對于大傾覆力矩、重載疲勞和高沖擊高磨損的軸承材料,通常采用感應(yīng)淬火進(jìn)行表面強(qiáng)化,但存在軟帶和變形大等問題。而使用激光淬火硬化層深度在1 mm以內(nèi),42crmo鋼板且橫截面硬化層為"月牙形",試樣表面各點硬化層分布不均,較淺處易提前發(fā)生損壞。

   為解決以上問題,利用COMSOL軟件模擬激光深層淬火過程溫度場時空分布,與常規(guī)激光淬火不同,激光深層淬火采用了寬光斑、低速掃描,且輔助用于提高吸光率的涂料,在軟件中設(shè)定不同激光功率、掃描速度和光斑尺寸,分析得到不同工藝參數(shù)下的溫度場分布、硬化層形貌和特征尺寸,并在模擬指導(dǎo)下進(jìn)行實驗得到深層硬化層,并探究光斑尺寸對硬化層深度、寬度、均勻性的影響。模擬結(jié)果表明,選擇適當(dāng)?shù)募す夤β拭芏群蛼呙杷俣冗M(jìn)行激光淬火溫度場的模擬,可以得到3.6 mm深的硬化層。以此進(jìn)行光纖耦合半導(dǎo)體激光器淬火實驗,實驗所得有效硬化層深度為3.7 mm,硬化層平均硬度為774 HV0.3。42crmo鋼板將實驗所得硬化層形貌和模擬結(jié)果進(jìn)行對比,平均誤差為6.5%。模擬結(jié)果還表明,在激光功率、光斑面積和掃描速度不變時,改變光斑的寬度,硬化層的寬度與光斑的寬度成正比例,硬化層的深度隨光斑寬度增加先增加后減小。隨著光斑寬度增加,硬化層分布更加均勻。

  利用金相顯鏡、洛氏硬度計和掃描電鏡,對經(jīng)過預(yù)備熱處理（退火、淬火、調(diào)質(zhì)）+亞溫淬火+高溫回火處理（又稱臨界區(qū)淬火+回火）后的42CrMo鋼的組織、沖擊性能以及斷口形貌進(jìn)行了觀察和分析。結(jié)果表明,預(yù)備熱處理為退火處理時,亞溫處理后殘留的鐵素體粗大不均;且在回火索氏體之間分布不均勻;預(yù)備熱處理為淬火處理和調(diào)質(zhì)處理時,殘留的鐵素體形態(tài)細(xì)小,且與回火索氏體均勻分布。采用不同預(yù)備熱處理時,亞溫處理后的硬度差別很小。亞溫處理后42CrMo鋼的沖擊性能均高于常規(guī)調(diào)質(zhì)處理后的沖擊性能;預(yù)備熱處理為調(diào)質(zhì)處理時,亞溫處理后的沖擊功 ,從其斷口形貌中可以看出,其起裂區(qū)和裂紋纖維擴(kuò)展區(qū)所占比例較退火處理和淬火處理時要大。因此,調(diào)質(zhì)處理更適合作為42CrMo鋼的預(yù)備處理。 

利用三維原子探針（3DAP）分析元素分布。結(jié)果表明Al-Ti、Al-B的添加均使42CrMo鋼板淬透性提高,Al-B配合添加的42CrMo鋼淬透性 ,直接淬火后截面心部馬氏體組織大于90%;并且使鋼的抗拉強(qiáng)度Rm≥1200MPa,-40℃下沖擊吸收功KV2≥27J,力學(xué)性能滿足低溫環(huán)境下12.9級螺栓用鋼的使用要求。

   通過化學(xué)相分析實驗和CCT曲線測定,表明Al-Ti配合添加,Ti發(fā)揮固氮作用形成TiN,使Al固溶于鐵素體中,抑制貝氏體產(chǎn)生;Al-B配合添加,當(dāng)Al的添加含量較高,使得相同溫度下AlN優(yōu)先BN析出,這一部分Al發(fā)揮固氮作用,另外一部分Al與B共同固溶于鋼中,抑制珠光體和鐵素體的轉(zhuǎn)變,增加實驗鋼在較低的冷速下獲得馬氏體的能力,提高鋼的淬透性。通過3DAP實驗分析鋼中各元素的分布情況,其中Al元素在鋼中彌散分布,抑制C的擴(kuò)散,從而抑制貝氏體的形成,提高鋼的淬透性。

  采用電弧離子鍍技術(shù)在刀具42CrMo鋼板表面沉積制備TiAlSiN涂層,實驗測試分析勵磁電壓對其的組織結(jié)構(gòu)及其摩擦性能的影響。研究結(jié)果表明不同電壓制備的TiAlSiN涂層表面形成了大量孔洞。隨著電壓升高后,涂層的粗糙度和厚度明顯增加。所有層都形成了緊密結(jié)合狀態(tài),未產(chǎn)生明顯縫隙結(jié)構(gòu),涂層都形成了具有柱狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)電壓上升后,產(chǎn)生了更多的空隙,導(dǎo)致涂層致密度發(fā)生減小。逐漸提高電壓后,獲得了具備更高顯硬度的涂層,達(dá)到了比合金鋼基體更高的硬度。隨著電壓升高,涂層的摩擦系數(shù)和磨損率先降低再升高,到達(dá)30 V電壓時達(dá)到了小的磨損率。涂層主要發(fā)生了42crmo鋼板磨粒磨損的情況。30 V電壓時形成了更加平整的涂層表面,涂層的組織結(jié)構(gòu)也變得更加致密,顯著提高了耐磨性。