真空热处理工艺-真空热处理

第三章　真空热处理工艺

真空热处理技术是随着真空热处理设备的发展而发展的，真空热处理技术始终是热处理技术发展的热点。

真空热处理技术的优点是:无氧化、无脱碳、脱气、脱脂、表面质量好、畸变微小、综合力学性能优异、无污染、无公害及自动化程度高等。缺点是:某些合金元素在真空中易蒸发，生产中需充入惰性气体加热保护;真空热处理设备价格昂贵，投资较大。

第一节　真空条件下金属加热特点及加热时间的确定

一、真空条件下金属加热特点

在真空气氛中加热具有别的介质(大气、可控气氛、盐浴)加热不具备的特点。因为，一般加热实际上不能够在广泛温度范围和普遍条件下都完全保持金属炽热表面与气氛碳势严格平衡和不起任何化学反应，氧化、脱碳、增碳等现象是普遍发生的。而真空加热是在极稀薄的气氛中进行的，它避免了上述一般加热的弊病。

真空状态下的传热是单一的辐射传热，理想灰体传热能力E ［J/(m2·h)］与绝对温度的四次方成正比，称为斯蒂芬－波尔兹曼定律，简称四次方定律。

式中:C(4.96ε)为理想灰体辐射系数［J/(m2·h·K4)］;ε为灰体黑度。工程材料都与理想灰体有些偏差，为了计算方便，一般仍使用上述定律。由此可以看出，温度越高，辐射效率越高。但在低温阶段，升温必然缓慢，工件表面与心部之间的温差小，热应力小，工件畸变小。

一般来说，热处理过程的加热时间应保证完成升温、保温(均温)和组织转变(奥氏体均匀化)三个过程。由于真空炉炉胆隔热层加热时蓄热量少，保温性能好，热损失小。因此，当真空炉中测量热电偶升到设定温度时，被加热的工件还远未到温，这就是所谓的真空加热“滞后现象”，见图3－1。为了解决滞后现象对工件加热的影响，有人进行了试验研究。研究表明，GCr15轴承钢φ50mm×100mm试样在真空中加热，心部到温时间为盐浴炉加热的6倍，为空气炉的1.5倍。生产实践中，可通过观察孔观察，待加热工件、料筐和炉膛颜色完全均匀一致时，可认为被加热工件到温。工模具淬火时，保温时间需适当延长，以便使碳化物得以溶解，充分奥氏体化。

二、真空加热时间的确定

在实际生产中，影响真空加热速度的因素众多，有工件材料、尺寸、形状和表面光洁度、加热温度、加热方式、装炉量与装炉方式等。因此，在制订真空热处理工艺规范时，这些因素都应综合加以考虑。加热时间包括真空加热滞后时间和组织均匀化时间。常用的方法有实测法、模拟法和经验法。

实测法就是在工件上装上热电偶，可以准确地得出真空加热的滞后时间。然而，它具有局限性，适宜在室温下装出炉的单室真空炉中进行真空退火、真空回火和真空正压气淬等工艺。

图3-1　真空加热特性曲线

模拟法可分两种:一种是实际测定几种具有代表性的工件厚度、加热温度、装炉量与装炉方式等的加热曲线，测量出相应的加热滞后时间。在以后的生产中，根据工件的材料、厚度、加热温度、装炉方式与装炉量等因素来选用条件最相近(就高不就低)的实测加热曲线，确定加热滞后时间;另一种是采用数值模拟方法，计算出工件在真空炉加热过程中的各种场量信息，预测出工件加热滞后时间，随着计算机技术和有限元方法的广泛应用，这种方法必将成为合理制订和优化工艺参数的重要工具。

经验法就是在空气炉中加热时间的基础上延长50%。

过多地延长保温时间，不仅浪费资源，还会增加热处理生产成本，这是生产中应予以注意的。此外，对一些本质粗晶粒钢，过多延长保温时间，将引起晶粒粗大，降低工件的综合力学性能。因此，对一些重要的工件，一定要慎重决定其加热时间。

在实际生产中，影响加热速度的因素往往变化很大，要想精确地计算出加热时间是比较困难的。下面介绍几种常见的计算真空热处理加热时间的经验公式，以供参考。

t=α·D

式中:t为加热时间(min);α为加热系数(min/mm);D为工件有效厚度(mm)。

(1)碳钢及合金结构钢加热时间的计算。

不经预热直接随炉升温的加热时间，是指炉子到温后开始计算的加热时间，α可取1.3～1.6min/mm。

需预热处理的工件，预热时间中的系数α可取1.8～2.3min/mm，加热时间中的系数α可取为0.7～1.1min/mm。

(2)高合金钢及高速钢加热时间的计算。

第一次预热时间系数α可取1.8～2.3min/mm，第二次预热时间系数α可取0.8～1.3min/mm;最终加热时间系数α可取0.45～0.7min/mm。

(3)在双室或连续式真空热处理炉中，由于工件高温装炉，工件加热时间系数α可取1.1～1.5min/mm。上述的加热系数只是针对真空淬火而言，对于真空退火加热时间要适当延长。

第二节　真空退火

真空退火是最早在工业上得到应用的真空热处理工艺，对金属材料及工件进行真空退火除了要达到改变晶粒结构、细化组织、消除应力和软化材料等一般的目的以外，还为了发挥真空加热可防止氧化脱碳、除气脱脂、使氧化物蒸发，以提高表面光亮度和力学性能的作用。例如，在超过真空1.33×10－6～1.33× 10－8Pa中加热难熔金属，是其表面氧化物产生蒸发、除气及提高塑性的有效方法。真空退火在工业中的应用可归纳为:活性及难熔金属的退火和除气;电工钢及电磁合金、不锈钢及耐热合金、铜及其合金及钢铁材料的退火等。

一、高温、难熔金属的退火

1．钛、锆、铪的真空加热和真空退火

钛、锆、铪是ⅣB族金属。它们在高温下性质活泼，易与碳、氢、氧、氮等元素发生化学反应，造成这些材料的综合力学性能下降，寿命降低或破坏。

钛、锆、铪加热规范及退火工艺参数如表3－1和表3－2所示。

表3-1　ⅣB族金属的主要加热规范

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表3-2　钛、锆及其合金的退火温度

2．钛、锆、铪及其合金真空加热与退火中的注意事项

钛、锆、铪及其合金在较高的真空度下进行退火及除气，多选用反射屏式的高真空热处理炉。这是由于使用广泛的真空炉石墨元件由于漏气，可在炉内生成一氧化碳，再与钛反应并生成脆性氧化物，这种效果是人们不希望的。

在950℃以上温度，蒸发后的钛蒸气可与加热器及高温结构中的镍作用，形成低熔点的Ni－Ti混合物(镍的质量分数为10%～40%时合金的熔点为980℃，钛的质量分数为0.1%～0.2%时则降为960℃)。因而，加热元件及加热室的其他结构件最好选用镍的质量分数低于10%的材料。烧结钛及其合金粉末时，应采用钼元件真空炉。为防止烧结过程中自粉末中排出氧、氮、氢和水，以及这些排出物在高温下与钛形成牢固的化合物，则应在300～400℃以下温度进行缓慢升温，这样，除可充分地排除气体外，也可使工件温度均匀。

用于加热钛合金的真空炉最好不用于处理其他材料。这是由于从这些材料中脱出并附于炉壁的气体、污染物等，将玷污随后处理的钛合金并使其得不到光亮的表面。只能用氦或氩作冷却气或载气。处理后需在200℃以下的温度出炉。工件入炉前应仔细清除工件表面的指纹、轧制印记、润滑脂和清洗用的碳氢化合物等残留物，以减少吸氢或玷污表面的可能性。

在真空炉中加热时，应防止钼与石墨元件直接接触而相互作用。在石墨容器表面涂以钼粉和酚醛漆的钼涂料，在高温下可形成一层低蒸发气压的碳化钼层，从而阻止石墨进一步蒸发。

退火温度过高，将导致钼、钨晶粒粗大而脆化。

退火后的元件和材料不得用手触摸，暂时不用者需要用清洁纸包好并存于1.3Pa的真空干燥器中，并在一周内使用。

二、金属和合金的除气处理

加速器、宇宙模拟设备、电子管材料、高温活性金属都广泛地应用真空除气处理。非真空熔炼的金属与合金含有较多的N、O、H等原子，并产生气孔、气泡以及氢脆等弊病。即使真空熔炼的材料，在非真空条件下轧制、热处理，特别是焊接和酸洗后都将溶入气体，降低其性能。表3－3给出了某些金属及合金进行除气的温度及真空度。

表3-3　金属及合金进行除气的温度及真空度

三、钢铁材料及铜合金的退火

1．钢铁材料的真空退火

结构钢、工具钢的真空退火占退火总量的比例日益增大，各种钢丝普遍采用真空退火以消除加工硬化，薄板、钢丝各工序间进行的真空退火可使变形晶粒得到恢复和均匀化，同时，还可蒸发掉表面残存的润滑脂、氧化物，排除掉溶解的气体。退火后的处理件可得到光洁的表面，因而可省略脱脂和酸洗工序，并可直接镀锌、锡。

含氮高的钢在600℃以上温度进行退火，可降低氮和氢的含量，减少由其引起的脆性。对于精密工件和过共析钢，在一般保护气氛中退火，难以避免产生增碳或脱碳现象，但在真空中退火可获得高质量的表面。

真空退火的主要工艺参数是加热温度与真空度，真空度是根据对表面状态的要求选定的。一般钢材的退火工艺参数如表3－4所示。

表3-4　钢的退火工艺参数

2．不锈钢、耐热合金的真空退火

不锈钢、耐热合金含有在高温与氧亲和力强且化学稳定性高的铬、锰、钛等元素。在空气中加热时，由于表面的铬贫化，内部铬向外扩散，因而在一定范围内产生贫铬现象。将这类合金在真空中退火，比在常用的低露点氢中退火更容易获得洁净和高质量的表面并保持耐蚀性。适用于奥氏体不锈钢的退火温度与真空度如表3－5所示。

表3-5　奥氏体不锈钢真空退火参数

18－8型不锈钢缓冷时易产生晶间析出物而降低塑性，所以，应进行水淬或为防止氧化进行油淬。含钼铝不锈钢(PH15－7MD)，含镍高的718(Incone1718)、A286耐热合金等对微量氧极为敏感，因而应在6.7×10－2Pa以上的真空度下进行固溶处理才能防止表面变暗。为了防止合金碳化物和金属化合物的析出，还应以尽可能高的速度冷却。如Incone1718于冷轧变形后，即在1050℃进行1h的固溶处理，然后在720℃和620℃进行各8h的时效处理。一些不锈钢的退火工艺参数如表3－6所示。

表3-6　一些不锈钢的退火工艺参数

3．铜及铜合金的退火

铜及其合金在低真空下退火即可得到光亮表面，对拔丝工序间的丝材进行真空退火可省去脱脂和酸洗工序并可直接涂漆，对汽油管、制冷管进行真空退火可同时净化管内壁，因而可省去许多麻烦的清理操作。纯铜材料的退火温度如表3－7所示。

表3-7　纯铜材料的退火温度

铜丝退火后应冷至200℃以下出炉。一般铜丝都应以具有同等膨胀系数的材料做成胎具，绕成丝盘、丝卷。对黄铜(Cu－Zn合金)等含饱和蒸气压高的合金而言，为防止锌蒸发，可在低温(280～430℃)及低真空度下退火。锰铜合金丝材在氢中进行光亮处理后，残存于材料内部的氢原子将随时间的延续重新分布或逸出并导致丝材电阻值的变化，在真空中退火去氢可提高其稳定性。

第三节　真空淬火与回火

真空淬火后的工件表面光亮、不增碳、不脱碳，可使服役中承受摩擦和接触应力的产品的使用寿命提高几倍甚至更高。众所周知，工模具是应用真空淬火最为广泛、最主要的产品。与表面状态好具有同等重要意义的是，淬火后工件尺寸和畸变小，一般可省去修复畸变的机械加工，从而提高了真空淬火的经济效果并弥补了设备投资大的不足。经真空淬火的产品硬度均匀，工艺稳定性和重复性好，这对采用计算机微电子技术和智能控制系统大批量生产的热处理工业的应用意义更为重要。

制订真空淬火工艺的主要内容是:确定加热制度(温度、时间及方式);决定真空度和气压调节;选择冷却方式及介质等。真空淬火的加热温度可参考常规工艺来确定。真空淬火的加热制度在原则上与本章第一节相同，本节仅就真空淬火的冷却问题、真空淬火质量效果进行一些综述，介绍一些典型的工艺实例。

一、真空淬火的冷却

按照淬火工件的形状、尺寸、技术要求和材质确定冷却操作时，首先应了解该钢种在连续冷却条件下过冷奥氏体的分解曲线，根据所要求的必要冷速选择合适的冷却方式。常用的冷却方式主要有油冷淬火和气冷淬火。近些年来，水及水溶性淬火介质已开始试验和应用。

1．真空油淬

真空淬火油应具备如下特性:饱和蒸气压低，即低压下蒸发少;不污染真空系统，不影响真空效果;临界压强(即得到与大气压下有相当淬火冷却能力的最低气压)低，随着气压的降低，冷却能力变化不大，而在真空下仍具有一定的冷却速度;化学稳定性好，使用寿命长;杂质和残碳少;酸值低，淬火后表面光亮度高。

目前，已经研制和生产了多种精制的适于真空淬火的油品，如美国海斯公司的H1油、H2油，日本初光工具公司的HV1油、HV2油，前苏联的BM1～BM4油等。我国研制成功并投入生产的ZZ－1、ZZ－2真空油具有冷却能力高、饱和蒸气压低、热稳定性良好、对工件无腐蚀等特点，且质量稳定，适于轴承钢、工模具钢、航空结构钢等的真空淬火。我国石油化工行业标准SH/ T0564—1993《热处理油》中1号和2号真空淬火油技术要求、中国热处理行业协会申报的待批标准《热处理用油》中1号和2号真空淬火油的技术指标及美国海斯公司的H1和H2真空淬火油质量指标见表3－8～表3～10。

表3-8　1号、2号真空淬火油技术要求(SH/T0564—1993)

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表3-9　1号、2号真空淬火油技术要求(待批)

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表3-10　美国C．I．Hayers公司真空淬火油质量指标

用φ8mm×24mm银棒测得不同真空度下1号、2号真空淬火油的冷却曲线如图3－2和图3－3所示。从图中曲线可以看出，1号油和2号油表现出同样的变化规律，即真空度增大，蒸气膜阶段持续时间加长，沸腾膜阶段温度开始降低。这是由于在不同真空度下油品的物理特性发生变化所致。

图3-2　1号油不同真空度下的冷却曲线

1．0.013kPa;　2．5kPa;　3．10kPa;　4．26.6kPa;　5．50kPa;　6．66.6kPa;　7．101kPa

图3-3　2号油不同真空度下的冷却曲线

1．0.013kPa;　2．5kPa;　3．10kPa;　4．26.6kPa;　5．50kPa;　6．66.6kPa;　7．101kPa

普通淬火油的特性指标随液面压强下降有明显的变化:如特性温度降低，特性时间延长;沸腾阶段出现在更低温度区间;在800～400℃范围的冷却时间比大气压下显著延长等。因而，钢在低气压下油的冷却能力下降了，而在低温区却有较高的冷却速度。真空淬火油的冷却强度随液面上气体压强下降而降低的程度就小得多，这是由于在大气压以下一个较为宽广的压强区间，蒸气膜阶段能够迅速结束，蒸气膜对冷却过程的影响减弱的缘故。

由于真空加热的工件具有良好的表面状态，因而钢在真空淬火油中冷却可以获得与常规工艺相同或略高的硬度。从原理上讲，真空淬火时维持液面压力为临界压强即可获得接近大气压下的冷速。除此之外，提高气压还可以提高油的蒸发和凝结温度，因而可以避免因油本身瞬时升温造成的挥发损失和对设备的污染。工艺上常采用向冷却室充填纯氮气至40～73Pa(高于67Pa时对特性影响已不显著了)的操作，实践证明，对某些低淬透性钢，若将气压增至大气压以上，将可获得更高的冷速。这是由于蒸气膜进一步变薄了，缩短了传热慢的蒸气膜阶段。增压油淬进一步发展为油淬气冷淬火，这就为提高大型及精密工模具的淬火效果，减少畸变提供了多种选择的可能性。

为了满足冷却能力要求，真空炉需要有足够的油量。设计中按入油的工件、料盘、卡具等从入油温度冷至油池温度时放散出的热量进行热平衡计算得出，再附加一定的安全油量。考虑到因搅拌、局部激烈升温造成油的膨胀、沸腾，一般取工件重量与油重量之比为1∶10～1∶15。

真空油的品质，如酸值、残炭、水分、离子量都可使工件严重着色，有时对光亮度的影响远大于真空度的影响，使用过程中需要定期分析黏度、闪点、冷却性能和水分。根据检测结果更换或补充新油，并在使用中严格防止混入其他油种和水分。当真空油中水的质量分数达0.03%时，就足以使工件表面变暗。当真空油中水的质量分数达0.3%时，油的冷却性能将明显改变。低温区的冷速变大，因而易使形状复杂的工件开裂。在液压压力降低时，含水的油面将发生沸腾，从而严重地破坏了真空。为此，新油在第一次使用前需进行调制，每次停炉后还应保持炉子的真空，以防止空气和水分再次溶入。

真空淬火油应在40～80℃使用。温度过低时，油的黏度大，冷却速度低，淬火后的工件硬度不均，表面不光亮。冬季，在使用之前，需将真空油进行加热。在真空条件下，油温过高将使油迅速蒸发，从而造成污染并加速油的老化。

为能迅速调节油温并使油温均匀，油池中还应装设搅拌装置以加强油的循环和对流。静止油的冷却速度为0.25～0.30℃/s，激烈搅拌的油为0.80～1.10℃/s。这是由于搅拌可加速破坏蒸气膜和对流传热效果。若油的搅拌过于激烈，则易使工件产生大的畸变。控制工件入油后的开始搅拌时间、调节搅拌的激烈程度以及实现断续搅拌，可以减少畸变和软点。

高速钢工具经过真空油淬后，将在工件表层出现一个由残余奥氏体和碳化物组成的白亮层。分析认为，这与钢在油中冷却的高温阶段(900～1200℃)的瞬时渗碳有关。一般的解释是，由C、H、O组成的有机化合物——真空淬火油，在与活性的高速钢表面接触时，将形成薄而致密的、包围着工件的油蒸气外套，其中的CH4、CO将分解并析出浓度和传播特性较高的活性碳，可瞬时渗入钢中。高速钢SKH－9于1.33Pa、1200℃下加热后油淬，所得瞬时渗层可达35～50μm。X射线显微分析证明，距表面10μm内的耐蚀性高的白层，其碳浓度达1.5%～1.7%，从表面至50μm处，碳浓度逐渐降至0.8%～0.9%，白层是由大量复合碳化物和残余奥氏体组成的，其与内部交界处有粗晶马氏体，因而表面硬度低。

2．真空气淬

真空气淬的冷速与气体种类、气体压力、流速、炉子结构及装炉状况有关。可供使用的冷却气体有氩、氮、氢、氦。它们在100℃时的某些物理特性如表3－11所示。与相同条件下的空气传热速度相比较，以空气为1，则氮为0.99，氩为0.70，氢为7，氦为6，图3－4为氢、氦、氮、氩的相对冷却性能。

表3-11　各种冷却气体的性质(100℃)

图3-4　氩、氮、氢、氦的相对冷却性能

(1)淬火气体的应用。

在任何压强下，氢都具有最大的热传导能力及最大的冷却速度，氢可以应用于装有石墨元件的真空炉，但对含碳量高的钢种，在冷却过程的高温阶段(1050℃以上)有可能造成轻微脱碳，对高强度钢有造成氢脆的危险。同时还容易爆炸，所以，人们不太愿意用它。

冷却速度仅次于氢的惰性气体是氦。空气中φ(He)仅为0.0005%，一般在天然气(φ(He)=1%～2%，高的达7%～8%)液化过程中制取氦比氮的价格可高至上百倍。只有在某些必须用氦、在经济上也合理的特殊条件下才使用它。

氩的冷却能力比空气低，它在大气中的体积分数为0.93%，用压缩空气使之液化，精馏而来的氩成本较高。所以，只在必要时作为氮的代替气体使用。

氮的资源丰富、成本低，在略低于大气压下进行强制循环，冷却强度可上升约20倍。它是使用安全、冶金损害小的中性气体。在200～1200℃温度范围内，对常用钢材呈惰性状态;在某些特殊条件下，如对易吸气并与气体反应的钛锆及其合金，一些镍基合金、高强钢、不锈钢等易呈现一定活性，需使用其他气体。为提高冷速，还可采用混入2.5%或25%氢气的氮氢混合气体。

氮中含氧(如φ(O2)为0.001%以上)可使高温下的钢轻微氧化、脱碳。因而，一般常规所使用的高纯氮气纯度为99.999%(相对露点－62℃，相应于真空度1.33Pa)。鉴于高纯氮的昂贵价格，有时在无特殊要求情况下，可以用普通氮气。实践证明，这对产品表面状态并无明显损害。工业用普通氮气的纯度一般为99.9%(O2＜0.1%，露点－30℃)。氧气站提供的氮气中氧的体积分数可达1.5%和较多的水，必须经过净化后使用。

(2)提高气体冷却能力的方法。

在气体淬火中，若只考虑对流换热，按牛顿公式，则传热量为:

Q=K(tω－tf)·F(kJ/h)

可见，Q与固体温度(tω)和气体温度(tf)之差(tω－tf)以及工件表面积的大小(F)成正比。在特定的工艺和装炉量下，后二者基本是固定的。这时，对流换热系数K将与传热量Q(可理解为冷却速度)成正比地变化。对流换热系数K是气体热导率λ、黏滞系数η、流速ω、密度ρ(可视为气压)的函数，即

式中:d为工件直径;C为因雷诺系数范围不同而异的常数;m为幂指数，在所讨论范围内是0.62～0.805。

从此公式看出，提高冷却气体的密度(压力)和流速，可以成正比地加大对流传热效益，这是提高真空炉气冷却速度的重要手段。

图3－5给出了冷却气体压力与冷却时间(可理解为冷却速度)的关系。

图3-5　冷却气压力和冷却时间的关系

可以看出，冷却速度随气压上升明显提高，但并非气压越高越好。对于尺寸较大而表面积小，形状系数大的工件，在更高的气压下，决定冷却速度的主导因素是钢的内部热传导。因为这时对流传热加速冷却的效果难以达到中心，提高气压对增大冷速的作用不十分明显。又考虑到一般的真空炉只在低于大气压时密封效果较好以及为了节约高纯气体，故真空气淬时常用压力为0.5× 105～0.8×105Pa，最高取0.92×105～0.99×105Pa，有试验证明，对于M2高速钢(美国)制的φ25mm×40mm圆柱体试样，100kg进行以下处理:(850℃×25min)+(1050℃×15min)预热，1220℃×4min加热，气淬冷至550℃。当淬火气体压力为1×105Pa时，冷却时间为185s;2×105Pa时，冷却时间为110s;5×105Pa时，冷却时间为55s。即随气压的增高，冷速加大，冷却时间减少，在560℃两次回火后，硬度也从750HV10提高至850HV10 (HRC65)以上。

此外，加压气体淬火还扩大了高合金工模具气淬的材料品种和尺寸范围，但气压过高时，由于动力和气体消耗成比例地增长，设备需要有严格的防护措施，经济效益不再显著。

提高气体的流速可以提高其冷却速度。例如，静止空气的冷却烈度H=0.008，激烈搅拌的空气H=0.20，这是由于流速增大和气流的紊流程度加大，可使边界层减薄，热阻下降，因而传热系数增大。例如，当气体流速从10.2m/s提高到50.8m/s时，氮、氢(氧)氦的对流传热系数将提高3倍。

最后一个措施是采用合适的装炉量、合理的装炉方式，也可进一步改善冷却时热交换的条件。

(3)高压气淬的冷却能力。

真空高压气淬的淬硬能力见表3－12、表3－13。图3－6是SKD61钢［ω(C)=0.37%、ω(Cr)=5%、ω(Mo)= 1.30%、ω(V)=1%］，尺寸为250mm×250mm的方料，NZ压力9.5×105Pa气淬火和油冷、盐浴冷却的比较。表明高的气冷压力，不但提高了冷却速度，甚至可使冷速达到和超过油的冷却速度。

表3-13　真空气淬炉的冷却能力

图3-6　超高压气冷和油冷、盐浴冷却的比较

3．真空水淬

有色金属、耐热合金、钛合金及碳钢需在水中激冷。纯水的三相点是0.0098℃，612Pa。水温上升时，饱和蒸气压也升高: 20℃水为2328Pa，60℃水为19870Pa。在低气压下，水将连续蒸发，从而破坏了真空。当淬火加热时，水槽应先抽空至49875Pa，再以可控制的氩或氮气冲入以降低氧分压。工件加热完毕后，打开隔热门，向加热室和中间室充氩(对一般钢材可用氮气)至59850Pa，使之与水槽上的压力平衡。之后打开真空阀，工件在几秒钟内即可淬入向下循环的水中。

4．真空硝盐淬火

进行硝盐等温或分级淬火，可以使工模具减少畸变、开裂;防止高强度结构钢脱碳。再加上真空脱气的效果，可以使使用寿命得到提高。如30CrMnSiNi2A钢经真空硝盐等温淬火后，其多次冲击疲劳总寿命比常规淬火工艺高1.56～1.92倍。常用的硝盐成分是:NaNO2(45%)+KNO3(55%)等。它在大气压下于137℃熔化。由于没有物态变化，它的冷却能力主要与自身温度有密切的关系，如图3－7所示。在大气中，硝盐浴可用至约550℃。在真空下它将迅速蒸发。硝盐浴的温度越高，其饱和蒸气压越高，蒸发越剧烈(图3－8)。如在133Pa和320℃下的蒸发量为4.673mg/(cm2·h)。NaNO2在320℃开始分解，KNO3 在550℃以上急骤分解。分解时将析出杂质和潮气。所以，应尽可能在低温使用，并应在260～280℃或达到工作温度时继续排气，以清除杂质及水汽。加盐搅拌可以提高盐浴的冷却能力。如204℃的静止盐浴冷却强度为0.5～0.8，激烈搅动者可达2.25。搅动还可以防止工件周围介质的局部过热。用氮或氩提高盐浴液面压力和反复充气至大气压以稀释盐槽上方的气氛，可以提高冷却能力并减少盐蒸气对设备的腐蚀。

静止硝盐浴总的冷却能力与油相近。为提高尺寸大、淬透性差的低合金钢工件的淬透能力，真空等温淬火的加热温度一般比常规工艺高一些。在Ms～(Ms+30℃)等温冷却，可以获得具有满意的强度和韧性的组织。与常规工艺一样，在盐浴中的冷却时间，应为工件冷至盐浴温度的时间、等温温度下的工件均温时间以及在C曲线上查得的转变所需时间的总和。

图3-7　硝盐浴的冷却能力与自身温度的关系

图3-8　硝盐浴的蒸气压

1．100%NaNO2　2．55%KNO3+45%NaNO2　3．100%NaNO3

二、真空淬火的质量效果

真空淬火的工件具有良好的表面状态，小的畸变，高的力学性能和长的使用寿命等，因而一直是国际热处理技术发展的热点。

1．真空淬火的表面状态

产品越精密，热处理后的表面状态(光亮度、氧化、脱碳等)对其经济技术效果的影响越大。

影响光亮度的因素有真空度、漏气率、冷却介质特性和钢种等。

加热时，钢中的铁、铬、镍等元素与炉中残存的氧和水蒸气相互作用，从而使工件表面着色。一般，在高真空下，杂质气体的分压极低，对被加热钢的氧化效果只在电镜下才能察觉。在真空炉中，钢中析出的氢以及由钢中的碳、石墨元件与残存氧作用形成的一氧化碳具有弱还原作用，可使略有氧化的工件表面在淬火后相当光亮。温度越高(900～1000℃以上)，这种还原效果越显著。800℃以下，这种效果不显著。

在高温加热时，含铬、锰等元素的钢由于产生蒸发造成表面元素贫化，并使表面变得粗糙。它可以引起严重的后果。易使工件粘连，污染炉体和工件，使工件报废。为了防止在高温高真空度下元素蒸发，可采用分压法，即达到某一温度(炉膛温度压力较易蒸发元素在该温度下平衡蒸气压稍高时)，向炉内回充高纯氩气，进行分压处理。对于薄板工件还可采用涂层法，即在工件表面涂一层含钢玉粉的溶液，也可防止元素蒸发。含铝、钛的不锈钢和耐热合金对微量氧非常敏感，在一般真空度下淬火表面即变暗。含铬、镍较高的钢种在淬火时易失去光泽。漏气可使淬火工件严重氧化着色，所以，真空淬火炉对漏气率有严格的控制。

如果载气或冷却气体的纯度不够时，其中的微量活性杂质将使工件表面着色。用高纯度的中性、惰性气体进行淬火冷却，可以得到光亮的表面。油淬比气淬的光亮度低20%～30%。这是由于钢的活性表面与高温分解产物和残存碳、水分、酸等作用而被氧化、腐蚀及黏附的结果。工件的加热温度越高，上述作用越强烈，工件表面的光亮度越差。

真空水淬的工件表面比气淬的发灰。淬火后应作表面处理，如涂防锈油等。回火，特别是中温回火、高温回火，可使工件光亮度略有下降。

为避免凭肉眼判定光亮度的偏差以及标准无法传递，目前在工业中人们多用简便的光学方法，以反射率判定光亮度。

2．真空淬火工件的畸变

金属零件热处理后的畸变是一个令人关注的问题。它不仅使热处理后的磨削加工费时，而且严重时会导致零件的超差和报废，造成原材料和工时的极大浪费。模具产品加工热处理质量调查表明，在各项技术参数对质量的影响和改进需求中，要求改善淬火畸变的厂家最多，居各项技术参数和质量要求之首。这足以说明热处理畸变问题的重要性以及克服和减少淬火畸变的迫切性和关键性。

与常规工艺相似，引起真空淬火畸变的原因是组织应力、热应力以及前期工序形成的残余应力。在加热、冷却过程中，当工件处于塑性高的状态时，工件的自重、相互挤压、振动等也将导致畸变并使真空淬火畸变的规律复杂化。加热畸变是由热应力和相变应力造成的。这时，热应力是由于零件的形状造成各部位的加热速度不同而产生的;而相变应力则是因珠光体向奥氏体的转变时，零件的各部位体积收缩的次序不同而产生的。利用水或油作为淬火介质淬火时，冷却畸变大于加热畸变，所以，常常忽略加热畸变。而空气冷却淬火或真空炉惰性气体冷却淬火时，加热畸变就不能不考虑了。

在真空状态下加热，只能靠辐射方式传热，而辐射传热的能量和绝对温度的四次方成比例，所以，真空加热速度慢，各部位间的温差也大(工件正辐射面和背辐射面之间不同造成的)。另外，被加热工件的表面和心部温度之间也存在较大温差，这样，加热工件长时间处于一个较大的热应力状态下，会使工件的加热畸变增大。

为了减少淬火畸变，从工艺、设备方面需采取以下措施。

(1)加热时应采用缓慢升温和预热的操作。特别注意在辐射传热效率低的低温阶段(≤600℃)进行缓慢升温，在钢的相变点(800～850℃)进行充分预热。冷却时，在不产生Ar'转变和合金碳化物析出的条件下，应采用低冷速。

(2)在800℃以下，将真空炉设计成通入惰性气体进行对流加热的炉子，以减少被加热工件的温差和改善其温度分布。

(3)在真空加热时，应采用不妨碍均匀加热、冷却和高温强度大、热容小的料盘和工装卡具，并防止因它们的变形造成工件的额外畸变。炉料不可装入太多，注意装炉方式，尤其在发热体附近或其背阴处，摆放炉料的厚度要适宜，间隙要合理。

(4)以氧化铝棉包扎结构复杂工件的锐角、沟槽、盲孔及薄壁处等，以减少因厚薄不均或冷速不均引起的淬火畸变。

(5)在实践中，可根据工件的大小、形状、装炉量采用不同的操作方式，如油淬时控制搅拌油的开始时间及搅拌的剧烈程度等。为了减少畸变，可对粗加工后的工件进行退火处理。

3．真空淬火后的工件性能和使用寿命

真空淬火工件的硬度受钢种、尺寸、冷却介质和冷却方法的影响。与大气下的淬火工件相比，真空油淬工件硬度均匀，波动小而且略高一些。主要原因是真空加热时工件表面呈活性状态，不脱碳，不产生阻碍冷却的氧化膜。从表3－14中可以看出，对50mm的高速钢试样进行真空气淬后，硬度可达HRC64。但大于100mm的试样所得的硬度为HRC60，比盐浴淬火的低。模具钢SKD11真空气淬后硬度HRC59～62，油淬后的HRC60～63。其中，尺寸大于100mm的试样气淬后的硬度在HRC60以下，处于不完全淬火状态。将200mm的锻造用模具钢SKT4进行油淬(加热温度为800℃)，硬度可达HRC58，可满足使用要求。大型工件在高温下将析出合金碳化物，即使油淬也难免，为免除此类弊端，可选用淬透性更高的钢种。

表3-14　各种材料的真空淬火硬度　(HRC)

实践还证明，在真空下加热金属，由于有脱气效果，不氧化脱碳，因而真空淬火钢具有较高的力学性能。真空淬火后可大大降低对氢脆敏感的高强度钢的含氢量和其他气体的含量，使钢材的裂纹失稳扩展抵抗脆性断裂的能力有所提高。

真空淬火后的工件寿命较常规工艺处理的工件寿命得到了提高。真空淬火的工模具寿命比常规工艺普遍提高40%～400%，以至10倍。这不仅仅是真空加热可以获得良好的表面状态，而且还与油冷过程中的表面瞬时渗碳效应有关。

三、真空淬火应注意的问题

1．工件的摆放方式

真空热处理畸变小是其一大优点。但工件摆放方式不同，其畸变量也不同。同时，工件的摆放方式对硬度均匀性也有重要影响。由于真空热处理是以辐射方式加热的，摆放方式不好势必遮挡严重，加热效果受影响。因此，工件的摆放应有利于气流的通路(气淬时)和油的循环(油淬时)，工件与工件之间应有一定的间隙。这样，可使料筐中各部位的硬度均匀一致，对于细长杆应有适当的夹具，能够悬挂放置的尽量悬挂，这样，在高温时可减少畸变。壁厚不均的工件要考虑正辐射和背辐射的差异，要合理摆放，尽可能保证各部位升温一致，减少畸变。

2．真空淬火工艺的选择

选择合适的加热工艺对热处理效果有很大影响。多次预热淬火工件的硬度均匀性比一次预热好，回火后二次硬化效果好。同时，多次预热淬火处理的工件畸变小，碳化物组织细小均匀。这是由于多次预热缩小了工件表面与心部的温度梯度，奥氏体化程度高。这样就使奥氏体成分均匀，使随后的淬火硬度均匀，同时又使回火的碳化物弥散析出，显示二次硬化效果。由于温度梯度的减小，热应力随之减小，对减少畸变是有利的。对于Cr12MoV钢及GCr15钢而言，适当提高预热温度，可提高加热速度，缩短加热时间并不致使晶粒粗大，降低了生产成本。

3．合适的油温及搅拌速度

合适的油温和搅拌速度有利于减少工件畸变，WZ型真空淬火炉油搅拌速度为双速，一般淬火时选用低速搅拌即可。

4．合适的充氮压力

充氮压力对于工件的畸变也有一定的影响，在高速钢气淬时，为了提高其淬透性，可以适当提高其充氮压力。其他材料在油淬时随充氮压力的降低，工件畸变减小，但是，淬火时随压力的降低，油沸腾阶段降低，淬火油的特性温度下降，冷却能力降低，这势必影响到淬火硬度，所以，应合理地选择充氮压力以调节冷却速度，使在保证足够硬度的前提下，尽量减小畸变，节约氮气。

四、回火

1．概述

真空回火的目的是将真空淬火的优势(不氧化、不脱碳、表面光亮、无腐蚀污染等)保持下来，如果不采用真空回火，将失去真空淬火的优越性。热处理后不再进行精加工并需进行多次高温回火的精密工具更是如此。实践证明，高速钢W6Mo5Cr4V2和SK55制的φ8mm×130mm试样，经1210℃真空淬火及560℃三次真空回火后，与同样参数的盐浴淬火、回火的硬度水平相当，但真空回火试样的静弯曲破断功(破断载荷与形变量乘积)却明显提高了，如表3－15所示。又如钛合金TC4，当其含氢量大于50×10－6时将产生氢脆。即使未能在真空中淬火(如在电炉中于(900±10)℃加热水淬)，但在3.3× 10－1Pa和(550±5)℃条件下真空时效2.5h，其强度与常规时效所差无几，而塑性却明显提高了(去氢效果所致)。例如，常规时效所得δ5为8.0%，而真空时效则为13.7%。

表3-15　淬火回火方法对高速钢性能影响

对于批量很大，高温回火后还需进行磨削加工的高速钢，采用普通炉回火对质量并无任何影响。在此条件下，由于可节省大量的纯氮气，因而采用普通炉回火的工艺将使生产成本减少。对于只进行低温回火的产品，真空回火与常规工艺回火在质量方面并无多少差别。在此情况下，从经济角度考虑应采用普通回火。

在进行真空回火操作时，先将清洗过的工件均匀摆放在回火炉中。抽空至1.3Pa后，再回填氮气至5.32×104～9.31× 104Pa。在风扇驱动的气流中将工件加热至预定温度，经充分保温后进行强制风冷。工艺曲线如图3－9所示。在没有专用真空回火炉、产品批量不大及质量要求不严时，也可以用淬火炉回火，或在同一炉真空气淬后进行。为节省高纯氮气，也可以在1.3Pa下进行回火，见图3－9(b)。这种操作将使降温速度很慢，对于易引起回火脆性的钢种，应避免采用。在此条件下，若仍按充氮或常规工艺的参数操作，则会导致回火不足。为此，往往采用略低于回火温度下保温一段时间，再升至预定温度并将回火时间延长一倍。

图3-9　真空回火的两种工艺

在工模具进行二、三次回火时，有时可与560～570℃的软氮化、离子渗氮处理结合起来，如在氨和吸热式气体各半的混合气氛中回火。这样，可使工件表面形成几微米的碳氮化合物层，往心部接着是一定厚度的扩散层。这样，不仅可使热作模具钢的膜腔表面相当光滑，而且表面具有高的抗蚀能力、高的硬度和高的耐磨性。铝挤压模在真空淬火后进行软氮化回火，则比常规工艺淬火及盐浴氮化处理的寿命提高3倍。

2．真空回火的光亮度

关于真空热处理后材料表面的光亮度，人们对钢铁材料真空退火研究的较多。资料表明，钢在真空退火时，其真空度和加热温度对工件处理后的光亮度影响很大。真空回火处理的影响和趋势与真空退火相同。

研究的钢材为结构钢。首先，在保持1～10－2Pa的各种压力的真空炉内，将S30C、S50C和SNC2的钢材加热到700℃、800℃、850℃，在各个温度范围内保温40min后，随炉冷却，测定试样的光亮度，结果是:当压力为1Pa时，平均光亮度为60%～70%，并不理想。这是因为在1Pa的压力下，残存气体较多，产生氧化反应的缘故;当真空度提高到10－1Pa和10－2Pa时，则光亮度可上升到70%～80%。但是在工业上，习惯上认为光亮度达到下限，即60%就可以了，所以，对结构钢来说，1Pa的压力就可以满足要求。

工具钢和合金工具钢在压力为1Pa时，退火试样的光亮度极差，光亮度极限值为60%。当压力为10－2Pa时，光亮度均达90%以上。

如上所述，真空淬火后的工件在真空回火时，回火光亮度是一个主要技术指标，而回火光亮度不稳定甚至低下，乃是真空回火技术研究的关键所在。

传统的工业观点认为真空热处理是一种中性气氛，其实不然。美国金属学会和真空学会委员、SoudertonVFS真空炉集团总裁WilliamR．Jones对这一现象进行了专门研究，试验结果如图3－10和图3－11所示。

图3-10　真空炉冷态下残留气体光谱分析，抽真空15min

图3-11　真空炉冷态高真空时的残留气体光谱分析，连续抽真空4h

图3－10表明真空炉抽真空15min冷态时的残留气体光谱分析，从这幅典型的残留气体光谱可以看出，峰14、峰28是N2，峰32是O2，然而，更主要的峰是16、17和18，系水蒸气的表征，在工业真空炉里，水蒸气在残留气体中始终占支配地位。图3－11表明在真空炉中连续抽空4h后的结果，真空压力从约10－2Pa范围降至约10－4Pa范围，空气的残留气体光谱(RGA)大为降低，峰32O2的光谱峰近于消失，但水蒸气峰17和18仍然继续保持优势的相当大的比例。研究表明，这一状态从室温持续到约1200E(650℃)，高于1200E，水蒸气开始分解，出现链式反应。因而可以认为，在低于1200E(650℃)范围，真空炉呈微氧化气氛(或微氧化状态)，这一点已得到证明。从室温至650℃温度范围正好是真空回火处理的工作区域，这也就解释了通常真空回火后表面光亮度灰暗或不稳定的原因。

根据以上理论，可以采取以下方法提高真空回火的光亮度。

①提高工作真空度，由以前真空回火通常采用的1～10Pa提高到1.3×10－2Pa，提高真空度的目的是减少O2的含量，消除O2对工件氧化的影响。

②充N2中加入10%的H2，使循环加热和冷却气流的混合气呈还原性气氛，使炉内的氧化性气氛与H2中和，形成弱还原性气氛。

③减少真空炉隔热屏吸收和排放水汽的影响。隔热屏吸气、排气造成真空回火光亮度不高是长期困扰真空热处理人士的问题之一，可采用全金属隔热屏设计，或采用外层为石墨毡，里面4层金属隔热屏结构，以排除耐火纤维隔热屏吸水性大弊端。

④快速冷却，使工件出炉温度低，提高回火光亮度。

⑤提高温度均匀性，有利于回火光亮度一致。

实践表明，采用上述新方法回火处理真空回火后，工件的表面光亮度可达真空淬火后的90%以上。

五、真空度的选择及气压调节

大多数金属是在500～1350℃、133×10－1～133×10－5Pa条件下加热的。确定加热过程的真空度时，必须综合考虑表面光亮度、除气、脱碳和合金元素蒸发等效果。光亮度与加热温度、冷却方式和介质以及真空度有关。真空度与钢表面光亮度的对应关系大致如下:133×10－4Pa时，被加热试样的表面光亮度可达85%; 133×10－3Pa时，光亮度略有下降;133Pa时，表面可生成薄氧化膜，光亮度降至51.3%;133×100～133×200Pa时，氧化膜增厚，光亮度为22.8%。于133×10－3Pa下进行加热，相当于在百万分之一以上纯度的惰性气氛中加热的保护效果，一般黑色金属在此真空度下加热就不会氧化。合金工具钢、结构钢、轴承钢等在900℃以下温度加热时，133×10－2～133×10－3Pa以上的真空度是足够的。对于含有Cr、Mn、Si等的合金钢或需在1000℃以上温度加热的钢种，应以回充氮气的方法将气压控制在133×10－1Pa以上。不锈钢析出硬化型合金、铁镍基合金、钴基合金等，也需在中等真空度下加热淬火。要求更高的光亮度时，需在133×10－3～133×10－4Pa下加热。钛合金等只是在为了排除所吸收的气体时，才采用133×10－4Pa以上的高真空。铜及其合金在133×10－1Pa加热，其光亮度就已经合乎要求了。

实践证明，在尽可能高的真空度下加热金属，并不一定能取得良好的技术经济效果。这是因为获得高真空需消耗较多的时间和动力，还因为合金钢的某些合金元素将在高真空下(特别在高温下更如此)产生选择性蒸发，从而使工件光亮度下降、表面变得粗糙。对细小精密、比表面积大的工件而言，表面成分的变化必然导致性能的恶化。表3－16为几种钢预热、淬火加热及回火真空度的选择。

表3-16　几种钢预热、淬火加热及回火真空度的选择

续表

注:(1)高速钢升温至淬火加热温度前，向炉内回充高纯度惰性气体，使真空控制在13.3Pa，为防止晶粒粗大，淬火温度比正常温度低10～20℃，工件厚度小于40mm可用气体淬火。
回火时应向炉内回充φ(N2)90%÷φ(H2)10%的混合气体。
(2)高速钢淬火从高温冷至1000℃左右时，炽热工件使淬火油分解，生成碳原子随即被工件吸收而产生渗碳作用，在该温度时间越长，白层(渗碳层)越深。故高速钢真空淬火白层就是由稳定的奥氏体、少量马氏体和M6C型碳化物组成。如工艺允许可预冷到1000℃以下淬油。
(3)弹簧钢、轴承钢为防止Cr、Mn挥发，需严控真空度。
(4)铬、镍奥氏体不锈钢在加热通入纯氮时，发现表面渗氮，使塑性下降，故不锈钢薄板和钢带在真空热处理时，常用高纯度氩气来进行分压和冷却。

为克服高速钢等钢种的合金元素蒸发现象，实际生产中可采用“充气法”，即以中性或惰性气体(Ar、N2或N2+NH3)，按一定流量充入1000℃以上的炉室内并使其保持压强13～266Pa或稍高。图3－12为充气法效果的示意图。图3－12(a)表示在一般情况下，抽空过程中真空室中的压力变化曲线。图3－12 (b)表示采用充气法后真空室中的压力变化曲线。在充气过程中，炉中残存气体的压强将沿pB3曲线变化。充气气体中对工件有害的气体成分的分压压强将沿pB2变化。在TB时间时，PB2的值已低于油扩散泵在TA时间时所能达到的极限压强值PA。这样，充气法除了可防止蒸发外，还可简化真空系统(省一扩散泵)、节省操作时间。如充气压力为133Pa时的50%H2+50%N2混合气体(此时，H2的分压为0.5×133Pa是安全的)时，其保护效果比133×10－4～133×10－5Pa的真空还好。这就是近年推广的高纯低压气体保护法。这个方法对高铬钢、高速钢的淬火加热，精密合金丝材及薄片、怕扩散泵油污染的活性材料的高温退火与特殊材料的钎焊是很适用的。

图3-12　充气法效果示意图

RP．油旋转泵　Mp．机械增压泵　Dp．油扩散泵

一般真空炉的加热室是以压强为133×10－2～133×10－3Pa的真空状态作为设计依据的。在高温高真空下，由于没有气流扰乱温度场，因而在有效加热区内可只有极小的温度差。在133× 10－5～1Pa范围内，温度差为±5℃。气压上升时，温度均匀性将显著下降。因此，充气压力应尽可能低，即充气压力一方面使金属元素不蒸发，另一方面又可保持小的温差。

六、真空淬火、回火的应用及实例

1．高强度钢和超高强度的真空热处理

通常把抗拉强度Rm1100～1400MPa的钢种称为高强度钢，抗拉强度Rm＞1400MPa、屈服强度ReL＞1200MPa并具有适当的塑性和韧性的钢种称为超高强度钢。

高强度钢和超高强度钢的真空淬火加热温度与普通电阻炉、盐浴炉加热相同，但对于晶粒长大倾向比较敏感的钢种，在进行真空热处理时，可采用常用温度的下限或比常用温度低5～10℃为宜。由于这类钢中含有Mn、Cr等蒸气压比较高的元素，所以，在选择真空度时要考虑Mn、Cr等元素的挥发问题。这类钢种的回火温度在200～650℃之间，对于250℃以下的回火，可采用普通空气回火炉或油炉;对于500～650℃的回火，可采用真空回火或普通回火，并采用快冷，防止回火脆性的发生。

(1)常用高强度钢和超高强度钢真空淬火、回火工艺及力学性能见表3－17。

(2)30CrMnSiA钢的真空热处理。

30CrMnSiA钢经调质后，具有优良的综合力学性能。常用来制造承受巨大冲击及循环载荷的中等截面的重要工件，如飞机起落架、发动机架、机翼主梁、翼梁接头等，是目前飞机结构中应用最广泛的钢材。

30CrMnSiA钢试样真空热处理工艺如下。

在真空处理前，先进行脱脂处理，试样在40～60℃的去油槽中浸泡30min，再放入70～100℃热水清洗机内清洗，烘干后入炉。所用真空炉为ZC－65。试样入炉后首先抽真空达1.33Pa。关闭扩散泵，让罗茨泵继续运转，然后充入N2气，使炉内压强在连续通气的情况下，维持在13.3～1.33Pa之间。试样的加热工艺为700℃保持30min，890℃保持70min，炉压均为13.3～1.33Pa。保温结束后，向炉内充入N2气使炉压增至101.3kPa，放入油中搅拌冷却。真空回火温度为520℃，保温180min，炉压为101.3kPa，回火后空冷。

30CrMnSiA钢真空处理的力学性能见表3－18、表3－19，为了比较，列入了空气炉和盐浴炉处理后的数据。

表3-18　30CrMnSiA钢常规力学性能

表3-19　30CrMnSiA钢的旋转弯曲疲劳性能

2．弹簧钢的真空热处理

弹簧材料要求经热处理后，具有较高的抗拉强度和屈强比(ReL/Rm)，高的弹性极限，高的缺口疲劳强度和足够的韧性。弹簧在使用中的破坏形式主要是疲劳断裂。弹簧表面的氧化、脱碳、裂纹、疤痕等缺陷，可严重地影响弹簧的疲劳寿命。如采用空气电阻炉或盐浴炉加热淬火，不可避免地要发生氧化、脱碳和表面合金元素贫化。采用真空热处理可避免产生影响疲劳寿命的不利因素，加之真空除气作用对提高材料韧性的有利影响，就更能改善弹簧的疲劳寿命和可靠性。弹簧钢真空热处理一般只限于一些优质弹簧钢丝制成的重要弹簧，用弹簧钢板制成的精密弹簧性元件，用很薄的弹簧钢带制造的弹簧片及其他工件。

(1)常用弹簧钢真空热处理工艺规范见表3～20。弹簧钢的合金元素中有蒸气压较高的Mn、Cr等，因此，在Mn系、Si－Mn系弹簧钢真空热处理时，淬火加热时的真空度不宜高于133×10－2 Pa;含有Cr的弹簧钢淬火加热时的真空度不宜超过133×10－3Pa。65Mn、60Si2MnA以及60Si2CrVA钢具有回火脆性，在真空回火后应在惰性气体中强制循环冷却。

表3-20　常用弹簧钢真空热处理工艺规范

(2)65Mn钢薄片状弹簧支架的真空淬火。弹性件热处理时要求组织均匀一致，这对于不太厚的片状弹簧钢来说容易达到，但突出的问题是畸变，处理的65Mn钢弹簧片厚度只有0.3mm，其形状尺寸如图3－13所示。

该弹簧片是电视机上用于选择频道的按键支架，钢的供货状态为冷轧退火态，组织为细珠光体+铁素体。

对该弹簧片的热处理畸变要求极为严格，既要求热处理后支架平面及支架边缘贴在平板的缝隙不超过0.2mm，还要求长度方向弯曲180°再松开后能完全恢复原来的形状，不允许有任何塑性畸变。

最初的淬火试验采用箱式电炉和盐浴炉加热，畸变严重。另外，用箱式炉处理时氧化脱碳严重，出现针孔状腐蚀。用盐浴炉处理时虽然表面氧化、脱碳有所减轻，但畸变仍较严重，且处理后盐浴清洗困难。此外，用箱式炉和盐浴炉处理时，由于弹簧片很薄，有时出现出炉即冷无法淬硬的情况。此后，采用了真空热处理方法，工艺如图3－14所示。

图3-13　弹簧片形状尺寸示意图

图3-14　弹簧片真空热处理工艺

冷态装炉，随炉升温。冷态真空度为1.33Pa左右，升温后，由于工件上的油脂挥发以及炉衬材料中的气体释放等而使真空度下降至66.5Pa左右。由于Mn的蒸气压较高且随温度升高而增大，因此，为防止其在高温下挥发，真空度也不宜太高。

弹簧片经预热、淬火保温后转移至冷却室油冷，入油后立即在油面上充以0.46×105～0.53×105Pa(350～400Torr)的氮气。因为真空油淬时，必须待工件入油后立即在油面上充以超过真空淬火油临界压力的中性气体(真空淬火油的临界压力即得到与大气压下有相同淬火冷却能力的最低气压)，才能使真空淬火油达到使钢淬透的冷却速度。由于工件入油后蒸气膜阶段冷却速度慢，因此，为了减小热应力引起的畸变，弹簧片入油后不开动油搅拌，以延长蒸气膜阶段，在保证淬透的前提下，尽量采用缓慢的冷却速度。

与普通淬火油相比，真空淬火油的低温区具有较低的冷却速度，因而淬火工件的组织应力小，这也是弹簧片热处理畸变小的一个主要原因。

应该指出，对于这种薄而长的弹簧片来说，真空热处理前的预应力，即装夹状态对热处理后畸变的影响也很大。因为在加热冷却过程中，对于薄而长的弹簧片来说，工件的自重、相互挤压力不均甚至连振动等都能导致畸变。为此，专门设计了一种夹具，装夹状态如图3－15所示。这样的装夹方式能够保证各弹簧片之间以及弹簧片与夹具之间贴合紧密，受力均匀，从而在一定程度上限制了弹簧片的热处理畸变。

由于在真空状态下加热具有对工件脱脂、除气及使工件表面氧化物还原等作用，因此，经上述工艺处理的弹簧片表面光亮，无氧化脱碳，弹性好，畸变合格率达90%以上。这是其他热处理方法无法达到的。

图3-15　弹簧片装夹示意图

1．固定螺栓　2．上斜铁　3．弹簧片　4．底板　5．下斜铁

3．轴承钢的真空热处理

轴承钢主要是高碳高铬钢，常用的是GCr15、GCr15SiMn。含碳量高主要是保证该钢具有高的硬度和耐磨性，加入铬是形成含铬的渗碳体(FeCr)3C，与普通高碳钢相比，它可使渗碳体细化，可使钢在淬火回火后具有较高的硬度、耐磨性、抗拉强度、弹性极限和淬透性，并且可减少淬火后的畸变。

轴承钢主要用来制造轴承以及需要承受较大负荷和具有耐磨性能的机械零件和工模具。轴承大至直径2～3m，小至直径只有几毫米，轴承的滚动体和内外套要在承受很高的交变负荷下进行工作，其接触应力很大，达3500～5000MPa，循环受力次数每分钟达数万次。轴承的损坏形式主要是磨损和疲劳破坏，因此，对轴承要求硬度均匀，耐磨性好，高的弹性极限和接触疲劳强度，足够的韧性、淬透性和尺寸稳定性。要达到上述要求，除了与热处理有关外，原材料的原始组织、碳化物颗粒大小和分布是否均匀等也有很重要的影响，因此，碳化物等级应符合规定的要求。

(1)轴承钢的真空热处理。

目前，在实际生产中需要真空热处理的只是要求精度高、热处理畸变小、硬度均匀和热处理后难以进行精加工的微型轴承和高精度轴承;用轴承钢制造的液压元件中的叶片定子、柱塞泵中的柱塞以及其他精密零件、工模具等。对无铬轴承钢，因其有脱碳倾向，也采用真空热处理。经过真空热处理，可以使轴承的耐磨性和接触疲劳寿命提高2倍以上，可以使轴承钢制造的液压偶件、精密零件、工模具不致氧化、脱碳和腐蚀，并减少热处理后的畸变。

表3－21为常用轴承钢真空热处理工艺规范。表中的淬火温度可根据具体情况选择，当零件截面尺寸较小时，宜采用规定温度的下限;截面尺寸较大时，宜采用温度上限，因为截面尺寸较大的轴承或工件毛坯在锻造或滚圈时变形量小，因此，碳化物破碎程度稍差，颗粒度稍粗而且不大均匀，淬火加热温度偏于上限，就有利于碳化物的溶解。真空度的选择主要看钢中是否含有蒸气压较高的合金元素，如钢中Mn的含量较多，则淬火加热时应选择较低的真空度(13.3Pa)，因在1.33Pa真空度下加热的零件，在表面10～20μm深处有Mn的挥发。对铬轴承钢，真空度可适当增高到1.33Pa，但不宜超过0.133Pa。轴承钢制成的轴承或零件，热处理后一般要求的硬度较高，故可在普通循环空气电炉或油炉中进行回火。

表3-21　常用轴承钢的真空热处理工艺规范

注:含Mn轴承钢，为防止Mn的真空挥发，在加热前要向炉内回充高纯氮气。

对于尺寸稳定性有严格要求的轴承或零件以及在低温下工作的轴承，真空淬火后需紧接着进行冷处理，冷处理可在－78℃的干冰酒精或－196℃的液氮中进行，时间1～2h。真空热处理后的应力较普通炉子热处理的要小，因此，冷处理时产生裂纹的几率也少。

(2)GCr15钢针阀的真空热处理。技术要求:热处理后HRC62～65。

某厂针阀体原先用保护气氛炉淬火。由于脱碳和畸变大，废品率为30%～40%。采用真空淬火后，表面光亮，无脱碳，畸变小，合格率达98%以上。经济效益极为可观，零件简图及工艺曲线如图3－16所示。

图3-16　针阀体简图及其真空热处理工艺

4．高速工具钢的真空热处理

(1)高速钢真空热处理工艺。

常用高速钢真空热处理工艺规范列入表3－22内，现就高速钢真空热处理有关问题简述如下。

①高速钢为含有高合金元素的钢种，除主要含合金元素钨、钼、铬、钒、钴外，还有铝、硅、锰、铌等。高速钢一般淬火温度为1180～1280℃，在这样高的温度下，铬、锰、铝是极易挥发的。因此，高速钢真空热处理时，其真空度不宜过高，通常是在第二次预热时或升至淬火加热温度以前，向炉内回充高纯度惰性气体，使真空度控制在133×10－1～133×10－2Pa范围内进行加热。

②高速钢导热性较差，为减少加热时产生的应力而导致工具畸变甚至产生裂纹，在热处理时需要进行一次或两次预热，再进行高温加热。如一些精密工具或截面较厚的大型工具，通常采用两次预热;第一次预热温度为550～600℃;第二次预热温度为850～900℃。

含有钴的高速钢又称超硬型高速钢，适合制造用来加工镍基、钴基高温合金，钛合金等加工性能不好的材料的切削工具。为了达到理想的红硬性，使碳化物能充分和均匀溶解于奥氏体中，故可以适当延长加热保温时间。

③高速钢真空热处理后，也存在晶粒度稍粗的问题。因此，高速钢真空热处理时，淬火温度应比普通热处理温度降低10～20℃为宜。对于一些螺纹刀具，小型精密工具的真空热处理，可采用表3－22中规定淬火加热温度的中、低值或降低10℃左右为好。对于一些冲头、冲模等各种工模具的真空热处理，采用较低淬火温度淬火，耐磨性和韧性都比较好，可以显著地提高其使用寿命。

④工具的有效厚度在40mm以下，一般采用真空气体淬火，既可淬到所要求的硬度，又可大大减少工具的畸变。当工具的有效厚度在40～80mm，则采用正压气淬为宜。真空油淬火一般是当工具尺寸较大，装炉量较多的情况下采用。但是，当某些工具对红硬性、耐磨性和使用寿命有特殊要求时，即使工具的有效厚度并不大，仍以真空油淬火为好。

高速钢淬火温度很高，在淬火时，淬火油被热分解碳化而附在工具表面，加上油中的酸值、碳分等杂质的不良影响，所以，截面稍厚的工具，真空油淬火后表面光亮度较差，表面中心部位发暗甚至变黑。为了避免这种现象，工具从炉子加热室移至冷却室后，应预冷一段时间再入油淬火。

⑤高速钢真空回火。经真空淬火的高速钢需在530～590℃范围内，回火2～3次，每次1.5～2h。其目的是使残余奥氏体转变为马氏体;使得渗碳体型碳化物向特殊碳化物转变，并可消除淬火时的应力，提高强度、韧性和使用寿命。为了能在高速钢真空回火过程中保持真空淬火时的表面光亮度，应向炉内回充90%的氮和10%的氢的混合气体。由于氢的还原作用，从而使真空回火后的高速钢可以保持真空淬火后的表面光亮度。

(2)高速钢真空油淬火后工件截面表层生成的白层。

高速钢种经真空油淬火后，工件截面表层会生成15～50μm的白层，其他钢种经真空油淬火后均不会有此现象。随着高速钢淬火温度的提高，白层的厚度增大，如高速钢分别在1180℃、1200℃、1220℃，真空度为133×10－2Pa的条件下油淬火后，所生成的白层厚度分别为25μm、30μm、40μm;随着高速钢零件有效厚度增大，所生成的白层也加厚。但加热保温时间不同，对白层的厚度没有影响。

高速钢表面所生成的白层，主要是由含碳量较高并具有回火稳定性的奥氏体及少量马氏体、M6C型碳化物所组成。这是由于高速钢在真空高温加热时，经真空净化作用，使其表面处于活化状态，当其工件在1200～1280℃时于油中淬火，在温度降至1000℃左右的瞬间，炽热的工件会使淬火油发生热分解，生成碳原子并随即被工件吸收而产生渗碳作用的结果。工件在上述温度范围维持的时间越长，渗碳层(白层)越深。因此，大截面的工件和淬火温度高的工件，其渗碳作用越显著，白层也就越深。

高速钢真空油淬后，表面白层经金相检验，表明白层中的晶界不易腐蚀，用硝酸酒精、苦味酸、盐酸苦味醇酸和饱和苦味酸进行腐蚀均呈白色。经显微硬度测量，表面硬度很低，说明表面主要是奥氏体，而往里测量硬度逐渐增高，这是因为马氏体增多，到25μm处硬度达到最高，为HV1000，此处正是白层与基体界面稍偏里处，再往里所测量的硬度值又趋向一致，见图3－17。

为了防止或减少高速钢真空油淬火生成的白层，在加热保温后预冷至1000℃以下再入油淬火。这样既不会发生奥氏体转变而影响硬度，也不会生成白层，同时可减少冷却时的应力和畸变，改善工件表面的光亮度。

(3)高速钢小规格直柄钻头正压气淬。

某厂生产的高速钢φ2～φ2.9mm直柄钻头，已全部采用真空加热与加压气淬热处理工艺。真空炉为美国的H36－IQ6及沈阳产的VFH－100PT。下面介绍该厂生产的小规格直柄钻头真空加热与加压气淬的热处理工艺。

图3－17白层的断面硬度分布与淬火温度的关系

SKH915min，133×10－2Pa
1．1220℃2．1200℃3．1180℃

①设备概况。

工作尺寸:607mm×607mm×914mm;最大装载量:454kg;工作温度:204～1455℃;炉温均匀性:±5℃;额定加热功率: 150kW;极限真空度:1.33×10－3Pa;压升率:6.7×10－1Pa/h;气淬压力:0.5MPa。

②工艺实验:

a．原材料:CW6Mo5Cr4V2。

b．技术要求。热处理后硬度:HRC63～66;畸变量:径跳≤0.06mm;外观:表面不得有氧化、脱碳、腐蚀等缺陷。

c．热处理工艺过程。工艺路线:清洗→装夹→入炉→抽空→真空加热与加压气淬→出炉→装“V”形夹具→回火→交检→精磨→回火。

真空加热与加压气淬工艺曲线如图3－18所示。回火工艺曲线如图3－19所示。需要说明的是，此产品经两次回火后转下道工序(精磨)后再进行第三次回火。

图3-18　真空加热与加热气淬工艺曲线

图3-19　回火工艺及曲线

d．热处理工艺过程的注意事项。钻头入真空炉前必须用汽油清洗，去除表面附着的油脂污物，待汽油挥发后必须进行装夹，为减少弯曲畸变，按钻头不同规格选用相应的淬火夹具将钻头垂直紧装在夹具中，夹具如图3－20所示;装好的夹具应均匀地摆放在料筐中，相互间要留有一定间距，以利于加热和冷却均匀，一次装炉量不得超过80kg。

图3-20　夹具

③真空加热与加压气淬工艺分析。

a．如图3－18所示，为使奥氏体化组织均匀及减少畸变，经过长期实践，将预热选择为800℃和1000℃两段预热工艺。

b．如图3－18所示，在装炉后进行抽真空，待炉内压力达到0.13～0.0013Pa真空度时，开始加热升温。在800℃预热保温结束后向炉内回充高纯氮气(99.999%)，控制炉内压力为80～106Pa，以防止钻头在高温状态下合金元素蒸发和相互粘连。

5．模具钢的真空热处理

如何提高模具寿命，热处理是关键。据国内外有关模具失效分析的资料统计，在设计、选材合理的前提下，由于热处理不当而造成的失效44%～70%，模具在真空热处理时可以取得一般热处理所不能取得的效果。真空热处理后模具寿命普遍有所提高，一般提高40%～400%。一般真空热处理的冷冲模的打光工时可节省1/4～1/3。所以，工模具采用真空热处理已成为目前国内外模具行业的总趋势。

(1)常用模具钢真空热处理工艺规范。

模具的工作条件千差万别，要根据模具不同的工作条件，采用不同的真空热处理工艺。表3－23列出了一些常用模具钢真空热处理工艺规范。

表3-23　模具的真空热处理工艺(推荐)

续表

(2)真空热处理对4Cr5MoSiV1(H13)钢的性能及畸变的影响。

4Cr5MoSiV1钢是应用量较大的热作模具钢，主要用于压铸模、热挤压模及塑料模等。

试验用钢为国产φ150mm电炉+VHD炉外精炼钢棒，化学成分(质量分数)见表3－24，试样和试验模具取同一炉次钢棒，并用相同方法改锻和预处理，钢棒的原始硬度、预处理后的硬度和球化退火后硬度分别为HB207～217、HB237、HB202。试样的制备工艺为:圆钢棒→锯切→改锻→取试样和模具毛坯→预处理→真空热处理→试验或生产试制。

表3-24　试验用钢4Cr5MoSiV1的化学成分　(%)

①高温滑动磨损试验。

试件的热处理工艺见表3－25。

用改进的Tittagala法，即模具试样装夹在车床三爪卡盘上，随车头旋转，铝冲头固定在小刀架上，用高频感应圈加热，小刀架在汽缸活塞的推动下，间隙冲击模具试样，进行高温滑动磨损试验(试样图略)。

表3-25　试验材料与热处理工艺

试验时采用内燃机汽缸油润滑，每一磨损循环喷射一次，时间为3s，磨损循环时间为4s，接触时间1s，磨损滑动速度为1.33m/s，磨损轴向载荷为843.4N(汽缸气压为0.196MPa)，转速为670r/min。

试样在试验前后经肥皂水、酒精、丙酮及超声波清洗，于干燥器内静置2h以上，用万分之一天平称重。

试验过程中，用显微镜观察清洗后的磨损表面形貌特征。磨损试验后，用线切割切下模具试样，置于扫描电镜内观察磨损后的微观形貌及表面微区成分。

4Cr5MoSiV1钢模具试验经不同温度加热淬火，600℃+ 580℃两次回火。

试验结果表明:4Cr5MoSiV1钢在循环最初300次内磨损量都比较高，占总磨损量的40%～70%，以后磨损趋于稳定。随着淬火加热温度升高，磨损抗力增加，磨损量下降，在相同热处理规范的条件下(1040℃淬火，600℃+580℃回火)，真空热处理试样的磨损量比常规热处理试样的低8%。

4Cr5MoSiV1钢经过不同热处理后进行不同磨损次数试验，其磨损形貌如下。

a．1020℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损500次，表面形貌划痕较细而均匀，大小剥落坑较少，不规则划痕少，轻黏附，畸变小。

b．1080℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损500次表面形貌划痕较细而均匀，大小剥落坑较少，不规则划痕少，轻黏附，畸变小。

c．1020℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损1500次，表面形貌划痕粗细不均匀，大小剥落坑多，不规则划痕较粗而少，畸变较大，黏附较重。

d．1080℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损1500次表面形貌划痕较细而均匀，剥落坑少而小，不规则划痕少而细，轻黏附，畸变小。

e．1020℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损2500次，大小剥落坑较多，划痕较粗不均匀，不规则的多且粗，黏铝较多，畸变较小。

f．1040℃真空淬火，600℃+580℃回火，磨损2500次，剥落坑小且少，划痕细小均匀，不规则划痕少而细，黏铝较少，畸变小。

g．1040℃常规淬火，600℃+580℃回火，磨损2500次，大小剥落坑最多，划痕粗大且不均匀，不规则划痕较少，黏铝严重，畸变较大。

结果表明，经不同温度淬火，600℃+580℃回火的模具试样的磨损形貌，以1080℃和1040℃真空淬火的最好，1020℃真空淬火的次之，而1040℃常规淬火的最差。

4Cr5MoSiV1钢试样经2500次热磨损，由电镜能谱分析试样表面微区成分见表3－26。

表3-26　磨损试样表面微区成分分析结果(铝的质量分数，%)

试验结果表明:划痕与剥落坑处铝的含量均高，磨损平面处较低，这可能与划痕、剥落坑处易于黏铝有关。在磨损过程中，清洗试样时发现黏铝较轻的507组(1040℃真空淬火)、511组(1080℃真空淬火)只需清洗一次即可得出失重数据，而黏铝严重的非真空淬火试样清洗困难，往往产生超重现象。这从另一方面表明耐磨性高的试样黏铝性能也较优越。

②Uddeholm热疲劳试验。

试验材料及热处理工艺见表3－25，采用模拟性强的Uddeholm热疲劳试验方法评定材料的热疲劳级别，高频加热，压缩空气喷水冷却试样，以试样表面产生网状裂纹的尺寸、主裂纹的尺寸和深度，与标准图谱对照进行评级。试验循环温度范围为: 200℃→←680℃和200℃→←650℃，循环次数为:1×103N，冷却介质为压缩空气夹带水雾，空气压力为0.245MPa。疲劳试验结果见表3－27及表3－28。

表3-27　4Cr5MoSiV1钢热疲劳试验结果(200℃→←680℃)

表3-28　4Cr5MoSiV1钢热疲劳试验结果(200℃→←650℃)

试验结果表明，在钢的晶粒无明显粗化的前提下，适当提高淬火温度有利于改善材料的热疲劳抗力。即因为钢的热疲劳抗力主要取决于材料的高温屈服强度和回火的稳定性，提高钢的淬火温度使固溶强化、马氏体相变强化效果得到增强，强度、硬度提高;提高淬火温度使钢的回火稳定性增加，试验材料中含有一定量的Mo、V等合金元素，即使在较高温度下回火，仍具有一定的饱和碳浓度和细小的碳化物;提高淬火温度使钢的强韧性增强，随着奥氏体化温度的升高，位错马氏体数量增加，基体的位错密度增强，使回火析出碳化物的弥散度加大，微细碳化的对裂纹扩展起到阻碍作用。

在相同热处理规范条件下(1040℃淬火，600℃+580℃回火)，真空热处理试样的热疲劳抗力比常规热处理试样的热疲劳抗力提高25%。这可能与真空热处理具有脱气、无氧化脱碳等因素有关。这种规律也存在于常规力学性能之中。

4Cr5MoSiV1钢经不同温度淬火、回火，1000次循环后的热疲劳裂纹形貌分析表明:

a．1020℃真空淬火，600℃+580℃回火，200℃→←680℃、N=1000，热疲劳裂纹级别A+B=4;

b．1040℃真空淬火，600℃+580℃回火，200℃→←680℃、N=1000，热疲劳裂纹级别A+B=4;

c．1040℃常规淬火，600℃+580℃回火，200℃→←680℃，N=1000，热疲劳裂纹级别A+B=5;

d．1020℃真空淬火，600℃+580℃回火，200℃→←650℃，N=1000，热疲劳裂纹级别A+B=3。

e．1040℃真空淬火，600℃+580℃回火，200℃→←650℃，N=1000，热疲劳裂纹级别A+B=4。

试验结果表明，四种淬火温度对4Cr5MoSiV1钢真空热处理与常规热处理后热疲劳性能的影响为:1080℃真空淬火者最佳(无热疲劳裂纹);1020℃、1040℃真空淬火者热疲劳级别相当(4级);1040℃常规淬火者最差(5级)。

③真空热处理对模孔尺寸变化的影响。

4Cr5MoSiV1钢精加工成模孔试样(图略)。在Zc30－13型真空热处理炉中进行淬火，在Sx－4－10型实验电炉中回火。热处理工艺为1040℃淬火，600℃+580℃两次回火。淬火前后用工具显微镜和块规检测畸变试样中15个部位的尺寸，以观察其尺寸变化。

模拟试样淬火前后的畸变量列于表3－29。

表3-29　模拟试样淬火前后的畸变量

试验结果表明，模拟试样畸变量仅在－8μm与+2μm之间变化，具有形孔尺寸缩小的趋势大于膨胀的趋势，这就为采用真空热处理、减少模具加工工序创造了条件，使模具热处理由中间工序变为最终工序，减少车工序和磨床加工余量，使得组合模在淬火前配装成为现实，可大大减少加工综合成本，提高模具生产效率。

④结论。

a．铝合金挤压用4Cr5MoSiV1钢模具的真空热处理与常规热处理相比，具有节能、省时、热处理畸变小、提高模具寿命和挤压铝制品的质量，简化工艺、减少工序、提高生产效率、降低综合成本等优点，是一种理想的热处理方法。

b．4Cr5MoSiV1钢模具经1040℃真空加热，0.133～80000Pa气压下真空油淬，600℃+580℃两次电炉回火后，具有良好的综合性能，均匀致密组织，韧塑性得到改善，是一种值得推荐的真空热处理工艺。

c．经真空热处理的模具具有良好的高温综合性能，热磨损和热疲劳抗力高。随着淬火温度的升高，上述性能有上升的趋势。

(3)3Cr2W8V钢制压铸模的真空热处理。

图3-21　3Cr2W8V钢压铸模尺寸

用3Cr2W8V钢制作的XD－120型电机转子铝压铸模工件，外形尺寸为220mm×140mm× 20mm，如图3－21所示，单件质量7kg。模具型腔除承受高的压力外，还承受高温铝的冲刷。脱模用手工，需用力棒打和锤击，使用一段时间还需用水浇冷却模具，模具工作条件恶劣，故要求有高的耐磨性、耐热疲劳性、足够的硬度和韧性。模具φ90mm处(图3－21)要求精度为φ90－0.23mm。因热处理后无法再进行研修加工而直接使用，所以，要求模具热处理后表面质量好，并尽可能减少畸变。

该模具原处理工艺有两种:一是调质处理后氮化;二是在空气炉中装箱，用木炭、铁屑保护实现淬火、回火处理。第一种工艺因型腔表面小孔处氮化层不易均匀，使用中出现夹铝使脱模困难，所以不受工人欢迎。第二种工艺除质量不稳定外，劳动条件不好，生产效率低，因而没有发展前途。

根据对压铸模性能的要求，采用了真空热处理，并对工艺进行了优选。优选后的工艺是800℃预热60min，真空度13.3～1.33Pa，见图3－22，使用设备为WZ－20型真空淬火炉，装炉量每炉2块。

图3-22　3Cr2W8V钢压铸模真空热处理工艺

因以上工艺不是手册上所列的常规工艺，故说明如下。

800℃预热是为了减少畸变。淬火温度的选择则是为使模具获得好的使用性能。根据3Cr2W8V钢的热疲劳曲线(图3－23)，在1180℃以下，热疲劳抗力随淬火温度的提高而升高。在1180℃以上则随淬火温度的提高而降低，在1180℃左右时，3Cr2W8V钢具有最佳的热疲劳抗力。热疲劳抗力随淬火温度升高而增加的原因是钢基体合金化程度提高。但当淬火温度过高时，虽然钢中奥氏体合金元素的固溶量增加，合金化程度提高，但高温加热带来了晶粒的粗大，这对热疲劳抗力的影响反而是不利的。所以，综合两方面的影响规律，选择压铸模的淬火温度为1150℃。

图3-23　淬火温度对3Cr2W8V钢热疲劳抗力的影响

800℃⇄水冷，循环前，HRC49～51　A—产生0.4mm裂纹的循环次数

回火温度是综合模具对热疲劳性能、硬度、韧性的要求而选择的。据资料介绍，3Cr2W8V钢压铸模的淬火温度由1050℃提高到1150℃，回火温度提高到670～680℃时，可以使热疲劳裂纹形成的时间推迟，扩展速度降低。因此，将压铸模的回火温度选择为670～680℃。真空度的选择以高于1333～133Pa，低于1.33Pa为宜，真空度太低时，不宜保证模具型腔的表面质量，真空度太高时，因为是高温加热，易引起钢表面合金元素的挥发。实际生产中，如果真空度超过1.33Pa时，可回充高纯氮气(φ(N2)=99.999%)，使真空度保持在1.33Pa以下。

从以上工艺还可以看出，淬火温度较高，回火温度也较高，这样高淬高回火的热处理工艺在空气炉、盐浴炉等其他炉型中要使模具表面光亮、无氧化是不容易的，而在真空热处理炉中却是简便易行的。更可贵的是真空加热时，缓慢的加热速度有助于减少被加热零件的畸变，这对于模具一类的产品更是求之不得的。

经真空淬火、回火处理后的3Cr2W8V钢压铸模零件，硬度为HRC47～51。经对9块模具零件的测量，φ90mm处的变化为φ0.90－0.21mm，符合技术要求。使用寿命平均由原来的7～8千件上升到万件以上。

(4)Cr12MoV钢制硅钢冷冲凹模的真空热处理。

图3－24为Cr12MoV钢冷冲凹模的形状与尺寸，厚度为20mm。该冷模原热处理工艺是在箱式高温电阻炉中加热，淬入400℃硝盐浴中，180℃回火，其工艺曲线见图3－25。真空热处理工艺曲线见图3－26。

图3-24　Cr12MoV冷冲凹模形状及尺寸

图3-25　冷冲模原工艺

经两种工艺处理后的冷冲模，宏观硬度虽然都可达到HRC62以上，但经真空热处理后的冷冲模不仅表面光亮，而且还有一个突出的工艺效果，即冷冲模上4个φ8mm的定位销孔畸变很小，均在－0.02mm以下，该4个定位孔的加工尺寸是φ8mm+0.016mm，这样，经真空热处理后可不研修或很少研修就可使用，节约了工时，缩短了模具制造周期。而经原工艺处理的冷冲模，定位孔的畸变量均在－0.05mm左右。因淬火硬度在HRC62以上，该孔研修比较困难和耗时。真空热处理还可以杜绝氧化、脱碳层的产生，保证了型腔边缘等处的硬度，使模具寿命有所提高。

图3-26　Cr12MoV冷冲模真空热处理工艺

6．不锈钢的真空热处理

(1)需要采用真空热处理的几种典型零件。

①奥氏体不锈钢制成的形状复杂的钣金件，需要经过多次冲压拉伸成型，因此，在成型前以及成型过程中要进行退火，使材料变软及消除冷作硬化效应而恢复其塑性。同时，在冲压拉伸过程中，为防止零件划伤，需在零件表面涂以油脂或其他润滑剂，在生产和搬运过程中也不可避免地使零件表面沾有灰尘油污水迹和手汗痕迹。实践证明，即使采用高效水溶性清洗剂、汽油、酒精、丙酮等，也很难彻底清除掉这些污物。这样，当奥氏体钢在普通空气炉中淬火(固溶处理)时，没有清洗净的油脂和碳氢化合物即要氧化分解为碳原子并被炽热的钢所吸收，在被沾污的钢表面有轻微的增碳，经水中淬火后，这些部位呈现出花斑，整个零件得不到均匀一致的氧化层，经去氧化皮酸洗后，这些部位(渗碳部位)的抗腐蚀性能降低而被腐蚀成小坑，往往造成报废。采用真空热处理即可得到满意的结果，特别是油脂类的碳氢化合物的蒸气压较高，在抽真空及开始加热不久即被蒸发而由真空泵抽走，因此，不可能产生局部渗碳现象，同时可保证满足继续成型的塑性要求，并且对材料的晶间腐蚀性能没有影响。

②2Cr13、3Cr13、马氏体不锈钢制成的活门壳体和液压偶件里面有直径很小的油路气路小孔、内螺纹、盲孔，而且活门座的型面尺寸精度和光洁度要求都比较高，绝对不允许在热处理时产生氧化和腐蚀点，否则密封不好，影响活门的正常工作。采用真空热处理后可以保证得到光洁的表面，无氧化和腐蚀点而且热处理后的畸变小。

③奥氏体、马氏体不锈钢以及沉淀硬化不锈钢精密铸造的叶片及其他各种零件，其表面光洁度和尺寸精度在热处理前均已达到技术要求，一般不再进行机械加工或很少加工。有的材料，如马氏体铬不锈钢、沉淀硬化不锈钢等，为了改善强度和塑性，铸造后尚需在1140℃左右进行均匀化处理，使自由铁素体有一定程度的球化，然后还要进行淬火、回火或固溶处理。这些零件的表面及尺寸精度要求高，而且经过几次热处理，这就要求在热处理时做到防止氧化和表面合金元素贫化。国外对某些重要零件，规定热处理后表面的氧化和合金元素贫化层深度不得超过0.0254mm;尽量减少热处理后的畸变。因此，采用真空热处理最为适宜。

(2)真空热处理工艺。

表3－30为常用不锈耐热钢的真空热处理工艺规范。除了淬火回火固溶处理外，也可在真空中进行均匀化退火或消除应力退火。

①当热处理温度相同时，真空淬火的马氏体不锈钢的晶粒度比普通电炉加热淬火的晶粒度要大一级，这是由于真空的除气作用而使钢材中阻止晶粒长大的气体杂质和气体化合物的去除有关，但对材料的冲击韧性并无显著的影响。

表3-30　常用不锈耐热钢真空热处理工艺规范

②双相不锈钢，如1Cr21Ni5Ti的冲压拉伸件，有时也要在真空中进行热处理或钎焊。但须注意，热处理和钎焊后的冷却速度不能太慢，因为在700～800℃如冷却缓慢，就要析出σ脆性相，在500～650℃缓冷也会有金属间化合物析出和产生所谓的475℃脆性，从而使材料异常变脆而不能使用。如材料中铝和钛含量偏高更是如此。铁素体不锈钢对475℃脆性极为敏感，因此，真空热处理的冷却速度很重要。

③马氏体不锈钢的奥氏体稳定性不算太高，故为了达到完全淬火，通常是在油中冷却。但是，当马氏体不锈钢制成的零件截面不太厚时，采用真空气淬，即在强制循环惰性气体(高纯氮或高纯氩)中冷却即可完全淬透，而且表面光亮度好，畸变也小。在生产中，2Cr13钢件的截面厚度稍大时，虽然真空气淬仍可淬到所要求的最大硬度，但从中心截取的试样做机械性能试验时，发现其冲击韧性和抗腐蚀性能要比截面尺寸相同、用真空油淬的要低。当然，采用真空正压气淬可以扩大马氏体不锈钢气淬的尺寸范围。

这里应该特别提到的是，奥氏体镍铬钢在真空中加热，通入纯氮分压以及最后采用纯氮进行冷却的试样表面，借助电子探针进行分析，发现有Cr2N在钢的表面析出，由于微量的渗氮而使其力学性能变坏，即Rm增高，Z%下降，与用纯氩气体进行分压和冷却的相比，硬度也要高，渗氮对抗腐蚀性能也有一定的影响。虽然在实际生产中，奥氏体不锈钢真空热处理采用纯氮分压和冷却未曾发现在使用时有多大的影响，但是，对很薄的钢板或钢带制成的零件，在真空热处理时还是采用高纯氩来进行分压和冷却为好。

④在制订不锈钢零件的真空热处理规范时，要根据零件的材料、形状、厚度以及热处理后畸变量、尺寸精度等要求而定。对于热处理后没有畸变要求或壁厚较薄的零件，可以不经过预热，直接随炉升温至淬火(或固溶)温度，这样可提高生产效率，降低能耗。对于厚度较厚、尺寸较大，要求热处理后畸变小的零件以及在装炉量较多的情况下，为减少加热时零件外表面与心部的温差，减少加热时的热应力和加热时的畸变，建议采用一段预热(800～850℃)或两段预热(450～550℃、800～850℃)，然后再加热的工艺方法。经过预热的零件一方面在加热时外表面与心部温差较小，另一方面最终加热温度在1000℃以上或接近1000℃，这时主要靠辐射传热，传热速度快，很快可使零件外表面与心部达到均一的温度。

常用的马氏体和沉淀硬化不锈钢，回火和时效的温度范围有250℃以下的低温回火和500～700℃的高温回火。低温回火可在普通空气炉或其他炉中进行。高温回火可在真空炉内进行，回火时间可按表3－31中的时间的1.5倍来计算。

表3-31　采用通入惰性气体的真空回火时间

(3)1Cr11Ni2MoV不锈钢真空正压气淬与真空油淬对比。

①试验设备及方法。真空正压气淬工艺试验在美国Abar－Epsen公司生产的H3636型真空正压气淬炉上进行。油淬试验在北京机电研究所生产的WZC－30G真空油淬炉上完成，回火用真空正压气淬炉。

试验所用材料为φ30mm棒材，将棒材加工成试验所需各种试样，包括冷速试样、淬透性试样、力学性能试样、金相试样。试验试样为钢丝卡环(外径中φ400mm，内径中φ370mm)。

试样制备两份，一份随钢丝卡环零件进行真空正压气淬试验，一份做真空油淬试验。

热处理工艺如下。

淬火:800℃×1h+1000℃×1.5h气冷或油冷。

回火:570℃×2h，0.2MPa氩冷。

真空正压气淬:零件及试样入炉后，随炉升温并保温结束，充入0.5MPa高纯氩气，风扇搅拌约10min，当炉温降到80℃左右时，出炉。充气淬火的同时测量同零件等效厚度的试样中心的冷却速度曲线。

油淬:试样入炉后，随炉升温并保温结束，入油并搅拌约10min出炉。

回火:将气淬和油淬后的零件及试样一起随炉升温到570℃并保温，然后再充入0.2MPa高纯氩气并风扇搅拌后出炉。

②试验结果与讨论。我们从气淬的冷却速度曲线看出，试样从1000℃冷却到Ms(345℃)点的时间为5min，由于该钢合金元素种类多且含量高，使C曲线大大右移，故在此条件下淬火可看得到马氏体组织。但据资料表明，该钢淬火时快冷，对耐蚀性和韧性的提高有较大的贡献，所以，淬火时宜选用较大的冷却压力。

力学性能结果见表3－32、表3－33。

真空正压气淬(未回火)后的硬度值为HRC43～55;油淬(未回火)后的硬度值为HRC46～48。

表3-32　试样拉伸性能

表3-33　试样冲击性能

将淬透性试样从(1/2)L+ 0.5mm处线切割后，再将长段从线切割端平磨0.5mm见光，从中心到边缘每隔2mm打一点硬度值，取两半径上对应点硬度的平均值(HRC)，其结果如下。

气淬:由心部到外，42.0、41.5、41.5、41.5、41.0，平均为41.5。

油淬:由心部到外，37.0、37.0、38.0、38.5、38.5，平均为37.8。

热处理后的显微组织均为回火索氏体。

从以上结果看出，该钢真空正压气淬后的Rm比油淬稍高。这一点从淬透性试样的硬度值上也可得到验证，说明对淬透性较好的Cr13改型马氏体不锈钢，可用真空正压气淬替代油淬，这样，可使表面更光亮，并减少除油工序，避免了再次污染的机会，降低了成本;同时，真空正压气淬炉也较油淬炉易于操作，可靠性和工艺再现性高。冲击试验气淬与油淬基本相当，并且冲击值较高，满足技术条件要求。从淬透性结果看，心部到外的硬度值(HRC)偏差在±1.5以内，完全淬透。由于硬度值要求在HRC34.0～40.5，所以，硬度值也达到要求。正压气淬的硬度值比油淬稍高。淬火并回火后的显微组织为回火索氏体，两种工艺从显微组织看无太大差别。

从零件上、中、下端分别检测的硬度值分析，不同位置硬度值(HRC)偏差在±1.5以内，满足设计要求。这说明该零件淬火后硬度均匀，各部分都已淬硬，所以，该零件用真空正压气淬替代油淬是可行的。从零件不同位置的显微组织看出，都为回火索氏体，上、中、下端无本质区别。淬火后零件外圆无碰伤，无氧化皮，表面光亮。

③结论。1Cr11Ni2W2MoV钢用真空正压气淬工艺热处理是可行的，其工艺如下。

淬火:800℃×1h+1000℃×1.5h，0.5MPa氩气冷却。

回火:570℃×2h，0.2MPa氩气冷却。

1Cr11Ni2W2MoV钢制零件真空正压气淬后，性能满足技术条件要求，强度、硬度比油淬稍高，淬透性好，零件各部分硬度均匀，淬后组织为回火索氏体。

1Cr11Ni2W2MoV钢制零件气淬后表面光亮，无污染。

(4)2Cr13不锈钢销轴真空热处理。销轴简图及真空热处理工艺曲线见图3－27，技术要求为HRC(52±2)。

图3-27　销轴简图及其真空热处理工艺

原用盐浴加热油冷淬火，清洗困难，表面质量差且硬度达不到技术要求;若用水冷淬火，则易产生开裂。真空热处理后，表面质量好，硬度为HRC52。达到美国西屋公司塑壳开关零件的技术要求。

第四节　真空渗碳及真空离子渗碳

真空化学热处理的基本原理与普通化学热处理相同，大致可分为三个基本过程。

(1)活性介质在真空条件下加热，分解成活性原子，如

CH4→［C］+2H2

(2)活性原子被钢表面吸附并吸收。

(3)活性原子沿着浓度梯度下降的方向，在钢内扩散。

但是，由于在真空条件下加热，不必担心工件表面和介质的氧化，因此，可以提高加热温度，从而提高渗入原子的扩散速度及介质的活性。同时，真空加热条件下，零件表面经脱气净化、活化，提高了工件表面对参与化学反应气体及反应产生的活性原子的吸附、吸收率。所以，真空化学热处理相对于普通化学热处理而言，最突出的优点是渗入速度快，生产效率高，渗层质量好。由于渗速快，处理时间短，节省电力，渗入元素无氧化损失，消耗少，因此，经济性好(工艺本身成本低)。同时，还具有表面光洁，工件畸变小，对环境污染小，劳动条件好，易于实现自动化生产等优点。

目前，真空化学热处理比较成熟的工艺有真空渗碳、真空渗氮、真空碳氮共渗等。

一、真空渗碳

所谓真空渗碳，就是向真空炉内通入含碳介质进行渗碳。它是在高温渗碳的基础上发展起来的，现在已广泛地应用于生产。

真空渗碳过程与常规渗碳过程相同，也是由分解、吸收、扩散三个阶段组成的。

1．真空渗碳原理

(1)渗碳气的分解。

真空渗碳以高纯度的天然气(主要为CH4)或丙烷作为渗碳气源并直接通入炉内进行渗碳。在渗碳温度下，甲烷的分解反应式如下:

CH4═CH3+H

CH3+CH4═C2H6+H

C2H6═C2H4+H2

C2H4═C2H2+H2

C2H2═2［C］+H2(www.chuimin.cn)

甲烷的分解需消耗大量的热量，其反应可表达为:

CH4═C+2H2－45.2kJ

这是一个吸热反应。因此，提高温度可使反应自左向右进行，即甲烷分解得更完全。

甲烷分解速度一般是很小的，在没有催化剂的情况下，要使反应达到平衡需要很长的时间。在热处理生产过程中，铁和钢的表面对甲烷的分解起了良好的催化作用。此时，渗碳反应过程可写成下式:

CH4═［C］+2H2

一般在1000℃以上的温度进行渗碳时宜采用甲烷气。在1000℃以下，由于甲烷分解得不完全，因此，容易产生炭黑。

以丙烷作为渗碳气源时，在1000℃左右高温下发生的热分解反应为:

C3H8═C2H4+CH4

此后便按照前述的反应式进行反应，做进一步的分解。丙烷的热分解速度较甲烷的热分解速度快几千倍，产生的碳原子为甲烷分解产生的碳原子数的3倍。因此，可以认为，以丙烷做渗碳剂时，其消耗量仅为甲烷的1/3。在1000℃以下温度渗碳时可采用丙烷。

(2)吸收阶段。

关于渗碳过程中钢零件表面对碳原子的吸收过程和机理有几种观点。一种观点是，在渗碳时，钢零件表面与渗碳气氛之间产生了化学反应，在表面层形成一薄层渗碳体，其反应如下:

3Fe+CH4═Fe3C+2H2

然后，薄层渗碳体分解出碳原子并向内部扩散。

另一种观点是，渗碳气分解产生的活性碳原子吸附在钢的表面并溶入奥氏体内。活性碳原子所以能吸附在钢件表面，是由于其表面原子与内部原子所处的应力场不同。

这两种观点都有工艺事实为依据:钢在液态生铁中可以以很快的速度进行渗碳，可对小农具用生铁进行擦渗等。显然，这些渗碳过程是不产生活性碳原子的;气体渗碳时产生的炭黑说明，渗碳气在分解过程中产生了活性碳原子。

因而，上述两种看法都不能圆满地解释各种渗碳工艺事实。

真空渗碳的出现及其渗碳速率较气体渗碳高的事实以及其他工艺现象形成一种新的看法。这种看法认为化学热处理(包括渗碳)是由下面三个过程组成的。

①表面净化过程。这个过程使得妨碍零件进行化学热处理的表面层得以去除。

②吸附反应过程。这个过程的实质是介质中某些化合物被零件表面吸附，在表面形成不同的表面结构。因而，使它的内部原子间结合力发生某些变化，以致使吸附在零件表面上的某些化合物与介质中的物质发生反应，生成原子态元素，这些新生的原子态元素将被零件表面吸收。

③被零件表面吸收了的原子向内部扩散并逐渐形成渗层。

这种看法尚需在理论上进行进一步的探讨及在实验上进行验证。

目前，具有实际意义的是对表面活性的认识和应用。有资料指出，真空热处理可使零件表面具有极好的活性，这种活性表面容易引起化学反应，加速吸收过程。对渗碳过程而言，零件表面的活性状态可以加速这个过程。

(3)扩散阶段。

在渗碳气中的碳浓度与奥氏体中饱合溶解度相等的情况下，渗碳深度dT与渗碳温度T、渗碳时间t的关系式如下:

式中:dT为总渗碳深度，mm;t为渗碳时间，h;T为渗碳温度，E+460;K为渗碳速度系数。

图3-28　渗碳温度、渗碳时间与总渗碳深度的关系曲线

图3－28为渗碳温度、渗碳时间与总渗碳层深度的关系曲线。

从图3－28可以看出，随着渗碳温度的提高，渗碳效率将大大提高。这是由于渗碳温度的提高将加速碳原子向零件内部扩散的过程。

渗碳阶段结束后进行扩散时，通常的做法是仍保持渗碳温度，但将渗碳气抽至66.7Pa以进行扩散。可以推断，在真空炉扩散阶段，仍残存着渗碳时的气体成分:H2+CH4+C2H2。在炉子漏气率很小时，可以认为，此残存气体仍为增碳性的，只是增碳作用可忽略不计而已。从实际结果来看，真空渗碳零件从未发现有脱碳现象。

2．真空渗碳工艺

(1)真空渗碳工艺方式。

在真空渗碳时，可采用不同的方式通入渗碳气体，常见的工艺方式有一段式、脉冲式、摆动式，如图3－29所示。

图3-29　真空渗碳工艺方式

①一段式。就是渗碳阶段与扩散阶段按先后次序进行的一种渗碳方式。在渗碳阶段，向真空炉内以一定流量通入渗碳介质气体(甲烷或丙烷)，并维持一定的压力。扩散阶段是在渗碳结束之后，将渗碳气体抽走并使炉压保持在工作真空度，在此条件下继续加热一段时间，如图3－29(a)所示。

②脉冲式。将渗碳介质以脉冲方式送入炉内并排出，在一个脉冲周期内既进行渗碳又进行扩散的方法，如图3－29(b)所示。

③摆动式。在渗碳阶段中，以脉冲方式通入渗碳气体和排气，在此之后再进行扩散的渗碳方法，如图3－29(c)所示。

关于渗碳方式的选择，要根据工件的形状而定。对于形状简单，仅有外表面需要进行渗碳的工件，可采用一段式。对于形状复杂，具有沟槽、深不通孔等特殊部位，且这些部位要求渗碳，同时其渗碳层深度、碳浓度、均匀程度又有一定要求的工件，宜采用脉冲式或摆动式的渗碳方式。

(2)渗碳主要工艺参数的确定。

①渗碳温度。真空渗碳可不考虑工件的氧化问题，所以，渗碳温度可以较高，一般在900～1100℃之间。提高渗碳温度，可以提高渗碳速度，缩短渗碳时间;反之，则延长渗碳时间。除此之外，渗碳温度的选择，主要考虑渗碳层深度、碳浓度、渗层的均匀性、工件的畸变及晶粒度等。当零件外形简单，要求渗层较深且畸变量要求不严格时，可采用高温渗碳。当零件外形较复杂，畸变要求严格，渗层深度要求均匀时，则采用较低温度渗碳。见表3－34。

表3-34　渗碳温度的选择

②真空度的选择。

a．起始真空度。装炉后，抽真空是为了排除炉内空气，故宜采用高的真空度，通常为1.33～0.133Pa，这是机械泵能达到的极限真空度(0.133Pa)，防止渗碳件加热氧化并活化零件表面。

b．零件渗碳时炉内气氛的真空度。通常选定在4×104Pa左右。炉内真空度高，即炉内渗碳气氛稀薄，因而其碳势低，渗碳能力弱;反之，则炉气碳势高，渗碳能力强。因此，渗碳时，选择炉气的真空度实为选择炉气的碳势。它对渗碳层的碳浓度和浓度梯度，以及渗碳速度和选择渗扩比都具有重要意义，是真空渗碳的基本工艺参数。应借助渗碳钢箔的定碳试验，建立渗碳温度、炉气真空度和渗层碳浓度的关系，供选择炉气真空度时使用。

c．扩散时间的真空度。通常定在13.3Pa左右，它比起始真空度低1～2个数量级，因为渗碳后抽真空的目的是排除炉内的渗碳气氛，即降低碳势，并借助碳原子由渗层表面向里扩散，降低渗碳层的碳浓度梯度，增大渗层厚度。

d．真空渗碳的周期数。当渗碳工艺的其他参数(温度、真空度，即碳势、渗扩比等)确定时，周期数就决定渗碳层的厚度。要求渗层厚，则选择的渗碳周期数就多。

③渗碳时间。渗碳时间可根据下式计算得到:

式中:dT为总渗碳深度，指由工件表面测至基体组织出现处，mm;t为渗碳时间，h;K为渗碳速度系数。

对低碳钢而言，总渗碳层深度dT与渗碳温度和渗碳时间的关系见表3－35。

表3-35　渗碳温度、渗碳时间与总渗碳层深度的关系

续表

续表

④扩散时间。在确定了渗碳时间的基础上，可以确定扩散时间。渗碳时间和扩散时间的比值，简称渗扩比。它是真空渗碳调整渗碳层碳浓度和碳浓度梯度的主要工艺参数，而且对渗碳速度和渗碳层的均匀性有影响。在炉气真空度一定，即炉气碳势给定的条件下，渗扩比大，则渗碳层的碳浓度高，浓度梯度大，因而渗碳层的性能过渡不均匀，但是渗碳速度快。通常是强渗时间为12～15min时，扩散时间为强渗时间的0.5～3倍之间。渗碳时，炉气碳势高、渗层要求碳浓度和浓度梯度较小时，选择较小的渗扩比，即较长的扩散时间;反之，宜选择较大的渗扩比，即较短的扩散时间，以缩短生产周期。

(3)真空渗碳工艺过程。

①零件的清洗。零件表面常附有油脂、铁锈等污物，例如油脂的存在，在加热过程中将会蒸发和碳化，从而沾污炉内部件，堵塞石墨布、石墨毡等部件的纤维间隙，改变它们的性能，降低其使用寿命。同时，由于油脂的碳化并附着在零件表面，使渗碳过程减慢，延长渗碳时间，导致晶粒粗化，渗层不均匀，从而降低零件的力学性能，势必影响热处理过程及热处理质量，因此，在进行真空渗碳前，应除去零件表面的油脂等污物。

对于零件的清洗，可用去污能力很强的汽油等有机溶剂进行，也可用专用清洗剂进行。

②零件的放置。对于小型零件，不能堆放，可将小零件压在不锈钢网上间隔地插放，不能插放的，则单层铺放，同时，各层网之间用不锈钢框架隔开，再将其用无锌皮铁丝与料框捆牢，见图3－30。

图3-30　零件的放置法

对于零件上有不通孔或外表面要求防渗时，可用石棉绳或机械法将孔堵塞或涂以防渗材料。

注意:对于新使用的料框、料盘和其他装夹具，需单独进行一次渗碳处理。

③抽真空及开始加热。把零件推入炉内，关上炉门，即可开始抽真空，当炉内压力达到1.3×102Pa左右时，即可接通电源，加热炉体及工件。

④升温与均热。由于炉内真空度较高，热的传递主要靠热辐射进行，因此，加热速度较慢，一般需1h(视工件大小而定)，才能达到真空渗碳温度。

由于工件所处的位置不同，加热速度也不同，面向电加热器的工件先吸热，升温较快;背向电加热器的工件，升温较慢，所以，工件的加热温度是不均匀的。因此，在炉内温度达到渗碳温度后，还需要有一个均热阶段，其目的在于:

使渗碳工件温度均匀化，保证获得均匀的渗碳层;

进一步净化工件表面，去掉表面氧化膜，将油污蒸发掉，使工件表面活化，以利于渗碳的进行。

⑤渗碳与扩散。待零件均热以后，就往炉内通入渗碳气体，这时炉内气压立即回升。由于工件表面洁净，吸收碳原子的能力很强，短时间内表面碳浓度就能达到很高，达到预定时间后，就可停止通气，进行碳的扩散。

⑥渗碳后热处理。渗层达到要求后即可停电，通入高纯度、低露点的氮气，以增加对流，加快冷却，使工件温度下降，然后再排气，为了细化晶粒，可后续气冷(至相变温度以下)→加热→淬火工艺。为了减小畸变，可进行渗碳后预冷淬火。

3．真空渗碳实例

(1)小型柴油机喷油嘴针阀体的真空渗碳。

①喷油嘴针阀体的结构尺寸见图3－31。

图3-31　针阀体

②材料为18Cr2Ni4WA。

③技术要求。阀体内孔和座面要求渗碳层深度为0.75～0.85mm，碳的质量分数为0.70%～0.85%，硬度≥HRC58。喷油孔也要求渗碳。

④渗碳工艺见图3－32。渗碳温度为970℃，渗扩比为2∶1，即渗碳10min，扩散5min。渗碳时间为15个脉冲周期，即15× 15min=225min。炉压:起始真空度为10.64Pa。真空度高，则炉罐内的残存空气少，有利于提高炉气的碳势。渗碳期的真空度约为4×104Pa，真空度低，则炉内碳势高，有利于提高渗速，但可能使渗碳层碳浓度过高。扩散期真空度为13～20Pa，炉气碳势低。

图3-32　18Cr2Ni4WA钢喷油针阀体脉冲真空渗碳工艺曲线

渗碳介质:常用渗碳介质为天然气。

⑤渗碳后热处理。渗碳完成后，零件在炉内冷却到750℃，其后通液氮快速冷却(淬火)并破坏真空室的真空度，零件出炉，其后进行－60～－80℃保温2h的冷处理，冷处理后进行170～180℃保温2h的回火处理。

⑥处理结果。针阀体中孔渗层深度为0.75mm，针阀座面渗层深度为0.85mm，外圆渗层深度为1.2mm。针阀体外圆面硬度为HRC60～63。此外，渗碳层的碳浓度梯度平缓，渗层硬度均匀和零件内外表面光洁。应当指出，针阀座面上2个通向外的喷油孔(φ0.5mm)的表面也能渗碳。

气体渗碳时，不仅喷油孔不能渗碳，φ5mm孔的表面也无法保证渗碳质量，因此，多数工厂对喷油嘴的针阀体采用固体粉末渗碳，但是渗碳周期长，能耗大数倍，而且渗碳质量差。因此，利用井式炉或箱式炉改装一台外热式真空炉进行真空渗碳，将具有高的经济效益和社会效益。

图3-33　电动机齿轮形状

(2)电动机齿轮的真空渗碳。

阀门电动装置用电动机齿轮的材料是20CrMo钢。电动机齿轮的形状如图3－33所示。

要求渗层深度分别为0.38mm和0.64mm，最终硬度为HRC(58±3)。该电动机齿轮的花键内孔要求防渗，工艺上可采用螺栓螺母堵塞方法;有一小孔也要防止渗碳，可采用石棉绳堵塞方法处理。装筐方式如图3－34所示。

图3-34　电动机齿轮在料筐中的堆放方式

1．料筐　2．齿轮　3．垫圈　4．螺母　5．螺栓

对渗层深度要求分别为0.38mm和0.64mm的齿轮，所采用的真空渗碳工艺如图3－35和图3－36所示。

图3-35　渗层要求为0.38mm的齿轮真空渗碳工艺

图3-36　渗层要求为0.64mm的齿轮真空渗碳工艺

渗碳方式均采用脉冲式渗碳，每个脉冲时间为5min，即充渗碳气体至2.66×104Pa压力后保持5min后立即抽走，渗碳结束后即进行扩散。为减小畸变，渗碳、扩散后采用预冷淬火处理，经真空渗碳后的齿轮表面含碳的质量分数为0.97%～1.00%，渗碳淬火后的渗碳层硬度分布曲线如图3－37所示。

图3-37　齿轮渗碳淬火后渗碳层硬度分布曲线

按通常采用的以表面硬度HV550(HRC50)以上为有效渗碳层，则对要求渗层为0.38mm的齿轮来说，齿轮工作面b处有效渗碳层深度为0.43mm，齿根b'处的有效渗碳层深度为0.36mm，其值为最低有效渗碳层深度标准值0.38mm的95%。

对渗层深度要求为0.64mm的齿轮来说，齿轮工作面b处有效渗碳层深度为0.68mm，齿根b'处的有效渗碳层深度为0.52mm，其值为最低有效渗碳层深度标准值0.64mm的81%，满足了技术要求。

0.38mm渗碳层热处理后的金相组织:齿顶处碳化物为3级，马氏体和残余奥氏体为2级;齿工作面处碳化物为1级，马氏体和残余奥氏体为2级;心部铁素体为1级。

0.64mm渗碳热处理后的金相组织:齿顶处碳化物为4级，马氏体和残余奥氏体为3级;齿工作面处碳化物为1级，马氏体和残余奥氏体为2级;心部铁素体为2级。

(3)基体钢65Nb制小型冷作模具的真空渗碳。

高碳高合金冷作模具钢，如Cr12MoV，硬度高，耐磨性好，但韧性差。而基体钢的强韧性好，耐磨性较差，渗碳可使基体钢保持高强韧性的同时具有高的耐磨性，是提高基体钢冷作模具寿命的重要工艺方法之一。

①模具材料。基体钢65Nb。

②技术要求。按模具承受冲击力的大小，选择渗碳层碳的质量分数不大于0.95%、不大于1.25%和1.6%左右三者之一，不允许存在网状和块状碳化物。渗碳层厚度为0.6mm左右。

③设备。内热式小型真空渗碳炉。

④65Nb钢制挑线连杆挤压模真空渗碳工艺见图3－38。

图3-38　65Nb钢制挑线连杆挤压模的真空渗碳工艺

⑤真空渗碳工艺要点。

渗碳介质:采用体积分数70%CH4+30%H2作为稀释气。

起始真空度:起始真空度低，有利于防止零件加热时氧化和较快提高炉气碳势，其值通常为1.33Pa。

渗碳时的真空度:炉内充入渗碳介质后其真空度下降，真空度低，则炉气碳势高，故应依据碳势要求确定强渗期的炉内真空度的大小，通常为2.7×104～4×104Pa。

渗扩比:强渗时，炉压一定，强渗和扩散时间的比值大小决定了渗碳层碳浓度的高低。渗扩比值高，则渗层碳浓度也高。低浓度渗碳(渗层碳的质量分数≤0.95%)时，渗扩比为1∶5～1∶4;中浓度渗碳(渗层碳的质量分数≤1.25%)时，渗扩比为1∶3～1∶2。

基体钢渗碳时，一般不会产生晶粒粗化，因此，常采用渗碳后直接淬火，为获得钢的红硬性，宜采用正常温度淬火，回火温度和次数也是如此。

65Nb钢制模具，经渗碳、淬火、回火处理后的寿命，比不渗碳的高约2.5倍，比Cr12MoV钢制模具高7.5倍。

4．真空渗碳件常见缺陷分析

(1)硬度低。

残余奥氏体量多是造成硬度低的原因之一。渗碳层中的残余奥氏体量多常是由于渗碳温度过高因而表面碳浓度过高的缘故。造成硬度低的另一原因是表面碳浓度低。造成表面碳浓度低的原因是:渗碳温度过低;渗碳气体流量小;真空淬火油中吸收了多量的空气;其他油类，例如油缸油大量混进真空淬火油中等。

(2)渗碳层深度达不到技术条件要求。

造成渗碳层深度超过要求的原因是渗碳温度高或渗碳时间长。深度低于技术条件要求的原因是渗碳温度低或渗碳时间短。

(3)料筐中各部位零件的渗碳层深度不一致。

造成这种情况的原因可能是:均热的时间不足;渗碳气体的流量过大;装炉量过多过密;三组加热器不平衡;渗碳气的压力过低;没采用脉冲渗碳方式等。

(4)零件本身渗碳层不均匀。

造成这种情况的原因可能是:渗碳气中混入了空气;没采用脉冲渗碳方式;渗碳气压力过低;装炉量过多过密;渗碳气纯度低，产生了较多的炭黑等。

(5)炭黑多，零件上也附着有炭黑。

在渗碳过程中产生了多量的炭黑时，可能造成加热器与炉体、加热器与加热器间的电短路，加重设备的维修工作量;使零件的小孔堵塞，渗碳层不均匀，加大清除零件表面炭黑的工作量。

(6)零件的光亮度恶化。

零件在真空渗碳并气冷后出炉时应呈银白色。如果出炉时零件的光亮度恶化，原因可能是:炉子产生了较大的泄漏;真空淬火油中混入了较多的空气;冷却气体(例如氮气)纯度不高，其中含有较多的氧气;较多的油缸油混入到真空淬火油中等。

为防止缺陷的出现，可以针对上述的原因采取相应的措施。

5．真空渗碳工艺的优点及问题

真空渗碳设备及工艺虽然出现的时间不长，但由于存在一系列显著的优点及特点，因此，在生产中的应用范围在迅速扩大。

(1)控制渗碳层的深度、碳浓度以及浓度梯度(硬度梯度)是很容易的。

由于真空渗碳过程的物理化学反应特点，因而，根据零件的技术条件可简单地通过计算或一些关系曲线确定真空渗碳的工艺参数。生产实践表明，特别对批量生产需以工艺实验来验证和修正计算得来的工艺参数，这一点对要求高的精密重要零件的批量生产是很重要的。生产实践还表明，只要按照通过工艺实验确定的工艺参数进行操作，即可获得各炉很一致的渗碳结果——重现性好。

(2)渗碳件表面质量高。

由于真空渗碳是在真空状态下进行加热、均热以及渗碳后的扩散，因而零件不产生脱碳和黑色组织等问题，表面也洁净。这样，就可省去后清理工序并有利于热处理后的精加工工序的进行。

(3)真空渗碳零件具有较高的力学性能。

由于真空渗碳零件具有表面质量高(不脱碳，不氧化)的特点，因而，对表面层的应力状态及疲劳强度具有很有利的影响。

(4)对具有盲孔、深孔及窄缝的零件具有较好的渗碳效果。对难于用气体渗碳法进行渗碳的不锈钢、含硅钢等，用真空渗碳法则可顺利地进行渗碳。

(5)可获得薄的、厚的(可达7mm)以及高碳浓度的渗碳层。使渗碳期与扩散期时间具有不同的配合，即可获得陡的或平缓的碳浓度梯度。

(6)可进行高温渗碳从而缩短了渗碳时间。

真空渗碳是在探求高温渗碳的可能性的基础上发展起来的。高温渗碳在真空状态下之所以可能，是由于现代真空渗碳炉的结构和构件材质已能适应高温渗碳的要求。

高温渗碳可以显著地缩短渗碳时间。这是因为在高的渗碳温度下，奥氏体对碳具有更高的溶解度，而使用的渗碳气又能充分供给活性碳原子。还因为高温渗碳可显著提高碳在钢中的扩散速度。再有，零件是在真空状态下进行加热升温的，产生了脱气、去除氧化物等效果，从而使零件表面活化，使碳原子的吸收过程加速。

在普通气体渗碳条件下，渗碳炉不能长时间地承受高温。因此，多年来以气体渗碳炉进行的高温渗碳试验未获成功。

(7)可直接使用天然气或丙烷气，无须有一套气体制备装置。

(8)操作条件良好，对环境基本上无污染。

商品真空渗碳炉为水冷壁结构，对周围环境基本上无热量散出。零件装、出炉已处于冷态，因而与其他渗碳工艺相比，具有极为优异的操作条件。真空渗碳炉在运行时除开始阶段向大气中排少量的烟外，排出的气体中大部分为无害的氢气。

(9)工艺参数的确定。

全世界都在注意和研究节能问题。热处理是消耗能源较多的一种工艺。工艺参数是否合理显然能极大地影响到节能问题。国内外近年来不断地从理论上和经验上提出一些确定工艺参数的方法。

显然，目前提出的适用于整个热处理工艺的一些想法也应通过实践逐步在真空渗碳方面体现出来，例如，合理确定渗碳硬化层深度和所谓“0”保温技术(即将珠光体转变为奥氏体的时间认为是“0”)等。

(10)炭黑问题。

渗碳过程中，目前通用的渗碳剂，如甲烷或丙烷，都将产生炭黑。这些渗碳剂的纯度越低，即所含不饱和碳氢化合物烯烃和碳四以上高碳氢化合物越多，则产生的炭黑越多。产生炭黑的其他原因还有:渗碳气中混入了空气;渗碳气的流量大;渗碳气的压力过高;搅拌风扇的转速低等。

炭黑附着于零件上，不但阻碍渗碳过程且造成渗碳层的不均匀(深度及碳浓度)。炭黑附着于加热器上，易造成电短路现象。应定期清除炭黑。清除炭黑不但劳动强度大，而且需拆除真空管路，因而易使设备漏气。

为减少炭黑，可在渗碳气中混以适当比例的氮气。此外，需对渗碳气纯度作出规定，一般在96%以上。这样做，一方面为了减少炭黑，另一方面，在批量生产、工艺流程及工艺参数都设定了的条件下，如果渗碳剂成分不纯且成分波动很大，则难以获得稳定的渗碳结果。

对已附着有炭黑的零件，用有机溶剂在超声清洗机上进行清洗是具有一定的效果的。

新开发的乙炔渗碳技术可较好地解决炭黑问题。

二、乙炔真空渗碳

1．概述

乙炔(C2H2)气已被成功地开发，用于作为真空炉低压脉冲渗碳介质。乙炔作为渗碳介质有两大优点:

一是碳势强，一个分子的碳氢化合物分解得到的碳氢比，CH4为1∶4，C3H8为3∶8，C2H4为2∶4，C2H2为2∶2，显然，乙炔比例最大。乙炔是不饱和的碳氢化合物，它的结构式为:

H－C≡C－H

在真空渗碳温度下分解反应式为:

C2H2→2［C］+H2

实验已证明，在相同的渗碳条件下，输入同样的气体量，乙炔作为渗剂时输送到单位工件表面的碳量(亦称碳传输量)，要比丙烷高得多，表明乙炔具有很高的渗碳能力;

二是在渗碳温度下，乙炔不会发生聚合反应，生成焦油等物质，在低压渗碳的条件下也不产生炭黑。

乙炔作为渗碳介质的缺点是分解产物中没有CO，不能用氧探头传感器控制炉气碳势，即对渗碳过程无法进行直接监控。针对这一问题，已开发出一套乙炔渗碳的专家系统，该系统在给定相关渗碳参数后，可自动制订出工艺程序，同时，还可以就所编制的工艺程序进行模拟，给使用带来方便。

2．乙炔真空渗碳(乙炔低压渗碳)

(1)乙炔真空渗碳过程。

工件在真空炉内装好后，对真空炉抽真空。在炉内压力抽至低于10Pa，真空室基本达到无氧条件时，真空炉开始加热。工件进行渗碳的温度较高或工件装炉排列紧密，真空炉加热应分段预热。

真空室内工件达到设定渗碳温度，通入乙炔，控制炉内压力在10～1000Pa之间，这时进入第一渗碳时段。在该时段中，碳的传递十分有效，只要花费几分钟，就可使工件表面达到该渗碳温度下的奥氏体中碳的溶解度极限值。这时，应该停止通入乙炔，终止第一渗碳时段，并对真空室抽真空。这一阶段称为第一扩渗时段，碳自表面层扩散渗入材料内部，工件表面含碳量降低。当工件表面含碳量达到所设定的要求值，再开始通入乙炔并调整压力，再次进入渗碳时段。渗碳时段和扩散时段重复进行，直至工件的渗碳层深度符合要求。这时，真空炉开始降温，使工件达到优选的淬火温度后进行淬火操作，淬火操作可以在同一渗碳室内进行或在另外的冷却室内进行。

(2)过程的控制。

乙炔分解产物中没有O2、CO、CO2，不能用氧探头及CO、CO2分析仪测定炉内的碳势，可采用乙炔真空渗碳AvaC专家模拟程序数据库，对渗碳和扩渗时段进行过程控制，在900℃、930℃和1050℃三个试验温度进行模拟和测量的渗层深度差值不超过0.1mm。模拟的结果示于图3－39，图中表示了模拟计算值和测定值的比较，图中渗层深度以含碳量测量至0.35%C为准。

乙炔真空渗碳的控制依据以下的参数，渗碳温度、气流速度、气体压力及涉及碳的传递和扩散的渗碳和扩渗时段数，这些参数易于精确确定。渗碳和扩散时段数由渗碳层深度要求而定。

乙炔真空渗碳AraC专家模拟程序的输入参数为:表面含碳量，渗碳温度，工件心部含碳量，渗层深度。实际上，输入窗口上还包括渗碳温度下碳在奥氏体中的溶解度、极限浓度和渗层的临界含碳量。

通过模拟得出计算的工件上碳含量分布曲线以及相应要求的渗碳时段和扩渗时段的碳含量分布，与之切合的时间和压力被输入至真空炉控制系统。在气淬控制方面，气体流动是与装炉情况密切关联的。

图3-39　模拟值与实测值的比较

重复设置上述参数，能获得乙炔真空渗碳的重现性，这种模式控制与气体渗碳相比是非常简单的。

依据乙炔真空渗碳的经验，在不同的渗碳温度，针对所要求的渗层深度，可以确定大致的渗碳时间，这种依存关系示于图3－40中，图中总的时间包括渗碳时间和扩渗时间，渗层临界碳含量为0.35%。

(3)渗碳后的气淬。

乙炔真空渗碳后应用氮气或氦气进行气淬，从而减少油淬烟雾对环境的危害，也减少了火灾的危害。另一方面，工件经过气淬后可保持清洁、干燥，不要求额外的清洗。同时，气淬能减小工件畸变和增加效率。

气淬冷却强度能通过改变淬火用气体种类、压力和流速来调节。表3－36表示不同的冷却参数时的热传导差异。调整这些参数以适应不同淬透性的钢种。然而由于条件限制，至今，气淬的冷却强度仍比油淬低。

图3-40　AvaC过程中渗碳温度、时间和渗层深度的关系

表3-36　不同冷却条件的传热系数比较

3．乙炔真空渗碳气淬处理实例

(1)柴油机喷油嘴乙炔真空渗碳气淬处理。

喷油嘴的材料为低合金铬镍钢，要求进行均匀渗碳。渗碳设备为双室真空渗碳炉，渗碳温度910℃，渗碳后于860℃在淬冷室中通6bar压力的氮气快冷淬火，170℃回火。处理结果:表面硬度HV1760，心部硬度HV1450，渗层硬度分布平缓;渗碳层深度0.6mm，喷嘴截面上内外渗层深度差为0.1mm。工件经气淬后清洁白亮，不需要再进行清洗。同时，这种处理克服了气体渗碳常见的内氧化弊端。

(2)粉末冶金齿轮乙炔真空渗碳油淬处理。

齿轮材料成分为0.35%C、0.5%Mn的CrMo钢。装炉量288只。

技术要求:表面硬度＞HV1700，齿周含碳量为1.0%;淬硬层深度为0.35mm。

处理参数:渗碳温度900℃，渗碳和扩渗时间70min，油淬，160℃回火。

处理结果:表面硬度HV1780，淬硬层深度0.4mm，心部硬度HV1300。

4．乙炔真空渗碳的优点。

结合现代的和可靠的热处理炉技术，乙炔真空(低压)渗碳实现了真空渗碳技术的重大突破。其主要优点是:碳的传递速率高;处理周期短;不产生炭黑和焦油;实现了均匀渗碳和高品质渗碳;炉子装炉量大，生产率高;克服了内氧化弊端;气淬后工件清洁光亮。

采用电镀铜、镍等镀层和特殊涂料，可以实现选择性渗碳。

通入低压氨气，可以实现乙炔低压碳氮共渗。

易于进行乙炔真空渗碳的计算机过程控制和实现高品质重现性。

乙炔真空渗碳炉对环境没有热辐射，没有火焰和废气(除少量氢外)产生。

从质量、环境公害和经济上看，乙炔真空渗碳是能整合进入生产线的、符合未来要求的一项化学热处理技术。

三、真空离子渗碳

在低压气氛中及辉光放电条件下进行的化学热处理，已由最早出现并得到普遍应用的离子渗氮工艺向更宽广的领域扩展，离子渗碳和碳氮共渗工艺现在已经应用于生产上并已有商品炉供应。实践证明，这些工艺具有常规方法(包括真空渗碳)难以达到的质量效果，而且处理时间短，消耗能源少，污染程度低。

1．真空离子渗碳的特点

(1)表面状态好，渗层质量高。

图3-41　20MnCr5钢经离子渗碳及真空渗碳后的渗层硬度分布

850℃，甲烷中离子渗碳:30min渗入，90min扩散
1．10mbar离子渗碳　2．200mbar真空渗碳

与其他真空热处理一样，离子渗碳零件表面不氧化，也不附着炭黑，可以有效地防止生成内氧化、黑色组织等缺陷。当离子渗碳温度与常规工艺相近(900～960℃)时，渗碳时间却短得多，所以，渗后组织细小均匀。离子渗碳可以借助于渗入阶段与扩散阶段时间的不同比例，精确控制渗层总深度、表面浓度及其分布，从而使渗层硬度分布更为合理，如图3－41所示。由于硬度曲线呈凸形，使有效渗层约占总渗层的4/5，因而可获得更适于工件要求的残余应力分布状态，从而具有更高的力学性能。实验指出，将30CD4钢于860℃离子渗碳60min并油淬后，可得有效渗层深0.5mm，在500g负荷下的疲劳极限为900N/mm2;渗碳90min可得0.6mm深的有效渗层，其疲劳极限为950N/mm2，比常规工艺所得相应结果高很多，如图3－42所示。

图3-42　疲劳极限与离子渗碳和常规工艺渗层深度的关系

(2)渗层分布均匀。

在离子渗碳的开始阶段，工件的加热速度较慢。在升温和保温阶段，工件的温度不甚均匀，但不渗碳。在渗碳阶段，沿工件轮廓均匀地包围着辉光，工件的全部表面几乎有相同的渗碳条件。所以，经离子渗碳后，同一炉内不同尺寸、形状的零件，结构复杂零件的不同部位的截面上，甚至沟槽、盲孔中也能获得深度、浓度较为均匀的质量效果。对AISISAE5115钢的不同尺寸试样，在900℃渗碳淬火后，其硬度分布可相当一致，如图3－43所示。对SCM－21伞齿轮在960℃进行离子渗碳的效果如图3－44所示。

(3)畸变小。

离子渗碳比常规工艺的升温速度缓慢而均匀。另外，在所得结果相同时，离子渗碳所需的加热温度比真空渗碳的低，因而渗碳后工件畸变小。如SCM－21钢齿轮(外径φ85，内径φ18.5，齿厚8，齿数32)在960℃进行35min的放电渗碳，85min的扩散，降温至830℃后油淬，于180℃回火2h，其畸变为:外径膨胀0.01～0.03mm，内径用卡尺测不出畸变，齿面振摆0.02mm以下。在一般钢的正常淬火温度(860℃上下)下进行的低温离子渗碳(渗后直接淬火)，其畸变更小，可省去耗资费时的后续工序，热处理后即可直接使用。

图3-43　试样尺寸对渗层硬度分布的影响(E550: 以HV为准测定的有效渗层深度)

试样尺寸:1．直径10mm，长10mm，有效深度0.91mm;
2．直径20mm，长20mm，有效深度0.90mm;
3．直径30mm，长30mm，有效深度0.90mm;
4．直径40mm，长40mm，有效深度0.96mm;
5．直径60mm，长60mm，有效深度0.89mm

图3-44　伞齿轮渗碳硬化层分布

SCM－21　温度:960℃;　时间:　放电35min　扩散85min

图3-45　20MnCr5，渗层深度与时间的关系

1．925℃离子渗碳，油淬，160℃回火，90min;
2．925℃吸热气、丙烷中渗碳，Cp=0.85%，160℃回火，90min

(4)渗速快，效率高。

离子渗碳的渗速远高于常规渗碳工艺的速度。实验指出，使20MnCr5钢达到0.5mm深的有效渗层(此处以HV0.5550为标准)，在925℃需进行离子渗碳1h，而普通渗碳工艺则需3h，如图3－45所示。由实验导出，在960℃进行离子渗碳时，其速度系数。此值比按哈里斯法的计算结果高出43%。一般气体渗碳的渗低于20%，而离子渗碳为25%～30%。即使是在常规工艺无法进行渗碳的细长盲孔、狭缝底部，渗碳效率也可达15%～20%。有实验证明，在1000～1050℃温度下放电渗碳10min，就可以得到渗层1mm所需的充分的碳。由此可见，低压渗碳气体的等离子体供碳能力是相当高的。

(5)节能无公害。

由于离子渗碳效率高，因而大大缩短了作业周期，节约了电能，降低了成本。离子渗碳甚至比高效能的真空渗碳成本还低48%。该工艺碳的渗入效率高，可以大大节约能源气体。据报道，在氢与甲烷的混合气氛中于925℃下处理锥齿轮，气体消耗仅为6×10－2m3/h。炉子排气比常规工艺少得多，废气几乎全是氢，不含有毒气体，不污染环境。对设备没有炭黑污染问题，操作及维修也方便。

2．真空离子渗碳原理与工艺

(1)真空离子渗碳原理。

真空离子渗碳是在压力低于105Pa的渗碳气氛中，利用工件(阴极)和阳极间产生辉光放电进行渗碳的工艺。

离子渗碳原理与离子渗氮相似，工件渗碳所需活性碳原子或离子，可以从热分解反应或通入工作气体电离获得。以渗碳气丙烷为例，在等离子体渗碳中，其反应过程如下。

式中:［C］为活性碳原子。

在离子渗碳过程中，比气态分子能量高上百倍，足以打破化学键的大量电子的碰撞，可使正常热力学条件下难以实现的解离得以进行，形成大量碳、氢离子。等离子体中大量的带正电荷的碳离子，在高压电场的作用下，轰击阴极并吸附于工件表面，碳离子在工件表面得到电子，形成活性碳原子，进而被奥氏体吸收或与铁化合形成化合物，甚至直接注入奥氏体晶格中。氢离子则破坏和还原工件表面的氧化膜，进一步清除了阻碍碳渗入的壁垒，使表面活性大大提高，加速了气固界面的反应和扩散。离子渗碳装置原理见图3－46。

图3-46　离子渗碳装置原理

1．供气管　2．阳极　3．加热室　4．测温头　5．阻气屏　6．真空密封电极通路　●C3H8　⊙活性碳离子

(2)真空离子渗碳工艺参数。

①渗碳温度。在等离子体中，气氛的分解和气固界面的反应速度极快，可以说离子渗碳对温度的要求并不严格，可在A1～1050℃范围内选定渗碳温度，但是，碳在奥氏体中的扩散主要取决于温度。在渗碳时间不变时，渗层厚度随着温度的升高而增加。所以，对于要求渗层厚度较大的工件，可以进行1000℃以上的高温离子渗碳。对于结构复杂的精密产品，可进行A1～870℃的低温离子渗碳。常用渗碳温度为900～960℃。

②渗碳时间。离子渗碳层深度随着渗碳时间的延长而增大，在渗碳初期增长较为明显，基本上符合抛物线规律。

渗碳温度、渗碳时间对渗层深度的影响见表3－37。

表3-37　渗碳温度、渗碳时间对渗层深度的影响(mm)

③强渗与扩散时间之比。离子渗碳时，工件表层极易建立起高碳势，为获得理想的表面碳浓度及渗层碳浓度分布，一般离子渗碳采用强渗与扩散交替的方式进行。强渗与扩散时间之比(渗扩比)对渗层的组织和深度影响较大(图3－47)。渗扩比过高，表层易形成块状碳化物，并阻碍碳进一步向内扩散，使总渗层深度下降;渗扩比太小，表层供碳不足，也会影响层深及表层组织。采用适当的渗扩比(如2∶1或1∶1)，可获得较好的渗层组织(表层碳化物弥散分布)，且能保证足够的渗速。对深层渗碳件，扩散所占比例应适当增加。

图3-47　渗碳与扩散时间之比对渗层深度及组织的影响(1000℃×2h)

④渗碳介质。离子渗碳一般使用高纯度甲烷或丙烷(纯度质量分数高于95%，碳的质量分数低于0.02%)。可以直接将其通入炉内进行渗碳，也可以用1∶10(体积比)左右的氢气或氩气稀释后的混合气体作为渗碳介质。

⑤炉内气压。普通工件渗碳时，气压可在133.3～2666Pa范围内选择。在较低气压下，随气压的升高，表面碳浓度及渗层深度上升;气压过低，则供碳能力不足。当炉内气压为133.3～1333Pa时，即可使渗层均匀。气压过高，则辉光稳定性变差，容易产生炭黑和弧光放电。

⑥辉光放电电压与电流密度。如果单靠离子轰击来对工件进行加热，这时放电电压较高，电流密度较大。而对于有辅助加热装置的设备，辉光放电只是提供加速气体分解与电离及表面反应的能量。因此，辉光放电电压可低于500V，电流密度可在2.5A/cm2以下。为了具有足够的甚至过剩的供碳能力，并保证辉光完全覆盖工件表面，电流密度可在0.2～2.6mA/cm2间选择。

(3)常见离子渗碳工艺。

①恒压离子渗碳。在等离子体中，在高压电场的作用下，碳离子飞向工件，工件表面在短时间内就积累了接近甚至超过渗碳温度下奥氏体极限溶解度的碳，因此，对于结构简单，曲率变化不大，无沟槽、深孔的工件，可采用恒压离子渗碳，放电渗碳后需附加一个真空扩散阶段，其工艺曲线如图3－48所示。

②脉冲离子渗碳。对于有沟槽、深孔，曲率变化大，结构复杂的工件，若采用常规渗碳工艺或恒压离子渗碳，在沟槽、深孔等部位，由于其中的气氛得不到更新，因此，渗碳层厚度和碳浓度比其他部位低，若令气压迅速升降，借助于气体自身的物理搅拌作用，可及时更新这些部位的气体，即渗碳与扩散交替进行，可得到均匀的渗入效果。脉冲离子渗碳工艺如图3－49所示。

图3-48　恒压离子渗碳工艺

1．排气　2．升温　3．净化　4．渗碳　5．扩散　6．冷却

图3-49　脉冲离子渗碳工艺

1．排气　2．升温　3．净化　4．渗碳　5．扩散　6．冷却

③操作方法。离子渗碳的操作过程与离子渗氮操作过程基本类似。要经历工件预处理→装炉升温→保温→冷却等阶段。

将经过清洗并干燥的工件，置于加热室阴极架上，抽真空至13.3Pa，以电阻加热工件至一定温度(一般低于渗碳温度约20℃)，通入微量氢，在高压直流下，利用辉光放电进一步净化工件表面约20min，再输入渗碳混合气体，在渗碳温度下进行预定时间的渗碳后，再在真空下扩散至要求的表面渗层厚度和碳浓度为止，然后降温预冷，直接淬火。

3．真空离子渗碳工艺实例

(1)SCM21钢制外径φ72～φ189mm的14种齿轮，在离子渗碳炉(FIC—60L·H)上、丙烷气氛中，于960℃放电渗碳35min并扩散85min，其工艺如图3－50所示。齿轮外径尺寸变化一般在0.1mm以下，内径收缩量为0.05～0.1mm。齿厚变化仅为－0.03～+0.03mm。其中，φ150mm齿轮的齿尖、齿面、齿根硬度均在HRC60以上，硬度分布也相当均匀。渗层深度为0.8～1.0mm，符合技术要求。

图3-50　伞齿轮离子渗碳工艺

(2)对25SiMnMoV钢柴油机240针阀体，采用气压波动工艺，如图3－51所示。渗碳淬火和低温(低于200℃)回火后，在1kg或300g载荷下，测量硬度至HV513处为有效渗层。其渗层分布相当均匀，如图3－52所示。

图3-51　针阀体离子渗碳工艺

图3-52　针阀体离子渗碳效果

(数字表示该部位的含碳量)

第五节　真空碳氮共渗及真空离子碳氮共渗

一、真空碳氮共渗

向真空炉内通入氨(氨通路中不得有铜构件)和丙烷的混合气体，其压力在13300～33250Pa时即可实现碳氮共渗。同真空渗碳一样，它比常规工艺的渗速快，渗层质量好。

使用甲烷作渗碳剂时，其与氨的比例可相等。使用丙烷时，其比例可为25%～50%。共渗温度可在780～1040℃范围内选择。在一般情况下，共渗温度不要超过950℃。有时为了减小工件畸变和渗后可以直接进行淬火，可以在860℃，乃至820～780℃操作。这是由于在高温下，气氛中的氨将过分分解，在未与工件表面接触之前便已结合成分子氮和氢，从而降低了活性氮原子的浓度。另外，在温度升高时，氮在奥氏体中的溶解度和钢对氮的吸收率都将下降。共渗时可用恒压法或脉冲法供应混合气体。恒压法共渗也由渗入和扩散两个阶段组成。在真空扩散阶段，氮将同时向钢内部及向外扩散，因而渗层中将出现含氮量的峰值。但因为表面具有最高的含碳量，共渗淬火后的最大组织应力仍存在于表层。由于表层的含氮量低，因而使渗层的残余奥氏体量很少，淬火后便出现了硬度平台，如图3－53所示。按常规工艺处理的工件表面具有最高的碳氮浓度，从而使马氏体点降低，淬火后将具有较多的残余奥氏体并使硬度偏低。应注意的是，真空碳氮共渗的扩散阶段不应时间过长，以免表面过度脱氮。

图3-53　AISI1018钢于900℃进行真空碳氮共渗的效果

1．硬度　2．含碳量　3．含氮量

图3－54为真空碳氮共渗使用的典型工艺。处理温度为850℃，渗剂为碳氢化合物气(如C2H2)+NH3，压力为100～3000Pa。使用此工艺的16MnCr5钢共渗120min后，层深0.45mm，硬度HV0.5745。

材质为20CrMo钢的精密级齿轮，其技术要求为硬化层深0.15～0.30mm，硬度HV0.5(550±50)，内孔畸变≤0.01mm，不能形成喇叭口。该齿轮经真空碳氮共渗热处理后测量，渗层0.18～0.20mm，淬火硬度HV0.5728～731，符合技术要求。表3－38列出了内孔测点1(下端)、测点2(上端)热处理前后的内径测量值及畸变量。同一个齿轮的测点1和测点2畸变量差值≥0.01mm时，则该齿轮内孔呈喇叭口，为报废品，反之为合格品。从表中喇叭口一项可见，所测12件齿轮均为合格品，说明真空碳氮共渗热处理后畸变很小。

图3-54　真空碳氮共渗的典型工艺图

表3-38　齿轮真空碳氮共渗淬火前后尺寸及畸变量

续表

图3-55　不同齿轮的剖面图

二、真空离子碳氮共渗

在辉光放电条件下通入含有氮和碳的混合气氛，即可实现离子碳氮共渗。它比普通气体碳氮共渗渗速快一倍以上，而且渗层质量好，可以有效地防止渗层出现内氧化和黑色组织等。由于可以用高纯氮作供氮介质，因而比离子渗碳安全可靠。

1．离子碳氮共渗的气氛

一般的共渗气氛是由起渗碳作用的甲烷、丙烷或城市煤气、丙酮、苯蒸气，起渗氮作用的氮气或氨，起还原和稀释作用的氢气组成的。比如在用氢或氩稀释至10%的甲烷中充入14%的NH3就可以了。若用离解能力较差的氮代替氨，其含量应达30%以上。如若只用氮稀释渗碳气体，特别是稀释丙烷时，为减小形成炭黑的倾向，氮的流量比可以高达85%以上。用NH3 (150L/h)+苯蒸气(60L/h)，或氨与甲醇和丙酮(20%)的混合气氛进行的试验，也得到了很好的效果。

2．离子碳氮共渗的温度

图3-56　30CD4钢碳氮共渗1h，处理温度对碳氮浓度分布的影响

1．950℃　2．910℃　3．860℃　4．810℃

常用的离子碳氮共渗温度与常规工艺一样，一般是810～950℃。共渗温度愈高，渗入速度愈快，钢表面的氮含量愈低，如图3－56所示。由于在即使是1000～1050℃的等离子体中的工件表面附近也可以维持一定量的活性氮离子，它们不会在与钢接触前即结合成氮分子，因而打破了常规碳氮共渗渗层低于0.8mm，共渗温度不超过900℃的限制，可以在更高温度下进行深层共渗。尤其是对氮浓度要求不高、畸变要求不严或是钢材晶粒长大倾向小的产品，如低碳高速钢进行高温碳氮共渗，其效果较为明显。而对于一些结构复杂、精度等级高的产品，也可以采用A1～840℃的低温碳氮共渗，其效果如图3－57所示。

图3-57　辉光放电碳氮共渗5h水淬后，CK15钢表层硬度分布

1．840℃　2．800℃　3．750℃　4．710℃

3．离子碳氮共渗时间

随着共渗时间的延长，渗层厚度几乎呈抛物线规律增长，即总渗层深度δ与总共渗时间t的关系可以表示为。一般在860℃上下，K约为。随温度升高，K值显著增长。对30CD4钢进行的实验结果如图3－58所示。共渗时间延长，工件表面氮浓度将显著增长，如图3－59所示。

图3-58　30CD4钢处理温度和时间对碳氮共渗层厚度的影响

1．910℃　2．860℃　3．810℃(E650为以HV650为准测定的有效渗层深度)

图3-59　30CD4钢860℃碳氮共渗，时间对碳氮浓度分布的影响

1．6h　2．3h　3．2h　4．1h　5．1/2h

在高温下，进行离子碳氮共渗后的工件表面的氮浓度不高。原因是，在放电渗入阶段之后进行的真空条件下的扩散阶段，氮将从工件表面逸出(脱氮)。因此，高温碳氮共渗工艺不划分为渗入和扩散两个阶段。通常的操作方式是将工件从高温降至600℃(氮呈稳定状态的温度)以前，始终维持着含氮的等离子体。或直至淬火，才停止辉光放电。

离子碳氮共渗的其他工艺参数与离子渗碳相仿，只是直流放电功率适当高些，以维持混合气氛中有足够比例的氮的活性离子。此外，在表面碳氮浓度不高，特别是在共渗温度偏低时，扩散阶段的时间比重需比更高温度下的离子渗碳低些。

4．离子碳氮共渗工艺实例

(1)20CrMnTi汽车齿轮。

所用的共渗气氛是由滴入炉内的煤油+酒精形成的蒸发气与同时通入炉内的氨气(流量为0.3mm3/h)构成的混合气氛。使气氛在炉内保持399Pa压力。以此气氛将工件于850℃共渗2h后，吊起炉罩，将工件直接油淬。处理后的工件表面含碳量为1.05%，含氮量为0.2%～0.3%，硬度为HRC58～64。此工艺的渗速比常规工艺快4倍，达。工件经15万km的试车后，磨损甚小。

(2)20CrMo离合器小齿轮。

所用的共渗气氛是氮与丙烷，其流量比为14∶1，气压为372Pa。在此种气氛中将工件于870℃进行共渗处理，其中，渗入时间为50min，扩散时间为10min。共渗后直接油淬，所得渗层深度为0.57mm，表面硬度为HRC56～60.5。畸变量为:径向跳动量0.03mm，端向跳动量0.02mm，公法线差+0.02mm。

(3)18Cr2Ni4WA柴油机针阀体。

技术要求是:硬度≥HRC58，全部硬化层在0.4～0.9mm，碳化物1～3级。采用了碳氮共渗脉冲法工艺，如图3－60所示。将工件在用氮稀释的丙烷混合气氛中，于865℃共渗。然后于－60℃冷处理1.5h，再于200℃回火。处理后的工件中，孔与外圆的渗层深度差＜0.15mm，金相组织合格，处理结果符合技术要求。

图3-60　柴油机针阀体离子碳氮共渗脉冲工艺

第六节　真空脉冲渗氮及真空脉冲氮碳共渗

一、真空脉冲渗氮

1．真空脉冲渗氮的优点

真空脉冲渗氮是近几年才出现的一种化学热处理技术，有如下优点。

(1)所用的真空炉不需要太高的真空度，因而价格便宜。真空脉冲化学热处理炉国内已生产系列产品，供用户使用。

(2)采用真空脉冲渗氮方法，所用的氨气量大为减少，并且从炉内排出的废气通入水中中和，不像普通气体渗氮时，大量的废气排出点燃而污染环境。

(3)在渗氮过程中，真空泵是周期性短时间开动的，产生的噪声时间短，车间平静。

(4)真空脉冲渗氮过程中的通氨是采用间歇式的换气通氨方式，在同样的渗氮时间内，其通氨时间远短于普通的气体渗氮法，既节省了氨气，又使氨气在炉内得到充分的有效利用。并且在出炉时无氨气味，免受长期以来普通气体渗氮所带来的氨气刺激和对人体的危害。

(5)采用低真空渗氮，工件表面无氧化，还有一定的脱脂作用。

(6)可以配备计算机，实现全自动操作，提高产品质量，降低劳动强度。

(7)可通过改变炉压、氨气流量、渗氮周期及渗氮时间等因素，来调控渗层组织和渗层深度及硬度。

(8)对有深孔、小孔、盲孔、狭缝的工件，其内壁可获得均匀渗层。

随着人类对可持续发展的不断重视，近些年来，热处理界已提出清洁热处理的全新概念，在通过改进热处理工艺，提高材料的热处理质量和使用寿命的同时，要节约材料，减少对环境的污染，改善工作环境，减轻劳动强度。采用真空法渗氮则可以实现清洁热处理的目标。

2．真空脉冲渗氮工艺参数及其对组织和性能的影响

脉冲真空渗氮工艺曲线(示意图)见图3－61。工艺参数有:渗氮温度、保温时间、渗氮后的冷却;脉冲间隔和脉冲时间(或称保压时间);脉冲幅度(上压、下压)等。

渗氮介质可用纯氨、氨气加氮气、氨气加二氧化碳气(氮碳共渗)等。

(1)脉冲渗氮温度、时间及冷却。

温度对渗层的影响是:脉冲真空渗氮温度过高，渗层深度增加，但合金氮化物粗大;渗氮温度过低，渗层浅，合金氮化物形成量少，硬度低。

真空脉冲渗氮温度在510～570℃范围内，对渗层深度及硬度影响不明显。对于模具，可根据不同的材料使用情况及回火温度情况，采取不同的工艺，如Cr12型(Cr12Mo、Cr12MoV、Cr12Mo1V1、SAED2、D6)等冷作模具钢，渗氮的目的是进一步提高耐磨性，增加使用寿命，这类钢的真空脉冲渗氮温度一般取510～520℃，时间8～12h。渗层深0.08～0.15mm，硬度在HV0.11000左右;对于热作模具钢(3Cr2W8V、4Cr5MoSiV1、4CrW2SiV等)，可采用530～570℃的一段或两段渗氮法，一段法采用(530～540)℃×(12～16)h，两段法采用(520～545)℃×8h+(550～570)℃×(4～6)h。

图3-61　真空脉冲渗氮工艺曲线

渗氮后的冷却可采用缓冷，但多数采用缓冷至500℃左右油淬。

(2)脉冲时间(保压时间)对渗层的影响。

试验材料为Q235、45、38CrMoAlA、40CrNiMo、W6Mo5Cr4V2、4Cr5MoSiV。试验工艺:(570±2)℃×4h，脉冲幅度+0.02～－0.04MPa，保压时间分别为30s、90s、240s、480s。不同保压时间对渗层的影响见表3－39(NH3+CO2，氮碳共渗)。

表3-39　不同保压时间对渗层的影响

注:1．Q235A钢，2．45钢，3．38CrMoAl钢，4．40CrNiMo钢，5．W6Mo5Cr4V2钢，6．4Cr5MoSiV钢。

从表3－39可以看出，随着保压时间的延长，白亮层、扩散层厚度和渗层表面硬度逐渐减少。这是因为脉冲周期由抽气、充气和保压时间构成，其中，抽气和充气时间相对稳定，所以，当保压时间延长后，脉冲周期也会随之延长，导致通入的氨气量减少，渗氮能力减弱，从而使试件的白亮层及扩散层减少。一般保压时间取30s至(2～3)min。

(3)脉冲幅度对渗层的影响。

试验所用材料同上。试验工艺:(570±2)℃×4h，固定保压时间为30s，不同脉冲幅度(上压、下压)对渗层的影响见表3－40。

表3-40　不同脉冲幅度对渗层的影响

注:1．Q235A钢，2．45钢，3．38CrMoAl钢，4．40CrNiMo钢，5．W6Mo5Cr4V2钢，6．4Cr5MoSiV钢。

从表3－40可知，在固定保压时间的情况下，白亮层的厚度随着脉冲幅度的增加先增大，当达到最大值后开始减小。

脉冲幅度可取+0.02～－0.04MPa，也可以取－0.01～－0.08MPa(全负压)。

对照以上二表可知，保压时间比脉冲幅度对白亮层厚度的影响更为明显，且保压时间越短，白亮层的厚度越厚。

可以通过改变工艺参数来控制渗层质量，调节和控制白亮层的厚度。对于碳钢和中碳中合金钢，可以采用脉冲幅度为+0.02～－0.04MPa，保压时间为30s的渗氮或氮碳共渗工艺;而对于工模具钢，如W6Mo5Cr4V2钢和4Cr5MoSiV钢，为了没有白亮层，可采用脉冲渗氮(或氮碳共渗)，工艺参数为:温度570℃，渗剂为95% NH3+5%CO2，脉冲幅度+0.02～－0.04MPa，先脉冲3次，总共6min，然后每隔1h脉冲一次，共保压4.5h。

3．真空脉冲渗氮应用实例

(1)电动工具主动齿轮轴的真空脉冲渗氮。

材料:38CrMoAlA。技术要求:渗氮层深度≥0.25mm，表面硬度≤HV100g900，心部硬度HRC30～35。渗氮后不再机械加工。

真空脉冲渗氮工艺:560±5℃×8h渗氮或氮碳共渗，脉冲循环0～－0.065MPa，保压一定时间后，在体积分数为90%N2+ 10%NH3气体下扩散1.5h。

使用效果:原工艺采用气体渗氮或气体氮碳共渗，表面硬度都在HV100g950以上，由于该工件工作时承受强烈震动，常因渗氮表面脱落而过早失效。改用真空脉冲渗氮或真空脉冲氮碳共渗后，基本上解决了表面剥落的现象，同时，因装炉量远多于常规渗氮，处理成本显著下降。

(2)几种模具钢的真空脉冲渗氮。

选用的工艺参数为:炉压上限－0.01MPa，下限－0.08MPa;脉冲时间2min;渗氮温度550℃;渗氮时间6h。试验结果见表3－41。

表3-41　试验结果

经真空脉冲渗氮后，P20、Cr12MoV、38CrMoAlA、3Cr2W8V、H13五种试样表面硬度均超过国家标准，经X射线物相分析，脆性检验及硬度法测定，五种材料渗氮层脆性均评为1级;化合物层较薄，无明显疏松。

(3)4Cr5MoSiV1(H13)钢热挤压模真空脉冲渗氮。

试验所用真空炉主要由井式电阻炉(渗氮炉)、抽真空装置(旋片式真空泵)、炉压及真空控制系统组成，另配以自制的氨气净化罐(φ500mm×500mm)和转子流量计等，采用CrNi－NiSi铠装热电偶(φ3mm×1500mm)和数字测温仪表(0～950℃)进行控温，料筐尺寸φ500mm×1200mm。

真空脉冲渗氮工艺曲线见图3－62。如图所示，采用先抽真空，后通氮气或氨气进行加热升温，到温后先抽真空再通入氨气，使炉压达到一定的数值(10～20kPa)，按工艺要求控制氨流量和真空泵工作的协调，以保证炉压在一定时间内的相对稳定，在保温时间内，要求每小时至少进行1～2次抽真空和通氨气的循环交替，以提供充足的活性氮原子，同时，也增大了渗氮气氛的流动性，使工件表面渗层均匀一致。

图3-62　真空渗氮工艺曲线

1．抽真空　2．通氮气加热　3．装炉　4．抽真空后通氮气和氨气加热升温　5．保温渗氮　6．抽真空后通氮气冷却

试验选取了6炉(编号为N1～N6)不同工艺参数，其结果见表3－42。

表3-42　真空渗氮试验结果

注:渗层组织中均无脉状晶组织存在。

图3－63为试验N3、N4的真空渗氮层显微硬度分布曲线，两者的硬度分布都较为平缓，这是由于真空渗氮中循环交替抽真空，使工件表面活性化和洁净化，促进了氮原子的扩散渗入，提高了扩散层中的氮浓度，也就是溶解了更多的氮原子，使其微观应力显著增高，氮化后采用了油冷处理，使过饱和固溶体发生时效，从而大大提高了扩散层的硬度，使渗层硬度梯度趋于平缓。

图3-63　真空渗氮层显微硬度分布

相对而言，N4的硬度分布比N3更为平缓，主要是N3的试样表层形成白亮氮化物，造成相邻的次表层合金元素的贫化，使得最外层的白亮层与次表层的硬度梯度特别陡峭，会影响到热挤模在热挤压过程中所承受的热疲劳状态，产生渗层剥离现象，降低挤压寿命，有文献认为，仅有扩散层而无氮化物层(白亮层)的氮化层韧性最好。

试验模具与试样取自同一厂家同炉号模坯，制成同一型号断面的铝型材挤压模具(采用了ML911A型方管断面)，随炉进行真空渗氮处理试验，上机挤压跟踪其挤压通过量，并根据挤压实际情况进行适时多次渗氮处理，表3－43列出了试验N3、N4所处理的试验模具的挤压跟踪情况，N3的试验模由于渗层剥落原因，使得其挤压通过量明显低于N4的试验模。这可能是N3试验模表层白亮化合物与次表层的硬度梯度较陡，减弱了两者间的结合力，降低了其在热挤压过程中的接触疲劳强度，造成渗层剥落，严重影响了挤压通过量;而N4的试验模则由于壁厚超差而报废，说明仅有扩散层的渗层，其耐磨性上还有待进一步的提高。这也提出了一个待解决的问题:是进一步提高仅有扩散层的渗层硬度，还是寻找适当厚度的白亮层与扩散层的合理结合，从而更有效地提高铝型材热挤模的使用寿命。

表3-43　真空渗氮试验模挤压通过量

二、真空脉冲氮碳共渗

真空脉冲氮碳共渗与真空脉冲渗氮工艺基本相同。

1．结构钢低真空脉冲氮碳共渗工艺

低真空与氮碳共渗相结合的热处理方法，即低真空氮碳共渗工艺。低真空的作用，在炉内真空状态下，气体分子具有更多的运动机会，而且平均自由程增加，所以，扩散速度加快。同时，由于脉冲式抽气与送气，使得钢件与新鲜气氛充分接触，避免了滞留气氛的出现，从而强化了工艺效果，提高了渗层组织的均匀性。结构钢低真空脉冲氮碳共渗工艺曲线见图3－64。

图3-64　结构钢低真空氮碳共渗工艺曲线

结构钢通过(体积分数)70%NH3+30%N2+5%CO2气氛，脉冲周期3min，570℃×3h的低真空氮碳共渗，表面化合物层10～15μm，均匀致密，硬度HV100g500～1000，其扭转强度与疲劳强度都有所增加，耐磨性优于其他氮碳共渗工艺。

2．W9Cr4Mo3V钢制十字槽冲头真空脉冲氮碳共渗

十字槽冲头在工作过程中，要承受大的冲击、压缩、拉伸和弯曲等应力的作用，失效形式为槽筋疲劳断裂，因磨损失效的情况较少。

图3-65　M5十字槽冲头

T10钢制M5十字槽冲头(图3－65)盐浴热处理后的平均寿命为3万件。

采用W9Cr4Mo3V钢的十字槽冲头并进行真空氮碳共渗处理时，可使模具寿命提高到近30万件。

真空氮碳共渗处理可使工件表面净化，有利于氮碳原子被钢件表面吸收，可增加渗速。此外，真空加热中，气体分子的平均自由能增大，气体扩散迅速，亦增加渗速。

真空氮碳共渗处理可在ZCT65双室真空渗碳炉中进行，工作真空度为2.67Pa。

工件在进行氮碳共渗前，需经淬火、回火处理，其退火及真空淬火、回火工艺曲线见图3－66及图3－67。

图3-66　W9Cr4Mo3V钢的球化退火工艺

图3-67　W9Cr4Mo3V冲模的真空淬火、回火工艺

真空氮碳共渗的渗剂(体积分数)采用50%C3H8+50% NH3，工艺曲线见图3－68。

图3-68　W9Cr4Mo3V冲模的真空脉冲氮碳共渗处理工艺

(流量:800～2000L/h;压力:20～51kPa)

W9Cr4Mo3V钢制M5十字槽冲头，经真空氮碳共渗处理后的应用效果如表3－44所示。平均寿命可由盐浴处理的3万件，气体氮碳共渗的18万件，提高到26～30万件。

表3-44　W9Cr4Mo3V冲钢模真空氮碳共渗后的应用效果

注:W9Cr4Mo3V模具盐浴淬火、回火处理的寿命为3.5万件，真空淬火、回火处理的寿命为9万件。

第七节　真空渗硼及真空渗铬

一、真空渗硼

钢表面渗入硼元素，可在钢表面形成极硬的硼化物层。硼化物层硬度高达HV1800～2000(FeB层)或HV1400～1600 (Fe2B层)，远高于渗碳层和渗氮层的表面硬度，而且渗硼层还具有较高的耐热性和较好的抗蚀性。

真空渗硼，也称真空硼化。与普通渗硼方法比较，真空渗硼渗速快，渗层质量好。国内外已有一些单位对模具和某些零件进行真空渗硼的应用研究，取得了一定的效果。

真空渗硼方法，有真空气相渗硼、真空固相渗硼两种。

1．真空气相渗硼

采用冷壁式电阻真空炉，以三氯化硼和氢气的1∶15(体积比)混合气体作为渗剂，气体流量为40L/h(与炉子大小、装料有关)。真空度控制在2.6×104Pa左右。在2.6×104Pa以下，随压力升高，渗层厚度增加。当渗硼温度为850～900℃时，保温2h，渗层厚度为0.08mm，保温6h，渗层厚度可达0.18mm。

2．真空固相渗硼

真空固相渗硼设备如图3－69所示。

通常以非结晶硼粉(纯度＞99.5%)，以及含硼砂(质量分数为16%～18%)和碳化物(质量分数为12%～14%)的粉末等为渗硼剂。

某研究所曾以200目粒度的碳化硼(质量分数为40%)、氧化铝(质量分数为60%)的粉末作为渗剂进行试验，1000℃处理5.5h，试验结果表明，45钢渗硼层组织呈针叶状，硬度为HV1600以上，渗层厚度为0.17mm;纯铁的渗硼层也是针叶状，硬度高达HV2000，渗层厚度达0.20mm。

图3-69　真空固相渗硼设备

1、2．真空泵　3．分离器　4．真空规管　5．真空马弗炉　6．热电偶　7．试样及渗剂杯　8．电阻炉　9．磁力启动器　10．真空电位计　11．真空压力表　12．电源

二、真空渗铬

真空渗铬是将工件与粒度为3～5mm的纯铬一起放在炉罐中，真空度达到0.013Pa时，开始升温渗铬，温度为1100～1150℃。铬在真空和高温下要蒸发，形成气相铬，蒸发的铬被工件吸附而进行渗铬。如1150℃×12h，20钢渗铬层深度为300μm，T12钢为10μm，保温后炉冷至250℃以下出炉。真空渗铬工艺见表3－45。

表3-45　真空渗铬工艺

续表

注:成分组成指质量分数。

(1)试样形状尺寸及渗铬剂。

试样尺寸为20mm×30mm×3mm，其表面经磨削加工达Ra0.80μm。渗铬剂用含w(Cr)=99.7%的高纯度金属铬，破碎成3～5mm的颗粒，其中，最大颗粒的直径为8～10mm，最小颗粒几乎成粉状。无任何添加剂和催渗剂。

(2)真空渗铬的操作过程。

①渗铬前将试样及铬块清洗吹干，装入渗铬罐中，试件间距大于10mm。

②将渗铬罐装入真空室中，装好隔热片。将端盖盖好，开始通水冷却。

③开动机械泵，预抽真空。当室内压力为0.133Pa时，启动油扩散泵，直至室内压力达0.0133Pa。

④开始升温，随温度的升高，由于金属铬、试样、罐子、炉管都开始真空放气(尤其是第一次应用的炉罐，放气现象更为严重)，真空室内真空度不断下降，经过一个比较长的时间(有时可达3～5h)，放气现象逐渐缓和，真空度开始逐渐升高。如果放气现象特别严重，室内真空度低于0.133Pa时，可暂时停止升温，防止炉内零件氧化，待真空度又重新升至高于0.133Pa后，再继续升温，到温后保温。再随炉冷至400℃时，停止油扩散泵的工作，用机械泵保持室内真空度直到150℃，从室内取出渗铬罐。

⑤在升温过程中，每隔20～30min测一次炉温和真空度。为了准确地测温，采用了电子电位差计。

(3)真空渗铬工艺。

真空渗铬工艺如图3－70所示。

图3-70　真空渗铬工艺曲线

当炉膛中真空度达0.0133Pa时，开始缓慢升温，在1000℃保温2h，使整个室内均热，然后升温到(1150±5)℃，保温12h，随炉冷至250℃时出炉，空冷至室温。如果出炉温度高于300℃，会使被渗试件表面及铬块氧化，呈灰色。

真空渗铬件具有很强的耐蚀性，40Cr钢在含w(H2S)= 5.0%～6.5%、气温20～30℃、气量1000～9000m3/d的条件下，腐蚀时间812h，腐蚀率仅为0.0004g/h·m2，20钢几乎测不出失重量。

渗铬件必须经热处理，40Cr钢渗铬后，经正火+调质，Rm997MPa，αK148.6J/cm2。

此外，还可用高频感应加热进行真空渗铬。高频感应加热真空渗铬装置图如图3－71所示。

待渗工件放置于装有渗铬剂的渗剂杯6中。渗剂由质量分数为50%铬铁粉和50%黏土粉组成。在高温及真空条件下，铬容易蒸发。因此，工件不仅与铬粉直接接触，而且沉浸在铬蒸气之中，增加了反应接触面积。真空渗铬温度一般在1000℃以上，真空度不低于1.3×10－1Pa，如在1000℃渗铬6h，渗层深度可达0.16mm。

图3-71　高频感应加热真空渗铬装置

1．真空泵　2．石英管　3．热电偶　4．试样5．感应器　6．渗剂杯　7．电流计　8．真空计

若在渗剂中均匀混入质量分数为2%～2.5%的NH4Cl，可以加速渗铬速度。如在渗剂中加入质量分数为2%的NH4Cl，10钢在1000℃保温30min渗铬，渗层深度可达0.22mm。