《工程材料與應(yīng)用》課件-第4章

4.1概述4.2鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變4.3鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變4.4鋼的退火與正火4.5鋼的淬火4.6鋼的回火4.7淬火鋼的三大特性4.8鋼的表面熱處理

4.1.1改善工藝性能的熱處理

改善工藝性能的熱處理是以準(zhǔn)備材料，使之便于加工為目的的，包括改善力學(xué)性能、減少內(nèi)應(yīng)力和能量消耗、為進(jìn)一步變形恢復(fù)塑性等。

對鋼而言，此類熱處理包括退火和正火。這類熱處理可用來降低硬度、細(xì)化晶粒、消除殘余應(yīng)力、提高韌性、恢復(fù)塑性和減少偏析等。退火及正火工藝中的溫度、冷卻速度及其他細(xì)節(jié)由被處理的材料和處理目的確定。4.1概述大多數(shù)有色金屬固態(tài)下沒有顯著的相變，故熱處理起不到像對鋼那樣明顯的作用。暫不提下面要討論的沉淀硬化，有色金屬熱處理常有三個目的：獲得均勻的組織(如消除晶內(nèi)偏析)、消除應(yīng)力、促使再結(jié)晶。晶內(nèi)偏析可能存在于冷卻速度很快的鑄件中，把鑄件加熱到適當(dāng)溫度并保持足夠長的時間，使它產(chǎn)生完全擴散，就可消除晶內(nèi)偏析。類似地，在較低溫度下加熱幾小時，便可消除由成型或焊接過程引起的應(yīng)力。對于已產(chǎn)生一定變形程度的金屬，均可產(chǎn)生再結(jié)晶，得到新的、無應(yīng)力的等軸晶粒。重要的是，在固態(tài)有色金屬中，只有通過再結(jié)晶才能得到新的等軸晶粒。4.1.2提高強度的熱處理

時效強化和淬火強化是效果最顯著、應(yīng)用最廣泛的兩大熱處理強化類型之一。

時效強化是在Al?-Cu合金系中首先發(fā)現(xiàn)的。以Al?-Cu合金為代表的一些合金系(主要是有色合金)，其相圖具有傾斜的溶解度曲線，溶質(zhì)在固溶體中的溶解度隨溫度增高顯著增加。圖4-1為Al?-Cu合金相圖。由圖可知，含Cu小于5.56%的Al?-Cu合金加熱時，均可形成單相α固溶體；冷卻時，由于溶解度的減小，溶質(zhì)原子將以次生相θ(CuAl2)的形式自固溶體中析出。由于θ相的析出是靠原子擴散進(jìn)行的，因此，如將加熱的單相α固溶體迅速冷卻(水中急冷)，則因原子擴散來不及進(jìn)行，而使θ相的析出被抑制。于是，溶質(zhì)原子Cu被迫滯留在α固溶體中冷卻到室溫，形成過飽和固溶體，這種處理稱為固溶處理。圖4-1Al--Cu合金相圖由于過飽和固溶體偏離平衡狀態(tài)，故不穩(wěn)定，有析出θ相向平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變的傾向。但此轉(zhuǎn)變并非直接達(dá)到平衡，而是轉(zhuǎn)變過程中出現(xiàn)一系列中間產(chǎn)物。首先，溶質(zhì)原子Cu在局部區(qū)域富集，形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)。然后，偏聚區(qū)越來越大，成分越來越接近CuAl2，但無明顯相界面，用θ″表示。時間繼續(xù)延長，Cu原子繼續(xù)富集，θ″成分達(dá)CuAl2，并形成局部相界面，稱為θ′相。最后形成穩(wěn)定的θ相，以獨立的質(zhì)點形式從固溶體中完全析出。這個過程稱為沉淀。由于中間產(chǎn)物的尺寸非常細(xì)小，分布極其彌散，并引起嚴(yán)重的晶格畸變，對位錯運動的阻礙作用很大，從而導(dǎo)致合金的強度、硬度顯著提高，既高于初始過飽和固溶體，也高于最終的平衡狀態(tài)。因此，這種強化稱為沉淀硬化。由于溶質(zhì)原子沉淀需要時間，因此其強化作用是隨固溶處理后時間延長而發(fā)生的，故又稱為時效強化。合金在時效強化的同時，其塑性和韌性下降。不同合金出現(xiàn)最高強度、硬度的中間產(chǎn)物不同，時效強化的條件也不同。有的合金只需要在室溫下放置，便可進(jìn)行時效強化，稱為自然時效強化。而有的合金需要在較高溫度下時效強化，稱為人工時效強化。在人工時效強化時，如溫度過高或時間過長，會因形成穩(wěn)定的相而使強化效果降低，稱為過時效強化。自然時效強化一般不會出現(xiàn)過時效強化。

對于鋼而言，提高強度的熱處理主要通過相變來實現(xiàn)，這也是本章討論的主要內(nèi)容。大多數(shù)熱處理工藝都要將鋼加熱到相變溫度以上，以獲得全部或部分奧氏體化。由圖4-2可知，如將鋼加熱到A1線，則開始向奧氏體轉(zhuǎn)變；如加熱到A3線(亞共析鋼)或Acm線(過共析鋼)，則全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。A1、A3、Acm稱為臨界線或相變線，線上溫度稱為臨界溫度(點)或相變溫度(點)。

因熱處理加熱速度較快，故加熱時組織開始轉(zhuǎn)變的溫度較Fe-Fe3C相圖上相變溫度值略高，分別為圖4-2中的、、；同理，冷卻時臨界點分別為、、。4.2鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變當(dāng)鋼加熱到相變溫度以上時，不可能立刻全轉(zhuǎn)變成奧氏體，而必須經(jīng)過一段時間后才能全部轉(zhuǎn)變完畢。該過程包括：鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體期間原子的重新排列(包括奧氏體形核和長大)；滲碳體分解析出的碳原子向奧氏體晶格溶解；奧氏體內(nèi)碳原子擴散均勻化等。這就需要一定的保溫時間。圖4-3說明了轉(zhuǎn)變的整個過程。圖4-2鋼在加熱和冷卻時各臨界點的位置圖4-3珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變示意圖(a)形核；(b)長大；(c)殘余Fe3C溶解；(d)A均勻化顯然，加熱溫度越高，碳原子活動能力越大，從而可縮短奧氏體形成過程。另一方面，保溫時間越長，奧氏體組織中碳原子擴散越均勻。然而，加熱溫度過高或保溫時間過長，都會使奧氏體晶?；ハ唷巴滩ⅰ倍L大，使晶粒變粗，甚至引起奧氏體晶界的氧化。

奧氏體晶粒尺寸直接影響到冷卻后所得組織晶粒大小。前已述及，晶粒細(xì)小的鋼綜合性能較晶粒粗大的好。合金元素對奧氏體晶粒長大的影響，可歸納為如下幾點：

(1)強烈形成穩(wěn)定碳化物的元素顯著地阻止奧氏體晶粒粗化。W、Mo也有同樣作用，但其程度不如Ti、V、Zr、Nb等元素。

(2)形成間隙固溶體的元素(C、N、P)，當(dāng)其溶入奧氏體中時，促進(jìn)奧氏體晶粒長大粗化。

(3)?Al和Si的含量極少時，僅以非金屬夾雜形式存在，可阻礙奧氏體晶粒粗化。當(dāng)作為合金元素，含量較高時，可使奧氏體晶粒粗化。

(4)?Ni、Co、Cu作用很不明顯。

(5)當(dāng)鋼的含碳量在中等以上時，Cr可細(xì)化奧氏體晶粒，而Mn能明顯促進(jìn)奧氏體晶粒粗化。但在低碳鋼中，Mn對晶粒有細(xì)化作用。4.3.1等溫冷卻轉(zhuǎn)變

1.等溫轉(zhuǎn)變曲線

由于大多數(shù)熱處理本質(zhì)上不是平衡過程，因此不能用相圖來分析其冷卻過程。理解這種不平衡過程的工具之一是等溫轉(zhuǎn)變曲線。

加熱一組已知成分的鋼的薄試樣，使之形成均勻的單相奧氏體，然后分別迅速冷卻到A1以下的不同溫度，并保溫使過冷奧氏體發(fā)生等溫冷卻轉(zhuǎn)變，分別測出其相變開始和終止時間，即可得到等溫轉(zhuǎn)變曲線。因曲線形似字母“C”，故俗稱C曲線。4.3鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變?yōu)榱撕啽闫鹨姡覀円怨参鲣摓槔芯科涞葴剞D(zhuǎn)變圖(見圖4-4)。在A1溫度以上，奧氏體是穩(wěn)定相，低于這一溫度，面心立方晶格的奧氏體傾向于轉(zhuǎn)變成體心立方晶格的鐵素體和富碳的滲碳體。等溫轉(zhuǎn)變曲線中，左邊一條線為相變開始線，右邊一條為相變終了線，此二線將A1以下坐標(biāo)平面分成三個區(qū)：相變開始線左邊區(qū)域為過冷奧氏體區(qū)，其橫向長度為孕育期；兩線之間為轉(zhuǎn)變過渡區(qū)，在區(qū)域內(nèi)自左向右轉(zhuǎn)變產(chǎn)物增加，奧氏體量減少；至終了線，過冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變產(chǎn)物。圖4-4共析鋼的C曲線圖由曲線形狀可知，過冷奧氏體等溫冷卻轉(zhuǎn)變時，孕育期長短隨等溫溫度而變。這表明過冷奧氏體的穩(wěn)定性隨等溫溫度而異。在C曲線的拐變處(俗稱“鼻尖”)，孕育期最短，過冷奧氏體最不穩(wěn)定；提高或降低等溫溫度，孕育期變長，過冷奧氏體穩(wěn)定性增加。過冷奧氏體穩(wěn)定性的這一特點，是由于等溫溫度的降低，過冷奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變的傾向增大，而原子擴散能力減小這一對矛盾因素的綜合作用造成的。

C曲線的下方還有兩條水平線Ms和Mf線，分別稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始線和終了線，之間的區(qū)域為馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。

2.等溫冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物及性能

下面研究一下等溫冷卻轉(zhuǎn)變的各種產(chǎn)物。根據(jù)C曲線的特征，可分三個轉(zhuǎn)變區(qū)來討論。

1)高溫轉(zhuǎn)變區(qū)

如在曲線的“鼻尖”(550℃)和A1溫度之間發(fā)生相變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體。轉(zhuǎn)變溫度越低，則珠光體越細(xì)。

(1)?A1～650℃轉(zhuǎn)變，得層片間距為0.3μｍ珠光體，硬度約為15HRC，記為P；

(2)?650～600℃，得層片間距為0.25μｍ細(xì)片珠光體，稱為索氏體，硬度為30HRC，記為S；

(3)?600～550℃，得層片間距為0.1μｍ極細(xì)珠光體，稱為托氏體，硬度約為38HRC，記為T。

三種珠光體的形成溫度范圍、組織和性能見表4-1。表4-1三種珠光體的形成溫度范圍、組織和性能

2)中溫轉(zhuǎn)變區(qū)

若激冷到“鼻尖”和Ms溫度之間，則形成的不是交替片狀組織，而是微飽和鐵素體中彌散分布著不連續(xù)的滲碳體粒子，這種組織稱為貝氏體，記為Ｂ。

在此區(qū)域內(nèi)，轉(zhuǎn)變溫度不同，形成的貝氏體形貌也不同。在550～300℃之間，組織為密集平行的鐵素體寬條間分布極細(xì)的短桿狀滲碳體，形似羽毛，稱為上貝氏體(B上)，如圖4-5所示。上貝氏體的強度、硬度較低，且塑性、韌性很差，應(yīng)避免出現(xiàn)。圖4-5上貝氏體(a)光學(xué)照片500×；(b)電鏡照片在350～230℃范圍轉(zhuǎn)變時，組織為無方向性的針狀鐵素體上彌散分布細(xì)小顆粒的滲碳體，稱為下貝氏體(B下)，如圖4-6所示。下貝氏體不僅強度、硬度高，且塑性、韌性良好，為一種強韌組織。生產(chǎn)中常用等溫淬火獲得下貝氏體。圖4-6下貝氏體組織形貌(a)光學(xué)照片500×；(b)電鏡照片8000×

3)低溫轉(zhuǎn)變區(qū)

若激冷至Ms溫度以下，則因溫度太低，轉(zhuǎn)變中不可能析出形成鐵素體而多出的碳，被截留的碳使晶格發(fā)生畸變，形成體心正方晶格(一種畸變了的體心立方晶格)，這種組織稱為馬氏體，記為M。

轉(zhuǎn)變形成馬氏體的數(shù)量只與冷卻溫度有關(guān)，而與時間無關(guān)。從馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms點起，隨溫度的下降不斷形成馬氏體，直到轉(zhuǎn)變終了溫度Ｍf結(jié)束(共析鋼Mf為-50℃)。若溫度不降至Mf點以下，則奧氏體不能全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，有少量被保留下來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。殘余奧氏體的存在，會引起硬度降低及尺寸不穩(wěn)定。為減少殘余奧氏體，可將鋼繼續(xù)冷卻至室溫以下(-50～-80℃)。馬氏體的形態(tài)主要有板條狀和針狀兩種，其形貌分別如圖4-7和圖4-8所示。這主要取決于馬氏體中的含碳量。含碳量低于0.25%的馬氏體是典型的板條狀馬氏體，故又稱為低碳馬氏體；含碳量大于1%則差不多全是針狀馬氏體，故又稱為高碳馬氏體。圖4-7板條狀馬氏體組織形貌(a)光學(xué)照片500×；(b)電鏡照片1600×圖4-8針狀馬氏體組織形貌(a)光學(xué)照片500×；(b)電鏡照片1600×板條狀馬氏體為一束束細(xì)條狀組織，因其過飽和度小，內(nèi)應(yīng)力低，同時存在位錯強化，所以，不僅強度高，而且塑性、韌性也較好。而針狀馬氏體立體形態(tài)呈凸透鏡狀，馬氏體針之間互成一定角度(60°或120°)，因過飽和度大，晶格畸變嚴(yán)重，且內(nèi)應(yīng)力也高，其組織內(nèi)部極不穩(wěn)定，所以硬而脆，塑性、韌性差。4.3.2連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

實際生產(chǎn)中的熱處理大多是連續(xù)冷卻。奧氏體在連續(xù)冷卻時所生成的組織，也可用等溫轉(zhuǎn)變曲線來分析。如圖4-9所示，將代表連續(xù)冷卻的冷卻速度線(如V1、V2、V3、VK、V4等)畫在C曲線上，根據(jù)與C曲線相交的位置，就能估計出所得到的組織和性能。圖4-9奧氏體連續(xù)冷卻時的組織轉(zhuǎn)變圖中冷卻速度V1相當(dāng)于隨爐緩冷(退火)時的情況，可以判斷轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣饨M織。冷卻速度V2相當(dāng)于空冷(正火)，可判斷轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w。冷卻速度V4相當(dāng)于水冷(淬火)，它不與C曲線相交，說明因冷卻快，奧氏體來不及分解便激冷到Ms線以下，向馬氏體轉(zhuǎn)變。冷卻速度V3相當(dāng)于油中冷卻，它與C曲線的開始相變線相交于鼻部附近，所以有部分過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橥惺象w組織，而另一部分奧氏體來不及分解，最后發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，結(jié)果得到托氏體與馬氏體的混合組織。冷卻速度VK在圖上恰與C曲線鼻部相切，表示奧氏體不發(fā)生分解而全部發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的最低冷卻速度，稱為臨界冷卻速度。這是決定淬火工藝的一個重要因素，只有在知道某種鋼VK大小的情況下，才能正確選擇冷卻方式，使淬火時達(dá)到或超過臨界冷卻速度。4.4.1鋼的退火

退火是將鋼加熱到一定溫度，并保溫一段時間，然后緩慢冷卻下來。

退火的目的是降低硬度、提高塑性、改善加工性能、消除鋼中內(nèi)應(yīng)力、細(xì)化晶粒、均勻組織，為以后熱處理作準(zhǔn)備。

根據(jù)鋼的成分和處理目的不同，常用的退火方法可分為完全退火、等溫退火、球化退火和去應(yīng)力退火等(見圖4-10)。4.4鋼的退火與正火圖4-10退火、正火工藝曲線

1．完全退火

完全退火是將鋼加熱到以上30～50℃(見圖4-11)，保溫一段時間，然后隨爐緩冷。完全退火主要用于亞共析鋼和共析鋼的鑄、鍛件的熱處理，它能細(xì)化晶粒、消除內(nèi)應(yīng)力，以利于切削加工。退火后的組織為鐵素體和珠光體。

過共析鋼不采用完全退火，因為加熱到?Acm以上緩冷時，會析出網(wǎng)狀滲碳體，從而影響鋼的力學(xué)性能。某些合金鋼件退火不用隨爐緩冷的方法，而采用等溫退火。等溫退火是將鋼加熱保溫后，打開爐門，冷卻到稍低于Ａ1的溫度，再保溫足夠時間，讓奧氏體完成等溫分解，然后出爐空冷。等溫退火比完全退火的時間短，組織均勻，硬度容易控制。圖4-11退火和正火的加熱溫度范圍示意圖圖4-12球狀珠光體

2.球化退火

球化退火是將鋼加熱到以上20～30℃，保溫足夠時間后隨爐緩冷或采用等溫退火的冷卻方式。球化退火主要用于過共析鋼及合金工具鋼，如刀具、量具、模具等。其目的是使珠光體中的片狀滲碳體和次生網(wǎng)狀滲碳體發(fā)生球化，形成球化體(球狀珠光體，見圖4-12)，從而降低硬度、提高塑性、改善切削加工性能和力學(xué)性能，為淬火作組織準(zhǔn)備。

3.去應(yīng)力退火

去應(yīng)力退火是將鋼加熱到500～650℃，保溫后隨爐緩冷。去應(yīng)力退火又稱低溫退火，由于加熱溫度沒有達(dá)到臨界溫度，故不發(fā)生組織變化，只是在加熱狀態(tài)下消除內(nèi)應(yīng)力。去應(yīng)力退火主要用于消除鑄件、焊接結(jié)構(gòu)件的內(nèi)應(yīng)力，消除精密零件在切削加工時產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，使這些零件在以后的加工和使用過程中不易發(fā)生變形。

再結(jié)晶退火前面已介紹，這里不再贅述。4.4.2鋼的正火

正火是將鋼加熱到(亞共析鋼)或(過共析鋼)以上30～50℃(見圖4-11)，保溫后出爐，在空氣中冷卻，所得組織為索氏體。

低碳鋼進(jìn)行正火處理，可細(xì)化晶粒、均勻組織、改善切削加工性能，且工藝過程短、生產(chǎn)效率高，所以低碳鋼大多不作退火處理，而采用正火。

中碳鋼經(jīng)正火處理后，能提高強度、硬度。對力學(xué)性能要求不高的零件，常用正火作最終熱處理。

高碳鋼零件常會出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體，故常用正火來消除網(wǎng)狀滲碳體，為球化退火作準(zhǔn)備。4.5.1淬火加熱溫度的選擇

淬火加熱溫度是由鋼的含碳量所決定的。碳素鋼的淬火加熱溫度范圍如圖4-13所示。

亞共析鋼的淬火加熱溫度一般為以上30～50℃；共析鋼和過共析鋼則為以上30～50℃。

對于亞共析鋼，若加熱溫度在和之間，此時組織為鐵素體和奧氏體。淬火時奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而鐵素體仍不變，使淬火鋼硬度不足，所以其淬火溫度須高于線。4.5鋼的淬火對于過共析鋼，則應(yīng)加熱到和之間，此時組織為奧氏體和滲碳體。淬火后奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而滲碳體仍保留在組織中，由于滲碳體硬度極高，不但不會降低淬火鋼的硬度，相反會使鋼的硬度有所提高。若加熱溫度超過線，則滲碳體全部溶入奧氏體，

使奧氏體含碳量增高，淬火后組織中殘余奧氏體量增多，硬度下降。另外，加熱溫度過高，會增加淬火內(nèi)應(yīng)力，容易產(chǎn)生變形和開裂。圖4-13碳素鋼的淬火加熱溫度范圍4.5.2淬火介質(zhì)

淬火時為了得到馬氏體又不致造成零件的變形和開裂，必須正確選擇合適的冷卻速度。由C曲線可知，要經(jīng)淬火得到馬氏體，并不需要在整個冷卻過程中都進(jìn)行快速冷卻。過冷奧氏體在C曲線鼻部附近(650～400℃)最不穩(wěn)定，必須快冷。而從淬火溫度到650℃之間及400℃以下，過冷奧氏體比較穩(wěn)定，并不需要快冷。特別是在Ms(230℃)以下，過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，更不希望快冷，以免造成變形和開裂。圖4-14為鋼淬火時理想冷卻曲線。圖4-14鋼淬火時理想冷卻曲線常用淬火介質(zhì)有水、礦物油、鹽水、堿水等。其中水是最常用的淬火介質(zhì)。其特點是冷卻能力大、使用方便、成本低。水在650～550℃的范圍內(nèi)能滿足淬火要求，但在300～200℃范圍內(nèi)冷卻速度仍很快，容易引起變形和開裂。淬火時水溫升高，冷卻能力顯著降低，使鋼件不能淬硬。一般規(guī)定水溫不得超過40℃。水常用于形狀簡單的碳鋼零件的淬火。

為了提高水的冷卻能力，在水中加入某些鹽或堿，即得鹽或堿的水溶液。目前普遍使用的是食鹽水溶液和苛性鈉水溶液。

油的冷卻能力較小，稍大的碳鋼零件在油中不能淬得馬氏體，但大部分合金鋼可在油中淬硬。由于油使淬火鋼在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)冷卻得較慢，因而淬火內(nèi)應(yīng)力較小，鋼件不易變形和開裂。常用油類有礦物機器油(機油)、錠子油、變壓器油等。油的價格較高，易燃且不易清洗，所以一般用于合金鋼零件。4.5.3淬火方法

由于淬火冷卻介質(zhì)不能完全滿足淬火質(zhì)量的要求，因此，在熱處理工藝方面還應(yīng)考慮從淬火方法上加以解決。常用的淬火方法有單液淬火、雙液淬火、分級淬火和等溫淬火。

1.單液淬火

單液淬火是工件加熱后直接淬入一種介質(zhì)中連續(xù)冷卻到室溫的操作方法，如圖4-15中曲線1所示。此法簡單易行，但易變形和開裂，僅適用于形狀簡單的工件。圖4-15各種淬火方法冷卻示意圖

2.雙液淬火

雙液淬火是將加熱后的零件先放入水中急冷至300℃左右，然后立即從水中取出轉(zhuǎn)入油中冷卻，如圖4-15中曲線2所示。雙液淬火既可避免奧氏體在高溫時轉(zhuǎn)變，又可使馬氏體轉(zhuǎn)變比較緩慢，以減少內(nèi)應(yīng)力、變形和開裂。這種方法主要用于必須水淬的鋼件，如尺寸較大的高碳鋼零件和某些大的合金鋼零件。

3.分級淬火

分級淬火是將高溫零件直接淬入一定溫度(Ms點以上)的鹽水或堿水中速冷，并保持一定時間，使工件的內(nèi)、外溫度與淬火劑的溫度一致，然后取出，在空氣中冷卻，如圖4-15中曲線3所示。分級淬火的實質(zhì)與雙液淬火一樣，也是為了在開始轉(zhuǎn)變成馬氏體的溫度范圍內(nèi)降低冷卻速度，以減少變形及開裂的傾向，但分級淬火比雙液淬火易控制。由于加熱的淬火介質(zhì)中的冷卻速度比水中或油中慢得多，因此分級淬火只適用于尺寸較小的碳鋼和合金鋼零件。例如，如圖4-16所示的手用絲錐(T12鋼)，其水淬與分級淬火情況比較如下：

(1)水淬后情況：常在端部產(chǎn)生縱向裂紋，在刀槽處有弧形裂紋。

(2)分級淬火后情況：不再發(fā)生開裂，切削性能較水淬好，壽命提高，避免了小絲錐在使用中折斷。圖4-16手用絲錐

4.等溫淬火

等溫淬火是將高溫零件淬入溫度稍高于Ms點(250℃)的鹽浴爐中，等溫較長時間使奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w，然后取出，在空氣中冷卻，如圖4-15中曲線4所示。

等溫淬火能得到下貝氏體，具有較高的硬度(55

HRC)，同時具有較好的韌性，并可減少或避免零件的變形和開裂。等溫淬火后的組織比較穩(wěn)定，可不進(jìn)行回火處理。

等溫淬火后零件的內(nèi)應(yīng)力較小，變形量較小，適用于處理小型精密零件，如冷、熱沖模和精密齒輪等。

例如某廠用9Mn2V鋼制造的模套(見圖4-17)，要求硬度為48～53HRC，?？诪?65.20±0.05)mm。用油淬后，內(nèi)孔橢圓明顯，改用270℃硝鹽等溫淬火后則變形明顯減少。圖4-17模套4.6.1回火的目的

回火的目的如下：

(1)獲得所需的力學(xué)性能。零件淬火后的強度和硬度有很大提高，但韌性差，不能滿足零件的性能要求。通過選擇適當(dāng)溫度的回火，可以提高零件的韌性，調(diào)整其硬度和強度，達(dá)到所需要的力學(xué)性能。

4.6鋼的回火

(2)減少或消除應(yīng)力。淬火零件內(nèi)部存在很大的內(nèi)應(yīng)力，如不及時消除，也會引起零件的變形和開裂。通過回火，可使淬火內(nèi)應(yīng)力大大減少，直至消除。

(3)穩(wěn)定鋼的組織和尺寸。淬火鋼的組織主要是馬氏體和少量殘余奧氏體，它們能自發(fā)地逐漸轉(zhuǎn)化，從而引起零件形狀和尺寸發(fā)生變化。通過回火可穩(wěn)定其組織，從而達(dá)到穩(wěn)定其形狀和尺寸的目的。4.6.2淬火鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

隨著回火溫度的升高，淬火鋼的組織會發(fā)生以下四個階段的變化。

1．馬氏體的分解

淬火鋼在100℃以下回火時，內(nèi)部組織的變化并不明顯，硬度基本上也不下降。當(dāng)回火溫度大于100℃時，馬氏體開始分解，其中的碳以ε碳化物(Fe2.4C)的形式析出，使過飽和度減小。?ε碳化物是極細(xì)的并與母體保持共格的薄片。這種淬火鋼的組織稱為回火馬氏體

(M回)。此時，鋼的硬度略有下降。

2．殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變

回火溫度在?200～300℃時，馬氏體分解為回火馬氏體。此時，體積縮小并降低了對殘余奧氏體的壓力，使其在此溫度區(qū)內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w。殘余奧氏體從200℃開始分解，到300℃基本完成，得到的下貝氏體并不多，所以此階段的主要組織仍為回火馬氏體。此時，硬度有所下降。

3．回火托氏體的形成

回火溫度在250～400℃時，因碳原子的擴散能力增加，過飽和固溶體很快轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。同時，亞穩(wěn)定的ε碳化物也逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的滲碳體，并與母相失去共格聯(lián)系，淬火時晶格畸變所存在的內(nèi)應(yīng)力大大消除。此階段到?400℃時基本完成，其所形成的由尚未再結(jié)晶的鐵素體和細(xì)顆粒狀的滲碳體組成的混合物，稱為回火托氏體(T回)。此時，鋼的硬度繼續(xù)下降。

4．滲碳體的聚集長大和鐵素體再結(jié)晶

回火溫度達(dá)到400℃以上時，滲碳體逐漸聚集長大，形成較大的粒狀滲碳體。到600℃以上時，滲碳體迅速粗化。同時，在450℃以上時鐵素體開始再結(jié)晶，失去馬氏體原有形態(tài)而成為多邊形鐵素體。這種由多邊形鐵素體和粒狀滲碳體組成的混合物稱為回火索氏體(S回)。回火時，合金元素對轉(zhuǎn)變過程的影響如下：

(1)對馬氏體分解的影響。馬氏體分解包括碳原子的偏聚、固溶體中合金元素在晶體缺陷上形成預(yù)析出物以及碳和合金元素向碳化物中過渡。同時，具有體心正方的馬氏體向體心立方的鐵素體轉(zhuǎn)變。在馬氏體分解初期(150～200℃)，合金元素的影響不大。在較高溫度時，碳化物形成元素強烈推遲馬氏體分解，使分解溫度提高到400～500℃。非碳化物形成元素(Ni、Cu)和弱碳化物形成元素(Mn)不推遲碳從馬氏體中析出，而Si元素稍能推遲馬氏體分解。

(2)特殊碳化物的形成及其聚集長大。馬氏體回火時，合金碳化物的形成方式一般有如下三種：

①在預(yù)先存在的合金滲碳體顆粒處原位形核；

②在鐵素體基體中直接形核；

③晶界和亞晶界形核。一般來說，在預(yù)存合金滲碳體上原位形核，由于溫度高于500℃時，質(zhì)點間距較大，因而此類合金碳化物形核時對增加強度是有限的。相反，直接形核時，原有滲碳體質(zhì)點重新溶于固溶體。合金碳化物直接形核于從馬氏體相變遺傳下來的位錯處，這種類型的分散度往往比原位形核要細(xì)得多，因而對強韌性有較大的益處。提高回火溫度，碳化物開始聚集長大，每種碳化物都存在著它本身聚集的溫度—時間區(qū)間。在碳化物形成元素合金化的鋼中，碳化物聚集溫度高于碳鋼，約在450～600℃回火溫度之間。

(3)殘余奧氏體分解。降低Ms點的合金元素，會增加淬火鋼中的殘余奧氏體量；而升高M(jìn)s點的合金元素，則會降低淬火鋼中的殘余奧氏體量。在回火的保溫過程中(一般溫度在500～600℃)，從殘余奧氏體中會析出M23C6類型及其他類型的碳化物。殘余奧氏體中碳和合金元素貧化以后，其Ms點變得高于室溫，因此冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或貝氏體。為了減少殘余奧氏體量，往往進(jìn)行多次回火。

(4)?α相的回復(fù)與再結(jié)晶。淬火鋼回火時發(fā)生的回復(fù)與再結(jié)晶，類似于冷變形后鋼加熱所發(fā)生的情況，其區(qū)別僅在于原始組織結(jié)構(gòu)的不同?；鼗饡r組織結(jié)構(gòu)的重新組合，直接與雜質(zhì)和析出物對晶體缺陷聚合的影響相聯(lián)系。例如，當(dāng)析出Fe3C時，組織中的高密度缺陷可以保持到350～400℃回火溫度；而對(Cr，F(xiàn)e)7C，可保持到450～500℃；對Mo2C和VC，可保持到500～550℃；對NbC，可保持到550～570℃。

隨著回火溫度的升高，硬度、強度下降，而塑性、韌性提高，彈性極限在300～400℃附近達(dá)到最大值，如圖4-18所示。圖4-18鋼的力學(xué)性能與回火溫度的關(guān)系(a)?wC=0.82%；(b)?wC=0.2%4.6.3回火種類及其應(yīng)用

根據(jù)回火溫度的不同，一般將回火分為低溫回火、中溫回火和高溫回火三類。

1.低溫回火

低溫回火在150～250℃進(jìn)行，得到如圖4-19(a)所示的回火馬氏體組織，目的是在保持高硬度(58～60HRC)、強度和耐磨性的情況下，適當(dāng)提高淬火鋼的韌性和減少淬火內(nèi)應(yīng)力。低溫回火適應(yīng)于量具、刃具、沖模以及滾動軸承和滲碳后淬火的零件等。

精密量具、軸承、絲杠等零件為了減少在最后加工工序中形成的附加應(yīng)力，增加尺寸穩(wěn)定性，可增加一次在120～250℃保溫長達(dá)幾十小時的低溫回火，有時稱為人工時效或穩(wěn)定化處理。

2.中溫回火

中溫回火在350～500℃進(jìn)行，得到如圖4-19(b)所示的回火托氏體組織，目的是使淬火鋼中的內(nèi)應(yīng)力大大減少，從而使彈簧鋼的彈性極限顯著提高，同時又具有足夠的強度、塑性、韌性。中溫回火主要用于碳含量為0.6%～0.9%的碳素彈簧鋼及碳含量為0.45%～0.7%的合金彈簧鋼、鍛模及某些要求強度較高的零件，如刀桿、軸套等。淬火鋼中溫回火后的硬度為35～50HRC。

為避免發(fā)生第一類回火脆性，一般中溫回火溫度不宜低于350℃。

結(jié)構(gòu)工件淬火后采用中溫回火代替?zhèn)鹘y(tǒng)調(diào)質(zhì)工藝，不僅能提高這些工件的強度，而且小能量多沖抗力也高于調(diào)質(zhì)工藝。

3.高溫回火

高溫回火在500～650℃進(jìn)行，得到如圖4-19(c)所示的回火索氏體組織，目的是使淬火鋼具有較高的強度和韌性相配合的綜合力學(xué)性能。生產(chǎn)中把淬火后再進(jìn)行高溫回火的處理稱為調(diào)質(zhì)處理。調(diào)質(zhì)處理主要用于各種重要的結(jié)構(gòu)零件，特別是在交變載荷下工作的連桿、螺栓、螺帽、曲軸和齒輪等零件。調(diào)質(zhì)處理還可作為某些精密零件，如絲杠、量具、模具等的預(yù)備熱處理，以減少最終處理過程中的變形。淬火鋼調(diào)質(zhì)處理后的硬度為25～35HRC。圖4-19T8鋼(wC=0.8%)的淬火回火組織(a)低溫回火組織；(b)中溫回火組織；(c)高溫回火組織高碳高合金鋼(如速高速鋼、高鉻鋼)回火溫度在500～600℃，以使發(fā)生二次硬化作用，促進(jìn)殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變。高合金滲碳鋼(如18Cr2Ni4WA、20Cr2Ni4A)經(jīng)高溫回火使?jié)B碳層中碳化物聚集、球化，降低硬度，便于切削加工，其溫度在600～680℃。4.6.4回火脆性

通常，回火溫度越高，則塑性、韌性越高，強度、硬度越低。但實驗發(fā)現(xiàn)，如在250～350℃及470～650℃兩個范圍內(nèi)回火，則會出現(xiàn)韌性顯著下降的現(xiàn)象，這分別稱為第一類回火脆性和第二類回火脆性，如圖4-20所示。圖4-20

回火對合金鋼沖擊韌性的影響示意圖

1．第一類回火脆性

第一類回火脆性指的是發(fā)生在250～350℃之間回火時出現(xiàn)的低溫不可逆回火脆性。無論回火冷卻速度快慢，不論是碳鋼還是合金鋼，這類回火脆性都存在。此時沖擊韌性顯著降低，出現(xiàn)第一類回火脆性時大多為沿晶斷裂。影響第一類回火脆性的因素主要是化學(xué)成分。例如：

(1)有害雜質(zhì)元素，其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。鋼中存在這些元素時均易導(dǎo)致出現(xiàn)第一類回火脆性。

(2)促進(jìn)第一類回火脆性的元素主要有Mn、Si、Cr、Ni、V等。此外奧氏體晶粒愈細(xì)，第一類回火脆性愈弱；而殘余奧氏體量愈多，則愈嚴(yán)重。第一類回火脆性的形成機理有三種不同說法：

(1)認(rèn)為是韌性相殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變所引起。

(2)認(rèn)為是沿晶界有碳化物薄殼形成所致，此結(jié)果已為電鏡觀測所證實。

(3)晶界偏聚理論。在奧氏體化時雜質(zhì)元素

P、Sn、Sb、As

等偏聚于晶界，引起晶界弱化，導(dǎo)致沿晶斷裂。針對上述機理，所采取防止或減輕第一類回火脆性的方法有:

(1)降低鋼中雜質(zhì)元素含量。

(2)用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等元素以細(xì)化奧氏體晶粒。

(3)加入Mo、W等能減輕第一類回火脆性的合金元素。

(4)加入Cr、Si以調(diào)整發(fā)生第一類回火脆性的溫度范圍，使之避開所需的回火溫度。

(5)采用等溫淬火代替淬火加中溫回火。

2．第二類回火脆性

第二類回火脆性是指某些合金鋼(含Mn、Si、Ni等)在450～650℃之間回火或在較高溫度回火后，緩慢通過此溫度范圍而發(fā)生的緩冷脆化現(xiàn)象。它僅產(chǎn)生于慢冷回火中，快冷則可避免，屬可逆型，可通過重新加熱到600℃以上，然后快冷來消除。

影響第二類回火脆性的因素如下：

(1)化學(xué)成分的影響。

①雜質(zhì)元素P、Sn、Sb、As、B、S等引起第二類回火脆性。

②Ni、Cr、Mn、Si、C等合金元素促進(jìn)第二類回火脆性。③Mo、W、V、Ti等合金元素可抑制第二類回火脆性，其中W扼制作用較Mo小，為達(dá)到同樣扼制效果，W扼制作用的加入量應(yīng)為Mo的2～3倍。稀土元素(La)、Nb、Pr等也能扼制第二類回火脆性。

(2)熱處理工藝參數(shù)的影響。

①在450～650℃范圍內(nèi)，回火引起的第二類回火脆性的脆化速度和脆化程度均與回火溫度和時間有關(guān)。

②在550℃以下，溫度愈低，脆化速度愈慢，能達(dá)到的脆化程度愈大。

③在550℃以上，隨等溫溫度升高，脆化速度愈慢，能達(dá)到的脆化程度進(jìn)一步下降。緩冷脆化不僅與回火溫度及時間有關(guān)，更主要的是與回火后的冷速有關(guān)。650℃回火后的冷速愈低，室溫下沖擊韌性值也愈低。

(3)組織因素的影響。不論鋼具有何種原始組織，均有第二類回火脆性，其中以馬氏體組織的回火脆性最嚴(yán)重，貝氏體次之，珠光體組織最輕。第二類回火脆性還與奧氏體晶粒有關(guān)，奧氏體晶粒愈細(xì)，第二類回火脆性愈輕。第二類回火脆性的主要特征如下：

(1)是一種晶界脆化。

(2)脆化與溫度有關(guān)，脆化需要時間，脆化動力學(xué)具有C曲線特征。

(3)與鋼材的化學(xué)成分密切相關(guān)。

(4)脆化過程具有可逆性。

(5)原始組織為貝氏體與珠光體時也能發(fā)生脆化。

(6)與馬氏體及殘余奧氏體無直接關(guān)系的可逆過程。第二類回火脆性的形成理論主要有兩種：

(1)析出理論，即是碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出的理論?；鼗鸷缶徖?，脆性相沿晶界析出而引起脆化。溫度升高時，脆性相重新回溶而使脆性消失。這可解釋回火脆性的可逆性。

(2)偏聚理論，即沿奧氏體晶界5～10的薄層內(nèi)確實偏聚了某些合金元素及雜質(zhì)元素，且雜質(zhì)元素的偏聚與第二類回火脆性有良好對應(yīng)關(guān)系。防止第二類回火脆性的方法如下：

(1)降低鋼中雜質(zhì)元素。

(2)加入能細(xì)化奧氏體晶粒的元素，如Nb、V、Ti等可細(xì)化奧氏體晶粒，增加晶界面積，降低單位面積雜質(zhì)元素偏聚量。

(3)加入Mo、W等元素以抑制第二類回火脆性。

(4)避免在450～650℃溫度范圍內(nèi)回火，或回火后應(yīng)采用快冷。4.7.1鋼的淬硬性

鋼淬火時所能達(dá)到的最高硬度值表明鋼的淬硬能力，稱為鋼的淬硬性。鋼的淬硬性主要取決于鋼的含碳量，合金元素僅使其略有提高。4.7淬火鋼的三大特性4.7.2鋼的淬透性

鋼的淬透性是指鋼在淬火時獲得淬硬層深度的能力。

淬火時，零件表面冷卻較快而內(nèi)部冷卻較慢。當(dāng)表面和內(nèi)部的冷卻速度都大于臨界冷卻速度時，整個工件截面上都能得到馬氏體；當(dāng)內(nèi)部冷卻速度小于臨界冷卻速度時，內(nèi)部將得到托氏體或索氏體。

淬硬層的深度通常是指由鋼的表面到半馬氏體(馬氏體與托氏體各占50%)層的深度，如圖4-21所示。圖4-21

鋼的淬透性示意圖為比較各種鋼的淬透性大小，常把各種鋼的內(nèi)部能淬透的最大直徑稱為該鋼種的臨界淬透直徑，記為Dc。Dc越大，淬透性越好。表4-2為各種常用鋼種在水、油介質(zhì)中淬火的臨界淬透直徑。表4-2各常用鋼種在水、油介質(zhì)中淬火的臨界淬透直徑鋼的淬透性主要取決于合金元素的含量。除鈷以外，溶入奧氏體的合金元素均使C曲線右移，故淬透性提高。對碳鋼而言，亞共析鋼隨碳含量增加，淬透性增加；過共析鋼因滲碳體在淬火溫度下一般不能全都溶入奧氏體，故隨碳含量增加，淬透性下降。4.7.3鋼的回火穩(wěn)定性

鋼在淬火后的回火過程中抵抗強度、硬度下降的能力稱為回火穩(wěn)定性。鋼的回火穩(wěn)定性高，表明在相同溫度下回火的強度、硬度高；反之，為獲得相同的強度、硬度，可采用較高的回火溫度，從而使其韌性提高。提高回火穩(wěn)定性的決定因素是鋼中的合金元素，尤以Si、Cr、Mo等作用較顯著。

另外，一些含有Mo、W、V、Cr等元素較多的鋼，隨回火溫度的提高，硬度并不簡單下降，而在某一較高回火溫度，硬度反而顯著升高，這一現(xiàn)象稱為二次硬化。這是由自固溶體(包括馬氏體和殘余奧氏體)彌散析出細(xì)小的特殊碳化物質(zhì)點及隨后冷卻中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(因碳化物析出使Ms上升)等原因所致。

以上三特性屬鋼的本性，與其他外界條件，如鋼件尺寸、冷卻速度等無關(guān)。這也是設(shè)計時選擇鋼材的重要依據(jù)。4.8.1鋼的表面淬火

表面淬火是將零件表面層以極快的速度加熱到淬火溫度，當(dāng)熱量還未傳至工件心部，即迅速用淬火介質(zhì)快速冷卻，使表層淬成馬氏體，而內(nèi)部保持原始組織。

常用的表面淬火方法有火焰加熱表面淬火、感應(yīng)加熱表面淬火和電接觸加熱表面淬火。

1.火焰加熱表面淬火

火焰加熱表面淬火是用氧-乙炔焰(火焰溫度達(dá)3100℃)噴射在零件表面快速加熱，當(dāng)表面達(dá)淬火溫度后，立即噴水冷卻的一種方法，如圖4-22所示?；鹧婕訜岜砻娲慊鸬拇阌矊由疃纫话銥?～6mm。4.8鋼的表面熱處理圖4-22火焰加熱表面淬火示意圖 火焰加熱表面淬火的設(shè)備簡單、操作方便，適用于單件或小批生產(chǎn)的大型零件，也可用于零件或工具的局部淬火。由于火焰加熱表面淬火溫度不易控制，因此易造成表面過熱和裂紋等缺陷，使淬火質(zhì)量不穩(wěn)定。

2.感應(yīng)加熱表面淬火

感應(yīng)加熱表面淬火是利用感應(yīng)電流使零件表層快速加熱到淬火溫度，然后用水冷卻的一種淬火方法。將與工件相適應(yīng)的一個感應(yīng)線圈套在需要表面淬火的零件上，線圈和零件間必須保持1.5～3mm的間隙(見圖4-23)。將一定頻率的交流電通入感應(yīng)線圈時，在線圈周圍便產(chǎn)生交變磁場，于是在零件中便會產(chǎn)生出頻率相同而方向相反的感應(yīng)電流。這種感應(yīng)電流主要集中在零件表面層，而心部幾乎為零，這種現(xiàn)象稱為交流電的集膚效應(yīng)。根據(jù)這個原理，使零件表面層快速加熱到淬火溫度，然后立即用水冷卻。由于加熱速度快，珠光體轉(zhuǎn)變成奧氏體后來不及長大就立即冷卻，故淬火后零件表層得到極細(xì)的針狀馬氏體，而內(nèi)部則仍為原始組織。圖4-23感應(yīng)加熱表面淬火示意圖感應(yīng)加熱時，感應(yīng)電流透入零件表層的深度主要取決于電流頻率。頻率越高，電流透入深度越淺，即淬透層越薄。感應(yīng)加熱的電流頻率可分為高頻感應(yīng)加熱(100～1000kHz)、中頻感應(yīng)加熱(0.5～10kHz)和工頻感應(yīng)加熱(50Hz)。高頻感應(yīng)加熱淬透層深為1～2mm，中頻為3～5mm，而工頻為10～15mm。感應(yīng)加熱表面淬火的主要特點是加熱速度快，生產(chǎn)率高，能防止表層氧化和脫碳，變形小，淬透層深度容易控制，易使淬火過程實現(xiàn)機械化與自動化。但設(shè)備較貴，維修調(diào)整較困難，不適于單件小批生產(chǎn)。

為了保證零件表面淬火后的硬度及內(nèi)部的強度和韌性，零件材料一般采用含碳量為0.4%～0.5%的中碳鋼或中碳合金鋼。在表面淬火前，應(yīng)先進(jìn)行正火或調(diào)質(zhì)處理。

3.電接觸加熱表面淬火

電接觸加熱表面淬火(見圖4-24)就是利用滾輪或其他接觸器和工件間的接觸電阻，通以低電壓的大電流，使工件表面迅速加熱奧氏體化，滾輪移去后靠自身未加熱部分的熱傳導(dǎo)達(dá)到激冷淬火(不需回火)。電接觸加熱淬火的設(shè)備及工藝費用很低，操作方便，工件變形少，能顯著提高工件的耐磨性及抗擦傷能力，已用于機床導(dǎo)軌、汽缸套等。主要缺點是硬化層較薄(0.15～0.30mm)，組織與硬度的均勻性差，形狀復(fù)雜的工件不宜采用。圖4-24機床導(dǎo)軌電接觸加熱淬火示意圖4.8.2鋼的化學(xué)熱處理

化學(xué)熱處理是將鋼件置于一定溫度的活性介質(zhì)中保溫，使介質(zhì)中某些元素滲入鋼件表層以改變其表層的化學(xué)成分和組織，從而達(dá)到改善表面性能以滿足技術(shù)要求的熱處理工藝。

按滲入元素不同，化學(xué)熱處理可分為滲碳、滲氮(氮化)、碳氮共滲、氮碳共滲和滲金屬(鉻、鋁、硅、硼)等。

表4-3列出了常用化學(xué)熱處理滲入元素及作用。表4-3常用化學(xué)熱處理滲入元素及作用

1.滲碳

滲碳是將鋼件在滲碳劑中加熱到高溫(900～950℃)，保溫使碳原子滲入鋼件表層，以獲得高碳的表面組織。

滲碳的目的是：提高鋼件表層的硬度和耐磨性，而其內(nèi)部仍保持原來的高塑性和韌性組織。滲碳零件必須用低碳鋼，為了使零件具有較高的強度，還可采用低碳合金鋼。零件滲碳后應(yīng)進(jìn)行淬火加低溫回火，以獲得高硬度、高耐磨性的回火馬氏體表層。滲碳方法有固體滲碳、液體滲碳和氣體滲碳三種，本節(jié)只介紹目前生產(chǎn)中應(yīng)用較多的氣體滲碳法。

氣體滲碳法(見圖4-25)是把鋼件置于密封的加熱爐(一般為井式滲碳爐)中加熱，并滴入氣體滲碳劑(如煤油、甲苯等)或通入含碳?xì)怏w，使工件在高溫的碳?xì)怏w中進(jìn)行滲碳。圖4-25氣體滲碳法示意圖氣體滲碳時，含碳?xì)怏w在鋼的表面進(jìn)行如下反應(yīng)，生成活性碳原子：

CH4→2H2+［C］

2CO→CO2+［C］

CO+H2→H2O+［C］

活性碳原子被鋼表面吸收而溶入高溫奧氏體中，并向內(nèi)部擴散而形成滲碳層。滲碳層含碳量和深度靠控制通入的滲碳劑量、滲碳時間和滲碳溫度來保證。圖4-26為15號鋼(wC=0.15%)滲碳空冷后的組織。圖4-2615號鋼滲碳空冷后的組織不需要滲碳的部位可通過事先鍍銅或涂抗?jié)B涂料來保護(hù)，也可留出加工余量，滲碳淬火后切除。

零件滲碳后的熱處理常采用如下幾種方法：

(1)直接淬火法。工件滲碳完畢后，出爐經(jīng)預(yù)冷后再淬火和低溫回火的熱處理工藝稱為直接淬火法，如圖4-27中(a)、(b)所示。預(yù)冷的目的是為了減小淬火變形，并使表面殘余奧

氏體因碳化物析出而減少。預(yù)冷溫度應(yīng)略高于鋼的，否則心部會析出鐵素體。

(2)一次淬火法。工件滲碳后隨爐冷卻、出爐坑冷或空冷到室溫，然后再加熱到淬火溫度進(jìn)行淬火和低溫回火的處理方法，稱為一次淬火法，如圖4-27中(c)所示。這種方法的淬火溫度應(yīng)選在略高于心部的點，目的是細(xì)化心部晶粒和得到低碳馬氏體。淬火后工件要在160～180℃回火1.5h以上。對不重要或負(fù)荷較小的滲碳零件，一次淬火溫度可選在和之間，約為820～850℃，這樣可以同時使表層和心部組織都得到改善。與合金鋼相比，碳鋼容易過熱，因此它的淬火溫度要選得稍低一些。圖4-2