本帖最后由 hongqk 于 2016-1-13 22:30 编辑
今日家事（2016.01.13） 一、 霜月发帖：《齿轮单件渗碳淬火设备》
●就是一条连续生产线。 ● 据说整个渗碳淬火过程都只有一件齿轮，不存在上下、左右，中间位置之分，齿轮变形一致性比较好。 ● 这家公司叫“西科沃克热处理设备制造（天津）有限公司”，该设备好像还没有用户。 aaron01：★SECO在天津有工厂，不过天津seco只做些最简单的真空钎焊炉、真空回火炉之类。
真空渗碳、真空淬火炉是波兰生产的，我前面去烟台就是为了新买的那台真空淬火炉，气淬压力可以达到最大19个巴，做功还行吧，炉子本身能做真空渗碳，接上乙炔就可以做渗碳的活了。
★ 看霜月的介绍的内容，是单件生产模式，就是我们前面讨论过的话题，精益生产理念与热处理生产如何结合的问题，看起来国外设备商的确已经开始在做这方面的尝试了。 ★ 看下沙发贴的图片就能体会流水线生产模式了，热前机加单件生产，流水线进到热处理炉，热处理单件气淬，流水线转到磨加工，整个过程都是精益理念的，没有库存。 请关注键接： 齿轮单件渗碳淬火设备 二、 孤鸿踏雪帖：《易卜森新型ATLAS箱式炉八大亮点》
请关注键接： 易普森新型ATLAS箱式炉八大亮点 http://www.rclhome.net/forum.php?mod=viewthread&tid=19318&fromuid=311 三、 daswang发帖：《40CrNiMo钢为什么等温淬火的性能好？》
●前一段碰到一个客户，做谐波轴承，是机器人上面用的。材料40CrNiMo，硬度37-40HRC,产品厚度1-2mm，工作时就像人用手把一个圆筒反复的揉捏。该产品是由日本人垄断，国产的寿命很低。我们用多用炉做调质处理，寿命第一次2小时，第二次20小时，而日本人产品寿命超过200小时。这个客户最后找到等温淬火的方法，解决了这一问题，也算是为中国人争光了.大家讨论看看，为什么在同样硬度的情况下？为什么等温淬火的性能要好？
● 如果在50HRC左右，那么贝氏体肯定比马氏体韧性好。但是在如此硬度下，组织成为回火索氏体，为什么性别有如此大的差别？ ● 看看上面的图片，就是从端面的台阶处断裂的，也就是说中间的圆的凸台脱落了。因为别的地方壁厚大约1mm，而凸台的厚度大约2.0mm，试想想，这个圆筒反复的揉捏，那个台阶根部是应力集，疲劳断裂。 ● 选材不是我们掌控的，客户按照日本人的产品模仿的，硬度也是按日本人的要求来做的。到我们这里来做调质，试验不成功，客户自己也很有钻研精神，他自己找到等温热处理的厂家，解决了这个问题。目前这个产品我们不做了。 Taofans认为： ★ 这种产品我会做的，选材和技术要求有问题，我原来是国营第702厂专门生产谐波减速器的给导弹上用的， 向里面的柔轮，输出钢轮，及壳体都有一套工艺，每道工序后都要稳定化处理，南京39所，及7101厂，航天六院都用我们的产品. 柔轮必须采用35CrMnSiA 调质硬度28~32HRC 淬火硬度必须大于50HRC才能回火，否则属于淬火失败,540℃回火后必须油冷, 后续的每道机械加工后必须进行稳定化处理！ ★ 再说了，里面的钢轮 ，输出钢轮 ，壳体 ，端盖 那个要求不比柔轮高， 而且零件淬火后都要检测淬火硬度， 回火后车去黑色氧化皮才能检测调质硬度，每一件都要全检. Qibao9891认为： ★ 贝氏体中的残奥阻碍了裂纹扩展。
回火后快冷是为了得到表面压应力，和回火脆性基本上不关联。
都是从抗疲劳方面给出的措施。 请关注键接： 为什么40CrNiMo等温淬火后性能好？ 四、 孤鸿踏雪发帖：《42CrMo正火处理得到异常组织》
● 现已刨出一些新信息：1. 这个件普通正火，880℃奥化，后出炉风冷；2. 绝对没有享受雨露，也木有滚落水坑；3. 这种异常组织从表面的纵深位置均有；4.为锻造工件。 另外，这个试样进行硬度检查，结果为30HRC。我准备将试样发到一个地方拍两幅清晰一些的照片。 ● 这两幅是汇九拍的，但因为汇九的装备太差，所以羞于上传。 紫琅人认为： ★ 杨工，这图片和工艺处理过程中是正火处理的，个人认为是正火冷却过程局部遇到水急速冷却得到的马氏体组织。如果正火处理得当没有遇到水话，是否在原材料在锻造或热轧过程冷却时候遇到水急速冷却呢看图片基体组织是马氏体，残余奥氏体，珠光体，铁素体分布。方便的话提供100倍的参考。 清淡认为：白色块状的组织可能有残奥和马氏体。 落水残阳认为： ★ 马氏体。
这应该叫竹叶状。
★ 看一下试样从里到外的马氏体分布情况，可以知道是冷却原因引起的，还是合金元素偏析引起的。 请关注键接： 《这个42CrMo正火金相组织正常吗？》 五、 所以因为发帖：《轴类产品发生开裂》
● 40Cr材料，轴的直径￠120，加热温度850℃，清水冷却。一炉共9根产品，一起加热冷却，其他正常，只有一根有裂纹。 ●预冷是有考虑的。这个材料做了几年，基本上类似尺寸的工件一直用水冷却，没有出现过问题。 ●断口有明显的氧化色。断口表面颜色还是比较深的，回火温度是580℃，颜色是否会那样深呢？ ● 一炉共9根产品一同加热一同冷却的，为什么只有一根内外组织有差异而发生组织应力裂纹？ ● 裂的是上端，前一阶段时间也发生过一次，10根裂了3根（同样的规格），一样的裂纹，也都是上端，所以我是有了你在23楼所说的想法
● 不是锻件，就是棒料，普通的水泵产品没有那么讲究的。
工件端面距水面的高度大致有一米。 ● 轴端面粗车过的，其粗糙度应该不一致。就是需要这样的“小众”因素。
aaron01认为： ★ 热处理怎么可能产生这样的应力？让裂纹沿圆周那么均匀地延伸？
周向应力是神马情况？ ★ 有没有切了看裂纹两侧的氧化情况呢？我知道你那里是做的无保护气氛加热，如果裂纹两侧有严重氧化，说明什么？如果没有，说明什么？ qibao9891认为： ★ 由内外组织差异而产生的组织应力裂纹。
解决方法为两个方向：
一个方向为尽量减缓轴端冷速，使轴端内外都不淬硬，消除（减轻）组织差异。包括预冷、改为油冷等。
另一个方向为加快轴端冷速，使轴端内外都淬硬，消除（减轻）组织差异。包括降低水温、强制喷水等。 ★ 这种裂纹和危险尺寸关联不大。通常是大于危险尺寸的非危险尺寸才会这样。
危险尺寸是先涨后涨的组织应力致开裂。
这种是组织差异引起的组织应力致开裂。 ★ 这种裂纹产生的条件范围很窄。冷却环境向快或向慢多少变动一点就会避开。只有不快不慢时出现。
可分析下其它几根的冷却条件，来确定冷速应向加怏还是减慢方向调整。 ★ 一般是纠结该快还是慢。因为现在开裂条件刚擦边，还有大部分是不裂的。万一该快选了慢，或者该慢选了快，情况不但不好转还会恶化。 ★ 我建议不做微调，微调有掉进坑里的可能。而是大调，直接远远的调出开裂范围。除非确有把握，才做微调。 上端裂一般是冷慢了，水热了。 ★ 再考虑下面两种情况：
表层为马氏体，心部为屈氏体。
1.轴中间段的应力情况。
2.轴端的应力情况。 ★ 实际上不仅氧化皮爆不掉会冷速慢。
本身刀纹深，粗糙度大也会导致较易积聚蒸气膜，而使蒸气膜阶段延长，使冷速变慢。到沸腾阶段后期和对流阶段，粗糙表面会使冷速加快。
这和理想冷却曲线正好是反着来。
很明显，延长的蒸气膜阶段会影响轴端淬硬，加大组织差异引起的应力。
沈版那个50楼业已证明粗糙表面挂氧化皮减缓冷速。不妨也统计下轴端面粗糙度和开裂之间的关系。 ★ 常规检测该检还是要检。因为应力超强度才裂，光有应力这一个巴掌拍不响，还要有强度因素。至少也得排除下。
不过取样不好取了，这种裂纹起源于端面。图上端面已经被车掉，裂纹源都没了，已经死无对证了。 落水残阳认为：
★ 1、棒材不同板材，不会出现分层的情况，因此跟原材料关系不大
2、淬火之前应该是车加工，如果有裂纹，这么一圈还是比较容易发现的。从裂纹两侧吻合度看，是比较好的，并不像锻造折叠类缺陷
3、高温零件在水中或油中开裂，氧化色并不是决定性证据，如果有脱碳，说服力更强些。
4、环状的裂纹，从应力上讲，只能归结到心部收缩表面硬化。收缩是由于热胀冷缩，硬化是由于马氏体形成。 ★ 这个零件已经裂了，还是解剖之后，按失效分析的程序做下来才好。光就两张宏观照片在这争论，难有结果。一种是预设可能，然后找证据，另一种是看到证据，然后猜测可能。无论哪种，都是需要足够而有力的证据的。 大浪淘沙认为： ★ 这是个调质产品，在回火之前就已经裂了。 ★ 如果我是客户，对“9根只有1根裂了，因此，不是热处理的问题。”这样的答复是不会满意的。 清淡认为： ★ 一般开裂是由于组织应力和热应力共同造成的，如果是裂向圆心，（先不加热应力谈谈）我觉得是表面淬硬后体积固定，塑性变差，当心部变硬组织膨胀的时候对表面造成拉应力，这样的裂纹是裂向圆心的。对于现在的裂纹，我的猜想是，表面淬火硬了，体积固定，变成塑性很差的马氏体，但是心部由于温度还很高，体积来不及收缩，表面冷的快，实际上市要收缩的，但是被心部强行限制不让其收缩，等到表面成马氏体后，心部也开始慢慢冷下来，体积开始收缩，虽然心部也可能淬成马氏体，体积可能要膨胀，但是之前受热膨胀的体积比淬成马氏体的体积要大，两个相中和，实际上整体体积是收缩的，表面本来淬成马氏体，塑性又很差，体积很难变化，现在心部又要把体积变小，拼命的拉扯表面，实际上表面还受的是压应力，但是心部收缩的太多，又拉不动表面的马氏体组织，那只能把中间相连的组织拉开了，最后造成这样环形的裂纹。实际上这样的裂纹不应该多的，都说表面压应力有利，但是我觉得要适可而止。 ★ 差不多吧！淬成马氏体，由面心立方变为体心立方，体积变大。如果心部是变为屈氏体，就是结构复杂的碳化物+体心立方的铁素体，体积应该还是变大，只是强度没有马氏体高而已。其实要说的话远远没那么简单，现在要考虑先下去部分的变化，就不能单单考虑一个圆周面上的应力了，轴向应力也在变化。 Oiabm认为： ★ 淬火裂纹，预冷不足。在半马氏体区附近开裂。如果对调质组织深度没有特别要求的话，可以降低到810℃，直接淬盐水，不需要预冷，可以冷透。如果对金相要求较高，就只有采用预冷方式，同时控制冷却时间。 明白明白认为： ★ 这个肯定是淬火裂纹，控制开裂的方法如下：
1、更换淬火介质，如水基淬火液；
2、工件淬火前要预冷；
3、控制淬火时间，即控制工件的残留温度。 君山认为： ★ 这个裂纹发生在尖角内某固定圆周位置方向，裂纹和轴向大约呈45°，也是材料淬硬深度过渡带位置。 Daswang认为： ★ 感觉是淬火的问题，40cr用水淬火，这种情况也不奇怪。逐个淬火还是整筐一起淬。预冷下，这种情况会改变或避免。 讨论仍在继续中。请关注键接： 轴类产品发生开裂 六、华虹工业炉发帖：《新型轴承套圈无氧退火炉》
● 甲醇裂解气氛保护。 ● 同材料，同工艺，不同炉产品测试，硬度测试在189-201HBW，符合国标。
第1、2张图片为500×；第3、4张图片为1000×。 请关注键接： 轴承圈退火看看效果咋样？ 七、孤独的行者发帖：《小型井式渗碳炉怎样精确控制滴油量》 ● 炉子有流量计的。感觉用流量计的话零件在进入扩散阶段碳势很不容易降下来，导致淬火后碳化物超标。 ● 我们最近这两台炉子碳化物一直不合格，我们用的密封沙而不是密封油会不会有影响呢？ 沧海一声笑认为： ★ 有碳控最好，没有的话用富化剂加稀释剂的形式，也就是稀释剂常量控制富化剂的滴量，过程当中多看随炉试样。富化剂和稀释剂的流量需要根据装炉量调整。 孤鸿踏雪认为： ★ 我猜想楼主就是靠查滴数来控制煤油供给量，又觉得这个滴数误差比较大，所以想找到一种更可靠，更精准的方法。是否可以换成液体流量计来控制呢？质量流量计怎么样？ Hongqk认为： ★ 一般的流量计比数滴量控制效果还差，受炉压的影响比较大。质量流量计当然可以，但对于使用普通井式炉的用户来说，将这套系统配起来，不知价格是否承受得起。单独流量计本身，国产在万元以内，进口在万元以上。根据流量和介质还有浮动。浮子流量计是在标定压力和介质下，得出的流量值，但我们的井式炉内的压力值是波动的，而传统的滴注方式是将煤油置于高位，压差并不大，流量计就非常不准确了，我们原来改造过井式渗碳炉为流量计就吃了这个亏。
★ 但在丰东多用炉上也是浮子流量计，为什么又能准确控制呢，主要这个流量与普通浮子流量计不一样，带稳流功能的，另外还带了一个氮气压力罐，用氮气作驱动力。 Sinode认为：如果暂时没加碳控，可以采取钢箔定碳，同样可以做到很准确。只是要注意炉压不可太高。 请关注键接： 对于一些小型井式渗碳炉怎样可以精确的控制滴油量 八、霜月发帖：《如何保证齿轮局部防渗表面硬度在38~45HRC？》 ● 带内花键齿轮，材料20CrMnMoH，要求渗碳淬火后齿表面硬度59~64HRC，硬化层CHD=0.8~1.2mm，齿心部硬度30~45HRC；内花键防渗，花键表面硬度38~45HRC。花键大径61mm，小径56mm。
请问各位，如何防渗才能保证内花键渗碳淬火后硬度刚好在38~45HRC范围？ ● 这个齿轮心部硬度要求是30~45HRC，而防渗部位硬度要求38~45HRC，这不冲突吗？ 热盾涂料认为： ★ 精锻半轴齿内花键防渗有客户是用水溶性防渗碳涂料FC-408调稀后灌涂。通过调节涂料粘度从而控制涂层厚度在一定范围内，这样渗碳淬火后能将防渗面硬度控制在心部硬度范围内的。如果内花键是插齿机加工不是拉床拉出来的话，也可以热前先不加工花键，留余量用FC-108防渗，热后精车后插内花键，这样控制好心部硬度就可以了，小功率船用齿轮箱有一个部件就是这么加工的。 ★ 防渗涂料不开裂不脱落应该是最基本的要求，涂料选型很重要。另外工件也必须彻底除油，很多厂家不重视清洗除油。 ★ 既然要防渗，肯定会提出防渗面硬度的上限范围。根据防渗涂料的国标里的硬度检测法，防渗面硬度上限应该略高于心部硬度的。但实际如果防渗做得好的话，是可以控制在心部硬度范围内的。一些防渗要求很高的零件如三牙轮钻头、焊接件防渗，这些厂家在用防渗涂料上都有一整套严格工艺在执行，最后结果也是能完全满足要求的。 aaton01认为： ★ 内花键要求防渗，这个有点匪夷所思，以内花键的工作模式，渗碳还能让它在工作中断了？
★ 设计者设计成这样，让执行工艺很为难啊，如果内孔很小的话，怎么涂涂料呢？恐怕很难保证不漏渗吧，毕竟是手工活。 ★ 一对花键配合的零件，如果内花键在工作时失效断裂，产生的碎片往往会把与其配合的外花键一起拉坏，这也就是花键需要做热处理的原因。 ★ 花键配合的服役方式和齿轮、螺纹有着根本差别，在工作时是一对内外花键上所有的齿都吃住以后一起转动的，也就是说工作时承受的扭力会被所有的齿共同分担，所以相比啮合齿轮只有两牙接触的工作模式而言，花键能承受得扭矩要高出很多。齿轮除了承受扭矩以外，还会有冲击载荷，花键就只承受扭力，没有冲击载荷，很难想象会出现花键崩齿的情况。花键模数、齿根强度设计合理的话，几乎就是不会坏的。而花键齿底过渡圆角的硬化层深度又直接影响花键的扭转强度，不渗碳软齿底的话，强度会大幅下降，反而大大增加了剃光头的可能性，一旦内花键齿底断裂，往往会把外花键一起打坏，其危害性更大。 ★ 其实楼主的零件之所以把花键硬度设计到38HRC以上，肯定也是考虑了齿底的扭转强度问题，否则按正常防渗区硬度设计，要么没有下限，要么就和心部硬度一样要求。殊不知，其实这给热处理带来很多难题，成本也大幅上升了。另外，如果材料淬透性淬硬性偏下限，38HRC达不到怎么办？热处理有方法吗？不让渗碳的情况下，很难有好的办法来提高防渗区硬度的吧？所以，要保证足够的齿底强度，恐怕还得管理好原材料的碳含量才行，这又增加了成本。
★ 我所见过的花键配合，从来也没有要求防渗的，而且齿根渗碳后还能提高表面压应力从而提高疲劳寿命呢，何必去花大量成本做防渗呢。 ★ 做热处理当然要服从设计，不过也不能盲从，如果发现有疑问还是应该和设计者提出，了解设计者的设计初衷是什么，他的担心是什么，也许经过这样的沟通后，你可以理解他的设计思路是对的，也有可能你能够替他找到更便宜更好的解决方法，让他改变设计呢，这样的沟通对双方都是有好处的，不是吗？
★ 类似这样的案例，我们有很多，开发前期经过充分沟通以后，连通用汽车的设计人员都可以改变图纸的呢。老外往往更容易打交道，只要你真得说得对，沟通清楚以后，说服设计者也没有那么难。 Cnszgong认为： ★ 是否考虑在内花键处塞点保温材料？
当然塞保温材料后还是要考虑零件的整体变形量的。 离别钩认为： ★ 花键部分属于零件的表面，冷却快，淬火后硬度在38-45HRC很正常。而心部因受淬透深度的影响，要求30-45HRC也很正常。只需要做好防渗就可以了。 把花键的硬度降低后，失效方式以磨损为主，因为轴的更换麻烦、成本更高，现在采取降低齿轮内花键硬度的办法来让齿轮内花键这边先发生磨损失效，这样一根轴的寿命可以抵得上几个齿轮的寿命。如果齿轮内花键硬度与轴的外花键硬度相当而起都比较高，这时会发生同时失效，而且断裂失效的风险增大。 ★ 我做过好几个型号的内花键齿的热处理，现在的花键配合的硬度要求就是这样设计的，我当初的想法和怀疑和你相似，但没有你理解得那样深。我跟齿轮厂家不止一次提出过这样的问题，以上基本是他们给我的解释，而我也认为他们说的是很有道理的，首先这个硬度（38-45HRC）并不是很低，其强度是和齿形尺寸不仅有理论计算而且是经过寿命试验验证过的，其次还要平衡轴和齿轮的成本（如轴的成本比齿轮高得多的情况下）。这种设计我认为完全是合理的。 心沐长风认为： ★ 这个产品不知道可不可以这样子做，内花键放余量，渗碳缓冷之后切碳层，然后再加工内花键，然后再加热淬火。注意控制加热温度从而控制芯部硬度。带H的材料，应该是限制材料淬透性宽带的，分为六个等级。 请关注键接： 如何保证齿轮局部防渗表面硬度在38~45HRC？ 九、天天向上发帖：《H13钢淬回火金相组织分析》 基本情况：H13模具，有效厚度40mm（￠288热轧棒材），真空炉2段式预热，加热温度：1045℃，585℃×3小时×3次回火，HRC47-49。
aaron01认为：我认为就是晶界被腐蚀出来了，从整体看，冷却充分，没有问题。 清淡认为：我也觉得，只是回火充不充分的问题。 吉祥如意认为：一般来说，应该属于有缺陷的组织。参考下图： 目前所能掌握的证据不足，只能持质疑态度。
估计与钢锭中的枝晶偏析残余有关。担忧会破坏工件的整体性。
如果是自己用的产品，建议跟踪下，也许会早期失效。
天天向上：各位前辈，这件模具最终还是开裂了。是不是“纹理”组织导致的？ 真心求解。 请关注键接： 请家里的前辈看看这个H13的金相组织 〓祈ヤ许▃：电工纯铁支矫顽力（退磁要求80-90之间），产品厚度2mm，U型状，普通烟盒大小。应该选择多少温度？ 荣誉认为：920×6小时，降温速度≤100℃小时，至100℃时快冷。必须是真空炉。 落水残阳帖：【讨论总结】轴承的屈氏体在看帖或看资料的时候，经常看到轴承热处理后出现屈氏体，然后问这个屈氏体是怎么形成的呀？看的多了，也很乱，残阳有意将这些出现的形态和原因汇总一下，以飨后来者。这需要大侠们帮忙。 500× 1000× 1000× 表面：HRC60，心部：HRC57。6316轴承套圈，壁厚13mm。在等温油中淬火。若在快速油中淬火，可以做到无托氏体。 2013.01.22生产6410内圈沟道 500× 2013.01.22生产6410内圈心部，壁厚12.5mm，850℃×1，90℃等温油淬火。 1000× 吉祥如意：针状的是因为冷却上原因形成的；球状的是较针状的冷却差的原因形成的；团状的则是较球状的冷却差的原因形成的。
总之，冷却不足的阶梯差别，造成了屈氏体的不同形态。 Friday、 紫琅人、 microsoft：有点不同意见：
针状的是冷却不良造成的，团絮状的是加热不足造成的。
冷却不良影响的大小造成针状的大小不同，冷却越差，针越粗大；
加热不良影响团絮状大小的不同，加热温度越低时间越短，相应的表现的团块越大。 搬运工出现各种不同形态的屈氏体组织，是加热不足还是冷却不足，需要辩证的看待，不可一概而论。 甫儒轴承钢GCr15屈氏体：按照JB/T1255-2001标准要求应该分为加热屈氏体和冷却屈氏体，加热屈氏体以团絮块状的形式体现，主要是由于加热温度和加热保温时间不够或不足导致的。冷却屈氏体一般都是以针状体现。主要是冷却能力不足导致。一般情况GCr15材料壁厚大于12mm以后使用普通的等温淬火油淬火，搅拌和冷却装置不好的话冷却屈氏体一般都会有的！ 500×心部 500×心部 500距表面3mm 500距表面3mm 绿秋叶因为冷却速度造成晶界出黑色屈氏体，那么为什么是出在晶界？与材料合金元素在晶界的贫或富有无关系？（若有关，则出现屈氏体的本因并非冷却速度）。
我遇到一材料表面感应加热淬火，在晶界出现屈氏体，提高加热温度淬火就没有了，我认为与材料有关，但是具体原因是什么？请教。 横笛吹雨有资料称，GCr15钢加热不足，碳化物不能充分溶解，造成A中C、Cr偏低，降低了A的稳定性，淬火产生块状屈氏体；另一情况下，钢中A成分存在浓度起伏，C、Cr偏低的区域，临界冷速大，淬火后产生针状或网状屈氏体，并称为冷却不良产生的屈氏体。
这两种情况本质上不都是加热状态下A中C、Cr偏低而产生的屈氏体吗？为什么会有块状与针状或网状的形态区别？ 1、“充分加热的情况下，也是可以得到团絮状的屈氏体组织”
这一点倒是可以根据36楼的“冷却不足的阶梯差别”理论解释。
2、48楼述及的第二种情况严格说并不是真正意义上的冷却不足产生屈氏体，所以有关于其形态的疑问。 别问我是谁这可不一定哦。
JB/T1255-2001中有些情况并没有提到，可能是因为无需提到。 所谓加热不足、冷却不足都是相对的。
充分加热的情况下，也是可以得到团絮状的屈氏体组织的，这一点或许有些人不一定能理解。
包括JB/T1255-2001在内的一些资料中讲的都是一定条件下出现的情况，这一点不能忘了。 吉祥如意再发两张图片，供大家继续讨论，以便查找原因：
横笛吹雨发图片供参考：
吉祥如意认为：如果在此加热温度下（800℃），变油冷为水冷，会是怎样的一个组织状态呢？
实质性的答案就在眼前，看谁去戳穿了？ 横笛吹雨仅就这个只知道加热温度（800℃）和未知牌号的淬火介质（油）的工艺状态下的图，还可以继续追问：
1、延长加热时间，又会怎样（还用这个油）？
2、提高加热温度，又会怎样（还用这个油）？ 吉祥如意您所说得第一和第二条均可以改变状态，但意义不大。因为改变的是对冷却的要求。我们可以经常看到在840℃、860℃加热时，在一定的冷却下，同样也会出现非马组织。
只要改变冷却条件即可消除非马组织。说明一个道理：即这个组织是在中温区域一定的冷却条件下形成的。 横笛吹雨那么，您是怀疑其加热不足而致屈氏体的判断?或者说您根本就不认同这一说法？看您前面的言论似乎有这个嫌疑呢
如果变油冷为水冷，屈氏体变成针状或消失，就可以验证您的“阶梯差别理论”了。
这段时间一直在思考这一伟大理论。
虽然在48楼述及“另一情况下，钢中A成分存在浓度起伏，C、Cr偏低的区域，临界冷速大，淬火后产生针状或网状屈氏体，并称为冷却不良产生的屈氏体”这一资料描述情况，并认为，“严格说并不是真正意义上的冷却不足产生屈氏体”，但细论起来，不管是因为原始组织原因还是加热不足原因造成区域性的合金化程度偏低，最终影响的都是 实际零件的实时加热状态下的临界冷速。所以，虽然“严格说并不是真正意义上的冷却不足产生屈氏体”，但相对地说，也是冷却不足的原因（只不过，这是被“不足”，实际生产中不能因此判定淬火介质出了问题，也不能由此否定加热不足的存在）。
所以，朦朦胧胧地有点认同“阶梯差别理论”了。 吉祥如意首先，这种现象并非仅出现于轴承钢，一般的钢种均存在这个情况。
俺说：不同形态的托氏体受冷却条件的影响，并非是指冷却不良亦非指加热不足。而是强调它是在一定的冷却条件下产生的。是过冷奥氏体中温转变的产物。
这是个概念问题。概念清楚了，解决问题的方法也找到了。
什么因素影响托氏体的出现呢？
过冷奥氏体的化学成分、晶粒大小还是冷却速度？
什么因素影响托氏体的形态呢？
上面俺说了，不再重复。 您上传的某大师的图片，只是就事论事，做个图片说明而已。
无数的热处理生产的事实证明：托氏体的形态与冷却条件有关，与加热条件无关。 请关注键接： 【讨论总结】轴承的屈氏体 请欣赏几张图片： 光学显微镜金相组织 GH3536电子束焊接熔合线附近组织 EBSD镁合金经过变形后回复组织，没有明显织构且晶粒大小均匀。 激光共聚焦显微镜 镀锌板光整后显微平面图 有光整痕和原锌花形貌。 金相图片 65Mn轧制后冷速较快出现了羽毛状上贝氏体组织 金相图片 高铬铁 2%硝酸酒精侵蚀 正交偏光照片 蓝色初生枝晶为马氏体及残留奥氏体，枝晶间的碳化物分布在残留奥氏体基体上，呈鱼骨状、条状和块状。
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发表于 2016-1-13 15:57:01
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