1、金屬材料與熱處理（第二版）2015年月出版 Heat Treatment大連理工大學出版社主編：王書田“十二五”職業教育國家規劃教材高職高專焊接技術及自動化類課程規劃教材模塊六 鋼的熱處理熱處理是金屬材料在固態下，通過加熱、保溫和冷卻的手段，改變材料表面或內部的化學成分與組織，獲得所需性能的一種金屬熱加工工藝。通過熱處理可以改善組織，獲得人們所需要的性能，還可以大幅度提高金屬材料的力學性能，充分發揮材料性能的潛力，延長機器零件的使用壽命。在汽車、拖拉機制造中，80%的零件要進行熱處理，而工具、模具和滾動軸承100%要進行熱處理。因此，鋼的熱處理在機械制造行業中有重要的意義。模塊六 鋼的熱處理金

2、屬熱處理是機械制造中的重要工藝之一，與其他加工工藝相比，熱處理一般不改變工件的形狀和整體的化學成分，而是通過改變工件內部的顯微組織，或改變工件表面的化學成分及組織，賦予或改善工件的使用性能。其特點是改善工件內部質量。熱處理工藝一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成。加熱是各種熱處理必不可少的第一道工序，除回火、少數去應力退火外，熱處理一般均需要加熱到臨界點以上溫度使鋼部分或全部形成奧氏體。鋼熱處理后的組織和性能，除了受冷卻條件影響外，還與加熱時所形成的奧氏體成分、均勻程度及其晶粒度有關。模塊六 鋼的熱處理鋼的臨界點分別是 A1( PSK線)、 A3(GS線)、Acm(ES線)。而在實際生產中，加熱

3、速度和冷卻速度比較快的，因此臨界點也就發生了變化。加熱時在高于原臨界點溫度才發生相變，相對應的臨界點加c（法語加熱chauffage的首字母），則相對應的臨界點分別為：Ac1、Ac3、Accm ;冷卻時則在低于原臨界點溫度發生相變，相對應的臨界點加r（法語冷卻refroidissement的首字母），則相對應的臨界點分別為：Ar1、Ar3、Arcm大多數熱處理過程首先必須把鋼加熱到奧氏體狀態，然后采取適當的冷卻方式以獲得所期望的組織和性能，通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉變過程稱為奧氏體化。鋼在加熱時的組織轉變共析鋼的奧氏體形成包括奧氏體的形核、奧氏體晶粒長大、殘余滲碳體的溶解及奧氏體成分均勻化等四

4、個階段。 1.奧氏體的形成 （1）A形核：共析鋼加熱溫度超過Ac1時，珠光體處于不穩定狀態，奧氏體晶核優先在鐵素體和滲碳體的相界面形成，因為此處成分不均勻，奧氏體含碳量介于鐵素體和滲碳體之間，為形核提供了成分條件;而且相界面上原子排列混亂，存在較多結構缺陷，原子處于較高能量狀態，易滿足奧氏體形核的結構條件和能量條件。 （2）A長大：一旦形核，奧氏體便開始長大，長大過程是依靠原子擴散完成的。原子擴散包括鐵原子自擴散完成晶格改組和碳原子擴散，使奧氏體晶核向兩側的鐵素體相和滲碳體相推移并長大，即通過鐵素體向奧氏體的同素異構轉變和滲碳體的溶解來實現。 鋼在加熱時的組織轉變（3）殘余滲碳體溶解：雖然珠光

5、體中鐵素體的量比滲碳體的量要多，但轉變為奧氏體時消耗鐵素體的量比滲碳體的量還要更多，因此，鐵素體向奧氏體同素異構轉變完成后，還有一部分滲碳體尚未溶解，需要在隨后的加熱保溫過程中繼續向奧氏體中溶解。 （4）A成分均勻化：殘余滲碳體溶解完畢后，奧氏體的成分是不均勻的，原來鐵素體處含碳量低，而原來滲碳體處含碳量高。還要經過足夠長的保溫時間，才能通過碳的擴散形成均勻的奧氏體。鋼在加熱時的組織轉變亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體化過程與共析鋼基本相同。亞共析鋼中有先析出的鐵素體，要獲得全部奧氏體組織，必須將亞共析鋼加熱到Ac3線以上過共析鋼中有二次滲碳體的存在，要獲得全部奧氏體組織，將過共析鋼加熱到 Accm

6、線以上。在實際生產中，通常過共析鋼往往加熱到Ac1以上進行部分奧氏體化，保留一部分滲碳體，以保證具有足夠的硬度，來達到耐磨性要求。 鋼在加熱時的組織轉變2.影響奧氏體形成速度的因素奧氏體的形成是通過原子擴散來實現，因此，影響原子擴散的因素都將影響奧氏體的形成速度，其中最主要的是加熱溫度、保溫時間、原始組織和化學成分等因素的影響。（1）加熱溫度和保溫時間的影響隨著溫度的升高，相變驅動力增大，原子擴散速度增加，形核率和長大速度大大提高，轉變完成所需的時間顯著縮短，即奧氏體形成速度加快。在影響奧氏體形成速度的諸多因素中，溫度的作用最為顯著，因此控制奧氏體的形成溫度非常重要。在較低溫度下長時間保溫和較

7、高溫度下短時間保溫都可以得到相同的奧氏體狀態，所以在制定加熱工藝時應綜合考慮加熱溫度和保溫時間的影響。 （2）原始組織的影響原始組織越細小，相界面越多，形核率越高，奧氏體形成速度越快，因此片狀珠光體比粒狀珠光體更易奧氏體化。 鋼在加熱時的組織轉變（3）化學成分的影響碳對奧氏體化速度的影響:對于亞共析鋼，隨著含碳量的增加，A3點下降，珠光體的量增加，鐵素體和滲碳體的相界面增多而形核率增大，碳原子擴散距離減小，擴散速度提高，但滲碳體溶解及奧氏體均勻化的時間增加對于過共析鋼，隨著含碳量的增加，Acm點升高，滲碳體的量增加，珠光體的量減少，鐵素體和滲碳體的相界面減少而形核率降低，碳原子擴散距離增大，擴

8、散速度減慢，奧氏體形成速度變慢。 鋼在加熱時的組織轉變合金元素的影響合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度，Co、Ni等使其擴散系數增大，擴散速度提高; Ni、Mn、Cu等使其形核率和長大速度都增加，從而促進奧氏體形成;強碳化物形成元素如Cr、W、V等減慢殘余滲碳體的溶解及奧氏體成分的均勻化速度，降低奧氏體長大速度。合金元素改變了鋼的臨界點和碳在奧氏體中的溶解度，從而改變了鋼的過熱度和碳在奧氏體中的擴散速度，進而影響奧氏體的形成速度。鋼中的合金元素在鐵素體和碳化物中的分布是不均勻的，在平衡組織中碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在鐵素體中，因此在含有合金元素的鋼中除了碳的均勻化之

9、外，還有合金元素的均勻化過程。 鋼在加熱時的組織轉變 3.奧氏體的晶粒大小鋼在奧氏體化后，奧氏體晶粒大小對冷卻后鋼的組織和性能有重要的影響。晶粒細化，鋼熱處理后的力學性能大為提高，晶粒粗大，會使其性能惡化，尤其當晶粒大小不均勻時，還會顯著降低鋼的結構強度，引起應力集中，易產生脆性斷裂。衡量奧氏體晶粒的大小用晶粒度來表達，通常用 N表示，通常以單位面積內晶粒的數目或以每個晶粒的平均面積與直徑描述。奧氏體晶粒度通常分為8級，晶粒度級別 N越大，單位面積內晶粒數量越多，則晶粒尺寸越小。因此，14級為粗晶粒，58級為細晶粒，晶粒度在8級以上為超細晶粒。實際生產中奧氏體晶粒尺寸，通常用放大100X與8級

10、晶粒度標準金相圖片相比較的方法來確定晶粒度級別 N。鋼在加熱時的組織轉變國家標準8級晶粒度標準金相圖片：奧氏體晶粒度級別圖鋼在加熱時的組織轉變（1）起始晶粒度奧氏體起始晶粒度是指奧氏體形成剛結束、晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。（2）本質晶粒度本質晶粒度即根據標準實驗方法，經93010保溫38 h后測得的奧氏體晶粒大小。規定“晶粒度大小在58級的鋼為本質細晶粒鋼，14級的鋼為本質粗晶粒鋼”。本質晶粒度表明了奧氏體在一定溫度范圍內晶粒的長大傾向，并不反映實際的晶粒大小。鋼在加熱時的組織轉變（3）實際晶粒度實際晶粒度是指在具體加熱條件下得到奧氏體晶粒大小。實際晶粒度與鋼的具體熱處理條件有關，即完

11、全由其所達到的最高溫度和該溫度下的保溫時間決定。實際晶粒的大小直接影響鋼在冷卻后的組織和性能。 鋼在加熱時的組織轉變 4.影響奧氏體晶粒大小的因素 （1）加熱溫度和保溫時間加熱溫度越高，保溫時間越長，形核率越高，長大速度也越快，奧氏體晶界遷移的速度越快，因此奧氏體晶粒越粗大。（2）加熱速度加熱速度越快，奧氏體實際形成溫度越高，形核率提高，由于時間短晶粒來不及長大，所以可獲得細小的起始晶粒。鋼在加熱時的組織轉變（3）化學成分在一定的含碳量范圍內，隨著奧氏體中含碳量的增高，碳在奧氏體中的擴散速度以及鐵的自擴散速度均增大，奧氏體晶粒長大傾向增加，但當含碳量超過一定量時，由于形成二次滲碳體，會阻礙奧氏

12、體晶粒的長大。合金元素Ti、Zr、V、W、Nb等形成的碳化物熔點較高，彌散分布在奧氏體中，阻礙奧氏體晶粒長大非碳化物形成元素Si、Ni等對奧氏體長大速度影響不大; Mn、P、O等元素會增加奧氏體晶粒長大的傾向。 鋼在冷卻時的組織轉變鋼在冷卻時有兩種方式:等溫冷卻和連續冷卻等溫冷卻：就是使加熱到奧氏體區的鋼，先以較快的冷卻速度冷到Ar1或Ar3線以下某一溫度，之后進行保溫，使奧氏體在等溫下發生組織轉變。過冷奧氏體等溫冷卻轉變曲線稱為TTT圖或等溫冷卻“C”曲線連續冷卻：就是使加熱到奧氏體區的鋼，在溫度連續下降的過程中發生組織轉變。過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線稱為CCT圖或等溫冷卻“C”曲線鋼的冷卻

13、方式鋼在冷卻時的組織轉變1.過冷奧氏體等溫冷卻轉變曲線（TTT或“C”曲線） （1）過冷奧氏體等溫冷卻轉變曲線的建立選取一組共析鋼制成的很多薄片試樣，將試樣加熱到A1線以上，經保溫后使其組織全部奧氏體化，然后將試樣急冷至 A1線以下不同溫度的恒溫鹽浴槽中，進行等溫組織轉變。這時，冷卻到A1線以下的奧氏體并不馬上發生組織轉變，把這種冷卻到臨界轉變溫度以下而未發生相變的奧氏體叫作過冷奧氏體。過冷奧氏體發生相變所經歷的時間叫作孕育期。測定不同等溫溫度下的過冷奧氏體轉變開始時間和轉變終了時間，將測試結果描點在以溫度為縱坐標、以時間為橫坐標的圖中，把轉變開始點與轉變終了點分別用光滑的曲線連接，即得到過冷

14、奧氏體等溫冷卻曲線。鋼在冷卻時的組織轉變過冷奧氏體等溫冷卻曲線由于是溫度(Temperature)、時間(Time)、轉變(transformation)的曲線，因此稱為TTT曲線或TTT圖，又由于其形狀像字母“C”，因此也叫作“C”曲線。其中等溫溫度在550時孕育期最短，在“C”曲線的最突出部位，因此叫作鼻尖溫度。鋼在冷卻時的組織轉變（2）TTT曲線的分析 “C”曲線有三個轉變區，即珠光體、貝氏體和馬氏體轉變區五條線即A1線、第一條“C”曲線、第二條“C”曲線、Ms和Mf線A1線以上奧氏體穩定存在，A1以下奧氏體變成亞穩定存在的過冷奧氏體。第一條“C”曲線為奧氏體向珠光體P和貝氏體B轉變的開

15、始線第二條 “C”曲線為奧氏體轉變為P和B終了線。Ms為馬氏體轉變開始線，Mf為馬氏體轉變終了線共析鋼過冷奧氏體等溫冷卻曲線建立示意圖鋼在冷卻時的組織轉變2.過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線（CCT曲線）（1）過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線的建立選取一組共析鋼制成的很多薄片試樣，將試樣加熱到A1線以上，經保溫后使其組織全部奧氏體化，然后將試樣通過爐冷、空冷、油冷、水冷等以不同的冷卻速度連續冷卻，通過綜合應用熱分析法、金相法和膨脹法等方法測得。過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線（continuous cooling transformation）也稱為CCT曲線或CCT圖。過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線更符合實際情況

16、。鋼在冷卻時的組織轉變（2）過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線分析 連續冷卻組織轉變中無貝氏體轉變區，曲線為半個“C”，這是因為從 K到Ms溫度范圍內冷卻速度較快，達不到貝氏體轉變所需的孕育時間，所以貝氏體轉變被抑制了。在珠光體轉變區之下多了一條轉變中止線K。當連續冷卻曲線碰到轉變中止線時，珠光體轉變中止，余下的奧氏體一直保持到Ms以下轉變為馬氏體。 共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變曲線鋼在冷卻時的組織轉變冷卻速度vk為鋼的臨界冷卻速度(稱為上臨界冷卻速度或臨界淬火冷速)，即為獲得馬氏體組織的最慢冷卻速度，與鼻尖溫度相切，冷卻速度大于vk時，得到馬氏體組織vk(稱為下臨界冷卻速度)為獲得全部珠光體組織的

17、最快冷卻速度，當冷卻速度小于vk時，得到全部珠光體組織冷卻速度在vk與vk之間時，得到珠光體與馬氏體的混合組織。 共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變曲線鋼在冷卻時的組織轉變3.共析鋼過冷奧氏體的TTT曲線和CCT曲線的比較 （1）形狀：TTT曲線是完整的“C”，而CCT曲線為半個“C”。 （2）位置：CCT曲線在TTT曲線的右下方，說明連續冷卻時過冷奧氏體更穩定，孕育期更長，組織轉變溫度更低。 （3）應用：鋼的熱處理多數是在連續冷卻條件下進行的，因此連續冷卻轉變曲線對熱處理生產有直接指導作用。根據CCT曲線可以制定鋼的正確冷卻工藝參數，可以估計鋼在熱處理后的組織及其性能等。鋼在冷卻時的組織轉變（4

18、）測定的難易程度：TTT曲線是鋼在等溫條件下發生組織轉變，容易測得，而CCT曲線是鋼在不斷變化的溫度下發生組織轉變，所以測定有一定的難度。可以通過TTT曲線大概估計CCT曲線的位置，鼻尖溫度位置大概可以估計，這就能大概估計鋼的臨界冷卻速度vk和vk。鋼在冷卻時的組織轉變4.過冷奧氏體轉變產物及其性能（1）珠光體型轉變A1550溫度范圍形成珠光體型轉變，轉變溫度較高，也稱為高溫轉變，其碳原子發生完全擴散形成滲碳體，因此又稱為擴散型轉變。珠光體是由共析鐵素體和共析滲碳體（或碳化物）有機結合的整合組織，兩相具有一定的比例和相對量，珠光體（Pearlite）用符號P表示。滲碳體呈層片狀分布在鐵素體基體

19、上，按層間距珠光體型組織分為珠光體、細珠光體（索氏體S）和極細珠光體（屈氏體或托氏體T）。鋼在冷卻時的組織轉變A1-650形成珠光體，片層較厚，片層間距0.4m，400倍光鏡下可辨，珠光體（Pearlite）用符號P表示650-600形成細珠光體，片層較薄，片層間距0.20.4m， 8001000倍光鏡下可辨，過去稱為索氏體（Sorbite），故用符號S表示600-550形成極細珠光體，片層極薄，片層間距0.2m，電鏡下可辨，過去稱為屈氏體或托氏體（troostite）用符號T表示。三種組織無本質區別，只是形態上的粗細之分，因此其界限也是相對的。珠光體型組織的性能主要取決于片層間距，片層間距越

20、小，相界面越多，塑性變形越困難，鋼的強度、硬度越高，而塑性和韌性略有改善。 鋼在冷卻時的組織轉變珠光體型組織金相圖：鋼在冷卻時的組織轉變（2）貝氏體型轉變550Ms溫度形成貝氏體型轉變，屬于中溫轉變。由于轉變溫度降低，只有部分碳擴散出，還有部分碳留在鐵素體內，因此也稱為半擴散型轉變。貝氏體（Bainite）用符號B表示。貝氏體又分為上貝氏體（B上）和下貝氏體（B下）。 350550溫度范圍內的轉變產物稱為上貝氏體。上貝氏體在光鏡下呈羽毛狀，在電鏡下為不連續棒狀的滲碳體，分布于自奧氏體晶界向晶內平行生長的鐵素體條之間。其形成溫度較高，條狀或片狀鐵素體從奧氏體晶界開始向晶內以同樣方向平行生長，隨著

21、鐵素體的伸長和變寬，其中的碳原子向條間的奧氏體中富集，當濃度足夠高時，便在鐵素體內間斷續地析出滲碳體短棒，奧氏體消失，形成典型的羽毛狀上貝氏體，上貝氏體中的鐵素體片較寬，塑性變形抗力較低，且滲碳體分布在鐵素體片之間，易引起脆斷，強度和韌性都較差。鋼在冷卻時的組織轉變（2）貝氏體型轉變350- Ms溫度范圍形成下貝氏體。下貝氏體在光鏡下呈竹葉狀，即黑色針狀，在電鏡下為細片狀碳化物，分布于鐵素體針上，并與鐵素體針長軸方向呈5560，其形成溫度較低，碳原子擴散能力更差，鐵素體在奧氏體的晶界或某些晶面上長成針狀，碳原子在鐵素體內一定的晶面上以斷續碳化物小片的形式析出，從而形成了下貝氏體，下貝氏體中鐵素

22、體針細小，無方向性，碳過飽和度大，碳化物分布均勻，彌散度大，位錯密度高，所以硬度高，韌性好，有實際應用價值。鋼在冷卻時的組織轉變上貝氏體的顯微組織鋼在冷卻時的組織轉變下貝氏體的顯微組織鋼在冷卻時的組織轉變（3）馬氏體型轉變MsMf溫度范圍形成馬氏體型轉變 ，由于轉變溫度低，屬于低溫轉變。轉變溫度低，鐵原子和碳原子都不能夠擴散，因此又稱為非擴散型轉變。馬氏體是碳在-Fe中的過飽和固溶體，其含碳量超過碳在-Fe中的飽和含碳量，馬氏體（Martensite）通常用M表示。 馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到-Fe中，馬氏體與奧氏體化學成分完全相同，但是晶體結構不同。馬氏體型轉變是強化鋼的重要途徑之

23、一。鋼在冷卻時的組織轉變馬氏體型轉變的特點: 馬氏體型轉變的非擴散性馬氏體型轉變在較低溫度下進行，鐵及碳原子都不能進行擴散，因此馬氏體實際是碳在-Fe中的過飽和固溶體，晶體結構仍為體心立方結構，但由于碳的溶入使原體心立方結構變成體心正方結構，即 c軸伸長，因此馬氏體具有體心正方晶格（ a=bc），軸比 c/a稱為馬氏體的正方度。馬氏體中的含碳量越高，正方度越大，晶格畸變越嚴重。鋼在冷卻時的組織轉變馬氏體型轉變的非恒溫性馬氏體型轉變速度極快，片狀馬氏體的長大速度為106107mm/s，板條馬氏體的長大速度為102103mm/s。馬氏體型轉變與其他轉變不同，是在連續冷卻過程（變溫）中形成的，當過冷

24、奧氏體溫度降到Ms點以下任一溫度時，馬氏體型轉變以極快速度進行，但轉變很快停止。為了使轉變繼續進行，必須繼續降低溫度。馬氏體量只取決于轉變溫度，與保溫時間無關，表現出組織轉變的非恒溫性鋼在冷卻時的組織轉變馬氏體型轉變的不完全性當溫度降到某一溫度以下時，雖然馬氏體轉變量未達到100%，但轉變已不能進行，該溫度稱為馬氏體型轉變終了溫度，用Mf表示。此時將有一部分奧氏體未轉變而被保留下來，稱為殘余奧氏體，用Ar 表示。殘余奧氏體將對馬氏體的塑性有一定的貢獻。 馬氏體比容增大在馬氏體、奧氏體、珠光體三種組織中，奧氏體比容最小，馬氏體比容最大，并且馬氏體含碳量越大，其比容也越大。因此，從奧氏體轉變為馬氏

25、體后會導致體積膨脹。由于工件各部位的形狀和尺寸往往不一致，造成了體積膨脹的不一致，從而產生了內應力，這是導致鋼在淬火時發生變形甚至開裂的重要原因。鋼在冷卻時的組織轉變馬氏體常見的形態：1、板條馬氏體其立體形態為細長的扁棒狀，在光學顯微鏡下為一束束的細條組織，每束內條與條之間尺寸大致相同并呈平行排列，一個奧氏體晶粒內可形成幾個取向不同的馬氏體束，板條內的亞結構主要是高密度的位錯，又稱為位錯馬氏體，其含碳量低， 也叫作低碳馬氏體。板條馬氏體具有較好的塑性和韌性。低碳板條馬氏體鋼在冷卻時的組織轉變2、片狀馬氏體其立體形態為雙凸透鏡形的片狀，與試樣磨面相截則呈針狀或竹葉狀，所以又稱為針狀馬氏體，其含碳

26、量較高，也叫作高碳馬氏體。在電鏡下，其亞結構主要是孿晶，又稱為孿晶馬氏體。高碳片狀馬氏體鋼在冷卻時的組織轉變馬氏體的形態主要取決于其含碳量：當Wc1.0%時，幾乎全部是片狀馬氏體當0.2%Wc1.0%時，為板條馬氏體+片狀馬氏體的混合組織。 馬氏體是一種高強度、高硬度的組織，由于馬氏體型組織中碳過飽和度很大，晶格畸變非常嚴重，所以其強度大大提高。含碳量越高，強度、硬度越高， 鋼在冷卻時的組織轉變板條馬氏體的亞結構是大量的位錯，給塑性變形提供了便利條件，板條馬氏體的各板條是平行排列的，塑性變形 抗力小，因此板條馬氏體具有較好的塑性和韌性，片狀馬氏體的亞結構是大量的孿晶，塑性變形困難。馬氏體的片是

27、相交的，容易碰撞而開裂，晶格畸變較大，有很多的顯微裂紋，脆性大，但由于有一定量的殘余奧氏體，因此具有一定的韌性。鋼在冷卻時的組織轉變 5.影響過冷奧氏體轉變的因素影響過冷奧氏體轉變的因素實際上也是影響過冷奧氏體穩定性的因素，也是影響“C” 曲線左右位置的因素。 （1）含碳量的影響隨著奧氏體中含碳量的增加，過冷奧氏體穩定性提高，“C”曲線右移;當含碳量增加到共析成分時，過冷奧氏體穩定性最高。隨著含碳量的進一步增加，奧氏體穩定性逐漸下降，“C”曲線反而左移。 同時含碳量越高，Ms、Mf點越低，非共析鋼由于有先析相析出，使奧氏體轉變為珠光體的形核部位增加，過冷奧氏體穩定性降低，珠光體型轉變的孕育期縮

28、短，“C”曲線左移。因此，亞共析鋼隨含碳量增加，“C”曲線右移;過共析鋼隨含碳量增加，“C”曲線左移; 鋼在冷卻時的組織轉變（2）合金元素的影響合金元素只有溶入奧氏體中，才能對過冷奧氏體轉變產生重要影響。總體上講，除鈷、鋁外，其他合金元素均使過冷奧氏體穩定性增加，使“C”曲線右移;非碳化物形成元素如鎳、硅、銅等和弱碳化物形成元素如錳只改變“C”曲線位置;碳化物形成元素如鉻、鉬、釩、鎢、鈦 等既使“C”曲線右移，又使其形狀分成上、下兩部分。 鋼在冷卻時的組織轉變（3）奧氏體晶粒大小的影響奧氏體晶粒大小與奧氏體化條件有關，加熱溫度高、保溫時間長，奧氏體晶粒粗大，成分均勻性提高，奧氏體穩定性增加，“

29、C”曲線右移;反之，“C”曲線左移。 （4）原始組織的影響鋼的原始組織越細小，單位體積內晶界越多，過冷奧氏體轉變的形核率越高;同時原始組織越細小，越有利于碳原子擴散，使奧氏體形成時均勻化時間短，長大時間相對長，相同條件下易使奧氏體長大并且均勻性提高，“C”曲線右移。 鋼的熱處理基本工藝熱處理工藝在機械制造與維修過程中有著廣泛的運用。鋼經過熱處理后能充分發揮材料潛能，改善使用性能，提高產品質量，延長使用壽命，節約金屬材料，能顯著提高經濟效益。 熱處理工藝是指通過加熱、保溫和冷卻來改變材料組織以獲得所需性能的方法。根據鋼在實際操作中加熱溫度、冷卻條件以及對鋼結構和性能的要求，可將熱處理工藝分為鋼的

30、普通熱處理和表面熱處理。 鋼的熱處理基本工藝一、鋼的普通熱處理鋼的最基本的熱處理工藝有退火、正火、淬火和回火等。 1.鋼的退火工藝：指將鋼加熱到適當的溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝。目的：消除偏析，均勻化學成分；降低硬度，便于切削加工；消除或減小內應力，消除加工硬化，以便后續冷加工；細化晶粒，改善組織或消除組織缺陷；改善高碳鋼中滲碳體形態和分布，為零件最終熱處理做組織準備。應用：用于鑄、鍛、焊毛坯或半成品件，為預備熱處理。退火可分為完全退火、等溫退火、球化退火、去應力退 火和擴散退火等。鋼的熱處理基本工藝（1）完全退火工藝：將鋼件完全奧氏體化（加熱至 Ac3+（3050）后，保溫

31、一段時間，在爐 內緩慢冷卻以獲得接近平衡狀態組織的工藝。生產中為提高生產率，實際操作時，工件隨爐緩慢冷卻至500600時出爐空冷。 目的：細化并均勻組織，消除組織缺陷和內應力，降低硬度，為切削加工或后續熱處理做組織準備。應用：完全退火主要用于各種亞共析成分的碳鋼和合金鋼的鑄、緞件，熱軋型材及一些焊接結構件。由于過共析鋼加熱至奧氏體化后，在緩慢冷卻過程中，二次碳化物會呈網狀形式沿奧氏體晶界析出，嚴重地削弱了晶粒之間的結合力，使其強度、塑性和韌性顯著降低，給切削加工和以后的熱處理帶來不利的影響，所以完全退火不適用于過共析鋼。 鋼的熱處理基本工藝（2）等溫退火工藝：將鋼件加熱至 Ac3+（3050）

32、或 Ac1+（2040），保溫一定時間后， 以較快的速度冷卻到稍低于Ar1某一溫度進行等溫轉變，以獲得珠光體組織，然后在空氣中冷卻的工藝方法。目的：與完全退火相同，但轉變較易控制，所用時間比完全退火縮短約1/3， 應用：等溫退火用于高碳鋼、中碳合金鋼、合金滲碳鋼、合金工具鋼和某些高合金鋼的大型鑄鍛件及沖壓件等鋼的熱處理基本工藝（3）球化退火工藝：將共析鋼或過共析鋼加熱至 Ac1+（1020），保溫一定時間后，隨爐緩冷至室溫（或冷卻至略低于 Ar1再保溫一定時間后出爐空冷），使鋼中碳化物球狀化的工藝。目的：降低硬度，提高塑性，改善工件的切削加工性能，并為后續熱處理做組織準備。 應用： 球化退火主

33、要適用于共析鋼、過共析鋼的鍛軋件采用球化退火，使珠光體中的片狀滲碳體和鋼中網狀二次滲碳體均呈球（粒）狀，這種在鐵素體基體上彌散分布著球狀滲碳體的復相組織，稱為粒狀珠光體（或球化體）鋼的熱處理基本工藝（4）去應力退火工藝：把鋼件加熱到 Ac1以下某一溫度，保溫一定時間后緩慢冷卻的工藝方 法。目的：去除殘余應力。應用：由于變形加工、機械加工、鑄造、鍛造、熱處理、焊接等所產生內應力的零件去應力退火時組織不發生變化鋼的熱處理基本工藝（5）擴散退火工藝：將鑄錠或鑄件加熱至 Ac3+（150300），長時間保溫（10 h以上）后隨爐冷卻的工藝。目的：擴散退火又稱為均勻化退火，主要用于合金鋼鑄錠和鑄件，以消

34、除枝晶偏析，使成分均勻化。應用：由于該工藝能耗大、成本高，且易過熱和燒損，往往隨后還需進行完全退火或正火來細化晶粒，因此主要用于質量要求高的優質高合金鋼鑄錠和鑄件的退火。鋼的熱處理基本工藝 2.鋼的正火工藝：正火是指將鋼件加熱到Ac3或Accm+（3050），保溫適當時間后在空氣中冷卻，得到珠光體型組織的工藝。 目的：正火與退火的不同之處在于，正火的冷卻速度較快，過冷度稍大，正火后得到的組織比退火細小，強度、硬度略高于退火，通常獲得細珠光體組織。正火與退火相比，不但力學性能高，而且操作簡單、生產周期短、成本低，因此一般應盡量采用正火。鋼的熱處理基本工藝應用：正火主要用于下列場合: （1）改善低

35、碳鋼和低碳合金鋼的切削加工性。采用正火處理可得到細小的珠光體組織，提高硬度，改善切削加工性。 （2）作為普通結構零件或大型及形狀復雜零件的最終熱處理。 （3）作為中碳鋼和合金結構鋼重要零件的預備熱處理。也可代替調質處理，為以后高頻感應表面淬火做準備。 （4）消除過共析鋼中的二次網狀滲碳體。正火由于冷卻速度較快，二次滲碳體來不及沿奧氏體晶界呈網狀析出，消除了二次網狀滲碳體，為球化退火做組織準備。鋼的熱處理基本工藝3.鋼的淬火 將鋼件加熱到 Ac3或Ac1+（3050）溫度，保溫一定時間，然后以適當速度冷卻獲得馬氏體或貝氏體組織的熱處理工藝稱為淬火。鋼的熱處理基本工藝（1）淬火加熱溫度在確定淬火加

36、熱溫度時，首先要考慮鋼的化學成分，同時也要注意工件的原始組織、形狀、尺寸及加熱速度、冷卻介質和冷卻方式等因素。亞共析鋼的淬火加熱溫度一般為 Ac3+（3050）， 可得到全部細晶粒的奧氏體組織，淬火后為均勻、細小的馬氏體組織。共析鋼和過共析鋼的淬火加熱溫度為Ac1+（3050） ，淬火后得到細小、均勻的 馬氏體和少量殘余奧氏體（共析鋼），或細小的馬氏體、少量粒狀滲碳體和殘余奧氏體，使鋼具有高的硬度、耐磨性及一定韌性。鋼的熱處理基本工藝（2）淬火冷卻介質 淬火工藝最主要的問題是既要保證獲得馬氏體，又要減小變形與避免開裂。由碳鋼的“C”曲線可知，理想的淬火冷卻速度是在過冷奧氏體最不穩定區間快冷，在

37、穩定區間慢冷，這樣才能保證在實現馬氏體轉變的同時又能減小淬火應力和變形開裂傾向。到目前為止，還沒有找到一種淬火冷卻介質符合這一理想淬火冷卻速度。鋼的熱處理基本工藝水及其溶液 水是最常用的冷卻介質，它有較強的冷卻能力，且成本低，但冷卻特性不理想。在650500范圍內，冷卻速度較小;而在300200以下范圍內，冷卻速度比所要求的大，使零件易產生變形，甚至開裂。因此，水在生產中主要用于形狀簡單、截面較大的碳鋼件的淬火。 鹽水在650500范圍內，其冷卻能力比清水強（提高近一倍），這對于保證工件的淬硬來說是非常有利的。在300200以下范圍內，鹽水的冷卻能力仍然像清水那樣相當大，這將使工件變形增大甚至

38、開裂。所以，鹽水主要用于形狀簡單而尺寸較大的低、中碳鋼零件的淬火。 堿水的冷卻能力在650500范圍內比鹽水大，在300200以下范圍內比鹽水還小。但腐蝕性大，主要用于易產生淬火裂紋的零件。 鋼的熱處理基本工藝油油的冷卻能力很弱。在300200范圍內冷卻速度比水小，這對減小零件的變形和開裂是有利的，在650500范圍內冷卻速度比清水小得多，故生產上只適用于過冷奧氏體穩定性比較好的合金鋼零件的淬火。淬火用的油幾乎全部為礦物油，如機油、變壓器油、柴油等。硝鹽浴或堿浴在高溫區堿浴的冷卻能力比油強而比水弱，硝鹽浴的冷卻能力比油稍弱。在低溫區，堿浴和硝鹽浴的冷卻能力都比油弱。這類冷卻介質的冷卻性能是既能

39、保證過冷奧氏體向馬氏體轉變，不發生中途分解，又能大大減小工件變形和開裂的傾向，因此廣泛用于截面不大、形狀復雜的碳素工具鋼、合金 工具鋼等零件，作為分級淬火或等溫淬火的冷卻介質。聚合物水溶液如聚乙烯醇、聚二醇等。鋼的熱處理基本工藝（3）淬火方法及應用實際生產中，為了達到所要求的組織和性能，同時又能 減小淬火應力，防止工件變形或開裂，可以選用不同的淬火方法。 單介質淬火方法：將加熱至淬火溫度的工件，浸入一種冷卻劑中連續冷卻至室溫的淬火方法稱為單介質淬火。優點：操作簡便，易實現機械化、自動化缺點：水淬易產生淬火應力，引起變形或裂紋，油淬易產生硬度不足等現象應用：適用于形狀簡單、無尖銳棱角和截面形狀無

40、突然變化的工件。 鋼的熱處理基本工藝雙介質淬火方法：工件奧氏體化后，先浸入冷卻能力強的介質中冷卻，在組織即將發生馬氏體轉變時，立即轉入冷卻能力弱的介質中冷卻的淬火方法優點：結合了兩種介質的冷卻特點，可使低溫轉變時的內應力減小，從而有效防止工件產生變形和開裂。 缺點：難以準確控制工件從第一種介質轉到第二種介質時的溫度或時間，需要一定的實踐經驗。 應用：形狀復雜的碳鋼件用水淬油冷法;合金鋼工件用油淬空冷法等。鋼的熱處理基本工藝分級淬火方法：將工件奧氏體化后，浸入稍高（或稍低）于 Ms溫度硝鹽浴或堿浴中保持適當時間，待工件內外溫度均勻后取出，空冷至室溫，以獲得馬氏體的淬火方法。優點：能防止工件變形和

41、開裂，硬度比較均勻，而且比雙介質淬火易于操作，避免了雙介質淬火難以準確控制的缺點。缺點：由于硝鹽浴或堿浴冷卻能力不夠大，只適于形狀復雜的小零件應用：形狀復雜的小零件。 鋼的熱處理基本工藝等溫淬火方法：將工件奧氏體化后，快冷到貝氏體轉變區間的硝鹽浴或堿浴，保持等溫，使奧氏體轉變為貝氏體的淬火。優點：等溫淬火的內應力很小，工件不易變形和開裂，具有良好的綜合力學性能。缺點：由于硝鹽浴或堿浴冷卻能力不夠大，只適于形狀復雜的小零件應用：等溫淬火常用于形狀復雜、尺寸要求精確，并且硬度和韌性都要求較高的工件，如各種冷、熱 沖模，成形刃具和彈簧等。 鋼的熱處理基本工藝局部淬火有些工件，按其工作條件只是局部要求

42、高硬度，僅對工件需要硬化的局部進行淬火的方法，稱為局部淬火。局部淬火的優點是可避免工件其他部分產生變形與裂紋。 鋼的熱處理基本工藝4.鋼的淬透性淬火時，工件截面上各處的冷卻速度是不同的。表面的冷卻速度最大，中心處的冷卻速度最小。如果工件表面及中心的冷卻速度都大于此鋼的臨界冷卻速度，則沿工件整個截面都能獲得馬氏體組織，即鋼被完全淬透了;如果中心的冷卻速度低于鋼的臨界冷卻速度，則表面得到馬氏體，而心部獲得非馬氏體組織，表示鋼未被淬透。 鋼的熱處理基本工藝（1）淬透性的概念 淬透性是表征鋼淬火冷卻時獲得馬氏體組織的能力。它可以用淬透層深度來表示淬透性的大小，淬透層深度越大，鋼的淬透性越好。測定結構鋼

43、淬透性的標準規定，由鋼材表面到半馬氏體組織（體積分數為50%的馬氏體）的深度為淬透層深度，由于馬氏體的硬度高，淬透性的大小在實際工作中常以淬硬層深度表示。若淬硬層深度達到心部，則工件被認為淬透。 鋼的熱處理基本工藝淬透性與淬硬性是兩個不同的概念。淬硬性是指鋼淬火硬化所能達到的最高硬度的能力，主要取決于馬氏體的碳質量分數。如碳素工具鋼的淬硬性高，但淬透性很低，而一些合金結構鋼的淬硬性低，但有很高的淬透性。淬透層深度與淬硬層深度也是兩個不同的概念。淬透層深度是指從表面到半馬氏體組織的深度，而淬硬層深度是指從表面到達到一定硬度要求的深度，比如低碳合金鋼淬透層深度很大，可是硬度卻不一定高。由于硬度測試

44、是最方便快捷的方式，而馬氏體的硬度往往比其他組織要高，因此，實際工作中人們常常用淬硬層深度來代替淬透層深度，這在含碳量不是特別低的情況下還是吻合的。 鋼的熱處理基本工藝（2）淬透性的測定：淬透性的測定目前有兩種方法。端淬法末端淬火法也稱為端淬法，是目前國內外廣泛使用的淬透性試驗方法。將試樣加熱至奧氏體化后迅速放入專用端淬試驗裝置上噴水冷卻，淬火后從其末端處開始，每隔一定距離測一次硬度，得到沿試樣軸向的硬度變化曲線（淬透性曲線）。 臨界淬透直徑臨界淬透直徑是指鋼在某種淬火介質中冷卻，其心部能淬透的最大直徑。在同一種冷卻介質中，鋼的臨界淬透直徑越大，其淬透性越好。鋼的熱處理基本工藝（3）淬透性對鋼

45、力學性能的影響鋼的淬透性是選材和制定熱處理工藝規程的主要依據。鋼的淬透性好壞對熱處理后的力學性能影響很大。例如，工件整個截面被淬透時，回火后表面和心部的組織和性能均勻一致;否則工件表面和心部的組織不同，回火后整個截面上硬度雖然近似一致，但未淬透部分的屈服點和沖擊韌度卻顯著降低，使零件承載能力降低機械制造中許多大截面、形狀復雜的工件和在動載荷下工作的重要零件，承受軸向拉伸和壓縮的連桿、螺栓、拉桿、鍛模等，常要求表面和心部的力學性能一致，應選用淬透性好的鋼;對于承受彎曲、扭轉應力以及表面要求耐磨并承受沖擊力的模具等，因應力主要集中在工件表層，因此不要求全部淬透，可選用淬透性較差的鋼受交變應力和振動

46、的彈簧，為避免因心部未淬透，工作時易產生塑性變形而失效，應選用淬透性好的鋼焊件一般不選用淬透性好的鋼，否則易在焊縫和熱影響區出現淬火組織，造成焊件變形和開裂。 鋼的熱處理基本工藝（4）影響淬透性的因素 鋼的淬透性主要取決于鋼的馬氏體臨界冷卻速度的大小，其實質是取決于過冷奧氏體的穩定性。一切增加過冷奧氏體穩定性、降低馬氏體臨界冷卻速度的因素，都可以提高鋼的淬透性。鋼的化學成分和奧氏體化條件是影響淬透性的主要因素。 鋼的熱處理基本工藝5.鋼的回火 鋼淬火后加熱到 Ac1以下某一溫度保溫一定時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝稱回火。 （1）回火目的鋼在淬火后的組織主要是馬氏體和少量殘余奧氏體。淬火馬氏

47、體內部微觀缺陷較多，內應力和脆性很大，如果不及時回火會使鋼件發生變形甚至開裂；馬氏體和殘余奧氏體處于不穩定狀態，都有向穩定的鐵素體和滲碳體轉變的趨勢，通過對其回火，使組織轉變到一定程度成為穩定組織，從而保證工件在使用中不發生尺寸和形狀的改變；通過調整回火溫度，可獲得不同的硬度，減小脆性，滿足各種工件的不同性能要求。所以回火主要目的是降低脆 性，消除或減小內應力；穩定工件的尺寸，獲得工件所要求的最終力學性能。 鋼的熱處理基本工藝（2）淬火鋼回火時的組織與性能變化淬火鋼在回火升溫過程中，其組織依次發生以下四個階段的轉變:馬氏體分解（200）在80200時，內部原子活動能力有所增加，馬氏體中的過飽和

48、碳開始以亞穩定碳化物的形式析出，故降低了馬氏體中碳的過飽和程度，同時使晶格畸變程度降低，淬火應力有所減小。這種由馬氏體和亞穩定碳化物組成的回火組織稱為回火馬氏體。此階段鋼的淬火應力減小，韌性改善，但硬度并未明顯降低。 殘余奧氏體分解（200300）當鋼加熱至200以上時，馬氏體繼續分解，同時殘余奧氏體也開始分解；到300時殘余奧氏體分解基本結束，一般轉變為下貝氏體。這個階段轉變后的組織主要是回火馬氏體。淬火應力進一步降低，但馬氏體分解造成的硬度降低，被殘余奧氏體分解引起的硬度升高所補償，故鋼的硬度降低并不明顯。 鋼的熱處理基本工藝碳化物的轉變（300400）在此溫度區間內，碳從過飽和的固溶體中

49、繼續析出，亞穩定的碳化物轉變為穩定的細球（粒）狀的滲碳體;當溫度達到400時，固溶體中過飽和的碳已基本上完全析出，變為鐵素體。這種由鐵素體和球狀滲碳體組成的復相組織稱為回火托氏體。此時鋼的內應力基本消除，硬度有所降低。滲碳體的聚集長大與固溶體的再結晶（400）當溫度大于400時，滲碳體球粒將逐漸聚集長大。當溫度高于500時，固溶體發生再結晶，形成塊狀鐵素體與球狀滲碳體的復相組織，稱為回火索氏體。此過程中鋼的強度、硬度不斷降低，但韌性卻明顯改善。在回火過程中，由于鋼的組織發生了變化，鋼的性能也隨之發生改變。其基本趨勢是隨著回火加熱溫度的升高，鋼的強度、硬度降低，塑性、韌性提高，在600左右塑性可

50、達到最大值。 鋼的熱處理基本工藝（3）回火種類與應用根據回火時的加熱溫度不同，可將回火分為下面三種: 低溫回火（250）回火后的組織是回火馬氏體。它基本上保持了馬氏體的高硬度、高強度及耐磨性，同時使鋼的內應力和脆性有所降低。主要用于刃具、量具、冷沖模具、滾動軸承、滲碳及表面淬火件。 中溫回火（350500）回火后的主要組織為回火托氏體。其性能是具有較高的彈性極限和屈服點以及一定的韌性。主要用于各種彈性件和熱鍛模等。 鋼的熱處理基本工藝高溫回火（500650）回火后的組織為回火索氏體。其性能是具有強度、硬度、塑性和韌性都較好的綜合力學性能。廣泛適用于各種機械零件，如曲軸、連桿、螺栓、半軸、 齒輪

51、等。通常將淬火和高溫回火相結合的熱處理稱為調質處理。調質與正火相比，不僅強度較高，而且塑性、韌性遠高于正火鋼。這是因為調質后鋼的 組織是回火索氏體，其滲碳體呈球粒狀，而正火后的組織是索氏體（或托氏體），其滲碳體呈薄片狀。因此，重要結構零件進行調質處理。應當指出，鋼回火后的性能主要與回火溫度有關，而回火的冷卻速度對性能影響不大。實際生產中，回火件出爐后通常采用空冷。鋼的熱處理基本工藝（4）回火脆性回火過程中，沖擊韌度不一定總是隨回火溫度的升高 而不斷提高。有些鋼在某一溫度區間回火時沖擊韌度比 在較低溫度回火時反而顯著降低，這種現象稱為回火脆性在300左右回火出現的脆性稱為低溫回火脆性（第一類回火

52、脆性）幾乎所有工業用鋼都存在低溫回火脆性。目前還沒有辦法完全消除此類回火脆性， 通常是避開在此溫度范圍回火，或采用等溫淬火代替淬火+回火。在500650回火后緩冷所產生的脆性稱為高溫回火脆性（第二類回火脆性）這類脆性是可逆的，含有Cr、Ni、Mn等元素的合金鋼易產生這類回火脆性，回火后快冷可避免這類回火脆性，所以當出現第二類回火脆性時，重新加熱到650以上然后快冷即可消失。 鋼的熱處理基本工藝（5）合金元素對淬火鋼回火轉變的影響 合金鋼的回火過程與碳鋼基本相同，即包括馬氏體分解、殘余奧氏體轉變、碳化物聚集長大及固溶體再結晶等。這些轉變都屬于擴散型轉變，合金元素一般都有阻礙這些轉變的作用。鋼的熱

53、處理基本工藝主要影響如下:提高鋼的回火穩定性回火穩定性是指鋼回火時，抵抗強度和硬度下降的能力。由于淬火時合金元素溶入馬氏體中，使原子擴散速度減慢，因而在回火過程中馬氏體不易分解，碳化物不易析出，析出后也較難聚集長大，因而使合金鋼比碳鋼具有較高的回火穩定性。合金鋼有較高的回火穩定性，一般來說對熱處理是有利的，在達到相同硬度的情況下，合金鋼的回火溫度可高于碳鋼，回火時間也可延長，因此可進一步消除殘余內應力，使合金鋼具有比碳鋼高的塑性和韌性;而在同一溫度回火時，合金鋼則可獲得較高的強度和硬度。鋼的熱處理基本工藝某些合金鋼在回火時產生二次硬化現象。通常鋼的回火溫度越高，回火后硬度越低。但對某些合金元素

54、含量高的鋼（如高速鋼、高鉻模具鋼等），在一定溫度回火后，會出現硬度回升的現象，稱為二次硬化鋼的熱處理基本工藝合金元素產生二次硬化的原因有兩個方面:1、含較強碳化物形成元素（如釩、鉬、鎢）的鋼，在 500600回火時，會從馬氏體中析出高度彌散與馬氏體保持共格的特殊碳化物，阻礙位錯移動，使鋼的硬度提高（產生彌散硬化）;2、在某些高合金鋼淬火組織中，殘余奧氏體量較多，且十分穩定，在500600回火時仍不分解，而在回火冷卻時，部分殘余奧氏體轉變為馬氏體，使鋼的硬度提高。二次硬化現象對需要在高溫下保持高硬度的工具鋼、模具鋼具有重要意義。 鋼的熱處理基本工藝使鋼在回火時產生第二類回火脆性。合金鋼在2504

55、00范圍內，有第一類回火脆性（低溫回火脆性）。但某些合金鋼在450650范圍內回火時，又出現第二類回火脆性（高溫回火脆性）。低溫回火脆性只要在300左右回火就會出現，所以，只能盡量避免在此溫區回火。而高溫回火脆性主要是在合金結構鋼中，特別是含有錳、鉻、鎳、硅等合金元素時，高溫回火脆性傾向更大。鋼的熱處理基本工藝高溫回火脆性的特點是：通常在脆化溫度范圍內回火后緩冷才出現脆性。但是采用含有鎢或鉬的合金鋼，即使回火后緩冷也不易出現脆性。所以，減小或消除高溫回火脆性的方法是:尺寸小的工件在脆化溫度回火后采用快冷;而尺寸大的工件則采用含有鎢或鉬的合金鋼。 鋼的熱處理基本工藝 二、鋼的表面熱處理在機械設備

56、中，有許多零件（如齒輪、凸輪、曲軸、活塞銷等）是在沖擊載荷及表面摩擦條件下工作的。這類零件表面需要具有高的硬度和耐磨性，而心部需要有足夠的塑性和韌性。為滿足這類零件的性能要求，需要進行表面熱處理。常用的表面熱處理分為表面淬火和表 面化學熱處理兩大類。鋼的熱處理基本工藝1.表面淬火鋼的表面淬火是指將鋼表層加熱到淬火溫度后立即迅速冷卻的工藝方法。其結果使鋼表層獲得硬而耐磨的馬氏體組織，心部仍保持原來的退火、正火或調質狀態組織。表面淬火后常需進行低溫回火，以降低淬火應力并部分恢復表面層的塑性。表面淬火對提高鋼件的耐磨性及疲勞性能極為有效。 表面淬火主要用于要求表面具有高硬度和耐磨性、而心部有足夠強度

57、和韌性的零件。按淬火加熱方法的不同，表面淬火可分為感應加熱表面淬火、火焰加熱表面淬火、電解液加熱表面淬火、接觸電阻加熱表面淬火、激光加熱表面淬火與電子束加熱表面淬火等，目前生產中應用最廣的是感應加熱及火焰加熱表面淬火。鋼的熱處理基本工藝（1）感應加熱表面淬火感應加熱表面淬火是指利用感應電流通過工件所產生的熱量，使工件表層、局部或整體加熱并快速冷卻的淬火方法。共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變曲線鋼的熱處理基本工藝感應加熱表面淬火的基本原理將工件放入銅管制成的感應器（線圈）中，當感應器中通過一定頻率 的交變電流時，感應器周圍產生與電流頻率相同的交變磁場，于是在工件內產生同頻率的感應電流，并形成回路，

58、故稱為“渦流”。“渦流”在工件截面上分布不均勻，表面密度大，心部密度小。電流頻率越高，“渦流”集中的表面層越薄，此現象稱為“集膚效應”。這種渦流在工件本身的電阻作用下，電能轉化為熱能，使表層迅速被加熱到淬火溫度，而心部仍接近于室溫，隨后噴水快冷，工件表層被淬硬，使工件得到內韌外硬的性能，達到表面淬火的目的。共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變曲線鋼的熱處理基本工藝按所用電源頻率范圍不同，感應加熱表面淬火可分三種: 高頻感應淬火：常用頻率為200300 kHz，淬硬層深度為0.52 mm。主要用于要 求淬硬層較薄的中、小模數齒輪和中、小尺寸軸類零件等。 中頻感應淬火：常用頻率為25008000 Hz，

59、淬硬層深度為210 mm。主要用于大、中模數齒輪和較大直徑軸類零件等。 工頻感應淬火：電流頻率為50 Hz，淬硬層深度為1020 mm。主要用于大直徑零件（如軋輥、火車車輪等）的表面淬火和大直徑鋼件的穿透加熱鋼的熱處理基本工藝感應加熱表面淬火的特點：與普通淬火相比，感應加熱表面淬火的加熱速度極快（一般只需幾秒至幾十秒），加熱溫度高（高頻感應淬火為 Ac3以上100200）;奧氏體晶粒均勻、細小，淬火后可在工件表面獲得極細馬氏體，硬度比普通淬火高23HRC，且脆性較低;因馬氏體體積膨脹，工件表層 產生殘留壓應力，疲勞極限提高20%30%;工件表層不易氧化和脫碳，變形小，淬硬層深度易控制;易實現局

60、部加熱及機械化、自動化操作，生產率高，因此應用廣泛。鋼的熱處理基本工藝感應加熱設備較貴，維修調整較困難，對形狀復雜的零件不易制造感應器，不適于單件、小批量生產。感應加熱表面淬火最適宜的鋼種是中碳鋼（如40鋼、45鋼）和中碳合金鋼（如40Cr鋼、 40MnB鋼等）。含碳量過高，會增加淬硬層脆性，降低心部塑性和韌性，并增加淬火開裂傾向;含碳量過低，會降低表面層的硬度和耐磨性。不過在某些條件下，感應加熱表面淬火也可用于高碳工具鋼、低合金工具鋼及鑄鐵等零件。一般表面淬火前應對工件正火或調質，以保證心部有良好的力學性能，并為表層加熱做組織準備。表面淬火后應進行低溫回火，以降低應力和脆性。鋼的熱處理基本工