一、钢热处理应力
工件加热和冷却过程中,表层和心部冷却速度和时间不一致,形成温差，就会导致体积膨胀和收缩不均而产生应力,即热应力。热应力作用下,表层开始温度低于心部,收缩也大于心部而使心部受拉,当冷却结束时，心部最后冷却体积收缩不能自由进行而使表层受压心部受拉。即热应力作用下最终使工件表层受压而心部受拉。这种现象受到冷却速度,材料成分和热处理工艺等因素影响。当冷却速度愈快,含碳量和合金成分愈高,冷却过程中热应力作用下产生不均匀塑性变形愈大,最后形成残余应力就愈大。另钢热处理过程中组织变化即奥氏体向马氏体转变时,因比容增大会伴随工件体积膨胀,工件各部位先后相变，造成体积长大不一致而产生组织应力。组织应力变化最终结果是表层受拉应力,心部受压应力,恰好与热应力相反。组织应力大小与工件马氏体相变区冷却速度,形状，材料化学成分等因素有关。
实践证明,任何工件热处理过程中,有相变,热应力和组织应力都会发生。只热应力组织转变以前就已经产生了，而组织应力则是组织转变过程中产生,整个冷却过程中,热应力与组织应力综合作用结果,就是工件中实际存应力。这两种应力综合作用结果是十分复杂,受着许多因素影响,如成分、形状、热处理工艺等。就其发展过程来说两种类型,即热应力和组织应力,作用方向相反时二者抵消,作用方向相同时二者相互迭加。是相互抵消相互迭加,两个应力应有一个占主导因素,热应力占主导位时作用结果是工件心部受拉,表面受压。组织应力占主导位时作用结果是工件心部受压表面受拉。
二、热处理应力对淬火裂纹影响
存淬火件不同部位上能引起应力集中因素(包括冶金缺陷内),对淬火裂纹产生都有促进作用,但拉应力场内(尤其是最大拉应力下)才会表现出来,若压应力场内并无促裂作用。
淬火冷却速度是一个能影响淬火质量并决定残余应力重要因素,也是一个能对淬火裂纹赋于重要乃至决定性影响因素。达到淬火目，通常必须加速零件高温段内冷却速度,并使之超过钢临界淬火冷却速度才能到马氏体组织。就残余应力而论,这样做能增加抵消组织应力作用热应力值,故能减少工件表面上拉应力而达到抑制纵裂目。其效果将随高温冷却速度加快而增大。,能淬透情况下,截面尺寸越大工件,实际冷却速度更缓,开裂危险性却愈大。这一切都是这类钢热应力随尺寸增大实际冷却速度减慢,热应力减小，组织应力随尺寸增大而增加,最后形成以组织应力为主拉应力作用工件表面作用特点造成。并与冷却愈慢应力愈小传统观念大相径庭。对这类钢件而言,正常条件下淬火高淬透性钢件中只能形成纵裂。避免淬裂可靠原则是设法尽量减小截面内外马氏体转变不等时性。仅仅实行马氏体转变区内缓冷却不足以预防纵裂形成。一般情况下只能产生非淬透性件中弧裂,虽以整体快速冷却为必要形成条件，它真正形成原因,却不快速冷却(包括马氏体转变区内)本身,淬火件局部位置(由几何结构决定),高温临界温度区内冷却速度显著减缓,没有淬硬所致。产生大型非淬透性件中横断和纵劈,是由以热应力为主要成份残余拉应力作用淬火件中心,而淬火件末淬硬截面中心处,首先形成裂纹并由内往外扩展而造成。避免这类裂纹产生，往往使用水--油双液淬火工艺。此工艺中实施高温段内快速冷却,目仅仅确保外层金属到马氏体组织,而从内应力角度来看,这时快冷有害无益。其次,冷却后期缓冷目,主要降低马氏体相变膨胀速度和组织应力值,而尽量减小截面温差和截面中心部位金属收缩速度,达到减小应力值和最终抑制淬裂目。
三、残余压应力对工件影响
渗碳表面强化作为提高工件疲劳强度方法应用很广泛原因。是它能有效增加工件表面强度和硬度，提高工件耐磨性，另是渗碳能有效改善工件应力分布,工件表面层获较大残余压应力,提高工件疲劳强度。渗碳后再进行等温淬火将会增加表层残余压应力,使疲劳强度到进一步提高。有人对35SiMn2MoV钢渗碳后进行等温淬火与渗碳后淬火低温回火残余应力进行过测试其
热处理工艺
残余应力值（kg/mm2)渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟-65
渗碳后880-900度盐浴加热淬火，260度等温90分钟-18
渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟，260度回火90分钟-38
从测试结果可以看出等温淬火比通常淬火低温回火工艺具有更高表面残余压应力。等温淬火后进行低温回火,其表面残余压应力，也比淬火后低温回火高。可以出这样一个结论,即渗碳后等温淬火比通常渗碳淬火低温回火获表面残余压应力更高,从表面层残余压应力对疲劳抗力有利影响观点来看，渗碳等温淬火工艺是提高渗碳件疲劳强度有效方法。渗碳淬火工艺为什么能获表层残余压应力?渗碳等温淬火为什么能获更大表层残余压应力?其主要原因有两个：一个原因是表层高碳马氏体比容比心部低碳马氏体比容大,淬火后表层体积膨胀大,而心部低碳马氏体体积膨胀小,制约了表层自由膨胀,造成表层受压心部受拉应力状态。而另一个更重要原因是高碳过冷奥氏体向马氏体转变开始转变温度（Ms）,比心部含碳量低过冷奥氏体向马氏体转变开始温度（Ms）低。这就是说淬火过程中往往是心部首先产生马氏体转变引起心部体积膨胀,并获强化,而表面还末冷却到其对应马氏体开始转变点（Ms）,故仍处于过冷奥氏体状态,&127;具有良好塑性,不会对心部马氏体转变体积膨胀起严重压制作用。淬火冷却温度不断下降使表层温度降到该处（Ms）点以下,表层产生马氏体转变,引起表层体积膨胀。但心部此时早已转变为马氏体而强化,心部对表层体积膨胀将会起很大压制作用,使表层获残余压应力。&127;而渗碳后进行等温淬火时，当等温温度渗碳层马氏体开始转变温度（Ms）以上,心部马氏体开始转变温度（&127;Ms）点以下适当温度等温淬火,比连续冷却淬火更能保证这种转变先后顺序特点(&127;即保证表层马氏体转变仅仅产生于等温后冷却过程中)。&127;当然渗碳后等温淬火等温温度和等温时间对表层残余应力大小有很大影响。有人对35SiMn2MoV钢试样渗碳后260℃和320℃等温40&127;分钟后表面残余应力进行过测试,其结果如表2。 由表2可知260℃行动等温比320℃等温表面残余应力要高出一倍多
可见表面残余应力状态对渗碳等温淬火等温温度是很敏感。等温温度对表面残余压应力状态有影响,等温时间也有一定影响。有人对35SiMn2V钢310℃等温2分钟,10分钟,90分钟残余应力进行过测试。2分钟后残余压应力为-20kg/mm,10分钟后为-60kg/mm,60分钟后为-80kg/mm,60分钟后再延长等温时间残余应力变化不大。
从上面讨论表明,渗碳层与心部马氏体转变先后顺序对表层残余应力大小有重要影响。渗碳后等温淬火对进一步提高零件疲劳寿命具有普遍意义。此外能降低表层马氏体开始转变温度（Ms）点表面化学热处理如渗碳、氮化、氰化等都为造成表层残余压应力提供了条件,如高碳钢氮化--淬火工艺,表层,&127;氮含量提高而降低了表层马氏体开始转变点（Ms）,淬火后获了较高表层残余压应力使疲劳寿命到提高。又如氰化工艺往往比渗碳具有更高疲劳强度和使用寿命,也是因氮含量增加可获比渗碳更高表面残余压应力之故。此外,从获表层残余压应力合理分布观点来看,单一表面强化工艺不容易获理想表层残余压应力分布,而复合表面强化工艺则可以有效改善表层残余应力分布。如渗碳淬火残余应力一般表面压应力较低,最大压应力则出现离表面一定深度处,残余压力层较厚。氮化后表面残余压应力很高,但残余压应力层很溥,往里急剧下降。采用渗碳--氮化复合强化工艺,则可获更合理应力分布状态。表面复合强化工艺,如渗碳--氮化,渗碳--高频淬火等,都是值重视方向。
上述讨论可出以下结论;
1、热处理过程中产生应力是不可避免,往往是有害。但我们可以控制热处理工艺尽量使应力分布合理,就可将其有害程度降低到最低限度,变有害为有利。
2、当热应力占主导位时应力分布为心部受拉表面受压,当组织应力占主导时应力分布为心部受压表面受拉。
3、高淬透性钢件中易形成纵裂,非淬透性工件中往往形成弧裂,大型非淬透工件中容易形成横断和纵劈。
4、渗碳使表层马氏体开始转变温度（Ms）点下降,可导至淬火时马氏体转变顺序颠倒,心部首先发生马氏体转变而后才波及到表面,可获表层残余压应力而提高抗疲劳强度。
5、渗碳后进行等温淬火可保证心部马氏体转变充分进行以后,表层组织转变才进行。使工件获比直接淬火更大表层残余压应力,可进一步提高渗碳件疲劳强度。
6、复合表面强化工艺可使表层残余压应力分布更合理,可明显提高工件疲劳强度。
