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杨段魁(内蒙古工学院)

摘 要： 利用高频电阻感应加热自冷淬火方法对45、40Cr和35CrNi3Mo钢进行了实验，获得了仿形性淬火带，硬度可达HRC54～59。金相检验和透射电 镜观察，淬硬带主要是回火板条马氏体，40Cr钢个别区域有片状马氏体，45钢有少量的下贝氏体。试件淬火后墓本不变形，也无需回火。

关键词：高频淬火；感应热处理；热处理

1  引言

高 频电阻感应加热不仅有感应加热，而且还有电阻加热，工件表面电流更集中，密度更大，加热速度也更快，表面加热的功率密度是感应加热的数倍。高频电阻感应加 热设备简单，操作方便。淬火可根据工件的形状和部位进行设计，仿形性很好，可对复杂工件的局部表面实施淬火。淬火时自激冷却。淬火后工件基本不变形，无需 回火。因此国外一些汽车厂和其它工业部门用高频电阻感应加热处理汽缸内壁、汽缸内孔、凸轮、弹簧等零件取得了良好的效果。国内开展这项工作的有不多几家。 我们在实验室条件下进行了高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的研究，取得了较好的结果。本文就高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的组织和性能作一些较深入 的分析和探讨。

2  试验材料和方法

2.1 试验材料

选用45、40Cr和35CrNi3Mo钢。其化学成分和原始组织如表1。试样尺寸1OOmm×25mm×lOmm。

2.2 试验设备及检测方法

试 验在GP-100C3型高频感应加热装置上进行。自制感应器、电触头、装夹具和附助装置。试件淬火后测量洛氏硬度，在显微镜下观察金相组织，进而制备成复 型和金属薄膜，在H-700H透射电镜下深入观察和分析。用维氏显微硬度计测量淬火区的硬度、宽度和深度(截面的最大深度)。宽度和深度均以半马氏体区为 界，载荷200g,lOs。利用游标卡尺和千分表测量淬火试样的变形量。

3  试验结果与分析

在不同工艺参数下，三种试验用钢高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的试验结果列于表2。

3.1 淬火区的形状

高 频电阻感应局部表面加热淬火区一般为一条或多条淬硬带。淬硬带的形态随感应器的形状而异。本文感应器设计有两种：一种是直线形，另一种是S形。直线形感应 器得到的淬硬带情况列于表2。S型感应器得到的淬硬带如图la所示，呈S形。不管淬硬带呈什么形状，其横截面均呈月牙状。如图1b所示。

图1  淬硬带的形态

3.2 淬硬带的硬度和分布

三 种试验用俐淬硬带的硬度HRC45-59。这种结果与普通高频淬火的硬度接近。淬硬带的硬度随深度的变化而变化。图2是35CrNi3Mo钢淬硬带深度与 显微硬度分布情况。可以看到，试验表层组织的硬度变化比较平稳。但是淬硬层较浅，淬火区与未淬火区之间的过渡区很窄，硬度变化急剧。显然，高频电阻感应局 部表面加热的能t在试祥表面十分集中，密度很大。试样表面处的显微硬度略低，是因为表面马氏体较次表面的自回火程度高所造成的。

图2  35CrNi3Mo钢淬硬带深度与显微硬度分布

3.3 光学金相组织

图 3是40Cr钢淬火区和过渡区的金相组织照片。图3a是悴火区细小马氏体，图3b是过渡区马氏体和未溶铁素体的混合组织。由图3b中可以看到比较粗大而且 已经破断了的网状铁素体组织。说明40Cr钢的原奥氏体组织比较粗大。经高频电阻感应局部表面加热淬火，组织得到了细化。因为这种方法加热能量密度很高， 速度更快，时间更短，所以细化组织的效果比普通高频加热淬火效果更为明显。淬火前正火处理的钢淬火效果更好，硬度稍有提高。从表1我们可以看到正火处理的 这种作用。这表明原始组织均匀细密，奥氏体化加热相对比较充分，化学成分相应也比较均匀，奥氏体晶粒细小，淬火质量就好。

a-40Cr钢淬火区组织                         b-40Cr钢过渡区组织

图3  4OCr钢淬火区与过渡区金相组织

3.4 电镜观察

淬 硬带的精细结构由图4、图5中的复型和金属薄膜的透射电镜照片所示。从图4a可以清楚地看到。45钢淬火区主要是回火板条马氏体，个别区域有少量下贝氏 体。40Cr钢淬火区，除了回火板条马氏体外，还存在少最具有孪晶亚结构的片状马氏体。从图4a可以看到，马氏体基体上弥散分布有细小的碳化物。显然，试 样在自激冷却过程中马氏体自身已经回火，而且比较充分。因为Cr元素提高了40Cr钢的回火稳定性，所以相比之下，45钢中的碳化物教目更多，回火也更充 分。

a-淬火区M板                          b-淬火区M板+少量B下(薄膜)

图4  45钢淬火区组织的透射电镜照片

a-过渡区M板+B粒(复型)                 b-过渡区M板+F+P(薄膜)

图5  45钢过渡区组织的透射电镜照片

淬 火区与未淬火区之间的过渡区，因其加热温度处于Ac1-Ac3范围内，所以组织比较复杂。从图5可见，45钢过渡区组织中有回火板条马氏体、粒状贝氏体、 未溶铁素体和珠光体。而40Cr钢由于Cr元素对贝氏体转变的推迟作用，其过渡区组织主要是回火板条马氏体、未溶铁素体和珠光体。

3.5 变形量

高频电阻感应加热只发生在工件的某些局部表面，加热层很薄，最深处只有一个多毫米，而且是自激冷却淬火，引起工件变形的热应力和组织应力很有限。所以这种淬火方法变形程度甚微。本试验数据如表3所示。

由表3中的数据可见，沿长度方向最大的变形量仅为0.Olmm，多数试样没有什么变化。宽度方向的最大变形量为0.02mm，而厚度方向即翘曲最大变形为0.09mm。由此可见，高频电阻感应局部表面加热自冷淬火对工件尺寸几乎没有什么影响。

4  结论

1) 45、40Cr和35CrNi3Mo钢在国产高频感应加热设备上实现局部表面加热自冷淬火，获得仿形性淬硬带，HRC可达54-59。

2) 淬硬带组织主要是回火板条马氏体。40Cr钢个别区域有少量片状马氏体，45钢有少量下贝氏体。过渡区组织是回火板条马氏体、未溶铁素体和珠光体，45钢中还有少量的粒状贝氏体。

3) 淬硬带回火比较充分，无需另行回火。试件自冷淬火后基本不变形。

歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！

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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт  www.tool-tool.com  для получения большей информации.

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吉林工业大学 孙大仁 安 建 刘勇兵

辽源市钢背复合材料轴承厂 赵旭成 曹希武 张继百

摘 要： 利用一种新的搅拌铸造技术生产系列铸造铝铅合金，含铅量的变化范围为w(Pb)=0～25%。试验中，研究了铸态铝铅合金的显微组织和力学性能。结果表 明，在研究的含铅量范围内，铸态合金的硬度、抗拉强度和伸长率都随铅的质量分数的增加而下降。断口分析表明：随质量分数的增加断口特征逐渐由塑性向脆性转 变。而摩擦磨损性能随铅的质量分数的增加有一最佳值，即铅的质量分数为15%～20%时，其磨损量和摩擦系数最小。

关键词：铸造铝铅合金；含铅量；显微组织；力学性能

1  引言

由 于铝合金与其他滑动轴承合金相比具有许多优点，近年来，铝基滑动轴承的应用越来越广泛，尤其随着汽车工业的发展，传统的巴氏合金及铜基合金作为汽车轴承合 金正在被铝基轴承合金所取代。为了改善合金的抗咬死和抗粘着性，往往在铝基合金中加入铅、锡、镉、铟甚至石墨[2]。在这些元素中，铅较其他元素更加有 效。据报道，铝铅合金比铝锡合金具有更好的疲劳强度和耐磨性，比铜基合金具有更好的耐蚀性。但是，铝铅合金的生产存在着冶金上的困难，这些困难包括： (1)两金属在液态下难于互溶；(2)在室温下几乎不互溶；(3)由于金属铝和铅密度相差悬殊，使铅相严重偏析。以上问题导致铸造铝铅合金轴承没有得到广 泛应用。文献[6，7]介绍了一种新的铸造技术，研究了其制备工艺与组织的关系。在本文中，将进一步介绍该方法生产的铝铅合金铸态下的组织与力学性能，为 工业生产应用提供依据。

2  试验材料及试验方法

2.1 试验材料

研究使 用的原材料是工业纯铝、硅、铜、镁、锰、锡和铅。为降低熔点，便于熔炼，合金中的元素硅、铜、锰以中间合金(AlSi20，AlCu50及AlMn50) 的形式加入。熔化时，考虑熔化中的损失，适当调整加入量，其化学成分为Al-Si4.4-Cu0.8-Mg0.5-Mn0.8-Sn0.8-Fe1.1。

2.2 铝铅合金的制备

为研究含铅量的影响，在专门设计的立式电阻炉中，分别配制系列Al-Pb合金(AlPb0，AlPb5，AlPb10，AlPb15，AlPb20，AlPb25)，铝铅合金的制备过程见文献。

2.3 显微组织和力学性能试验

利用Nicon光学显微镜和AMRAY-1000B扫描电镜观察铸态铝铅合金的显微组织，并用扫描电镜分析拉伸试样断口的显微组织。

试 样硬度的测定用HB-3000型布氏硬度计，根据美国金属手册的规定，载荷取P=5000N，钢球直径为D=10mm，载荷保持时间为30s[8]。根据 GB228-76，从铸态的材料中加工板拉伸试样，拉伸试验在岛津TG-100G电子拉伸试验机上进行，测定抗拉强度和伸长率，每个测试点的性能值取自三 个拉伸试样的平均值。用于扫描电镜进行观察的断口是从试验后的拉伸试样上切割下来的。

摩擦磨损试验在MM200摩擦磨损试验机上进行干摩 擦试验。上试样为铝铅合金，尺寸为10mm×10mm×14mm，上试样固定不动。对磨摩擦副为40mm×10mm的45号钢磨轮，磨轮转速 200r/min，试验载荷100N，磨损时间120min。通过测定摩擦系数，磨痕宽度评定摩擦磨损性能。

3  试验结果与分析

3.1 显微组织结构

图1为不同含铅量铸态合金的金相组织图，图中黑色颗粒为铅，铅颗粒均匀分布在α-Al内或其周围。灰色不规则颗粒是硅相。从图1可以看出随含铅量的增加，铅的颗粒尺寸不断增大。

图1  铅的质量分数不同时铸造铝铅合金的金相组织

3.2 硬度

试 样铸态和回火热处理后的硬度值HB随铅含量的变化见图2。由图2可以看出铸态和回火后合金的硬度值均随铅含量的增加而降低，并且每一个成分的合金回火后的 硬度都比回火前低。硬度随铅含量的增加而降低是由于铅是软相，含铅量的增加势必造成合金硬度的降低。回火处理后消除了铸造后的残余应力，提高了合金的塑 性，硬度值相应地下降。

图2  硬度随含铅量的变化

3.3 抗拉强度及伸长率

图3为不同含铅量拉伸试样的抗拉强度值，由图3可见，铸态合金的抗拉强度随铅含量的增加而下降，图4为不同含铅量拉伸试样的伸长率，可以看出，铸态合金的伸长率随铅含量的增加也呈下降的趋势。

图3  含铅量对抗拉强度的影响 图4  含铅量对伸长率的影响

3.4 断口形貌特征

图 5为基合金和不同含铅量的铝铅合金铸态拉伸试样的断口扫描形貌图，图5a是基合金铸态的断口形貌，断口呈典型的韧性断口特征，整个断口由塑性变形的韧窝所 覆盖。图5c为AlPb25合金铸态断口形貌，断口呈解理特征，几乎看不到塑性变形的痕迹，表明断口为脆性断口；图5b为AlPb10合金铸态断口形貌， 其特征显示为混合状断口形貌，既有韧窝又有脆性断口的特征。一般来说，合金的性能取决于合金的成分和组织结构。在研究中，因为基体合金成分相同，铅含量对 铝铅合金的力学性能起了重要的作用。对铸态铝铅合金来说，合金的力学性能差别主要取决于铅相的尺寸和分布。随铅含量的增加，铸态合金的抗拉强度和伸长率呈 下降的趋势，原因是，铅作为软相起裂纹的作用，在拉伸试验中，这些部位导致应力集中，然后裂纹沿该部位扩展导致断裂。并且铅颗粒的存在改变了试样在拉伸过 程中的应力状态，由单向应力变为三向应力。在铝铅合金中，铅颗粒的数量随铅含量的增加而增加，铅颗粒的尺寸随铅含量的增加而增大，例如AlPb10铸态合 金铅最大颗粒的尺寸大约为130μm，而AlPb25合金中铅颗粒最大尺寸为180μm，因此，随铅含量的增加，应力状态越来越硬，使铸态铝铅合金的强度 和伸长率随铅含量的增加而下降，断口形貌由塑性变为脆性。

3.5 摩擦磨损性能

铸造铝铅合金，在给定条件 下(载荷200N，转速200r/min，磨损时间30min)，干摩擦的磨痕宽度和摩擦系数随铅含量的变化见图6和图7。从图6可以看出其磨痕宽度随铅 含量的增加而减小，在铅的质量分数为15%～20%时有一极小值，然后随铅含量的增加又有所增加。表明所研究的铸造铝铅合金，当铅的质量分数为 15%～20%时其磨损特性最好。该类合金的摩擦系数随铅含量的变化与磨痕宽度的变化有类似的关系，开始时随铅的增加而减小，在含铅量为15%～20%时 有一极小值。在铝铅合金中，一方面铅是软相，起固体润滑剂的作用，铅含量太少这种作用不明显，因此，随铅含量的增加，合金的磨损量和摩擦系数都下降，另一 方面合金的摩擦磨损特性与合金的硬度有一定的关系，一般的规律是随硬度的减小，合金的摩擦磨损特性变坏，正是由这两个相反因素的影响，使该类合金摩擦磨损 特性随铅含量的增加有一最佳值。

图5  拉伸试样断口扫描电镜形貌图

        图6  磨痕宽度随铅含量的变化 图7  摩擦系数随铅含量的变化

4  结论

(1) 铸态铝铅合金的显微组织主要由铅颗粒、铝枝晶和硅颗粒组成，随铅含量的增加，铅颗粒尺寸增大。

(2) 在铅含量从0到25%内，由于铅在合金中作为软相存在，导致铸态铝铅合金的硬度、抗拉强度和伸长率随铅含量的增加而减小。

(3) 断口分析表明，随铅含量的增加，铸态合金的断口特征由塑性向脆性转变。

(4) 铸态铝铅合金的磨损量和摩擦系数随铅含量的增加而减小，在铅的质量分数为15%～20%时有一最小值，表明作为减磨材料，铸造铝铅合金的铅的质量分数为15%～20%时，其摩擦磨损特性具有最佳值。

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马焕明1，　关　蕾2，　韩铁军3

(1.秦皇岛市戴卡轮毂制造有限公司，河北秦皇岛066003；2.秦皇岛市安冶精密铸造有限公司，

河北秦皇岛066004；3.秦皇岛冶金机械有限公司，河北秦皇岛066000)

摘　要： 用金相显微镜及X射线衍射仪对形变含稀土低碳钢热浸镀铝的镀层微观组织进行了分析，并探讨了其形成机制。结果表明，镀层中Fe2Al5相择优取向生长，其 亚晶界呈平行条状。Al的扩散激活能为155.22kJ/mol。并初步分析了形变对热浸镀铝镀层组织的影响及添加稀土的作用。

关键词：形变低碳钢；热浸镀铝；镀层组织；稀土

热 浸镀铝件具有优良的耐热、耐蚀和抗氧化等性能，因而广泛地应用在石油、化工、交通、医疗和海洋等工业设备上。目前，人们对热浸镀铝的工艺方法、性能及应用 研究报道较多，而对其镀层的微观组织尚缺乏细致分析，尤其对变形件热浸镀铝的研究结果尚未见报道。因镀层的组织直接影响其使用性能，而很多镀铝件常常都是 在其变形的条件下进行浸镀的。因此，本文对形变低碳钢热浸镀铝的镀层组织微观特征、各组成相分布及铝的扩展激活能进行了测试分析，并对其形成机制进行了探 讨。所得结果对理解形变低碳钢热浸镀铝的镀层组织、形成机制及制定形变件的浸镀工艺有一定的理论与现实意义。

1　试验材料与方法

　 　试验用基体材料为经50%冷变形的低碳钢，其化学成分(质量分数，%)为 C0.19，Mn0.41，Si0.37，S0.027，P0.019，RE0.035。试样为带孔板片，尺寸为3mm×10mm×30mm，镀液为工业 高纯铝，盛镀液罐(<120mm×200mm)材料为不锈钢，加热设备为SG23210坩埚电阻炉，用XCT2101型动圈式温度仪表控温，炉温波 动±5℃。

　　将盛铝罐放入电阻炉内，加热温度分别为710℃、730℃和760℃，保温时间分别为5min、7min、9min和 12min，到温悬挂入镀液中，到时取出空冷。用NEOPHT21光学显微镜观察镀层的组织特征并测量镀层层深，并计算铝的扩展激活能。然后用机械抛光方 法逐渐减薄镀层厚度，用D/Max2RBX射线衍射仪确定镀层各部位的组成相。

2　试验结果与分析

2.1　铝的扩展激活能

　　图1为镀层层深与时间、温度关系曲线，由其试验数据作L22t关系(图2)，层深L2与保温时间t呈直线关系，符合阿累乌斯经验公式：L2=kte-Q/RT，

式中：L———层深；k———常数；Q———扩展激活能；T———温度，R———气体常数。

　　由公式可得LnL2=-Q/RT+Ln(kt)，作LnL221/T关系曲线，由斜率-Q/R可得其铝的扩展激活能为Q=155.22kJ/mol。

           图1　浸镀温度与时间对镀层深度的影响 图2　不同温度下镀层深度平方与时间的关系

2.2　镀层微观组织特征

　　由金相组织图3可见，镀层中的铁铝化合物呈锯齿状垂直工件表面并楔入基体，经X射线衍射结果表明：镀层的外层(0～20μm)范围内，主要相为Al，Al₂O₃，FeAl₃和少量FeAl、Fe₃Al、Fe₂Al₅、FeAl₂O₄(FeO·Al₂O₃)，其厚度约占总镀层厚的5%～10%。镀层中层主要相为Al、Fe₂Al₅和少量FeAl、FeAl₃，其厚度约占总镀层厚的80%～90%。

镀层内层主要相为Fe₂Al₅，其厚度约占总镀层的5%～10%。可见，镀层中的铁铝化合物主要以Fe₂Al₅的形式存在，其主要分布在镀层的中部以内，而其他铁铝化合物FeAl、Fe₃Al、FeAl₃则主要分布在镀层的外层。其X射线衍射结果见图4。

图3　镀层的金相显微组织

图4　不同部位的X射线衍射图谱

2.3　镀层组织的形成机制

　　当低碳钢与液态铝接触时，由于铁和铝的相界面反应，在Fe2Al分界面上首先形成FeAl₃和少量FeAl、Fe₃Al铁铝化合物，随着铁、铝原子互扩散的进行，FeAl₃相厚度不断加厚，同时在FeAl₃相前界面上易出现与Fe₂Al₅化合物成分相近的微小区域，当微小区域范围满足一定的形核条件，即形成Fe₂Al₅(a)距表面10μm；(b)距表面120μm；(c)距表面150μm相。因Fe₂Al₅相是斜方晶格，该相的原子饱和浓度仅为70%[6]，所以，铝原子很容易通过它扩散到铁的边界形成Fe₂Al₅相，使Fe₂Al₅相迅速长大。另一方面，基体中的铁原子可以通过Fe₂Al₅相扩散到

FeAl₃相中，并使FeAl₃转变为Fe₂Al₅(Fe+FeAl₃→Fe₂Al₅)。又因铁原子Fe₂Al₅中的扩散系数是在FeAl₃相中扩散系数的10倍以上，使铁原子通过FeAl₃进入液态铝中的量大大减少，与铝原子形成FeAl₃量相对也就减少。因此，镀层中的铁铝化合物主要以Fe₂Al₅形式存在。FeAl₃主要分布在最外层，与实验结果相吻合。

　　文献介绍：Fe₂Al₅相C轴方向空位密度较高，铝原子易沿C轴方向扩散，再者，基体材料为冷轧材，对浸镀过程中Fe₂Al₅相的生成与长大有一定的影响，因为变形使晶粒有一定的方向性，晶界缺陷(空位、位错等)增多，而铝原子易在缺陷处渗入，使Fe₂Al₅相形成了择优取向，即沿某方向的生长速度加快，导致Fe₂Al₅相的生长有一定的方向性，表现在Fe₂Al₅相的形状呈锯齿状，其亚晶呈条状。此外，稀土原子半径大于铁原子半径，因此，稀土元素的加入将引起其周围铁原子的晶格畸变，使空位缺陷增多，降低了铝原子的扩散激活能，有利于铁、铝原子的扩散，从而加速了镀层的形成。镀层中Al₂O₃、FeAl₂O₄(FeO·Al₂O₃)氧化物是由于镀件从铝液中取出，未及时采取保护措施，使铝、铁原子与空气中的氧发生氧化反应所致。

3　结　论

(1)形变含稀土低碳钢在730℃，保温12min条件下镀铝，其镀层中铁铝化合物主要相为Fe₂Al₅和少量的FeAl、Fe₃Al、FeAl₃，其分布为最外层(0～20μm)主要相为Al、Al₂O₃，FeAl₃和少量FeAl、Fe₃Al、Fe₂Al₅、FeAl₂O₄(FeO·Al₂O₃)其厚度约占总镀层厚的5%～10%；中层主要相为Al、Fe₂Al₅，约占总镀层厚的80%～90%；内层主要相为Fe₂Al₅，约占总镀层的5%～10%。

(2)Fe₂Al₅相以择优取向生长，其亚晶主要呈平行条状，纯铝以7～30nm的小球状分布在Fe₂Al₅相的亚晶上。铝的扩散激活能为155.22kJ/mol。

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沈阳黎明发动机制造公司 刘庆瑞

1CrI3 和2Cr13马氏体不锈钢在航空航天工业中应用很广。由于该钢调质处理后马氏体能完全分解成回火索氏体组织，因此可以获得比较好的强度和韧性配合，并经过 氧化处理后形成稳定性高、弥散度大的氮化物，显著提高了工作表面硬度、耐磨性、疲劳强度和热稳定性，所以常被用作氮化零件。但多年实践表明，用这两种钢做 的氮化零件常出现表面起泡的缺陷，有这种缺陷的零件经磨加工后氮化层易剥落，形成严重的麻点，导致大量的零件报废。

1Cr13常用作发动 机的中支座零件，我公司从1964年就发现有上述缺陷。后来将淬火温度降到980℃，起泡现象有所减轻，但未能彻底解决。为此，工厂在改进氮化上艺方面做 了许多试验，如提高氮化温度或降低氮化温度，缩短氮化时间或稀释气体氮化等，但都没有效果；在调整氮化扩散方面，增加扩散时间、通氮气扩散分段扩散等，结 果也没有得到改善。除此之外，还将零件送到有关单位用不同炉子进行试验，均不见效。这表明，用调整氮化工艺来解决渗氮表面起泡问题是行不通的。也有的提出 提高钢中碳的含量，但是仍出现同样问题。为此，我们进行了长期的研究，终于找出了起泡的规律和原因。

l.宏观分析

不管是1Cr13还是2Cr13钢件，氮化后表面出现的“起泡”是肉眼可见的高出表面的小鼓泡，由于生产炉不同，泡的疏密和大小也不相同，用细砂纸反复摩擦起泡的表面，起泡处就会变成有金属光泽的亮点，见图l。

图1  零件氮化起泡如箭头所示

2.起泡缺陷的本质

在 起泡缺陷处取试样。用砂纸磨表面并抛光，当表面出现麻点时，用显微镜观察到麻点的形态是属于沿晶掉块，见图2。从起泡处切开，检查横断面，显示出短而宽的 裂纹，见图3，同时发现氮化层皮下还有细的沿晶裂纹，裂纹深度一般为0.05～0.08毫米，最深的可达0.12毫米，井发现裂纹的晶界有明显的白色高氮 相。

检查金相组织，凡是起饱零件的组织都比较粗大，起泡处晶拉度为4～5级，个别为3级，不起泡晶粒度为6～7级。

图2  100× 渗层磨后出现麻点（起泡）为掉晶

图3  100× 渗层起泡层里的裂纹

3.起泡原因分析

由图1～图3可以看出，起泡的实质是渗层皮下出现沿晶裂纹。渗层表面经磨加工后露出裂纹，并沿高氮相集聚的晶界裂纹处掉晶，形成了宏观上的麻点，影响了氮化磨削镜面的光沽度。

晶 界上的氮化物对裂纹的影响是：氮化层表面有一层不受浸蚀的白亮的高氮相ε相，并从表面沿晶界向里伸展，有的包围了整个晶粒。氮化物相在晶界集聚的过程就是 晶界内应力增加的过程。当氮化物体积增长到一定程度时，产生的内应力会使晶粒之间的结合力受到破坏，使晶界产生显微裂纹。

显微裂纹进步扩 大可能与裂纹中的气相介质压力有关，有资料提出：在氮化终止的闭回火过程中，因气相介质中的氢和高氮相中的氮脱氨作用，使组织分解较为激烈。随体积的比容 变化产件的内应力可造成氮化层裂纹.当形成高氮ε相时、氮倾向以自由状态析出。导致在位错处、晶界处和明显疏松处出现气态氮。这种氮在高温下开始以原子形 式出现，以后变成分子形式。在氮化时便成为产生裂纹等缺陷的原因。根据上述分析和检查结果可以看出，氮化物粗大的晶界容易产生裂纹，不仅与氮化物体积膨胀 有关；还与Cr的氮化物德定性差，以分子形式出现的气态氮升华压和分解压共同作用有关。

晶粒度因素的影响。从分析结果可知、晶粒粗大的晶 界，氮化物也明显，而晶粒细的组织则相反.这是因为，晶粒愈粗大，单位面积上的晶界总长度愈小，则单位晶界面积上的氮化浓度愈高，晶界上的高氮相也愈加粗 大。如38CrMoAlA钢淬火后的晶粒为7级时，氮化后晶界上氮化物相细而少;当晶粒度为5级时，氮化后晶界上_的氮化物相则粗而多。晶粒度大小又取决 于淬火温度。淬火温度愈高，晶粒就愈大，对氮化层质量的影响就不利。

晶界结构的影响。从晶体体结构上分析，晶界结构是比较松散的，位错和缺陷比晶内多，而氮原子又是以间隙式进入金属晶体的，容易在晶界上富集，所以容易形成多相金属氮化物，给晶界裂纹创造了条件。

试验条件：1Crl3和2Cr13原淬火温度分别为980℃和1030℃。对1Crl3选出6种淬火温度，2Cr13选出9种淬火温度。1Cr13试件是在起泡的废品件上切取的，2Cr13试件是在锻件上切取的。渗氮工艺均按原生产工艺进行，试骏结果见表1。

从表1可以看出，淬火温度高，晶粒大是渗氮表面起泡的主要原因，所以降低悴火温度，使钢具有细晶粒组织是防止氮化层出现起泡的有效措施。

从 表1的试验结果看，1Cr13钢淬火温度≥1000℃时，氮化试样均有起泡缺陷。980℃淬火的试样没有起泡，但在实际生产中却出现起泡缺陷.分析认为， 这可能与取样原材料状态有关。实际生产经验证明，凡是渗氮层起饱的零件，如果再经第二次淬火调质处理，其氮化层就不会出现起泡或起泡明显减轻，这可能与第 一次淬火后晶粒细化有关。将1Crl3钢淬火温度降至960℃是合适的，井已在实践中得到应用。

2Cr13的试验结果是：≥1050℃淬 火试样，氮化后严重起泡，而经1030℃淬火处理的试样，虽然没有明显的起泡，但经检查、渗层里已出现细小沿晶裂纹。淬火温度再低的试样就没有这种现象 了。这可能与材质成分偏差、偏析以及锻造工艺的差异有关，主要是与影响淬火后晶粒长大的因素有关。所以对2Cr13钢淬火温度选择970℃比较适合。对上 述不同淬火处理的试样，再经渗氮后，中心硬度、表面硬度及渗层深度均符合技术条件要求。

4.结 论

1Crl3和2Cr13钢氮化层表面起泡的实质是氮化层里出现沿晶裂纹的结果，裂纹的产生是由于淬火温度高引起晶粒生长，使晶界上聚集粗大的高氮相，导致晶界应力集中和脆化，从而破坏了晶粒之间结合力而造成的。

降低淬火温度，使零件保持有细晶粒组织是防止氮化层起泡的有效措施，1Cr13预淬火温度选择960℃，2Cr13预淬火温度970℃较为合格。

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徐显卉 张晓燕 王云红(齐齐哈尔第二机床厂)

摘 要：7D201B 号凸轮是齐齐哈尔第二机床厂生产的自动锻压机上的一个重要零部件，在中频感应淬火时，凸轮过渡区出现开裂，裂纹指向凸轮的几何中心,对此进行了多方而的检 验与分析，查找出造成凸轮开裂的真正原因是该凸轮在中频淬火前预备热处理组织不合格，并提出了改进措施。

关键词： 凸轮，中频淬火，预备热处理

1  工作凸轮的自然概况

    70201 B号工作凸轮是Z47-12C型自动锻压机上的重要部件，其外观形貌以及开裂位置如图1所示，该凸轮材质为T10，要求外圆淬火(中频)硬度HRC 61，正常工艺流程为锻造→退火→机加→中频加热淬火→回火→检查。

估计裂纹可能形成原因有以下几个方面：

    (1)化学成分对淬火裂纹敏感性的影响；

    (2)原材料有缺陷存在着应力集中(包括冶金缺陷等)；

    (3)凸轮结构特点可能对裂纹形成有影响；

    (4)工艺操作不当，过大的热应力促使裂纹形成；

    (5)淬火前原始组织和应力状态促使裂纹生成。

图1  凸轮外观尺寸示意图

2  常规检验

2.1 化学成分

2.2 硬度检测

断口附近取样，做硬度俭测，外圆HRC 61，心部硬度HB 207，按国家标准，心部硬度偏高(退火交货状态硬度应不大于HB197)。

2.3 断口宏观检验

断口呈灰亮光泽，具有粗人粒状结构，断口处未发现明显的冶金缺陷，另外断裂是在淬火时爆裂。由此可以初步断定凸轮是巨大的内应力作用下的沿晶脆性断裂。

3  金相检验

3.1 在外圆淬火面取样、磨制、抛光，再用4%的硝酸酒精浸蚀，其显微组织为针状马氏体，加少量碳化物和残余奥氏体，见图2 。500倍下按JB2406-79评定，马氏体4级(合格级别1-4.5级)。

3.2 凸轮心部取样，磨削抛光,4%硝酸酒精浸蚀，在500倍下，金相组织为粗大片状珠光体，如图3，按国家标准评定，珠光体大于6级(合格级别2-4级)，在100倍下观察存在粗大网状碳化物，如图4所示。网状碳化物级别大于5级(合格级别不大于3级)。

图2  显微组织

              图3  凸轮心部显微组织                            图4  凸轮心部粗大网状碳化物

4  分析与结论

4.1 T10钢在锻造时，由于终锻温度高或冷却速度小造成的原始组织粗大，二次碳化物沿晶界析出，粗大的片状珠光体淬火加热时奥氏体晶粒迅速长大，使钢件过热， 从而导致淬火开裂。粗片状珠光体组织周围存在的过剩的二次网状碳化物，增加了钢的脆性。更加提高了凸轮的淬火开裂倾向。因此淬火前的原始组织不良是造成凸 轮开裂的主要原因。

在实际生产中球状珠光体是希望获得的组织，因为球状珠光体比较稳定，在奥氏体转变时碳化物溶入缓慢，可阻碍奥氏体晶粒 长大，淬火后获得细密的马氏体组织减少其内应力。另外球状珠光体的比容较片状珠光体大些，所以淬火后球状珠光体比容变化小。因此原始组织为均匀的珠状珠光 体的钢对减少淬火裂纹来说，是淬火前较理想的组织状态。

4.2 从凸轮结构上看，其采用中频淬火，由淬硬层厚度与零件截面尺寸(直径)之比很小，淬火后获得3型残余应力,3型应力作用方式和大件淬裂产生的力学模型如图5所示。

图5  3型应力作用方式及大件淬裂力学模型

在 3型应力作用下大型零件只能产生纵劈和横断两种形式，从而凸轮纵向几何尺寸相对很小，只能形成径向开裂一种淬裂形式。它的起裂点通常在凸轮的横断面的几何 中心处，并且沿垂直于凸轮径向面，由里向外沿凸轮过渡区(应力集中区)扩展直至开裂，这也是凸轮淬裂的又一直接原因。

4.3 凸轮淬火采用的是盐水淬火介质，冷速很大，马氏体转变区间冷速很大，也增加了钢件淬裂倾向。

粗大的原始组织和二次网状碳化物的存在，是凸轮在3型应力作用下，中频感应淬火开裂的主要原因。

图6  球化退火工艺曲线

5  改进措施及合理化建议

    (1)工具钢在锻造时控制好压缩比、终锻温度，采用锻造后迅速冷却至600-700℃缓冷，以免析出网状碳化物，球化退火后再机加工及淬火。球化退火工艺曲线如图6所示。

    (2)由于T10钢锻造时压缩比、终锻温度很难控制，产生网状碳化物的可能性很大，因此若网状碳化物已经存在，必须高温(810-840℃)正火(空冷) 消除，正火同时也细化了晶粒。在正火之后，为了降低硬度，改善切削加工性，粗片状珠光体球化，减少淬火加热敏感性，还必须进行球化退火，其工艺曲线如图 6，这样得到的原始组织再中频淬火。

    (3)降低冷却温度，可减少淬火应力。很多工厂采用水油双液、分级、等温淬火，也可以在原始组织合格的情况下，减少淬裂倾向。

    (4)考虑到凸轮质量安全性问题，将为开裂的凸轮作报废处理避免同类事故再次发生，建议有关部门严格控制工艺流程，工具钢的预备热处理必须进行，大型非淬透性零件，最好在淬火前做一下金相检验。

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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт  www.tool-tool.com  для получения большей информации.

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孙晓娜1，雷　毅1，张　鹰2

(1.中国石油大学机电工程学院，山东东营　257061；2.兰州石油机械研究所，甘肃兰州　730050)

摘 要： 选用板厚为60mm的SUS304奥氏体不锈钢钢板，开双U形坡口进行多层焊接，用金相显微镜对焊缝进行组织观察，并对其形成机理进行了分析。结果表明， 焊接接头的宏观形貌呈现铸造粗大组织形态，并具有明显的外延生长特性，焊缝中部的晶粒方向几乎呈平行分布，焊缝组织主要为粗大等轴的柱状晶奥氏体+沿柱状 晶分布的δ铁素体。

关键词：奥氏体不锈钢；厚板；焊缝；显微组织

由于奥氏体不锈钢具有良好耐蚀性和较好的 力学性能和工艺性能，被广泛应用于机械设备、石油化工设备以及压力容器等领域。在实际使用中，大多数奥氏体不锈钢结构主要通过焊接成型，而其焊缝质量的检 测一直备受关注。超声波检测具有灵敏度高、穿透力强、检验速度快、成本低和对人体无害等优点，已成为保证产品质量、确保设备安全运行的一种重要手段。

由 于超声波探伤是利用超声波在物体中的传播、反射和衰减等物理特性来发现缺陷的一种无损探伤方法，焊缝粗大组织将引起声波的强烈散射叠加及波形转换，对超声 波具有强烈的衰减作用。因此，奥氏体不锈钢焊缝组织结构对超声波检测波形具有重要影响。为了深入了解奥氏体不锈钢焊缝组织对超声波传播特性的影响规律，本 文基于厚板奥氏体不锈钢焊缝组织进行了金相观察和组织形成机理分析，以期为奥氏体不锈钢焊缝的超声波检测技术的研究提供理论指导。

1　试验材料与方法

试 验材料为SUS304不锈钢，主要化学成分(质量分数，%)见表1，厚度为60mm。焊条材质为A102，主要化学成分(质量分数，%)为0.045C、 0.920Mn、0.600Si、19.000Cr、9.500Ni、0.160Mo、0.009S、0.0.9P、0.120Cu、余量Fe，直径 为<5mm。图1为焊缝坡口加工形状及尺寸，焊接接头开双U型坡口，钝边2mm，焊前在100～150℃预热，正反面交替施焊，焊接速度 180mm/min，电弧电压24～26V，直流反接电流180～200A，施焊过程中层间温度≤100℃。焊缝金属的化学成分见表1。

图1　焊缝坡口类型及尺寸

2　焊缝金属组织及分析

2.1　焊缝宏观形貌及金属组织

图 2为焊接接头的宏观形貌(图中小孔为用于检测取样)。在低倍显微镜下可以清楚地看到焊缝组织呈现铸造组织形态，有明显的外延生长特性，焊缝中部的晶粒方向 几乎是平行的。焊缝晶粒始于母材晶粒，止于焊缝中心。晶粒沿原晶粒方向生长，在向焊缝中心生长的过程中生长方向趋于垂直焊缝的上下表面，焊缝中心处(先凝 固的部分)显微组织比焊缝上下表面(后凝固的部分)的组织细小。这是因为开始焊接时，母材温度较低，散热快，凝固组织细。随着焊接层数的增加，不断有热量 输入母材，温度升高，散热速度慢，导致了表面上形成的组织明显变粗。焊接接头金相组织见图3所示，其中母材组织为奥氏体+沿轧制方向分布的铁素体及少量δ 铁素体。焊缝金相组织是等轴的，为奥氏体+沿柱状分布的铁素体。

图2　焊接接头宏观形貌

图3　母材及焊缝金属的金相组织

(a)母材组织　(b)横向切面图　(c)与焊缝表面平行截面图

2.2　焊缝金属组织的形成机理

奥 氏体不锈钢焊缝不同于铁素体焊缝，铁素体焊缝在凝固过程中有固态相变，即由高温相奥氏体转变为铁素体(珠光体)，冷却后形成等轴微观组织。而从奥氏体结晶 相图中可以看到，合金元素中的镍和锰扩大了奥氏体的范围，以至降低了γ温度区下限，当温度降至室温时仍然保持γ晶体结构，因而奥氏体焊缝在凝固过程中没有 相变。

奥氏体不锈钢焊缝金属晶粒的凝固依赖于Fe₂Ni₂Cr合金成分和热力学条件。根据Fe₂Cr₂Ni 三元相图的浓度截面图可知，当Cr2Ni的比例达到2∶1时，开始从液态合金中析出一次δ铁素体，当Cr含量为19.5wt%时，液态金属完全转变为δ 相，完全凝固后，δ相又开始转变为奥氏体(δ-γ转变)直到完全转化成奥氏体，奥氏体通过过冷被保持到室温。因为电弧焊时冷却速度快，当铬含量小于 20wt%时，γ-α转变和σ相析出被完全抑制，所以焊缝金属的组织是奥氏体和少量残留的铁素体。图3c中黑色部分为铁素体，白色部分为奥氏体。依据 WittkeK理论，熔化焊产生的熔池主要特征是少量的金属不断熔化和凝固。奥氏体焊缝晶粒始于半熔化的母材晶粒，结晶形态是由固液界面的温度状况决定 的。SavageWF提出，冷却速度和母材晶粒方向对结晶形态、结晶方向和成分过冷有影响，较快的冷却速度促进柱状晶的形成，中等冷却速度促进树枝晶的产 生。因此在焊缝焊道底部出现柱状晶，在焊道中部出现树枝晶。在固液界面前方液相中温度梯度小，晶粒优先形成胞状树枝晶，且晶粒为柱状结构。特别是在焊接厚 板时，在熔池底部会有更高的冷却速度，这会促进柱状晶的生长。由于奥氏体钢的热膨胀系数小，导热性差，焊缝熔池中金属冷却速度慢、温度梯度小、散热慢、晶 粒长大速度快，从而导致了粗的柱状晶的形成。对于大厚度的奥氏体焊缝采用多道焊，晶粒生长方向由沿着原晶粒方向，后转变为温度梯度方向。从宏观形貌图中可 以看出，焊缝金属晶粒在向焊缝中心生长过程中生长方向趋于平行。

当奥氏体不锈钢焊缝金属一次结晶之后，不再发生相变，主要形成的枝晶组织 在进一步冷却过程中，会立即发生再结晶，形成新的晶界，新形成的晶粒在每一层上生长，残留δ铁素体有强烈的形核效果，奥氏体焊缝金属中存在δ铁素体。焊缝 金属的再结晶现象不仅发生在冷却过程中，而且发生在多道焊新一层焊缝金属的熔敷过程中。由于多道焊时的反复加热，前一层焊道所形成的再结晶现象被加强。再 结晶后形成粗大柱状晶。因此厚板奥氏体不锈钢焊缝的最终形态是粗大等轴的柱状晶奥氏体+沿柱状晶分布的δ铁素体。

3　结论

在 厚板奥氏体不锈钢的焊接中，焊缝晶粒始于半熔化的母材晶粒，晶粒生长方向由沿着原晶粒方向，转变为温度梯度方向，即平行于焊缝中心。凝固过程中在焊道底部 出现柱状晶，在焊道中部出现枝状晶，随后再结晶中枝状晶也转变为柱状晶。厚板奥氏体不锈钢焊缝组织为粗大等轴柱状晶奥氏体+残留的δ铁素体。

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