40鋼亞溫淬火畢業(yè)設(shè)計

1、<p><b>　　1 緒論</b></p><p>　　金屬熱處理是將金屬工件放在一定的介質(zhì)中加熱到適宜的溫度，并在此溫度中保持一定時間后，又以不同速度冷卻的一種工藝。</p><p>　　金屬熱處理是機械制造中的重要工藝之一，與其他加工工藝相比，熱處理一般不改變工件的形狀和整體的化學(xué)成分，而是通過改變工件內(nèi)部的顯微組織，或改變工件表面的化學(xué)成分，賦予或

2、改善工件的使用性能。其特點是改善工件的內(nèi)在質(zhì)量。 為使金屬工件具有所需要的力學(xué)性能、物理性能和化學(xué)性能，除合理選用材料和各種成形工藝外，熱處理工藝往往是必不可少的。鋼鐵是機械工業(yè)中應(yīng)用最廣的材料，鋼鐵顯微組織復(fù)雜，可以通過熱處理予以控制，所以鋼鐵的熱處理是金屬熱處理的主要內(nèi)容。另外，鋁、銅、鎂、鈦等及其合金也都可以通過熱處理改變其力學(xué)、物理和化學(xué)性能，以獲得不同的使用性能。 在從石器時代進展到銅器時代和鐵器時代的過程中，

3、熱處理的作用逐漸為人們所認識。早在公元前770～前222年，中國人在生產(chǎn)實踐中就已發(fā)現(xiàn)，銅鐵的性能會因溫度和加壓變形的影響而變化。白口鑄鐵的柔化處理就是制造農(nóng)具的重要工藝。</p><p>　　公元前六世紀，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發(fā)展。中國河北省易縣燕下都出土的兩把劍和一把戟，其顯微組織中都有馬氏體存在，說明是經(jīng)過淬火的。 1863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼鐵在顯

4、微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼在加熱和冷卻時，內(nèi)部會發(fā)生組織改變，鋼中高溫時的相在急冷時轉(zhuǎn)變?yōu)橐环N較硬的相。法國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構(gòu)理論，以及英國人奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現(xiàn)代熱處理工藝初步奠定了理論基礎(chǔ)。與此同時，人們還研究了在金屬熱處理的加熱過程中對金屬的保護方法，以避免加熱過程中金屬的氧化和脫碳等。 二十世紀以來，金屬物理的發(fā)展和其他新技術(shù)的移植應(yīng)用，使金屬熱處理工藝得到更大發(fā)展。一個顯著的進展是1901

5、～1925年，在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用轉(zhuǎn)筒爐進行氣體滲碳；30年代出現(xiàn)露點電位差計,使?fàn)t內(nèi)氣氛的碳勢達到可控，以后又研究出用二氧化碳紅外儀、氧探頭等進一步控制爐內(nèi)氣氛碳勢的方法；60年代，熱處理技術(shù)運用了等離子場的作用，發(fā)展了離子滲氮、滲碳工藝；激光、電子束技術(shù)的應(yīng)用，又使金屬獲得了新的表面熱處理和化學(xué)熱處理方法。 在長期的生產(chǎn)實踐和科</p><p>　　亞共析鋼在~之間的溫度加熱淬火稱為亞溫淬火。意即比正常淬

6、火溫度低的溫度下淬火，其目的是提高沖擊韌性值，降低冷脆轉(zhuǎn)變溫度及回火脆性傾向。</p><p>　　有人研究了35CrMnSi鋼不同淬火狀態(tài)的沖擊韌性及硬度與回火溫度的關(guān)系，可知經(jīng)930℃淬火+650℃回火+800℃亞溫淬火的韌性，隨著回火溫度的升高而單調(diào)提高，沒有回火脆性。</p><p>　　有人研究了直接應(yīng)用亞溫淬火時，淬火溫度對45、40Cr和60鋼力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)在和之間的淬

7、火溫度對力學(xué)性能的影響有一極大值。在以下5~10℃處淬火時,硬度、強度都達到了最大值，且略高于普通正常淬火。</p><p>　　第一重型機械集團冶金研究所的劉時雨等人所做的理論分析與實驗結(jié)果表明，20MnMo、12Cr1MoV鋼（亞共析鋼）在略低于的溫度奧氏體化淬火，可提高鋼的韌性，降低脆性轉(zhuǎn)變溫度，并可消除回火脆性。亞溫淬火加熱溫度應(yīng)接近于，以避免出現(xiàn)過多的鐵素體而影響鋼的強度。同時生產(chǎn)實踐的結(jié)果表明大型低碳

8、合金鋼鍛件經(jīng)過亞溫淬火熱處理后，與正常調(diào)質(zhì)、正常回火熱處理工藝相比，在滿足工件強度的條件下，不僅可以獲得更細化的晶粒組織，節(jié)省能源，為性價比極佳的一種熱處理方法。</p><p>　　§1.1 45鋼性能應(yīng)用及傳統(tǒng)熱處理方式</p><p>　　一 45鋼性能應(yīng)用</p><p>　　45鋼用以制造蒸汽透平機、壓縮機、泵的運動零件；還可代替滲碳鋼制造齒

9、輪、軸 、活塞銷等零件(零件需經(jīng)高頻或火焰表面淬火)；并可用作鑄件。</p><p>　　45＃鋼廣泛用于機械制造，這種鋼的機械性能很好。但是這是一種中碳鋼，淬火性能并不好， 45號鋼可以淬硬至HRC42~46。所以如果需要表面硬度，又希望發(fā)揮45＃鋼優(yōu)越的機械性能，常將45＃鋼表面滲碳淬火，這樣就能得到需要的表面硬度。 1. 45鋼淬火后沒有回火之前，硬度大于HRC55（最高可達HRC62）為合格。 實際應(yīng)用

10、的最高硬度為HRC55（高頻淬火HRC58）。 2. 45鋼不要采用滲碳淬火的熱處理工藝。 調(diào)質(zhì)處理后零件具有良好的綜合機械性能，廣泛應(yīng)用于各種重要的結(jié)構(gòu)零件，特別是那些在交變負荷下工作的連桿、螺栓、齒輪及軸類等。但表面硬度較低，不耐磨。可用調(diào)質(zhì)＋表面淬火提高零件表面硬度。 滲碳處理一般用于表面耐磨、芯部耐沖擊的重載零件，其耐磨性比調(diào)質(zhì)＋表面淬火高。其表面含碳量0.8－－1.2％，芯部一般在0.1－－0.25％（特殊情況下采用0.35

11、％）。經(jīng)熱處理后，表面可以獲得很高的硬度（HRC58－－62），芯部硬度低，耐沖擊。 如果用45鋼滲碳，淬火后芯部會出現(xiàn)硬脆的馬氏體，失去滲碳處理的優(yōu)點?，F(xiàn)在采用滲碳工藝的材料，含碳量都不高，到0.30％芯部強度已經(jīng)可以達到很高，應(yīng)用</p><p>　　二 傳統(tǒng)熱處理方式</p><p>　　牌號: 45</p><p>　　推薦熱處理/℃|正火:

12、 850</p><p>　　推薦熱處理/℃|淬火: 840</p><p>　　推薦熱處理/℃|回火: 600</p><p>　　力學(xué)性能|σb/MPa≥: 600</p><p>　　力學(xué)性能|σs/MPa≥: 355</p><p>　　力學(xué)性能|δ5(%)≥: 16&

13、lt;/p><p>　　力學(xué)性能|ψ(%)≥: 40</p><p>　　力學(xué)性能|AKU/J≥: 39</p><p>　　鋼材交貨狀態(tài)硬度HBS10/3000，≤|未熱處理鋼: 229</p><p>　　鋼材交貨狀態(tài)硬度HBS10/3000，≤|退火鋼: 197 </p><p>　　&

14、#167;1.2 鋼的亞溫淬火處理</p><p>　　§1.2.1 亞溫淬火簡介</p><p>　　亞溫淬火是亞共析鋼在Ac1~Ac3溫度之間兩相區(qū)內(nèi)加熱，經(jīng)充分保溫后淬火，又稱臨界區(qū)淬火</p><p>　　在機器制造業(yè)中, 廣泛采用著低、中碳碳鋼或低、中碳低合金鋼等結(jié)構(gòu)鋼。結(jié)構(gòu)鋼傳統(tǒng)的熱處理工藝是調(diào)質(zhì), 即完全淬火加高溫回火。淬火所得組織為馬氏

15、體, 高溫回火后為回火索氏體。此種顯微組織提供了強度和韌性的良好配合。對亞共析結(jié)構(gòu)鋼采用完全淬火的理由是避免出現(xiàn)未溶鐵素體而使鋼的性能變壞。但近年來, 隨著強韌化工藝的發(fā)展, 人們在生產(chǎn)實踐和科學(xué)試驗中發(fā)現(xiàn),對亞共析鋼采用不完全淬火有助于在不降低材料強度的同時提高其韌性。所謂亞溫淬火,亦即亞共析鋼的不完全淬火, 或稱臨界區(qū)淬火、兩相區(qū)加熱淬火, 是將鋼加熱至奧氏體和鐵素體兩相區(qū)進行淬火。亞溫淬火及隨后回火是一種使鋼強韌化的新工藝此工藝對

16、鋼的原始組織有一定要求, 一般在亞溫淬火前均需進行一次完全淬火或調(diào)質(zhì)處理</p><p>　　§1.2.2 亞溫?zé)崽幚淼膹婍g化效果</p><p>　　1.2.2.1 提高鋼在韌性狀態(tài)下的沖擊韌性</p><p>　　許多文獻均報導(dǎo)了亞溫淬滅可以提高鋼的室溫和低溫沖擊韌性值。例如, 可以提高C r 一5 1一N i 鋼〔1 一6 〕、 1 2H3 鋼〔

17、7〕、45鋼、40X鋼和60 CZ鋼〔8〕、22CrMnSiMo鋼*和35CrMo鋼〔9〕以及5%Ni鋼〔10〕等在韌性狀態(tài)下的沖擊韌性</p><p>　　經(jīng)調(diào)質(zhì)的和經(jīng)亞溫淬火并回火的35 x r c 鋼, 在σb相同的情況下, 后者的室溫沖擊韌性較前者約高1 倍(見表1 )。30X F C 鋼經(jīng)780ºC或800ºC亞溫淬火可使5 5 0 ºC回火后的室溫沖擊韌性較920

18、6;C常規(guī)淬火并550ºC回火后的約高2 ~ 3 倍(見表l ) 〔1 1 〕。</p><p>　　表1－1 亞溫淬火對35 X 「C鋼室沮。二的影響〔1 〕 </p><p>　　對2 2 CrsiM o 鋼、3 5 C r Mo 鋼、4 0 x 鋼、4 2 Cr M。鋼和4 5 鋼所進行的試驗結(jié)果示于表2 。由表2 可見, 與一般調(diào)質(zhì)工藝相比, 在硬度、即強度相同的情況下,

19、 亞溫淬火使2 2-C r Mn s iM。鋼于一60ºC 的沖擊韌性提高了20 0 % (結(jié)合斷口分析可知, 此處包括了因脆性轉(zhuǎn)變溫度下降而使斷裂從脆斷轉(zhuǎn)變?yōu)轫g斷所導(dǎo)致的沖擊韌性的提高), 使35 Cr M。鋼提高了8 3 % , 使4 0 C r 鋼提高了1 7 % , 而對4 2Cr Mo 鋼和4 5 鋼效果不明顯</p><p>　　表1-2 各種鋼經(jīng)最佳亞沮處理與調(diào)質(zhì)后的性能對比〔9 〕<

20、;/p><p>　　35CrMo鋼的Ac1為755ºC,Ac3 為800ºC；40Cr鋼的Ac1為743ºC，Ac3為782ºC</p><p>　　42CrMo鋼的Ac1為730ºC,Ac3為780ºC； 45鋼的Ac1為724ºC，Ac3為780ºC</p><p>　　* 2CrMn

21、siMo鋼的臨界點未查出, 但由金相組織看出, 該鋼經(jīng)860℃悴火后的組 織中無鐵素體存在。而經(jīng)800℃淬火后的組織中則有鐵素體, 故該俐的A cs 界于800ºC~ 860℃ 之間。</p><p>　　* 此處22CrMnsiMo鋼系將母材35CrMo鋼用08CrMnSiMo鋼焊絲進行CO2氣體保護半自動焊接后的焊縫成份。焊后為類似鑄態(tài)的粗大組織。</p><p>　　由此

22、看來, 亞溫悴火的強韌化效果與鋼中含碳量有關(guān)。這可能是由于含碳量低時,亞溫淬火后仍得到強韌性好的板條馬氏體,而含碳量高時, 亞溫淬火后得到的組織中片狀馬氏體量增多的緣故。這一看法與對金相組織的觀察基本符合。斷口分析進一步證明了亞溫淬火的強韌化效果: 于一60ºC 沖斷的宏觀斷口上看出, 經(jīng)最佳亞溫淬火規(guī)范處理后的22CrMnSiMo鋼, 只有標(biāo)志韌性破斷的纖維區(qū)及剪切唇, 而沒有標(biāo)志脆性的放射區(qū)(3 s c r M。鋼亦然)

23、; 從微觀電子掃描斷口可以看出,22CrMnSiMo鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)后為呈現(xiàn)大量撕裂棱的準(zhǔn)解理破斷( 圖1) , 而經(jīng)最佳亞溫淬火規(guī)范處理后則為準(zhǔn)解理及韌窩混合斷口( 圖2) 。3 5 C r Mo 鋼經(jīng)一般調(diào)質(zhì)后于一6 0 ℃沖斷為準(zhǔn)解理及解理斷口( 圖3) , 而經(jīng)亞溫處理后于一60 ℃ 沖斷則合部呈現(xiàn)出韌窩( 圖4) 。</p><p>　　綜上所述, 亞溫淬火對許多結(jié)構(gòu)鋼的室溫和低溫韌性有不同程度的提高, 亦即在

24、不犧牲強度的情況下提高了韌性狀態(tài)下的沖擊韌性</p><p>　　圖 1 圖 3</p><p>　　材 料 22CrMnSiMo鋼 材 料 35CrMo鋼</p><p>　　熱 處 理 860℃油淬+ 575℃回火

25、 熱 處 理 8 60 ℃ 油淬+ 5 75 ℃ 回火</p><p>　　沖斷溫度 一60 ℃ 沖斷沮度 一6 0℃</p><p>　　放大倍數(shù) ×1 0 0 0 放大倍數(shù) x 10 0 0<

26、;/p><p>　　斷口形態(tài) 準(zhǔn)解理(有裂旅、溝道) 斷口形態(tài) 解理+ 準(zhǔn)娜理</p><p>　　圖 2 圖 4</p><p>　　材 料 2 C r Mn siM o 鋼

27、 材 料 3 5 C rM o 鋼 </p><p>　　熱 處 理 8 6 0 ℃油淬+ 5 7 5 ℃ 回火 熱 處 理 60℃油淬+575℃回火 </p><p>　　+ 785℃油摔+55D℃回火

28、 +785℃油悴+550℃回火 </p><p>　　沖斷沮度 一6 0 ℃ 沖斷溫度 一60℃ </p><p>　　放大倍數(shù) 議2 0 0 0 放大倍數(shù) ×

29、1000 </p><p>　　斷口形態(tài) 準(zhǔn)解理+ 韌窩 斷口形態(tài) 韌窩 </p><p>　　1.2.2.2降低鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度</p><p>　　亞溫淬火還可降低鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度。例如, 可降低3 5 x r e 鋼〔l〕、1 2 H s鋼〔

30、7〕、35CrMo鋼〔9 〕、低碳錳鋼(15%C、0.38%51、1.13%Mn、0.25%Cr0.03%V、0.07%AI) 〔12〕以及3.5%Ni一Cr一Mo一V轉(zhuǎn)子鋼〔13 〕等的脆性轉(zhuǎn)變溫度。</p><p>　　如表1-3 所示, 亞溫淬火使低碳錳鋼(0 . 1 5 %.C 、0.3 8.%5 1、1.1 3 %M n 、0.2 5 %c r 、0.03 % v 、0.07 %A I) 的脆性轉(zhuǎn)變溫度

31、下降了20ºC而保持一般調(diào)質(zhì)后的強度水平</p><p>　　表1-3亞溫淬火對低錳鋼*機械性能的影響〔12〕</p><p>　　成份為0.15%C,0.35%Si,2.13%Mn,0.25%Cr,0.03%V,0.07%Al,Ac1為745℃,Ac3為880℃ .</p><p>　　表1-4 亞溫淬火對3.5%Ni-Cr-Mo-V轉(zhuǎn)子鋼的形響〔13〕

32、 </p><p>　　注: 原淬火條件為845℃x40小時油淬。 </p><p>　　回火后水冷為非脆性狀態(tài), </p><p>　　回火后按下列工藝分級冷卻為眠性狀態(tài):540℃×15小時→525℃x24 </p><p>　　小時→495℃x48小時,爐冷至315℃出爐空冷。

33、 </p><p>　　表1-4表明, 亞溫淬火降低了3.5%Ni -Cr-Mo-V轉(zhuǎn)子鋼在回火脆性狀態(tài)和非脆性狀態(tài)下的脆性轉(zhuǎn)變溫度。</p><p>　　1.2.2.3抑制鋼的可逆回火脆性</p><p>　　亞溫淬火在抑制或減小某些鋼的可逆回火脆性方面效果不一，例如,可抑制35xrC鋼〔1〕、30XrC鋼〔11〕、40CrNi

34、鋼〔9〕、2¼Cr-Mo鋼〔14〕、25Cr2Ni4MoV鋼〔13〕、含P的Ni一Cr鋼〔15〕以及40xrc鋼〔6〕的可逆回火脆性。文獻〔16〕報導(dǎo),在淬火和回火之間增加一次亞溫淬火或最初就加熱至兩相區(qū)可以減小可逆回火脆性。</p><p>　　圖1表明35Xrc鋼經(jīng)亞溫淬火后其可逆回火脆性已被抑制,ɑk值隨回火溫度升高而單調(diào)上升。但國內(nèi)某些未發(fā)表資料〔17、18〕表明,亞溫淬火不能有效抑制30XrC

35、鋼的可逆回火脆性,原因不詳。</p><p>　　表1-5、1-6為40Cr鋼的試驗結(jié)果由表1-5、1-6可見,亞溫淬火不能抑制40Cr鋼的可逆回火脆性,不論采用何種淬火規(guī)范,在脆化溫度回火時,回火后不論快冷或慢冷,沖擊韌性值均低高于脆化溫度回火時,回火后快冷的沖擊韌性值均高, 回火后慢冷的均低。40CrNi鋼則不然,如表1-7所示,一般調(diào)質(zhì)時,回火冷速對所得沖擊韌性值有明顯影響,冷速愈慢,韌性愈差,反映出可逆回

36、火脆性的存在。調(diào)質(zhì)后再進行一次亞溫淬火,則回火后沖擊韌性值對回火冷速基本上已不敏感,爐冷的ɑK</p><p>　　值僅略低于快冷的,且在所有回火冷速下均較調(diào)質(zhì)后的ɑK值為高。掃描電鏡觀察的斷口見圖。對比圖7a與圖7c可見,亞溫淬火抑制了40CrNi鋼的可逆回火脆性, </p><p>　　獲得了韌窩斷口,而調(diào)質(zhì)的為沿晶斷口。</p><p>　　文獻〔19〕亦指出

37、,經(jīng)回火脆性區(qū)回火后,常溫淬火試樣在室溫及一196ºC沖斷后的斷口為沿奧氏體晶界脆斷的; 而亞溫淬火試樣則為沿奧氏體晶界韌斷的無光澤斷口。</p><p>　　據(jù)文獻〔15〕報導(dǎo),采用亞溫淬火幾乎可以完全抑制加0.06%P(重量)的Ni一Cr鋼的回火脆性敏感性。該工作對常規(guī)熱處理采用了三種奧氏體化溫度(1200ºC 、1050ºC和850ºC)以獲得一系列不同的原奧氏體品粒

38、度, 然后油淬。對于亞溫淬火采用同樣的預(yù)先奧氏體化處理, 奧氏體化后油淬, 再于745ºC加熱水淬。常規(guī)淬火試樣于625ºC回火1小時,亞溫淬火試樣于560ºC回火2小時,以使二者獲得相同的硬度,然后于480ºC時效3000小時以產(chǎn)生回火脆性。結(jié)果表明,亞溫淬火后在脆化溫度長時間回火不發(fā)生脆化。金相分析表明,亞溫淬火后斷裂仍沿晶界發(fā)生, 但由于亞溫淬火時在原粗大的奧氏體晶界上形成了新的細小的奧氏體

39、晶粒( 14~ 16級),而斷裂是沿小奧氏體晶粒邊界發(fā)生的,故使ɑK值升高。此外,俄歇電子譜儀分析證實亞溫淬火亦使磷在奧氏體晶界的偏聚量減少。同一作者又研究了加0.06 %Sb的影響〔20〕。結(jié)果發(fā)現(xiàn)亞溫淬火不能抑制該鋼的可逆回火脆性, 但對此尚不能下肯定結(jié)論</p><p>　　綜上所述,亞溫淬火在某些情況下可以有效抑制某些鋼的可逆回火脆性,但對有的鋼效果不明顯。即使對同一鋼種,有時不可抑制,而有時則不能抑制。

40、由此看來, 亞溫淬火對抑制可逆回火脆性是有條件的。</p><p>　　此外, 亞溫淬火的上述強韌化效果在其它低碳錳鋼(0.15%~0.21%c、1.4~6.7%Mn)〔21〕、低碳復(fù)雜合金鋼〔2〕、、超高強度鋼〔23、24〕以及別的鋼種〔25〕上均得到反映。亞溫淬火還可消除18MnV鋼距熔合線。.25毫米處熱影響區(qū)的過熱對韌性所造成的不良影響〔26〕。亞溫淬火這一強韌化措施對發(fā)展低溫用鋼亦有相當(dāng)貢獻〔27~30

41、〕。</p><p>　　表1-5 550ºC回火后冷卻速度對40Cr栩沖擊韌性的形響〔9〕 </p><p>　　注: No1~4為最佳亞溫淬火工藝。</p><p>　　No5~6為二次調(diào)質(zhì)。</p><p><b>　　No7為一次調(diào)質(zhì)。</b></p><p>　　表1-

42、6 600ºC以上回火后冷卻速度對40Cr銅沖擊韌性的影晌〔9〕</p><p>　　注: No1為一次調(diào)質(zhì)</p><p>　　No2～3為最佳亞溫淬火工藝</p><p>　　No4～5為二次調(diào)質(zhì)。</p><p>　　表1-7 亞沮淬火對40CiNi鑰可逆回火脆性的影響〔9〕</p><p>　　*

43、 毛坯鍛后均經(jīng)750℃退火。</p><p>　　圖 5 圖 6 </p><p>　　材 料 40CrNi鋼 材 料 40CrNi鋼 </p><p>　　熱 處 理 83

44、0℃油悴+650℃回火爐冷 熱 處 理 830℃油淬+650℃回火油冷 </p><p>　　沖斷溫度 15℃ 沖斷溫度 15℃ </p><p>　　放大倍數(shù) xl000

45、 放大倍數(shù) x1000 </p><p>　　斷口形態(tài) 沿晶 斷口形態(tài) 韌窩 </p><p>　　圖 7 圖 8</p>

46、;<p>　　材 料 40CrNi鋼 材 料 40CrNi鋼</p><p>　　熱 處 理 830℃油淬+650℃回火空冷 熱 處 理 830℃油淬+650℃回火空冷 </p><p>　　+760℃油淬+650℃回火護冷

47、 +760℃油淬+650℃回火油冷</p><p>　　沖斷溫度 15℃ 沖斷溫度 15ºC</p><p>　　放大倍數(shù) X500 放大倍數(shù) X500</p><p>　　斷口形態(tài)

48、 韌窩 斷口形態(tài) 韌窩</p><p>　　(原材料有裂墳、夾雜沿梅氏試祥長度方向分布） </p><p>　　§1.2.3 影響亞溫淬火強韌化的因素</p><p>　　1.2.3.1原始組織的影響</p><p>　　有人認為原始組織對

49、亞溫淬火效果的影響不大,如文獻〔s〕對45、40和60鋼進行了常規(guī)淬火與直接亞溫淬火試驗對比,全部試樣鍛造后經(jīng)正火(45鋼和40鋼)和退火(60鋼), 測得的硬度、強度極限和沖擊韌性值示于（附錄1）。由圖8得知,于Ac3以下5～10ºC處進行亞溫淬火時, 在HRC、σb和ɑk值曲線上均出現(xiàn)一個最大值。該最大值較完全淬火后的數(shù)值略高, 這表明原始狀態(tài)(正火態(tài)或退火態(tài))對亞溫淬火對強韌化效果的影響不大。</p>&l

50、t;p>　　然而, 大多數(shù)工作均表明原始組織對亞溫淬火的強韌化效果確有影響。有人認為亞溫悴火前的原始組織必須是象馬氏體或貝氏體那樣與預(yù)處理時的奧氏體有一定位向關(guān)系的組織才有效。例如,文獻〔11〕指出,原始組織必須保證為有一定取向的細針狀鐵素體析出物時( 如經(jīng)等溫淬火所得的貝氏體組織),亞溫淬火方有效。若原始組織為粒狀、片狀等無一定取向的組織時就不能提高沖擊韌性值。但更多的工作表明, 原始組織為調(diào)質(zhì)態(tài)時,亞溫淬火可獲得良好效果。文獻

51、〔1〕報導(dǎo),將35xre鋼加熱至兩相區(qū)( 500ºC)淬火, 然后于550ºC回火4小時,結(jié)果表明原始組織為調(diào)質(zhì)態(tài)時,ɑK值高達12.5公斤·米/厘米²,而原始組織為退火態(tài)時僅為5公斤·米/厘米²。文獻〔10〕報導(dǎo)了10Ni5鋼的原始組織對亞溫淬火后機械性能的影響( 見表1-8 ) 。數(shù)據(jù)表明, 原始組織為淬火態(tài)和正火態(tài)時均有效。文獻〔的報導(dǎo)了40CrNi鋼的不同原始組織( 退

52、火態(tài)、正火態(tài)、淬火態(tài)和調(diào)質(zhì)態(tài))對亞溫淬火效果的影響, 所得結(jié)果見表1-9 。由表1-9可見,除退火態(tài)( 金相組織中有大塊鐵素體) 外,均得到了相近的良好效果。用掃描電鏡觀察斷口亦表明, 除退火態(tài)呈沿</p><p>　　表1-8 10Ni5鋼的原始組織對亞溫淬火效果的影響〔10〕</p><p>　　表1-9 40CrNi鋼的原始組織對亞溫淬火效果的影響〔9 〕</p>

53、<p>　　表1-10 進人兩相區(qū)的方式對15「2Φ鋼機械性能的影響〔31〕</p><p>　　成份：0.13%C,0.25%Si,1.62%Mn,0.14%V,0.02%S,0.018%P；Ac1為720℃,Ac3為900ºC,Ar1為610ºC，Ar3為780ºC</p><p>　　1.2.3.2進入兩相區(qū)方式的形晌</p>

54、;<p>　　鋼以哪種方式進入α+γ兩相區(qū)( 臨界區(qū)) 將影響鐵素體的形態(tài)及分布, 從而影響亞溫淬火后的強韌化效果。進入兩相區(qū)的方式有兩種, 一種是將鋼先加熱至Ac1以上奧氏體花, 然后冷待至兩相區(qū), 即所謂“從上進入兩相區(qū);另一種是將鋼從室溫直接加熱至兩相區(qū), 即所謂“從下”進入兩相區(qū)。文獻〔31〕報導(dǎo)了15r2中鋼進入兩相區(qū)的方式對亞溫淬火效果的影響(見表1-10)。由表1-10可見,“從下”進入兩相區(qū)的效果較佳。這是

55、因為“從下”進入兩相區(qū)時, 鐵素體是未溶解完而殘留的相,一般較細小且分布均勻. , 而“從上”進入兩相區(qū)時, 鐵素體則沿原奧氏體晶界析出或在奧氏體晶內(nèi)成堆析出, 一般較粗大且分布不均勻。這兩種方式所得組織不同,故對韌性所起的作用也不同。文獻〔11〕報導(dǎo)了30XrC鍋預(yù)淬火加熱溫度和亞溫淬火加熱速度對亞溫淬火強韌化效果的影響。所用預(yù)淬火加熱溫度為950ºC和1250ºC,亞溫淬火的加熱速度為1ºC/ 分和一般

56、加熱爐加熱速度, 淬火后均于脆化區(qū)(550ºC)回火4小時,結(jié)果示于圖9（見附錄2）。圖9的曲線表明, 預(yù)淬火加熱溫度和亞溫淬火加熱速度的影響不大。在所有曲線上, 于780-80</p><p>　　預(yù)處理, 再經(jīng)不同加熱溫度淬火并不同溫度回火, 測得的沖擊韌性和強度示于圖10用膨脹法測得其AC1為720ºC、Ac3為830ºC。由圖10可見, 經(jīng)780ºC和800

57、86;C 亞溫淬火者,雖然硬度較低,但回火后的a*值均較高,且氣值隨回火溫度的升高而不斷增加,不出現(xiàn)回火脆性而經(jīng)82OºC(已趨于Ac3)和950ºC(已超過Ac3)淬火者淬火后的αK值均低,且均出現(xiàn)回火脆性。這表明,30xrc鋼的亞溫淬火加熱溫度以Ac3以下30～50ºC為宜。文獻〔25〕指出25CrNiMoV鋼的亞溫淬火加熱溫度也以不低于Ac3以下5OºC為佳。文獻〔14〕報導(dǎo)的2¼

58、Cr-Mo鋼的試驗結(jié)果表明,在Ac1 ～Ac3之間提高奧氏體化溫度,由于減少了鐵素體量, 使屈服極限和強度極限均得到提高,但超過Ac3則不好。文獻〔32〕報導(dǎo)的20、40、12×MΦ、20x3MBΦ中和15×1M1Φ中鋼的試驗結(jié)果表明, 在Ac1一Ac3之間升高淬火加熱溫度,由于降低了奧氏體中的含碳量, 使MS點升高而得到較多的在高溫下轉(zhuǎn)變的且已自回火的板條馬氏體(HB400),因而不會引起鋼的脆化。若降低亞溫淬火加

59、熱溫度, 則硬的高碳片狀</p><p>　　對45、40X和60C2鋼的試驗結(jié)果表明,亞溫淬火加熱溫度以Ac3,以下5～1OºC為最佳,愈接近Ac1,則αK值愈低, 鋼呈脆性〔8〕。據(jù)文獻〔10〕報導(dǎo),對5%Ni鋼(Ac1 為630ºC,Ac3為790ºC) 于760～770ºC加熱淬火,既能保持較高強度,又獲得高塑性及低溫韌性。降低淬火加熱溫度,鐵素體量不斷增加,回火索

60、氏體量相應(yīng)減少, 導(dǎo)致鋼的性能下降。對于含0.42%C的Ni一Mo鋼, 以鐵素體量小于14%時為佳,大于14%后所得的σ0.2偏低〔33〕。</p><p>　　文獻〔9〕報導(dǎo)了35CrMo鋼的試驗結(jié)果。試樣預(yù)先經(jīng)調(diào)質(zhì)處理, 經(jīng)不同加熱溫度淬火并不同溫度回火后的沖擊韌性和硬度示于圖10（見附錄2）。所得結(jié)果表明,隨著火淬溫度的升高、亦即隨未溶鐵素體量的減少,淬火及回火后的硬度均不斷升高,沖擊韌性的變化則較復(fù)雜,一

61、般隨淬火溫度的升高,淬火并回火后的沖擊韌性先降后增,以后又降。對2CrMnSiMo鋼和40Cr鋼亦得出類似結(jié)果,這與文獻〔8〕所報導(dǎo)的規(guī)律是一致的。αK值之所以隨淬火加熱溫度的升高而如此變化, 目前尚未弄清,一般認為αK值最低處可能對應(yīng)于獲得大量鐵素體和非常硬的高碳馬氏體區(qū)。</p><p>　　綜上所述, 各種鋼均有一個對應(yīng)于獲得HRC、σs、σb、δ、沖Ψ以及αK值最佳配合的適宜淬火加熱溫度,盡管該溫度高低不

62、等,但均以離Ac3不太遠的溫度為宜,在該溫度下淬火后的組織保留少量韌性的鐵素體。高于此溫度即為完全淬火,已不存在少量未溶鐵素體的有利作用。接近Ac1則大量未溶鐵素體將使鋼的性能顯著變壞。但應(yīng)指出,對鐵素體的作用至今尚未完全弄清,文獻〔9〕報導(dǎo),當(dāng)鐵素休量減至零時, 強韌化效果并未減弱, 有關(guān)此問題將在后面闡述。至于有關(guān)亞溫淬火后保留下來的鐵素體對鋼的疲勞性能的影響了解得還不多。文獻〔34〕報導(dǎo),將40X鋼加熱至760～780º

63、C (每間隔10一15ºC取一溫度) 油淬并經(jīng)600ºC回火后, 得到0～30%的鐵素體。疲勞彎曲試驗表明, 鋼的疲勞強度隨鐵素體量的增加而下降, 疲勞斷裂起源于鐵素體?？磥? 有關(guān)鐵素體對疲勞性能的影響尚需進一步研究。</p><p>　　§1.2.3.3亞盆淬火加熱時間的影晌</p><p>　　文獻〔9〕的報導(dǎo)了亞溫淬火加熱時間對35CrMo鋼沖擊韌性的

64、影響。結(jié)果認為亞溫淬火時在保證組織充分轉(zhuǎn)變的情況下延長保溫時間對鋼的性能影響不大。</p><p>　　§1.2.3.4亞沮淬火次數(shù)的影晌</p><p>　　文獻〔35〕報導(dǎo)了多次亞溫淬火對低碳錳鋼高溫回火后性能的影響。研究結(jié)果見表1-11。一次亞溫淬火后在鋼的硬度稍有降低情況下提高了沖擊韌性, 降低了脆性轉(zhuǎn)變溫度。二次亞溫淬火后硬度不再降低, 進一步提高了沖擊韌性并降低了脆性

65、轉(zhuǎn)變溫度。文獻〔36〕指出,增加亞溫淬火的次數(shù),可進一步改善中碳合金鑄鋼的低溫韌性。據(jù)文獻〔10〕報導(dǎo),對5%Ni鋼進行二次亞溫處理(重復(fù)二次760 ～77 0ºC水淬+560ºC回火爐冷),進一步細化了晶粒,改善了過熱組織。</p><p>　　綜上所述, 增加亞溫淬火的次數(shù)對鋼的強韌化是有貢獻的, 但應(yīng)根據(jù)對性能的要求和工藝力求簡單而予以綜合考慮。</p><p>

66、　　表1-11 亞溫淬火對低碳錳鋼高回火后性能的形響〔35〕</p><p>　　§1.2.3.6亞溫淬火后回火溫度的影響</p><p>　　低于200ºC回火往往不能充分發(fā)揮亞溫淬火時兩相組織的強韌化效果。隨回火溫度的升高,該組織的優(yōu)越性才愈加明顯。在200ºC以上回火時,隨回火溫度的升高, 鋼的硬度逐漸下降,韌性明顯上升。文獻〔37〕認為,回火溫

67、度低時,馬氏體與鐵素體的強度差別大,微裂紋多起源于鐵素體,鋼反映出較高的脆斷傾向?；鼗饻囟雀邥r,微裂紋主要發(fā)源于馬氏體和鐵素體相界面上,鋼將呈現(xiàn)韌斷。目前尚無更令人信服的解釋。但可肯定,溫度低時, 二相強度差別大,易引起應(yīng)力集中,而高溫下二相強度差別減小,有利于改善應(yīng)力分布。</p><p>　　圖6示出35XRC鋼經(jīng)常規(guī)淬火和亞溫淬火后由250℃至600℃回火時沖擊韌性和硬度的變化規(guī)律。在所有回火溫度下, 亞溫

68、淬火的硬度雖較低, 但隨回火溫度的升高, 硬度差別減小, 而沖擊韌性值則隨回火溫度的升高而遠遠高于常規(guī)淬火的。</p><p>　　一般均認為亞溫淬火時,由于有鐵素體存在,鋼的硬度下降。但因亞溫淬火抑制了可逆回火脆性,沖擊韌性曲線不出現(xiàn)低谷,而是單調(diào)增高,故可采用比常規(guī)淬火后較低的回火溫度而不必回避回火脆化區(qū),以獲得與常規(guī)淬火并回火相當(dāng)?shù)挠捕? 且兼具更高的韌性。</p><p>　　文獻

69、〔9〕所報導(dǎo)的22CrMnSiMo鋼、32CrMo鋼和40Cr鋼*的試驗結(jié)果亦表明,隨亞溫淬火后回火溫度的升高,硬度下降,韌性上升。但以550～600ºC效果最佳,即在保持所要求的相同硬度前題下,亞溫淬火比常規(guī)淬火的αK值為高。</p><p>　　§1.2.4 論文的目的與意義</p><p>　　如前所述,亞溫淬火可以提高鋼在韌斷時的沖擊韌性,降低脆性轉(zhuǎn)變溫度以

70、及抑機可逆回火脆性。至今為止,對于亞溫淬火的這種作用的機理尚未完全弄清。已經(jīng)提出的有以下幾種看法,其中有的可用以解釋沖擊韌性的提高,有的則用以闡明回火脆性的抑制?，F(xiàn)分述如下。</p><p>　　晶粒細化:由于亞溫拌火加熱溫度低,且存在未溶鐵素體可阻止晶粒長大,故淬火前的實際晶粒較細。電鏡觀察表明〔13〕,在Ac1～Ac3兩相區(qū)加時,鐵素體與原奧氏體晶界的面積,即δ/r 界面較常規(guī)淬火組織里的奧氏體晶界面積約大1

71、0～50倍。如所周知,強度指標(biāo)與晶粒尺寸之間存在著Hall一Petch關(guān)系,晶粒愈細,強度愈高,對兩相合金亦然〔38〕。由于晶粒細化所提高的強度可以部分彌補由于保留少量鐵素體而引起的強度下降。同時,晶粒細化又對韌性有所補益。</p><p>　　文獻〔15〕中指出,亞溫淬火時,沿淬火前原粗大奧氏體晶界形成新的極小的(14 ～16級)奧氏體晶粒。作者認為這是亞溫悴火后在脆化區(qū)長期回火仍能獲得高韌性的主要原因<

72、/p><p>　　2.未溶鐵素體阻礙裂縫擴展:亞溫淬火的主要特點是保留一部分未溶鐵素體。鐵素例勺存在對于抑制可逆回火脆性的作用還是比較肯定的(這一點將在下面討論), 降低強度和硬度也是公認的, 但對沖擊韌性的影響爭議則比較大。</p><p>　　文獻〔10、14、39、40、41等〕認為,硬度低塑性好的鐵素體的存在能防止應(yīng)力集中和阻礙裂紋擴展,故能提高鋼的沖擊韌性。但文獻〔9〕指出,亞溫淬火

73、加熱溫度愈接近Ac3,未溶鐵素體量愈少,回火后在強度與調(diào)質(zhì)時相同的情況下, 沖擊韌性愈高。若進一步提高淬火加熱溫度(略高于Ac3),結(jié)果發(fā)現(xiàn)沖擊韌性并未因鐵素體消失而下降(見表1-12及表1-2 )。據(jù)此,文獻〔9〕認為,韌性的提高主要是由于晶粒細化而非因存在未溶鐵素體所致。如果不考慮抑制可逆回火脆性的作用, 鐵素體的存在對強度和韌性均無好處,這也說明了僅在亞溫淬火加熱溫度接近A c3、未溶鐵素體量很少、其有害作用可忽略不計的情況下,亞

74、溫淬火的強韌化效果才能顯示出來。此外,文獻〔37〕指出,亞溫淬火后若回火溫度過低,則由于馬氏體與鐵素體的強度差別太大,因此極易在鐵素體處形成裂紋源。文獻〔34〕亦指出,當(dāng)受到交變應(yīng)力時,極易在強度低的鐵素體處形成疲背源。這些均表明鐵素體的存在對強韌性不一定有利。對于未溶鐵素體的利弊尚需作進一步的探討。</p><p>　　表1-12 經(jīng)一次調(diào)質(zhì)及二次調(diào)質(zhì)后的性能對比〔9〕</p><p&g

75、t;　　3 . 殘余奧氏體的作用:亞溫悴火時,由于有未溶鐵素體存在,使奧氏體中的碳和能擴大Y區(qū)的合金元素含量增高,因此,淬火后使殘余奧氏體量增多,且所得的殘余奧氏體較穩(wěn)定。如0.1%C、8%Mn鋼亞溫淬火至室溫可保留25～50%的殘余奧氏體〔4〕。又如0.1%C、6%Ni、0.2%Mo鋼亞溫淬火后冷至-196ºC仍可保留部分穩(wěn)定的殘余奧氏體〔42〕。這種分散的殘余奧氏體可以阻止裂紋擴展,亦可產(chǎn)生相變銹發(fā)塑性而使韌性提高。文獻〔

76、43〕還介紹了高穩(wěn)定性的分散殘余奧氏體提高馬氏體KIc的原因是裂紋在分岔中需要吸收能量,而裂紋之所以分岔,或是為了繞過殘余奧氏體,或是由于裂紋尖端“陷入”了殘余奧氏體之中。</p><p>　　改善了有害雜質(zhì)的分布:用俄歇電子譜儀分析表明,引起可逆回火脆性的主要原因是P、Sn、Sb等有害雜質(zhì)元素在奧氏體晶界上的偏聚,550℃ 左右P、Sn、Sb等趨向晶界,700ºC以上趨向均勻分布〔15、20、44、4

77、5、46 〕。P、Sn、Sb等引起脆性的程度不等。就P與Sn相比,對低碳鋼而言,由Sb引起的脆性比P(在相同原子百分比時) 小〔47〕,對中碳鋼而言則相反〔84、49〕。對亞溫淬火試樣的斷口用俄歇電子譜儀分析后,證實奧氏體晶界上P、Sn、Sb等雜質(zhì)元素確有明顯減少。通常即以此來解釋可逆回火脆性的被抑制。P、Sn、Sb等雜質(zhì)元素在奧氏體晶界上的減少可能有以下幾種原因:</p><p>　　由于有第一相(鐵素體)存在

78、,凡縮小α區(qū)的元素均集中于α相中。P、Sn、Sb等均為縮小γ區(qū)的元素,故均集中于鐵素體中,亦即鐵素體起了凈化作用。</p><p>　　由于晶粒細化, 晶界增多, 故使單位界面上的P、Sn、Sb等含量減少。</p><p>　　兩相界面的存在提供了P的擴散通道,使P擴散速度加快,從而消除了P的偏析,使尸均勻分布〔6〕。</p><p>　　以上即為目前對亞溫淬火強韌

79、化機理的一些看法。顯然, 這些看法還是很粗淺的,尚有許多間題有待于進一步弄清, 請如未溶鐵素體的作用、抑制可逆回火脆性的機理以及為什么在有些情況下可逆回火脆性不能被抑制等等。</p><p>　　§2 45鋼的亞溫處理工藝研究</p><p>　　§2.1 實驗材料與方法</p><p>　　2.1.1.本試驗材料為28個45鋼圓柱體試樣及2

80、1個45鋼拉力試棒。GB3414－82規(guī)定的成分（％）及其實際成分見表2-1</p><p>　　表2-1 25MnV鋼的化學(xué)成分</p><p>　　試驗用45鋼的拉力試棒，如圖11所示。</p><p><b>　　2.1.2準(zhǔn)備工作</b></p><p>　　選取28個試樣，對其進行編號并分組，明確每組試樣具體

81、熱處理要求：如淬火溫度、保溫時間、回火溫度等。</p><p>　　根據(jù)淬火要求，可將熱處理溫度相同的試樣放在同一爐內(nèi)。為了保證同一組試樣的加熱溫度及保溫時間相同，可將四個試塊和三個試棒用細鐵絲捆綁在一起，保證同一性，減少實驗誤差。在箱式爐中加熱時，一般單層排列。工件出爐時不可用鉗子直接夾持試樣表面。淬火時冷卻方法為水冷，回火時冷卻方法為空冷。</p><p>　　2.1.3實驗設(shè)備及其試

82、劑</p><p><b>　　2.1.3.1設(shè)備</b></p><p>　　金相試樣拋光機 （型號P－2 拋盤直徑200mm）</p><p>　　箱式電阻爐 （型號SXZ－5－12 額定功率5KW）</p><p>　　箱式電阻爐

83、 （型號SXZ2－4－10 額定功率4KW）</p><p>　　KSJ系列溫度控制器</p><p><b>　　2.1.3.2儀器</b></p><p>　　金相砂紙 XI－16A型光學(xué)顯微鏡</p><p>　　DFM－4型電吹風(fēng)

84、 10ml量筒</p><p><b>　　托盤天平</b></p><p><b>　　2.1.3.3試劑</b></p><p>　　無水乙醇 4％硝酸酒精 </p><p>　　氧化鋁（

85、分子量101.96） 2，4，6－三硝基苯酚</p><p><b>　　立白洗潔精</b></p><p>　　2.1.4熱處理方案</p><p>　　1、根據(jù)自己的畢業(yè)課題，需要圓柱體45鋼試塊28個和45鋼試棒21個。</p><p>　　2、將4個試塊和3個試棒一組用鐵絲

86、捆好，分為7組。</p><p>　　2.1.5熱處理步驟</p><p><b>　　1、淬火</b></p><p>　　將7組試樣分別加熱到760℃、770℃、780℃、790℃、800℃、810℃和</p><p>　　840℃，均保溫20分鐘后淬火，水冷。將每組試樣中留出一個試塊并貼上標(biāo)簽，以便用于以后實驗。&

87、lt;/p><p><b>　　2、回火</b></p><p>　　將每組剩余的3個試塊和3個試棒，分別對應(yīng)于400℃、450℃、500℃回火，均保溫20分鐘，空冷。最后將每組的試塊和試棒都貼上標(biāo)簽以便區(qū)分。</p><p><b>　　2.1.6硬度測試</b></p><p>　　2.1.6..1

88、硬度測試的準(zhǔn)備 </p><p>　　熱處理后的試樣冷卻后，用粗砂紙打磨，磨試樣時，要保證砂紙和試樣垂直，以便確認其劃痕是否被磨掉，最后要使試樣表面平整，且無氧化皮和油污等；試樣形狀應(yīng)能保證實驗面與硬度計壓頭軸線垂直，測量時應(yīng)盡量沿著過試樣圓心的直線方向測量。如果測量的地方有小的凹槽或未去掉的氧化皮，應(yīng)該繞過或者在就近的地方測量，以保證測量出來的數(shù)據(jù)可靠。</p><p>　　2.1.6

89、.2 測洛氏硬度</p><p>　　洛氏硬度是應(yīng)用最廣泛的硬度檢測方法，它是靠測量壓痕的深度來度量材料或工件的硬度。用HR表示，由于本試驗是45鋼亞溫淬火，故選取HRC表示。 </p><p>　　洛氏硬度試驗原理圖如圖1所示。它是用頂角為1200金剛石圓錐體或直徑為1.588mm(1/16英寸)的淬火鋼球作為壓頭，先施加的初始試驗力F1(98N)，再加上主試驗力F2，其總試驗力F=F

90、1+F2(588N、980N、1471N)。圖中1為壓頭受到初始試驗力F1后壓入試樣的位置；2為壓頭受到總試驗力F后壓入試樣的位置且經(jīng)規(guī)定的保持時間，卸除主試驗力F2，仍保留初試驗力F1，試樣彈性變形的恢復(fù)使壓頭上升到3的位置。此時壓頭受主試驗力作用壓入的深度為h，即1位置至3位置。金屬越硬，h值越小。為適應(yīng)人們習(xí)慣上數(shù)值越大硬度越高的概念，故人為的規(guī)定一常數(shù)K減去壓痕深度h的值作為洛氏硬度指標(biāo)，并規(guī)定每0.002mm為一個洛氏硬度單位

91、，用符號HR表示，則洛氏硬度值為：</p><p>　　圖1、洛氏硬度試驗方法原理圖</p><p>　　Fig.1 The principle of Rockwell test</p><p>　　由此可見，洛氏硬度值是一無量綱的材料性能指標(biāo)，使用金剛石壓頭時，常數(shù)K為0.2；使用鋼球壓頭時，常數(shù)K為0.26。</p><p>　　洛氏硬度

92、HRC可以用于定都很高的材料，操作簡便迅速，而且壓痕很小，幾乎不損傷工件表面，故再剛件熱處理質(zhì)量檢查中應(yīng)用最多。但由于壓痕小，硬度值代表性就差些。如果材料有偏析或組織不均勻的情況，則所測硬度值的重復(fù)性差，故需在試樣不同部位測定三點，取其算數(shù)平均值。</p><p>　　洛氏硬度法壓痕較小，可測量硬度較高，可直接讀數(shù)，操作方便、效率高，故為熱處理產(chǎn)品檢驗的主要方法之一。在測量時，每個試樣上測7個點。應(yīng)注意在測量時加

93、壓時要緩慢進行，不要過快，否則容易損壞儀器且測量的值誤差也較大。</p><p>　　2.1.6.3洛氏硬度試驗步驟</p><p>　　1.選取試樣的一個平面打磨平整，然后穩(wěn)置于清潔無污垢的載物臺上；</p><p>　　2.選擇壓痕位置（兩相鄰壓痕中心間距不小于2mm）和點數(shù)（7個）；</p><p>　　3.加載荷，調(diào)整示值指示器至零點

94、后，平穩(wěn)且慢滿的扳動加載手柄，不得有沖擊和震動，保持10到15秒后再慢慢卸載，表盤最后的指數(shù)為硬度值的讀數(shù)；</p><p>　　4.用同樣的方法在試件的不同位置測7個數(shù)據(jù)，去掉一個最高值和一個最低值，然后計算出剩余5個數(shù)據(jù)的平均值，為試件的硬度值。</p><p>　　2.1.7金相試樣的制備</p><p>　　金相試樣的制備包括取樣、磨制、拋光、腐蝕等幾個步驟

95、。制備好的金相試樣應(yīng)具備以下幾點：</p><p><b>　　組織有代表性；</b></p><p><b>　　無假相，組織真實；</b></p><p>　　夾雜物，石墨等不脫落；</p><p>　　無磨痕、麻點或水跡等[4]。</p><p><b>　　

96、2.1.7.1取樣</b></p><p><b>　　對熱處理試樣的制備</b></p><p>　　金相試樣的大小以便于握持、易于磨制為度、不易過大或過小。熱處理所用試樣的截取是采用機械截取法，截取試樣的尺寸為Φ16×20mm。 </p><p><b>　　硬度測試的準(zhǔn)備 </b></p

97、><p>　　對熱處理后的試樣，進行粗磨。磨試樣時，要保證試樣和砂紙垂直，以便確認其劃痕是否被磨盡，粗磨時應(yīng)把試樣表面的氧化皮磨掉，以保證測得的硬度值準(zhǔn)確、可靠。</p><p>　　2.1.7.2金相觀察用試樣的制備</p><p><b>　　磨光</b></p><p>　　磨光是為了得到平滑光潔的磨面。要求在磨平的同

98、時，盡量防止假相，為揭示真實組織準(zhǔn)備條件。選取試樣磨面，先進行粗磨，粗磨一般將試樣表面的氧化皮磨掉并使試樣平坦光潔，為精磨做準(zhǔn)備。試樣粗磨后要倒角，以免劃破精磨時所用試紙，磨試樣時要從粗砂紙到細紗紙一層一層磨下來，不僅要磨去上一道的磨痕，還要去除上一道造成的擾亂層，以保證磨出來的試樣光潔。另外每次換砂紙時都要將試樣旋轉(zhuǎn)九十度，然后再磨，可使試樣達到最佳的光潔度。</p><p><b>　　拋光<

99、/b></p><p>　　拋光的目的是為了消除試樣細磨時留下的微小劃痕，從而得到光亮無痕的鏡面，使組織易于觀察。按照拋光的原理可以分為機械拋光、電解拋光和化學(xué)拋光等。本次試驗用的是機械拋光，是一種應(yīng)用最廣泛的拋光方法。它是在專用的金</p><p>　　相拋光機上拋光。拋光機由電動機帶動，拋光盤上墊有拋光織物，粗拋時所用織物為粗呢，細拋織物采用金絲絨，拋光試劑選用氧化鋁粉末。<

100、;/p><p>　　拋光時應(yīng)不斷往織物上灑氧化鋁粉末的水溶液，并注意以下問題：用力均勻、干濕適當(dāng)、不時移動，保持清潔。</p><p>　　2.1.7.3試樣腐蝕</p><p>　　要觀察金相組織，必須采取恰當(dāng)?shù)母g方法，使顯微組織能充分的、細致的顯示出來。拋光后試樣的磨面除非金屬夾雜物或一些裂紋、孔洞的痕跡外，在光學(xué)顯微鏡下是看不到任何組織的，為了使其組織顯示出來，

101、必須對磨面進行腐蝕，由于合金中不同相的耐腐蝕程度不同，因此腐蝕后就會在表面形成凹凸不平的痕跡，他們對光線的反射程度不同，因而在顯微鏡下能看見其組織構(gòu)成。試驗所用的是化學(xué)腐蝕方法。將拋光好的試樣磨面，在化學(xué)試劑中侵蝕一定時間，便可顯示出組織。</p><p>　　在腐蝕過程中注意以下問題：</p><p>　　1、腐蝕適度。腐蝕的時間以剛好能揭示組織的細節(jié)為度，不宜用過度腐蝕來增加組織的襯度

102、。</p><p>　　2、高倍觀察時的腐蝕程度比低倍觀察時應(yīng)略淺。</p><p>　　3、腐蝕好的試樣應(yīng)盡量立即觀察、拍照，放置過久容易氧化。</p><p>　　4、腐蝕不足時，應(yīng)重拋后再腐蝕。</p><p>　　腐蝕劑不同，顯示組織的效果不一。為觀察25MnV鋼試樣的顯微組織，采用4%硝酸酒精溶液作為腐蝕劑。為觀察25MnV鋼奧氏體

103、晶粒度采用苦味酸溶液作為腐蝕劑，其配方為：水100ml、苦味酸5～10g、餐具洗潔精8～12ml。顯示方法為：將配制好的腐蝕劑用水浴的方式加熱至30～40℃。將淬火試樣放入腐蝕劑中，試樣腐蝕面朝上，腐蝕時間約為2～4分鐘。觀察試樣腐蝕面，當(dāng)表面變?yōu)辄S色時取出試樣，在水管下用脫脂棉沖洗并輕輕擦掉試樣表面由腐蝕殘留物組成的薄膜，再用無水酒精、電吹風(fēng)吹干，即可在顯微鏡下觀察[5][6]。若腐蝕太淺，可繼續(xù)腐蝕，若腐蝕太深可輕拋。</p&

104、gt;<p><b>　　2.1.7組織觀察</b></p><p>　　2.1.7.1金相試樣的制備</p><p>　　金相試樣的制備包括取樣、磨制、拋光、腐蝕等幾個步驟。制備好的金相試樣應(yīng)具備以下幾點：</p><p><b>　　組織有代表性；</b></p><p><

105、b>　　無假相，組織真實；</b></p><p>　　夾雜物，石墨等不脫落；</p><p>　　無磨痕、麻點或水跡等[4]</p><p><b>　　2.1.7.2取樣</b></p><p><b>　　對熱處理試樣的制備</b></p><p>　

106、　金相試樣的大小以便于握持、易于磨制為度、不易過大或過小。熱處理所用試樣的截取是采用機械截取法，截取試樣的尺寸為Φ16×20mm。</p><p>　　2.1.7.3磨光與拋光</p><p><b>　　磨光</b></p><p>　　磨光是為了得到平滑光潔的磨面。要求在磨平的同時，盡量防止假相，為揭示真實組織準(zhǔn)備條件。選取試樣磨

107、面，先進行粗磨，粗磨一般將試樣表面的氧化皮磨掉并使試樣平坦光潔，為精磨做準(zhǔn)備。試樣粗磨后要倒角，以免劃破精磨時所用試紙，磨試樣時要從粗砂紙到細紗紙一層一層磨下來，不僅要磨去上一道的磨痕，還要去除上一道造成的擾亂層，以保證磨出來的試樣光潔。另外每次換砂紙時都要將試樣旋轉(zhuǎn)九十度，然后再磨，可使試樣達到最佳的光潔度。</p><p><b>　　拋光</b></p><p>

108、;　　拋光的目的是為了消除試樣細磨時留下的微小劃痕，從而得到光亮無痕的鏡面，使組織易于觀察。按照拋光的原理可以分為機械拋光、電解拋光和化學(xué)拋光等。本次試驗用的是機械拋光，是一種應(yīng)用最廣泛的拋光方法。它是在專用的金相拋光機上拋光。拋光機由電動機帶動，拋光盤上墊有拋光織物，粗拋時所用織物為粗呢，細拋織物采用金絲絨，拋光試劑選用氧化鋁粉末。</p><p>　　拋光時應(yīng)不斷往織物上灑氧化鋁粉末的水溶液，并注意以下問題：

109、用力均勻、干濕適當(dāng)、不時移動，保持清潔。</p><p>　　2.1.7.4試樣腐蝕</p><p>　　要觀察金相組織，必須采取恰當(dāng)?shù)母g方法，使顯微組織能充分的、細致的顯示出來。拋光后試樣的磨面除非金屬夾雜物或一些裂紋、孔洞的痕跡外，在光學(xué)顯微鏡下是看不到任何組織的，為了使其組織顯示出來，必須對磨面進行腐蝕，由于合金中不同相的耐腐蝕程度不同，因此腐蝕后就會在表面形成凹凸不平的痕跡，他們