第五章 钢的热处理 工程材料教案

第五章 钢的热处理 工程材料教案 【】1. 钢加热及保温的目的； 2. 奥氏体晶粒度的概念及影响因素； 3. 共析钢过冷奥氏体等温冷却曲线中各种温度区域内奥氏体的 转变产物及组织形貌，性能特点。 4. 过冷奥氏体连续冷却转变曲线的特点，冷却速度对钢的组织 变化和最终性能的影响； 5. 各种热处理的定义、目的、组织转变过程，性能变化，用途 和适用的钢种，零件的范围。 【】 本质晶粒度的含义、等温冷却曲线中各种温度区域内奥氏体转 变产物的组织形貌，性能特点、退火与正火的 工艺 钢结构制作工艺流程车尿素生产工艺流程自动玻璃钢生产工艺2工艺纪律检查制度q345焊接工艺规程 及目的、淬 火加热温度的选择、淬透性与淬硬性的概念及区别、回火的种 类及应用。 【】1.了解热处理的定义、目的、分类及作用； 2.掌握钢加热和保温的目的； 3.掌握钢在冷却转变时的产物及转变曲线； 4.熟悉钢的退火、正火、淬火、回火的目的、工艺及应用； 5.掌握钢的淬透性概念、影响因素及与淬硬性的区别； 6.了解表面热处理的目的及应用。 74 【】 为了改变钢材内部的组织结构，以满足对零件的加工性能和使用性能 的要求所施加的一种综合的热加工工艺过程。 它包括三个环节： 1. 加热到预定的温度（加热）； 2. 在预定的温度下适当保温（保温），保温的时间与工件的尺寸和 性能有关； 3. 以预定的冷却速度冷却（冷却）。 如：橡胶机械中的挤出机和注射机中的螺杆等轴类零件的常用材料 40Cr（中碳、低合金结构钢），为满足不同的加工和使用性能的要求，须 进行不 同的热处理： 温 度 ? 炉冷850空冷 油冷 600 组织时间(h, α，min) 图5-1 热处理工艺曲线的示意图 75 1． 炉冷 珠光体（片） 先共析F HB207 易切削的硬度，满足了切削加 工的性能的要求。 22． 空冷 细片状P 720～740MN/m 2 先共析F HB250 J：72～74Kg/mm b 2223． 油冷 粒状F和 σb＞100Kg/mm a＞（6kg/cm ）60J/cm k 回火 粒状FeC组成 3 强韧性好，从而能够满足这类零件的耐磨损、耐冲击、耐疲劳等性能 的要求。 可见，通过热处理可以改变钢的组织和性能，充分发挥材料的潜力， 调整材料的机械性能，满足机械零件在加工和使用过程中对性能的要求。 所以，在实际生产中凡是重要的零部件都必须经过适当的热处理。 下面介绍两个热处理中常见的概念： 1． 热处理工艺： 热处理时的加热温度、保温时间和冷却速度等工序的总和称为热处理 工艺。 2． 热处理工艺曲线： 将热处理工艺参数标示在温度——时间坐标图上，得到的曲线即为热 处理工艺曲线。 前面所给出的就是热处理工艺曲线的示意图。 【】 根据热处理时加热和冷却方法的不同，常用的热处理方法大致分类如 下： 76 退火 正火 普通热处理 淬火 热处理 回火 表面热处理 表面淬火 火焰加热表面淬火 感应加热表面淬火 化学热处理 渗碳 渗氮 碳氮共渗 1 钢在加热时的转变实质上是奥氏体的形成。 热处理的第一步就是把这些原始组织加热，使其转变为奥氏体。这第一步 质量的好坏，直接影响到最终热处理后钢件的工艺性能和使用性能。 【】 我们只考虑比较简单的情况即奥氏体化前的组织为平衡组织的情况。 对于 亚共析钢 ? F+P 共 析 钢 ? P 过共析钢 ? Fe C+P 3? 【】 Fe- FeC相图是表示铁碳合金在接近平衡状态下相与成分和温度间的3 关系图，图中的临界点A、A和Acm也只是在这样的条件下才适用的。 13 77 然而，生产中不可能以无限缓慢的速度加热和冷却，其相变是在非平 衡的条件下进行的，研究发现这种非平衡的组织转变有滞后现象。 对于加热：非平衡条件下的相变温度高于平衡条件下的相变温度； 对于冷却：非平衡条件下的相变温度低于平衡条件下的相变温度。 这个温差叫滞后度。 加热转变 ? 过热度 冷却转变 ? 过冷度 且加热与冷却速度越大，温度提高与下降的幅度就越大，导致热度与过冷 度越大。此外，过热度与过冷度的增大会导致相变驱动力的增大，从而使 相变容易发生。 平衡条件下的临界点：A A Acm 13 非平衡加热的临界点：Ac Ac Accm 13 非平衡冷却的临界点：Ar Ar Arcm 13 用相图表示如下： 图5-2 钢在加热和冷却时的相变临界点 78 【】 当钢由室温加热到Ac以上温度时，珠光体将转变为奥氏体。 1 当加热到Accm以上温度时 P?A，即 Ac1 F，FeC,,,A3 0.02%C 6.69%C 0.8%C b.c.c 复杂斜方 f.c.c 可见，这一转变是由化学成分、晶体结构都不相同的两相组织，转变 为另一成分和晶体结构的单相固溶体。 研究表明，由于新形成的A和原来的F以及FeC的含碳量和晶体结3 构相差很大，因而A的形成是一个FeC的溶解，F到A的点阵重构以及C3 在A中扩散的过程。A的形成符合一般的规律，即通过形核长大完成的。 整个奥氏体的形成过程分为四个阶段，即：晶核形成、晶核长大、残余渗 碳体的溶解和奥氏体成分的均匀化。 1． 奥氏体晶粒的形成： 珠光体是由铁素体和渗碳体两相片层交替组成的，在F和FeC两相3 交界处，原子排列处于过渡状态，能量较高，碳浓度的差别也比较大，有 利于在奥氏体形成时碳原子的扩散。此外，由于界面原子排列的不规则， 也有利于Fe原子的扩散，导致晶格的改组重建，这样为奥氏体晶核的形 成提供了能量、浓度和结构条件，因此，奥氏体优先在F和FeC的界面3 处形核。 2． 奥氏体晶核长大： 刚形成的奥氏体晶核内部的碳浓度是不均匀的，与渗碳体相接的界面 上碳浓度大于与铁素体相接的界面浓度。由于存在碳的浓度梯度，使碳不 断从FeC界面通过奥氏体晶核向低浓度的铁素体界面扩散，这样破坏了3 79 原来F和FeC界面的碳浓度关系，为维持原界面的碳浓度关系，铁素体3 通过Fe原子的扩散（短程），晶格不断改组为奥氏体，而FeC则通过碳3 的扩散，不断溶入奥氏体中，结果奥氏体晶粒不断向铁素体和渗碳体两边 长大，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。 3． 残余渗碳体的溶解： 由于FeC的晶格结构和含碳量与奥氏体的差别远大于铁素体与奥氏3 体的差别。所以铁素体优先转变为奥氏体后，还有一部分渗碳体残留下 来，被奥氏体包围，这部分残余的FeC在保温过程中，通过碳的扩散继3 续溶于奥氏体，直至全部消失。 4． 奥氏体成分的均匀化： FeC刚全部溶解时，奥氏体中原先属FeC的部位含碳较高，属于F33 部位含碳较低，随着保温时间的延长，通过碳原子的扩散，奥氏体的含碳 量逐渐趋于均匀。 整个共析钢的奥氏体形成过程用示意图表示如下： a) A形核 b) A长大 c) 残余FeC溶解 d)A均匀化 3 图5-3 共析碳钢A形成过程示意图 【】 亚共析钢和过共析钢与共析钢的区别是有先共析相。其奥氏体的形成 过程是先完成珠光体向奥氏体的转变，然后再进行先共析相的溶解。这个 P?A的转变过程同共析钢相同，也是经过前面的四个阶段。 80 对于亚共析钢，平衡组织F+P，当加热到A以上温度时，P?A，在C1 A～A的升温过程中，先共析的F逐渐溶入A，同样，对于过共析钢，平C1C3 衡组织是FeC+P，当加热到A以上时，P?A，在A～A的升温过程3?C1C1CCM 中，二次渗碳体逐步溶入奥氏体中。 【】 奥氏体的形成是通过形核与长大实现的，所以凡是影响形核与长大的 因素，都影响奥氏体的形成速度。 1. 加热速度的影响 加热速度越快，奥氏体化温度越高，过热度越大，相变驱动力也越 大；同时由于奥氏体化温度高，原子扩散速度也加快，提高形核与长大的 速度，从而加快奥氏体的形成。 2. 化学成分的影响 钢中含碳量增加，碳化物数量相应增多，F和Fe C的相界面增多，奥3 氏体晶核数增多，其转变速度加快。 钢中的合金元素不改变奥氏体的形成过程，但能影响奥氏体的形成速 度。因为合金元素能改变钢的临界点，并影响碳的扩散速度，且它自身也 存在扩散和重新分布的过程，所以合金钢的奥氏体形成速度一般比碳钢 慢，尤其高合金钢，奥氏体化温度比碳钢要高，保温时间也较长。 3. 原始组织的影响 钢中原始珠光体越细，其片间距越小，相界面越多，越有利于形核， 同时由于片间距小，碳原子的扩散距离小，扩散速度加快导致奥氏体形成 速度加快。同样片状P比粒状P的奥氏体形成速度快。 【】 81 奥氏体晶粒大小对后续的冷却转变以及转变产物的性能有重要的影 响。如奥氏体晶粒细，后续冷却转变产物就既强度高又韧性好。一般情况 2下，奥氏体的晶粒每细化一级，其转变产物的a值就提高2-4kg/cm。 k1. 奥氏体的晶粒度及其分类 晶粒度是表示晶粒大小的一种尺度。为了研究上的方便，首先要区分 三种晶粒度的概念。 （1）起始晶粒度：是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其 晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小。 （2）实际晶粒度：是指在某一具体的热处理加热条件下所得到的晶 粒尺寸。 （3）本质晶粒度：根据标准试验方法，在930?10?保温足够时间（3-8小时）后测定的钢中晶粒的大小。 晶粒度的级别与晶粒大小的关系： N,1n,2 2n：放大100倍进行金相观察时，每平方英寸（6.45cm）视野中，平均所含晶粒的数目。 N：晶粒度的级别数。 可见，晶粒度的级别越高，N?晶粒愈细。 为了区别奥氏体的晶粒度，冶金部 规定 关于下班后关闭电源的规定党章中关于入党时间的规定公务员考核规定下载规定办法文件下载宁波关于闷顶的规定 的标准，将奥氏体的晶粒度分 为8级，如图5-4。一般认为1-3级为粗晶粒，4-6级为中等晶粒，7-8 级为细晶粒。 具体测定晶粒度的方法：制成金相试样，放在100倍的显微镜下与标准晶粒度等级进行比较，与哪一级的一样大就是哪一级。 82 图5-4 奥氏体晶粒度评定标准 生产中发现，不同牌号的钢，其奥氏体晶粒的长大倾向是不同的。有 些钢的奥氏体晶粒随着加热温度升高会迅速长大；而有些钢的奥氏体晶粒 则不容易长大，只有加热到更高温度时才开始迅速长大。一般称前者称为 “本质粗晶粒钢”，后者为“本质细晶粒钢”。 在实际生产中遇到一块钢料，如何区分它是本质粗晶粒钢还是本质细 晶粒钢，不可能去作一条加热温度与晶粒直径的关系曲线，看是那种长大 趋势。所以抓住这两条曲线的主要特征，930?左右晶粒大小相差最明显，这一条件下测得的晶粒度正是本质晶粒度。本质晶粒度钢晶粒度在 1-4级，细晶粒钢在5-8级左右。反过来，利用测定本质晶粒度的级别就 可确定这一钢料是本质粗晶粒钢还是本质细晶粒钢，1-4级本质粗晶粒钢，5-8级本质细晶粒钢。 是不是本质粗晶粒钢的晶粒一定粗而本质细晶粒钢的晶粒就一定细？ 83 从前面的 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 中知，本质晶粒度只代表钢在加热时奥氏体晶粒长大倾 向的大小。从图5-5可见，本质粗晶粒钢在较低加热温度下可获得细晶 粒，而本质细晶粒钢若在较高温度下加热也会得到粗晶粒。 图5-5 本质细晶粒钢M和本质粗晶粒钢K晶粒长大示意图 2．影响奥氏体晶粒大小的主要因素 （1）加热温度 加热温度越高，保温时间足够长，奥氏体晶粒越容易自发长大粗化。 当加热温度确定后，加热速度越快，相变时过热度越大，相变驱动力也越 大，形核率提高，晶粒越细，所以快速加热，短时保温是实际生产中细化 晶粒的手段之一。加热温度一定时，随保温时间延长，晶粒也会不断长 大。但保温时间足够长后，奥氏体晶粒就几乎不再长大而趋于相对稳定。 若加热时间很短，即使在较高的加热温度下也能得细小晶核。 对同一种钢而言，当奥氏体晶粒细小时，冷却后的组织也细小，其强 度较高，塑性、韧性较好；当奥氏体晶粒粗大时，在同样冷却条件下，冷 却后的组织也粗大。粗大的晶粒会导致钢的机械性能下降，甚至在淬火时 形成裂纹。所以，凡是重要的工件，如高速切削刀具等，淬火时都要对奥 氏体晶粒度进行金相评级，以保证淬火后有足够的强度和韧性。可见，加 84 热时如何获得细小晶粒的奥氏体晶粒常常成为保证热处理的关键问题之 一。 （2）钢的化学成分 碳：当钢中的碳以固溶态存在时，C?，D?，晶粒粗化，当钢中的碳以碳化物形成存在时，有阻碍晶粒长大的作用。 对于钢中的合金元素，碳化物形成元素能阻碍晶粒长大，非碳化物形 成元素有的阻碍晶粒长大如：Cu、Si、Ni等；有的促进晶粒长大，如P Mn。 实际生产中因加热温度不当，使奥氏体晶粒长大粗化的现象叫“过 热”，过热后将使钢的性能恶化，因此控制奥氏体晶粒大小，是热处理和 热加工制定加热温度时必须考虑的重要问题。 2 钢的冷却转变实质上是过冷奥氏体的冷却转变。 【】 由Fe-FeC相图可知，钢的温度高于临界点（A、A、Acm）以上时，313 其奥氏体是稳定的，当温度处于临界点以下时，奥氏体将发生转变和分 解。然而在实际冷却条件下，奥氏体虽然冷到临界点以下，并不立即发生 转变，这种处于临界点以下的奥氏体称为过冷奥氏体。 随着时间的推移，过冷奥氏体将发生分解和转变，其转变产物的组织 和性能决定于冷却条件。 85 【】 对于加热转变 温度升高? 相变驱动力增大 原子扩散速度增大 这两个方面对转变速度的影响是一致，均促进转变。 对于冷却转变 温度降低? 相变驱动力增大 原子扩散速度降低 这二者对转变速度的影响是不一致的。 对于冷却转变，将这二者综合作用的结果用图来表示，即：其相变温 度对转变速度的影响。研究表明二者综合作用的结果，速度曲线是这样的: 温A1A1以下的冷却速度度D ?转变速率 tn 驱动力 后面会知道是MsMs 驱动力 扩散系数D 转变速率 图5-6 相变温度对转变速度的影响 可见： ?（A-t）由于温度比较高，扩散因素占主导地位，相变驱动力是这1n 段转变的控制因素，随着温度降低相变驱动力增大，导致转变速度增大。 86 ?（t-Ms）由于温度比较低，扩散比较困难，控制相变速度的是扩n 散因素，随着温度升高，扩散速度加快导致转变速度增大。 ? Ms以下，由于温度极低，相变驱动力相当大，Fe、C原子的长距离扩散已不可能，这时扩散转变停止，发生非扩散型相变，即马氏体转 变。 以上 说明 关于失联党员情况说明岗位说明总经理岗位说明书会计岗位说明书行政主管岗位说明书 ：过冷奥氏体在A以下转变的温度区间不同，转变方式也不1 同，因而它的转变产物也不同。 【】 1. 等温转变及等温转变曲线 把奥氏体迅速冷却到Ar以下某一温度保温，待其分解转变完成后，1 再冷至室温的一种冷却转变方式。这是研究过冷奥氏体转变的基本方法。 过冷奥氏体等温转变曲线就是在等温冷却转变情况下，转变温度、转变时 间和转变产物之间的关系曲线。由于其形状象个“C”字，所以又称C曲 线，根据英文名称（Time-Temperature-Transformation Curve）的字头 又称为“TTT”曲线。 2. C曲线的建立 C曲线是由实验方法测绘而成的，以共析钢为例，其测定过程如下： （1）将相同尺寸的（φ10×1.5mm）共析钢试样加热奥氏体化后保温 约15min。 （2）分别淬入Ar 以下某一温度（700、650、600、500„„?）的盐1 浴炉中进行等温（每一温度下有一组样品），等温的同时 记录 混凝土 养护记录下载土方回填监理旁站记录免费下载集备记录下载集备记录下载集备记录下载 等温时间， （等温时间可以从几秒到几天）再将每一温度下的一组样品等温不同的时 间后从盐浴炉中取出迅速淬入水中。 87 （3）对淬火样品进行金相显微观察，根据转变产物的颜色和硬度的 不同。（转变产物呈暗黑色，未转变的奥氏体冷却后呈白亮色）将金相法 和硬度法配合起来分析，使可找出各温度下转变开始和终了的时间。 将这些时间点描绘在“温度—时间”坐标上，并把所有的开始点的终了点 连接起来，便得到由转变开始线和转变终了线构成的共析钢等温转变的C曲线。 共析钢C曲线中，高于临界点A 的区域为奥氏体的稳定区，纵坐标1 与转变开始线之间为奥氏体稳定区，其横坐标的长度为过冷奥氏体等温转 变的孕育期，两曲线之间为转变区（过冷奥氏体与转变产物的共存区）， 对共析钢550?时，即鼻尖处孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最小。 （logt）以时间的对数为标。 过冷奥氏体的等温 Ar温转变曲线之所以呈“C”700度600字形是与前面分析的温?550 度对等温冷却转变速度500 的影响分不开的。 400 300这里的鼻尖温度Ms 200550?就是前面图5-6中 100的t 243 5 6 温度，由于在t温nn1011010101010 度时过冷奥氏体的转变时间（s） 速度最大，所以奥氏体最 图 5-7 共析钢等温转变 C曲线 88 不稳定，孕育期最短，t以上温度时，随转变温度的升高，转变速度降n 低，奥氏体的稳定性增大，导致孕育期增长，同样在t以下温度时，随n 温度的降低转变速度降低，奥氏体的稳定性增大，导致孕育期增长，因此 使过冷奥氏体等温转变曲线呈“C”字形。 【】 从前面的分析中知，过冷奥氏体冷却转变时，转变的温度区间不同， 转变方式不同，转变产物的组织性能亦不同。 过冷奥氏体在不同的等温度下会发生三种不同转变： 550?以上：珠光体转变；550?～Ms之间为贝氏体转变；Ms～M 之间为f 马氏体转变。Ms和M为马氏体转变的开始温度和终了温度。 f 1. 珠光体转变 （1）转变过程： 奥氏体转变为珠光体的过程是一个形核和长大的过程。 当奥氏体过冷到Ar温度时，由于能量、成分、结构的起伏，导致在1 奥氏体晶界处形成薄片状的渗碳体核心，FeC的含碳量为6.69%，它必须3 依靠其周围奥氏体不断地供应碳原子而向奥氏体晶内长大，与此同时，它 周围的奥氏体的含碳量不断降低，为铁素体的形核创造了有利条件，铁素 体晶核便在渗碳体两侧形成，这样就形成了一个珠光体晶核。由于铁素体 的溶碳量很低，约为0.02%C，其长大过程中必将过剩的碳排出来，使相 邻奥氏体中的含碳量增高，这又为产生新的渗碳体片创造了条件。随着渗 碳体片的不断长大，又产生新的铁素体片。如此反复进行，一个珠光体晶 核就长大为一个珠光体领域。当一个珠光体晶核向奥氏体晶粒内部长大 时，同时又有新的珠光体晶核形成并长大，每个晶核都长大成为一个珠光 体领域，直到各个珠光体领域彼此相碰，这时奥氏体完全消失，转变完 成。在这一转变过程中既有C原子的扩散又有Fe原子的扩散。 89 3C?PFe3CFe3CFeαF γγγ （a） (b) (c) 图5-8 珠光体形成示意图 （2）组织与性能特征： 珠光体片层的粗细与等温转变温度密切相关。 当温度在A～650?范围内时，形成片层较粗的珠光体，通常所说的1 珠光体就指这一类，用“P”表示，其片层形貌在500倍光学显微镜下就 能分辨出来。 在650～600?温度范围内形成层片较细的珠光体，称为索氏体，用 “S”表示。要在800～1000倍的光学显微镜下才能分辨清楚。 在600～550?温度范围内形成片层极细的珠光体，称为屈氏体，用 “T”表示。它只有在电子显微镜下才能观察清楚。 显然，温度越低，珠光体的层片愈细，片间距也就愈小。（这里的片 间距是指珠光体中相邻两片渗碳体间的平均距离。） 珠光体的片间距对其性能有很大的影响。可见，片间距越小，珠光体 的强度和硬度就越高，同时塑性和韧性也有所增加。 这是因为珠光体的基体相是铁素体，很软，易变形，而渗碳体片和铁 素体片的相界面阻碍铁素体变形，从而提高了强度和硬度。珠光体片间距 愈小，相界面积愈大，强化作用愈大，因而强度和硬度升高，同时，由于 此时渗碳体片较薄，易随铁素体一起变形而不脆断，因此细片珠光体又具 有较好的韧性和塑性。 90 a)珠光体 b)索氏体 c)屈氏体 图5-9 珠光体组织示意图 2．贝氏体转变： （1）转变过程： 将A过冷到550～230?（M点）温度范围内发生贝氏体转变，其转s 变产物叫贝氏体，用“B”表示，B是由过饱和的铁素体和渗碳体组成的 混合物。和珠光体转变不同，由于B转变温度低，因此在B转变过程中只有C原子的扩散，没有Fe原子的扩散发生。 奥氏体转变为B时，先沿奥氏体晶界析出过饱和的铁素体，由于C处于过饱和状态，有从铁素体中脱溶，向奥氏体方向扩散的倾向。 随着密排的铁素体条伸长和变宽，生长着的铁素体中碳原子不断地 通过界面而排除到其周围的奥氏体中，导致条间的奥氏体中的碳原子不断 富集，当其浓度足够高时，便在条间沿条的长轴方向析出碳化物，形成上 贝氏体组织。 对于下贝氏体的形成：由于其在较大的过冷度下形成，碳原子的扩散 能力降低，尽管初生的下贝氏体集中的铁素体固溶有较多的碳原子，但碳 原子的迁移都没能越过铁素体片的范围，只好在片内沿一定晶面偏聚，并 沿与片的长轴成55～65度夹角方向沉淀出碳化物粒子，进而形成下贝氏 体。 91 图5-10 上贝氏体的形成 图5-11 下贝氏体的形成 （2）组织特征与性能 上贝氏体在显微镜下呈羽毛状，它是由许多互相平行的过饱和铁素体 片和分布在片间的断续细小的渗碳体组成的混合物，用“B”表示。上 其硬度较高，可达HRC40～45，但由于其铁素体片较粗，因此塑性和韧性 较差，在生产中应用较少。 下贝氏体的形成温度在350?～Ms，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色 针叶状，在电镜下观察是由针叶状的铁素体和分布在其上的极为细小的渗 碳体粒子组成的。极易腐蚀，故呈黑色针叶状。下贝氏体中的铁素体也是 一种过饱和的铁素体，且C的过饱和度大于上贝氏体。下贝氏体用 92 “B”表示。其硬度更高，可达HRC50～60。因其铁素体针叶较细，故其下 塑性和韧性较好。 在320～350?温度等温形成的下贝氏体具有高强度、高硬度、高塑 性、高韧性，即具有良好的综合机械性能。 生产中有时对中碳合金钢和高碳合金钢采用“等温淬火”方法获得下 贝氏体，以提高钢的强度、硬度、韧性和塑性，其原因就在于此。 3. 马氏体的组织与形态 马氏体用“M”表示。马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，具有 体心正方晶格。马氏体转变温度低，铁原子和碳原子都不能扩散，属于非 扩散型相变，转变前后新相与母相的成份相同，即M的含碳量与高温奥氏体的含碳量相同。如：共析钢奥氏体中含碳里0.8%，转变成的马氏体的含碳量也是0.8%。 通常铁素体在室温的含碳量小于0.006%，当A由面心立方转变为M改组为体心立方时，多余的碳并不以Fe C形式析出，而仍保留在体心立3 方晶格的C轴上，成为过饱和的固溶体，并使其C轴伸长，其余两个a轴缩短，因而将α-Fe的体心立方晶格变成为体心正方晶格。 c/a称为马氏体的正方度，其值大于1，马氏体中含碳量愈高，c/a的数值就越大。 大量碳原子的过饱和造成晶格的畸变，使塑性变形的抗力增加；另 外，由于马氏体的比容比奥氏体大，当奥氏体转变成马氏体时发生体积膨 胀，产生较大的内应力，引起塑性变形和加工硬化。因此，马氏体具有高 的强度和硬度。 奥氏体转变后，所产生的M的形态取决于奥氏体中的含碳量，低碳马 氏体呈板条状；高碳马氏体呈针叶状。 93 可见，含碳量＜0.6%的为板条马氏体；含碳量在0.6—1.0%之间为板条和针状混合的马氏体；含碳量大于1.0%的为针状马氏体。这两种不同 形态的马氏体具有不同机械性能，随着马氏体含碳量的增加，形态从板条 状过渡到针叶状，硬度和强度也随之升高，而塑性和韧性随之降低。 可见，低碳马氏体强而韧，而高碳马氏体硬而脆。这是因为低碳马氏 体中含碳量较低，过饱和度较小，晶格畸变也较小，故具有良好的综合机 械性能。随含碳量增加，马氏体的过饱和度增加，使塑性变形阻力增加， 因而引起硬化和强化。当含碳量很高时，尽管马氏体的硬度和强度很高， 但由于过饱和度太大，引起严重的晶格畸变和较大的内应力，致使高碳马 氏体针叶内产生许多微裂纹，因而塑性和韧性显著降低。 针叶状和板条状马氏体的形态见图5-12。 a) 板条状马氏体 b)针叶状马氏体 图5-12 马氏体的形态 （2）马氏体的转变过程 马氏体转变是在M～M温度范围内进行的。 sf 当奥氏体过冷到M点时，便有第一批马氏体针叶沿奥氏体晶界形核s 并迅速向晶内长大，由于长大速度极快，它们很快横贯整个奥氏体晶粒或 很快彼此相碰而立即停止长大，必须降低温度，才能有新的马氏体针叶形 成。如此不断连续冷却便有一批又一批的马氏体针叶不断形成。随温度降 94 低，马氏体的数量不断增多，直至马氏体转变终了温度M点，转变结f 束。（但此时并不可能获得100%马氏体，总有部分奥氏体被保留下来， 这部分奥氏体称为残余奥氏体，用γ'或A'表示，可见残余奥氏体就是M 转变后剩余的奥氏体，室温下不再发生相变；而过冷奥氏体则是未发生相 变，随时间的延长会发生相变的奥氏体。） 对于M和M点的温度，实验表明：M和M与冷却速度无关，而奥氏sfsf 体的成分对其有显著影响，含碳量增加，Ms及M点降低，见图5-13。可f 见，奥氏体中含碳量超过0.5%时，M点便下降到室温以下，而一般的淬f 火操作均是冷却到室温，高于M点，必然保留一定量的残余奥氏体。 f 此外，奥氏体中的合金元素，也会明显降低其M和M点，从而增加sf 了淬火后的残余A量。 图5-13 含碳量对M、M的影响 sf 冷处理：对高碳钢或高碳合金钢，为了减少其淬火后残余奥氏体的 量，常对其进行“冷处理”。 所谓的冷处理即淬火至室温后，立即将钢件放入干冰酒精等深冷剂中 继续冷却到零下温度，使残余奥氏体继续转变为马氏体。 95 【】 在实际生产中，奥氏体的转变大多是在连续冷却过程中进行，故有必 要对过冷奥氏体的连续冷却转变曲线有所了解。 它也是由实验方法测定的，它与等温转变曲线的区别在于连续冷却转 变曲线位于曲线的右下侧，且没有C曲线的下部分，即共析钢在连续冷却 转变时，得不到贝氏体组织。这是因为共析钢贝氏体转变的孕育期很长， 当过冷奥氏体连续冷却通过贝氏体转变区内尚未发生转变时就已过冷到M s 点而发生马氏体转变，所以不出现贝氏体转变。 连续冷却转变曲线又称CCT图（Continuous Cooling Transformation Curve），如图5-14： 图中P和P表示A?P的开始线和终了线，K线表示A?P的终止线，sf 若冷却曲线碰到K线，这时A?P转变停止，继续冷却时A一直保持到Ms 点温度以下转变为马氏体。 A1700 CCT600SP温500PPfK度 P+M+A'400? TTT300MsVA?A1200K'VKM+A' 100 2 4 3 56 1011010101010 时间（s） 图5-14 连续冷却转变曲线 96 V称为临界冷却速度，它是获得全部马氏体组织的最小冷却速度。Vkk 愈小，钢在淬火时越容易获得马氏体组织，即钢接受淬火的能力愈大。 V’是TTT图上的临界冷却速度，可见V’＞V，用V’去研究钢在kkkk 连续冷却时接受淬火能力的大小是不合适的。 在实际生产中，由于连续冷却曲线的测定比较困难，且CCT图少，对 于某种钢若找不到它的CCT图，可用TTT图定性地分析其应得到的组织。 但定量上不够精确。 【】1. 解释下列名词： 1）奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度、本质晶粒度； 2）珠光体、索氏体、屈氏体、贝氏体、马氏体； 3）奥氏体、过冷奥氏体、残余奥氏体； 2. 何谓本质细晶粒钢？本质细晶粒钢的奥氏体晶粒是否一定比本 质粗晶粒钢的细？ 3 普通热处理是将工件整体进行加热、保温和冷却，以使其获得均匀的 组织和性能的一种操作。它包括退火、正火、淬火和回火。 【】 实际生产中，各种工件在制造过程中有不同的工艺路线，如：铸造 （或锻造）?退火（正火）?切削加工?成品；或铸造（或锻造）?退火 （正火）?粗加工?淬火?回火?精加工?成品。可见，退火与正火是应 用非常广泛的热处理。为什么将其安排在铸造成锻造之后，切削加工之前 呢？原因如下： 97 ? 在铸造或锻造之后，钢件中不但残留有铸造或锻造应力，而且还 往往存在着成分和组织上的不均匀性，因而机械性能较低，还会导致以后 淬火时的变形和开裂。经过退火和正火后，便可得到细而均匀的组织，并 消除应力，改善钢件的机械性能并为随后的淬火作了准备。 ? 铸造或锻造后，钢件硬度经常偏高或偏低，严重影响切削加工。 经过退火与正火后，钢的组织接近于平衡组织，其硬度适中，有利于下一 步的切削加工。 ? 如果工件的性能要求不高时，如铸件、锻件或焊接件等，退火或 正火常作为最终热处理。 1. 钢的退火 退火是将工件加热到临界点以上或在临界点以下某一温度保温一定时 间后，以十分缓慢的冷却速度（炉冷、坑冷、灰冷）进行冷却的一种操 作。 根据钢的成分、组织状态和退火目的不同，退火工艺可分为：完全退 火、等温退火、球化退火、去应力退火等。 （1）完全退火和等温退火 用于亚共析钢成分的碳钢和合金钢的铸件、锻件及热轧型材。有时也 用于焊接结构。 目的：细化晶粒，降低硬度，改善切削加工性能。 完全退火工艺： 将工件加热到Ac 以上30～50?，保温一定时间后，随炉缓慢冷却到3 500?以下，然后在空气中冷却。这种工艺过程比较费时间。为克服这一 缺点，产生了等温退火工艺。 等温退火工艺： 98 先以较快的冷速，将工件加热到Ac以上30～50?，保温一定时间3 后，先以较快的冷速冷到珠光体的形成温度等温，待等温转变结束再快 冷。这样就可大大缩短退火的时间。高速钢的等温退火与完全退火的比 较。 （2）球化退火 主要用于共析或过共析成分的碳钢及合金钢。 目的：在于降低硬度，改善切削加工性，并为以后淬火做准备。 实质：通过球化退火，使层状渗碳体和网状渗碳体变为球状渗碳体， 球化退火后的组织是由铁素体和球状渗碳体组成的球状珠光体。 球化退火工艺： 将钢件加热到Ac 以上30～50?，保温一定时间后随炉缓慢冷却至1 600?后出炉空冷。同样为缩短退火时间，生产上常采用等温球化退火， 它的加热工艺与普通球化退火相同，只是冷却方法不同。等温的温度和时 间要根据硬度要求，利用C曲线确定。可见球化退火（等温）可缩短退火 时间。 （3）去应力退火（低温退火） 主要用于消除铸件、锻件、焊接件、冷冲压件（或冷拔件）及机加工 的残余内应力。这些应力若不消除会导致随后的切削加工或使用中的变形 开裂。降低机器的精度，甚至会发生事故。 去应力退火工艺： 将工件随炉缓慢加热（100～150?/h）至500～650?（＜A 点），1 保温一段时间后随炉缓慢冷却（50～100?/h），至200?出炉空冷。 在去应力退火中不发生组织转变。 在保温过程中（500～650?）部分弹性变形转变为塑性变形，使内应 力下降。退火温度愈高，内应力消除越充分，退火所需的时间越短。 99 2. 钢的正火： 正火：将工件加热到A或A以上30～80?，保温后从炉中取出在c3ccm空气中冷却。 与退火的区别是冷速快，组织细，强度和硬度有所提高。当钢件尺寸 较小时，正火后组织：S，而退火后组织：P。钢的退火与正火工艺参数见图5-15。 正火的应用： （1）用于普通结构零件，作为最终热处理，细化晶粒提高机械性能。 （2）用于低、中碳钢作为预先热处理，得合适的硬度便于切削加工。 （3）用于过共析钢，消除网状Fe C，有利于球化退火的进行。 3?3. 退火和正火的选择 从前面的学习中知，退火与正火在某种程度上有相似之处，在实际生 产中又可替代，那么，在设计时根据什么原则进行选择呢？从以下三方面 予以考虑： （1）从切削加工性上考虑 切削加工性又包括硬度，切削脆性，表面粗糙度及对刀具的磨损等。 一般金属的硬度在HB170～230范围内，切削性能较好。高于它过硬，难以加工，且刀具磨损快；过低则切屑不易断，造成刀具发热和磨损，加工 后的零件表面粗糙度很大。对于低、中碳结构钢以正火作为预先热处理比 较合适，高碳结构钢和工具钢则以退火为宜。至于合金钢，由于合金元素 的加入，使钢的硬度有所提高，故中碳以上的合金钢一般都采用退火以改 善切削性。 （2）从使用性能上考虑 100 如工件性能要求不太高，随后不再进行淬火和回火，那么往往用正火 来提高其机械性能，但若零件的形状比较复杂，正火的冷却速度有形成裂 纹的危险，应采用退火。 （3）从经济上考虑 正火比退火的生产周期短，耗能少，且操作简便，故在可能的条件 下，应优先考虑以正火代替退火。 图5-15 钢的退火与正火工艺参数 【】 1. 淬火的目的 淬火就是将钢件加热到Ac或Ac以上30～50?，保温一定时间，然31后快速冷却（一般为油冷或水冷），从而得马氏体的一种操作。 因此淬火的目的就是获得马氏体。但淬火必须和回火相配合，否则淬火后 得到了高硬度，高强度，但韧性，塑性低，不能得到优良的综合机械性 能。 2. 钢的淬火工艺 淬火是一种复杂的热处理工艺，又是决定产品质量的关键工序之一， （淬火后要得到细小的马氏体组织又不致于产生严重的变形和开裂）就必 101 须根据钢的成分、零件的大小，形状等，结合C曲线合理地确定淬火加热和冷却方法。 （1） 淬火加热温度的选择 马氏体针叶大小取决于奥氏体晶粒大小。为了使淬火后得到细而均匀的马 氏体，首先要在淬火加热时得到细而均匀的奥氏体。因此，加热温度不宜 太高。只能在临界点以上30～50?。淬火工艺参数见图5-16。 对于亚共析钢：Ac +（30～50?），淬火后的组织为均匀而细小的马3 氏体。 对于过共析钢：Ac+（30～50?），淬火后的组织为均匀而细小的马1 氏体和颗粒状渗碳体及残余奥氏体的混合组织。如果加热温度过高，渗碳 体溶解过多，奥氏体晶粒粗大，会使淬火组织中马氏体针变粗，渗碳体量 减少，残余奥氏体量增多，从而降低钢的硬度和耐磨性。 图5-16淬火工艺参数的选择 （2）淬火冷却介质 淬火冷却是决定淬火质量的关键，为了使工件获得马氏体组织，淬火冷却 速度必须大于临界冷却速度V，而快冷会产生很大的内应力，容易引起工件临 的变形和开裂。所以既不能冷速过大又不能冷速过小，理想的冷却速 102 A温 度 (?)度应是如图5-17所示的速度，但1 到目前为止还没有找到十分理想 Ms的冷却介质能符合这一理想的冷 却速度的要求。 Mf 最常用的冷却介质是水和 时间(t)油，水在650～550?范围内具有 图5-17 淬火理想的冷却速度 很大的冷却速度（＞600?/s），可防止珠光体的转变，但在300～200?时冷却速度仍然很快（约为270?/s），这时正发生马氏体转变具有如此高的冷速，必然会引起淬火钢的变 形和开裂。若在水中加入10%的盐（NaCl）或碱（NaOH），可将650～550?范围内的冷却速度提高到1100?/s，但在300～200?范围内冷却速度基本不变，因此水及盐水或碱水常被用作碳钢的淬火冷却介质，但都易 引起材料变形和开裂。而油在300～200?范围内的冷却速度较慢（约为 20?/s），可减少钢在淬火时的变形和开裂倾向，但在650～550?范围内的冷却速度不够大（约为150?/s），不易使碳钢淬火成马氏体，只能用 于合金钢。常用淬火油为10##，20机油。 此外，还有硝盐浴（55%KNO+45%NaNO另加3～5%HO）、碱浴322 （85%KOH+15%NaNO，另加3～6%HO）及聚乙烯醇水溶液（浓度为0.1～22 0.3%）和三硝水溶液（25%NaNO+20%KNO+20%NaNO+35%HO）等作为淬火冷3322却介质，它们的冷却能力介于水与油之间，适用于油淬不硬，而水淬开裂 的碳钢零件。 （3）淬火方法 为了使工件淬火成马氏体并防止变形和开裂，单纯依靠选择淬火介质 是不行的，还必须采取正确的淬火方法。最常用的淬火方法有如下四种： 103 ? 单液淬火法 将加热的工件放入一种淬火介质中一直冷到室温。 这种方法操作简单，容易实现机械化，自动化，如碳钢在水中淬火， 合金钢在油中淬火。但其缺点是不符合理想淬火冷却速度的要求，水淬容 易产生变形和裂纹，油淬容易产生硬度不足或硬度不均匀等现象。 ? 双液淬火法 将加热的工件先在快速冷却的介质中冷却到300?左右，立即转入另一种缓慢冷却的介质中冷却至室温，以降低马氏体转变时的应力，防止变 形开裂。如形状复杂的碳钢工件常采用水淬油冷的方法，即先在水中冷却 到300?后在油中冷却；而合金钢则采用油淬空冷，即先在油中冷却后在 空气中冷却。 ? 分级淬火法 将加热的工件先放入温度稍高于M 的硝盐浴或碱浴中，保温2～s 5min，使零件内外的温度均匀后，立即取出在空气中冷却。这种方法可以 减少工件内外的温差和减慢马氏体转变时的冷却速度，从而有效地减少内 应力，防止产生变形和开裂。但由于硝盐浴或碱浴的冷却能力低，只能适 用于零件尺寸较小，要求变形小，尺寸精度高的工件，如模具、刀具等。 ? 等温淬火法 将加热的工件放入温度稍高于M 的硝盐浴或碱浴中，保温足够长的s时间使其完成B转变。等温淬火后获得B组织。 下 下贝氏体与回火马氏体相比，在含碳量相近，硬度相当的情况下，前 者比后者具有较高的塑性与韧性，适用于尺寸较小，形状复杂，要求变形 小，具有高硬度和强韧性的工具，模具等。 104 A1A1温温 度度中心 表面SMMSMfMf表面中心 时 间时 间 a) 单液淬火法a) 双液淬火法 A1A1温温中心度度中心 表表 面面 MSMSMfMf 时 间时 间 a)分级淬火法a) 等温淬火法 图5-18 各种淬火方法示意图 3. 钢的淬透性： （1）淬透性的概念 所谓淬透性是指钢在淬火时获得淬硬层的能力。淬硬层一般规定为工 件表面至半马氏体（马氏体量占50%）之间的区域，它的深度叫淬硬层深 度。不同的钢在同样的条件下淬硬层深度不同，说明不同的钢淬透性不 同，淬硬层较深的钢淬透性较好。 淬硬性：是指钢以大于临界冷却速度冷却时，获得的马氏体组织所能 达到的最高硬度。钢的淬硬性主要决定于马氏体的含碳量，即取决于淬火 前奥氏体的含碳量。 （2）影响淬透性的因素 ? 化学成分 105 C曲线距纵坐标愈远，淬火的临界冷却速度愈小，则钢的淬透性愈 好。对于碳钢，钢中含碳量愈接近共析成分，其C曲线愈靠右，临界冷却速度愈小，则淬透性愈好，即亚共析钢的淬透性随含碳量增加而增大，过 共析钢的淬透性随含碳量增加而减小。除Co和Al（＞2.5%）以外的大多数合金元素都使C曲线右移，使钢的淬透性增加，因此合金钢的淬透性比 碳钢好。 ? 奥氏体化温度 温度愈高，晶粒愈粗，未溶第二相愈少，淬透性愈好。 因为奥氏体晶粒粗大使晶界减少，不利珠光体的形核，从而避免淬火 时发生珠光体转变。 ? 淬透性的表示方法及应用 钢的淬透性必须在统一标准的冷却条件下，来测定和比较，其测定方 法很多。过去为了便于比较各种钢的淬透性，常利用临界直径D 来表示c 钢获得淬硬层深度的能力。 所谓临界直径就是指圆柱形钢棒加热后在一定的淬火介质中能全部淬 透的最大直径。 对同一种钢D＜D，因为油的冷却能力比水低。目前国内外都普遍c油c水 采用“顶端淬火法”测定钢的淬透性曲线，比较不同钢的淬透性。 “顶端淬火法”——国家规定试样尺寸为φ25×100mm；水柱自由高度65mm；此外应注意加热过程中防止氧化，脱碳。将钢加热奥氏体化 后，迅速喷水冷却。显然，在喷水端冷却速度最大，沿试样轴向的冷却速 度逐渐减小。据此，末端组织应为马氏体，硬度最高，随距水冷端距离的 加大，组织和硬度也相应变化，将硬度随水冷端距离的变化绘成曲线称为 淬透性曲线。 106 不同钢种有不同的淬透性曲线，工业上用钢的淬透性曲线几乎都已测 定，并已汇集成册可查阅参考。由淬透性曲线就可比较出不同钢的淬透性 大小。 此外对于同一种钢，因冶炼炉冷不同，其化学成分会在一个限定的范 围内波动，对淬透性有一定的影响，因此钢的淬透性曲线并不是一条线， 而是一条带，即表现出“淬透性带”。钢的成分波动愈小，淬透性带愈 窄，其性能愈稳定，因此淬透性带愈窄愈好。 硬 淬透性曲线度? 25100HRC ? 25 水 距水冷端距离 图5-19 钢的淬透性曲线 应用： 淬透性是机械零件设计时选择材料和制定热处理工艺的重要依据。 淬透性不同钢材，淬火后得到的淬硬层深度不同，所以沿截面的组织 和机械性能差别很大。图5-20中表示淬透性不同的钢制成直径相同的 轴，经调质后机械性能的对比。图（a）表示全部淬透，整个截面为回火索氏体组织，机械性能沿截面是均匀分布的；（b）表示仅表面淬透，由于心部为层片状组织（索氏体），冲击韧性较低。由此可见，淬透性低的 钢材机械性能较差。因此机械制造中截面较大或形状较复杂的重要零件， 107 以及应力状态较复杂的螺栓，连杆等零件，要求截面机械性能均匀应选用 淬透性较好的钢材。 受弯曲和扭转力的轴类零件，应力在截面上的分布是不均匀的，其外 层受力较大，心部受力较小，可考虑选用淬透性较低的，淬硬层较浅（如 为直径的1/3～1/2）的钢材。有些工件（如焊接件）不能选用淬透性高 的钢件，否则容易在焊缝热影响区内出现淬火组织，选成焊缝变形和开 裂。 a) 全淬透 b) 未淬透 图 5-20 淬透性不同的钢调质后机械性能 【】 1. 什么是钢的回火及回火的目的 回火是将淬火钢重新加热到A点以下的某一温度，保温一定时间1 后，冷却到室温的一种操作。 由于淬火钢硬度高，脆性大，存在着淬火内应力，且淬火后的组织M 和A’都处于非平衡态，是一种不稳定的组织，在一定条件下，经过一定 的时间后，组织会向平衡组织转变，导致工件的尺寸形状改变，性能发生 变化，为克服淬火组织的这些弱点而采取回火处理。 108 回火的目的：降低淬火钢的脆性，减少或消除内应力，使组织趋于稳 定并获得所需要的性能。 2. 淬火钢在回火时组织和性能的变化。 淬火钢在回火过程中，随着加热温度的提高，原子活动能力增大，其 组织相应发生以下四个阶段性的转变。 （1）80～200?，发生马氏体的分解 由淬火马氏体中析出薄片状细小的ε碳化物（过渡相分子式Fe 2、C）使马氏体中碳的过饱和度降低，因而马氏体的正方度减小，但仍是碳4 在α-Fe中的过饱和固溶体，通常把这种过饱和α+ε碳化物的组织称为回火马氏体（M’）。它是由两相组成的，易被腐蚀，在显微镜下观察呈 黑色针叶状。这一阶段内应力逐渐减小。 （2）200～300?发生残余奥氏体分解 残余奥氏体分解过饱和的α+ε碳化物的混合物，这种组织与马氏体 分解的组织基本相同。把它归入回火马氏体组织，即回火温度在300?以下得到的回火组织是回火马氏体。 （3） 250～400?，马氏体分解完成 过饱和的α中的含碳量达到饱和状态，实际上就是M?F，使马氏体的正方度c/a=1，但这时的铁素体仍保持着马氏体的针叶状的外形，这时 ε碳化物这一过渡相也转变为极细的颗粒状的渗碳体。这种由针叶状F和极细粒状渗碳体组成的机械混合物称为回火屈氏体（T ），在这一阶回 段马氏体的内应力大大降低。 （4）400?以上 回火温度超过400?时，具有平衡浓度的α相开始回复，500?以上 时发生再结晶，从针叶状转变为多边形的粒状，在这一回复再结晶的过程 109 中，粒状渗碳体聚集长大成球状，即在500?以上（500—650?）得到由粒状铁素体+FeC组成的回火组织——回火索氏体。（S） 3回 可见，碳钢淬火后在回火过程中发生的组织转变主要有：马氏体和残 余奥氏体的分解，碳化物的形成，聚集长大，以及α固溶体的回复与再结 晶等几个方面。而且随回火温度的不同可得到三种类型的回火组织： 300?以下得到M'，其硬度与淬火马氏体相近，但塑性、韧性较淬火马氏 体提高。回火温度在300～500?范围内得到回火屈氏体组织，具有较高 的硬度和强度以及一定的塑性和韧性，回火温度在500～650?范围时， 得到回火索氏体组织与T 相比，它的强度、硬度低而塑性和韧性较高。回 硬度大约在200?以后呈直线下降；钢的强度在开始时虽然随着内应力和 脆性的减少而有所提高，但自300?以后也和硬度一样随回火温度升高而 降低；而钢的塑性和韧性则相反，自300?以后迅速升高。 值得注意：所有淬火钢回火时，在300?左右由于薄片状碳化物沿马 氏体板条或针叶间界面析出而导致冲击韧性降低，这种现象称为低温回火 脆性，生产上要避免在此温度范围内回火。 a)回火索氏体 b) 回火屈氏体 c) 回火马氏体 图5-21 回火组织 3. 回火的方法及应用 钢的回火按回火温度范围可分为以下三种： （1）低温回火 110 回火温度范围150～250?。得到的组织：回火马氏体。内应力和脆 性降低，保持了高硬度和高耐磨性。 这种回火主要应用于高碳钢或高碳合金钢制造的工、模具、滚动轴承 及渗碳和表面淬火的零件，回火后的硬度一般为HRC 58-64。 （2）中温回火 回火温度范围为350～500?，回火后的组织为回火屈氏体，硬度 HRC35-45，具有一定的韧性和高的弹性极限及屈服极限。 这种回火主要应用于含碳0.5-0.7%的碳钢和合金钢制造的各类弹 簧。 （3）高温回火 回火温度范围为500～650?，回火后的组织为回火索氏体，其硬度 HRC 25-35，具有适当的强度和足够的塑性和韧性。 这种回火主要应用于含碳0.3-0.5% 的碳钢和合金钢制造的各类连接 和传动的结构零件，如轴、连杆、螺栓等。 通常在生产上将淬火加高温回火的处理称为“调质处理”。 对于在交变载荷下工作的重要零件，要求其整个截面得到均匀的回火 索氏体组织，首先必须使零件淬透，因此，随着调质零件尺寸不同，要求 钢的淬透性也不同，大零件要求选用高淬透性的钢，小零件则可以选用淬 透性较低的钢。 【】1. 正火与退火的主要区别是什么？生产中应如何选择正火及退火？ 2. 淬火的目的是什么？亚共析碳钢及过共析碳钢淬火加热温度应如 何选择？试从获得的组织及性能等方面加以说明。 3. 一批45钢试样（尺寸Φ15*10mm），因其组织、晶粒大小不均 匀，需采用退火处理。拟采用以下几种退火工艺； 111 （1）缓慢加热至700?，保温足够时间，随炉冷却至室温； （2）缓慢加热至840?，保温足够时间，随炉冷却至室温； （3）缓慢加热至1100?，保温足够时间，随炉冷却至室温； 问上述三种工艺各得到何种组织？若要得到大小均匀的细小晶粒， 选何种工艺最合适？ 4.有两个含碳量为1.2%的碳钢薄试样，分别加热到780?和860? 并保温相同时间，使之达到平衡状态，然后以大于V 的冷却速度K 至室温。试问： （1）哪个温度加热淬火后马氏体晶粒较粗大？ （2）哪个温度加热淬火后马氏体含碳量较多？ （3）哪个温度加热淬火后残余奥氏体较多？ （4）哪个温度加热淬火后未溶碳化物较少？ （5 ）你认为哪个温度加热淬火后合适？为什么？ 4 一些在弯曲、扭转、冲击载荷、磨擦条件区工作的齿轮等机器零件， 它们要求具有表面硬、耐磨，而心部韧，能抗冲击的特性，仅从选材方面 去考虑是很难达到此要求的。如用高碳钢，虽然硬度高，但心部韧性不 足，若用低碳钢，虽然心部韧性好，但表面硬度低，不耐磨，所以工业上 广泛采用表面热处理来满足上述要求。 【】 表面淬火是将工件的表面层淬硬到一定深度，而心部仍保持未淬火 状态的一种局部淬火法。 112 它是利用快速加热使钢件表面奥氏体化，而中心尚处于较低温度即 迅速予以冷却，表层被淬硬为马氏体，而中心仍保持原来的退火、正火 或调质状态的组织。 表面淬火一般适用于中碳钢（0.4～0.5%C）和中碳低合金钢（40Cr、40MnB等），也可用于高碳工具钢，低合金工具钢（如T8、 9MnV、GCr等）。以及球墨铸铁等。 215 目前应用最多的是感应加热和火焰加热表面淬火。 【】 化学热处理是将工件置于活性介质中加热和保温，使介质中活性原 子渗入工件表层，以改变其表面层的化学成分、组织结构和性能的热处 理工艺。 根据渗入元素的类别，化学热处理可分为渗碳、氮化、碳氮共渗 等。 化学热处理的主要目的：除提高钢件表面硬度，耐磨性以及疲劳极 限外，也用于提高零件的抗腐蚀性、抗氧化性，以代替昂贵的合金钢。 化学热处理的一般过程： 任何化学热处理方法的物理化学过程基本相同，都要经过分解、吸 收和扩散三个过程。 （1）介质分解：分解出活性的[N][C]原子 （2）吸收：活性原子被工件表面吸收、先固溶于基体金属，当超过 固溶度后，使可能形成化合物。 （3）原子向内扩散：形成具有一定厚度的渗层。 1. 钢的渗碳 将工件放在渗碳性介质中，使其表面层渗入碳原子的一种化学热处 理工艺称为渗碳。 113 渗碳钢都是含0.15～0.25%的低碳钢和低碳合金钢,如20、20Cr、 20CrMnTi、20SiMnVB等。渗碳层深度一般都在0.5～2.5mm。 钢渗碳后表面层的含碳量可达到0.8～1.1%C范围。渗碳件渗碳后缓冷到室温的组织接近于铁碳相图所反映的平衡组织，从表层到心部依 次是过共析组织，共析组织，亚共析过渡层，心部原始组织。 渗碳主要用于表面受严重磨损，并在较大的冲击载荷下工作的零件 （受较大接触应力）如齿轮、轴类、套角等。 渗碳方法有气体渗碳、液体渗碳、固体渗碳，目前常用的就是气体 渗碳。 （1）气体渗碳 将工件放在900～950?，密封的渗碳炉中，向炉内滴入易分解的 有机液体（如媒油、丙酮、甲醇等）或直接通入渗碳总体（如煤气、石 油液化气等），经裂解后得到含H 、CO和CH的渗碳气体与钢中表面接24 触后产生活性原子[C]。 发生的反应： 2CO,[C]，CO2 CO，H,[C]，HO22 CH,[C]，2H42 产生的活性碳原子溶入钢中，使工件表面渗碳。气体渗碳的设备见 P92-图3-45。 气体渗碳的优点是生产率高，劳动条件较好，渗碳气氛易控制，渗 碳层均匀，易实现机械化和自动化。 （2）固体渗碳 将工件埋入填满固体渗碳剂的渗碳箱中，用盖和耐火封泥密封后， 放入900～950?加热炉中保温一定时间后，得到一定厚度的渗碳层。 114 固体渗碳的优点是设备简单，适应性大，在单件、小批量生产的情 况下，具有一定的优越性，但劳动效率低，生产条件差，质量不易控 制。 不论是气体渗碳还是固体渗碳，渗碳后的零件都要进行淬火和低温 回火处理，才能达到所要求的使用性能。 2.钢的氮化 向钢件表面渗入氮，形成含氮硬化层的化学热处理过程称为氮化。 氮化实质就是利用含氮的物质分解产生活性[N]原子，渗入工件的表层。 应用较广泛的是气体氮化法，即把工件放入密封箱式（或中式）炉 内加热（温度500~580?），并通入氨气，使其分解： 2NH,2[N]，3H 32 分解出的活性氮原子被工件表面吸收，通过扩散传质，得到一定深 度的渗氮层。 N位于铁素体形成含氮铁素体（即α相），当含氮量超过饱和溶解度时，就会形成γ’（FeN）和ε（FeN）两种氮化物。此外，N还可42 与钢中合金元素Cr、Mo、Al形成CrN、MoN、AlN氮化物，这些氮化物具有高硬度，高耐磨度，高的耐蚀性。 ‘氮化缓冷后渗层组织从表面到心部按Fe-N相图依次是ε?,，,? ‘γ’?,，,?心部原始组织。 氮化用钢通常是含Al、Cr、Mo等合金元素的钢，如38CrMoAlA是 一种比较典型的氮化钢，此外还有35CrMo、18CrNiW等也经常作为氮化钢。合金元素Al、Cr、Mo、V、Ti极易与氮元素形成颗粒细密，分布均 115 匀，硬度高且稳定的各种氮化物如AlN、CrN、MoN、TiN、VN等，这些氮化物的存在对氮化钢的性能起着主要的作用。 与渗碳相比、氮化工件具有以下特点： 1）氮化前需经调质处理，以便使心部组织具有较高的强度和韧性。 2）表面硬度可达HRC65～72，具有较高的耐磨性。 3）氮化表面形成致密氮化物组成的连续薄膜，具有一定的耐腐蚀 性。 4）氮化处理温度低，渗氮后不需再进行其它热处理。 氮化处理适用于耐磨性和精度都要求较高的零件或要求抗热、抗蚀的 耐磨件。如：发动机的汽缸、排气阀、高精度传动齿轮等。 3. 碳氮共渗 碳氮共渗是向钢的表面同时渗入碳和氮的过程。习惯上又称氮化，目 前以中温气体碳氮共渗和低温气体碳氮共渗（即气体软氧化）应用较为广 泛。 中温气体碳氮共渗的主要目的是提高钢的硬度、耐磨性和疲劳强度。 低温气体碳氮共渗以渗氮为主，其主要目的是提高钢的耐磨性和抗咬 合性。 【】 1. 火焰加热表面淬火 火焰加热表面淬火是用乙炔—氧或煤气—氧的混合气体燃烧的火焰， 喷射至零件表面上，使它快速加热，当达到淬火温度时立即喷水冷却，从 而获得预期的硬度和淬硬层深度的一种表面淬火方法。火焰加热常用的装 置如下图。 116 喷水管喷嘴 移动方向 加热层 淬硬层 工件 图5-22 火焰加热装置示意图 火焰表面淬火零件的选材，常用中碳钢如35、45钢的以及中碳合金结构钢如40Cr、65Mn等，如果含碳量太低，则淬火后硬度较低；碳和合 金元素含量过高，则易淬裂。火焰表面淬火法还可用于对铸铁件如灰铸 件、合金铸铁进行表面淬火。 火焰表面淬火的淬硬层深度一般为2-6mm，若要获得更深的淬硬层，往往会引起零件表面严重的过热，且易产生淬火裂纹。 火焰淬火后，零件表面不应出现过热、烧溶或裂纹，变形情况也要在 规定的技术要求之内。 由于火焰表面淬火方法简便，无需特殊设备，可适用于单件或小批生 产的大型零件和需要局部淬火的工具和零件，如大型轴类、大模数齿轮、 锤子等。但火焰表面淬火较易过热，淬火质量往往不够稳定，工作条件 差，因此限制了它在机械制造业中的广泛应用。 2. 感应加热表面淬火： 它是工件中引入一定频率的感应电流（涡流），使工件表面层快速加 热到淬火温度后立即喷水冷却的方法。 117 （1）工作原理 在一个线圈中通过一定频率的交流电时，在它周围便产生交变磁场。 若把工件放入线圈中，工件中就会产生与线圈频率相同而方向相反的感应 电流。这种感应电流在工件中的分布是不均匀的，主要集中在表面层，愈 靠近表面，电流密度愈大；频率愈高，电流集中的表面层愈薄。这种现象 称为“集肤效应”，它是感应电流能使工件表面层加热的基本依据。 （2）感应加热的分类 根据电流频率的不同，感应加热可分为： 高频感应加热（100～1000KHz），最常用的工作频率为200～300KHz，淬硬尽深度为0.2～2mm，适用于中小型零件，如小模数齿轮。 中频感应加热（2.5～10KHz），最常用的工作频率2500～8000Hz，淬硬层深度为2～8mm，适用于大中型零件，如直径较大的轴和大中型模 数的齿轮。 工频感应加热（50Hz），淬硬层深度一般在10～15mm以上，适用于大型零件，如直径大于300mm的轧辊及轴类零件等。 （3）感应加热的特点 加热速度快、生产率高；淬火后表面组织细、硬度高（比普通淬火高 HRC2-3）；加热时间短，氧化脱碳少；淬硬层深易控制，变形小、产品质 量好；生产过程易实现自动化，其缺点是设备昂贵、维修、调整困难、形 状复杂的感应圈不易制造，不适于单件生产。 对于感应加热表面淬火的工件，其设计技术条件一般应注明表面淬火 硬度、淬硬层深度，表面淬火部位及心部硬度等。在选材方面，为了保证 工件感应加热表面淬火后的表面硬度和心部硬度、强度及韧性，一般用中 碳钢和中碳合金钢如40、45、40Cr、40MnB等，此外合理地确定淬硬层深 度也很重要，一般说，增加淬硬层深度可延长表面层的耐磨寿命，但却增 118 加了脆性破坏倾向，所以，选择淬硬层深度时，除考虑磨损外，还必须考 虑工件的综合机械性能，应保证兼有足够的强度，耐疲劳度和韧性。 另外，工件在感应加热前需要进行预先热处理，一般为调质或正火， 以保证工件表面在淬火后得到均匀细小的马氏体和改善工件心部硬度、强 度和韧性以及切削加工性，并减少淬火变形。工件在感应表面淬火后需要 进行低温回火（180～200?）以降低内应力和脆性，获得回火马氏体组 织。 【】 1. 什么是化学热处理 化学热处理是将工件置于一定介质中加热和保温，使介质中的活性原 子渗入工件表层，以改变表层的化学成分和组织，从而使工件表面具有某 些特殊的机械或物理化学性能的一种热处理工艺。 与表面淬火相比，化学热处理的主要特点是：表面层不仅有组织的变 化，而且有成分的变化。 化学热处理工艺较多，由于渗入元素不同，会使工件表面所具备的性 能也不同。如渗碳和碳氮共渗可提高钢的硬度、耐磨性及疲劳强度；氮 化、渗硼、渗铬使表面特别硬，显著提高耐磨性和耐蚀性；渗硫可提高减 摩性；渗硅可提高耐酸性；渗铝可提高耐热和抗氧化性等等。 化学热处理，要使碳、氮等原子渗入工件表面，必须具备以下条件： （1）钢本身必须具有吸收这些渗入元素活性原子的能力，即对它具 有一定的溶解度或能与之化合，形成化合物，或既具有一定的溶解度，又 能与之形成化合物。 （2）渗入元素的原子必须是具有化学活性的活性原子，即它是从某 种化合物中分解出来的，或是由离子转变而成的新生态原子，同时这些原 子应具有较大的扩散能力。 119 化学热处理的基本程序： （1）将工件加热到一定的温度，使有利于吸收渗入元素活性原子。 （2）由化合物分解或离子转化而得到渗入元素的活性原子。 （3）活性原子被吸附，并溶入工件表面，形成固溶体，在活性原子 浓度很高时，还可形成化合物。 （4）渗入原子在一定温度，由表层向内扩散，形成一定的扩散层。 目前在汽车、拖拉机和机床制造中，最常用的化学热处理工艺有渗碳、氮 化和气体碳氮共渗。 2. 钢的渗碳 渗碳是向钢的表面层渗入碳原子的过程。其目的是使工件在热处理后 表面具有高硬度和耐磨性，而心部仍保持一定强度以及较高的韧性和塑 性。 按照采用的渗碳剂不同，渗碳法可分为气体渗碳、固体渗碳、液体渗 碳三种，常用的是前面两种，尤其是气体渗碳。气体渗碳法生产率高，劳 动条件较好，渗碳质量容易控制，并易于实现机械化自动化，故在当前工 业中得到极广泛的应用。 （1）气体渗碳 将工件置于密封的加热炉中（如井式气体渗碳炉），通入气体渗碳 剂，在900～950?加热，保温，使钢件表面层进行渗碳。 往井式炉中直接滴入煤油进行气体渗碳的方法在热处理生产中得到广 泛的应用，其主要优点：煤油有足够的活性，价格低廉，供应充足；但有 容易产生碳墨的缺点。除煤油外，目前采用较多的是复合渗碳剂如甲醇+丙酮，将它们按一定比例同时滴入炉内，可使渗碳零件获得满意的质量。 120 渗碳剂在高温下分解为渗碳气体（CO、CO、H、H0、CH组成），在进行2224 气体渗碳时，含碳气氛在钢的表面进行以下的气相反应，生成活性碳原 子： 2CO,[C]，CO2 CO，H,[C]，HO22 CH,[C]，2H42 活性碳原子溶入高温奥氏体中，而后向钢的内部扩散，实现渗碳。 渗碳时最主要的工艺参数是渗碳温度和保温时间。加热温度愈高，渗 碳速度就愈大，且扩散层的厚度也愈大。但温度过高会引起钢件中晶粒长 大，使钢变脆，故加热温度应选择适当，一般在900～950?范围，即AC3 以上50—80?。保温时间主要取决于所需要的扩散层的厚度，不过当保 温时间愈长时，厚度增长速度会逐渐减慢。 渗碳层的组织及热处理： 工件渗碳后，其表面的含碳量最高，通常在0.8-1.1%范围。由表面向中心过度时，含碳量逐渐降低，直至原始含碳量。因此，工件从渗碳温 度慢冷至室温后的组织由表面向中心依次为过共析组织，共析组织，过渡 区亚共析组织，原始亚共析组织。 对于渗碳层深度：碳钢，以从表面到过渡区亚共析组织一半处的深度 作为渗碳层的深度；合金钢，则把从表面到过渡区亚共析组织终止处的深 度作为渗碳深度。 工件渗碳后必须进行淬火+低温回火处理，才能达到表面高硬度，高 耐磨性，心部高韧性的要求，发挥渗碳层的作用。根据不同要求可选用下 列三种热处理工艺： ? 直接淬火法：先将渗碳工件自渗碳温度预冷到某一温度（一般 850～880?），立即淬入水或油中，然后在180～200?进行低温回火。 121 这种方法最简便，可降低成本，提高生产率，且淬火变形小。但是由于渗 碳时，工件在高温下长时期保温，奥氏体晶粒易长大，影响淬火后工件的 性能，故只适用于本质细晶粒钢制造的工件。此外，在渗碳后缓冷过程 中，二次渗碳体沿晶界呈网状析出，对淬火后工件的性能不利。通常大批 量生产的汽车、拖拉机齿轮常用方法。 ? 一次淬火法：工件渗碳后出炉空冷，然后再重新加热到830～860?进行淬火，最后在180～200?进行回火。这种方法比直接淬火好， 因为工件在重新加热时晶粒已得到细化，因而提高了钢的机械性能。一般 适用于比较重要的零件，如高速柴油机齿轮。 ? 二次淬火法：工件渗碳后出炉空冷，然后加热到Ac 以上某一温3 度（一般为850～900?）油淬，使零件心部组织细化，并进一步消除表 层的网状渗碳体，接着再加热到Ac以上某一温度（一般为750-800?）1 油淬，最后在180～200?进行回火。由于二次淬火后工件表层和心部组 织均被细化，从而获得较好的机械性能。但此法工艺复杂，成本高，而且 工件反复经加热冷却易产生变形和开裂。此法只适用于少数对性能要求特 别高的工件，在大多数情况下都采用直接淬火或一次淬火。 渗碳工件经淬火+低温回火处理后的表层组织为针状回火马氏体 + 二次渗碳体 + 少量的A'，其硬度为HRC58-64，而心部组织，则随钢的淬透性而定。对于普通碳钢如15、20，其心部组织为F+P，硬度相当于HRC 10-15；对于低碳合金钢如20CrMnTT，其心部组织为回火马氏体 （低碳）+ F，硬度为HRC 35-45，具有较高的心部强度和足够高的塑 性和韧性。 （2）固体渗碳法： 122 将工件置于四周填满固体渗碳剂的箱中，用盖和耐火泥将箱密封后， 送入炉中，加热至渗碳温度（900～950?），保温一定时间出炉，取出渗 碳零件，进行淬火+低温回火热处理。 固体渗碳剂通常是由碳粒与碳酸盐（BaCO或NaCO）混合组成。在323加热时，固体渗碳剂分解而形成CO，其反应式如下： ，，，，BaCONaCO,BaONaO，CO 32322 ，，CO，C碳粉,2CO 2 在渗碳温度下，CO是不稳定的，它在钢表面发生2CO?CO+[C]反2 应，提供活性碳原子溶解于高温奥氏体，然后向钢的内部扩散而进行渗 碳。与气体渗碳法比较，固体渗碳法的渗碳速度慢，生产率低，劳动条件 差，质量不易控制，但固体渗碳法的设备简单，容易上马，故在中、小型 工厂中仍普遍采用。在大量生产时则大多采用气体渗碳法。 渗碳零件表面层含碳量最好在0.8-1.1%范围内。表面层含碳量过低，淬火低温回火后得到含碳量较低的回火马氏体，硬度低耐磨性差；表 面层含碳量过高，渗碳层出现大量块状或网状渗碳体，引起脆性，造成剥 落，同时由于残余奥氏体量的过度增加，也使表面硬度，耐磨性以及疲劳 强度降低。 3. 钢的氮化（气体氮化） 氮化是向钢的表面层渗入氮原子过程。其目的是提高表面硬度和耐磨 性，并提高疲劳强度和抗腐蚀性。 （一）氮化原理及工艺 123 目前工业中应用最广泛的比较成熟的是气体氮化法。它是利用氨气在 加热时分解出活性氮原子，被钢吸收后在其表面形成氮化层，同时向心部 扩散。氨的分解反应： 2NH,3H，2[N] 32 氮化通常利用专门设备或井式渗碳炉来进行。氨的分解温度在200?以上开始，同时因为铁素体对氮有一定的溶解能力，所以气体氮化一般都 是在不超过钢的A温度（大约500~750?）下进行的，氮化结束后，随炉1 降温到200?以下，停止供氨、工件出炉。由于[N]能固溶于α-Fe中，在590?可溶解0.1%，故在氮化温度下，活性氮原子很快被工件表面α-Fe吸收形成含氮铁素体（α），当含氮量超过α-Fe的饱和溶解度时，就会 形成高硬度的氮化物FeN（ε）和FeN（γ'）。此外氮还和钢中的合金24 元素Cr、Mo、Al等形成CrN、MoN、AlN等合金氮化物。这些氮化物都具 有高硬度和高耐磨性及高耐蚀性和热硬性。 工件在氮化前一般需经调质处理，获得回火索氏体组织以提高氮化工 件的心部强度，保证良好的综合机械性能；而工件在氮化后，由于表层形 成了高硬度的氮化物（1000-1100HV），无需进行淬火便具有高的耐磨 性，通常工件氮化前的组织为回火索氏体，经氮化缓冷后，渗层中除保留 了原回火索氏体中的细粒状碳化物外，渗层组织自表层至心部依次为： ε（白亮层）?ε+γ’?γ’?γ’+α?心部回火索氏体。把从工件表 面到γ’+α层终止处的深度作为氮化层的深度，一般在0.15～0.75mm，由于白亮层ε（Fe N）相是脆性的，在磨损条件下易剥后，故在抗磨氮化2 时，该层愈薄愈好，但其在自来水、温空气、过热蒸汽及碱溶液中具有很 高的耐蚀性，故在抗蚀氮化时，要求工件表层形成0.015～0.06mm厚的ε 124 白亮层。此外，由于氮化层较薄，且氮固溶于α-Fe中使比容增加，因此，氮化层中出现较高的残余压应力，可显著提高疲劳强度。 （二）氮化处理的特点 优点： 气体氮化处理温度低，变形小，硬度高，耐磨性好，疲劳强度高，并 且有一定的耐蚀性和热硬性。因此它广泛应用于在交变载荷下工作并要求 耐磨的重要结构零件。如：高精度机床主轴等，也可用于在较高温度下工 作的耐热、耐蚀、耐磨零件，如阀门、排汽阀等。 缺点： （1）生产周期长，一般要得到0.2-0.4mm的氮化层时，氮化时间30-50小时。 （2）需使用含Al、Cr、Mo、Ti、V等元素的合金钢，如38CrMoAlA，38CrMo等。 （3）氮化层表面易形成脆性氮化物Fe N等易剥落，因此其应用受限2 制。 4. 钢的碳氮共渗 碳氮共渗是向钢的表层同时渗入碳和氮的过程。习惯上又称氰化。目 前以中温气体碳氮共渗和低温气体碳氮共渗（即气体软氮化）应用较少广 泛。中温气体碳氮共渗的主要目的是提高钢的硬度、耐磨性和疲劳强度； 低温气体碳氮共渗以渗氮为主，其主要目的是提高钢的耐磨性和抗咬合 性。 （一）中温气体碳氮共渗 中温气体碳氮共渗与渗碳相比，在工艺操作上具有下列优点：由于共 渗温度较低（700-880?），共渗后一般都可以直接淬火；变形小；若处 理温度相同，碳氮共渗速度高于渗碳速度。生产周期短，且渗层具有较高 125 的相对于渗C的耐磨性、疲劳强度和抗压强度，并兼有一定的抗腐蚀能 力。 一般气体渗碳设备稍加改装和添置供氨系统，便可用于共渗处理。在 工业上的应用比渗碳晚，但发展很快，但也有不足之处，中温碳氮共渗处 理后的工件表层经常出现孔洞和黑色组织，中温碳氮共渗的气氛难控制， 容易造成工件氢脆等，还需进一步解决。 气体碳氮共渗工艺一般是将渗碳气体和氨气同时通入渗碳炉中，工件 入炉后在840～860?保温4～5h，然后预冷到820～840?油淬。共渗层浓度为0.7～0.8mm，升高温度或延长时间均可增加共渗层深度。 碳氮共渗零件经淬火+低温回火后其表层组织为细针状回火马氏体+颗 粒状碳氮化合物Fe （C、N）+少量残余奥氏体。 2 （二）低温气体碳氮共渗（气体软氮化） 钢在570?左右的含活性碳、氮原子气氛中进行氮化的过程，由于氮 化的同时有碳原子渗入钢件表面，故又称低温气体碳氮共渗。 软氮化的介质是尿素（NH）CO或甲酰胺NHCOH，它们在软氮化温度222 下发生分解，形成活性[C]和[N]原子。 尿素分解反应：，，,,NHCO,CO，2H，2N 222 ,,2CO,CO，C 2 甲酰胺的分解反应： ,,,,4NHCOH,2CO，4H，2HO，4N，2C 222 从反应式可以看出，尿素和甲酰胺分解生成的活性氮原子均多于活性 碳原子，所以软氧化的实质是以氮化为主的碳氮共渗过程，而渗碳过程形 成的碳化物能促进氮化过程的进行。所以软氮化速度快，时间短，零件变 形小。在570?经1-4h软氮化，表层可形成0.01-0.02mm的碳氮化合物 126 Fe（C、N）层，虽然其硬度比氮化时形成的FeN和FeN低，但其韧性324 好，故硬而不脆，不易剥落，从而提高耐磨性。此外软氮化可提高疲劳强 度和耐蚀性，而且不受钢种的限制，可用于碳钢合金钢、铸铁、粉末冶金 材料等。 缺点：主要是表层碳氮化合物层太薄，仅有0.01-0.02mm,加热气氛 具有毒性,限制了应用。 关于热处理缺陷及防止方法自己看。 127