熱處理：把固態(tài)金屬材料放在一定介質(zhì)中加熱、保溫和冷卻，以改變其組織和性能的一種加工工藝。熱處理工藝曲線示意圖第七章鋼的熱處理退火正火淬火回火熱處理表面淬火化學(xué)熱處理表面熱處理普通熱處理熱處理的分類臨界溫度

平衡時：A1、A3、Acm加熱時臨界點加注c

：

Ac1Ac3Accm冷卻時臨界點加注r：

Ar1Ar3Arcm加熱速度和冷卻速度為0.125℃/s時，F(xiàn)e-C相圖中臨界點的移動

7.1鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變

7.2鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變

7.3鋼的退火和正火7.4鋼的淬火7.5鋼的回火7.6鋼的淬透性

7.7

鋼的表面淬火

7.8鋼的化學(xué)熱處理7.1鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變共析鋼加熱到Ac1

以上時，P→A共析鋼A化過程——形核、長大、Fe3C完全溶解、C的均勻化。7.1.1．奧氏體的形成過程鐵原子晶格改組和Fe、C原子擴散的過程，為形核長大、擴散型相變。6（1）奧氏體的形核

形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃）：

α+Fe3CγC%0.02186.690.77結(jié)構(gòu)BCC復(fù)雜斜方FCC7形核位置鑒于相變對能量、成分以及結(jié)構(gòu)的要求，晶核將在α/Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于：①相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對能量的要求。②相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴散較晶內(nèi)為快，從而加速了奧氏體的形核。③相界面處，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由BCC改組成FCC。

8（2）奧氏體的長大相界面上的碳濃度及擴散?Cr?C?Cr?αdCdxCγ-C>Cγ-α

，dC=Cγ-C-Cγ-α

將在A內(nèi)產(chǎn)生擴散Cγ-α↑→Cγ-α’；Cγ-C↓→Cγ-C’為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度α點陣重構(gòu)→γ，向α方向長大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，

Cr-C’↑→Cr-C

相界面上的平衡濃度被打破9

由于γ/Fe3C相界面的碳濃度差?Cγ?k

較大，F(xiàn)e3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)。奧氏體→滲碳體方向的長大速度小奧氏體→鐵素體方向的長大速度大鐵素體→奧氏體轉(zhuǎn)變快滲碳體的溶解慢鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。10（3）剩余滲碳體的溶解剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。亞（過）析鋼的A化——P→A后，還有先共析F或Fe3CⅡ的溶解。127.1.2影響奧氏體形成速度的因素（1）加熱溫度加熱溫度越高，原子擴散能力越大，A形成速度越快。（2）加熱速度加熱速度越快，A轉(zhuǎn)變溫度越高，A形成速度越快。（3）鋼的原始組織狀態(tài)原始組織越細，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過程越快。片狀珠光體快于粒狀珠光體。13（4）鋼的化學(xué)成分

含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，F(xiàn)e、C原子擴散系數(shù)增大，A形成速度增大。

碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴散，降低A形成速度。

非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴散，增大A形成速度。

Mn，Ni降低鋼的臨界點，細化原珠光體組織，增大A形成速度。147.1.3奧氏體晶粒大小及其影響因素7.1.3.1奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度有三種：①起始晶粒度

----奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。

實際晶粒度

----鋼在具體加熱條件下所獲得的實際奧氏體晶粒大小。本質(zhì)晶粒度

----表示鋼在特定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。15

國家標準規(guī)定，在930±10℃，保溫8小時后的奧氏體晶粒度為本質(zhì)晶粒度。

1～4級----本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。

5～8級----本質(zhì)細晶粒鋼，晶粒不容易長大。奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。16鋼的奧氏體標準晶粒度級別圖100XNd(μm)125021773125488562644731822915.6101117加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃本質(zhì)晶粒度只表示鋼在一定溫度范圍內(nèi)晶粒長大的傾向性。加熱溫度超過一定范圍，本質(zhì)細晶粒鋼可能迅速長大。需熱處理的零件一般采用本質(zhì)細晶粒鋼。187.1.3.2影響奧氏體晶粒長大的因素（1）加熱溫度和保溫時間奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒長大越明顯。（2）加熱速度的影響快速加熱并且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。19（3）鋼的碳含量的影響碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴散系數(shù)，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱溫度一般選在Ac1—Accm

兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。20（4）合金元素的影響

Mn，P促進奧氏體晶粒長大：

Mn---在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；

P---在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴散系數(shù)。

強碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細化奧氏體晶粒。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻礙作用強阻礙作用弱21奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系1--不含鋁的C-Mn鋼2--含Nb-N鋼（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN

----本質(zhì)細晶粒鋼用Si、Mn脫氧----本質(zhì)粗晶粒鋼7.2鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變過冷奧氏體：在臨界點以下存在的不穩(wěn)定的且將要發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體。熱處理中的兩種冷卻方式：等溫冷卻與連續(xù)冷卻。等溫冷卻得到一種均勻的組織；連續(xù)冷卻得到粗細不均甚至類型不同的組織。227.2.1共析鋼過冷A的等溫轉(zhuǎn)變曲線A等溫轉(zhuǎn)變曲線(TTT圖TimeTemperatureTransformation或C曲線)的建立：反映溫度-時間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。TTT

曲線的建立轉(zhuǎn)變開始轉(zhuǎn)變終了孕育期鼻子23共析碳鋼C曲線Mf高溫中溫低溫過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變及其產(chǎn)物：高溫轉(zhuǎn)變，A1～

550℃過冷A→珠光體（P）中溫轉(zhuǎn)變，550℃～

MS

過冷A→貝氏體(

B)低溫轉(zhuǎn)變，MS

～

Mf

過冷A→馬氏體(

M)24257.2.2.1P轉(zhuǎn)變和P的組織形態(tài)與性能轉(zhuǎn)變溫度A1～550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴散，是擴散型轉(zhuǎn)變，通過形核和長大的過程完成。產(chǎn)物為珠光體

----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機械混合物。7.2.2過冷A轉(zhuǎn)變及其產(chǎn)物的組織形態(tài)與性能珠光體片間距S0及珠光體團

珠光體的片層間距S0----相鄰兩片滲碳體中心之間的距離。珠光體團(或領(lǐng)域)

----片層方向大致相同的珠光體，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個珠光體團。26

層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團27珠光體的組織形態(tài)（1）片狀珠光體（2）球狀珠光體鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~20028(a)(b)

(a)片狀珠光體(b)球狀(粒狀）珠光體三種片層珠光體珠光體P3800×索氏體S8000×屈氏體T8000×29珠光體轉(zhuǎn)變過程——晶格改組和Fe、C原子擴散。珠光體轉(zhuǎn)變過程示意圖3031珠光體的力學(xué)性能

片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對位錯滑移起阻礙作用，位錯最大滑移距離等于片層間距S0。片層間距S0

愈小，強度、硬度愈高，符合Hall-Petch

關(guān)系：σs=σ0+kS0-1

硬度：P：<25HRC，S：25~35HRC，T：35~40HRC。

粒狀珠光體的屈服強度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df)，也符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kdf-1/2

成分相同，粒狀珠光體的強度、硬度稍低，而塑性和韌性較好。327.2.2.2B轉(zhuǎn)變和B的組織形態(tài)與性能轉(zhuǎn)變溫度550℃~MS，C原子可擴散，F(xiàn)e原子不能擴散，半擴散型相變。產(chǎn)物為貝氏體----過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。

上貝氏體：550℃~350℃之間形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體，強度和韌性差。

下貝氏體：350℃~MS稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細小滲碳體。韌性高，綜合力學(xué)性能好。上貝氏體——羽毛狀，小片狀Fe3C分布在F間。光學(xué)顯微照片1300×電子顯微照片5000×45鋼，上B+下B，×400上貝氏體形成過程33下BF針內(nèi)定向分布著細小Fe2.4C顆粒電子顯微照片12000×T8鋼，下B，黑色針狀光學(xué)顯微照片400×下貝氏體形成過程3435（1）馬氏體轉(zhuǎn)變

馬氏體轉(zhuǎn)變：鋼從A狀態(tài)快速冷卻，F(xiàn)e、C原子均不發(fā)生擴散的無擴散型相變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體：碳在α-Fe中的過飽和固溶體。為體心正方結(jié)構(gòu)，成分與原奧氏體成分相同。

馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點Ms

，終了點Mf

。7.2.2.2M轉(zhuǎn)變和M的組織形態(tài)與性能馬氏體（M）轉(zhuǎn)變特點

1)無擴散 Fe和C原子都不進行擴散，M是體心正方的C過飽和的F，固溶強化顯著。變溫性

M的形成速度很快，必須不斷↓溫度，轉(zhuǎn)變量才↑。不徹底

M轉(zhuǎn)變總要殘留少量A，A中的C%↑則MS、Mf

↓，殘余A含量↑。M形成時體積↑，造成很大內(nèi)應(yīng)力。奧氏體含碳量對殘余奧氏體量的影響36Fe-1.8C，冷至-100℃Fe-1.8C，冷至-60℃37（2）M的形態(tài)與性能C%<0.25%時，為板條M(低碳M)。C%>1.0%時，為針狀M。C%=0.25～1.0%時，為混合M。板條M,平行的細板條束組成針狀M（凸透鏡狀）3839(a)低碳鋼中的板條馬氏體

(X80)(b)高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體

(X400)M的性能C%↑→M硬度↑，過飽和C的固溶強化，及位錯與孿晶的強化作用。

C>0.6%以后，硬度變化趨于平緩，原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。針狀M亞結(jié)構(gòu)為孿晶，硬度高，塑、韌性差。板條M亞結(jié)構(gòu)為位錯，型強度高，塑、韌性較好。4041（1）碳含量亞共析鋼中，隨碳含量的上升，C曲線右移；過共析鋼中，隨碳含量的上升，C曲線左移。因此，共析鋼的C曲線離縱軸最遠，共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定。（2）合金元素除Co、Al以外，合金元素均使C曲線右移，即增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性。（3）加熱條件A化溫度越高，保溫時間越長，形成的A晶粒越粗大，成分也越均勻，同時也有利于難溶碳化物的溶解。這些都降低A分解時的形核率，增加A的穩(wěn)定性，使C曲線右移。7.2.3影響C曲線的因素42合金元素對C曲線位置及形狀的影響亞（過）共析鋼過冷A的等溫轉(zhuǎn)變與共析鋼相比，C曲線左移，

多一條過冷AF(Fe3CⅡ)的轉(zhuǎn)變開始線，且Ms、Mf線上(下)移。437.2.4過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線

ContinuousCoolingTransformationPs——A→P開始線Pf——A→P終止線KK'——P型轉(zhuǎn)變終止線Vk——上臨界冷卻速度Vk'——下臨界冷卻速度

MS——A→M開始溫度

Mf

——A→M終止溫度共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線示意圖sfMfMsKVk’VkK’PsPfA144連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物CCT和TTT曲線的比較CCT位于TTT曲線右下方CCT中沒有A→B轉(zhuǎn)變爐冷→

P (V

≈０)空冷→

S (V

≤Vk')油冷→

T+M+A'(Vk'

～Vk)水冷→

M+A'(V≥Vk)珠光體轉(zhuǎn)變中止線

共析碳鋼的CCT曲線45亞共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變爐冷→

F+P空冷→

F+S油冷→

T+M水冷→

M46過共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變爐冷→

P

+Fe3CⅡ空冷→

S+Fe3CⅡ油冷→

T+M+A'水冷→

M+A'47轉(zhuǎn)變溫度對共析鋼硬度和韌性的影響按轉(zhuǎn)變溫度的高低，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物分別是：P、S、T，上B、下B、M，其硬度依次增加。487.3鋼的退火和正火

加熱、保溫后，緩冷(爐冷)→近平衡組織P(+F或Fe3CII）完全退火（亞共析鋼）加熱溫度

Ac3+20～30℃緩冷→F

+P目的：

細化晶粒，均勻化組織降低硬度→↑切削性

等溫退火：等溫轉(zhuǎn)變→F

+P，再緩冷球化退火（過共析鋼）

在Ac１+20～30℃等溫，使Fe3CⅡ球化，再緩冷→球狀P(F+球狀Cm）目的：

↓硬度,↑切削性,↑韌性擴散退火

加熱至略低于固相線目的：使成分、組織均勻

再結(jié)晶退火：

加熱溫度TR+30～50℃目的：消除加工硬化去應(yīng)力退火加熱溫度＜Ac1，

一般為500～650℃目的：消除冷熱加工后的內(nèi)應(yīng)力

7.3.1退火目的及工藝49粒狀珠光體50碳鋼各種退火和正火工藝規(guī)范示意圖Ac3Ac1去應(yīng)力退火球化退火完全退火擴散退火擴散退火完全退火球化退火去應(yīng)力退火正火正火加熱溫度范圍工藝曲線時間溫度/℃溫度517.3.２正火目的及工藝應(yīng)用：1)鋼的最終熱處理細化晶粒，組織均勻化，增加亞共析鋼中P(S)%→強度、韌性、硬度↑。2)消除過共析鋼的網(wǎng)狀Fe3CII，為球化退火作組織準備。3)增加低碳鋼的硬度，以改善切削加工性能。目的：

與退火相似，改善組織，提高加工性能工藝：加熱溫度

Ac3(Accm)+30～50℃，空冷→S(+F或Fe3CII)527.4鋼的淬火加熱到Ac3、Ac1以上，保溫，快速冷卻→M。7.4.1淬火加熱溫度1)亞共析鋼Ac3

+30～50℃2)過共析鋼Ac1

+30～50℃，→M+Fe3CII

+A'，硬度大A中C%↓→M脆性↓，殘余A%↓淬火溫度低→M細小，淬火應(yīng)力小。碳鋼的淬火加熱溫度范圍537.4.2加熱時間的確定升溫時間：由入爐溫度升至淬火溫度所需的時間。受加熱爐類型、功率、裝爐量、工件尺寸、成分等影響。保溫時間：零件燒透及完成奧氏體化過程所需要的時間。t=αkDα—加熱系數(shù)，空氣爐中，碳鋼α=1.0-1.5min/mm，合金鋼α=1.2-1.8min/mm；k—裝爐系數(shù)，k=1-4D—工件有效尺寸7.4.3淬火冷卻介質(zhì)一對矛盾：要得到M，V＞VK，但造成很大內(nèi)應(yīng)力。理想冷卻曲線：C曲線鼻部附近快冷，MS點以下慢冷。常用淬火介質(zhì)冷卻能力：鹽水＞水＞鹽?。居投疾环侠硐肜鋮s曲線的要求。新型PAG類高分子聚合物水溶性淬火劑和淬火油的，接近理想冷卻曲線的要求。鋼的理想淬火冷卻曲線55567.4.3淬火冷卻方法常用方法：單介質(zhì)淬火：水、油冷雙介質(zhì)淬火：水冷+油冷分級淬火：＞Ms鹽浴中均溫＋空冷等溫淬火（在鹽、堿浴中）→下B深冷處理：液氮、液氧、干冰等。577.5回火回火：淬火后，加熱到Ac1以下，保溫，冷卻到室溫的熱處理工藝。目的：消除淬火應(yīng)力，穩(wěn)定組織和工件尺寸，調(diào)整性能。587.5.1淬火鋼在回火時的轉(zhuǎn)變與回火組織7.5.1.1淬火鋼在回火時的轉(zhuǎn)變四個階段：（1）馬氏體分解80～350℃，過飽和α固溶體→ε-碳化物(兩者共格)，α相碳濃度接近平衡濃度，仍保持板條或針片狀特征，產(chǎn)物回火M

。（2）殘余奧氏體轉(zhuǎn)變200～300℃，殘奧→下貝或回火M。產(chǎn)物回火M。（3）碳化物的轉(zhuǎn)變250～400℃，亞穩(wěn)ε-碳化物→穩(wěn)定滲碳體(與母相不共格)。（4）滲碳體聚集長大和相的再結(jié)晶400℃以上，聚集長大，500℃以上，滲碳體為粒狀，產(chǎn)物回火T；600℃時，細粒狀滲碳體迅速粗化，產(chǎn)物回火S。400℃以上，α相→回復(fù)；600℃以上，α相→再結(jié)晶，→多邊形鐵素體。59

淬火鋼中M的碳含量、殘余A量、內(nèi)應(yīng)力及碳化物粒子大小與回火溫度的關(guān)系607.5.1.2回火產(chǎn)物的組織形態(tài)比較回火M×400回火T×7500回火S×7500M低倍T×1000S×1000617.5.2回火鋼的性能回火溫度↑→硬度、強度↓，塑性↑鋼的硬度與回火溫度的關(guān)系40鋼力學(xué)性能與回火溫度的關(guān)系627.5.3回火種類（1）低溫回火（150～250℃）產(chǎn)物

：回火M

(過飽和F+薄片狀Fe2.4C)+A'

特點：淬火應(yīng)力↓，韌性↑，保持淬火后的高硬度。應(yīng)用：高C工具鋼等。（2）中溫回火（350～500℃）產(chǎn)物：回火T

(F+細粒狀Cm)

特點：彈性極限和屈服強度↑，韌性和硬度中等。應(yīng)用：彈簧等彈性零件。（3）高溫回火（500～650℃）產(chǎn)物：回火S(等軸狀F+粒狀Cm)

特點：綜合機械性能最好,即強度、塑性和韌性都較好。應(yīng)用：軸類、連接件類零件等。調(diào)質(zhì)處理

——淬火+高溫回火637.5.4回火脆性回火脆性：淬火鋼的沖擊韌性在250～400℃和450～650℃兩個溫度區(qū)間內(nèi)出現(xiàn)明顯下降的現(xiàn)象。7.5.4.1低溫回火脆性第一類回火脆性，不可逆回火脆性。原因：M分解，在晶界上析出斷續(xù)的薄殼狀滲碳體，↓晶界斷裂強度。防止方法：不在脆化溫度范圍內(nèi)回火。7.5.4.2高溫回火脆性第二類回火脆性，可逆回火脆性，快冷不出現(xiàn)，慢冷出現(xiàn)。原因：Sb、Sn、P、As等在晶界偏聚。防止方法：小件快冷，大件加Mo、W等合金元素。64鋼的沖擊韌性隨回火溫度的變化657.6鋼的淬透性7.6.1淬透性的概念淬透性：奧氏體化后的鋼淬火時得到M的能力。表示方法：規(guī)定條件下淬火獲得的淬透層深度。淬透層深度：通常為淬火鋼件表面至半馬氏體區(qū)(50%馬氏體)的距離。淬透性本質(zhì)上取決于奧氏體的穩(wěn)定性。是鋼的一種工藝性能，即是鋼的屬性。過冷奧氏體越穩(wěn)定，臨界冷卻速度VK越小，鋼件在一定條件下淬火獲得的淬透層深度越大，鋼的淬透性越好。影響過冷奧氏體穩(wěn)定性的因素，都影響鋼的淬透性。影響淬透性的因素：鋼的含碳量、合金元素及其含量、淬火加熱溫度。淬火工件截面上馬氏體量與硬度的關(guān)系66具體工件的淬透層深度：受鋼的淬透性、工件尺寸及淬火介質(zhì)等的影響。淬硬性：鋼在淬火時的硬化能力。表示方法：淬火后M所能達到的最高硬度。淬硬性取決于M的含碳量，C%↑→淬硬性↑。677.6.2淬透性的測定末端淬火法，測淬透性曲線?？稍谑謨灾胁榈剑慌铺枮橐粋€范圍。用末端淬火法測定鋼的淬透性距水冷端6mm處的硬度值為HRC45~50。68697.6.3淬透性的應(yīng)用7.6.3.1根據(jù)淬透性曲線比較不同鋼種的淬透性大小45鋼：半M區(qū)距水冷端的距離3.3mm，淬透性低40Cr鋼：半M區(qū)距水冷端的距離10.5mm，淬透性高(b)45鋼和40Cr鋼的淬透性曲線；(c)半馬氏體硬度與含碳量的關(guān)系曲線利用淬透性曲線比較鋼的淬透性707.6.3.2

利用淬透性曲線確定鋼棒的臨界淬火直徑(a)水淬(b)油淬40Cr半M區(qū)距水冷端距離10.5mm，水淬的臨界淬火直徑約45mm；油淬的直徑約30mm。717.6.3.2

利用淬透性曲線推算圓鋼淬火后橫截面上的硬度分布求直徑50mm鋼棒水淬和油淬后橫截面上的硬度分布7.6.4淬透性與機械設(shè)計鋼的力學(xué)性能受淬透性的影響。心部與表面力學(xué)性能要一致的零件，全部淬透。心部力學(xué)性能對使用影響不大，淬透層深度為1/3~1/2d。需要焊接的工件，淬透性要小。小尺寸試樣的性能數(shù)據(jù)，不能用于大尺寸工件的設(shè)計計算中。低淬透性鋼制造的大尺寸工件，正火代替調(diào)質(zhì)，更經(jīng)濟，性能相差不大。73淬透性對鋼的性能的影響(a)完全淬透(b)淬透較大厚度(c)淬透較小厚度

淬透性不同的鋼調(diào)質(zhì)后機械性能的比較747.7鋼的表面淬火

表面淬火：利用快速加熱將表層A化后進行淬火的熱處理工藝。

目的：改變表層組織，提高表面硬度，保持心部良好的塑韌性。感應(yīng)加熱表面淬火原理：交變磁場→感應(yīng)表面電流(集膚效益)→表面加熱；感應(yīng)電流透入工件表層的深度與電流頻率的關(guān)系：種類：1)高頻~：100~500kHz，0.5~2.0mm，小尺寸零件；2)中頻~：500~10000Hz，3~5mm，較大尺寸零件；3)工頻~：50Hz，10~15mm，軋輥等大直徑零件；特點：1)加熱速度快，時間短，晶粒度小，硬度↑(比普通淬火高HRC2~3)，脆性↓；2)表層殘余壓應(yīng)力→提高疲勞強度；3)不易氧化、脫碳、變形小。4)加熱溫度和淬硬層厚度容易控制。75火焰加熱表面淬火示意圖76火焰加熱表面淬火(乙炔－氧等火焰)設(shè)備簡單，成本低，靈活性大，但生產(chǎn)率低，質(zhì)量難控制。單件或小批量生產(chǎn)的大型零件局部表面。火焰加熱表面淬火示意圖777.8鋼的化學(xué)熱處理

化學(xué)熱處理：將工件置于特定的介質(zhì)中加熱、保溫，使介質(zhì)中的活性原子滲入工件表層，以改變表層的化學(xué)成分、組織和性能的熱處理工藝。分類——滲C、N化、CN共滲、滲硼、滲鉻、滲Al等。7.8.1化學(xué)熱處理的基本過程1）滲劑分解，產(chǎn)生活性原子（或離子）；2）活性原子（或離子）被工件表面吸收；3)被吸收的原子（或離子）向工件內(nèi)部擴散。787.8.2鋼的滲C

滲碳：將低C鋼放入高C介質(zhì)中，在900～950℃加熱保溫，使活性碳原子滲入工件表面，以獲得高碳表層（約1.0%）的化學(xué)熱處理工藝。目的：↑表面硬度和耐磨性，心部保持一定的強度和塑韌性。7.8.2.1滲碳方法（1）氣體滲碳滲劑：易分解的有機液體，煤油、丙酮等。裝置：特點：效率高、勞動條件好，滲碳層質(zhì)量較好，連續(xù)大批量生產(chǎn)。（2）固體滲碳滲劑：木炭與碳酸鹽的混合物。裝置：特點：效率低，條件差；但設(shè)備簡單，特別適用于盲孔零件。79氣體滲碳裝置807.8.2.2滲碳層的組織滲碳層成分：表層含碳量0.85~1.05%為宜。緩冷后組織：表層P+Fe3CII；心部F+少量P；有過渡層。滲碳層厚度：從表層到過渡層一半處。一般為0.5~2.0mm。滲碳層的組織817.8.2.3滲碳后的熱處理

淬火+低溫回火淬火方法：（1）直接淬火——晶粒粗大，殘余A多，耐磨性低，變形大。（2）一次淬火——加熱溫度Ac3以上（心部性能↑）或Ac1以上（表面性能↑）（3）二次淬火——Ac3以上（心部性能↑）+Ac1以上（表面性能↑）低溫回火：150～200℃，消除淬火應(yīng)力，提高韌性。熱處理后的組織：表層：高碳回火M+淬火未溶的碳化物+殘余A心部：低碳回火M(淬透)或低碳回火M+少量T(未淬透)82837.8.3鋼的氮化滲氮(氮化)：向工件表面滲入N原子，以獲得富氮表層的化學(xué)熱處理。目的：提高表層硬度、耐磨性，疲勞強度和耐蝕性。特點：(1)氮化溫度低(500～600℃)，變形??；(2)較滲碳有更高的硬度和耐磨性，HV950~1200，相當(dāng)于HRC65~72，且能保持到500~600℃。(3)表層殘余壓應(yīng)力，疲勞強度高；(4)表面致密的氮化物層，耐蝕性好；(5)但時間長(20～50h)，滲層薄(0.3~0.5mm)、脆性較大。應(yīng)用：耐磨、耐熱、抗蝕和精度要求很高的零件。精密機床主軸等。氮化前調(diào)質(zhì)處理、氮化后無須淬火。滲氮后組織：表層氮化物，心部回火S。847.8.4鋼的氰化（碳氮共滲）7.8.4.1碳氮共滲碳氮共滲：同時滲入C、N，以滲碳為主。工藝：820～860℃，時間取決于滲層深度，4～6h，深度0.5～0.8mm。介質(zhì)：氨+滲碳劑。滲后需淬火+低溫回火。組織：表面含C量0.7～1.5%，含氮量0.15～0.5%；細片狀含C、N的回火M+適量粒狀（C、N）化合物+少量殘余A特點：與滲碳比，溫度低，變形??；耐磨性和疲勞強度更高與滲氮比，生產(chǎn)周期短。更高的抗壓強度和較低的表面脆性。但氣氛較難控制。應(yīng)用：形狀復(fù)雜、變形要求小，受力不大的小型耐磨零件。857.8.4.2軟氮化軟氮化：以滲氮為主的低溫碳氮共滲。工藝：溫度530～570℃，時間1～3小時。滲劑：尿素（NH2)2CO，在500℃分解放出活性[N]、[C]滲入鋼中。特點：滲層并不軟，只是氮化層韌性比較好。硬度與氣體氮化接近，耐磨性、疲勞強度大幅↑。應(yīng)用：受力不大，需要抗疲勞、耐磨、抗咬合的零件，如某些模具、量具、齒輪、曲軸等。86練習(xí)題（1）一、名詞解釋淬透性 回火脆性 調(diào)質(zhì) 淬硬性 二、判斷1、馬氏體的硬度取決于淬透性和合金元素含量。2、同一鋼材，在相同的加熱條件下，水冷比油冷的淬透性好，小件比大件的淬透性好。3、合金元素愈多，馬氏體的硬度愈高。4、未淬透