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热处理复习资料1、钢铁：是Fe与C、Si、Mn、P、S以及少量的其它元素所组成的合金。其中除Fe外，C的含量对钢铁的机械性能起着主要作用。2、热处理：通常的金属热处理工艺，一般均由不同的加热、保温和冷却三个阶段组成，从而改变整体或表面组织（但形状不变），获得所需的性能。3、热处理原理是研究热处理过程中组织转变的规律；热处理工艺是根据原理制定的温度、时间、介质等参数对具体的产品零部件进行处理的过程。4、热处理工艺类别：整体热处理：退火、正火、淬火、回火；表面热处理：感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、激光加热表面淬火、化学气相沉积、物理气相沉积；化学热处理：渗碳、渗氮、渗其它元素、多元共渗。\n一、加热时组织转变1、钢之所以能够进行热处理，是钢在加热冷却过程中发生固态相变。加热的目的：使钢形成全部或部分奥氏体组织，并控制奥氏体的化学成分、均匀化程度及晶粒大小等。2、奥氏体化：奥氏体成核，晶核长大；渗碳体溶解；奥氏体成分均匀化的过程PSK线称为A1线；Acm线:渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线ES线；铁素体向奥氏体转变曲线GS线为A3线通常实际加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；实际冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm，以示与平衡转变温度的区别\n3、共析钢奥氏体的形成：共析钢加热至Ac1以上时,发生P(F+Fe3C)→A的转变。奥氏体形成的热力学条件：必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成；只有当P与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体才能自发地形成。4、奥氏体形成过程：（1）奥氏体的形核形核的成分、结构条件：α+Fe3CγC%0.02186.690.77结构BCC复杂正方FCC形核位置：A晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低；②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度；③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏。（2）奥氏体的长大奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡，产生r/Fe3C和r/α两个相界面。Cr-c>Cr-α，浓度差dC=Cr-c-Cr-α将在奥氏体内产生扩散。相界面上的平衡浓度被打破，为了恢复并维持相界面上的平衡浓度，Fe3C向r中溶解，A向Fe3C方向长大\n（3）渗碳体的溶解由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体的差别很大，当铁素体转变成奥氏体后还有残存的渗碳体。（4）奥氏体的均匀化残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度的分布是不均匀的，原来是渗碳体的地方碳浓度较高，原先是铁素体的地方碳浓度较低，必须继续保温，通过碳的扩散获得均匀的奥氏体。5、非共析钢奥氏体的形成：随着加热温度的升高，先共析铁素体(或先共析渗碳体)逐渐向奥氏体转变，温度升至Ac3(或Acm)时全部转变为奥氏体，获得单一的奥氏体组织。加热到Ac1以上，低于Ac3或Accm时，进行不完全奥氏体化;加热到Ac3或Accm以上时，进行完全奥氏体化。6、等温形成动力学：在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）奥氏体形成速度的影响因素：（1）加热温度和保温时间的影响（2）钢的原始组织状态（原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。片状珠光体快于粒状珠光体。）（3）钢的化学成分（含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大，从而增高N和G，形成速度增大；碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，降低形成速度；非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大形成速度；Mn，Ni\n降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度）7、奥氏体晶粒的长大及影响因素：（1）奥氏体晶粒大小对性能的影响（奥氏体晶粒越细，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧性越高）2、奥氏体晶粒度（奥氏体晶粒度指奥氏体晶粒大小，通常以晶粒度级别来描述。）晶粒度级别与晶粒大小的关系：n=2N-1。n----×100倍时，晶粒数/in2；N----晶粒度级别。1）起始晶粒度：奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。2）本质晶粒度：钢在一定条件下奥氏体晶粒长大倾向性。3）实际晶粒度：钢在某一具体热处理加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。8、影响奥氏体晶粒度的因素：1）加热温度和保温时间（奥氏体化温度越高，晶粒长大越明显。在一定温度下，保温时间越长越有利于晶界总面积减少而导致晶粒粗化。）2）加热速度的影响（实际生产中有时采用高温快速加热、短时保温的方法，可以获得细小的晶粒。）3）钢的成分（亚共析钢随奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒的长大倾向也增大；过共析钢，部分碳以未溶碳化物的形式分布于奥氏体晶界，它有阻碍晶粒长大的作用；除了Mn\n和P为促进奥氏体晶粒长大的元素外，大部分合金元素（如Ti、V、Nb、Al等）加入钢中后能形成稳定的碳化物、氧化物和氮化物弥散分布在晶界上，从而阻碍奥氏体晶粒长大。）二、冷却时组织转变1、过冷奥体：在临界点以下存在的不稳定的、将要发生转变的奥氏体。2、过冷奥氏体等温转变曲线图TTT图综合反映了过冷奥氏体在不同过冷度下等温转变过程：转变开始和终了时间，转变产物和转变量与温度和时间的关系。又称C曲线。在转变开始线左方是过冷奥氏体区；转变结束线右方是转变结束区（P或B）；在两条线之间是转变过渡区（A冷+P或A冷+B）；水平线MS～Mf之间为马氏体转变区。3、影响C曲线的因素（钢的化学成分和奥氏体化过程\n会影响C曲线的形状和位置）（1）碳的影响亚共析钢或过共析钢的C曲线形状大体与共析钢的C曲线相似，只是在C曲线上部多了一个“先共析转变线”；碳钢中以共析钢的C曲线位置最靠右，即过冷奥氏体为最稳定。亚共析钢中含碳量降低或过共析钢中含碳量增加都会使C曲线左移。但是B转变区随含碳量升高一直右移。（2）合金元素的影响除了钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，增大其稳定性，使C曲线右移。碳化物形成元素含量较多时，使C曲线形状也发生变化。（3）加热温度和保温时间的影响随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，同时奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，作为奥氏体转变的晶核数量减少，这些都提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。4、过冷奥氏体连续转变曲线图（CCT图）\n图：共析碳钢的CCT曲线图中PS和Pf分别表示A→P转变开始线和终了线；K线表示A→P转变中止线。保证过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部转变为马氏体组织的最小冷却速度，称为淬火临界冷却速度。5、CCT曲线与TTT曲线比较1）CCT曲线位于TTT曲线的右下方，说明连续冷却转变温度要低，孕育期要长。2）共析和过共析钢连续冷却时，由于贝氏体转变孕育期大大增长，因而有珠光体转变区而无贝氏体转变区。亚共析钢连续冷却时除了多出一条先共析铁素体析出线外，一般还会发生贝氏体转变，因此亚共析钢连续冷却时往往得到许多产物组成的混合组织。3）连续冷却时组织转变在一定温度区域内发生的，得到组织不均匀，有时得到几种组织的混合物。6、珠光体类型转变（高温转变）（1）珠光体的组织形态和性能：过冷奥氏体在A1至550℃内，分解为珠光体类型组织。该组织为层片状的\n渗碳体和铁素体的机械混合物。1）珠光体p（Pearlite）形成温度A1～650℃，片层厚度>0.4μm，在500倍金相显微镜下即可分辩片层。硬度约为160～250HBS2）索氏体S（Sorbite）形成温度650～600℃，片层厚度0.2～0.4μm，在800～1000倍金相显微镜下才能鉴别。硬度约为25～35HRC。3）屈氏体T（Troostite）形成温度600～550℃，片层厚度<0.2μm。组织极细，只有在高倍电子显微镜下才能分辨清，否则呈黑色团状组织。硬度约为35～48HRC。（2）可见，珠光体的转变温度越低，片层间距越小，相界面越多，位错受阻越大，塑性变形抗力就越大则强度、硬度越高；同时由于渗碳体片变薄，越易变形，不易脆断，使得塑性和韧性有所改善。（3）粒状珠光体：在A1附近的温度范围内作足够长的时间保温，可能使片状渗碳体球化，此时转变产物是粒状珠光体（渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上）。对于相同成分的钢，粒状珠光体比片状珠光体具有较少的相界面，因而其硬度、强度较低，但塑性、韧性较高。粒状珠光体常常是高碳钢（高碳工具钢）切削加工前要求获得的组织状态。（4）珠光体的转变过程\n奥氏体向珠光体的转变是一种扩散型相变，它通过铁、碳原子的扩散和晶格重构两个物理过程来实现，也是一个形核和长大的过程。珠光体长大的两种机制：交替形核长大机制（珠光体和渗碳体都可能成为领先相，形核位置：主要在奥氏体晶界。珠光体球团：可以包含一个以上的珠光体领域。珠光体领域：一个领域中的F和渗碳体协调向某一方向生长）和分片长大机制（过冷A发生P转变时，形核以后基本没有侧向长大，长大时主要依靠渗碳体片不断分枝并向前平行长大。与此同时使相邻奥氏体贫碳，促使铁素体在其枝间形核与长大，结果也形成片层相间的两相混合物。）珠光体的片间距（S0）：经验公式：先共析相与伪共析组织：各线的含义见课堂笔记\n7、马氏体转变（低温转变）（1）在MS线以下区间的转变，产物为马氏体。马氏体----碳在α-Fe中的过饱和固溶体。成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。（2）奥氏体的正八面体间隙，马氏体的扁八面体间隙c/a>1称为马氏体的正方度：含碳量高，正方度大（3）马氏体组织形态和性能：一种是板条状马氏体，也称低碳马氏体；另一种是片状马氏体，也称高碳马氏体。马氏体的形态主要取决于碳含量：当奥氏体含碳量小于0.2%时，淬火组织中马氏体几乎完全是板条状的；当奥氏体含碳量大于1.0％的钢淬火后，则几乎完全是片状的；碳含量介于0.2～1％之间时是板条马氏体和片状马氏体的混合组织。（4）板条马氏体板条马氏体内的亚结构主要是高密度的位错在低、中碳钢，马氏体时效钢中出现，形成温度较高。基本单元板条为一个个单晶体。板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体。许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面。板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒内可能形成四\n种马氏体板条束。每个惯习面上可能有六种不同的取向，板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块。（5）片状马氏体片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状，显微组织为针片状。在中、高碳钢，高镍的Fe-Ni合金中出现，形成温度较低。先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越短小片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ，位向关系由K-S关系变为西山关系亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹（6）影响马氏体形态及其亚结构的因素：1）Ms点□Ms点高----形成板条马氏体；Ms点低----\n形成片状马氏体。□C%↑→Ms↓：板条M→板条M+片状M→片状M；位错M→孪晶M2）奥氏体与马氏体的强度当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位错的板条马氏体随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形成亚结构为孪晶的片状马氏体若奥氏体的σS<206MPa，应力在奥氏体中以滑移方式松弛。由于形成的马氏体强度较高，应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则形成惯习面为(225)γ的片状马氏体若奥氏体的σS>206MPa，相变应力在两相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为(259)γ的片状马氏体（7）马氏体的性能：马氏体的性能特征是高硬度,硬度主要取决于马氏体含碳量含碳量增高,其硬度随之增高；C>0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加。（8）马氏体的塑性与韧性：低碳位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差；高碳孪晶型马氏体高脆性的原因：①亚结构为细小孪晶\n②容易产生显微裂纹马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的过饱和度和亚结构。高碳片状马氏体的塑性和韧性差,脆性大。（9）马氏体的物理性能：①马氏体的比容远大于奥氏体（钢在淬火时要发生体积膨胀，产生内应力、变形、开裂）②马氏体具有铁磁性（钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。马氏体的含碳量越高，矫顽力越高）（10）马氏体的强化机制：①固溶强化（间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用）；②时效强化（自回火，碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚，以及碳化物的弥散析出）；③相变强化（亚结构强化，高密度位错以及微细孪晶，阻碍位错运动）;④马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越细小，强度越高（11）马氏体转变的主要特点1）无扩散性；2）高速长大；3）变温形成（M转变在MS-Mf温度区内进行）；4）转变不完全□马氏体相变的无扩散性钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点阵改组；可以在很低的温度范围内进行，并且相变速度极快；原子以切变方式移动，相邻原子的相对位移不超过原子间距，近邻关系不变□表面浮凸现象和不变平面应变①表面浮凸现象；②\n惯习面和不变平面马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面钢中：<0.5%C，惯习面为{111}γ，0.5～1.4%C，为{225}γ，1.5～1.8%C，为{259}γ直线划痕在倾动面处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。说明马氏体与母相保持切变共格，惯习面未见宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面□不变平面应变倾动面一直保持为平面；发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀切变；造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变（12）马氏体相变的变温性MS----马氏体相变开始点Mf----马氏体相变终了点MS点以下，无需孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但很快停止，不能进行到终了，需进一步降温；在Mf点以下，虽然转变量未达到100%，但转变已不能进行；如Mf点低于室温，则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体\n（13）马氏体相变的可逆性A↔MMs,Mf;As,Af;As>Ms钢中马氏体加热时，容易发生回火分解，从马氏体中析出碳化物；Fe-0.8%C钢以5000℃/S快速加热，抑制回火转变，则在590～600℃发生逆转变（14）工业用钢淬火马氏体的金相形态1）低碳钢中的马氏体C%＜0.2%的低碳钢、低碳低合金钢，如20#、15MnVB钢等，组织为板条马氏体，具有高强度、高韧性、低的冷脆转化温度2）中碳结构钢中的马氏体如45#、40Cr钢等，淬火后为板条马氏体+片状马氏体的混合组织；由于通常选用较低的奥氏体化温度，淬火后获得的组织极细，光学显微镜较难分辨3）高碳工具钢中的马氏体如T8、T12钢，为片状马氏体；通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织；隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨（15）T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度，此时ΔGγ→α’=0ΔGγ→α’称为马氏体相变驱动力\n（16）影响钢的Ms点的因素1）奥氏体的化学成分□碳含量C%↑→Ms↓，Mf↓□合金元素除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms点。解释：碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能，也降低了T0温度，从而降低Ms点；碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，σs↑，使切变所需能量增高，Ms↓。2）其它因素对Ms点的影响□奥氏体的晶粒大小奥氏体晶粒细化→Ms↓；晶粒细化→σs↑→切变阻力↑→Ms↓□弹性极限以内的应力多向压应力阻碍马氏体转变，→Ms↓；拉应力促进马氏体转变，→Ms↑（17）应变诱发马氏体在Ms点以上一定温度范围内，因塑性变形而促生的马氏体称为应变诱发马氏体；塑性变形能促生马氏体的最高温度称为Md点，高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体（18）奥氏体的机械稳定化在Md点以上，对奥氏体进行塑性变形，当形变量足够大时，将抑制随后冷却时的马氏体转变，Ms点降低，残余奥氏体量增多，称为奥氏体的\n机械稳定化。少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。（19）马氏体相变也是通过形核与长大进行；变温时，在Ms点以下，无孕育期，瞬时形核，瞬时长大；马氏体量随温度下降而增加。降温时，马氏体量的增加是靠新马氏体的不断产生，而不是靠先形成马氏体的长大。（20）残余奥氏体马氏体转变通常不能进行到底，有一部分未转变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。通常淬火只淬到室温为止，高于很多钢的Mf点，冷却不充分，形成AR。为了减少淬火至室温后钢中的AR量，可将其继续冷却至零下（Mf点以下）进行处理，称为冷处理。凡是降低Ms点的因素均提高AR量。AR量和Ms点一样，主要取决于奥氏体的化学成分：C%↑→Ms↓→AR↑；合金元素↑→Ms↓→AR↑（21）残余奥氏体的作用：因本身较软，会降低淬火钢的硬度；不稳定，易使零件产生变形开裂；降低硬磁钢的磁感应强度；可提高某些钢的韧性和塑性。（22）奥氏体的热稳定化定义：使奥氏体转变为马氏体能力减低的一切现象，称为奥氏体的稳定化。表现为Ｍｓ点降低、AR量增多。有三大类：化学稳定化----\n化学成分引起；机械稳定化----塑性变形引起；热稳定化。淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。奥氏体热稳定化的本质：奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化了奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。（23）马氏体相变晶体学模型①K-S均匀切变模型三个步骤：第一次较大量的均匀切变(主切变)；第二次小量切变；第三晶格调整。②G-T模型第一次切变：为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构；第二次切变：为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生；切变的结果，无宏观变形，晶格不变。同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。8、贝氏体转变（中温转变）（1）过冷奥氏体在C曲线鼻尖至MS（230℃）线区间的转变，产物为贝氏体(Beinite)。中温转变：550℃～MS；下贝氏体----良好的综合力学性能；等温淬火组织；贝氏体钢连续冷却（2）贝氏体组织形态和性能：\n①B上：在550℃－350℃之间形成，由粗大的片条状过饱和铁素体和粗大的、不均匀的渗碳体组成。在贝氏体相变的较高温度区域形成，对于中、高碳钢,大约在350~550℃区间；在光镜下为羽毛状。组织为一束平行的自A晶界长入晶内的BF板条。BF板条与M板条相近，但在铁素体板条之间分布有不连续碳化物。BF板条内亚结构为位错。与A的位向关系为K-S关系，惯习面为{111}A。碳化物惯习面为{227}A，与A有确定的位向关系B上韧性低,工程上尽量避免此组织。②B下：在350℃－230℃之间形成，是由针片状过饱和铁素体和与其共格的ε-碳化物（Fe2.4C）组成。贝氏体铁素体呈透镜片状，形态与片状马氏体很相似。但下贝氏体铁素体中的亚结构为位错，不存在孪晶。片内存在排列整齐的细小碳化物。碳化物呈短条状，沿着与铁素体片的长轴相夹55～65°角的方向分列成排。BF与A的位向关系为K-S关系，惯习面为{110}A。碳化物与BF间有确定的位向关系。B下的强度、硬度、韧性和塑性均高于B上，具有优良的综合机械性能。生产上中、高碳钢常利用等温淬火获得以下贝氏体为主的组织，使钢件具有较高的强韧性，同时由于\n下贝氏体比容比马氏体小，可减少变形开裂。③无碳化物贝氏体在靠近BS的温度处形成，由平行板条铁素体束及板条间未转变的富碳奥氏体组成。（3）贝氏体的转变基本特征（奥氏体向贝氏体的转变属半扩散型相变，铁原子基本不扩散而碳原子有一定扩散能力）□贝氏体转变温度范围在A1以下，MS以上，有一转变的上限温度BS点和下限温度Bf点，碳钢的BS点约为550℃□贝氏体转变产物贝氏体转变产物为α相与碳化物的两相混合物，为非层片状组织。α相（即贝氏体铁素体BF）形态类似于马氏体而不同于珠光体中的铁素体。□转变动力学通过形核与长大进行，等温转变动力学图是C形。□转变的不完全性转变结束时总有一部分未转变的A，继续冷却A→M，形成B+M+AR组织□扩散性转变形成低碳相和高碳相，故有碳原子的扩散，但铁和合金元素原子不扩散□晶体学特征贝氏体形成时，有表面浮凸，位向关系和惯习面接近于马氏体□碳含量贝氏体中铁素体的含碳量过饱和。称贝氏体铁素体BF；温度降低，BF中的碳的过饱和度升高。（4）贝氏体的力学性能\n□贝氏体的强度贝氏体的强度随形成温度的降低而提高影响贝氏体强度的因素：①贝氏体铁素体细化强化（形成温度越低，贝氏体铁素体越细，强度越高）；②碳化物的弥散强化（下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒数量较多，且分布均匀，故下贝氏体的强度高于上贝氏体；贝氏体形成温度越低，碳化物颗粒越小、越多，强度越高）；③固溶强化和位错强化（随贝氏体形成温度的降低，BF的碳过饱和度及位错密度均增加，导致强度增加）□贝氏体的韧性在350℃以上，组织中大部分为上贝氏体时，冲击韧性大大下降上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的原因：上贝氏体由彼此平行的BF板条构成，好似一个晶粒；而下贝氏体的BF片彼此位向差很大，即上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体；上贝氏体碳化物分布在BF板条间。总之，随着贝氏体形成温度的降低，强度逐渐增加，韧性并不降低，反而有所增加，使下贝氏体具有优良的综合力学性能。（5）贝氏体相变的热力学条件贝氏体相变的驱动力也是化学自由能差。铁素体的Gibbs自由能随着碳过饱和度的增加而增加。由于碳在BF中的不断脱溶，增加了新相与母相间的自由能差（ΔG）。另外，BF\n中碳的脱溶还使其比容降低，从而减少作为相变阻力的比容应变能，这些都会促进BF的进一步长大。（6）贝氏体相变机理概述①贝氏体转变的领先相是铁素体，在转变温度下，奥氏体中存在浓度起伏，BF核在贫碳区形成。较高温度时，BF在奥氏体晶界形核；较低温度时（下贝氏体），BF大多在奥氏体晶粒内形核；②BF以共格切变方式长大，但长大速度缓慢，这是因为受碳原子向周围奥氏体的扩散所控制；③形成的BF为碳的过饱和α固溶体，形成温度越低，过饱和度越大。在BF形成的同时，将发生碳的脱溶，析出碳化物。（7）无碳化物贝氏体的形成机理（高温范围转变，组织为BF+富碳A）①BF在奥氏体晶界形核，初形成的BF过饱和度很小，以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形成相互平行的BF板条束；②与此同时，由于转变温度较高，在BF中的碳原子可以越过BF/A相界面向A中扩散，直至达到平衡浓度；③通过相界面进入A的碳能很快向远离界面处扩散，不至于在界面附近产生积聚，所以富碳A的碳含量不会超过Acm线的延长线，从而不会从A中析出碳化物；④在随后的冷却过程中，富碳奥氏体可以转变为马氏体，也可以保持到室温而成为富碳的残余奥氏体。（8）上贝氏体形成机理\n中温范围转变，在350~550℃，组织为BF+Fe3C，形态为羽毛状。①BF在奥氏体晶界形核，以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形成相互平行的BF板条束；②与此同时，碳原子越过BF/A相界面向A中扩散；③由于转变温度降低，进入相界面附近A中的碳原子已不能向远处扩散，尤其是铁素体板条间奥氏体中的碳原子，在这些地方将产生碳的堆积；④随着BF的长大，铁素体板条间奥氏体中的碳含量显著升高，当超过Acm线的延长线时，将从奥氏体中析出不连续的碳化物（Fe3C），从而形成羽毛状上贝氏体。可见，上贝氏体的转变速度受碳在奥氏体中的扩散所控制。（9）下贝氏体的形成机理低温范围转变，<350℃①BF大多在奥氏体晶粒内通过共格切变方式形成，形态为透镜片状；②由于温度低，BF中碳的过饱和度很大。碳原子已不能越过BF/A相界面扩散到奥氏体中去，在BF内部析出细小的碳化物；③随着BF中碳化物的析出，自由能进一步降低，以及比容降低所导致的应变能下降，将使已形成的BF片进一步长大。在其侧面成一定角度也将形成新的下BF片。下贝氏体的转变速度受碳在铁素体中的扩散所控制。\n综上所述，不同形态贝氏体中的铁素体都是通过切变机制形成的。只是因为形成温度不同，使铁素体中碳的脱溶以及碳化物的形成方式不同，从而导致贝氏体的组织形态不同。（10）贝氏体等温相变动力学与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能进行到终了。贝氏体等温转变动力学图也呈C形，也有一鼻子。转变在BS点温度以下才能进行，随转变温度降低，转变速度先增后减。（11）影响贝氏体相变动力学的因素1）碳含量及合金元素的影响除Al、Co外，合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开2）奥氏体晶粒大小的影响奥氏体晶粒越大，晶界面积越少，形核部位越少，孕育期越长，贝氏体转变速度下降3）应力和塑性变形的影响拉应力加快贝氏体转变；在较高温度的形变使贝氏体转变速度减慢；而在较低温度的形变却使转变速度加快4）冷却时在不同温度下停留的影响\n三、钢在回火时的转变1、回火：把淬火钢加热到低于A1点的某一温度，保温一定时间后，以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。回火的目的：①获得所需的稳定组织与性能（提高塑、韧性）；②消除淬火应力。2、淬火碳钢回火时的组织转变（P193）亚稳的马氏体和残余奥氏体→稳定的铁素体+渗碳体①马氏体中碳原子的偏聚（<100℃）位错型板条马氏体碳原子偏聚在位错线附近，使马氏体的弹性应变能下降孪晶型片状马氏体\n碳原子在马氏体的某些晶面上富集，如{100}M面、{112}M孪晶面，形成片状富碳区②第一类回火转变：马氏体的分解（100～250℃）马氏体分解为含碳0.25%左右的低碳马氏体加ε碳化物的两相混合组织-------回火马氏体M’＜0.2%C的低碳板条马氏体在<200℃时碳原子仅偏聚于位错而不析出ε-FexC回火马氏体:淬火钢在250℃以下低温回火的组织,部分碳从过饱和固溶体中共格析出形成了过渡型碳化物。这种组织极易受腐蚀，在光镜下呈黑色，与下贝氏体很相似③回火第二阶段转变：残余奥氏体的转变（200～300℃）AR分解为回火马氏体或下贝氏体④回火第三阶段转变：碳化物的转变（250~400℃）板条状或针状铁素体加与铁素体无共格联系的薄片状渗碳体的混合物------回火屈氏体T’⑤回火第四阶段转变：碳化物聚集长大及铁素体的回复与再结晶（400～720℃）位错密度下降，形成位错网络，把α相分割成许多亚晶粒→原来具有马氏体形态的铁素体转变为位错密度较低的等轴状铁素体再结晶了的铁素体加颗粒状渗碳体的两相混合组织------回火索氏体S’（3）钢的回火脆性\n回火脆性：淬火钢出现冲击韧性显著下降的现象①低温回火脆性（250～350℃）②高温回火脆性（450～650℃回火后慢冷）（4）第一类回火脆性在250～350℃出现，又称低温回火脆性，属不可逆回火脆性将已产生脆性的零件重新加热到更高温度回火，脆性即可消除。若再置于脆化温度范围回火，将不再产生这种脆性。原因：①Fe3C在马氏体孪晶面、板条边界和原奥氏体晶界析出，呈连续薄片状（或称为碳化物薄壳）；②杂质元素P、Sn、Sb、As等在原奥氏体晶界偏聚，引起晶界弱化。防止方法：①避免在250～350℃温度范围回火；②生产高纯钢，降低P、Sn、Sb、As等杂质元素含量；③加入Si可推迟ε-Fe2.4C→Fe3C转变，将低温回火脆化温度范围推向350℃以上。（5）第二类回火脆性在450～650℃回火后缓慢冷却出现，又称为高温回火脆性；属可逆回火脆性：已脆化的钢，如重新加热到650℃以上回火后快冷，脆性可消除原因：①杂质元素P、Sn、Sb、As在原奥氏体晶界的平衡偏聚，引起晶界脆化。②合金元素Cr、Ni、Mn促进高温回火脆。（合金元素Mo和稀土元素可减轻高温回火脆）\n防止方法：①高温回火后快冷；②选用高纯钢；③加入能扼制高温回火脆性的合金元素Mo和稀土元素；④细化奥氏体晶粒，增加晶界总面积，可降低单位面积杂质元素偏聚量。四、钢的热处理工艺1、退火（1）退火：将工件加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。工业上常用的退火工艺:完全退火、球化退火、均匀化退火和再结晶退火、去应力退火等。退火目的：细化晶粒（使热加工造成的粗大不均匀组织均匀化、细化；使中碳以上的碳钢和合金钢得到接近平衡状态组织，降低硬度，以利于切削加工；由于冷却速度缓慢，可消除内应力，防止淬火变形与开裂；为最终热处理（淬火、回火）做好组织上的准备\n（2）完全退火将钢加热至Ac3以上20～30℃，完全奥氏体化后缓冷（随炉或埋入石灰中冷却），以获得接近平衡组织的热处理工艺。周期较长，主要用于亚共析成分的铸、锻件和热轧型材，有时也用于焊接件目的：降低硬度、细化组织，便于切削加工组织：F+P完全退火举例：ZG35铸造齿轮为消除组织应力采用完全退火工艺；锻造过热的60钢坯为了细化晶粒，消除锻造应力也可采用完全退火工艺，一般采用正火（3）球化退火将钢加热到Ac1温度以上20～30℃保温（一般2～4h），然后随炉缓冷，或在Ar1以下20℃左右进行长时间的等温处理，使渗碳体以球状析出，获得粒状珠光体组织（细小均匀的球状渗碳体分布在连续的铁素体基体上）在铁素体基体上弥散分布着颗粒状渗碳体，也称为“球化体”主要用于共析、过共析碳钢及合金钢的锻、轧件目的：降低硬度，改善切削加工性，并为后续的淬火作组织准备\n对于网状二次渗碳体较严重的钢，应在球化退火之前先进行一次正火，将组织中的网状渗碳体破碎，保证球化退火后组织中所有渗碳体球状化，如GCr15钢790-810°C加热，710-720°C等温，以此获得硬度HBS207-229的球化等温退火工艺规范。（4）等温退火一般是将钢件加热到Ac3+（30~50）℃（亚共析钢）或Ac1+（30~50）℃（过共析钢）保温后，在Ar1以下某一温度等温，使奥氏体转变为珠光体型组织目的：等同完全退火或球化退火，但生产周期大大缩短，且转变产物较易控制，组织转变均匀，特别适用于大件及合金钢件的退火与普通退火相比的优点：由于珠光体转变在恒温下完成，易于控制，并能获得均匀的预期组织；对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，由于等温处理前后可较快冷却，常可大大缩短退火周期（5）均匀化退火（扩散退火）将工件加热到Ac3以上150～200℃（1050～1150℃），长时间（10～15小时）保温后缓冷的热处理工艺适用于合金钢铸锭、铸件或锻坯目的：消除成分偏析和组织不均匀性后续处理：保温10～20小时退火后晶粒较粗大，一般还须进行完全退火或正火处理（6）去应力退火\n将工件加热至Ac1以下（一般500～650℃），保温后空冷或炉冷至200℃以下出炉空冷是一种无相变的退火，退火后组织无明显变化目的：用于消除铸、锻、焊、冷压件及机加工件中的残余应力，提高尺寸稳定性，防止变形开裂如：T=200℃～300℃保温缓冷弹簧去应力退火（7）再结晶退火将这类工件加热到再结晶温度以上150~250℃，保温后缓慢冷却，（一般在600-700℃）目的：用于消除冷变形加工产生的加工硬化现象、消除残余应力、改善组织、降低硬度和提高塑性（8）不完全退火加热温度在Ac1~Ac3或Ac1~Acm之间，进行不完全奥氏体化，随之缓慢冷却的退火工艺；细化晶粒不如完全退火好；用于某些晶粒仍细小而均匀的亚共析钢锻轧件，使其软化以改善切削加工性能并消除内应力；Ac1~Acm之间的退火实际是球化退火的一种2、正火（1）正火：将钢加热到Ac3或Accm以上30～50℃，保温后在空气中均匀冷却的热处理工艺组织：亚共析钢为F+S，共析钢为S，过共析钢为S+Fe3CⅡ\n正火比退火冷却速度快，得到的索氏体组织比退火的珠光体组织细、而且数量多；铁素体晶粒也较细小强度和硬度较高，而且生产周期短、操作简单正火的目的：1）对普通碳素钢、低合金钢和力学性能要求不高的结构件，可作为最终热处理；2）用于低碳钢或低合金钢的预先热处理，以调整硬度，避免切削加工中“粘刀”现象，改善切削加工性能。碳质量分数在0.5%以下的低中碳钢都可用正火代替完全退火；3）作为预先热处理:对于过共析钢用来消除网状二次渗碳体，为球化退火作好组织上的准备举例：T12钢退火组织中的Fe3CⅡ网（连续网），球化退火前必须先进行正火以消除Fe3CⅡ网，得到片层状P然后再进行球化退火（2）退火与正火对比为↑35钢的硬度，采用正火以提高切削加工性能；为↑T8钢的切削加工性能采用球化退火，目的是↓HB；T12钢中存在连续的网状Fe3CⅡ，为提高切削加工性能，先正火目的是消除网Fe3CⅡ，再球化退火得到粒状的P，↓HB3、淬火（1）淬火：将钢件加热到Ac3或Ac1点以上某一温度，保温后迅速冷却，以获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺淬火的目的：提高材料的强度、硬度和耐磨性；与回火配合后可赋予工件最终的使用性能\n（2）钢的淬火工艺①加热温度的确定对于亚共析钢，淬火温度为Ac3以上30～50℃，可获得均匀细小的奥氏体组织；T过高，晶粒粗大；T过低欠热，有自由F硬度不足对于共析钢和过共析钢，淬火温度为Ac1以上30～50℃（即部分奥氏体化）。由于其经过球化退火处理，因而组织为细奥氏体基体上分布颗粒渗碳体。T过高，碳化物溶解，M片％↑，易于变形和开裂淬火后获得：细马氏体基体上分布颗粒渗碳体和少量残余奥氏体，有利于提高钢的硬度和耐磨性选择TA＝Ac1＋（30～50℃）温度加热保留部分未溶碳化物，以提高钢的硬度与耐磨性，同时由于降低了A中的C含量，使基体的C％↓，使M条％↑，sb↑，δ↑、αk↑对于低合金钢，淬火加热温度也应根据临界点来确定，考虑合金元素的作用，为了加速奥氏体化，淬火温度可偏高些，一般为Ac1或Ac3以上50～100℃高合金工具钢中含有较多的强碳化物形成元素，奥氏体晶粒粗化温度高，则可采用更高的加热温度如：W18Cr4V钢，Ac1＝860℃～880℃，TA=1280℃,晶粒度为9级对于含碳、锰量较高的本质粗晶粒钢，为了防止奥氏体晶粒粗化，则应采用较低的淬火温度\n②加热时间的确定加热时间包括升温和保温两个阶段（影响加热时间的因素很多，如加热介质、钢的成分、炉温、工件的形状及尺寸、装炉方式及装炉量。）通常以装炉后炉温达到淬火设定温度所需时间为升温时间，并以此作为保温时间的开始保温时间则指工件温度均匀并完成奥氏体化所需的时间加热与保温时间的长短受钢的化学成分、工件形状和尺寸、加热炉类型等多种因素的影响。保证工件透热、内部组织充分转变的前提下，尽量缩短加热与保温时间目前生产中多采用如下经验公式确定加热时间：式中τ为加热时间（min）；α为加热系数（min/mm）；K为装炉修正系数；D为工件有效厚度（mm）。加热系数α表示工件单位有效厚度所需的加热时间，若在箱式炉中加热，碳钢可取1～1.3，合金钢取1.5～2；若在盐浴炉中加热，碳钢可0.4～0.5，合金钢取0.5～1。装炉修正系数K根据装炉量的多少确定，装炉量大时，K值取得较大，一般由经验确定③淬火冷却介质淬火的冷却速度必须大于淬火临界冷速关键是在C曲线的鼻尖温度区，即在650～400℃温度范围内必须快冷。在此温度区以上或以下，特别在300～200℃\n以下并不希望快冷，以免热应力和组织应力过大，而导致工件变形和开裂。理想冷却速度：1）在Ac1～650℃之间慢冷，以↓热应力；2）在650℃～400℃之间快冷，以避开“鼻尖；防发生非M相变；3）在400℃以下慢冷，以↓组织应力。（3）常用冷却介质①自来水（30℃以下）冷却特性：在650-550℃冷却能力大、在Ms附近点冷速极快，淬硬能力较强应用：自来水主要用于形状简单，截面较大的碳钢零件淬火，且组织应力较大优点：经济、便宜、易于实现自动化②盐（碱）水（10％～15％NaCl（或NaOH,Na2CO3)水溶液、30℃）冷却特性：在650～300℃时冷速是自来水的10倍；在200℃时仍然很快可明显提高高温区的冷却能力。但在300～200℃范围内的冷却能力仍较强，极易造成工件变形和开裂应用：用于水淬不透的形状简单的碳素钢③矿物油使用温度通常在40～100℃。优点是在300～200℃范围冷却能力低，缺点是在650～550℃范围内冷却能力较低，不利于钢的淬硬。\n油一般用于临界冷却速度较小的合金钢或小型碳素钢工件。④硝盐浴和碱浴（由溶融的NaNO3+KNO3，KOH+NaOH，KCl+NaCl+BaCl2等组成）特点：熔点高，冷却能力介于水和油之间，使用温度多为150～500℃应用：常用于处理形状复杂、尺寸较小、变形要求严格的工件，作为分级淬火或等温淬火的冷却介质⑤有机聚合物（聚乙烯醇、聚醚等）水溶液它们的冷却能力可进行调整，性能比较稳定可靠（4）淬火方法1－单介质淬火法；2－双介质淬火法；3－马氏体分级淬火法；4－贝氏体等温淬火法①单液淬火指在一种淬火介质中冷却到底的工艺操作简单，易于实现机械化，适用于形状简单的工件缺点是水淬变形开裂倾向大，而油淬常造成硬度不足等缺陷\n②双液淬火将奥氏体化后的工件先在一种冷却能力较强的介质中冷却，避免珠光体转变，当工件冷至300℃左右时，再在另一种冷却能力较弱的介质中冷却发生马氏体转变目的：在650℃～Ms之间快冷：使v＞vＫ，在Ms以下慢冷以↓组织应力.碳钢：先水淬后油冷；合金钢：先油后空气优点：马氏体转变时冷却较慢，淬火应力小，减少了变形和开裂的可能性。缺点：在水中停留的时间不易控制，对操作技术要求较高。主要用于形状复杂的碳钢件及大型合金钢件③马氏体分级淬火钢迅速浸入温度稍高于或稍低于Ms点的液体介质（盐浴或碱浴）中，保持适当时间，待其内外层达到介质温度后出炉空冷。热应力和组织应力小，硬度较均匀，所以特别适用于形状复杂的工件。但只适用于截面尺寸较小的工件。分级淬火：先将奥氏体化后的工件淬入温度稍高于Ms点的盐浴（或碱浴）中，保温适当的时间，待工件内外都达到介质温度，在奥氏体转变前取出空冷完成马氏体转变。分级淬火是在空冷中发生M相变的，内应力小④贝氏体等温淬火钢浸入温度260～400℃的盐（碱）浴中，使过冷奥氏体转变为下贝氏体，然后空冷。\n等温淬火应力小，不用回火。适用于处理形状复杂，要求较高硬度、强度和韧性的小型工件。等温淬火：指在B温度区域等温，发生下B转变。内应力↓↓，变形小不同淬火方法产生的内应力大小：单液淬火应力>双液淬火>分级淬火>等温淬火(应力最小)⑤冷处理把淬冷至室温的钢继续冷却（如干冰+酒精可冷却至－78℃；液氮可冷却至－183℃），使残余奥氏体转变为马氏体，以提高硬度和耐磨性，并稳定零件尺寸。重要的精密刀具、精密轴承和量具等都应在淬火后进行冷处理，并进行低温回火或时效处理，以消除应力，避免开裂。（5）淬透性与淬硬性、淬硬层深度的关系淬透性即是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力。淬硬性也叫可硬性，它是指钢在正常淬火条件下，所能达到的最高硬度。淬硬性主要与马氏体中的碳的质量分数有关。钢的淬硬层深度，也叫淬透层深度，通常指工件表面到半马氏体区的距离。钢的淬硬层深度除了与淬透性有关外，还与具体工件及冷却介质有关。（6）影响淬透性的主要因素：①碳和合金元素凡使C\n曲线右移的元素将降低淬火临界冷却速度，从而提高了淬透性。②奥氏体化温度提高奥氏体化温度，将使奥氏体晶粒长大，成分均匀从而降低了珠光体的形核率，降低钢的临界冷却速度，淬透性增加。③钢中未溶第二相粒子钢中未溶入奥氏体的碳化物、氮化物及其它非金属夹杂物，可以成为奥氏体分解的非自发核心，使临界冷却速度增大，降低淬透性。（7）淬透性的实验测定方法1）临界直径（Dc）法临界直径：指钢在冷却介质中淬火后，心部能淬透（得到全部或半马氏体组织）的最大直径。2）端淬法将标准试样加热至奥氏体化后，迅速放入末端淬火实验机的试样架孔中，立即对末端喷水冷却。钢的淬透性值用J(HRC)/d表示，其中：J为末端淬火的淬透性；d为距水冷端的距离；HRC为该处测得的硬度值。（8）淬透性是设计工件、合理选材和制定热处理工艺的重要依据之一。\n淬透性好的钢可采用冷却速度缓慢的冷却介质，这对减少形状复杂或尺寸精度要求高的工件的变形十分有利。淬透性好的钢淬火后在整个截面上力学性能较均匀（尤其是屈服极限和冲击韧性），因而综合力学性能高。承受弯曲或扭转的轴类零件，保证一定淬透层深度即可；一些汽车、拖拉机的重负荷齿轮通过表面淬火或化学热处理，甚至可以采用低淬透性钢制造；焊接用钢采用淬透性低的低碳钢制造，避免焊缝及热影响区在焊后冷却过程中得到马氏体组织，从而可以防止变形和开裂。（9）淬火加热缺陷①过热和过烧淬火加热温度过高或者时间过长造成奥氏体晶粒粗大的缺陷叫做过热。过热会得到粗大马氏体组织，易于引起淬火裂纹，工件强度和韧性降低，易于产生脆性断裂。淬火加热温度太高，使奥氏体晶界出现局部熔化或者发生氧化的现象叫做过烧。工件一旦过烧就无法补救，只能报废。②淬火加热时的氧化和脱碳氧化是钢件在加热时与炉气中的O2、H2O及CO2等氧化气体发生的化学作用。在570℃以下主要形成氧化物Fe3O4。氧化物结构致密，与基体结合牢固，故氧化速度很慢。在570℃以上，氧化膜主要由FeO组成。FeO结构松散，与基体结合不牢，容易脱落，氧化速度大大加快。在加热过程中，钢中的碳也与O2、H2O、CO2及H2等发生化学反应，形成气体逸出，使钢件表面含碳量降低，这种现象称为脱碳。氧化使工件尺寸减小，表面光洁程度降低，并严重影响淬火冷却速度，进而使淬火工件出现软点或硬度不足等新的缺陷。工件表面脱碳会降低淬火后钢的表面硬度、耐磨性，并显著降低其疲劳强度。\n五、钢的表面淬火1、表面淬火：将零件表层迅速加热至相变温度以上，而心部未被加热，然后迅速冷却，使零件表层获得马氏体而心部仍为原始组织的“外硬内韧”状态应用：工业中如齿轮、凸轮、曲轴等对性能的要求为：表面高硬度、高强度及好的耐磨性，而心部高韧性，对这类零件需要进行表面热处理2、感应加热表面淬火原理工件放入感应器中，感应线圈通以交流电，由于电磁感应，工件内部产生同频率的感应电流。感应电流集中在表层，钢件表层迅速被加热至淬火温度，而心部仍停留在室温。经喷水冷却，工件表层淬硬。集肤效应：感应加热时，感生电流集中在工件表面的一种效应。感生电流的频率（f）越大，集肤效应越强，电流透入，深度越浅,淬透层越浅。3、感应加热淬火的特点加热速度极快，使Ac3↑↑，短时获得高温。从而使ΔT↑↑，达到细化晶粒的目的；由于晶粒细小，得到隐晶M，强化了组织；较高的表面残余压应力，可提高工件的疲劳强度；氧化和脱碳少，而且由于心部未被加热，淬火变形小；加热温度和淬硬层厚度易于控制，便于实现机械化和自动化。\n感应加热的加热速度极快（一般只需几秒或几十秒），淬火后能获得细隐针马氏体，表面硬度比一般淬火高2～3HRC，耐磨性高，而且脆性低，不易氧化脱碳，变形小，表层存在较大残余压应力，疲劳强度高，一般工件可提高20～30%。举例：机床主轴，承受较大载荷，要求具有良好综合力学性能；轴颈耐磨硬度要求50～55HRC。可选45钢整体调质，然后轴颈进行表面淬火+低温回火处理。调质处理即满足整体性能要求，局部表面淬火又满足了轴颈的硬度要求。4、感应加热表面淬火分类1）高频感应加热频率为200～300kHz，淬硬层深度为0.5～2mm；2）中频感应加热频率为2500～8000Hz，淬硬层深度为2～10mm；3）工频感应加热频率为50Hz，淬硬层深度为10～15mm5、感应加热表面淬火前、后的热处理淬火前一般要进行预先热处理，为表面淬火作组织准备，并可获得最终的心部组织。当心部性能要求不高时，一般采用正火；而重要零件如齿轮等，一般采用调质作为预先热处理。淬火后零件要进行低温回火（180~200℃），以减小淬火应力。回火后组织：表层为回火马氏体，心部仍为预先热处理组织6、加工工艺路线：锻造→正火或退火®→粗机加工®→调质®→精机加工®→感应加热表面淬火®→低温回火®→精磨六、钢的热处理\n1、应用：对于某些齿轮类零件，如汽车变速箱齿轮，内燃机凸轮等在工作中承受强烈的摩擦磨损，和较大的交变载荷，冲击载荷。要求表面高硬度、高耐磨和高的接触疲劳强度，一定的韧性；心部具有高的韧性和足够高的强度2、钢的化学热处理原理：将工件置于一定的介质中加热和保温，使介质中的活性原子渗入工件表层，改变表面层的化学成分及显微组织，从而使工件表层获得所需特殊性能的热处理工艺3、化学热处理的三个过程：1）分解：活性介质分解出能渗入工件的活性原子；2）吸收：工件表面吸收活性原子，并溶入工件材料表面；3）扩散：被吸收的原子由表面逐渐向心部扩散4、钢的渗碳（1）渗碳目的：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主要用于：表面将受严重磨损，并在较大冲击载荷、交变载荷，较大的接触应力条件下工作的零件，如齿轮、活塞销、套筒等渗碳用钢为低碳钢和低合金钢（0.10%～0.25%C），如20、20Cr、20CrMnTi等渗碳原理和方法\n工业上常用气体渗碳。渗碳气体：如煤气、石油液化气等，或是滴入易分解的有机液体，如煤油、甲醇、丙酮等。渗碳介质在高温下分解生成活性碳原子：CnH2n→nH2+n［C］；2CO→CO2+［C］；CO+H2→H2O+［C］渗碳工艺参数渗碳温度:900～950℃；保温时间与温度、渗层厚度有关；渗碳后表面含碳量:0.85～1.05%（2）渗碳件缓冷后组织：外层为过共析组织P+Fe3CⅡ，心部为原始低碳亚共析组织F+P，中间为过渡组织一般规定，从表层到过渡层的一半处的深度为渗层厚度。渗碳温度越高、时间越长，则得到的渗层深度越厚渗层组织(渗碳后缓慢冷却，从内层到外层组织)为:原始组织－亚共析层－共析层－过共析层（3）渗碳后的热处理①直接淬火：渗碳后的工件随炉或在空气中预冷到800～860℃直接淬火。一般只用于本质细晶粒的合金渗碳钢（如20CrMnTi、20MnVB）或耐磨性、承载能力要求较低的工件。优点：工艺简单、经济、生产率高；缺点：零件在渗碳时经过长期高温加热，奥氏体晶粒容易长大。淬火后马氏体粗大，残余奥氏体较多。另外淬火变形较大②一次淬火法将工件渗碳后空冷到室温（正火），然后再重新加热淬火。对于承载不大而表面性能要求较高的工件，加热温度应选用Ac1以上30~50℃，使表层晶粒细化，而心部组织变化不大。对心部组织性能要求较高的合金渗碳钢工件\n，淬火加热温度略高于心部的Ac3，目的是使心部晶粒细化，并得到低碳马氏体组织③二次淬火法工件渗碳后首先正火，然后再重新加热淬火。第一次淬火加热到Ac3+30~50℃，细化心部组织第二次淬火加热到Ac1+30~50℃，使表面层获得细马氏体和均匀分布的粒状渗碳体组织。二次淬火法工艺复杂，生产周期长，成本高，变形大。二次淬火法适用于表面要求高耐磨性、心部要求良好韧性的零件。（4）渗碳淬火后热处理及工艺路线渗碳淬火后回火：150~200℃，消除淬火应力，提高韧性渗碳零件的典型工艺路线：锻造→正火→机加工→渗碳→淬火→低温回火®→精磨渗碳层一般按工件轮廓分布，不需渗碳的部位，如内花键部位，可镀铜防渗（5）渗碳钢淬火、回火后的性能渗碳件表面：过共析组织，淬火、低温回火后表层组织为回火马氏体、粒状碳化物和少量残余奥氏体混合组织，硬度可达58~64HRC心部组织：低碳回火马氏体（淬透时），硬度为30~45HRC，或索氏体或屈氏体、铁素体混合组织（未淬透时），硬度为138~185HBS\n渗碳淬火工件表面硬度高，具有良好的耐磨性，心部具有很好的塑性和韧性表层形成高碳马氏体时，体积膨胀较大，结果在表面层形成残余压应力，提高工件的疲劳强度5、渗氮38CrMoAl是广泛应用的渗氮钢。渗氮温度低（通常500～570℃）、变形小