章敬保+2014201044+高等材料力學性能期末

1、 高等材料力學性能期末報告 氣體多元共滲滲層的力學性能研究 姓 名： 章敬保 學 號： 2014201044 班 級： 14級碩士2班 專 業(yè)： 材料學 聯(lián)系方式：任課老師： 戴光澤 教授 2015 年 6 月目 錄1 前言2 多元共滲技術2.1 多元共滲的原理2.2 多元共滲的特點及運用3 多元共滲滲層的結構與力學性能3.1 多元共滲滲層的結構3.2 多元共滲滲層的力學性能3.2.1 多元共滲滲層的結合力43.2.2多元共滲過程中產(chǎn)生的殘余應力及其分布53.2.3 多元共滲滲層的硬度與脆性73.2.4 多元共滲滲層的塑性93.2.5 多元共滲滲層的耐磨性93.2.6

2、 多元共滲滲層的疲勞性能23.2 .7多元共滲處理后材料的抗彎性能174 總結1參考文獻：31 氣體多元共滲的力學性能研究1 前言材料是制造業(yè)乃至于整個國民經(jīng)濟的基礎,金屬材料又是材料領域中最重要的組成部分。據(jù)統(tǒng)計,在金屬材料構件中,80%以上是因為表面失效而報廢的。因此,提高零部件的表面強度、耐磨損及耐腐蝕性能,是延長零部件使用壽命、合理配置性能、保證系統(tǒng)穩(wěn)定性的關鍵。金屬的腐蝕己給人類帶來巨大的經(jīng)濟損失1,現(xiàn)在已有多種有效的保護措施,既有滲碳、滲氮及氣體多元共滲等傳統(tǒng)工藝,又有利用等離子體、高能束、化學鍍等進行表面改性的先進技術,其中氣體多元共滲就是以提高工件的表面性能為目的,不斷得到發(fā)展

3、的一種材料表面改性技術。自多元共滲工藝問世以來，國內(nèi)外大量研究者對多元共滲工藝的機理進行了不斷的探索，以期獲得更好的滲層以及更簡易的操作方法。但目前國內(nèi)外對多元共滲的力學性能報道很少。另外，由于多元共滲滲層一般薄而脆，因此人們應該重視這方面的研究，多元共滲處理后的材料具有高的耐磨性，高的抗疲勞性，高的硬度等優(yōu)良性能，但由于表面脆性嚴重阻礙了多元共滲技術在高應力條件的使用。但是，為了獲得性能更優(yōu)異的滲層，本報告對多元共滲滲層的力學性能進行了深入的研究，這對多元共滲工藝的推廣應用有著十分重要的意義。2 多元共滲技術2.1 多元共滲的原理低溫氣體氮碳共滲時,氮原子首先溶入a鐵中,形成含氮a相,當a相

4、含氮量達到一定飽和度時,氮與鋼中元素形成彌散的氮化物,它們的穩(wěn)定性、硬度、熔點都很高,對滲層起彌散硬化作用,這就是擴散層。當這個過程完成以后,首先在過飽的a相表面發(fā)生晶格改組,形成面心立方結構的Y相核心,并逐步沿表面擴散成層狀Y相,并布滿整個工件表面。隨著滲氮過程的繼續(xù),Y相外側(cè)形成六方晶格的晶核。密排六方點陣的相長大速度是各向異性的,氮原子擴散方向與長大方向一致的晶粒得到發(fā)展,其他方向長大的晶粒被抑制,最后生成柱狀相化合物層2。氮碳共滲是在低溫范圍內(nèi)進行的。碳原子在a鐵中的擴散速度稍高于氮原子,但碳原子在a鐵中的固溶度卻低于氮原子的固溶度。因此,在氮碳初期,碳在工件表面迅速達到飽和,并析出超

5、顯微的碳化物,這種碳化物對滲氮起觸媒作用,促成氮原子的吸收。當?shù)釉赼鐵中達到飽和而生成相和Y相時,這兩個相中都能溶解相當多的碳, 相能溶質(zhì)量分數(shù)為3.8%左右的碳,Y相也能溶質(zhì)量分數(shù)為0.2%左右的碳,這就為碳的進一步滲入創(chuàng)造了條件。由于氮原子和碳原子的這種相互促進作用,使共滲速度得到很大提高3。氣體多元共滲就是在特定的溫度下,將含有多種元素的氣體通入爐內(nèi),使氣體在特定溫度下分解并產(chǎn)生大量所需要共滲元素的活性原子,這些活性原子吸附到工件表面,并與工件表面的金屬原子反應生成化合物,隨著工件表面吸附活性原子濃度的增加,導致表面活性原子逐漸向工件內(nèi)部擴散,最終形成一定厚度的滲層,實現(xiàn)多種元素的同

6、時滲入,達到改變材料表面性能的目的4、5。N、C、O、S多元共滲是指工件在含有氮、碳、氧、硫的氨氣和添加氣的氣氛中加熱(600-700),保溫一定時間(2-3h左右),實現(xiàn)N、C、O、S多種元素的同時滲入6。該工藝也是以滲氮為主,同時滲入其它元素進一步提高材料的性能。多元共滲與氮碳共滲很相近,其主要應用材料也是碳素結構鋼、低合金鋼、工模具鋼、不銹鋼、鑄鐵、粉末冶金等材料7。2.2氣體多元共滲的特點及應用目前生產(chǎn)中廣泛使用共滲工藝,如C-N、N-C、C-Al二元共滲,S一N一C、C-N-B三元共滲等。某些共滲工藝不僅可以提高滲層的形成速度,而且可改善或提高滲層的性能。例如,C-N共滲或N-C共滲

7、與單一的滲C或單一滲N比較,具有滲速快和滲層性能好的優(yōu)點。由于氮的滲入使鋼的臨界點(Al、A3)下移,可以適當降低淬火溫度,提供了進一步減少淬火變形的可能。氮的滲入還使淬透性增加,所以除合金鋼,碳素鋼也可以實施氮碳共滲及油淬處理,從而提高硬度和表面耐磨性。這兩個特點也正是該技術被廣泛應用的原因。氮碳共滲是在相變點A1以上的溫度下把碳和氮同時滲入工件表面的化學熱處理工藝。其方法有液體氮碳共滲和氣體氮碳共滲。液體氮碳共滲是把工件浸人以氰化鈉為主要成分的鹽浴中,然后在油中淬火的工藝。氣體氮碳共滲是在添加了氨氣或滲氮性化合物的滲碳氣氛中進行的。氣體碳氮共滲的優(yōu)點是8-11:(1)氮的滲人使鋼的相變點A

8、1降低,因此可以采用比滲碳更低的淬火溫度淬火,從而減小淬火變形;(2)氮的滲人使共滲層的淬透性提高,因此,即使是碳素鋼也比較容易淬火,此外,冷卻速度可以放慢,因此對減小淬火變形和防止淬火開裂極為有利;(3)與滲碳相比,表面硬度和硬化層的均勻性都比較好;(4)形成碳黑較少,工件表面呈光亮狀態(tài)。氣體碳氮共滲工藝對材料的適用面非常廣泛,一般的鋼鐵材料和部分非鐵金屬(如欽、欽合金及鋁合金等)均可進行氣體碳氮共滲處理,主要應用于低合金鋼制造的重、中負荷齒輪。試驗證明,氣體氮碳共滲層不僅比滲碳層有較高的耐磨性,而且兼有一定的耐腐蝕性、較高的耐疲勞強度和抗壓強度。此外,氣體氮碳共滲還具有加熱溫度低、零件變形

9、小、生產(chǎn)周期短等優(yōu)點。3多元共滲滲層的結構與力學性能3.1多元共滲滲層結構 （c）×1000 圖一 氣體多元共滲處理的金相組織照片從圖1可以看出,氣體多元共滲層呈多層結構,從表層到心部依次為:氧化物層,呈灰黑色帶狀;過渡區(qū),呈灰色點狀多元化合物層,為灰黑色點;柱狀晶區(qū),為灰色塊狀;等軸晶固溶區(qū),白亮塊狀,有明顯晶界;過渡區(qū),依次分為富碳區(qū)和擴散層兩部分，其中富碳區(qū)呈黑色;擴散區(qū)為等軸晶接近基體;基體,包括珠光體和鐵素體,珠光體為黑色塊狀物,鐵素體為灰白色部分。3.2多元共滲滲層的力學性能3.2.1 多元共滲滲層的結合力 滲層與基體材料的結合力是衡量多元共滲質(zhì)量的重要指標之一，它表示的

10、是滲層與基體金屬的結合強度，即單位表面積的滲層從金屬上剝離所需要的力，是一項重要的力學性能指標。如果結合強度不好，即使?jié)B層的其它性能再好，也難以達到運用的目的。試驗采用硬質(zhì)鋼刀在多元共滲樣品表面相距2mm處劃傷兩根平衡線（劃痕試驗），如果兩條平行線之間的滲層沒有發(fā)生明顯的從基體上剝落的現(xiàn)象，則說明滲層與基體結合良好。 圖2 劃痕試驗樣品中的平行線之間的滲層并沒有發(fā)生明顯的剝落，說明多元共滲滲層與基體的結合力良好。由于鋼進行氮化時，在a相的氮化濃度達到飽和后，氮就與其親和力大的元素起作用，如AL形成氮化鋁。再繼續(xù)滲氮時，a相才轉(zhuǎn)化為Y相和相。其中a相位氮原子在a-Fe中的間隙固溶體，Y是氮在Y-

11、Fe的間隙固溶體，Y是成分可變的鐵與氮的化合物。所以其滲層結合力良好。3.2.2 多元共滲過程中產(chǎn)生的殘余應力及其分布殘余應力是當物體沒有外部因素作用時，在物體內(nèi)部保持平衡而存在的應力。分為熱應力、相變應力、收縮應力。殘余應力對構件有很大的影響，如嚴重影響結構的疲勞強度、抗脆斷能力、抵抗應力腐蝕開裂和高溫蠕變開裂的能力。一般表面形成壓應力對材料的疲勞影響是有益的。1) 多元共滲過程中產(chǎn)生的殘余應力多元共滲過程中并不伴隨馬氏體轉(zhuǎn)變，所以產(chǎn)生應力的機理與淬火不同。產(chǎn)生應力有兩種原因：一是多元共滲過程中形成氮化層，氮化層的比容比基體材料大二是氮化層的熱膨脹系數(shù)比基體材料大因為多元共滲后一般為空冷，所

12、以熱膨脹系數(shù)的影響是次要的。主要分析表層組織變化產(chǎn)生的應力。見表1 表1 多元共滲中殘余應力產(chǎn)生過程與分布特點類型 氮化初期氮化后期類型氮化初期氮化后期表層變形基本不變表面膨脹表面應力基本為零壓應力心部變形基本不變基本不變心部應力基本為零拉應力根據(jù)晶體結構可以計算出Fe3N比容為0.146cm3/g;鋼基體的比容約0.128 cm3/g,可見化合物層的比容高于鋼基體，所以氮化后表面一般是壓應力12。實際測試結果見表2 表2 不同材料經(jīng)多元共滲后彎曲疲勞強度與殘余應力數(shù)據(jù)工藝層滲/cm彎曲疲勞/Mpa表面壓應力/Mpa材料鹽浴硫氮碳共滲0.22555-34145鋼氣體氮碳共滲0.2254045鋼

13、離子滲氮0.20452-24445鋼氣體滲氮0.43595-7845鋼沒有處理40045鋼鹽浴硫氮碳共滲0.18186-243QT600-3氣體碳氮共滲0.16184-243QT600-3離子滲氮0.15176-122QT600-3氣體滲氮112QT600-3沒有處理112QT600-3離子滲氮0.45725-12225Cr2MoV沒有處理52625Cr2MoV測量殘余應力的方法有許多，如盲孔法殘余應力測量、磁測法殘余應力測量、電阻應變法、X射線衍射法等。近來已有較精密的X射線衍射儀，已經(jīng)能較精確的測定滲層應力，但使用并不普遍。2) 殘余應力的分布圖 3為 X 射線測得的滲氮后試樣縱向（彎曲應

14、力作用方向）殘余應力沿深度的分布。這里，殘余應力的測定條件是使用 Cr-K(Fe(211 面)，在 40kV 管電壓、40mA 管電流、100m 視準儀直徑的條件下，利用位置靈敏正數(shù)計數(shù)管(PSPC，position sensitive proportional counter)型檢出器的 sin2 法進行的。沿試樣深度方向的殘余應力測定是通過對試樣表面進行電解研磨，逐次除去試樣表面的硬化層進行的。如圖所示，表面氧化物層的壓縮殘余應力約 250 MPa；化合物層的壓縮殘余應力約為 500 MPa；隨著深度的增加，擴散層壓縮殘余逐漸減小，當深度增加到500um后，殘余應力基本消失12。 圖3 殘

15、余應力的分布 3.2.3 多元共滲深層的硬度與脆性材料局部抵抗硬物壓入其表面的能力稱為硬度。固體對外界物體入侵的局部抵抗能力，是比較各種材料軟硬的指標。由于規(guī)定了不同的測試方法，所以有不同的硬度標準，分為洛氏硬度、顯微硬度、布氏硬度等。脆性是指當外力達到一定限度時,材料發(fā)生無先兆的突然破壞,且破壞時無明顯塑性變形的性質(zhì)。脆性材料力學性能的特點是抗壓強度遠大于抗拉強度,破壞時的極限應變值極小。磚、石材、陶瓷、玻璃、混凝土、鑄鐵等都是脆性材料。與韌性材料相比,它們對抵抗沖擊荷載和承受震動作用是相當不利的?！?.多元共滲深層的硬度室溫下氮化物組織由表到里為相 相+ Y相 Y相 Y相+相。多元共滲處理

16、后，材料的表面硬度顯著提高。滲氮層的高硬度是由于表面形成了相、過飽和氮對a-Fe的時效強化、滲氮擴散過程中合金元素與氮的交互作用，滲氮鋼的合金氮化物沉淀強化所致。多元共滲的硬化本質(zhì)為：氮化物以非常細小的硬質(zhì)點均勻的分布在回火索氏體基體上，起彌散強化的效果。30Cr2MoV在不同溫度下多元共滲處理后樣品的截面硬度分布如圖4. 圖430Cr2MoV在不同溫度下多元共滲處理后樣品的截面硬度分布由圖 4 可以看出，經(jīng)過共滲處理后樣品表面的硬度可達 730 HV 以上，經(jīng)過 570 ，2 h 共滲處理后的樣品表面硬度甚至高達 750 HV，在距表面200 m 處硬度依然在 430 HV 以上。另外，從圖

17、 4還可以看出，最表層硬度較低。這是由于滲層最表面覆有一層疏松的氧化層，該氧化層硬度很低，所以造成低頭現(xiàn)象，硬度曲線也很符合金相照片的規(guī)律，白亮層主要是化合物層，硬度最高。往里為擴散層，擴散層為氮在a-Fe中的固溶體，所以硬度較基體高。另外，隨著多元共滲處理溫度的升高，表面最高點硬度下降，硬化層深度增加。同時，處理溫度的升高也使得基體硬度下降，影響到了基體的性能13。2多元共滲滲層的脆性在滲層中，易在滲層表面易形成三相共存的多相組織（相、相、相）。由于各相的比容相差較大，所以當有多相共存時，就會使?jié)B層變脆。滲層脆性大嚴重阻礙了多元共滲工藝的運用，因此不能用于承受應力大的工作環(huán)境中。氮化層脆性等

18、級標準見圖5. 圖5氮化層脆性等級標準3.2.4多元共滲處理后的材料的塑性根據(jù) GB/T228 2002金屬材料 室溫拉伸試驗方法 標準，對 30Cr2MoV 鋼原材料和不同工藝多元共滲處理的試樣進行拉伸試驗，材料經(jīng)各種方法處理后其拉伸試驗數(shù)據(jù)見表 3 表3 30Cr2MoV經(jīng)不同工藝處理后的拉伸試驗結果試驗結果表明，通過共滲處理后，材料的彈性模量、抗拉強度、屈服強度均得到提升。特別是經(jīng)過590 ，2 h 共滲處理使得強度提高最大，由于材料表面得到強化，因此使得斷面收縮率和延伸率下降。3.2.5多元共滲滲層的耐磨性耐磨性指，它以規(guī)定摩擦條件下的磨損率或磨損度的倒數(shù)來表示，即耐磨性=dt/dV或

19、dL/dV。主要由磨粒磨損，粘著磨損（膠合），疲勞磨損（點蝕），腐蝕磨損。磨損指摩擦體接觸表面的材料在相對運動中由于機械作用，間或伴有化學作用而產(chǎn)生的不斷損耗的現(xiàn)象。它是摩擦學研究的重要內(nèi)容，也是機械零件失效的主要原因之一。1) 耐磨性比原材顯著提高對不同多元共滲處理工藝下的40Cr材料進行耐磨性分析，結果見圖6、圖7、圖8.圖6摩擦因數(shù)曲線圖7原始40Cr磨損后形貌（50×） 圖8 處理后40Cr磨損后形貌（50×）在相同的摩擦條件下對材料的摩擦因數(shù)進行測量,結果如圖6所示。從圖中可以看出,經(jīng)過處理后的40Cr摩擦因數(shù)比未處理過的40Cr摩擦因數(shù)大大降低,且在一定溫度范圍

20、內(nèi)溫度越高,摩擦因數(shù)越小,這是因為經(jīng)過氣體多元共滲后材料表面硬度顯著增加,摩擦時抗機械損傷性能提高,因此材料的耐磨性能得到較大改善。圖7中未經(jīng)過氣體多元共滲材料表面由于硬度較低且其塑性較好,表面可觀察到磨損過程中塑性變形的痕跡且磨損面粗糙;圖8中經(jīng)過氣體多元共滲材料表面光滑,但因為韌性很低,磨損過程中滲層易形成裂紋,產(chǎn)生剝落,加速材料的磨損。綜上所述,隨著多元共滲處理溫度的升高,材料表面摩擦因數(shù)減小,材料的耐磨性也得到相應提高17。耐磨性是材料在一定摩擦條件下抵抗磨損的能力。如果簡單地把磨屑脫離母材的現(xiàn)象視為原子鍵被破壞的結果,而材料的硬度又與它的鍵能直接有關。因此可以用硬度來衡量材料抵抗其表

21、面層機械損傷的性能。D Tabor曾用簡單的公式表示金屬材料硬度(H)與屈服強度(Ry)之間的關系,即H=CRy,其中C為常數(shù)14 -16。通過氣體多元共滲后的40Cr表面形成硬度呈梯度變化的滲層,并隨著處理溫度的提高硬度也相應增加,同時滲層中存在的第二相強化粒子(碳化物)也能較大地提高材料的耐磨性能17。2) 多元共滲滲層與其他表面強化層抗擦傷能力比較表4 列出了不同速度下各種表面強化層抗擦傷性能的實驗結果。可以看出硫氮碳共滲層在兩種轉(zhuǎn)速（400r/min、200r/min）下的抗擦傷能力都最佳。這是由于摩擦表面生成了良好的硫化物而不宜粘著的緣故。 表4 各種表面強化層抗擦傷性能比較六種強化

22、工藝如下：1. 硫氮碳共滲：采用標準鹽浴硫氮碳共滲工藝，處理溫度為565；2. 鍍Cr：采用標準工業(yè)鍍Cr工藝，鍍層厚度為100-150um；3. 滲Ti:采用鹽浴滲Ti工藝，處理溫度為1020-1030；4. PVD TiN:用離子鍍方法沉積TiN;5. 噴Mo：噴Mo工藝為氧氣流量和乙炔流量分別為960L/h和480L/h;6. 磷化：磷化處理溫度為96±2，時間10min,磷化厚度為4±1um。3.2.6 多元共滲處理后材料的疲勞性能機械零件，如軸、齒輪、軸承、葉片、彈簧等，在工作過程中各點的應力隨時間作周期性的變化，這種隨時間作周期性變化的應力稱為交變應力（也稱循環(huán)

23、應力）。在交變應力的作用下，雖然零件所承受的應力低于材料的屈服點，但經(jīng)過較長時間的工作后產(chǎn)生裂紋或突然發(fā)生完全斷裂的現(xiàn)象稱為金屬的疲勞。疲勞強度是指材料在無限多次交變載荷作用下會產(chǎn)生破壞的最大應力，稱為疲勞強度或疲勞極限疲勞破壞是機械零件失效的主要原因之一。據(jù)統(tǒng)計，在機械零件失效中大約有80%以上屬于疲勞破壞，而且疲勞破壞前沒有明顯的變形，所以疲勞破壞經(jīng)常造成重大事故，所以對于軸、齒輪、軸承、葉片、彈簧等承受交變載荷的零件要選擇疲勞強度較好的材料來制造。a) S-N曲線疲勞試驗使用日本 RB4-3150-V1 懸臂梁型旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實驗機,在室溫空氣中進行，加載頻率為 52.5 Hz，加載的目標

24、周次為 109。試樣折斷后，使用日立 S-2150 掃描電鏡（SEM）對試樣的斷口進行了詳細觀察。 疲勞試驗的試樣尺寸如圖9.疲勞實驗獲得的S-N曲線如圖10所示。未處理與滲氮處理試樣的S-N曲線均由傾斜線段和水平線段組成。兩試樣在107周次后不出現(xiàn)疲勞破壞，因此具有傳統(tǒng)的疲勞極限。當分別去除試樣表面氧化物層和滲氮化合物層后，試樣的S-N曲線由斜線-直線形狀向臺階下降形狀轉(zhuǎn)變，其疲勞破壞在107周次后仍然發(fā)生，不存在傳統(tǒng)的疲勞極限。此外，滲氮處理試樣，去除表面氧化物層、化合物層試樣的109周次的疲勞強度分別提高了120%，130%和145%?？梢?，滲氮處理后，擴散層的抗疲勞性能最好，化合物層次

25、之，而氧化物層稍差。 圖9 疲勞試樣的尺寸 圖10 S-N曲線b) 斷口觀察 試樣疲勞裂紋萌生位置的 SEM 觀察結果如圖 11 所示。未處理試樣的疲勞裂紋起始于試樣表面的晶體滑移，當加載應力較低時，疲勞裂紋萌生于單一位置（見圖 11（a），否則萌生于多個位置；滲氮處理試樣的疲勞裂紋起始于試樣表面的氧化物層，其疲勞破壞是由氧化物層破裂形成的缺口應力集中引起（見圖11（b）。當分別去除表面氧化物層和化合物層后，大約在 106周次前，疲勞裂紋均起始于試樣表面，否則，分別起始于次表面化合物層與擴散層之間（見圖 11（c）和內(nèi)部組織（見圖 11（d）。起始于組織的疲勞破壞，在裂紋起始位置周圍形成“魚眼

26、”特征（見圖 11（e）。 圖11 疲勞裂紋萌生位置的SEM觀察從圖可以可以看出，滲氮處理后形成的三種不同組織的表面層對材料的疲勞性能和破壞形式的影響不同。c) 試樣表面層的合應力圖 12 為對滲氮處理試樣加載后試樣的內(nèi)應力分布示意圖。由于加載的彎曲應力幅范圍（580MPa）大于實驗材料的循環(huán)屈服強度（303MPa），因此，距試樣表面一定深度范圍材料將發(fā)生循環(huán)屈服，此時超出屈服強度的加載應力將由強度較高的擴散層和化合物層承擔，這樣，加載的彎曲應力引起的材料表面層的內(nèi)應力與壓縮殘余應力疊加后的合應力分布成為圖中實線所示狀態(tài)。由圖可知，試樣表面氧化物層所受合應力最小，化合物層所受合應力均值最高，擴

27、散層所受合應力均值居中。 圖12 加載后試驗內(nèi)應力分布示意圖d) 多元共滲處理后材料的疲勞性能影響因素1) 表面氧化物層的影響 由于表面氧化物層由 Fe3O4和 Fe2O3組成，其強度較低，在圖 12 所示的合應力作用下，氧化物層將在疲勞過程的初期開裂，并導致環(huán)形缺口應力集中，造成多起點疲勞裂紋擴展，使材料的疲勞強度和壽命下降。當除去表面氧化物層后，缺口效應消失，具有高硬度的化合物層的抗疲勞裂紋萌生的能力增加，使材料的疲勞強度和壽命有所提高。 2) 表面化合物層的影響 當除去表面氧化物層后，材料的缺口效應被消除，此時材料表面附近的合應力最大。在 107周次前，疲勞裂紋萌生于材料表面，S-N 曲

28、線在 106107周次間具有平臺。隨著應力幅值的降低，當加載次數(shù)超過 107周次后，萌生表面裂紋的疲勞破壞不再發(fā)生，疲勞裂紋萌生位置向化合物層與擴散層之間轉(zhuǎn)移。這可能是在化合物層與擴散層之間存在組織不連續(xù)引起的應變集中的影響，這一點從化合物層向擴散層過度位置硬度分布變化可以推斷?？梢姡衔飳拥拇嬖?，導致表面和次表面兩種裂紋萌生機制的發(fā)生，化合物層與擴散層相鄰處成為材料抵抗超長壽命疲勞的薄弱位置。由化合物層引起的次表面破壞是否具有疲勞極限目前尚不清楚。 3) 表面擴散層的影響 當除去表面化合物層后，材料的疲勞性能由表面擴散層控制。由于擴散層中氮鐵化合物、氮原子和碳原子固溶沉淀相的存在，使材料的

29、硬度和強度增加。擴散層與基體硬度的均勻過渡排除了組織不均勻?qū)α鸭y萌生的影響。保留化合物層的試樣在低于傳統(tǒng)疲勞極限（表面裂紋萌生或擴展的下限界）以下的應力幅作用的。 從上分析得出：1. 未處理試樣具有傳統(tǒng)的疲勞極限，其疲勞破壞是由材料表面晶體滑移引起；滲氮處理后，試樣同樣具有傳統(tǒng)疲勞極限，其疲勞極限較未處理試樣提高了 120 %，疲勞破壞由試樣表面氧化物層開裂后形成的環(huán)形缺口應力集中引起18。2. 除去表面氧化物層后，疲勞強度和壽命相應提高。在 107周次前，疲勞破壞起始于化合物層的表面，材料具有傳統(tǒng)疲勞極限。隨著加載應力幅值的降低，在超過107周次的超長壽命區(qū)，疲勞裂紋萌生位置由試樣表面向化合

30、物層與擴散層之間轉(zhuǎn)移，試樣的 S-N 曲線出現(xiàn)兩段彎折的現(xiàn)象，試樣的疲勞極限消失19。3. 除去化合物層后，疲勞強度和壽命進一步提高，在 107周次前，疲勞破壞起始于擴散層表面，材料具有傳統(tǒng)疲勞極限。隨著加載應力幅值的降低，在超過 107周次的超長壽命區(qū)，疲勞裂紋萌生位置由試樣表面向未受滲氮處理影響的基體組織轉(zhuǎn)移，試樣的 S-N 曲線同樣出現(xiàn)兩段彎折的現(xiàn)象，試樣的疲勞極限消失。這種內(nèi)部破壞是因基體材料的抗力不足因起。4. 滲氮處理形成的擴散層抗疲勞性能最強，化合物層次之，氧化物層相對較弱。 3.2.7多元共滲后的抗彎性能抗彎強度是指材料抵抗彎曲不斷裂的能力，包括抗彎強度bb和彎曲繞度。試樣品（

31、35 × 3 × 4）標準如圖13所示?？箯潖姸葴y試分為三點彎曲和四點彎曲。每個點要5個數(shù)據(jù)以上（標準要10個數(shù)據(jù)）平均結果?？箯潖姸葴y試在英制Instron1195萬能材料試驗機上進行。用作測試的試條為3×4×35（mm×mm×mm）。采用三點彎曲法測量，跨距為30mm，加載速率為0.5mm/min。每個數(shù)據(jù)測試5根試條，然后取平均值。本文主要是尋找共滲層特征參數(shù)與抗彎性能之間的函數(shù)關系，討論特征參數(shù)對抗彎性能的影響規(guī)律，在進行三點彎時，加載速率不變，利用計算機有關技術處理和回歸分析。三點測試抗彎公式：R=（3F*L)/（2b*h*

32、h)F破壞載荷L跨距b寬度h厚度 圖13 抗彎試樣尺寸1) 共滲層厚度對彎曲性能的影響40Cr鋼經(jīng)不同時間碳氮處理后，共滲層厚度對抗彎性能的影響情況見表5.試樣均經(jīng)相同回火工藝處理，其直徑、標距分別固定為16mm、168mm，數(shù)據(jù)處理得到的抗彎強度bb，彎曲繞度與滲層厚度之間有內(nèi)在聯(lián)系：表5 40Cr鋼碳氮共滲后滲層厚度、滲層硬度對彎曲性能的影響對bb、分別求極值克制，當=0.95時，bb有極大值，當當=0.95時，有極大值。這一結果表明，在抗彎性能與共滲層之間存在極大值關系，最佳共滲層厚度為0.9mm左右。2) 共滲層硬度梯度對抗彎性能的影響在上述分析的基礎上，進一步考察硬度梯度與抗彎性能之

33、間的關系，經(jīng)回歸分析得知（見表5），抗彎性能與硬度梯度之間存在拋物線關系：對bb、分別求極值表明：當=9.1時，抗彎強度bb有極大值，當 時，彎曲繞度有極大值。上述結果與理論分析結果吻合，即存在最佳的硬度梯度值為10 。3) 共滲層的硬度與心部硬度對抗彎強度的影響在同一碳氮共滲工藝處理的相同規(guī)格的試樣，在經(jīng)不同回火溫度至不同的表面硬度及心部硬度，其抗彎強度測試結果如表6.數(shù)據(jù)處理得到的抗彎性能與滲層表面硬度、心部硬度的函數(shù)關系式為： 表6 40Cr鋼碳氮共滲后硬度對抗彎強度的影響可知，抗彎強度與滲層表面硬度、心部硬度之間存在極值關系。當HRCs=54.8時，抗彎強度有極大值；當HRCs=61.

34、1時，彎曲繞度有最小值；當HRCc=55.5時，抗彎強度有最小值；當HRCc=39.7時，彎曲繞度有極大值。綜合考慮，當滲層表面硬度為55HRC左右，心部硬度為40HRC左右，抗彎性能最佳20。4總結多元共滲處理后的工件具有硬度高、耐磨性能好，以及表面受壓應力其疲勞性能顯著提高等一系列優(yōu)異的力學性能。所以多元共滲技術在各個行業(yè)的應用前景廣闊，人們對多元共滲技術也開展了非常廣泛的研究，取得了不少成果。但因為多元共滲滲層淺，脆性大，難以在重載、動載下服役，限制了多元共滲技術的推廣。單一多元共滲技術由于自身的缺陷與局限性，限制了運用范圍，而表面技術復合處理便是解決這類問題的方法之一。目前，多元共滲技術和其他表面技術復合處理能吸取各自的優(yōu)點，達到單一多元共滲技術難以到達的性能。如硫與氮共滲復合處理，在鋼鐵表面進行滲硫處理可以提高鋼鐵材料的耐磨性能，因為降低了