第六章 鋼的熱處理

第一節鋼在加熱時的轉變第二節奧氏體在冷卻時的轉變第三節鋼的退火與正火第四節鋼的淬火與回火第五節鋼的淬透性第六節

鋼的表面淬火第七節鋼的化學熱處理第六章鋼的熱處理一、前言二、共析鋼的奧氏體形成過程三、亞、過共析鋼的奧氏體化過程四、影響奧氏體形成的因素五、奧氏體晶粒度及其影響因素第一節鋼在加熱時的轉變熱處理——把固態金屬材料加熱到預定溫度，保溫一段時間后，以一定的速度冷卻，從而改變材料的組織結構和性能的熱加工工藝。加熱保溫冷卻時間/h溫度/℃

臨界溫度鋼的熱處理工藝曲線一、前言(一)熱處理的概念平衡轉變溫度：A1、A3、Acm實際加熱時轉變溫度：Ac1、Ac3、Accm

實際冷卻時轉變溫度：Ar1、Ar3、Arcm(二)鋼的臨界轉變溫度因加熱冷卻速度直接影響轉變溫度，因此一般手冊中的數據是以30-50℃/h的速度加熱或冷卻時測得的。（三）熱處理分類熱處理表面熱處理表面淬火感應加熱表面淬火火焰加熱表面淬火激光加熱表面淬火普通熱處理

退火淬火正火回火化學熱處理滲碳滲氮碳氮共滲滲金屬P（α＋Fe3C）Wc%:0.026.690.77晶格：b.c.c復雜晶格f.c.cAs（

）>Ac1Wc（％）spA1Ac1A（

）（α

＋Fe3C）P0.77Fe二、共析鋼的奧氏體（A）形成過程A形核

A晶核長大

剩余Fe3C溶解

A均勻化A形成包括四個階段：未溶Fe3C未溶Fe3C包括兩個過程：（1）P（α

＋Fe3C）

As

（

）（2）先共析相α（Fe3C）

γ三、亞、過共析鋼的奧氏體化過程若亞共析鋼加熱到Ac1～Ac3之間（兩相區），獲得A＋F組織；過共析鋼加熱到Ac1～Accm之間（兩相區），獲得A＋Fe3C組織，此時稱為不完全奧氏體化加熱。完全奧氏體化加熱與不完全奧氏體化加熱

:將亞共析鋼和過共析鋼分別加熱到Ac3或Accm以上完全轉變為A（單相區），此時稱為完全奧氏體化加熱。（一）加熱溫度四、影響奧氏體形成的因素加熱溫度越高奧氏體形成速度加快，轉變所需要的時間也越短溫度時間A開始轉變線A轉變終了線t1t2T1T2（二）加熱速度加熱速度越快dcbaTdTcTbTa奧氏體珠光體ⅡⅠA1時間溫度Ac1v1v2

c

d

a

b奧氏體轉變溫度升高、形成速度加快，轉變所需要的時間也越短V2>V1t2<t1（三）鋼的原始組織

Fe3C片間距↓→界面多，形核多→轉變快片層狀珠光體比粒狀珠光體更易于形成AFe3C的形狀和大小影響A的形成。（四）化學成分的影響碳：亞共析鋼：C%↑→奧氏體的形成速度加快過共析鋼：C%↑→奧氏體的形成速度減慢共析鋼奧氏體的形成速度最快（1）改變鋼的臨界點溫度。錳對奧氏體相區的影響擴大奧氏體相區的元素：Ni、Mn、Cu、Co、C、N使A1、A3點下降，A4點上升。當Mn

13%或Ni

9%時，S點降到0℃以下，室溫下為單相奧氏體組織，稱奧氏體鋼。提高奧氏體形成速度2.合金元素

Cr、Mo、Si、Ti、W、Al等使A1、A3點上升，A4點下降。鉻對奧氏體相區的影響縮小奧氏體相區的元素當Cr

13%時，奧氏體相區消失，室溫下為單相鐵素體組織，稱鐵素體鋼.降低奧氏體形成速度對E點和S點位置的影響

所有合金元素均使E點和S點左移，即這兩點的含碳量下降，使碳含量比較低的鋼出現過共析組織（如4Cr13）或共晶組織（如W18Cr4V）。

（2）影響碳在奧氏體中的擴散速度。除Co、Ni外，均減慢奧氏體形成速度。（一）奧氏體晶粒度五、奧氏體的晶粒度及其影響因素

式中：n-----放大100倍時，每平方英寸(6.45cm2)面積內觀察到的平均晶粒數。N-----晶粒度級別通常1—4級為粗晶粒，5－8級為細晶粒，8級以外的晶粒稱為超細晶粒。標準晶粒度等級圖1.

起始晶粒度

——剛完成P→A轉變的A晶粒大小。

2.實際晶粒度

——在某一具體加熱條件下得到的 奧氏體晶粒大小。3.本質晶粒度

——反映了奧氏體晶粒長大的傾向性。本質細晶粒鋼：隨加熱溫度升高晶粒不易長大。如用A1脫氧的鋼、含有Ti、V等元素的鋼。根據本質晶粒度的大小分為兩種鋼：本質粗晶粒鋼：隨加熱溫度升高晶粒容易長大。如用Si或Mn脫氧的鋼。溫度晶粒尺寸Ac112本質細晶粒鋼本質粗晶粒鋼鋼的本質晶粒度示意圖930℃1.

加熱溫度與保溫時間加熱溫度↑或保溫時間↑

→A實際晶粒就越大（二）

影響奧氏體晶粒度的因素時間晶粒面積/μm2加熱溫度和保溫時間對奧氏體晶粒大小的影響過熱

Overheat3.鋼的含碳量含碳量

↑，亞共析鋼易長大，過共析鋼不易長大（有未溶Fe3C出現），共析鋼最易長大。2.加熱速度在保證奧氏體成分均勻化的前提下，快速加熱、短時保溫能夠獲得細小的奧氏體晶粒。如感應加熱淬火

4.第二相高熔點的彌散碳化物和氮化物，能阻礙晶粒長大。5.原始組織原始組織愈細，碳化物彌散度越大，晶粒越細小，奧氏體形核率高，則A起始晶粒就越細小。但晶粒長大傾向大，即過熱敏感性增大，不可采用過高的加熱溫度和長時間保溫，宜采用快速加熱、短時保溫的工藝方法。第二節奧氏體在冷卻時的轉變一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線

二、影響過冷奧氏體等溫轉變的因素三、過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線簡介五、過冷奧氏體轉變產物的組織形態與性能四、等溫冷卻轉變曲線的應用過冷奧氏體：在臨界溫度以下存在且不穩定的、將要發生轉變的奧氏體。

過冷奧氏體的冷卻方式有兩種：等溫處理和連續冷卻研究過冷奧氏體的冷卻轉變行為兩個工具過冷奧氏體等溫轉變曲線（TTT）過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線（CCT

）一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線(TTT曲線)過冷奧氏體的等溫轉變圖是表示奧氏體快速冷卻到臨界點A1

以下在各不同溫度下保溫過程中轉變量與轉變時間的關系曲線，又稱C曲線或TTT曲線。(Time-Temperature-Transformationdiagram)（一）TTT曲線的測定采用金相－硬度法測定。1.把鋼材制成Φ10×1.5mm的圓片試樣（鉆小孔，便于提取），分成若干組。2.

取一組試樣，在鹽爐內加熱使之完全A化。3.

將A化后的試樣快速投入A1

以下某一溫度的浴爐中進行等溫轉變，并開始計時。4.

每隔一定時間取出一個試樣急速淬入水中，而后將各試樣取出制樣，進行金相組織觀察。確定各等溫溫度下奧氏體的轉變量與轉變時間的關系曲線，就可以得到在不同溫度下過冷奧氏體的等溫轉變開始點和轉變終了點。

5.將所有轉變開始時間點和終了時間點標在溫度－時間(對數)坐標系中，并分別連接起來，即得C曲線。共析碳鋼TTT曲線（二）圖形分析穩定奧氏體區過冷奧氏體區

過冷

A+產物區產物區A1～550℃:高溫轉變區擴散型轉變;P轉變區550～230℃:中溫轉變區半擴散型轉變;

貝氏體(B)轉變區230～-50℃:低溫轉變區無擴散型轉變;馬氏體(M)轉變區。時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度(℃)0400A1MsMf過冷A轉變開始線過冷A轉變終了線M+過冷AM“孕育期”即轉變開始線與縱坐標軸之間的距離。孕育期越小，過冷奧氏體穩定性越小。孕育期二、影響過冷奧氏體等溫轉變的因素（一）奧氏體成分的影響

1、含碳量的影響亞共析鋼共析鋼過共析鋼（1）形狀：多一條過冷A→F（Fe3CⅡ）的轉變開始線；Ms、Mf線上（下）移。亞共析鋼：隨含碳量的增加，C曲線逐漸向右移

過共析鋼：隨著含碳量的增加，C曲線反而向左移

共析鋼的C曲線最靠右

與共析鋼對比：（2）位置：

除Co、Al（>2.5%）外，所有溶入奧氏體的合金元素均會使C曲線右移。

2、合金元素的影響向右移MsA1tT鉻對C曲線的影響110102200400600800溫度/℃時間/s0.5％C2.2％Cr103104105110102200400600800溫度/℃時間/s0.5％C4.2％Cr103104105碳化物形成元素如Cr、W、Mo、V存在使C曲線形狀變化，變成兩拐彎。加熱溫度越高、保溫時間越長，碳化物溶解越充分,奧氏體成分越均勻,同時晶粒愈粗大，降低過冷奧氏體分解時的形核率，提高了過冷奧氏體的穩定性，從而使C曲線右移。3、奧氏體化條件的影響使用C曲線時應注意奧氏體化條件及晶粒度的影響。CCT和TTT曲線的比較：CCT位于TTT曲線右下方；CCT中沒有A→B轉變。Ps——過冷A→P開始線Pf——過冷A→P終了線KK′——P型轉變中止線Vk——上臨界冷卻速度

(淬火臨界冷卻速度）Vk′——下臨界冷卻速度

MS——過冷A→M開始溫度

Mf——A→M終止溫度三、過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線(CCT)簡介

四、等溫冷卻轉變曲線的應用（一）利用TTT圖近似地估計連續冷卻條件下過冷奧氏體的轉變過程和轉變產物冷卻方式顯微組織冷速工藝名稱爐冷

PV1

退火空冷

S V2

正火油冷

T+M+A′V4

淬火水冷

M+A′V5

淬火1、判斷連續冷卻轉變所得到的組織。以共析鋼為例：應用共析碳鋼C曲線估計連續冷卻所得到的組織用TTT曲線定性說明共析鋼連續冷卻時的組織轉變爐冷空冷油冷水冷PST+M+A’M+A’2、淬火臨界冷卻速度實際淬火臨界冷卻速度:Vk′、Vk—獲得完全M組織的最小冷卻速度或與轉變開始線相切的冷卻速度;Tm—C曲線鼻尖處溫度;τm

—C曲線鼻尖處時間。淬火臨界冷卻速度:VkVk′時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度連續冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬M+A’M+T+A’SP200100Vk’

Vk/1.5（二）確定工藝參數

（三）確定冷處理工藝的溫度等溫退火分級淬火等溫淬火

t1t0例如：等溫退火、等溫淬火和分級淬火τ1

τ2

τ3

τ4

（一）珠光體轉變(A1～550℃)

A（γ）→P（

+Fe3C）(P為片層相間平行排列的機械混合物)擴散型轉變——通過Fe、C原子的擴散和A晶格的改組來實現。三、過冷奧氏體轉變產物的組織形態與性能1、珠光體的轉變過程AFe3CAFe3C

Fe3C

A}P珠光體轉變過程示意圖溫度/℃A相變層片間距HRC性能A1~650

A→P（珠光體）

0.6～0.8μm，500×分清10～20隨片間距減小，強度、硬度、塑性升高650~600

A→S（索氏體）0.25μm，1000×分清20～30600~550

A→T（屈氏體）

0.1μm，5000×分清30～40２、珠光體轉變的組織及性能

珠光體P

光鏡下形貌電鏡下形貌索氏體S電鏡形貌光鏡形貌屈氏體T光鏡形貌電鏡形貌粒狀珠光體組織

P除了片狀以外，還有粒狀P。

馬氏體：C在α－Fe中的過飽和固溶體，用M表示。（１）晶體結構

體心正方無擴散型轉變——僅發生Fe的晶格改組（面心立方→體心正方）

（二）馬氏體轉變（低于Ms點)

馬氏體的組織結構和性能馬氏體的晶體結構用c／a的比值反映馬氏體的正方度

馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到馬氏體中。馬氏體形態取決于A中的含碳量。（２）馬氏體組織形態板條M（低碳M）與片狀M（高碳M）。WC

＞1.0%：片狀MWC=0.2％~1.0％：板條M＋片狀MWC＜

0.2%

：板條M主要有兩種形態：板條M由一束束平行排列的細板條束組成。片狀M為竹葉狀或凸透鏡狀，馬氏體針之間形成一定角度(60°)。板條狀M板條狀M+片狀M片狀M其強度、硬度取決于M中的含碳量。含碳量增加，硬度升高。（３）性能：高的硬度和強度強化機理：固溶強化過飽和碳原子強烈地引起點陣畸變，阻礙位錯的運動，故使馬氏體顯著強化。相變強化相變中產生的大量晶體缺陷，如位錯、孿晶以及層錯等，使得馬氏體強化，其本質類似于形變強化。時效強化碳原子通過擴散產生偏聚或碳化物彌散析出，釘扎位錯，阻礙位錯運動，從而造成馬氏體時效強化

塑性、韌性取決于碳的過飽和度和亞結構形式。

高碳片狀M的硬度高，塑、韌性很差；

板條M強韌性好。

高碳片狀M的塑、韌性均很差的主要原因：

1）碳在M中過飽和程度大，晶格畸變嚴重，殘余應力大，有顯微裂紋；

2）片狀M內的亞結構主要是孿晶。低碳板條M的塑、韌性相當好的主要原因：

1）碳在M中過飽和程度小，晶格畸變輕微，殘余應力小，不存在顯微裂紋；

2）板條M內的亞結構主要是位錯。（4）

轉變的不完全性。（1）無擴散性。僅是晶格的改組而沒有成分的變化。（3）

非恒溫性。（2）高速度。瞬間形核，瞬間長大。

A中的C%↑則MS、Mf↓，殘余A含量↑。

2、M轉變的特點有殘余奧氏體（A'）。Ms與Mf點主要取決于奧氏體的含碳量。

降溫形成含碳量對馬氏體轉變溫度的影響含碳量對殘余奧氏體量的影響除

Co、Al元素外，所有的合金元素都使MS、Mf↓，殘余A含量↑。合金元素對馬氏體點（Ms）的影響

合金元素對殘余奧氏體量的影響

Ms、Mf與冷速無關，主要取決于奧氏體中的合金元素含量（包括碳含量）。

A→B(

+Fe3C)，其中

相具有一定的碳過飽和度。

過冷A→B上(550℃~350℃)，羽毛狀

半擴散型轉變——碳原子擴散，鐵原子不擴散。

Fe3C以不連續棒狀分布在較寬的F條之間。硬度40～45HRC，強度低，塑韌性差，工業上不應用。（１）上貝氏體（三）貝氏體轉變(550℃～230℃)

1、貝氏體的組織和性能B上顯微組織光鏡照片Fe3C（白色），細條或短桿狀斷續分布F（深色），大體平行分布細小片狀Fe3C均勻分布在過飽和F針內，并與F針長軸方向呈55-60o角。強韌性好，硬度50～60HRC，是工業生產上追求的組織。可采用等溫淬火得到。過冷A→B下（350℃~230℃），黑色針狀

（2）下貝氏體B下顯微組織光鏡照片M灰色針狀B下黑色針狀A'

白色塊狀B上轉變過程示意圖

A晶界

Fe3C}

Fe3C上B2、貝氏體的轉變過程B下轉變過程示意圖

碳化物

碳化物

碳化物下B第三節鋼的退火與正火一、鋼的退火二、鋼的正火三、退火與正火的選用原則

四、退火、正火在零件制造工藝路線中的位置將鋼加熱到一定溫度，保溫一定時間，然后緩冷(如爐冷)的熱處理工藝→近似平衡組織P（+F或（Fe3C）II）（一）完全退火（退火）——亞共析鋼T加＝Ac3＋30～50℃組織：P+F目的：①細化、均勻化粗大、不均勻原始組織②降低硬度→切削性↑

③消除內應力一、鋼的退火亞共析鋼T加＝Ac3+30~50℃；共析鋼、過共析鋼T加＝Ac1+30~50℃。保溫后快冷到Ar1以下珠光體轉變區某一溫度等溫，使A→P后空冷。（二）

等溫退火目的：同完全退火。特點：與退火相比可大大縮短時間、提高生產率；組織均勻，退火工件的加工工藝性能好。——加熱溫度略高于Ac1溫度（Ac1＋20～30℃）保溫，爐冷到Ar1以下（Ar1-20～30℃）等溫一段時間或以非常緩慢的速度冷卻。組織：球狀P（F基體上分布著顆粒狀滲碳體）目的：①使Fe3C球化→硬度↓，韌性↑→切削性↑②為淬火作組織準備應用范圍：高碳鋼、合金工具鋼（三）

球化退火（不完全退火）對于有網狀二次滲碳體的過共析鋼，球化退火前應先進行正火，以消除網狀。球化退火顯微組織粒狀Fe3C（四）擴散退火目的：消除偏析，使成分、組織均勻化。適于鋼種：合金鋼、鑄件、焊接件及鍛坯。組織：P+F或P+(Fe3C)II將金屬鑄錠、鑄件或鍛坯，在略低于固相線的溫度（1050-1150℃）長時間加熱，以消除或減少晶內偏析（枝晶偏析），達到均勻化的目的，這種熱處理工藝稱為擴散退火（亦稱為均勻化退火）。目的：消除冷熱加工后的內應力，以穩定尺寸、減少變形。（五）

去應力退火應用舉例：鑄造或焊接的機床床身、導軌；機加工成型的螺旋被動錐齒輪。將金屬加熱到A1溫度以下某一溫度（一般為500～650℃）保溫，然后緩慢冷卻（如爐冷）到200～300℃出爐空冷的熱處理工藝稱為去應力退火。加熱溫度：T再+100～200℃，一般在650～700℃之間。目的：消除加工硬化（六）

再結晶退火應用：冷沖杯、桶形件、冷拔棒、冷軋板等。將冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上保持適當的時間，使變形晶粒重新形核，轉變為均勻細小的等軸晶粒，同時消除加工硬化的熱處理工藝稱為再結晶退火

二、鋼的正火——將鋼加熱到Ac3（或Ac1

、Accm）以上30~50℃，保溫一定時間，然后空冷（風冷、噴霧）的熱處理工藝。組織：S或（

S

+F少或（Fe3C）II少）應用：（一）作為預備熱處理的正火工藝1.改善低碳鋼切削加工性能。2.消除熱加工組織缺陷。消除魏氏組織、粗大晶粒等過熱缺陷和帶狀組織。

高碳鋼中的W中碳鋼中的W低碳鋼中的帶狀組織3.消除過共析鋼的網狀碳化物。高碳鋼退火組織(Fe3C)II(二)作為最終熱處理的正火工藝提高普通結構件的力學性能。2.避免淬火時的變形和開裂(但不能充分發揮材料的性能潛力)。（一）

從切削加工性上考慮低、中碳鋼→正火中高碳鋼、合金工具鋼→完全退火（0.5～0.75％C），球化退火（>0.75％C）金屬最佳切削硬度170～230HBS三、退火與正火的選用原則

工具鋼→正火+球化退火 結構鋼→正火 返修件、尺寸較大及形狀復雜零件→退火（三）從經濟成本上考慮在可能的條件下應盡量選用正火。

2.為最終熱處理提供良好的組織狀態。（二）從使用性能上考慮

1.對性能要求不太高的零件，選用正火作為最終熱處理。鑄、鍛（或原材料）毛坯→退火（正火）→粗加工→淬火＋回火→精加工（磨削）

四、退火、正火在零件制造工藝路線中的位置例1：20CrMnTi鋼汽車后橋螺旋被動齒輪加工的主要工序有：下料→鍛造→預備熱處理（正火）→機加工（車、鉆、銑等）→滲碳→淬火+低溫回火→清洗→精加工（磨削、研磨等）。例2：滾動軸承的生產工藝路線：下料→鍛造→預備熱處理（球化退火）→機加工（車等）→淬火+低溫回火→清洗→磨削加工→成品。第四節鋼的淬火與回火一、鋼的淬火二、鋼的回火一、鋼的淬火淬火：將鋼加熱到Ac3（或Ac1）+30~50℃，保溫一定時間，然后迅速冷卻獲得馬氏體的熱處理工藝。（一）鋼的淬火工藝

1、淬火加熱（1）加熱溫度亞共析鋼：Ac3＋30～50℃共析鋼、過共析鋼：Ac1＋30～50℃完全淬火不完全淬火為什么？τH＝升溫＋保溫時間。可根據經驗或配合實驗確定，也可參考熱處理手冊。（3）合金鋼淬火加熱條件的選擇（2）

加熱時間（τH）：T淬火↑

(AC+50～100℃)需預熱t箱式電阻爐實驗室電阻爐箱式電阻爐（或煤氣爐）可控氣氛爐（滲碳、滲氮、碳氮共滲等）真空加熱爐鹽浴爐（4）

加熱設備：臺車式電阻爐燃氣爐真空爐2、淬火冷卻（１）淬火冷卻介質vCCABD650℃400℃理想淬火冷卻曲線選擇原則：保證工件既能淬上火（得到M），又要盡量減小變形。淬火介質水油鹽水堿浴硝鹽浴冷速650～550℃600℃/s快150℃/s太慢1000～1200℃/s比油快比油稍弱200～300℃270℃/s太快30℃/s慢300℃/s比油弱比油弱特點高溫冷速快，可保證工件淬硬低溫冷速快，工件易變形開裂冷卻能力對水溫敏感雜質使冷卻能力下降低溫冷速慢，工件不易變形、開裂高溫冷速慢，工件易分解，淬不硬易老化、易燃油溫增加，冷卻能力增加（20～80℃）冷卻能力強工件表面質量好，硬度均勻易變形開裂易腐蝕既能保證工件淬硬，又能使變形開列程度減少流動性好工作環境差用途碳鋼合金鋼小截面碳鋼形狀簡單，截面尺寸大的碳鋼小件、形狀復雜、精度要求高的工件常用淬火介質①②④③（2）常用淬火方法

優點：操作簡單、成本低；缺點：淬火件質量較低、熱應力大ClicktoaddTitle1單介質淬火：碳鋼—水；合金鋼—油1優點：能保證淬火件的質量要求缺點：操作難度大、熱應力大ClicktoaddTitle1雙介質淬火：水—油；水—空氣2

優點：熱應力小，工件不易變形；缺點：操作難度大ClicktoaddTitle1分級淬火：轉變產物—M；3

優點：綜合性能及尺寸精度高、不需回火；缺點：工藝復雜、成本高ClicktoaddTitle1等溫淬火：轉變產物—B下；4心部表面T(℃)t⊿T（3）冷處理（精密零件及量具）目的：為了盡量減少鋼中殘余奧氏體的數量以獲得最大數量的馬氏體。作用：一方面可以提高鋼的硬度和耐磨性，另一方面可以穩定工件的尺寸，防止在使用中變形。工藝方法：將淬火鋼繼續冷卻到－70～－80℃（也可冷卻到更低的溫度），并保持一段時間，使殘余奧氏體在繼續冷卻中轉變為馬氏體。

3、淬火組織亞共析鋼：含C量<0.2%時:

含C量0.2～

0.5％時:

含C量>0.5％時:

共析鋼：

過共析鋼：M板條（M板條+M片狀）

＋A'M片狀＋A′＋Fe3C粒狀（M板條+M片狀）+A'M板條+M片狀亞共析鋼（20Cr）亞共析鋼（45鋼）板條M板條M+針狀M過共析鋼（T12A鋼）MA'未溶Fe3C二、淬火鋼的回火

——淬火鋼加熱到A1以下，保溫一定時間，然后冷卻的熱處理工藝。目的：3.

獲得所要求的組織和性能。如：M回、S回、T回等。1.降低脆性，減少或消除內應力、防止工件變形和開裂。2.

減少殘余奧氏體，穩定組織、穩定尺寸。螺桿表面的淬火裂紋鋼經淬火后應立即進行回火井式回火爐（一）淬火鋼的回火轉變及組織1、過飽和碳原子的偏聚（20～80℃）馬氏體中過飽和的碳原子將自發向晶體缺陷處偏聚，使馬氏體正方度下降。

２、馬氏體的分解（80℃～350℃）馬氏體分解后形成的低碳α相和彌散的ε碳化物組成的復相組織稱為回火馬氏體，用M回表示。３、

殘余奧氏體轉變（200～300℃）

A'→M回透射電鏡下的回火馬氏體形貌4、

碳化物的變化（250～400℃）淬火馬氏體完全分解，但α相仍保持板條狀或針狀外形，碳化物全部轉變為滲碳體。

5、相的回復與再結晶（＞400℃）板條或針狀α相和細小粒狀的滲碳體組成的機械混合物稱為回火屈氏體，用T回表示。滲碳體逐漸聚集和球化，馬氏體的板條狀或針狀形態消失，形成多邊形的鐵素體。多邊形的鐵素體和粗粒狀滲碳體的機械混合物稱為回火索氏體

，用S回表示。回火溫度↑→硬度、強度↓，塑性↑、韌性↑。（二）回火時性能的變化鋼的硬度隨回火溫度的變化40鋼的力學性能與回火溫度的關系1、

提高回火穩定性

合金元素對回火轉變的影響回火穩定性：指鋼在回火時，抵抗回火造成軟化的能力。合金元素減緩回火的四個過程。這對切削刀具至關重要。2.

產生二次硬化強碳化物形成元素還可在高溫回火時析出彌散的特殊碳化物，使鋼的硬度顯著升高，造成二次硬化。

回火溫度較高時析出細小、彌散的、高硬度的合金碳化物，如Mo2C，使硬度反而提高。回火時A′中析出合金碳化物→A′中C%↓→Ms、Mf↑,隨后冷卻時A'

→M（2）二次淬火（1）彌散硬化（第二相（沉淀）強化）二次硬化原因：（三）回火類型根據淬火鋼的回火溫度范圍，可將回火分為三類。

●淬火加高溫回火的熱處理稱作調質處理，簡稱調質。廣泛用于各種重要結構零件、如軸、齒輪等。也可作為要求較高精密件、量具等預備熱處理。適用于各種高碳鋼、滲碳件及表面淬火件。應用獲得良好的綜合力學性能，即在保持較高的強度同時，具有良好的塑性和韌性。

提高

e及

s，同時使工件具有一定韌性。在保留高硬度、高耐磨性的同時，降低內應力。

回火目的S回

T回

M回

回火組織500-650℃350-500℃150-250℃回火溫度高溫回火中溫回火低溫回火適用于彈簧、熱作模具淬火M回火MT回火TT回火SS（四）回火脆性回火脆性：當回火溫度升高時，在250~350℃和500~650℃兩個區出現沖擊韌性明顯下降的脆化現象。1、第一類回火脆性（250～350℃）不可避免的，但可躲開。2、第二類回火脆性（500-650℃）主要出現在含Cr、Ni、Si、Mn等合金元素的合金鋼。防止方法：（1）回火后快冷(如水冷）；（2）加入W、Mo元素。如42CrMo鋼的回火脆性（五）

淬火回火的工藝缺陷1、氧化與脫碳3、硬度不足、硬度不均勻2、

過熱或過燒過熱——加熱溫度過高或保溫時間過長所造成的

A晶粒粗大。過燒——加熱溫度過高或超過固相線溫度， 使A晶界局部熔化或氧化。4、

淬火變形和開裂、原因和預防措施淬火變形——淬火后鋼件體積、形狀、尺寸的變化。由淬火內應力（包括熱應力與組織應力）所造成。熱應力是指鋼件在冷卻過程中由于其表面和心部的溫差引起的鋼件體積脹縮不均勻所產生的內應力。組織應力是指由于鋼件快速冷卻時表層與心部相變不同時，以及相變前后相的比容不同所產生的內應力。（2）合理進行結構設計。預防措施：

（1）

正確選材。（4）合理制訂淬火工藝。（5）淬火后及時回火，消除內應力。（3）合理制訂熱處理工藝標準。不好1.

淬硬件：下料→鍛造→退火（正火）→粗加工＋精加工→淬火＋回火（低、中溫回火）→磨削

2.調質件：下料→鍛造→退火（正火）→粗加工→調質→精加工（六）

淬火、回火在零件制造工藝路線中的位置第五節鋼的淬透性一、鋼的淬透性與淬硬性二、淬透性的測定及表示方法三、淬透性對鋼力學性能的影響四、影響淬透性的因素五、淬透性的應用第五節鋼的淬透性一、鋼的淬透性與淬硬性淬透性：鋼在淬火時獲得淬硬層深度的能力。即在淬火條件下得到M組織的能力。淬硬層深度：一般規定從表面到50%非馬氏體深度的距離作為淬硬層深度。鋼的淬硬性：鋼淬火后所能達到的最高硬度值。主要取決于M中含碳量。M中含碳量愈高，淬硬性愈好。兩種成分鋼的淬透性的對比00直徑直徑硬度HRC（注：料直徑相同，在相同淬火介質中淬火）淬硬區１、端淬試驗法二、淬透性的測定及表示方法淬透性表示方法：

d—測試點至水冷端的距離（mm）。HRC—測試點處的硬度值JHRC-dJ－Jominy大寫字頭如：距水冷端3mm處的硬度值為43HRC。表示為J43-3２、臨界直徑法生產中也常用臨界淬火直徑表示鋼的淬透性。臨界淬火直徑——圓棒試樣在某介質中淬火時所能得到的最大淬透直徑（即心部被淬成半馬氏體的最大直徑），用Do表示。在相同冷卻條件下，Do越大，鋼的淬透性越好。D0與介質有關，如45鋼D0水=16mm，D0油=8mm。淬硬層深度不同截面的鋼淬火時淬硬層深度的變化(D0為心部為50％M的最大直徑)三、淬透性對鋼力學性能的影響表面中心表面HRCσbσ0.2AKUa）已淬透(40CrNiMo)淬透性對調質后鋼的力學性能的影響HRCAKU表面表面中心σ0.2σbb）未淬透(40)

１.鋼的化學成分

（1）含碳量亞共析鋼C%↑→Vk↓→淬透性↑；過共析鋼C%↑→Vk↑→淬透性↓；共析鋼的Vk最小，淬透性最好。（2）合金元素除Co外，其余溶入A中的合金元素降低Vk，C曲線右移，淬透性↑。四、影響淬透性的因素２.

奧氏體化條件的影響加熱溫度↑，保溫時間↑→淬透性↑同種鋼，奧氏體化條件不同，其淬透性不同。切削刀具，必須淬透。

各類彎、扭件要求淬透1/4R～1/2R。２.

熱處理工藝制定的依據３.

尺寸效應１.根據零件不同的工作條件合理確定鋼的淬透性要求。受拉、壓、沖擊載荷零件必須淬透。五、淬透性的應用焊接工件應選用低淬透性鋼。鋼件淬硬層深度隨其截面尺寸↑而

↓。高強螺栓柴油機連桿齒輪第六節鋼的表面淬火一、感應加熱表面淬火二、其他表面淬火方法（一）感應加熱的基本原理一、感應加熱表面淬火交變電流交變磁場→→感應電流表面加熱→

式中

f－交流電頻率Hzδ－電流透入深度mm感應加熱表面淬火示意圖（二）感應加熱淬火的分類和選用1.

高頻200-300KHz：淬硬深度0.5-2mm，適于小工件。2.

中頻2500-8000Hz：淬硬深度2-10mm，適于尺寸較大的工件。3.

工頻50Hz：淬硬深度10-15mm，適于大型工件。4.超音頻20~40kHz：淬硬層深度在2mm以上，適于模數為3～6的齒輪、鏈輪、花鍵軸及凸輪等。（三）感應加熱表面淬火的特點1.感應加熱速度快。2.感應加熱淬火后工件表面得到極細的隱晶馬氏體組織，使表面的硬度比普通淬火高，脆性也較低，并具有較高的疲勞強度。3.工件表面不容易氧化和脫碳，且變形也小。4.淬硬層深度易于控制。5.淬火操作易于實現機械化和自動化，勞動條件好、生產率高。中碳鋼和中碳低合金鋼（40、45、40Cr等）、鑄鐵（機床導軌）（四）感應加熱淬火的工藝1.感應加熱淬火用鋼2.感應加熱淬火件的技術要求（1）表面硬度表面硬度要求在45～58HRC范圍內。

（3

）預備熱處理→正火或調質齒輪：m≥5，單齒同時加熱淬火，硬化層仿齒形分布。（2）

淬硬層深度軸類件：小直徑（10～20mm），δ≤1/5R；大直徑，δ≤1/10R。m＜5，同時加熱淬火，齒根淬硬。①為表面淬火作組織準備；②獲得最終心部組織（心部性能要求高選調質）。（4）感應淬火后的回火采用低溫回火，溫度不高于200℃。回火目的為降低內應力，保留淬火高硬度、耐磨性。（5）感應淬火+低溫回火后的組織表層組織為M回；心部組織為S回(調質)或F+S(正火)。（五）感應加熱淬火零件的加工工藝路線下料→鍛造→正火→粗加工→（調質）→精加工→感應加熱淬火＋低溫回火→磨削特點：與感應加熱相比，設備簡單，成本低；但生產率低，零件表面存在不同程度的過熱，質量難以控制。二、其它表面淬火方法燒嘴噴水管移動方向淬硬層鋼件加熱層火焰加熱表面淬火示意圖（一）火焰加熱表面淬火應用：單件、小批量生產及大型零件（如大型齒輪、軸、軋輥等）的表面淬火。（二）激光加熱表面淬火激光加熱表面淬火是利用高能密度(功率密度大于103W／cm2)激光束對金屬工件表層迅速加熱和隨后激冷，使其表層發生固態相變而達到表面強化的一種淬火工藝。

激光表面淬火件激光表面淬火優點：激光表面淬火件淬硬層均勻、硬度高（比普通淬火高15~20%)；自冷卻淬火；耐磨、耐疲勞；變形極小，表面光亮。淬火后一般不需回火。應用：適合對于形狀復雜的工件（如帶有盲孔、小孔、小槽、薄壁工件）、高精度工件進行局部表面淬火。已廣泛用于發動機缸套、滾動軸承套圈、機床導軌、冷作模具等。第七節化學熱處理一、化學熱處理的基本過程二、鋼的滲碳三、鋼的滲氮四、鋼的碳氮和氮碳共滲一、化學熱處理的基本過程活性原子從工件表層向內部的擴散原理:滲劑分解出活性原子→工件表面對活性原子的吸收→1、介質(滲劑)的分解:分解的同時釋放出活性原子。如：滲碳CH4→2H2+[C]

氮化2NH3→3H2+2[N]2、工件表面的吸收:活性原子向固溶體溶解或與鋼中某些元素形成化合物。3、原子向內部擴散。

二、鋼的滲碳(一)滲碳件的主要技術要求和滲碳用鋼1、滲碳件的主要技術要求

滲碳層的碳濃度：0.70～1.05％滲碳層深度：零件經滲碳后，含碳量高于心部的表層厚度。一般為0.5~2mm。

齒輪滲碳層深度（mm）＝齒輪模數×（0.15～0.25）其它滲碳零件滲碳層深度按零件壁厚汁算。滲碳層深度(mm)＝零件壁厚×(0.1～0.2)

（厚壁零件選擇系數的下限，而薄壁零件選擇上限值）2、滲碳用鋼滲碳用鋼的碳的質量分數一般在0.15～0.25%之間。

形狀簡單、小尺寸的滲碳件：多用碳素鋼制造，如15和20鋼。截面較大、形狀復雜，表面耐磨性、疲勞強度及心部力學性能要求高的零件：多用合金滲碳鋼來制造，如20Cr、20CrMnTi、20CrMnMo和18Cr2Ni4WA等。1、固體滲碳設備：固體滲碳箱常用的固體滲碳劑：硬木木炭及焦炭。常用的催滲劑：碳酸鋇或碳酸鈉

Na2CO3→Na2O＋CO2BaCO3→BaO＋CO2

CO2＋C→2CO（二）滲碳方法優點：操作簡單。缺點：滲速慢，勞動條件差。零件滲碳劑試棒蓋泥封滲碳箱固體滲碳法示意圖2、氣體滲碳常用滲碳設備：氣體滲碳爐分為周期式爐和連續式爐。周期式爐：箱式、井式、臥式和滾筒爐等形式；連續式爐：振底式、輸送帶式、旋轉罐式以及推桿式等爐型。按熱源分為電加熱爐和煤氣加熱爐。優點:質量好,效率高；缺點:滲層成分與深度不易控制。井式氣體滲碳爐氣體滲碳法示意圖常用的滲碳劑滲碳劑氣態滲劑天然氣丙烷煤氣等液態滲劑煤油甲醇乙醇丙酮苯等滲碳溫度：900～950℃CH4→2H2+[C]（三）滲碳后的熱處理淬火＋低溫回火1、淬火目的：提高表面硬度、耐磨性，心部保持一定的強韌性。Ar3（心部）滲碳溫度Ac3（心部）Ac1時間溫度/℃淬火回火a）預冷直接淬火b）一次淬火緩冷淬火回火c）二次淬火緩冷淬火淬火回火滲碳件常用的淬火方法（1）預冷直接淬火優點是減少加熱和冷卻次數，操作簡化，生產率提高。可減少淬火變形及表面氧化脫碳。目前本質細晶粒鋼（如20CrMnTi、20MnVB等）制作的工件大都采用本法。在淬透情況下，表層組織為回火馬氏體＋部分二次滲碳體＋殘余奧氏體，心部為低碳回火馬氏體。

（2）一次淬火淬火溫度的選擇應兼顧表面和心部的要求。加熱溫度高于心部Ac3，改善心部性能；在Ac1以上，改善表面性能。該法也僅適用于本質細晶粒鋼，如合金鋼和不重要的碳鋼，碳鋼的淬火溫度比合金鋼可適當低一些。常用方法是滲碳緩冷后，重新加熱到表面Ac1+30-50℃淬火+低溫回火。第一次淬火溫度Ac3以上，改善心部性能；第二次在Ac1以上，改善表面性能。僅適用于本質粗晶粒鋼和使用性能要求很高的工件。缺點：因加熱次數多，工藝較復雜，工件