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热处理工艺论文篇1
Al-Cu-Mg-Ag合金经固溶热处理后形成过饱和固溶体，在人工时效过程中，微量Ag元素降低合金基体{111}A1面的层错能，促使Ag-Mg团簇和{111}A1面上聚集的Cu原子聚集(Cu原子在{111}A1面上发生偏聚，形成{111}A1面GP区)，成为Ω相的形核质点;同时过饱和固溶体中Cu原子易直接从{100}Al面上脱溶析出(形成Cu原子团的偏聚区，即{100}A1面GP区);随时效时间的延长，它们分别脱溶析出强化相Ω相和θ''''相;θ''''相和Ω相是亚稳相，在较高温度下最终转化为平衡相θ相。即Al-Cu-Mg-Ag合金的脱溶序列为:SSS(过饱和固溶体)Ag-Mg团簇Ω相θ相、SSSCu-Cu团簇GP区θ''''相θ相。时效过程中Ω相和θ''''相的密度和形态决定时效的效果，进而影响合金的性能。因此，可以通过改变时效工艺来改善Al-Cu-Mg-Ag合金的性能，常用的时效工艺有单级时效、多级断续时效、形变时效、应力时效等。
2．1单级时效单级时效是2000系铝合金常用的热处理制度，同时也是其它时效工艺的基础。Al-Cu-Mg-Ag合金的单级时效分为自然时效和人工时效。自然时效由于抑制了强化相Ω相的析出，合金的强度较低。单级人工时效促进了强化相Ω和θ''''相的析出，合金的强度较高。由于Al-Cu-Mg-Ag合金在较高的温度(165℃以上)时效时才会析出Ω相，且Ω相的尺寸随时效温度的升高而增加，过高的时效温度(250℃以上)更容易使Ω相和θ''''相粗化或者转化为θ相，对晶界也有所削弱，从而降低合金性能［21-22］。因此，Al-Cu-Mg-Ag合金单级人工时效，一般选择时效温度为160～200℃。但是高温短时间人工时效能够极大地提高合金的高温持久性能，对Al-5．06Cu-0．44Mg-0．3Mn-0．55Ag-0．17Zr合金［23］在高温(250℃)时效后在200℃/300MPa下进行持久试验，其峰值时效状态的持久寿命长达31h;而对应的165℃时效后的持久寿命小于16h。Al-Cu-Mg-Ag合金有很高的时效响应速度，且在相同条件下时效温度越高达到峰时效的时间也越短［23-25］，文献［23］中的合金在250℃下时效5min后就达到了峰值强度(σb=458MPa)。Al-Cu-Mg-Ag合金时效过程为单峰时效过程，即经过欠时效、峰时效和过时效阶段。欠时效态合金虽然析出相的密度没有达到最大值，但是析出相更加细小，使其有较高的强度，同时在高温使用时会发生二次强化相的析出，使其有很好的抗蠕变性和耐高温性［26］。峰时效态合金(达到峰时效的时间一般为4～10h)组织由大量Ω相和少量的θ''''相组成，析出相密度达到最大值，常温力学性能最好［4，27］，对于Al-4．83Cu-0．45Mg-0．50Ag-0．29Mn-0．12Zr合金［4］在165℃下时效6h后达到峰值强度σb=472MPa，σ0．2=455MPa，对应的伸长率为12．68%。过时效态合金，随着时效时间的延长合金的强化相逐渐粗化，强度有所下降。
2．2多级断续时效多级断续时效是Lumley等在研究Al-Cu-Mg-Ag合金的抗蠕变性时发现的，根据这一现象CSIRO公司发明了T6I6和T6I4等多级时效热处理技术;与单级人工时效(T6态)相比，除保留与T6态相同的性能外，由于θ''''相的析出密度得到提高，使Al-Cu-Mg-Ag合金的塑性得到提高［28-31］。Al-Cu-Mg-Ag合金的多级断续时效一般是三级时效。在第一级的高温欠时效(一般时效温度为160℃或185℃，时效时间≤2h)过程中，析出大量的Ω相和少量θ''''相，并随着时效时间的延长，析出相不断长大(同单级欠时效)。在第二级的低温时效(时效温度为室温或65℃)过程中，Ω相的析出受到抑制，而θ''''相继续析出。在第三级的较高温再时效(时效温度为150℃或165℃)过程中，Ω相和θ''''相同时析出长大，Ω相为主要强化相，θ''''相相对较少［28，31-33］。最后合金组织中析出大量的Ω相和θ''''相，使合金具有很好的强度和塑性。有时为了简化试验流程省去第二级的低温时效，合金也能获得较好的性能［28］。张坤等［29］对高纯Al-4．61Cu-0．47Mg-0．44Ag合金采用二级时效工艺，第一级采用185℃×30min预时效后水淬，然后进行150℃×25h较高温时效，该工艺明显缩短热处理周期，同时合金强度与T6态相当(σ0．2=420MPa左右)，伸长率却由8%升高到14%，使塑性得到显著改善。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［28，30］在185℃下欠时效2h后，当在较低的温度(65℃)下进行二次时效时，合金的硬度为151HV比T6态(185℃×4h)低10HV，伸长率为14%比T6态高1．4%;当在较高的温度(150℃)下进行二次时效时，合金的硬度为165HV、伸长率为13．8%，都高于T6态。对于Al-(4．8～4．9)Cu-(0．43～0．47)Mg-(0．30～0．39)Ag-0．15Zr合金［31-32］，先在160℃时效2h，然后在65℃下时效67～240h，二级低温时效对合金的硬度几乎没有影响，然后三级时效在160℃时效24h左右达到峰值硬度160HV左右，合金的性能和T6态(160℃×12h)相差不多。
2．3形变时效形变时效热处理将加工硬化和时效析出强化相结合以改善合金的性能。在固溶后时效前对合金进行预变形，增加合金组织中的位错密度，利用沉淀相在位错线上优先形核，增加沉淀相的形核率和析出相的密度，降低时效析出相的尺寸，改变合金在后续时效过程中的脱溶序列，进而改变合金的微观组织结构［34-35］。在传统的Al-Cu-Mg系铝合金的预变形时效过程中，由于预变形引入大量位错亚结构促进了非均匀形核的强化相θ''''的析出，使合金的强度得到显著提高［36］。但是形变时效(一般选择的预变形量为2%～6%)对Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影响则较为复杂，这可能是由于合金成分、时效温度和时间以及预变形量的不同，导致析出的强化相θ和Ω相的密度和尺寸不同，进而影响合金的性能。陈瑞强等［37］发现Al-5．12Cu-0．40Mg-0．89Ag-0．32Mn-0．17Zr合金的最佳形变热处理工艺为4%预拉伸、165℃×10h人工时效，该合金可获得室温σb≥473MPa，σ0．2≥428MPa，δ≥11．3%的满意综合性能;文献［38-39］也认为，时效前的预拉伸能提高合金的性能。但肖代红等［40］对Al-5．3Cu-0．8Mg-0．3Ag合金的预拉伸量为0、2．5%、5%的3种状态的合金在185℃经峰时效处理后，其室温σb分别为530、510、475MPa，σ0．2分别为477、456、410MPa，δ分别为10．5%，11．0%、12．3%，这显示时效前预拉伸降低了合金的强度提高了合金的塑性。而李周兵等［41］对Al-5．20Cu-0．40Mg-1．02Ag-0．2Mn-0．17Zr合金进行0、4%预拉伸后，再在165℃下进行时效，此时σb分别为492MPa、508MPa，σ0．2分别为455MPa、468MPa，δ分别为15．2%、12．9%，此结论与文献［40］的相反，即时效前预拉伸提高了合金的强度降低了合金的塑性。一般认为时效前预拉伸(或冷加工)不改变析出相的种类，由于增加了位错密度，抑制了{111}Al面Ω相的析出，但是却细化了Ω相的尺寸;位错和晶界缺陷为θ''''相的异相形核提供了形核质点，从而促进了{100}Al面θ''''相的析出［37，41-45］。由于高温强化相Ω相体积分数的减少，峰时效状态的合金的耐热性能降低;同时总体上造成时效态合金的时效过程延缓，硬化水平降低，峰时效时间延长［40，42］。
2．4应力时效应力时效是指在时效过程中引入一个小于屈服极限的应力，在温度和应力的耦合作用下，使析出的强化相发生显著变化。时效过程中施加外应力不会改变合金再结晶晶粒的形貌，但对Al-Cu-Mg-Ag合金组织中强化相的析出序列、数量、大小和分布等都有显著影响［46-47］。应力时效延缓了Al-Cu-Mg-Ag合金中强化相θ''''和Ω的析出［48］。这可能是由于在应力时效初期(约2min)产生大量位错阻碍了溶质原子的扩散，延缓了Cu-Cu团簇或Ag-Mg共聚团簇的形成，从而延缓了强化相θ''''和Ω的析出，最终使峰时效时间延长。应力时效能够促进θ''''相的析出，而抑制Ω相的析出，使合金的峰值硬度降低［49］。这可能是因为外加应力的存在，产生了大量的位错，为θ''''相的异相形核提供了有利的位置，但位错的存在不利于溶质原子的扩散，阻碍了Mg-Ag共聚原子团簇的形成，从而延缓了合金中强化相Ω的析出，最终使合金的硬度下降。在应力时效作用下，Al-Cu-Mg-Ag合金的强化相θ''''相和Ω相均沿某一方向(外加拉应力的方向［50］)呈择优取向析出，即产生应力位向效应。研究发现，外加应力对Al-Cu-Mg-Ag合金时效动力学过程的影响主要是在相的成核阶段，且存在一个调整微观结构演化的临界应力值，当超过临界值时易在惯析面成核，即在惯析面析出沉淀相;在160℃下，对θ''''相临界应力为16～19MPa，对于Ω相临界应力为120～140MPa［50］。根据扩散理论结合弹性理论［49］，外应力会使得合金中溶质原子沿不同的方向扩散速度不同，使时效初期共格片状相出现择优取向效应，从而产生位向效应。Eshelby弹性夹杂物理论［46，51］认为，外加应力与不同变体相互作用引起的系统弹性性能变化的不同将导致析出相择优取向析出，而且析出相在长大过程中错配应变的大小及符号的变化将会产生完全相异的结果。通过塑性和弹性夹杂模型［47］，可以定性预测分布在{100}面和{111}面的相的各向异性。外加应力时效(一般选择200MPa)会降低Al-Cu-Mg-Ag合金的时效硬化速率，延长欠时效的时间，减小峰值硬度，同时也提供了一种控制高强铝合金(屈服强度)各向异性的方式［47］。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［48-49］在170℃下进行无外加应力时效和200MPa外加应力时效时发现，在没有外加应力时效时，合金硬度在12h后就达到峰值(161．5HV)然后逐渐下降;应力时效的硬度在16h后才达到峰值(157．9HV)，且随时效时间的延长仍保持较高的硬度。
热处理工艺论文篇2
（1）在盾构刀具制造材料中，4Cr5Mo-SiVl钢是常用于制造刀圈的材料之一。4Cr5Mo-SiVl相当于美国牌号AISI-H13，日本JIS-SKD61、德国X40CrMoV5-l，是一种铬系中合金高强韧热作模具钢，该钢的特点是含铬量较多，具有较高的淬透性，如厚度为150mm的钢可油冷淬透。由于合金元素含量较高，具有较高的回火抗力和抗氧化性。模锻时锻造温度范围较窄，应严格控制锻造温度，模锻加热温度在1120～1150℃，始锻温度在1080～1120℃，终锻温度不小于850℃，模锻后应该缓冷并及时退火，以免产生裂纹。4Cr5-MoSiVl钢球化退火工艺为860℃±10℃×2h，降温到750℃±10℃×4h，500℃左右出炉。普通退火工艺为845～880℃×2～4h，然后缓冷到500℃左右出炉。4Cr5MoSiVl钢刀圈材料淬火加热温度一般为1020～1050℃，空冷或油冷材料的硬度HRC55～58，淬火组织为细针和隐针马氏体、未溶的碳化物和残余奥氏体，需适当的回火提高韧性。文献［12］在4Cr5MoSiVl基础上，通过提高含碳量至0.5%，适当增加Mo、Cr、V合金元素含量，热处理工艺为1060℃真空淬火+550℃回火3次，回火后硬度HRC55～58，且具有良好的韧性。3次回火的目的是由于合金元素含量较高，淬火后全相组织中残余奥氏体含量较高、硬度偏低，淬火后第一次回火可促使部分奥氏体的分解和对淬火马氏体进行回火，而在第一次回火冷却过程中部分未分解的奥氏体会转变为二次马氏体；第二次回火是对二次马氏体的回火并进一步促进奥氏体分解，减小奥氏体含量；通过第三次回火可使奥氏体含量达到较低水平，提高材料硬度和组织稳定性。（2）进口盾构刀圈材料中，有的用40CrNiMo制造刀圈。40CrNiMo属于低合金超高强度钢，常用于调质结构钢，具有良好的韧性、强度和耐磨性。40CrNiMo是在热作模具钢50CrNiMo钢的基础上降低含碳量而来，因此韧性提高。用40CrNiMo钢制造切割圈，热处理采用870℃淬火220℃回火，硬度为HRC50～55，全相组织为回火马氏体和少量残余奥氏体组织。文献［13］分析进口40CrNi-Mo刀圈材料与国产4Cr5MoSiVl的刀圈材料，发现进口刀圈材料的硬度值从刀圈刃部至内圈逐渐减小，表面硬度为HV627（HRC56.5）、心部硬度HV530（HRC51），但具有很高的冲击值、良好的综合力学性能和耐磨性，进口刀圈材料基体组织主要为回火板条马氏体，细小的碳化物不连续地分布在马氏体板条间及晶粒内部。而国产4Cr5MoSiVl全相组织虽然也为回火马氏体，但析出碳化物沿晶界及马氏体板条间分布，导致刀圈的冲击值降低，使用寿命低于进口刀圈。（3）5Cr5MoSiV属于中合金模具钢，热处理时材料的硬度一般随淬火温度的升高而增加，在1060～1100℃时硬度达到峰值，淬火后回火温度在500～560℃时硬度达到最大值［14］。5Cr5MoSiV的热处理工艺一般为1060～1100℃淬火+530～560℃2次回火，硬度HRC57～60。淬火后多次回火使奥氏体充分分解或回火冷却过程发生马氏体转变，减少奥氏体量、稳定组织和提高材料硬度，淬火回火的全相组织为回火马氏体和其上弥散分布的碳化物，如VC、Mo2C及M23C和少量M3C型碳化物，碳化物在基体中弥散分布能提高材料的硬度及其耐磨性能。文献［15］研究了热处理对5Cr5MoSiV钢硬度和耐磨性的影响，结果表明，5Cr5MoSiV钢较合适的热处理工艺为1060℃淬火+530℃2次回火，可获得较高的硬度（HRC57～58）和良好的耐磨性。为了进一步提高5Cr5MoSiV材料的韧性和塑性，合金化时可再加入微量的稀土和钨，形成5Cr5MoWVSiRe钢［16］，钢中加入钨能形成复合碳化物，提高耐磨性；稀土的加入可以净化钢液、细化组织，能够改善钢的力学性能，耐磨寿命达到或略超过进口刀圈的寿命。（4）50CrMoV属于低合金模具钢，用50Cr-MoV制造刀圈的模锻始锻温度为1100℃，终锻温度900℃。由于材料含碳量较高，存在提高淬透性元素Cr、Mo，模锻空冷后可产生马氏体组织，硬度较高。因此模锻时要注意严格控制终锻温度和锻造后的锻件冷却速度，以防止锻造裂纹发生，模锻后刀圈在机械加工前应进行软化退火，温度在750℃～780℃。刀圈的奥氏体加热温度为870～880℃。为防止刀圈在淬火加热时发生表面脱碳，淬火加热最好在可控气氛热处理炉内进行或采用真空淬火热处理，淬火后的刀圈应及时进行热处理，50CrMoV回火温度在500℃～550℃，回火后刀圈的硬度HRC56～59。（5）6Cr4Mo2W2V为一种高合金模具钢，含有较高的铬、钼和钨，具有良好淬透性、耐磨性和韧性，应用于岩石抗压硬度较高的情况，是制造滚刀刀圈理想材料之一。实验表明［17］，6Cr4-Mo2W2V钢制滚刀的使用寿命是9Cr2Mo钢制滚刀使用寿命的2倍以上，制造刀圈的热处理工艺为680℃回火、820℃加热、1150℃加热，预冷一定时间后在200℃等温处理，油冷、540℃3次回火，刀圈截面硬度HRC62～63，硬度分布均匀，刀圈材料中含有一定量的下贝氏体组织，形成回火马氏体和下贝氏体的复相组织，结果表明这种复合组织对提高滚刀的磨料磨损有利。（6）9Cr2Mo钢属于高碳低合金钢，一般作为Cr系冷轧辊用钢。9Cr2Mo钢制作刀圈材料，钢的硬度值控制在HRC54～58，用于软岩滚刀刀圈，具有耐磨性和经济效益［18］。9Cr2Mo钢通过等温淬火，可形成下贝氏体或下贝氏体和马氏体的复相组织，可提高耐磨性。9Cr2Mo钢淬火温度为840～860℃，淬火后硬度66～68HRC，回火温度360℃，硬度HRC56～57。淬火回火状态的全相组织为隐针状马氏体、针状马氏体、贝氏体组织和碳化物。文献［19］研究了热处理对9Cr2Mo钢硬度的影响，结果表明9Cr2Mo钢具有较高的淬透性，实际生产时热处理可采用油淬，加热至温度845℃淬火，硬度达HRC61，淬火全相组织为马氏体、Fe3C和残余奥氏体，随淬火温度的提高，全相组织中残余奥氏体增加、硬度降低，淬火后随回火温度的提高，硬度有降低的趋势，300℃以前回火硬度变化较小，HRC为57～61；淬火回火组织为回火马氏体、碳化物或回火马氏体、下贝氏体和碳化物。超过300℃回火，硬度下降较快。9Cr2Mo实际生产中可采用840℃淬火、300℃～360℃回火，可获得较高硬度（HRC54～57）和韧性。从上述分析可以看出，刀圈材料经热处理后的表面硬度较高，一般在HRC56-60，心部硬度HRC50-56，可以承受较大的冲击。对于软岩和中硬岩的刀圈材料，刀圈所受岩石的冲击力相对较小，可用利用刀圈的高硬度来提高碾压破岩效率，可用一般的工模具钢或高碳低合金模具钢制造，经淬火回火热处理使用。对于硬岩，刀圈所受岩石冲击力较大，为提高材料的耐磨性和冲击性能，可采用基体钢或中高碳中合金钢制造，配合合理的淬火或回火工艺，为提高刀圈的使用寿命，也可在刀圈刃部镶嵌硬质合金，以提高刀圈材料使用寿命。
3提高盾构滚刀刀圈材料耐磨性能的主要措施
分析国内外刀圈材料的组织和性能，提高盾构滚刀刀圈耐磨性和寿命的主要措施有材料、热处理、表面处理、破碎岩石的特性等方面。材料方面主要提高刀圈材料的纯净度，减小材料的成分偏析、带状偏析及其气体和夹杂物含量、细化刀圈材料的组织，提高材料的纯净度，采用电弧炉冶炼+炉外精炼，或采用电渣重熔等措施，提高材料的冶金质量。在热处理工艺方面应研究热处理工艺参数对组织和性能的影响规律和机理，确定合适的热处理加热温度、回火温度及回火次数，通过热处理细化材料的全相组织、提高刀圈的韧性。对于破碎工况，要分析了解岩石的硬度特征，对于硬岩工况，为了提高刀圈材料耐磨性，可以在刀圈工作部分镶嵌硬质合金刀头，或采用回火抗力较高的刀圈材料；对于软岩工况，适当提高刀圈材料的硬度，对耐磨性有利。刀体部分可选用耐磨合金钢材料，也可采用表面堆焊硬质合金、热喷涂耐磨层、渗氮或碳氮共渗等方法增加表面硬度，提高滚刀的耐磨性。
热处理工艺论文篇3
1.3黑色带层及灰斑对曲轴疲劳强度的影响在常规工艺条件下，球墨铸铁曲轴断口多呈现出灰色或银灰色，曲轴本体以及抗拉试棒断口同样应当有此类表现。对于黑色带层问题而言，其主要是受到灰斑在疲劳试验曲轴轴颈往复式运动的影响而形成的，而灰斑的产生则主要是受到了铁水中硅偏析的影响。以往研究中在对某批次球墨铸铁曲轴进行疲劳试验的过程当中发现曲轴断面出现了异常的黑色层以及灰斑。虽然此种问题在球墨铸铁曲轴中相对比较少见，但同样属于内部缺陷的一种表现形式，此问题的出现导致了曲轴疲劳强度受到不良影响，有黑色带层或灰斑问题的曲轴在正常使用过程当中可能提前出现疲劳裂纹，导致抗疲劳强度的下降。
2热处理工艺对球墨铸铁曲轴疲劳强度的影响分析
2.1正火和中频淬火工艺对曲轴疲劳强度的影响已有研究中显示，对于球墨铸铁曲轴而言，在经过高温正火处理后，能够将其中所存在的游离状态渗碳体消除掉，从而能够起到调整基体中铁素体以及珠光体形态，以及两者构成比例的目的。通过这种方式，使球墨铸铁曲轴的综合力学性能得到了提升，促进了抗疲劳强度的改善。同时，在球墨铸铁曲轴制造过程当中，通过进行中频淬火处理的方式，能够使球墨铸铁曲轴表面形成具有一定深度的淬硬层，其对于改善曲轴自身耐磨性能有重要意义。但也有研究中认为：传统的非圆角淬火工艺下会导致曲轴淬火区与非淬火区交界位置产生失衡且反向的应力关系，并对疲劳强度造成不良影响。因此，在引入中频淬火工艺的过程当中，需要尽量选择圆角淬火工艺，达到满意的处理效果。
2.2等温淬火工艺对曲轴疲劳强度的影响在球墨铸铁曲轴的生产过程当中，通过应用等温淬火工艺的方式，能够使曲轴获得主要的贝氏体成分，同时还可形成一定的马氏体组织以及残余奥氏体组织，力学性能上具有较高的强度以及韧性水平。已有研究资料中报道，针对受到化学成分偏离影响而造成球墨铸铁曲轴疲劳强度的不足的问题，通过应用等温淬火工艺的方式，解决了曲轴在热处理上的质量问题。等温淬火工艺的应用除了对改善球墨铸铁曲轴疲劳强度水平以外，还对提高曲轴自身耐磨性有重要价值，由此也有效延长了曲轴的使用寿命，综合效益确切。
2.3氧氮化工艺对曲轴疲劳强度的影响从化学处理的角度上来说，在球墨铸铁曲轴的制造生产工艺中，通过对曲轴进行氧氮化处理的方式，能够使曲轴表面获得具有高氮特点的化合物层，同时还可形成具有饱和特点的氧扩散层。受到氧成分以及氮成分渗入的影响，使得球墨铸铁曲轴表面层的化学成分发生改变，与之相对应的显微结构也有了非常显著的提升趋势，曲轴整体的耐磨性能以及耏疲劳性能均得到了有效的改善。需要注意的一点是，对于经过氧氮化处理的球墨铸铁曲轴而言，其抗疲劳水平的提高很大程度上会受到氧化层扩散水平的影响，在氮化处理后快速冷却，并在扩散层中形成饱和固溶体，或是形成高水平的残余压应力都能够促进疲劳强度的提高。正是由于在氧氮化工艺处理下，曲轴表面能够形成较深的扩散层，故而对延长球墨铸铁使用寿命也有相当重要的意义与价值。
热处理工艺论文篇4
图2为不同热处理工艺条件下30MnSi钢的延迟断裂性能。可以看出，回火温度为390℃时，试样的延迟断裂时间随淬火温度的升高而先上升后下降。虽然试样的力学性能都能满足要求，但耐延迟断裂性能差异较大，也就是说淬火温度对PC钢的耐延迟断裂性能影响较大[2]。当淬火温度为870℃时，由于低温下淬火材料的回火温度较低，使材料的韧性变低，耐延迟断裂性也较低，所以导致延迟断裂的时间变短为30h。当淬火温度为950℃时，试样的耐延迟断裂性能达到了FIP实验的要求。当回火温度为430℃时，淬火温度为910℃和990℃时断裂的时间都增加且与在950℃淬火时相同。当回火温度为390℃时，淬火温度为910℃和990℃时其耐延迟断裂性能远不如950℃淬火时的性能。这说明，耐延迟断裂性能随着回火温度的升高而提高，且获得较好的延迟断裂性能的淬火温度的范围变大[4]。当在较低的温度下回火时，试样的耐延迟断裂性能不能满足FIP实验的要求。而在高温下回火时，则可以满足FIP实验的要求。所以，当PC钢的强度满足要求时，适当的提高回火温度可增加材料的耐延迟性能。
图3为不同淬火温度下试样的微观组织。可以看出，当淬火温度为950℃时，所得组织是细小且均匀的回火屈氏体。淬火温度为990℃时，组织是较粗大的回火屈氏体。淬火温度升高到1030℃时，组织较粗化且板条之间的距离变大，但其延迟断裂性能的差别并不是晶粒尺寸所影响的。实际上，当奥氏体的温度升高时，钢中合金元素的分布位置会发生变化。因为材料中Mn的含量比较高，Mn对延迟断裂较敏感[3]。这些都导致了当奥氏体化温度大于950℃时，温度越高材料的耐延迟断裂性能越差。
图4为不同回火温度下30MnSiPC钢的TEM形貌。可以看出，回火温度为390℃时，可以清晰的看到马氏体板条界，并在界面上可观察到析出的薄片状碳化物。该碳化物为收集氢的陷阱，如果这种碳化物连续的分布在马氏体的边界，则进入到钢中的氢会富集在晶界处，导致晶界脆化，从而使延迟断裂变得敏感。当回火温度从390℃升高到430℃后，析出的渗碳体会聚集粗化，并变为清晰地条状的渗碳体。细小的碳化物会弥散的分布，从而较小应力集中，使界面能降低，断裂时间变长，从而使其耐延迟断裂性能增加[5]。当回火温度升高到470℃时，渗碳体会球化。当回火温度继续升高时，较小的碳化物颗粒会逐渐溶解，大的颗粒会长大，当温度升高到一定程度后，细粒的碳化物会逐渐聚集并粗化，会出现更加粗大的渗碳体和铁素体颗粒，其强度和硬度都较低。
热处理工艺论文篇5
将850℃淬火后的钢板(2号试样)再均分为3个试样，分别在550、620、660℃下保温100min进行回火，考察不同回火温度对35CrMo钢组织与性能的影响。35CrMo钢不同温度回火后的显微组织如图2所示。由图2可见，在水冷淬火时，随着回火温度的提高，淬火组织中碳化物不断球化，原淬火组织中的马氏体和贝氏体板条簇方向性减弱。对850℃淬火后不同温度保温100min回火后的3个试样分别取样测试其硬度，结果如表2所示。由表2可知，从550℃开始，随着回火温度的升高，回火的硬度呈下降的趋势。550℃回火时钢板硬度过大，而660℃回火时钢板硬度过小。综合考虑不同热处理工艺下35CrMo钢的组织和硬度情况，将850℃×60min水冷淬火+620℃×100min回火作为现场生产工艺。为更深入细致地了解35CrMo钢在850℃水冷淬火、620℃回火条件下的精细组织，对此条件下处理后的试样进行了透射电镜观察，结果如图3所示。图3(a)～(b)反映出在35CrMo钢在850℃淬火、620℃回火条件下组织中为板条状马氏体+贝氏体组织。由图3(c)可知，在回火组织中依然有大量的位错存在，这些位错的存在是保证试验钢强度和硬度的原因之一。在回火组织中还有大量析出的短条棒状碳化物(见图3(d))，因其尺寸较小，无法在透射电镜下进行能谱分析，由于此钢中有1．0wt%左右的Cr的存在，推断分析可能是合金碳化物(Fe，Cr)3C或者Cr的碳化物。
3现场应用
根据以上试验结果，将850℃×60min水冷淬火+620℃×100min回火作为35CrMo钢板现场生产的调质工艺。莱钢宽厚板厂2013年共生产100mm厚度35CrMo钢板超过10000t，性能稳定，为企业创造了良好的经济效益。
热处理工艺论文篇6
（2）轧辊的低倍组织和显微组织低倍组织要求：不得有气孔、夹杂、疏松、裂纹等缺陷。金相组织要求：碳化物分布均匀，不得有残余应力和沿晶界分布的网状碳化物存在。
2工艺分析及试验研究
2.1工艺分析
Cr12MoV钢属于高碳高铬钢，含碳和铬量高，形成了大量的碳化物和高合金度的马氏体，使钢具有高硬度、高耐磨性。此外，Cr12MoV钢中的钼增加钢的淬透性并且细化晶粒；钒能细化晶粒增加韧度，又能形成高硬度的VC，进一步增加钢的耐磨性；铬又使钢具有高的淬透性和回火稳定性。由于Cr的大量存在，钢液结晶时析出的大量共晶碳化物(主要是硬度很高的铬铁复合碳化物(Fe，Cr)7C3)极为稳定，常规热处理无法细化。即使其经压延后，在较大规格钢材中仍保留明显的带状或网状碳化物，碳化物分布不均匀，而带状或网状碳化物区是一个脆性区，其塑性、韧度差，不能承受大的冲击力，裂纹很容易在这里萌生与扩展，往往成为裂纹产生的主要原因。较大的碳化物周围常常有空位、位错等缺陷汇聚，在交变负荷的作用下，这些缺陷进一步聚集和扩展便可萌生疲劳裂纹。碳化物偏析严重，在碳和合金元素富集的区域，钢的熔点降低，易导致模具热处理时过热，使碳和合金元素在奥氏体中溶解度减少，降低淬火后的硬度，且导致碳合金元素富集区与贫乏区间产生大的组织应力，从而增大模具热处理后的变形量。为了碎化、细化共晶碳化物，把粗大的枝晶状共晶碳化物打碎，提高碳化物分布的均匀性，细化碳化物的粒度。—般Crl2MoV使用时都需要进行锻造和预先热处理，以减少碳化物的不均匀分布，为后续淬火、回火提供优良的原始组织。
2.2铸造工艺
由于矫直辊尺寸较大，根据工艺分析得知：即使经锻造加工，也很难完全消除网状碳化物。限于公司设备条件，很难采用常规铸后锻造工艺，因此设计以铸代锻工艺，即采用水玻璃硬化砂造型，45t电弧炉+20t中频炉双联熔炼，静态浇铸后热开箱，经特殊的扩散球化等温退火工艺处理，铸态组织、退火组织如图2所示。粗大连续网状碳化物基本消除，仅存部分带状碳化物，碳化物等级为5级，硬度检测为230~250HB,满足机加工要求。2.3热处理工艺国内Cr12MoV钢的热处理工艺有一次硬化法、二次硬化法，根据工件不同的使用条件可选用不同的热处理工艺，两种热处理工艺均经保温后采用油淬。两种热处理方法一般淬火液选用淬火油或硝盐浴，可以采用单液淬火，也可采用双液分级淬火，且均能获得满意的硬度及耐磨性，但对红硬性有要求的工件一般选用二次硬化法。根据矫直辊工作状况，结合公司的设备状况，选用一次硬化法热处理工艺。分两组进行热处理实验，一组采用低淬低回工艺，单液淬火，即950~1000℃加热入油冷却，200℃回火；另一组采用中淬中回工艺，喷雾淬火，即1020~1050℃左右加热保温后喷雾冷却，380~400℃左右回火。
3试验结果分析
3.1国内外Crl2MoV金相组织分析
试样经磨制抛光后，用4％硝酸酒精溶液腐蚀，在光学显微镜下观察其组织。两种热处理工艺矫直辊的组织均为马氏体+共晶碳化物，其中共晶碳化物成块粒状，碳化物等级为5.0级。两者相比，中淬中回工艺机体组织在碳化物与基体的界面处存在少量下贝氏体，且碳化物分布更加均匀，碳化物粒度得到细化。与国内外Crl2MoV钢热处理后的组织对比，德国X165CrMoVl2和国内Crl2MoV的组织也为马氏体+共晶碳化物，但其共晶碳化物成网状，碳化物等级为7.0级，可见其组织优于德国和国内其它厂的金相组织。
3.2性能分析
由两种热处理工艺矫直辊性能检测结果可见，中淬中回工艺虽然硬度尤其是内孔硬度低于低淬低回，但冲击韧性明显高于低淬低回工艺，是由于中淬中回工艺喷雾冷却强度低，机体组织中存在少量下贝氏体，而下贝氏体组织却具有较高强度和韧度，从而增强了矫直辊的抗事故能力。
4结论
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2实验结果
根据拧入螺丝的扣数调整预紧力的大小，拧入越多，施加的预紧力越大。通过调整第一阶段回火后拧入螺丝的扣数来研究预紧力对阀片变形校正程度的影响，结果如图5所示。图5不同预紧力下回火件效果图1号:一扣螺丝2号:二扣螺丝3号:三扣螺丝阀片装夹模具时，拧紧程度对淬火变形有一定的影响。拧紧一扣螺丝，阀片变形量为0.35mm。拧紧二扣螺丝，变形量为0.3mm。拧紧三扣螺丝时，变形量为0.25mm。可见在第二阶段回火前拧入螺丝时，随着螺丝拧紧程度的增加，阀片的变形量变小。
调整模具厚度为5mm和10mm，研究模具厚度对回火校正效果的影响，结果如图6所示。测量A面和B面的角度发现，380℃回火时，模具厚度对变形角度影响不大。当回火温度为400℃时，模具越厚，变形角度越小，但不管模具厚度是5mm还是10mm，A面和B面的角度均小于0.5°，说明两平面基本平行。测量阀片整个表面的变形量，结果发现，模具越厚，A面的变形量越小，但两个厚度的模具校正后，阀片变形量均小于0.5mm，基本保持平整。为了防止模具因高温变形，选择模具的厚度为10mm。回火温度为380℃、400℃、430℃时阀片的金相组织如图7所示。可以看出，三种回火温度下，组织均为回火屈氏体和回火索氏体。随着回火温度的升高，回火索氏体的量增加，回火屈氏体的量降低。测量不同回火温度下阀片的变形角度和显微硬度，结果如表1所示，可以看出，回火温度升高，阀片的变形角度降低。回火温度为400℃时阀片的变形角度也符合要求。随着回火温度的升高，阀片的显微硬度逐渐降低。离合器要求弹簧阀片的HRC在48-53之间。从提高模具寿命和节约能源的角度考虑，选择回火温度为400℃，该温度下回火能满足阀片的弹性和硬度要求。
热处理工艺论文篇8
2磁场热处理
由于磁场热处理对高强Fe-Co合金性能影响显著，因此，对不同保温温度、充磁时间和磁场强度等参数进行了研究，结果见图2。从图2可以看出，热处理温度对磁性能的影响明显，随温度升高磁性能上升，这和常规热处理结果是相同的;保温时间对磁性能的影响相对较弱，随保温时间的延长磁性能上升，到2．0h后则基本不变，这和常规热处理结果基本一致;充磁磁场强度对磁性能的影响不强烈，随磁场增加，磁性能增加，150A之后变化不大，150A时产生的有效磁场为1330A/m。
3降温速率
由于Fe-Co软磁合金在730℃附近存在无序-有序化转变，导致性能恶化，所以1J21、1J22等Fe-Co合金热处理工艺中，必须控制降温速率，通常是在730℃以上缓冷，730℃后快冷。如前所述，高强Fe-Co软磁合金的热处理温度区间一般低于760℃，处于敏感区间，降温制度对材料性能的影响至为关键。为此，利用真空气淬设备对降温速率可控技术，研究了不同降温速率对高强Fe-Co合金性能的影响，结果如表2所示。从表2可见，降温速率对材料的性能具有一定的影响，但总体变化不大。从数据对比来看，降温速率为150℃/h和600℃/h时，力学性能略低，但磁性能和其他样品差别不明显。前者可以认为是无序-有序转变的结果，后者则应该和过快冷却造成的内应力有关。为了评估Fe-Co合金添加元素对合金升、降温过程的影响，采用DSC测量了750～1050℃的差热曲线，如图3所示。3种Fe-Co软磁合金中，1J21含V元素1．2wt%左右，1J22含V元素2．0wt%左右，而高强Fe-Co合金除含V元素2．0wt%外，还添加了Nb、Cr等其他元素。从图3可以看出，随着添加元素含量的增加，居里点(以极值点数值定义)呈下降趋势，但升温和降温过程表现不同，升温过程居里点相差不多，为964～972℃，降温过程居里点相差较大，为867～926℃，而且放热/吸热峰宽也随着增大。这说明添加元素的增加，合金的居里转变滞后程度增加;降温过程的影响更加显著，表明添加元素起到的作用主要是对磁畴的钉扎。无序-有序化过程同样受添加元素的影响，从居里点的变化来推断，高强Fe-Co合金的无序-有序转变会受到更大抑制，这也是降温速率对性能影响不大的主要原因。从以上试验结果来看，300～600℃/h的降温速率都适用于高强Fe-Co合金热处理的冷却。
热处理工艺论文篇9
Discussion on Teaching Strategy of Course of Principle and Process of Heat-treatment//Duan Yuanpei， Zhang Haitao， Li Chuanrui， Liu Minglang
Abstract Principle and Process of Heat-treatment is an important professional basic course for the specialty of material forming and control engineering. In order to improve the thirst for knowledge and learning effect of students， the “fun” was using as the main line and the teaching contents were innovated. Multimedia teaching， heuristic， discussion teaching method and strengthening practice teaching mode were also used in the teaching process.
Key words heat-treatment； multimedia teaching； heuristic teaching method
热处理原理及工艺课程是安徽工程大学材料成型及控制工程专业一门重要的专业基础课，教学内容分为热处理原理和热处理工艺两部分。其中，热处理原理介绍奥氏体转变、马氏体转变等钢在加热及冷却过程中发生的组织及性能转变规律；热处理工艺介绍退火、正火等热处理方法。通过对这门课的学习，可以让学生在掌握热处理原理的基础上合理地制订热处理工艺路线。
从教学内容上看，热处理原理部分理论性强，内容抽象，热处理工艺部分又与实际生产联系紧密，如果不注意教学策略，学生在难于理解运用的同时就会觉得枯燥无味，很难产生学习兴趣，教学效果也较差。然而，该课程的教学目标要求学生既要具备坚实的基础理论知识，还要具备一定的分析解决实际问题的能力。那么，怎样实现这一目标呢？针对教学内容的特点，笔者尝试采用以下策略进行教学实践，收到良好的教学效果。
1 以“趣”为主线
孔子说过：“知之者不如好之者，好之者不如乐之者。”可见，“兴趣”才是最好的老师。因此，在热处理原理及工艺课程的教学过程中，可深入挖掘教材内容，通过举例子讲故事、从现象出发引导学生思考等方法，有目的地设计“兴奋点”以激发学生兴趣，培养学生的学习思考能力，以适当的案例启发学生的思维，探究现象的本质，找出规律。
如在教学热处理这章内容时，先设计些观察思考题，例如：“两段直径为1 mm的钢丝，同时放在酒精灯上加热到赤红色，而后一段放在水中冷却，另一段在空气中自然冷却。当钢丝完全冷却后进行折弯，发现在水中冷却的钢丝很容易折断，而放在空气中冷却的钢丝不易断裂，甚至可以卷成圆圈。加热温度相同，由于冷却方式的不同导致同种材料性能的差异，为什么？”“敲击学生金工实习作品小锤子的锤头，一锤头工作面出现凹凸不平，而另一个经热处理的锤头工作面仍然非常平整。两铁榔头为同种材料所制，为何热处理后工作面敲击后仍平整如初？是什么原因导致锤头性能的差异呢？”通过这些思考题的提出，好奇的学生就会把兴趣转移到热处理课程枯燥、抽象的内容上。
2 教学内容改革
热处理原理及工艺课程的教学内容包含热处理原理和热处理工艺两部分：第一部分“热处理原理”概念多，理论性强，内容抽象，且与材料科学基础等基础课程内容联系密切；第二部分“热处理工艺”部分与实际生产联系紧密。第一部分内容是第二部分的理论基础，而第二部分内容是第一部分的应用。因此在教学过程中，教师应抓住主线，突出重点，注重理论联系实际，并且强化实验教学环节。
随着科学技术的迅速发展，热处理领域新工艺、新理论不断出现。因此，处理好传统内容与现代内容的关系，适当压缩、简化经典内容，充实当前热处理领域的最新研究成果。如增加激光热处理、真空热处理等现代化的热处理方法等内容，使学生及时了解热处理原理及工艺的最新研究和发展动态。
3 采用多媒体教学
与“一块黑板、一支粉笔、一本教材、一张嘴”的传统教学方式相比，多媒体教学的优势在于其是图、文、声、像、动画、视频的有机结合体。在热处理原理及工艺课程上的教学工作中，采用多媒体教学手段，可将抽象的概念转化为图文并茂的画面，将复杂的工艺过程转化为直观的视频，使学生能够充分利用视觉和听觉来获取新知识，教学内容直观易懂，课堂气氛生动活泼，易于被学生理解。并且采用多媒体教学方式，节省了大量的粉笔板书时间，使教师能够有更多精力对学生课堂进行管理和引导，提高了教学效率。
例如，对于与实践联系紧密的“钢的热处理工艺：淬火、正火、退火、回火等”内容，学生很难想象热处理的工艺过程。采用多媒体教学方法，将热处理工艺制作成为动画或录像放给学生观看，使他们有身临其境的感觉，对热处理工艺过程有了直观的了解，给课堂增添了更多趣味，极大地调动了学生的兴趣，增强了学习效果。目前已连续几届采用自制的多媒体课件进行教学，受到学生的广泛欢迎，增强了教学效果。
4 采用启发式、讨论式教学方法
热处理原理及工艺课程知识系统性较强，且原理和工艺部分联系紧密。因此，在教学过程中应注意有关概念之间的内部联系，注重其本质特点的讲解，从而进行它们异同的比较。并且，针对特定内容进行启发诱导，激发学生的求知欲望，使学生不但活跃了思维，而且接受了新知识，巩固了旧知识。但要想做好启发教学，教师必须下功夫深入研究教材，通过多种途径来调动学生学习的积极主动性，启发学生进行独立思考。
在每节课的教学过程中，教师不与学生进行互动，不仅使课堂气氛沉重，学生失去学习兴趣，而且教师也不了解学生对知识点的理解掌握程度。在教学过程中，可以采用课堂提问、组织讨论等方式，与学生进行互动和交流。采用讨论式教学方式不仅活跃课堂气氛，调动学生学习的积极性，而且能培养学生独立思考和积极思考的能力，实现教学质量的良好反馈。但要想组织好课堂讨论，教师首先要针对具体内容设计讨论主题，并且在讨论过程中应注重引导学生联系所学理论知识。
例如，对于零件的淬火热处理工艺而言，淬火工艺的合理选择有利于零件减少变形和开裂的倾向。因此，在“钢的淬火热处理工艺”这部分内容的讲解过程中，可以进行分组讨论，并且在讨论过程中教师加以引导。这样，大多数学生对淬火热处理工艺有了更深的理解，针对具体零件可以正确选择热处理工艺路线。
5 强化实践教学
热处理原理及工艺课程的教学目标之一即让学生灵活运用热处理工艺来解决实际问题，那么怎样提高学生理论与实际联系的能力呢？实验教学是解决这一问题很好的途径，通过实验教学环节，既可以培养学生理论联系实际的思维方式，提高学生的实践能力，反过来又可以促进理论教学效果的增强。
因此，为了培养学生理论联系实际独立解决问题的能力，在学时紧的情况下，仍安排实验8学时，实验学时占总课时的17%。并且，为了提高学生的积极主动性，将部分实验由演示性实验改为设计性实验，由学生自己动手完成实验的全过程。例如，钢的淬透性测定实验，原来为演示性实验，即材料的热处理过程由实验教师完成，仅由学生进行硬度测试并绘制硬度随深度变化曲线，确定硬化层深度，比较不同材料的淬透性。现在该实验为综合设计性实验，学生根据给定材料的化学成分，根据学习的理论知识，首先合理制定淬火工艺路线，然后在实验室独立完成热处理工艺操作，这一环节结束后再进行硬度测试、不同材料淬透性比较等过程。新方式能更好地调动学生学习的主动性，强化了学生对理论知识的理解。
另外，还可通过认识实习、生产实习等实践教学环节来弥补学校教学条件的不足，让学生走进企业，亲身感受实际生产环境，体验实际生产过程。并且在学生参观过程中，经验丰富的车间技术人员针对生产内容进行细致解说，引导学生把所学理论知识与实际生产过程进行结合，使学习的知识不断深化，从而大大提高该课程的教学质量。
6 结论
在热处理原理及工艺的教学中，应针对课程内容特点，通过以“趣”为主线，对教学内容进行改革，采用多媒体教学，启发式、讨论式教学方法及强化实践教学等方式，以激发学生学习的积极性和主动性，使学生更好地理解知识、掌握知识、灵活运用知识。
参考文献
[1]陆兴.热处理工程基础[M].北京：机械工业出版社，2008.
热处理工艺论文篇10
1. 9NiCrMo钢的性能特点
1.1高的强韧性
强度是结构钢的基本力学性能指标，其中屈服强度是构件设计的依据。9NiCrMo钢要求屈服强度不低于lOOOMPa，规格上板厚为lOmm-120mm。随着钢材强度的提高，产生脆性断裂的风险也相应增加，为了防止高强度钢发生低应力破坏，必须是塑性破坏时吸收能足够大，并且要求足够的塑性储备，因此对钢的韧性，特别是低温韧性提出来更高的要求，纤维断口100%上平台能Eshelf必须在50尺磅以上（6.9kg-M）。
1.2良好的焊接性
焊接性是海洋焊接工程用钢应用性能的重要指标。大型的海洋工程平台都是焊接而成的，例如我国刚刚服役的航母辽宁舰就是一个满载排水量6-7万吨的海上“移动飞机场”。不允许任何一处发生破坏[1]。因此，对焊缝、热影响区与母材等强度和韧性的要求是非常严格。特别是随着钢的强度提高（碳当量也随着提高），焊接越来越困难。且焊接过程大多在室外进行，容易引起焊接热影响区的冷裂纹和层状撕裂，因此获得性能优异的焊接接头十分重要。
1.3低的屈强比
钢的屈强比是指屈服强度和抗拉强度的比值。低的屈强比有利于加工成型，提高冲成率，有较高的结构可靠性，具有较大的抗塑形失稳破坏的能力。目前工程应用中，已经把钢的屈强比作为重要的设计依据，在工程安全性设计中，要求在裂纹产生之前具有一定的塑形变形的能力，这是防止发生突然断裂事故的先决条件。因此为了保证钢材具有足够的塑形变形储备，尽量降低钢的屈强比。
2.研究方法
2.1临界点测试与CCT曲线的测定
钢的临界点是制定热处理工艺的重要依据。将实验钢加工成尺寸为3X10mm的热膨胀实验，本实验采用Formastor-Fn全自动相变仪，测定钢的临界点、连续冷却转变曲线（CCT）。本文研究两相区二次淬火+回火（QQ'T）及循环淬火（QQT）的影响规律（如图1），并同调质（QT）工艺进行了对比。根据经验和实验相结合，选出最佳的热处理工艺，为工业试制提供可靠的理论和实验依据。
图1 9NiCrMo钢热处理工艺图
3.实验结果与讨论
测定9NiCrMo钢的临界点和连续冷却转变曲线对合理制定实验钢热处理工艺，研究其冷却转变过程中组织的变化规律，及工业试制中具有重要的理论实验依据[2]。根据本实验钢的临界相变点测试结果绘制的CCT曲线如图2所示。
图2 9NiCrMo试验钢的过冷奥氏体连续冷却转变（CCT）曲线
不同淬火温度对实验钢的力学性能及组织的影响。对于9NiCrMo钢采用QT和QQT进行热处理。通常这类钢的常规热处理是采用调质热处理方式（QT-淬火+回火），淬火能显著提高钢的强度和硬度，而回火消除淬火形成的残余应力，降低了位错密度，从而使得试验钢具有良好强韧性匹配。但是，这种热处理方式往往造成钢的回火稳定性较差，屈强比较高，实际工业生产难度大等不足。本论文了研究二次淬火（QQ'T）工艺，即在两相区增加一次淬火+回火，对9NiCrMo钢的热处理效果。在保证高的屈服强度和良好的低温韧性的基础上，进一步降低其屈强比，提高其回火稳定性。
对于试验钢分别用了淬火+回火的调质工艺（QT）、循环淬火+回火工艺（QQT）和两相区淬火+回火（QQ’T）工艺进行热处理 [3]。两相区淬火是在AC1-AC3之间增加一次淬火（Q'），在本实验过程中，根据相关文献调研确
定其二次淬火温度在710-780℃范围内，回火温度为500-590℃之间，淬火保温时间为一小时。
4.结束语
本文测定了 9NiCrMo钢的临界点和CCT曲线，并在此基础上系统开展了循环淬火加回火工艺、两次淬火加回火工艺与常规调质工艺对实验钢组织与性能的影响的研究，分析了其显微组织变化规律，探讨了其强韧化机理。
参考文献：
热处理工艺论文篇11
中图分类号： CA24 文献标识码：A 文章编号：1672-3791（2015）04（a）-0000-00
相对而言，《金属工艺学》是最具综合性的一门学科，其中包含金属的机械性能、金属冶炼、加工策略、热处理以及金属材料等，是中职机电专业一门重要的专业基础课，基于《金属工艺学》课程教学研究，为学生能力的培养作出积极贡献。
一、针对《金属工艺学》现状的分析
所谓金属工艺学，就是关于研究制造金属机件时所使用的工艺性方法[1]。其学科实质属于综合技术性学科，其主要研究的范围主要是：工艺方法的规律和机械制造时应用以及互相联系、金属机件加工工艺与结构的工艺性、金属材料的性能以及其对加工工艺所产生的影响、综合工艺方法较对等。当前，《金属工艺学》研究的现状主要体现在机械制造过程中金属的材料方面，包括热加工、热处理、铸造以及锻造、焊接、锻压等工艺方法与工艺的过程。
针对《金属工艺学》教学的主要策略分析
（一）重视绪论实践课程
一般而言，绪论是对课程的学习策略、学习目的、学习内容起到了总体介绍的作用[2]。教学中可以从不同时期针对金属的冶炼、材料、工艺以及加工历史等进行不断的改进，还要使学生懂得金工课程或金工实习课程的体现出的重要意义。与此同时，课程内容的重点应该建立在课程介绍的基础之上，考虑到到金工实习课程的内容存在跨度大的特点，要先从机械产品生产过程的方面充分对课程进行介绍，并促使内容各个章节的充分衔接，具体从以下两个方面进行生产过程的介绍。
图1 机械产品生产过程
参照图1进行了产品生产过程中每个工序的目的、特点、位置、内容和选用的原则等研究，由此以来会使学生在材料的选用原则、加工策略、热处理等内容及其作用具备基本的认识。同时，最具代表性的零件作为实例进行说明，可以发挥较好的理解功效，并有利于进一步促进教学。通过以上的分析可以得出结论，让学生对各个章节的内容感觉到丰富性，是具有典型的综合性，针对实际的情况灵活应用好知识来解决实际存在的问题。
（二）培养应用金工知识的能力
1.加强实践性环节
现阶段，学生对金工课程的相关内容缺乏感性的认识，甚至有的学生不曾了解或者是没有做到充分注意及认识，所以在听课之时产生空洞感和抽象感，也在课堂内容上存在很大难度的了解。对此，在热加工、热处理、铸造以及锻造等授课前期，要针对性的进行参观和学习，并做到现场教学。另外，金属冷加工科目要安排在工厂进行实地实习。这样以来才能增强学生听课能力，与此同时还能延伸学生的视角，避免由于实习期过长而带来感性知识的模糊。
2.课堂讲授中充分做到分析实例
通过实际的例子研究之后要进行对涉及到的工序位置、作用、以及生产方法等内容和知识的讲解和分析。课程教学中要着重把表达变为直观、通俗、易懂，并深入浅出进行对理论性知识的讲授和表达，更好的让学生所接受以此来增强学生的听课兴趣。另外，还要充分利用现代化教学设备进行《金属工艺学》教学，一般而言借助现代化教学设备能够使教学内容更为直观、易于比对。例如：在进行“热处理”的学习时，要利用学生在观察中碰到的主要问题作为题目，以下以某厂的生产过程为例，其冷冲压成型的工艺大致为：图2和图3所示。
图2 冷冲压成型工艺
图3 冷冲压成型工艺
通过对图2和图3的观察可以看出，各个工序在作用以及热处理方面均获得了组织，从而运用实例教学对学生进行内容的讲解，激发并增强学生的兴趣，避免课程的枯燥[3]。
结论：
综上所述，进一步明确了《金属工艺学》实践性和理论性的重要性，为了能够让学生正确合理的运该科目理论的知识解决实际中的问题，并在教学实践中培养学生的应用知识能力，更是一项重要的环节。本文正是通过从《金属工艺学》教学策略出发，着重从培养金工学习的意识、能力方面阐述在教学中加强理论联系实际的教学方法。
参考文献：
热处理工艺论文篇12
由于主要生产设备状况未知，因此在工艺设计前采用逆向工程，利用执行标准和图纸技术要求反推制造工艺。机车一系弹簧执行标准为TB/T 2211-2010《机车车辆悬挂装置钢制螺旋弹簧》
1.工艺方案的确定
热成形弹簧的主要制造工艺为端部加热制扁、加热、卷制及校整、热处理、喷丸处理、立定处理、磨削断面、检验、表面除锈处理 [1] 。一系弹簧的制造和以前的主要区别在端部加热制扁和卷制上，而工艺试验的重点则在弹簧刚度和热处理方面。
2.工艺试验
2.1 弹簧刚度试验
根据圆柱螺旋压缩弹簧的刚度公式 ，D、d、n对弹簧的刚度都有影响。该弹簧内经只有2mm公差，而回弹将近0.5mm，于是内径取中间值，以方便调整刚度；同一批弹簧的料径波动很小，工艺上无法用该值调整刚度。因此能改变刚度的只有有效圈，而反映到具体的参数就是展开长度。通过上述公式计算，弹簧的有效圈数为7.8，总圈数为9.3。根据展开长度公式计算，展开长度应为5160。根据PRO-E模拟，两边制扁后总长度增加210，因此材料的总长度为4950，取整为5000。根据上述确定的参数进行了试卷制后发现，刚度偏高超过了要求，因此增加圈数修正下料长度。第二次更改下料5040，碾尖后展开总长为5240，进行了试卷制后，刚度符合要求，具体数据见表2。
由于弹簧受压力压缩后，弹簧的有效圈会逐渐减少，弹簧的刚度会逐渐增加，因此表2中根据理论计算的第一次刚度试验偏差都为正偏差，且超过20，即实际测量值大于理论计算值。而根据试验数据合理的第二次试验，其有效圈为8，总圈数为9.5。
2.2 弹簧热处理试验
该试验的目的除了完成硬度试验外，还必须兼顾脱碳层深度的要求。
2.2.1 弹簧硬度
在进行卷簧试验时发现，卷簧后弹簧的余温在（790～820）℃之间，仍在奥氏体温度下，从理论上，存在余热淬火的可能。根据高温形变热处理的理论：将钢加热到稳定奥氏体区保持一段时间，在该状态下形变，随后进行淬火以获得马氏体组织的综合热处理工艺【2】。试验后，确定了保温温度为985℃，保温40min后卷制，卷制后利用余热淬火，回火温度为450℃，保温90min的热处理制度。单从晶粒度上看，利用余热进行淬火回火后，晶粒度为8级，而普通的热处理晶粒度为7级，高温形变热处理晶粒更细，强度更高。
2.2.2 脱碳层深度
通常氧化膜是疏松的，尤其是工业条件下形成的氧化膜，因此CO的挥发较为容易。脱碳虽然发生在表面层，但是碳显然来自于快速的晶界扩散；尽管脱碳是表面现象，胆不存在脱碳层的内边界。“脱碳深度”的测量在工业上被用来表征钢的状态，因此引入主观因素，需要判断脱碳层的内边界。【3】
根据菲克第二定律，将脱碳看作两端成分不受扩散影响的扩散偶：
初始条件：t=0 ，
边界条件：t>0 ，
【4】
其中 【4】
D0为2.0×10-5m2s-1，R为8.314Jmol-1K-1，Q为140000Jmol-1【4】，在T=（273.15+985）K计算得出D为3.08×10-11 m2s-1。
从上式可以看出，如果在整个加热过程中，环境和材料的含碳量一样，那么将不会发生脱碳现象。实际并非如此，即使使用气氛保护加热，在开炉门的瞬间以及受炉子密封性的影响，其环境碳含量会瞬间降低，为了更好的计算，先将环境的含碳量定为0.2%进行计算，将材料含碳量从0.6%将为0.5%定义为脱碳，分别计算保温10min、20min、30min、40min距离表面0.2mm处的含碳量。计算结果如下：
由上述计算可知，在加热过程中加热炉中的碳含量保持在0.3%以上，0.2mm处就不会发生“脱碳现象”，当炉中气氛在0.2%时，若加热时间超过20min，就会发生“脱碳”。鉴于此，我们根据炉内碳势的上升速度，将炉内的碳势设定为0.6%，将装炉的碳势控制在0.2以上，20min以内碳势增加到0.4以上，这样可以确保整个加热过程中，弹簧的脱碳不会超过0.2mm。按上述工艺进行制造的弹簧，其脱碳层深度检测都小于0.2mm。
3.结论
（1）利用余热淬火，高温形变热处理可以在弹簧热处理中运用。
（2）高温形变热处理对60Si2CrVA的性能和普通淬火相比有区别，目前只能看出晶粒度更细，其他究竟影响多大，还需进一步的试验。
（3）弹簧刚度理论计算时，应考虑弹簧中径的回弹及弹簧在压缩过程中有效圈数的减少。
（4）用菲克第二定律可以定量的估算弹簧脱碳层深度，指导卷簧炉碳势控制的工艺参数。
参考文献：
热处理工艺论文篇13
渗碳预备热处理；温度；晶粒；变形
1概述
渗碳预备热处理的目的是为了细化晶粒，获得均匀的金相组织，以及渗碳前的预变形为后续的渗碳工序做好前期准备。预备热处理工艺的好坏会直接影响到渗碳后工件的组织及变形的大小[1]。目前大部分产品采用的预备热处理工艺为工序最复杂的正火+调质，消耗能源大且工期较长，严重影响生产周期。该项目研究的意义在于找出不仅满足产品质量要求且节省能源以及缩短工期的最合适的预备热处理工艺。
2工艺原理
渗碳预备热处理的工艺原理为把工件加热到相变点AC3100～150℃以上并保温一定时间，使之充分奥氏体化，然后采用不同的冷却方式及冷却速度进行冷却，获得较均匀的平衡组织，以达到改善晶粒度，获得合适的切削硬度，同时为渗碳做组织准备，达到以减小热畸变的目的[2]。
3工艺方案
3.1预处理温度
根据生产实际情况，预备热处理前有部分工件因冶金或锻造问题存在类似带状组织的偏析成分，这种偏析在渗碳淬火时会因组织转变不同时造成工件的变形或开裂。所以在预备热处理时，需要较高温度（Ac3+150~200℃，一般渗碳钢温度≥920℃）并保温一段时间来改善组织的偏析。
3.2细化晶粒
渗碳件渗碳钢的采购标准要求本质细晶粒钢即晶粒度≥5级，但渗碳淬火后对马氏体有严格的要求（马氏体≤4级），对应的晶粒度为≥8级[3]。渗碳淬火具有一定细化晶粒的作用，但并不能满足上述要求，所以渗碳淬火前预备热处理的细化晶粒作用非常重要。由于晶粒的形核率及线生长速度与温度及加热速度成正比且随温度的不断升高形核速度远大于线生长速度，因此细化晶粒的原则为高温（≥920℃）短时间保温、快速加热。
3.3工件变形原因
导致工件变形主要由热应力以及组织应力引起。热应力为由于工件尺寸较大，在加热（冷却）过程中由于表里加热（冷却）速度不一致，热胀冷缩所导致的应力。组织应力为在加热（冷却）过程中，工件横截面上由于组织的不同时转变，且不同组织比体积不同的原因导致的应力。上述两种应力为工件变形以及开裂的主要原因，因此在渗碳淬火前需保证组织的均匀性。综上所述，预备热处理工艺选择的关键点为高温、快速加热、短时间保温及组织均匀。针对以上几点制定了新的预备热处理工艺高温调质，如图1所示。
4工艺实施
（1）首先对毛坯试验件进行优化后预备热处理，装炉方式以及工艺参数完全执行工艺说明卡，避免人为因素对试验结果所造成的影响。
（2）当预备热处理结束后，将试验件加工成Ф380±0.15/Ф200×50±0.15的圆饼类待渗碳试验件，并要求表面磨削处理，Ra≤0.8。
（3）对待渗碳试验件进行同一工艺的渗碳处理，通过分析渗碳后的金相组织、晶粒度、硬度梯度及变形情况，综合讨论优化后的预备热处理工艺是否适合我公司生产现状。
5结果分析
渗碳后心部为细针状回火马氏体，按JB/T6141.3-92评级为1级，如图2所示。渗碳层为细针状马氏体+残留奥氏体，按JB/T6141.3-92评级为2-3级，如图3所示。晶粒尺寸平均为13.60μm，按GB/T6394-2002评级为9级，如图4所示。符合渗碳件技术条件，马氏体≤4级，心部组织≤4级的要求，硬度梯度如图5所示。且渗碳后工件变形较小各项指标均＜0.20mm，符合我公司渗碳后齿轮变形加工要求。部分变形数据见表1。
6结论
新预备热处理工艺高温调质与之前的正火+调质相比较，能源消耗降低26.9%，生产周期减少25.6%。实践证明，预备热处理工艺高温调质完全能够适应我公司生产现状且减少了生产周期，降低了能源消耗。
参考文献：
[1]张龙.渗碳钢的预备热处理.金属热处理，1995
