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。因此可以得出這樣一個結論,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。滲碳淬火工藝為什麼能獲得表層殘餘壓應力?滲碳等溫淬火為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態。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開始轉變溫度(Ms),比心部含碳量低的過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始溫度(Ms)低。這就是說在淬火過程中往往是心部首先產生馬氏體轉變引起心部體積膨脹,並獲得強化,而表面還末冷卻到其對應的馬氏體開始轉變點(Ms),故仍處於過冷奧氏體狀態,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。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,表層產生馬氏體轉變,引起表層體積的膨脹。但心部此時早已轉變為馬氏體而強化,所以心部對錶層的體積膨脹將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開始轉變溫度(Ms)以上,心部的馬氏體開始轉變溫度(Ms)點以下的適當溫度等溫淬火,比連續冷卻淬火更能保證這種轉變的先後順序的特點(即保證表層馬氏體轉變僅僅產生於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錶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℃行動等溫比在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態對滲碳等溫淬火的等溫溫度是很敏感的。不僅等溫溫度對錶面殘餘壓應力狀態有影響,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分鐘後殘餘壓應力為-20kg/mm,10分鐘後為-60kg/mm,60分鐘後為-80kg/mm,60分鐘後再延長等溫時間殘餘應力變化不大。從上面的討論表明,滲碳層與心部馬氏體轉變的先後順序對錶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開始轉變溫度(Ms)點的表面化學熱處理如滲碳、氮化、氰化等都為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,由於表層,氮含量的提高而降低了表層馬氏體開始轉變點(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佈的觀點來看,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佈,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佈。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,但殘餘壓應力層很簿,往裡急劇下降。如果採用滲碳--氮化複合強化工藝,則可獲得更合理的應力分佈狀態。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。