,而複合的表面強化工藝則可以有效的改善表層殘餘應力的分布。如滲碳淬火的殘餘應力一般在表面壓應力較低,最大壓應力則出現在離表面一定深度處,而且殘餘壓力層較厚。氮化後的表面殘餘壓應力很高,但殘餘壓應力層很溥,往里急劇下降。如果采用滲碳--;氮化複合強化工藝,則可獲得更合理的應力分布狀态。;因此表面複合強化工藝,如滲碳--氮化,滲碳--;高頻淬火等,都是值得重視的方向。

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