單元四剛的熱處理及表面處理概述01鋼在加熱時的轉變02鋼的冷卻轉變03鋼的退火和正火04本章內(nèi)容鋼的淬火05本章內(nèi)容鋼的回火06鋼的表面熱處理07熱處理零件的結構工藝性08鋼鐵的表面處理09熱處理是將固態(tài)金屬或合金采用適當?shù)募庸こ绦蜻M行加熱、保溫和冷卻，從而獲得所需要的組織和性能的一種工藝方法。本單元主要介紹了熱處理的基本概念和分類；鋼的加熱與冷卻轉變，C曲線和影響因素；過冷奧氏體的等溫冷卻轉變和連續(xù)冷卻轉變的組織變化及其性能特點；常用熱處理工藝；熱處理零件的結構工藝性；鋼鐵的表面處理。項目概述項目目標掌握各種熱處理工藝的特點及選用方法；03了解并掌握鋼的奧氏體化過程；01了解并掌握等溫轉變與連續(xù)轉變組織變化及性能特點；02了解淬透性與淬硬性概念；04所謂鋼的熱處理，就是將鋼在固態(tài)范圍內(nèi)施以不同的加熱、保濕和冷卻，以改變其組織，從而獲得所需性能的一種工藝。熱處理不僅可用于強化鋼材，提高機械零件的使用性能，而且還可以用于改善鋼材的工藝性能。其共同點是：只改變內(nèi)部組織結構，不改變表面形狀與尺寸。熱處理一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，其基本工藝過程可以用熱處理工藝曲線來表示，如圖4-1所示。圖中的加熱溫度、保溫時間、冷卻速度，都可以改變鋼的組織，從而改變鋼的性能。所以，在實際生產(chǎn)中凡是重要的零部件都必須經(jīng)過適當?shù)臒崽幚怼８鶕?jù)熱處理時加熱和冷卻方法的不同，常用的熱處理方法大致分類如下：（1）普通熱處理。退火、正火、淬火及回火。（2）表面熱處理。包括表面淬火（火焰加熱、感應加熱等）和化學熱處理（滲碳、滲氮、滲硼、滲金屬等）。鋼的熱處理方法雖然很多，但都需要經(jīng)過加熱與冷卻的過程，為了掌握各種熱處理方法的特點和作用，就必須研究鋼在加熱和冷卻過程中組織和性能的變化規(guī)律。圖4-1熱處理工藝曲線的示意圖鋼的熱處理，一般都必須先將鋼加熱至相變溫度以上，獲得奧氏體組織，然后再以適當方式（或速度）冷卻，以獲得所需要的組織和性能。通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉變過程稱為奧氏體化過程。熱處理的第一道工序是加熱，其目的就是使鋼獲得均勻的奧氏體。掌握鋼的奧氏體化規(guī)律，對正確進行熱處理是十分重要的。一、鋼的相變臨界點

任一含碳量的鋼加熱后的組織轉變溫度，可以鐵碳合金相圖中的PSK線、GS線、ES線來確定。但實際上，無論是加熱，還是冷，都不是極其緩慢的，都以一定的速度進行，轉變溫度都將偏離理論臨界點，出現(xiàn)相變滯后現(xiàn)象。加熱時，使臨界點升高，即有一定的過熱度；冷卻時，使臨界點降低，即有一定的過冷度，過熱度和過冷度統(tǒng)稱為滯后度。加熱與冷卻速度越大，溫度提高與下降的幅度就越大，導致熱度與過冷度越大。此外，過熱度與過冷度的增大會導致相變驅(qū)動力的增大，從而使相變?nèi)菀装l(fā)生。二、奧氏體的形成過程以共析鋼的奧氏體化過程為例。由鐵碳合金相圖可知，共析鋼在室溫時，其平衡組織為單一珠光體。當加熱到Ac1以上溫度保溫，珠光體將全部轉變?yōu)閵W氏體。鐵素體、滲碳體和奧氏體三者之間的含碳量和晶體結構相差很大，鐵素體（Wc=0.02%）具有體心立方晶格，滲碳體（Wc=6.69%）具有復雜斜方晶格，而奧氏體（Wc=0.8%）具有面心立方結構。因此，奧氏體的形成過程包括碳的擴散重新分布和Fe原子擴散使鐵素體向奧氏體的晶格重組，是一個形核、長大和均勻化的過程。共析鋼的奧氏體化過程分為四個階段，即晶核形成、晶核長大、殘余滲碳體的溶解和奧氏體成分的均勻化。奧氏體的形核奧氏體的形核易于在鐵素體與滲碳體相界面形成，這是因為此處原子排列教紊亂，位錯、空位密度較高，具有較高能量；另外，此處鋼的成分介于鐵素體和滲碳體之間。奧氏體晶核長大剛形成的奧氏體晶核內(nèi)部的碳濃度是不均勻的，與滲碳體相接的界面上碳濃度大于與鐵素體相接的界面濃度。由于存在碳的濃度梯度，使碳不斷從Fe3C界面通過奧氏體晶核向低濃度的鐵素體界面擴散，這樣破壞了原來F和Fe3C界面的碳濃度關系，為維持原界面的碳濃度關系，鐵素體通過Fe原子的擴散（短程），晶格不斷改組為奧氏體，而Fe3C則通過碳的擴散，不斷溶入奧氏體中，結果奧氏體晶粒不斷向鐵素體和滲碳體兩邊長大，直至鐵素體全部轉變?yōu)閵W氏體為止。二、奧氏體的形成過程殘余滲碳體的溶解在奧氏體形成過程中，鐵素體比滲碳體先消失，因此奧氏體形成之后，還殘余未溶滲碳體。這部分未溶的殘余滲碳體將隨著時間的延長，繼續(xù)不斷地深入奧氏體，直至全部消失。奧氏體成分的均勻化Fe3C鋼全部溶解時，奧氏體中原先屬Fe3C的部位含碳較高，屬于F的部位含碳較低，隨著保溫時間的延長，通過碳原子的擴散，奧氏體的含碳量逐漸趨于均勻。整個共析鋼的奧氏體形成過程如圖4-3所示。（a）A形（d）A均勻化（b）A長大 （c）殘余Fe3C溶解圖4-3共析鋼的奧氏體形成過程示意圖二、奧氏體的形成過程三、影響奧氏體形成速度的因素奧氏體的形成是通過形核和長大過程進行的，整個過程受原子擴散所控制。因此，一切影響擴散、影響形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。主要影響因素包括加熱速度、化學成分和原始組織等。研究這些因素，對制定熱處理工藝具有重要意義。加熱速度的影響加熱速度越快，奧氏體化溫度越高，過熱度越大，相變驅(qū)動力也越大；同時由于奧氏體化溫度高，原子擴散速度也加快，提高形核與長大的速度，從而加快奧氏體的形成?；瘜W成分的影響（1）碳。鋼中含碳量增加，不僅使原始組織中的滲碳體數(shù)量增加，提高了奧氏體的形核率，而且增大了碳在奧氏體中的擴散速度，提高了奧氏體的長大速度。（2）合金元素。鋼中的合金元素不改變奧氏體的形成過程，但能影響奧氏體的形成速度。因為合金元素能改變鋼的臨界點，并影響碳的擴散速度，且它自身也存在擴散和重新分布的過程，所以合金鋼的奧氏體形成速度一般比碳鋼慢，尤其高合金鋼，奧氏體化溫度比碳鋼要高，保溫時間也較長。原始組織的影響在化學成分相同的情況下，隨原始組織中碳化物分散度的增大，不僅鐵素體和滲碳體相界面增多，加大奧氏體的形核率；而且由于珠光體片層間距減小，使奧氏體中的碳濃度梯度增大，使碳原子的擴散距離減小，這些都使奧氏體的長大速度增加。因此，鋼的原始組織越細，則奧氏體的形成速度越快。三、影響奧氏體形成速度的因素A1加熱 過熱奧氏體的晶粒大小是評定鋼加熱質(zhì)量的重要指標之一。奧氏體的晶粒大小對鋼的冷卻轉變及轉變產(chǎn)物的組織和性能都有重要的影響（圖4-4）。因此，需要了解奧氏體晶粒度的概念及影響奧氏體晶粒度的因素。三、影響奧氏體形成速度的因素1.奧氏體的晶粒度及其分類晶粒度是表示晶粒大小的一種尺度。它由單位面積內(nèi)所包含晶粒個數(shù)來度量，也可用直接測量晶粒平均直徑大?。ㄓ煤撩谆蛭⒚祝﹣肀硎?。晶粒級別越高，表明單位面積中包含晶粒個數(shù)越多，即晶粒越精細。（1）起始晶粒度。即在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛接觸時的晶粒大小。（2）實際晶粒度。即在某一具體的熱處理加熱條件下所得到的晶粒尺寸。（3）本質(zhì)晶粒度。根據(jù)標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間（3～8小時）后測定的鋼中晶粒的大小。三、影響奧氏體形成速度的因素為了區(qū)別奧氏體的晶粒度，將奧氏體的晶粒度分為8級。一般認為1～3級為粗晶粒，4～6級為中等晶粒，7～8級為細晶粒。具體測定晶粒度的方法：制成金相試樣，放在100倍的顯微鏡下與標準晶粒度等級進行比較，與哪一級的一樣大就是哪一級，如圖4-5所示。奧氏體一般有三種晶粒度概念，即起始晶粒度、實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。（1）起始晶粒度。把鋼加熱到臨界溫度以上，珠光體剛剛全部轉變成奧氏體時，奧氏體晶粒的大小。一般比較細小。三、影響奧氏體形成速度的因素（2）實際晶粒度。鋼在某一具體的熱處理或熱加工條件下實際獲得的奧氏體晶粒大小。它直接影響鋼熱處理后的性能。（3）本質(zhì)晶粒度。在規(guī)定的加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向。按相關標準規(guī)定，把鋼加熱到930±10℃保溫足夠時間（3～8小時）后的晶粒度為本質(zhì)晶粒度。利用測定本質(zhì)晶粒度的級別就可確定這一鋼料是本質(zhì)粗晶粒鋼還是本質(zhì)細晶粒鋼，1～4級為本質(zhì)粗晶粒鋼，5～8級為本質(zhì)細晶粒鋼。生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)，不同牌號的鋼，其奧氏體晶粒的長大傾向是不同的。有些鋼的奧氏體晶粒隨著加熱溫度升高會迅速長大；而有些鋼的奧氏體晶粒則不容易長大，只有加熱到更高溫度時才開始迅速長大。一般稱前者為“本質(zhì)粗晶粒鋼”，后者為“本質(zhì)細晶粒鋼”。1234586 7圖4-5奧氏體晶粒度評定標準三、影響奧氏體形成速度的因素2.影響奧氏體晶粒大小的主要因素（1）加熱溫度和保溫時間。在影響奧氏體長大的個因素中，加熱溫度的影響最顯著，加熱溫度越高、保溫時間越長，奧氏體晶粒粗大，即使是細晶粒鋼，當加熱溫度過高而超過一定值時，奧氏體晶粒也會迅速粗化。（2）加熱速度。當加熱溫度確定后，加熱速度越快，相變時過熱度越大，相變驅(qū)動力也越大，形核率提高，晶粒越細，所以快速加熱，短時保溫是實際生產(chǎn)中細化晶粒的手段之一。三、影響奧氏體形成速度的因素（3）原始組織。對同一種鋼而言，當奧氏體晶粒細小時，冷卻后的組織也細小，其強度較高，塑性、韌性較好；當奧氏體晶粒粗大時，在同樣冷卻條件下，冷卻后的組織也粗大。粗大的晶粒會導致鋼的機械性能下降，甚至在淬火時形成裂紋。因此，加熱時獲得細而均勻的奧氏體晶粒是熱處理的關鍵問題之一。（4）鋼的化學成分。碳：當鋼中的碳以固溶態(tài)存在時，隨著含碳量的增加，奧氏體晶粒長大傾向變大。但是，當鋼中的碳以碳化物形成存在時，有阻礙晶粒長大的作用。對于鋼中的合金元素，碳化物形成元素能阻礙晶粒長大，非碳化物形成元素有的阻礙晶粒長大，如Cu、Si、Ni等；有的促進晶粒長大，如P、Mn。四、奧氏體晶粒大小及其影響因素四、影響奧氏體形成速度的因素

奧氏體的晶粒大小是評定鋼加熱質(zhì)量的重要指標之一。奧氏體的晶粒大小對鋼的冷卻轉變及轉變產(chǎn)物的組織和性能都有重要的影響（圖4-4）。因此，需要了解奧氏體晶粒度的概念及影響奧氏體晶粒度的因素。四、影響奧氏體形成速度的因素1.奧氏體的晶粒度及其分類晶粒度是表示晶粒大小的一種尺度。它由單位面積內(nèi)所包含晶粒個數(shù)來度量，也可用直接測量晶粒平均直徑大?。ㄓ煤撩谆蛭⒚祝﹣肀硎?。晶粒級別越高，表明單位面積中包含晶粒個數(shù)越多，即晶粒越精細。（1）起始晶粒度。即在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛接觸時的晶粒大小。（2）實際晶粒度。即在某一具體的熱處理加熱條件下所得到的晶粒尺寸。（3）本質(zhì)晶粒度。根據(jù)標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間（3～8小時）后測定的鋼中晶粒的大小。為了區(qū)別奧氏體的晶粒度，將奧氏體的晶粒度分為8級。一般認為1～3級為粗晶粒，4～6級為中等晶粒，7～8級為細晶粒。四、影響奧氏體形成速度的因素1.奧氏體的晶粒度及其分類晶粒度是表示晶粒大小的一種尺度。它由單位面積內(nèi)所包含晶粒個數(shù)來度量，也可用直接測量晶粒平均直徑大?。ㄓ煤撩谆蛭⒚祝﹣肀硎尽＞Я＜墑e越高，表明單位面積中包含晶粒個數(shù)越多，即晶粒越精細。（1）起始晶粒度。即在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛接觸時的晶粒大小。（2）實際晶粒度。即在某一具體的熱處理加熱條件下所得到的晶粒尺寸。（3）本質(zhì)晶粒度。根據(jù)標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間（3～8小時）后測定的鋼中晶粒的大小。為了區(qū)別奧氏體的晶粒度，將奧氏體的晶粒度分為8級。一般認為1～3級為粗晶粒，4～6級為中等晶粒，7～8級為細晶粒。奧氏體一般有三種晶粒度概念，即起始晶粒度、實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。四、影響奧氏體形成速度的因素2.影響奧氏體晶粒大小的主要因素（1）加熱溫度和保溫時間。在影響奧氏體長大的個因素中，加熱溫度的影響最顯著，加熱溫度越高、保溫時間越長，奧氏體晶粒粗大，即使是細晶粒鋼，當加熱溫度過高而超過一定值時，奧氏體晶粒也會迅速粗化。（2）加熱速度。當加熱溫度確定后，加熱速度越快，相變時過熱度越大，相變驅(qū)動力也越大，形核率提高，晶粒越細，所以快速加熱，短時保溫是實際生產(chǎn)中細化晶粒的手段之一。（3）原始組織。對同一種鋼而言，當奧氏體晶粒細小時，冷卻后的組織也細小，其強度較高，塑性、韌性較好；當奧氏體晶粒粗大時，在同樣冷卻條件下，冷卻后的組織也粗大。粗大的晶粒會導致鋼的機械性能下降，甚至在淬火時形成裂紋。因此，加熱時獲得細而均勻的奧氏體晶粒是熱處理的關鍵問題之一。（4）鋼的化學成分。碳：當鋼中的碳以固溶態(tài)存在時，隨著含碳量的增加，奧氏體晶粒長大傾向變大。但是，當鋼中的碳以碳化物形成存在時，有阻礙晶粒長大的作用。對于鋼中的合金元素，碳化物形成元素能阻礙晶粒長大，非碳化物形成元素有的阻礙晶粒長大，如Cu、Si、Ni等；有的促進晶粒長大，如P、Mn。實踐證明：同一化學成分的鋼在加熱到奧氏體狀態(tài)后，若采用不同的冷卻方法和冷卻速度進行冷卻，將得到形態(tài)不同的各種組織，從而獲得不同的性能。這種現(xiàn)象已不能用Fe-Fe3C狀態(tài)圖來解釋了，因為Fe-Fe3C相圖中所表達的鋼的組織轉變規(guī)律是在平衡狀態(tài)下測繪出來的，但在實際生產(chǎn)過程中冷卻速度遠大于平衡狀態(tài)，因此研究鋼在冷卻時的相變規(guī)律，對制定熱處理工藝有著重要的意義。保溫加熱溫度/℃→臨界點12時間/h→1-等溫冷卻??????????2-連續(xù)冷卻圖4-6兩種冷卻方式示意圖在鋼的熱處理工藝中，奧氏體化后的冷卻方式通常有等溫冷卻和連續(xù)冷卻兩種。等溫冷卻是將已奧氏體化的鋼迅速冷卻到臨界點以下的給定溫度進行保溫，使其在該等溫溫度下發(fā)生組織轉變，如圖4-6中的曲線1所示；連續(xù)冷卻是將鋼件奧氏體化后，以不同的冷卻速度連續(xù)冷卻到室溫，使其在溫度不斷下降的過程中完成轉變，如圖4-6中的曲線2所示。鋼的冷卻轉變實質(zhì)上是過冷奧氏體的冷卻轉變。在一定冷卻速度下進行冷卻時，奧氏體要過冷到A1溫度以下才能完成轉變。在共析溫度以下存在的奧氏體稱為過冷奧氏體，也稱為亞穩(wěn)奧氏體，它具有較強的相變趨勢。一、過冷奧氏體的等溫轉變曲線過冷奧氏體的等溫轉變曲線就是在等溫冷卻轉變情況下，轉變溫度、轉變時間和轉變產(chǎn)物之間的關系曲線。由于其形狀像個“C”字，所以又稱C曲線。過冷奧氏體等溫轉變曲線反映了過冷奧氏體在等溫冷卻時組織轉變的規(guī)律。C曲線是由試驗方法（膨脹法、磁性法、金相-硬度法）測繪而成的，以共析鋼為例，用金相-硬度法的測定過程如下：（1）將相同尺寸的（φ10×1.5mm）共析鋼試樣加熱奧氏體化后保溫約15min。（2）分別淬入Ar1以下某一溫度（700℃、650℃、600℃、500℃）的鹽浴爐中進行等溫（每一溫度下有一組樣品），等溫的同時記錄等溫時間，（等溫時間可以從幾秒到幾天）再將每一溫度下的一組樣品等溫不同的時間后從鹽浴爐中取出迅速淬入水中。將這些時間點描繪在“溫度-時間”坐標上，并把所有的開始點和終了點連接起來，便得到由轉變開始線和轉變終了線構成的共析鋼等溫轉變的C曲線，如圖4-7所示。一、過冷奧氏體的等溫轉變曲線圖中左邊一條曲線是等溫轉變開始線，右邊一條曲線是等溫轉變終了線。Ms是發(fā)生馬氏體轉變的開始溫度，A1線以下、Ms線以上、等溫轉變開始線以左的區(qū)域為過冷奧氏體區(qū)。等溫轉變終了線右側為轉變產(chǎn)物區(qū)；轉變開始線與轉變終了線之間為過冷奧氏體和轉變產(chǎn)物共存區(qū)。過冷奧氏體在各個溫度下的等溫轉變，并不是馬上開始的，而是有一段“孕育期”，即在A1溫度以下的某一確定溫度，過冷奧氏體轉變開始線與縱坐標之間的水平距離，孕育期的長短表示過冷奧氏體穩(wěn)定性的高低。在A1以下，隨等溫溫度降低，孕育期縮短，過冷奧氏體轉變速度增大，在550℃左右（即鼻尖處）共析鋼的孕育期最短，轉變速度最快。此后，隨等溫溫度下降，孕育期不斷增加，轉變速遞減慢。一、過冷奧氏體的等溫轉變曲線二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能過冷奧氏體在不同的等溫度下會發(fā)生三種不同轉變：550℃以上為珠光體轉變，又稱高溫轉變；550℃～Ms之間為貝氏體轉變，又稱中溫轉變；Ms～Mf之間為馬氏體轉變，又稱馬氏體型轉變。Ms和Mf為馬氏體轉變的開始溫度和終了溫度。1.珠光體轉變奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的過程是一個形核和長大的過程。珠光體轉變是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機械混合物的相變過程，因此珠光體轉變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組。由于相變在較高的溫度下進行，鐵、碳原子都能進行擴散，所以珠光體轉變是典型的擴散型相變。珠光體轉變完成后，得到的滲碳體與鐵素體片層的厚度（片層間距）與轉變溫度密切相關。當溫度在A1～650℃范圍內(nèi)時，形成片層較粗的珠光體，用“P”表示，其片層形貌在500倍光學顯微鏡下就能分辨出來，如圖4-8（a）所示。在650～600℃溫度范圍內(nèi)形成層片較細的珠光體，稱為索氏體，用“S”表示。要在800～1000倍的光學顯微鏡下才能分辨清楚，如圖4-8（b）所示。在600～550℃溫度范圍內(nèi)形成片層極細的珠光體，稱為屈氏體，用“T”表示。它只有在電子顯微鏡下才能觀察清楚，如圖4-8（c）所示。二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能由上可知，溫度越低，珠光體的層片越細，片間距也就越小。這三類珠光體類型的組織本質(zhì)上是相同的，都是鐵素體和滲碳體組成的片層相間的機械混合物，它們之間的差別只是片間距不同而已。但是，珠光體的片間距對其性能有很大的影響，片間距越小，珠光體的強度和硬度就越高，同時塑性和韌性也有所增加。圖4-8珠光體組織示意圖二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能貝氏體轉變貝氏體轉變的產(chǎn)物為貝氏體，用“B”表示，B是由過飽和的鐵素體和滲碳體組成的混合物。和珠光體轉變不同，由于B轉變溫度低，因此在B轉變過程中只有C原子的擴散，沒有Fe原子的擴散發(fā)生。當轉變溫度較高（550～350℃）時，得到極細滲碳體分布于鐵素體針之間的羽毛狀組織，稱為上貝氏體（B上）；當轉變溫度較低（350℃～Ms）時，得到鐵素體針內(nèi)保留有極細滲碳體的竹葉狀組織，稱為下貝氏體（B下）。下貝氏體除了具有較高的強度和硬度外，還具有較大的塑性和韌性，而上貝氏體卻具有較大的脆性，因此，在生產(chǎn)中常采用等溫淬火得到下貝氏體組織。二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能馬氏體轉變馬氏體轉變的產(chǎn)物為馬氏體，用“M”表示。馬氏體是碳溶入α-Fe中所形成的過飽和間隙式固溶體，具有體心正方晶格。馬氏體轉變溫度低，鐵原子和碳原子都不能擴散，屬于非擴散型相變，轉變前后新相與母相的成分相同，即M的含碳量與高溫奧氏體的含碳量相同。如共析鋼奧氏體中含碳量0.8%，轉變成的馬氏體的含碳量也是0.8%。大量碳原子的過飽和造成晶格的畸變，使塑性變形的抗力增加；另外，由于馬氏體的比容比奧氏體大，當奧氏體轉變成馬氏體時發(fā)生體積膨脹，產(chǎn)生較大的內(nèi)應力，引起塑性變形和加工硬化。因此，馬氏體具有高的強度和硬度。二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能馬氏體的組織形態(tài)主要有：板條狀馬氏體和針片狀馬氏體，如圖4-9所示。馬氏體的形態(tài)取決于奧氏體中的含碳量，低碳馬氏體（Wc<0.2%）呈板條狀；高碳馬氏體（Wc>0.6%）呈針葉狀。當含碳量介于0.2%～0.6%時，則得到板條馬氏體和片狀馬氏體的混合組織。這兩種不同形態(tài)的馬氏體具有不同機械性能，隨著馬氏體含碳量的增加，形態(tài)從板條狀過渡到針葉狀，硬度和強度也隨之升高，而塑性和韌性隨之降低。

（a）?板條狀馬氏體???????????（b）針葉狀馬氏體4-9馬氏體的形態(tài)二、過冷奧氏體等溫轉變產(chǎn)物的組織和性能三、過冷奧氏體的連續(xù)轉變曲線在生產(chǎn)實際中，除少數(shù)情況外（如等溫淬火）采用過冷奧氏體等溫轉變，大量熱處理采用的是不同冷卻速度的連續(xù)冷卻轉變，過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變比等溫轉變復雜，如與等溫轉變圖相比，共析鋼的連續(xù)轉變曲線圖中珠光體轉變開始線（Ps）和轉變終了線（Pf）的位置均相對右下移，而且只有C形曲線的上半部分，沒有中溫的貝氏體型轉變區(qū)。在珠光體轉變區(qū)之下多了一條轉變終止線，這種曲線我們稱為CCT曲線。當冷卻曲線碰到終止線（Pk）時，奧氏體向珠光體的轉變將被中止，剩余奧氏體將一直過冷至Ms以下轉變?yōu)轳R氏體組織。由于過冷奧氏體連續(xù)轉變曲線的測定比較困難，所以在生產(chǎn)中常借用同種鋼的等溫轉變曲線圖來分析過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變產(chǎn)物的組織和性能。以共析鋼為例，將連續(xù)冷卻的冷卻速度曲線疊畫在等溫轉變圖上，如圖4-11所示。根據(jù)各冷卻曲線的相對位置，就可大致估計過冷奧氏體的轉變情況，如表4-1所示。冷卻速度冷卻方法轉變產(chǎn)物符號硬度V1爐冷珠光體P170~220HBSV2空冷索氏體S25~35HRCV3油冷托氏體+馬氏體T+M45~55HRCV4水冷馬氏體+殘余奧氏體M+A'55~65HRC表4-1共析鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變產(chǎn)物的組織和硬度三、過冷奧氏體的連續(xù)轉變曲線普通熱處理是將工件整體進行加熱、保溫和冷卻，以使其獲得均勻的組織和性能的一種操作。根據(jù)鋼在加熱和冷卻時的組織與性能變化規(guī)律，熱處理工藝分為退火、正火、淬火和回火以及化學熱處理等。退火是將鋼加熱到適當溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝，是鋼的熱處理工藝中應用最廣、花樣最多的一種工藝。其目的是降低硬度，提高塑性，改善切削加工性能，消除鋼中的內(nèi)應力，細化晶粒，均勻組織，為以后的熱處理做好準備。在機械零件、工具、模具等的制造過程中，經(jīng)常采用退火作為預備熱處理工序，安排在鑄造之后，粗切削加工之前，用以消除前一工序所帶來的某些缺陷，為隨后的工序做準備。根據(jù)鋼的成分和退火的目的。要求不同，退火又可分為完全退火、不完全退火、球化退火、擴散退火、再結晶退火、去應力退火等。其中最常見的是完全退火、不完全退火、球化退火和去應力退火。一、鋼的退火完全退火和不完全退火完全退火又稱重結晶退火，它是將鋼加熱到Ac3以上20～30℃，保溫足夠長時間，使鋼中組織完全轉變成奧氏體，隨后緩慢冷卻，獲得接近平衡狀態(tài)組織的退火工藝。主要用于各種中碳碳鋼、中碳合金鋼的鑄、鍛件及熱軋型材，有時也用于焊接，常作為一些不重要的最終熱處理，或作為某些重要預備熱處理。不完全退火是將鋼加熱到Ac1～Ac3之間，保溫后緩慢冷卻，以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。在這個過程中，組織沒有完全奧氏體化，僅使珠光體發(fā)生相變重結晶轉變?yōu)閵W氏體。主要應用于大批或大量生產(chǎn)的亞共析鋼鍛件。一、鋼的退火完全退火和不完全退火的主要目的在于細化組織，降低硬度，改善切削加工性，消除內(nèi)應力。相比之下，不完全退火加熱溫度較完全退火低，工藝周期也較短，消耗熱能較少，可降低成本，提高生產(chǎn)效率，因此，對鍛造工藝正常的亞共析鋼鍛件，可采用不完全退火代替完全退火。但總的來說，完全退火和不完全退火所需要的時間較長，效率低，為克服這一缺點，出現(xiàn)了等溫退火工藝。球化退火球化退火是使鋼中的碳化物球化，獲得有大致呈球形的滲碳體顆粒彌散分布于鐵素體基體上的球狀珠光體（圖4-12）的一種熱處理工藝。它實際上是不完全退火的一種。主要應用于共析鋼、過共析鋼和合金工具鋼。其目的是為了降低硬度、改善切削加工性能，以及獲得均勻的組織、改善熱處理工藝性能，為以后的淬火做組織準備。圖4-12球狀珠光體組織（500×）一、鋼的退火一般球化退火的操作是，將過共析鋼加熱到以上20～40℃，經(jīng)過一段時間保溫后，隨爐緩慢冷至500℃以下出爐空冷，便可得到球狀珠光體組織。需要注意的是，過共析鋼不能采用完全退火，因為加熱溫度超過后，過共析鋼的組織為單一的奧氏體，如果隨后再緩慢地冷卻，最后得到的組織將是層片狀珠光體和網(wǎng)狀滲碳體，出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體將使鋼的韌性大為降低。如球化退火前鋼中存在嚴重的網(wǎng)狀滲碳體，應先進行正火將其消除，以保證球化退火的質(zhì)量。3.去應力退火（低溫退火）去應力退火常用來去除工件內(nèi)的殘余應力，以防止隨后的切削加工或使用中的變形開裂。工件內(nèi)的殘余應力常出現(xiàn)在鑄造、焊接、塑性變形或切削加工之后。為此，可將鋼隨爐緩慢加熱至550～650℃，經(jīng)過適當時間的保溫，然后緩冷的一種熱處理方法。主要用于消除鑄件、鍛件、焊接件、冷沖壓件（或冷拔件）及機加工的殘余內(nèi)應力。需要注意的是，在去應力退火中不發(fā)生組織轉變。一、鋼的退火二、鋼的正火正火就是將工件加熱到Ac3或Accm以上30～80℃，保溫一定時間后在空氣中冷卻得到的珠光體類組織的熱處理工藝。與退火相比，正火的冷卻速度較快，過冷度較大，得到的珠光體組織較細，因此強度和硬度等力學性能也優(yōu)于退火組織。退火與正火工藝參數(shù)如圖4-13所示。正火的主要應用是：（1）因正火后的力學性能較退火高，且處理工藝時間短，可用于不重要結構零件的最終熱處理；（2）用于低、中碳結構鋼，作為預先熱處理，可獲得合適的硬度，便于切削加工；（3）用于過共析鋼，可抑制或消除網(wǎng)狀二次滲碳體的形成，以便在進一步球化退火中得到良好的球狀珠光體組織。退火和正火除經(jīng)常作為預備熱片處理工序外，對一些普通鑄件、焊接件及不重要的熱加工件，也可以作為最終熱處理工序。二、鋼的正火一、淬火的目的

淬火就是將鋼件加熱到Ac3或Ac1以上30～50℃，保溫一定時間，然后快速冷卻（一般為油冷或水冷），從而得到馬氏體的熱處理工藝。因此淬火的目的就是獲得馬氏體，并與適當?shù)幕鼗鸸に囅嗯浜?，以提高鋼的力學性能。淬火、回火是鋼的最重要的強化方法，也是應用最廣的熱處理工藝之一。作為各種機器零件、工具及模具的最終熱處理，淬火是賦予零件最終性能的關鍵工序。

淬火工藝主要包括淬火加熱溫度、保溫時間和冷卻條件等幾方面的問題。工藝參數(shù)的選擇遵循一定的原則。二、鋼的淬火工藝1.淬火加熱溫度的選擇馬氏體針葉大小取決于奧氏體晶粒大小。為了使淬火后得到細而均勻的馬氏體，首先要在淬火加熱時得到細而均勻的奧氏體。因此，加熱溫度不宜太高。只能在臨界點以上30～50℃。二、鋼的淬火工藝2.淬火冷卻介質(zhì)理想的淬火冷卻介質(zhì)應保證工件得到馬氏體，同時變形小、不開裂鋼。鋼在淬火時理想的冷卻曲線如圖4-15所示。過冷奧氏體在C曲線的鼻尖處（550℃左右）需要快冷，保證全部奧氏體不分解；而在650℃以上或400℃以下（特別是在Ms點附近發(fā)生馬氏體轉變時）緩冷，以降低熱應力或馬氏體轉變時的相變應力。

為了達到理想的淬火冷卻和保證淬火質(zhì)量，除了選用合適的淬火介質(zhì)外，還要選擇適當?shù)拇慊鸱椒?。最常用的淬火方法有以下幾種：三、淬火方法1.單液淬火法將加熱的工件放入一種淬火介質(zhì)中一直冷卻到室溫。這種淬火方法操作簡單，缺點是冷卻速度受冷卻介質(zhì)特性的限制而影響淬火質(zhì)量。一般情況下，碳素鋼淬水，合金鋼淬油。單液淬火法適用于形狀簡單的非合金鋼和合金鋼材料。單液淬火法三、淬火方法2.雙液淬火法將加熱的工件先在快速冷卻的介質(zhì)中冷卻到300℃左右，確保鋼在C曲線鼻部的溫度快冷，然后轉入另一種緩慢冷卻的介質(zhì)中冷卻至室溫，以降低馬氏體轉變時的應力，防止變形開裂。如形狀復雜的碳鋼工件常采用水淬油冷的方法，即先在水中冷卻到300℃，后在油中冷卻；而合金鋼則采用油淬空冷，即先在油中冷卻，后在空氣中冷卻。此法的缺點是需要正確控制鋼件在水中的冷卻時間，時間過短，越不過鼻部，淬不硬；過長，還可能產(chǎn)生裂紋。一般是根據(jù)工件截面的大?。ㄍǔＣ?～5mm應在水中停留1秒鐘左右）來決定在水中的停留時間。雙液淬火法三、淬火方法3.分級淬火法將加熱的工件先放入溫度稍高于Ms的硝鹽浴或堿浴中，保溫2～5分，使零件內(nèi)外的溫度均勻后，立即取出在空氣中冷卻。由于分級溫度的控制，使得工件內(nèi)外溫度均勻后空冷完成馬氏體轉變，不僅減小了淬火熱應力，而且顯著降低組織應力，因而更有效地減小或防止工件淬火變形和開裂。但由于鹽浴或堿浴的冷卻能力有限，因此只適于變形要求高的合金鋼工件以及小尺寸形狀復雜的零件。分級淬火法三、淬火方法4.等溫淬火法將加熱的工件放入溫度稍高于Ms的硝鹽浴或堿浴中，保溫足夠長的時間使其完成B轉變。等溫淬火后獲得B下組織。它和一般淬火的目的不同，是為了獲得下貝氏體組織，故又稱貝氏體淬火，等溫淬火不僅具有分級淬火的優(yōu)點，而且所獲得的下貝氏體組織綜合力學性能較好，例如碳鋼零件其截面在<10mm以下才能淬硬。此外，在稍高于點的溫度，轉變?yōu)樨愂象w所需的時間很長（一般碳鋼和低合金鋼需45min～2h，高合金鋼需要的時間更長），所以等溫淬火法應用并不十分廣泛。等溫淬火法四、鋼的淬透性1.淬透性的概念淬透性是鋼的固有屬性，它是選材和制定熱處理工藝的重要依據(jù)之一。淬透性是指鋼在淬火時獲得馬氏體的能力。其大小用鋼在一定條件下淬火所獲得的淬透層深度來表示。如圖4-17所示，實際上淬火時工件截面上各處的冷卻速度不同，表面的冷卻速度較大，而心部冷卻速度最小，如果心部的冷卻速度小于臨界冷卻速度，則心部會有非馬氏體組織。實際生產(chǎn)中，一般規(guī)定由鋼的表面至半馬氏體區(qū)（即馬氏體和非馬氏體組織各占50%的區(qū)域）的距離作為有效淬透層深度。四、鋼的淬透性2.淬透性的測量方法目前測定鋼淬透性最常用的方法是末端淬火法，簡稱端淬法。端淬法是將一個標準尺寸的試棒加熱到完全奧氏體化后放在支架上，從它的一端進行噴水冷卻，然后在試棒表面上從端面起依次測定硬度，便可得到硬度隨與距端面距離之間的變化曲線，如圖4-18所示。四、鋼的淬透性3.影響淬透性的因素凡能增加過冷奧氏體穩(wěn)定性的因素，或者說凡是使C曲線位置右移，減小臨界冷卻速度的因素，都能提高鋼的淬透性，反之，則降低其淬透性。（1）化學成分。對于合金鋼，除鈷以外的合金元素加熱后熔入奧氏體內(nèi)，均使C曲線右移，所以合金鋼的淬透性比碳鋼好；對于碳鋼，鋼中含碳量愈接近共析成分，其C曲線越靠右，臨界冷卻速度越小，則淬透性越好，即亞共析鋼的淬透性隨含碳量增加而增大，過共析鋼的淬透性隨含碳量增加而減小。（2）奧氏體化溫度。適當提高奧氏體化的溫度和延長保溫時間，可使奧氏體化晶粒越粗大，成分更均勻，增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，C曲線越向右移，淬透性越好。四、鋼的淬透性4.淬透性的實用意義鋼的淬透性在生產(chǎn)中有重要的實際意義。淬透性不同的鋼材，淬火后得到的淬硬層深度不同，所以沿截面的組織和機械性能差別很大。淬透性低的鋼材，表面到心部的組織不一樣，機械性能也不相同，心部的機械性能，特別是沖擊韌性很低。在拉、壓、彎曲或剪切應力的作用下工作的尺寸較大的零件（例如各類齒輪、軸類零件）時，要求整個截面都能被淬透，從而保證零件在整個截面上的機械性能均勻一致，此時則應選用淬透性較好的鋼材。但是并非任何工件都要求選用淬透性高的鋼，在有些情況下反而希望鋼的淬透性低些。例如表面淬火用鋼就是一種低淬透性鋼，淬火時只是表面層得到馬氏體。焊接用的鋼也希望淬透性小，目的是為了避免焊縫及熱影響區(qū)在焊后冷卻過程中得到馬氏體組織，從而防止焊接構件的變形和開裂。

將淬火鋼件重新加熱到A1以下的某一溫度，保溫一定的時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝稱為回火。淬火和回火是在生產(chǎn)中廣泛應用的熱處理工藝，這兩種工藝通常緊密地結合在一起，是強化鋼材、提高機械零件使用壽命的重要手段。通過淬火和適當溫度的回火，可以獲得不同的組織和性能，滿足各類零件或工具對于使用性能的要求。對于未經(jīng)過淬火處理的鋼，回火一般是沒有意義的。而淬火鋼不經(jīng)過回火是不能直接使用，原因如下：（1）淬火鋼處于高應力狀態(tài)，容易引起變形和開裂；（2）淬火組織處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，易發(fā)生組織和尺寸的變化；（3）淬火組織中的片狀馬氏體硬而脆，不能滿足工件的使用要求?；鼗鸬哪康木驮谟诟纳拼慊痄摰娜毕?。一、回火的目的與意義淬火鋼回火后的組織和性能主要取決于回火溫度，根據(jù)回火溫度不同，把回火分為低溫回火、中溫回火和高溫回火三類。二、回火的分類及應用1.低溫回火回火溫度范圍為150～250℃。得到的組織為回火馬氏體。和淬火馬氏體相比，回火馬氏體既保持了鋼的高硬度、高強度和良好耐磨性，又適當提高了韌性。2.中溫回火回火溫度范圍為350～500℃，回火后的組織為回火屈氏體，硬度HRC35～45，具有一定的韌性和高的彈性極限及屈服極限。中溫回火主要處理各種彈簧和熱作模具。3.高溫回火回火溫度范圍為500～650℃，回火后的組織為回火索氏體，其硬度HRC25～35，具有適當?shù)膹姸群妥銐虻乃苄?、韌性。三、鋼在回火過程中組織的變化

鋼經(jīng)淬火后的組織（馬氏體+殘余奧氏體）為不穩(wěn)定組織，有著自發(fā)向穩(wěn)定組織轉變的傾向。在室溫下，這種轉變的速度極其緩慢?；鼗鸺訜釙r，隨著溫度的升高，原子活動能力加強，使組織轉變能較快地進行。馬氏體回火時，總的組織變化是碳化物的析出和聚集長大，但回火溫度不同，析出和聚集的程度也不同。三、鋼在回火過程中組織的變化

鋼經(jīng)淬火后的組織（馬氏體+殘余奧氏體）為不穩(wěn)定組織，有著自發(fā)向穩(wěn)定組織轉變的傾向。在室溫下，這種轉變的速度極其緩慢?；鼗鸺訜釙r，隨著溫度的升高，原子活動能力加強，使組織轉變能較快地進行。馬氏體回火時，總的組織變化是碳化物的析出和聚集長大，但回火溫度不同，析出和聚集的程度也不同。根據(jù)鋼在回火時發(fā)生的過程和形成的組織，一般回火分為四個階段三、鋼在回火過程中組織的變化1.80—200℃，發(fā)生馬氏體的分解

當回火溫度超過80℃時，馬氏體將發(fā)生分解，固溶在馬氏體中的過飽和碳原子以薄片狀細小的ε碳化物形式析出。隨著回火溫度升高，馬氏體中的碳濃度逐漸降低，晶格常數(shù)c減小、a增大、正方度c/a減小。2.200—300℃發(fā)生殘余奧氏體分解

殘余奧氏體分解過飽和的α+ε碳化物的混合物，這種組織與馬氏體分解的組織基本相同。把它歸入回火馬氏體組織，即回火溫度在300℃以下得到的回火組織是回火馬氏體。3.250～400℃，馬氏體分解完成與滲碳體的形成

馬氏體中過飽和的碳幾乎全部析出，將形成穩(wěn)定的碳化物滲碳體Fe3C，此時回火馬氏體轉變成保持馬氏體形態(tài)的鐵素體基體上分布著細小的滲碳體顆粒，這種組織稱為回火托氏體（T

回）。4.400℃以上，滲碳體的聚集長大與α固溶體的再結晶

當回火溫度升高到400℃以上時，析出的滲碳體逐漸聚集和球化，片狀滲碳體的長度和寬度之比逐漸縮小，最終形成粒狀滲碳體。淬火鋼在500～650℃回火時，滲碳體聚集成較大的顆粒，馬氏體的針狀形態(tài)消失，形成多邊形的鐵素體。四、鋼在回火過程中的性能變化

在回火過程中，隨著淬火鋼的組織變化，鋼的力學性能也會發(fā)生相應的變化。隨著回火溫度的升高，鋼的強度和硬度下降，而塑性和韌性提高，如圖4-21所示。四、鋼在回火過程中的性能變化

高碳鋼回火馬氏體的強度、硬度高，而塑性韌性差，鋼易脆斷；低碳鋼回火馬氏體則具有高的強度與韌性，而硬度、耐磨性亦較好；回火屈氏體的強度極高，而回火索氏體則具有較好的綜合力學性能。在硬度相同時，回火屈氏體和回火索氏體比由過冷奧氏體直接轉變的屈氏體和索氏體性能好，具有較高的強度、塑性和韌性。這主要是由于回火組織中的滲碳體呈粒狀形態(tài)的緣故。五、回火脆性

淬火鋼回火時沖擊韌性的變化規(guī)律總的趨勢隨著回火溫度升高而增大。但在某些溫度區(qū)間回火，可能出現(xiàn)韌性顯著降低的現(xiàn)象，這種脆化現(xiàn)象稱為鋼的回火脆性。如在250～350℃的溫度內(nèi)，就會出現(xiàn)這種現(xiàn)象，通常把它稱為低溫回火脆性或第一類回火脆性。在500～650℃的溫度范圍內(nèi)回火時，緩慢冷卻也會出現(xiàn)這種現(xiàn)象，稱之為高溫回火脆性或第二類回火脆性。

為防止第二類回火脆性，對于用回火脆性敏感鋼制造的小尺寸的工件，可采用高溫回火后快速冷卻的方法。也可通過提高鋼的純度，減少鋼中的雜質(zhì)元素，以及在鋼中加入適量的Mo、W等合金元素，來抑制雜質(zhì)元素向晶界偏聚，從而降低鋼的回火脆性，對于大截面工件用鋼廣泛采用這種方法。對亞共析鋼可采用亞溫淬火的方法，使P等有害雜質(zhì)元素溶入鐵素體中，從而減小這些雜質(zhì)在原始奧氏體晶界上的偏聚，可顯著減弱回火脆性。此外，采用形變熱處理方法也可以減弱回火脆性。

在機械制造業(yè)中，有許多零件，如坦輪、凸輪、曲軸及銷子等，是在動力負荷（受沖擊）及摩擦的條件下工作的，因而要求這些零件韌性高，又耐磨。我們知道零件硬度高，耐磨性也高；但硬度高，韌性就要降低。為使工件能在高韌性的情況下耐磨，就必須使零件表面硬度高，而心部韌性高，為此，有兩種辦法：一是表面淬火（使表面組織為M回，而心部保持原來組織）；二是化學熱處理（改變鋼的表面成分，達到表面耐磨的目的）。一、鋼的表面淬火

鋼的表面淬火是一種不改變鋼表面化學成分，但改變其組織的局部熱處理方法。它是利用火焰或感應電流等快速加熱，使鋼件表面層很快地達到淬火溫度，而使熱量來不及傳到中心，立即迅速冷卻的方法來實現(xiàn)的。1.火焰加熱表面淬火法火焰加熱表面淬火是用乙炔—氧或煤氣—氧的混合氣體燃燒的火焰，噴射至零件表面上，使它快速加熱，當達到淬火溫度時立即噴水冷卻，從而獲得預期的硬度和淬硬層深度的一種表面淬火方法。一、鋼的表面淬火2.感應加熱表面淬火它是工件中引入一定頻率的感應電流（渦流），使工件表面層快速加熱到淬火溫度后立即噴水冷卻的方法。（1）工作原理:工件放入用空心紫銅管繞成的感應器內(nèi)，給感應器通入一定頻率的交流電，周圍便存在同頻率的交變磁場，于是在工件內(nèi)部產(chǎn)生同頻率的感應電流（渦流）。（2）感應加熱的分類。根據(jù)電流頻率的不同，感應加熱可分為：高頻感應加熱（100～1000kHz），最常用的工作頻率為200～300kHz，淬硬層深度為0.2～2mm，適用于中小型零件，如小模數(shù)齒輪。中頻感應加熱（2.5～10kHz），最常用的工作頻率2500～8000Hz，淬硬層深度為2～8mm，主要用于曲軸、凸輪軸和大模數(shù)齒輪。頻感應加熱（50Hz），淬硬層深度一般在10～15mm以上，適用于大型零件，如直徑大于300mm的軋輥及軸類零件等。二、鋼的化學熱處理

化學熱處理的主要目的：除提高鋼件表面硬度，耐磨性以及疲勞極限外，也用于提高零件的抗腐蝕性、抗氧化性，以代替昂貴的合金鋼。

化學熱處理的一般過程如下：任何化學熱處理方法的物理、化學過程基本相同，都要經(jīng)過分解、吸收和擴散三個過程。（1）分解：分解出活性的[N]、[C]原子。（2）吸收：活性原子被工件表面吸收、先固溶于基體金屬，當超過固溶度后，便可能形成化合物。（3）擴散：原子向內(nèi)擴散，形成具有一定厚度的滲層。二、鋼的化學熱處理1.鋼的滲碳

滲碳是把低碳鋼的零件放在可以供給碳原子的物質(zhì)中加熱，使其表面變成高碳鋼（Wc=0.8%～1.1%），心部仍是低碳鋼，再經(jīng)淬火后，可以達到表面高硬度、高耐磨性而心部又具有高韌性的目的。滲碳方法有氣體滲碳、液體滲碳、固體滲碳，目前常用的就是氣體滲碳。（1）氣體滲碳。如圖4-24所示，把零件裝入密封的滲碳爐中，加入氣體滲碳劑（如天然氣、煤氣、石油液化氣等）使工件在900～950℃的高溫滲碳氣氛中滲碳。二、鋼的化學熱處理（2）固體滲碳。如圖4-25所示，將低碳鋼件放入裝滿固體滲碳劑（木炭和碳酸鹽的混合物）的滲碳箱中，密封后放入爐中加熱至滲碳溫度（900～950℃），保溫一定時間，以使活性炭原子滲入工件表層。與氣體滲碳法相比，固體滲碳法加熱時間長，生產(chǎn)效率低，勞動條件差，滲碳質(zhì)量不易控制，故已逐漸被氣體滲碳法所替代。但由于固體滲碳法設備簡單，滲碳劑來源廣、成本低，故目前一些小廠仍廣泛應用。二、鋼的化學熱處理2.鋼的氮化

根據(jù)氮化介質(zhì)的狀態(tài)，氮化方法有氣體氮化、離子氮化等，應用較廣泛的是氣體氮化法，其原理與氣體滲碳法相似。即把工件放入密封箱式（或中式）爐內(nèi)加熱（溫度500～580℃），并通入氨氣，使其分解：

與滲碳相比，滲氮具有更高的表面硬度、耐磨性、疲勞強度和較小的變形。但是碳鋼滲氮很困難，主要是因為氮原子在碳鋼中的吸收和擴散都很慢（50小時滲氮層深只有15mm左右）。而且需要專用滲氮鋼和專用滲氮設備。由于這些缺點的存在，限制了它的使用范圍，目前一般只用于要求高耐磨性、高精度的零件，如高精度鏜床、磨床主軸等。為了保證心部具有必要的力學性能，工件在滲氮前都需進行調(diào)質(zhì)處理，滲氮后不再進行熱處理，經(jīng)過精磨便可使用。二、鋼的化學熱處理3.碳氮共滲

碳氮共滲是向鋼的表面同時滲入碳和氮的過程，習慣上又稱鋼的氰化。目前碳氮共滲的方法主要是氣體碳氮共滲。按處理溫度分為高溫（900～950℃）碳氮共滲、中溫（780～880℃）碳氮共滲、低溫（500～600℃）碳氮共滲。中溫碳氮共滲以滲碳為主，低溫碳氮共滲以氮化為主，而滲碳次之，又稱為軟氮化。中溫氣體碳氮共滲的主要目的是提高鋼的硬度、耐磨性和疲勞強度，常用滲劑為“煤油+氨氣”，共滲溫度為820～860℃。低溫氣體碳氮共滲以滲氮為主，其主要目的是提高鋼的耐磨性和抗咬合性，所用滲劑為“尿素+氨氣+滲碳氣體”。共滲溫度為520～570℃。碳氮共滲件常選用低碳或