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金属热处理 heat treatment
金属热处理是将金属工件放在一定的介质中加热到适宜的温度，并在此温度中
保持一定时间后，又以不同速度冷却的一种工艺。
金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，与其它加工工艺相比，热处理一般
不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变
工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质
量，而这一般不是肉眼所能看到的。
为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料
和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的
材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热
处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力
学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。
在从石器时代进展到铜器时代和铁器时代的过程中，热处理的作用逐渐为人们
所认识。早在公元前770～前222年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会
因温度和加压变形的影响而 变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工
艺。
公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅
速发展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体
存在，说明是经过淬火的。
随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元
曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中
国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国
出土的西汉(公元前206～公元24)中山靖王墓中的宝剑,心部含碳量为0.15～0.4%，
而表面含碳量却达0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手艺”的
秘密，不肯外传，因而发展很慢。
1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组
织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转
变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀
最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础。与此同时，人们还
研究了在金属热处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程中金属的氧
化和脱碳等。
1850～1880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加
热曾有一系列专利。1889～1890年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。
二十世纪以来，金属物理的发展和其它新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到
更大发展。一个显着的进展是1901～1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗
碳 ；30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到可控，以后又研究出用二氧
化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法；60年代，热处理技术运用
了等离子场的作用，发展了离子渗氮、渗碳工艺 ；激光、电子束技术的应用，又使
金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。
金属热处理的工艺热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有
加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。
加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭
和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污
染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行
间接加热。
金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件表面碳含量
降低)，这对于热处理后零件的表面性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气
氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。
加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度 ，是保证热
处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但
一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此
当金属工件表面达到要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度
一致， 使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和表面热
处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较
长。
冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主
要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却
速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却
速度进行淬硬。
金属热处理工艺大体可分为整体热处理、表面热处理和化学热处理三大类。根
据加热介质、加热温度和冷却方法的不同，每一大类又可区分为若干不同的热处理
工艺。同一种金属采用不同的热处理工艺，可获得不同的组织，从而具有不同的性
能。钢铁是工业上应用最广的金属，而且钢铁显微组织也最为复杂，因此钢铁热处
理工艺种类繁多。
整体热处理是对工件整体加热，然后以适当的速度冷却，以改变其整体力学性
能的金属热处理工艺。钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种基本工
艺。
退火是将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然
后进行缓慢冷却，目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，获得良好的工艺性
能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。正火是将工件加热到适宜的温度后
在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的
切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。
淬火是将工件加热保温后，在水、油或其它无机盐、有机水溶液等淬冷介质中
快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件
在高于室温而低于650℃的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺
称为回火。退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火”，其中的淬火与
回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。
“四把火”随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺 。为
了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合
金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以
提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。
把压力加工形变与热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强
度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空
热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件表面光洁，提高工件的
性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。
表面热处理是只加热工件表层，以改变其表层力学性能的金属热处理工艺。为
了只加热工件表层而不使过多的热量传入工件内部，使用的热源须具有高的能量密
度，即在单位面积的工件上给予较大的热能，使工件表层或局部能短时或瞬时达到
高温。表面热处理的主要方法有火焰淬火和感应加热热处理，常用的热源有氧乙炔
或氧丙烷等火焰、感应电流、激光和电子束等。
化学热处理是通过改变工件表层化学成分、组织和性能的金属热处理工艺。化
学热处理与表面热处理不同之处是后者改变了工件表层的化学成分。化学热处理是
将工件放在含碳、氮或其它合金元素的介质(气体、液体、固体)中加热，保温较长
时间，从而使工件表层渗入碳、氮、硼和铬等元素。渗入元素后，有时还要进行其
它热处理工艺如淬火及回火。化学热处理的主要方法有渗碳、渗氮、渗金属。
热处理是机械零件和工模具制造过程中的重要工序之一。大体来说，它可以保
证和提高工件的各种性能 ，如耐磨、耐腐蚀等。还可以改善毛坯的组织和应力状
态，以利于进行各种冷、热加工。
例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性 ；齿轮采用正
确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高；另外，
价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，可以代替某些耐
热钢、不锈钢 ；工模具则几乎全部需要经过热处理方可使用。
钢的分类
钢是以铁、碳为主要成分的合金，它的含碳量一般小于2.11% 。钢是经济建设
中极为重要的金属材料。
钢按化学成分分为碳素钢（简称碳钢）与合金钢两大类。碳钢是由生铁冶炼获
得的合金，除铁、碳为其主要成分外，还含有少量的锰、硅、硫、磷等杂质。碳钢
具有一定的机械性能，又有良好的工艺性能，且价格低廉。因此，碳钢获得了广泛
的应用。但随着现代工业与科学技术的迅速发展，碳钢的性能已不能完全满足需
要，于是人们研制了各种合金钢。合金钢是在碳钢基础上，有目的地加入某些元素
（称为合金元素）而得到的多元合金。与碳钢比，合金钢的性能有显着的提高，故
应用日益广泛。
由于钢材品种繁多，为了便于生产、保管、选用与研究，必须对钢材加以分
类。按钢材的用途、化学成分、质量的不同，可将钢分为许多类：
一． 按用途分类
按钢材的用途可分为结构钢、工具钢、特殊性能钢三大类。
结构钢：1.用作各种机器零件的钢。它包括渗碳钢、调质钢、弹簧钢及滚动轴
承钢。
2．用作工程结构的钢。它包括碳素钢中的甲、乙、特类钢及普通低合金钢。
工具钢：用来制造各种工具的钢。根据工具用途不同可分为刃具钢、模具钢与
量具钢。
特殊性能钢：是具有特殊物理化学性能的钢。可分为不锈钢、耐热钢、耐磨
钢、磁钢等。
二． 按化学成分分类
按钢材的化学成分可分为碳素钢和合金钢两大类。
碳素钢：按含碳量又可分为低碳钢（含碳量≤0.25%）；中碳钢（0.25%＜含碳
量＜0.6%＝；高碳钢（含碳量≥0.6%）。
合金钢：按合金元素含量又可分为低合金钢（合金元素总含量≤5%）；中合金
钢（合金元素总含量=5%--10%）；高合金钢（合金元素总含量＞10%）。此外，根据
钢中所含主要合金元素种类不同，也可分为锰钢、铬钢、铬镍钢、铬锰钛钢等。
三． 按质量分类
按钢材中有害杂质磷、硫的含量可分为普通钢（含磷量≤0.045%、含硫量≤
0.055%；或磷、硫含量均≤0.050%）；优质钢（磷、硫含量均≤0.040%）；高级优
质钢（含磷量≤0.035%、含硫量≤0.030%）。
此外，还有按冶炼炉的种类，将钢分为平炉钢（酸性平炉、碱性平炉），空气
转炉钢（酸性转炉、碱性转炉、氧气顶吹转炉钢）与电炉钢。按冶炼时脱氧程度，
将钢分为沸腾钢（脱氧不完全），镇静钢（脱氧比较完全）及半镇静钢。
钢厂在给钢的产品命名时，往往将用途、成分、质量这三种分类方法结合起
来。如将钢称为普通碳素结构钢、优质碳素结构钢、碳素工具钢、高级优质碳素工
具钢、合金结构钢、合金工具钢等。
金属材料的机械性能
金属材料的性能一般分为工艺性能和使用性能两类。所谓工艺性能是指机械零
件在加工制造过程中，金属材料在所定的冷、热加工条件下表现出来的性能。金属
材料工艺性能的好坏，决定了它在制造过程中加工成形的适应能力。由于加工条件
不同，要求的工艺性能也就不同，如铸造性能、可焊性、可锻性、热处理性能、切
削加工性等。所谓使用性能是指机械零件在使用条件下，金属材料表现出来的性
能，它包括机械性能、物理性能、化学性能等。金属材料使用性能的好坏，决定了
它的使用范围与使用寿命。
在机械制造业中，一般机械零件都是在常温、常压和非强烈腐蚀性介质中使用
的，且在使用过程中各机械零件都将承受不同载荷的作用。金属材料在载荷作用下
抵抗破坏的性能，称为机械性能（或称为力学性能）。
金属材料的机械性能是零件的设计和选材时的主要依据。外加载荷性质不同
（例如拉伸、压缩、扭转、冲击、循环载荷等），对金属材料要求的机械性能也将
不同。常用的机械性能包括：强度、塑性、硬度、冲击韧性、多次冲击抗力和疲劳
极限等。下面将分别讨论各种机械性能。
1． 强度
强度是指金属材料在静荷作用下抵抗破坏（过量塑性变形或断裂）的性能。由
于载荷的作用方式有拉伸、压缩、弯曲、剪切等形式，所以强度也分为抗拉强度、
抗压强度、抗弯强度、抗剪强度等。各种强度间常有一定的联系，使用中一般较多
以抗拉强度作为最基本的强度指标。
2． 塑性
塑性是指金属材料在载荷作用下，产生塑性变形（永久变形）而不破坏的能
力。
3． 硬度
硬度是衡量金属材料软硬程度的指标。目前生产中测定硬度方法最常用的是压
入硬度法，它是用一定几何形状的压头在一定载荷下压入被测试的金属材料表面，
根据被压入程度来测定其硬度值。
常用的方法有布氏硬度（HB）、洛氏硬度（HRA、HRB、HRC）和维氏硬度（HV）
等方法。
4． 疲劳
前面所讨论的强度、塑性、硬度都是金属在静载荷作用下的机械性能指标。实
际上，许多机器零件都是在循环载荷下工作的，在这种条件下零件会产生疲劳。
5． 冲击韧性
以很大速度作用于机件上的载荷称为冲击载荷，金属在冲击载荷作用下抵抗破坏的
能力叫做冲击韧性。
退火---淬火---回火
一．退火的种类
1． 完全退火和等温退火
完全退火又称重结晶退火，一般简称为退火，这种退火主要用于亚共析成分的各种
碳钢和合金钢的铸，锻件及热轧型材，有时也用于焊接结构。一般常作为一些不重
工件的最终热处理，或作为某些工件的预先热处理。
2． 球化退火
球化退火主要用于过共析的碳钢及合金工具钢（如制造刃具，量具，模具所用的钢
种）。其主要目的在于降低硬度，改善切削加工性，并为以后淬火作好准备。
3． 去应力退火
去应力退火又称低温退火（或高温回火），这种退火主要用来消除铸件，锻件，焊
接件，热轧件，冷拉件等的残余应力。如果这些应力不予消除，将会引起钢件在一
定时间以后，或在随后的切削加工过程中产生变形或裂纹。
二．淬火时，最常用的冷却介质是盐水，水和油。盐水淬火的工件，容易得到高的
硬度和光洁的表面，不容易产生淬不硬的软点，但却易使工件变形严重，甚至发生
开裂。而用油作淬火介质只适用于过冷奥氏体的稳定性比较大的一些合金钢或小尺
寸的碳钢工件的淬火。
三．钢回火的目的
1． 降低脆性，消除或减少内应力，钢件淬火后存在很大内应力和脆性，如不及时
回火往往会使钢件发生变形甚至开裂。
2． 获得工件所要求的机械性能，工件经淬火后硬度高而脆性大，为了满足各种工
件的不同性能的要求，可以通过适当回火的配合来调整硬度，减小脆性，得到所需
要的韧性，塑性。
3． 稳定工件尺寸
4． 对于退火难以软化的某些合金钢，在淬火（或正火）后常采用高温回火，使钢
中碳化物适当聚集，将硬度降低，以利切削加工。
常用炉型的选择
炉型的选择
炉型应依据不同的工艺要求及工件的类型来决定
1．对于不能成批定型生产的，工件大小不相等的，种类较多的，要求工艺上具有通
用性、
多用性的，可选用箱式炉。
2．加热长轴类及长的丝杆，管子等工件时，可选用深井式电炉。
3．小批量的渗碳零件，可选用井式气体渗碳炉。
4．对于大批量的汽车、拖拉机齿轮等零件的生产可选连续式渗碳生产线或箱式多用
炉。
5．对冲压件板材坯料的加热大批量生产时，最好选用滚动炉，辊底炉。
6．对成批的定型零件，生产上可选用推杆式或传送带式电阻炉（推杆炉或铸带
炉）
7．小型机械零件如：螺钉，螺母等可选用振底式炉或网带式炉。
8．钢球及滚柱热处理可选用内螺旋的回转管炉。
9．有色金属锭坯在大批量生产时可用推杆式炉，而对有色金属小零件及材料可用空
气循环加热炉。
加热缺陷及控制
一、 过热现象
二、
我们知道热处理过程中加热过热最易导致奥氏体晶粒的粗大，使零件的机械性能下
降。
1.一般过热：加热温度过高或在高温下保温时间过长，引起奥氏体晶粒粗化称为过
热。粗大的奥氏体晶粒会导致钢的强韧性降低，脆性转变温度升高，增加淬火时的
变形开裂倾向。而导致过热的原因是炉温仪表失控或混料（常为不懂工艺发生
的）。过热组织可经退火、正火或多次高温回火后，在正常情况下重新奥氏化使晶
粒细化。
三、
2.断口遗传：有过热组织的钢材，重新加热淬火后，虽能使奥氏体晶粒细化，但有
时仍出现粗大颗粒状断口。产生断口遗传的理论争议较多，一般认为曾因加热温度
过高而使MnS之类的杂物溶入奥氏体并富集于晶界面，而冷却时这些夹杂物又会沿晶
界面析出，受冲击时易沿粗大奥氏体晶界断裂。
3.粗大组织的遗传：有粗大马氏体、贝氏体、魏氏体组织的钢件重新奥氏化时，以
慢速加热到常规的淬火温度，甚至再低一些，其奥氏体晶粒仍然是粗大的，这种现
象称为组织遗传性。要消除粗大组织的遗传性，可采用中间退火或多次高温回火处
理。
二、过烧现象
四、
加热温度过高，不仅引起奥氏体晶粒粗大，而且晶界局部出现氧化或熔化，导致晶
界弱化，称为过烧。钢过烧后性能严重恶化，淬火时形成龟裂。过烧组织无法恢
复，只能报废。因此在工作中要避免过烧的发生。
五、
三、脱碳和氧化
六、
钢在加热时，表层的碳与介质（或气氛）中的氧、氢、二氧化碳及水蒸气等发生反
应，降低了表层碳浓度称为脱碳，脱碳钢淬火后表面硬度、疲劳强度及耐磨性降
低，而且表面形成残余拉应力易形成表面网状裂纹。
七、
加热时，钢表层的铁及合金与元素与介质（或气氛）中的氧、二氧化碳、水蒸气等
发生反应生成氧化物膜的现象称为氧化。高温（一般570度以上）工件氧化后尺寸精
度和表面光亮度恶化，具有氧化膜的淬透性差的钢件易出现淬火软点。
八、
为了防止氧化和减少脱碳的措施有：工件表面涂料，用不锈钢箔包装密封加热、采
用盐浴炉加热、采用保护气氛加热（如净化后的惰性气体、控制炉内碳势）、火焰
燃烧炉（使炉气呈还原性）
四、氢脆现象
九、
高强度钢在富氢气氛中加热时出现塑性和韧性降低的现象称为氢脆。出现氢脆的工
件通过除氢处理（如回火、时效等）也能消除氢脆，采用真空、低氢气氛或惰性气
氛加热可避免氢脆。
当然，实际工作中有人利用此现象来为人服务（如合金的粉碎处理等）
几种常见的热处理概念
几种常见热处理概念
1． 正火：将钢材或钢件加热到临界点AC3或ACM以上的适当温度保持一定时间后在
空气中冷却，得到珠光体类组织的热处理工艺。
2． 退火annealing：将亚共析钢工件加热至AC3以上20—40度，保温一段时间后，
随炉缓慢冷却（或埋在砂中或石灰中冷却）至500度以下在空气中冷却的热处理工
艺
3． 固溶热处理：将合金加热至高温单相区恒温保持，使过剩相充分溶解到固溶体
中，然后快速冷却，以得到过饱和固溶体的热处理工艺
4． 时效：合金经固溶热处理或冷塑性形变后，在室温放置或稍高于室温保持时，
其性能随时间而变化的现象。
5． 固溶处理：使合金中各种相充分溶解，强化固溶体并提高韧性及抗蚀性能，消
除应力与软化，以便继续加工成型
6． 时效处理：在强化相析出的温度加热并保温，使强化相沉淀析出，得以硬化，
提高强度
7． 淬火：将钢奥氏体化后以适当的冷却速度冷却，使工件在横截面内全部或一定
的范围内发生马氏体等不稳定组织结构转变的热处理工艺
8． 回火：将经过淬火的工件加热到临界点AC1以下的适当温度保持一定时间，随后
用符合要求的方法冷却，以获得所需要的组织和性能的热处理工艺
9． 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。习惯上碳氮共
渗又称为氰化，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。
10． 调质处理quenching and tempering：一般习惯将淬火加高温回火相结合的热
处理称为调质处理。调质处理广泛应用于各种重要的结构零件，特别是那些在交变
负荷下工作的连杆、螺栓、齿轮及轴类等。调质处理后得到回火索氏体组织，它的
机械性能均比相同硬度的正火索氏体组织为优。它的硬度取决于高温回火温度并与
钢的回火稳定性和工件截面尺寸有关，一般在HB200—350之间。
11． 钎焊：用钎料将两种工件粘合在一起的热处理工艺
回火的种类及应用
根据工件性能要求的不同，按其回火温度的不同，可将回火分为以下几种：
（一）低温回火（150－250度）
低温回火所得组织为回火马氏体。其目的是在保持淬火钢的高硬度和高耐磨性的前
提下，降低其淬火内应力和脆性，以免使用时崩裂或过早损坏。它主要用于各种高
碳的切削刃具，量具，冷冲模具，滚动轴承以及渗碳件等，回火后硬度一般为HRC58
－64。
（二）中温回火（350－500度）
中温回火所得组织为回火屈氏体。其目的是获得高的屈服强度，弹性极限和较高的
韧性。因此，它主要用于各种弹簧和热作模具的处理，回火后硬度一般为HRC35－
50。
（三）高温回火（500－650度）
高温回火所得组织为回火索氏体。习惯上将淬火加高温回火相结合的热处理称为调
质处理，其目的是获得强度，硬度和塑性，韧性都较好的综合机械性能。因此，广
泛用于汽车，拖拉机，机床等的重要结构零件，如连杆，螺栓，齿轮及轴类。回火
后硬度一般为HB200－330。
气氛与金属的化学反应
一． 气氛与钢铁的化学反应
二．
1. 氧化
三．
2Fe＋O2→2FeO
四．
Fe＋H2O→FeO＋H2
五．
FeC＋CO2→Fe＋2CO
六．
2. 还原
七．
FeO＋H2→Fe＋H2O FeO＋CO→Fe＋O2
八．
3. 渗碳
九．
2CO→［C］＋CO2
十．
Fe＋［C］→FeC
十一．
CH4→［C］＋2H2
十二．
4.渗氮
十三．
2NH3→2［N］＋3H2
十四．
Fe＋［N］→FeN
十五．
二． 各种气氛对金属的作用
十六．
氮气：在≥1000度时会与Cr,CO,Al.Ti反应
十七．
氢气：可使铜，镍，铁，钨还原。当氢气中的水含量达到百分之0.2—0.3时，会使
钢脱碳
十八．
水：≥800度时，使铁、钢氧化脱碳，与铜不反应
十九．
一氧化碳：其还原性与氢气相似，可使钢渗碳
二十．
各类气氛对电阻组件的影响
二十一．
镍铬丝，铁铬铝：含硫气氛对电阻丝有害
黄铜的热处理
普通黄铜是铜-锌合金，按其组织可分简单黄铜（也称а黄铜），ω(Cu)为100%-
62.4%，和两相黄铜（а+β黄铜），ω(Cu)为56.5%-62.4%。Zn在Cu中的固溶度随湿度
降低而增大，故无热处理强化效果。经常采用退火处理来改判黄铜的冷加工性能。
黄铜关成品退火后的力学性能及冷变形性能主要取决于晶粒尺寸大小。黄铜冷加工
中间退火温度如下表：材料牌号 厚度(δ)>5mm 厚度(δ)=1-5mm
厚度(δ)=0.5-1mm 厚度(δ)<0.5mm
H96 560-600 540-580 500-540 450-550
H90、HS700-1 650-720 620-780 560-620 450-560
H80 650-700 580-650 540-600 500-560
H68 580-650 540-600 500-560 440-500
H62、H59 650-700 600-660 520-600 460-530
HFe59-1-1 600-650 520-620 450-550 420-480
HMn58-2 600-660 580-640 550-600 500-550
HSn70-1 600-650 560-620 470-560 450-500
HSn62-1 600-650 550-630 520-580 500-550
HPb63-3 600-650 540-620 520-600 480-540
HPb59-1 600-650 580-630 550-600 480-550
钢的氮化及碳氮共渗
钢的氮化（气体氮化）
概念：氮化是向钢的表面层渗入氮原子的过程，其目的是提高表面硬度和耐磨性，
以及提高疲劳强度和抗腐蚀性。
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。
氮化通常利用专门设备或井式渗碳炉来进行。适用于各种高速传动精密齿轮、机床
主轴（如镗杆、磨床主轴），高速柴油机曲轴、阀门等。
氮化工件工艺路线：锻造－退火－粗加工－调质－精加工－除应力－粗磨－氮化－
精磨或研磨。
由于氮化层薄，并且较脆，因此要求有较高强度的心部组织，所以要先进行调质热
处理，获得回火索氏体，提高心部机械性能和氮化层质量。
钢在氮化后，不再需要进行淬火便具有很高的表面硬度大于HV850）及耐磨性。
氮化处理温度低，变形很小，它与渗碳、感应表面淬火相比，变形小得多
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，习惯上碳氮共渗又
称作氰化。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
是广。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。
铍青铜的热处理
铍青铜是一种用途极广的沉淀硬化型合金。经固溶及时效处理后，强度可达1250-
1500MPa(1250-1500公斤)。其热处理特点是：固溶处理后具有良好的塑性，可进行
冷加工变形。但再进行时效处理后，却具有极好的弹性极限，同时硬度、强度也得
到提高。
（1） 铍青铜的固溶处理
一般固溶处理的加热温度在780-820℃之间，对用作弹性组件的材料，采用760-
780℃，主要是防止晶粒粗大影响强度。固溶处理炉温均匀度应严格控制在±5℃。
保温时间一般可按1小时/25mm计算，铍青铜在空气或氧化性气氛中进行固溶加热处
理时，表面会形成氧化膜。虽然对时效强化后的力学性能影响不大，但会影响其冷
加工时工模具的使用寿命。为避免氧化应在真空炉或氨分解、惰性气体、还原性气
氛（如氢气、一氧化碳等）中加热，从而获得光亮的热处理效果。此外，还要注意
尽量缩短转移时间（此淬水时），否则会影响时效后的机械性能。薄形材料不得超
过3秒,一般零件不超过5秒。淬火介质一般采用水（无加热的要求），当然形状复杂
的零件为了避免变形也可采用油。
（2） 铍青铜的时效处理
铍青铜的时效温度与Be的含量有关，含Be小于2.1%的合金均宜进行时效处理。对于
Be大于1.7%的合金，最佳时效温度为300-330℃，保温时间1-3小时（根据零件形状
及厚度）。Be低于0.5%的高导电性电极合金，由于溶点升高，最佳时效温度为450-
480℃，保温时间1-3小时。近年来还发展出了双级和多级时效，即先在高温短时时
效，而后在低温下长时间保温时效，这样做的优点是性能提高但变形量减小。为了
提高铍青铜时效后的尺寸精度，可采用夹具夹持进行时效，有时还可采用两段分开
时效处理。
（3） 铍青铜的去应力处理
铍青铜去应力退火温度为150-200℃，保温时间1-1.5小时，可用于消除因金属切削
加工、校直处理、冷成形等产生的残余应力，稳定零件在长期使用时的形状及尺寸
精度。
形变铝合金的淬火和时效温度
部分形变铝合金的淬火和时效温度的确定合金牌号 半成品 淬 火
时效
最低温度℃ 最佳温度℃ 过烧危险温度℃ 时效温
度℃ 时效时间/H
LY 12 板材、挤压件 485 ~ 490 495 ~ 503 505 185
~ 195 6 ~ 12
LY16 各类 520 ~ 525 530 ~ 542 545 160 ~ 175200
~ 220 10 ~ 168 ~ 12
LY17 各类 515 520 ~ 530 - 180 ~ 195 12 ~ 16
LY2 各类 490 495 ~ 508 512 165 ~ 175 10 ~
16
LD2 各类 510 525 ± 5 596 150 ~ 165 6 ~ 15
LD5, LD6 各类 500 515 ± 5 545 150 ~ 165 6
~ 15
LD7 各类 520 535 ±5 545 180 ~ 195 8 ~ 12
LD8 各类 510 525 ~ 535 545 165 ~ 180 8 ~ 14
LD9 挤压件 510 510 ~ 530 - 135 ~ 150 2 ~ 4
LD10 各类 490 500 ± 5 515 175 ~ 185 5 ~
8
LC4 包铝板 450 455 ~ 480 525 120 ~ 125 24
不包铝板 135 ~ 145 16
型 材 120 ± 5 3
160 ± 3 3
LC6 模锻件 100 ± 5 5
155 ~ 160 8 ~ 9
450 455 ~ 473 145 ± 5 16
LC9 挤压件 450 455 ~ 480 520 ~ 530 140 ±
5 16
模锻件 110 ± 5 6 ~ 8
117 ± 5 6 ~ 10
常用淬火介质一般技术要求
常用淬火介质一般技术要求淬火介质 一般技术要求 应用范围
水及水溶液 水 清洁、流动（或循环、搅拌）水温20-40℃ 碳素结
构钢碳素工具钢合金结构钢铝合金钛合金
无机物水溶液 按要求选择浓度常用浓度（质量分数）（5%-15%）高浓度
（质量分散）（≥20%，饱合浓度）液温 20-45℃循环或搅拌pH值6.5-8.5 碳
素结构钢合金结构碳素工具钢
有机物水溶液 按专用产品技术条件及要求选择浓度低浓度、中等浓度、
高浓度（因介质而异）液温20-50℃搅拌或热循环pH值6.5-8.5（或按专门规
定） 碳素结构钢合金结构钢轴承钢弹簧钢碳素工具钢合金工具钢铝合金
淬火油 全损耗系统用油 按GB443技术条件常规油温20-80℃热油油温＞
100℃循环或搅拌 碳素工具钢（横截面≤6mm)合金结构钢合金工具钢轴承钢弹
簧钢高速钢
专用淬火油 按工艺要求选择不同淬火油（快速、光亮、等温、真空等淬
火油）技术条件按专用油品规定油温应低于闪点80-100℃搅拌或热循环
热浴 盐浴 使用温度允许波动范围±20℃按要求浴温选择配方硝盐浴氯
离子≤0.3%（质量分散）硫酸根≤0.5%pH值6.5-8.5（质量分散） ω(C)≥
0.45%碳素结构钢碳素工具钢合金结构钢合金工具钢高速钢
碱浴 使用温度允许波动范围±10℃按要求选择配方碳酸根≤4%
热处理应力及其影响
热处理残余力是指工件经热处理后最终残存下来的应力,对工件的形状,&127;尺寸和
性能都有极为重要的影响。当它超过材料的屈服强度时,&127;便引起工件的变形,超
过材料的强度极限时就会使工件开裂,这是它有害的一面,应当减少和消除。但在一
定条件下控制应力使之合理分布,就可以提高零件的机械性能和使用寿命,变有害为
有利。分析钢在热处理过程中应力的分布和变化规律,使之合理分布对提高产品质量
有着深远的实际意义。例如关于表层残余压应力的合理分布对零件使用寿命的影响
问题已经引起了人们的广泛重视。
一、钢的热处理应力工件在加热和冷却过程中,由于表层和心部的冷却速度和时间的不一致,形成温差，就会导致体积膨胀和收缩不均
而产生应力,即热应力。在热应力的作用下,由于表层开始温度低于心部,收缩也大于
心部而使心部受拉,当冷却结束时，由于心部最后冷却体积收缩不能自由进行而使表
层受压心部受拉。即在热应力的作用下最终使工件表层受压而心部受拉。这种现象
受到冷却速度,材料成分和热处理工艺等因素的影响。当冷却速度愈快,含碳量和合
金成分愈高,冷却过程中在热应力作用下产生的不均匀塑性变形愈大,最后形成的残
余应力就愈大。另一方面钢在热处理过程中由于组织的变化即奥氏体向马氏体转变
时,因比容的增大会伴随工件体积的膨胀,&127;工件各部位先后相变，造成体积长大
不一致而产生组织应力。组织应力变化的最终结果是表层受拉应力,心部受压应力,
恰好与热应力相反。组织应力的大小与工件在马氏体相变区的冷却速度,形状，材料
的化学成分等因素有关。实践证明,任何工件在热处理过程中,&127;只要有相变,热
应力和组织应力都会发生。&127;只不过热应力在组织转变以前就已经产生了，而组
织应力则是在组织转变过程中产生的,在整个冷却过程中,热应力与组织应力综合作
用的结果,&127;就是工件中实际存在的应力。这两种应力综合作用的结果是十分复
杂的,受着许多因素的影响,如成分、形状、热处理工艺等。
就其发展过程来说只有
两种类型,即热应力和组织应力,作用方向相反时二者抵消,作用方向相同时二者相互
迭加。不管是相互抵消还是相互迭加,两个应力应有一个占主导因素,热应力占主导
地位时的作用结果是工件心部受拉,表面受压。&127;组织应力占主导地位时的作用
结果是工件心部受压表面受拉。二、热处理应力对淬火裂纹的影响存在于淬火件不
同部位上能引起应力集中的因素(包括冶金缺陷在内),对淬火裂纹的产生都有促进作
用,但只有在拉应力场内(&127;尤其是在最大拉应力下)才会表现出来,&127;若在压
应力场内并无促裂作用。淬火冷却速度是一个能影响淬火质量并决定残余应力的重
要因素,也是一个能对淬火裂纹赋于重要乃至决定性影响的因素。
为了达到淬火的目
的，通常必须加速零件在高温段内的冷却速度,并使之超过钢的临界淬火冷却速度才
能得到马氏体组织。就残余应力而论,这样做由于能增加抵消组织应力作用的热应力
值,故能减少工件表面上的拉应力而达到抑制纵裂的目的。其效果将随高温冷却速度
的加快而增大。而且,在能淬透的情况下,截面尺寸越大的工件,虽然实际冷却速度更
缓,开裂的危险性却反而愈大。这一切都是由于这类钢的热应力随尺寸的增大实际冷
却速度减慢,热应力减小,&127;组织应力随尺寸的增大而增加,最后形成以组织应力
为主的拉应力作用在工件表面的作用特点造成的。
并与冷却愈慢应力愈小的传统观
念大相径庭。对这类钢件而言,在正常条件下淬火的高淬透性钢件中只能形成纵裂。
避免淬裂的可靠原则是设法尽量减小截面内外马氏体转变的不等时性。仅仅实行马
氏体转变区内的缓冷却不足以预防纵裂的形成。一般情况下只能产生在非淬透性件
中的弧裂,虽以整体快速冷却为必要的形成条件，可是它的真正形成原因,却不在快
速冷却(包括马氏体转变区内)本身,而是淬火件局部位置(由几何结构决定),在高温
临界温度区内的冷却速度显着减缓,因而没有淬硬所致&127;。
产生在大型非淬透性
件中的横断和纵劈,是由以热应力为主要成份的残余拉应力作用在淬火件中心&127;,
而在淬火件末淬硬的截面中心处,首先形成裂纹并由内往外扩展而造成的。为了避免
这类裂纹产生，往往使用水--油双液淬火工艺。在此工艺中实施高温段内的快速冷
却,目的仅仅在于确保外层金属得到马氏体组织,&127;而从内应力的角度来看,这时
快冷有害无益。其次,冷却后期缓冷的目的,主要不是为了降低马氏体相变的膨胀速
度和组织应力值,而在于尽量减小截面温差和截面中心部位金属的收缩速度,从而达
到减小应力值和最终抑制淬裂的目的。
三、残余压应力对工件的影响渗碳表面强化
作为提高工件的疲劳强度的方法应用得很广泛的原因。一方面是由于它能有效的增
加工件表面的强度和硬度，提高工件的耐磨性，另一方面是渗碳能有效的改善工件
的应力分布,在工件表面层获得较大的残余压应力,&127;提高工件的疲劳强度。如果
在渗碳后再进行等温淬火将会增加表层残余压应力,使疲劳强度得到进一步的提高。
有人对35SiMn2MoV钢渗碳后进行等温淬火与渗碳后淬火低温回火的残余应力进行过
测试其结果如表1热处理工艺 残余应力值（kg/mm2)
渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟 -65
渗碳后880-900度盐浴加热淬火，260度等温90分钟 -18
渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟，260度回火90分钟 -38
表1.35SiMn2MoV钢渗碳等温淬火与渗碳低温回火后的残余应力值从表1的测试结果可
以看出等温淬火比通常的淬火低温回火工艺具有更高的表面残余压应力。等温淬火
后即使进行低温回火,其表面残余压应力，也比淬火后低温回火高。
因此可以得出这
样一个结论,即渗碳后等温淬火比通常的渗碳淬火低温回火获得的表面残余压应力更
高,从表面层残余压应力对疲劳抗力的有利影响的观点来看，渗碳等温淬火工艺是提
高渗碳件疲劳强度的有效方法。渗碳淬火工艺为什么能获得表层残余压应力?渗碳等
温淬火为什么能获得更大的表层残余压应力?其主要原因有两个：一个原因是表层高
碳马氏体比容比心部低碳马氏体的比容大,淬火后表层体积膨胀大,而心部低碳马氏
体体积膨胀小,制约了表层的自由膨胀,&127;造成表层受压心部受拉的应力状态。而
另一个更重要的原因是高碳过冷奥氏体向马氏体转变的开始转变温度（Ms）,比心部
含碳量低的过冷奥氏体向马氏体转变的开始温度（Ms）低。
这就是说在淬火过程中
往往是心部首先产生马氏体转变引起心部体积膨胀,并获得强化,而表面还末冷却到
其对应的马氏体开始转变点（Ms）,故仍处于过冷奥氏体状态,&127;具有良好的塑
性,不会对心部马氏体转变的体积膨胀起严重的压制作用。随着淬火冷却温度的不断
下降使表层温度降到该处的（Ms）点以下,表层产生马氏体转变,引起表层体积的膨
胀。但心部此时早已转变为马氏体而强化,所以心部对表层的体积膨胀将会起很大的
压制作用,使表层获得残余压应力。
&127;而在渗碳后进行等温淬火时，当等温温度
在渗碳层的马氏体开始转变温度（Ms）以上,心部的马氏体开始转变温度
（&127;Ms）点以下的适当温度等温淬火,比连续冷却淬火更能保证这种转变的先后
顺序的特点(&127;即保证表层马氏体转变仅仅产生于等温后的冷却过程中)。&127;
当然渗碳后等温淬火的等温温度和等温时间对表层残余应力的大小有很大的影响。
有人对35SiMn2MoV钢试样渗碳后在260℃和320℃等温40&127;分钟后的表面残余应力
进行过测试,其结果如表2。
由表2可知在260℃行动等温比在320℃等温的表面残余
应力要高出一倍多表2。 35SiMn2MoV钢不同等温温度的表面残余应力可见表面残余
应力状态对渗碳等温淬火的等温温度是很敏感的。不仅等温温度对表面残余压应力
状态有影响,而且等温时间也有一定的影响。有人对35SiMn2V钢在310℃等温2分
钟,10分钟,90分钟的残余应力进行过测试。2分钟后残余压应力为-20kg/mm,10分钟
后为-60kg/mm,60分钟后为-80kg/mm,60分钟后再延长等温时间残余应力变化不大。
从上面的讨论表明,渗碳层与心部马氏体转变的先后顺序对表层残余应力的大小有重
要影响。渗碳后的等温淬火对进一步提高零件的疲劳寿命具有普遍意义。
此外能降
低表层马氏体开始转变温度（Ms）点的表面化学热处理如渗碳、氮化、氰化等都为
造成表层残余压应力提供了条件,如高碳钢的氮化--淬火工艺,由于表层,&127;氮含
量的提高而降低了表层马氏体开始转变点（Ms）,淬火后获得了较高的表层残余压应
力使疲劳寿命得到提高。又如氰化工艺往往比渗碳具有更高的疲劳强度和使用寿命,
也是因氮含量的增加可获得比渗碳更高的表面残余压应力之故。此外,&127;从获得
表层残余压应力的合理分布的观点来看,单一的表面强化工艺不容易获得理想的表层
残余压应力分布,而复合的表面强化工艺则可以有效的改善表层残余应力的分布。如
渗碳淬火的残余应力一般在表面压应力较低,最大压应力则出现在离表面一定深度
处,而且残余压力层较厚。
氮化后的表面残余压应力很高,但残余压应力层很溥,往里
急剧下降。如果采用渗碳--&127;氮化复合强化工艺,则可获得更合理的应力分布状
态。&127;因此表面复合强化工艺,如渗碳--氮化,渗碳--&127;高频淬火等,都是值得
重视的方向。根据上述讨论可得出以下结论;1、热处理过程中产生的应力是不可避
免的,而且往往是有害的&127;。但我们可以控制热处理工艺尽量使应力分布合理,就
可将其有害程度降低到最低限度,甚至变有害为有利。2、当热应力占主导地位时应
力分布为心部受拉表面受压,当组织应力占主导地时应力分布为心部受压表面受
拉。 3、在高淬透性钢件中易形成纵裂,在非淬透性工件中往往形成弧裂,在大型非
淬透工件中容易形成横断和纵劈。
4、渗碳使表层马氏体开始转变温度（Ms）点下
降,可导至淬火时马氏体转变顺序颠倒,心部首先发生马氏体转变而后才波及到表面,
可获得表层残余压应力而提高抗疲劳强度。5、渗碳后进行等温淬火可保证心部马氏
体转变充分进行以后,表层组织转变才进行。&127;使工件获得比直接淬火更大的表
层残余压应力,可进一步提高渗碳件的疲劳强度。6、复合表面强化工艺可使表层残
余压应力分布更合理,可明显提高工件的疲劳强度。
钢珠薄层渗碳新工艺 作
1 引言 钢珠的主要失效方式是接触疲劳剥落，但现行的钢珠质量标准却只
检查其压碎负荷的大小和硬度，而对钢珠的接触疲劳性能却未作要求。以自行车钢
珠为例，压碎负荷国标为15 500N，部优为16 700N，硬度为HRC60～65。生产厂家为
了达到对压碎负荷的高标准要求，均按高温渗碳、降温淬火工艺(以下称原工艺)进
行生产(图1)，钢珠的渗层厚度达到了1.2～1.4mm。如此厚的渗层，虽使压碎负荷达
到了要求，但对钢珠的接触疲劳性能影响如何，尚属未知。另外由于该工艺采用的
是高温渗碳、降温淬火，不仅生产周期长、生产成本高，而且渗层中还析出了不均
匀的网状碳化物，心部析出铁素体，不利于接触疲劳性能的提高。本文将研究在不
降低钢珠压碎负荷的前提下，提出新工艺，尽可能提高其疲劳性能，降低成本，增
加经济效益。
其次将研究尽量采用较低的渗碳温度，以提高炉罐寿命(因为生产所用
的渗碳罐是由钢板焊接而成，渗碳温度的变化对其寿命影响很显着)。2 研究项目
及方法2.1研究项目 (1)在不同温度(9000C，9050C，9100C，9200C)对钢珠渗碳
直接淬火，考查其裂纹倾向。 (2)测定渗层厚度——渗碳温度、渗碳时间的关
系。 (3)渗碳温度及渗碳深度对抗压碎负荷的影响。
(4)煤油滴量对压碎负
荷的影响。 (5)在优选温度下，渗碳层深度对接触疲劳性能的影响。 (6)通
过上述研究，提出有利于钢珠质量提高、成本降低的新工艺。2.2试验材料及试样
试验材料为15号钢，其化学成分为：0.15%C，0.15%Si，0.40%Mn，0.03%S，0.02%
P。试样为该材料加工成型的Ф6钢珠。2.3研究方法及设备 (1)渗碳采用RTS-
45-12滚筒式气体渗碳炉。 (2)采用VWPL型万能试验机对三个钢珠进行压碎试
验，以平均压碎值为准。
(3)接触疲劳测定采用KG型疲劳试验机，加载200kg，
转速2200r/min，每次9粒，滚动磨损，以出现针状麻点为失效标准，行业检查1h为
合格。 (4)用JXA840扫描电镜分析断口。 (5)渗碳层浓度测定采用Y——2型x
射线分析仪。3 验结果分析 3.1渗碳后直接淬火的钢珠的裂纹倾向 对不同温
度下渗碳后直接淬火的钢珠及原工艺未淬火的钢珠分别进行酸洗，检查其裂纹情
况，结果见表1。
表1不同渗碳温度对裂纹倾向的影响处理
条件(0 C) 900 905 910 915 920 930 原工
艺未淬火
百粒裂纹数(个) 7 7 8 6 6 5 7
可见，裂纹个数均在5%～8%之间。裂纹形状、宽度、深度基本一致。这说明裂纹是
在轧球过程中产生的，而非淬火产生的，因而采用直接淬火方式应是可行的。3.2
渗碳温度及渗碳时间对渗层厚度的影响 对于采用不同温度(9000C，9050C，
9100C，9150C，9200C，9300C)、不同渗碳时间(2.5h，3h，3.5h，4.5h)处理的试
样，测量其渗碳深度，部分结果见表2。
表2渗碳温度、渗碳时间
与渗碳层厚度的关系 2.5h 3.5h 4.5h
900℃ 0.55mm 0.75mm 0.9mm
930℃ 0.73mm 0.93mm 1.1mm
由此得出结论：在同一温度曲线，开始渗碳速度(V始)较大，随时间的增加，渗碳速
度(V)下降，渗层随时间增加而加厚。现对此分析。 众所周知，在渗碳过程中，
渗碳速度受煤油的分解、活性碳原子的吸收及碳原子的扩散三方面的影响。 (1)
煤油的分解温度在8750C左右，在高于9000C的温度下，它分解比较完全，可能认为
不受温度和时间的影响。
(2)活性碳原子的吸附主要与渗入钢中的成分和活性碳
原子的析出速度有关。所以渗速主要取决于扩散过程。 (3)根据菲克第一定
律，提高渗层表面的浓度梯度是加快渗速的重要途径。在渗碳的初始阶段，化学吸
附了大量的活性碳原子，被贫碳表面强裂吸附，因此钢的渗层主要由渗层最外层的
高浓度梯度所形成，产生了很高的碳浓度梯度。所以刚开始渗碳阶段，渗速比较
大，随碳原子的渗入，碳浓度梯度逐渐下降，这样，渗速也就减慢。 (4)在同
一渗碳的时间下随温度的升高，渗层增厚。这是由于随温度的升高，活性碳原子的
活性提高，因此扩散速度也提高了。
因此，渗层深度随渗碳时间的增加而增加，随
渗碳温度的升高而加深，但渗速随时间的延长而减慢。3.3 渗碳温度、渗层厚度对
抗压负荷的影响 对不同渗碳温度及不同渗碳层深的试样进行压碎试验，测其抗
压碎值，得到以下结论：渗碳温度下降，碳层变薄，但其抗压碎值不下降。 出
现这种情况的原因是渗碳淬火钢珠的抗压碎负荷取决于渗层(厚度及浓度梯度)和心
部两部分的强度。采取较低温度(9150C)薄层(0.8mm)渗碳直接淬火，一方面表层获
得了较细的马氏体组织，改善了表层组织，提高了渗层的强韧性；另一方面心部可
得到全部高强度的低碳马氏体组织(HRC45左右)，也有利于压碎负荷的提高。
而原工
艺用较高的温度(9300C)长时间渗碳，随后随炉降温至820℃淬火，这不但明显粗化
了渗层的马氏体组织，而且在随炉降温过程中，表层析出网状碳化物，使表层组织
恶化，硬度降低，脆性增大；在心部析出较多的铁素体或生成屈氏体，心部组织为
粗板条的马氏体及托氏体，硬度为HRC36左右。综上所述，采用较低的温度薄层渗
碳，直接淬火，有利于钢珠抗压碎负荷的提高。 另外，波谱分析表明，在低温
(9150C)渗碳5h的试样渗层碳浓度平缓。而原工艺渗层碳浓度过高，虽经1.25h扩
散，浓度梯度仍不够平缓。试验断口分析也可证明这一点。 新工艺的压碎断口
是典型的韧性准解理，有撕裂棱和韧离，裂纹沿过渡层发展，且它的浓度梯度过渡
比较平缓，这样渗碳层和心部基体结合比较紧密。
当受外力时，不易出现剥落现
象，这就降低了裂纹的扩展能力，使抗压强度提高。裂纹是沿晶界产生并扩展的，
距表面约0.5mm。相反，原工艺的断口是脆性准解理，断口裂纹从表层至过渡层，然
后沿过渡层扩展，经历沿晶发展准解理，使抗压强度降低，裂纹有一部分是沿晶断
裂，另一方面是脆性断裂，断裂距离表面约为0.6mm。3.4 滴量对抗压碎值的影响
对优选的温度进行变滴量试验，测其抗压碎值，得出表3和图2。该试验条件为
9150C，渗碳5h。可见煤油滴量在6ml/min的抗压碎值较高。
表3滴量与抗压碎值的关系ml/min 4 6 8
N 17800 18000 1750
煤油是一种含碳的有机液体，其中烷烃CnH2n+2占60%～65%，环烷烃CnH2n占20%～
30%，其它烃CnH2n-6占7%～10%。它在高温下才能裂解(下限8750C)，裂解后的过剩
碳较多，易于形成碳黑和结焦。滴量增加，碳势增加，加快了渗速，提高了渗碳层
的厚度，使它的抗压碎值提高。但这不是说滴量越大越好，当滴量太大时，炉内碳
势增加的同时，将产生碳黑，包围在渗碳钢珠的周围，使渗速降低；还由于碳势增
加，造成渗碳和表层的过渡区产生过大的浓度梯度，裂纹在过渡区易产生和扩展。
由于薄层渗碳时间较短，且在碳势不平衡的情况下进行，零件表面要求达到共析浓
度，所以在刚渗碳时，可适当增加滴量(7ml/min)。
当滴量太小时，碳势浓度不够，
使渗碳不均匀，造成抗压碎负荷不稳定。综上所述，在9150C，5h渗碳情况下，滴量
以6ml/min为适宜。3.5 接触疲劳强度与渗层深度的关系这是需要重点分析的。在
9150C下，对不同渗层深度的钢珠进行疲劳试验，发现随渗层的增加，疲劳寿命提
高。到达一定值后，随之下降。渗层深度为0.8mm(9150C渗碳5h直接淬火)的疲劳强
度是原工艺的10倍。经分析，钢珠疲劳强度提高的原因归纳如下。(1)提高了表面残
余压应力 钢珠经浅层渗碳直接淬火后获得了较高的表面残余压应力。表面残余
应力是由于心部与渗层的奥氏体转变为各种组织的顺序不同和表面高碳马氏体的比
容不同而形成的。具体而言，当钢珠受到一定的压力后，裂纹垂直于受力方向开
裂。如果渗碳层表面有较高的残余应力，则可与外加载荷产生的使钢珠开裂的力相
抵抗，从而提高抗压碎值。
当渗层过深时会有过量的残余奥氏体游离碳化物出现，
这些产物对残余压应力有害。如果渗层表层碳含量过高，存在大量残余奥氏体及其
它异常组织，则渗层表层出现残余拉应力。渗层马氏体中碳含量越高，比容越大，
渗层压应力越大。试验证明，低碳钢渗碳层需经2.5～3h，表面碳浓度才趋于饱和。
当渗层深小于0.65mm时，渗层碳浓度没有达到饱和，此时马氏体的比容随渗层含碳
量的增加而增加，残余压应力又随马氏体比容的增加而增加。当渗层深大于0.65mm
时，随含碳量的增加，表层残余奥氏体量增加，表层马氏体转变量相对减少，残余
压应力降低，且此时渗层深，心部低碳马氏体量相对减少，表层高碳马氏体量大大
增加，也使表面残余压应力降低。
原工艺处理的钢珠接触疲劳性能不好，即属后一
种情况。形成机理：渗层与心部相比，存在着化学成分的很大差异，造成渗层中马
氏体MS的变化。在淬火冷却过程中往往是心部首先转变为马氏体，而表层尚未达到
MS点仍处于塑性的过冷奥氏体状态，心部转变所造成的体积膨胀引起的应力极易被
表层的塑性变形所吸收。当温度降至表层MS点时，渗层马氏体转变所引起的体积膨
胀受已强化的心部制约，造成表面受压，心部受拉的状态。
(2)细化了渗碳层马
氏体及残余奥氏体 高碳马氏体以共格切变方式形成，当它长大到与其它马氏体
片或晶界相遇时会产生冲击，形成应力场。由于高碳马氏体很脆，不能通过变形或
滑移消除应力，导致微裂纹产生。且随马氏体针长度的增加，裂纹的敏感度也增
加。热处理原理认为，表面针状马氏体的粗细，将直接影响渗层表面的接触疲劳寿
命。粗针状马氏体中的微裂纹是引起接触疲劳破坏的天然裂纹源。
原工艺生产
的钢珠，不仅渗层马氏体粗大(6～7级)，且残留奥氏体也呈粗大状，分布也不均
匀。同时由于降温，析出非均匀的网状K，使表层马氏体转变量相对减少，表面的碳
浓度为1.0%左右，这将进一步降低渗层的强韧性。新工艺生产的钢珠，表层针状马
氏体较细(5级)，表面浓度0.8%左右，几乎看不出K存在，少量残留奥氏体也较均匀
分布于细针状马氏体基体中，从而使表层的脆性降低，疲劳性能提高。
形成机
理：渗碳表面的接触疲劳寿命与M有关，高碳马氏体是针片状，硬而脆，针越粗，越
脆，并常伴随显微裂纹产生。在外加负荷作用下，它的裂纹迅速扩展。由于残余奥
氏体的存在，使受负荷的表面产生了一定的塑性变形，接触面的宽度增加，从而相
应地降低了接触面的压应力，提高了寿命。另一方面，由于塑性变形的作用，诱发
奥氏体转变成马氏体，使之产生加工硬化，同样提高了寿命。还由于在断裂过程
中，裂纹主要是沿马氏体区域扩展，很难穿过残余奥氏体，因此在一定应力作用
下，沿马氏体发展的裂纹一旦到达马氏体与残余奥氏体面，裂纹就会停止发展。只
有在提高外加负荷时，裂纹才会产生分岔，绕过残余奥氏体继续发展。
因为裂纹产
生分岔吸收能量，有利于韧性的提高。相反，如果表面存在拉应力，则促进产生因
相互滑动引起的切应力，则促进产生因相互滑动引起的切应力。所以，有一定分布
于马氏体周围的残余奥氏体能提高材料抵抗裂纹扩展的能力。 新工艺处理的试
样经疲劳磨损后，其残余奥氏体比原试样明显减少，形成的马氏体较细小。因而马
氏体细小且韧性好可强化表面，使之形成压应力状态，有利于提高其疲劳强度。试
验发现，试样在发生疲劳破坏时，仍有部分残余奥氏体存在，它对韧性仍有利。原
工艺处理的试样表层残余奥氏体过量，呈块状分布于粗大M针和边缘，发生疲劳破坏
时，基本上看不出残余奥氏体量的变化，相变强化效果大大降低，影响了寿命。
(3)有效硬化层的提高有利于疲劳性能的提高 钢珠发生交变接触应力时，其最
大应力往往在表层或次表层。疲劳裂纹源一般产生在0.1mm～0.3mm的表层，这点被
试验所证明。所以为了提高疲劳性能，应着重于提高危险层的硬度和强度，而不一
定要加厚渗层。由试验得知：渗层厚小于0.75mm时，比原工艺的硬度提高4～5HRC，
从而提高了危险层的强度，进而疲劳性能也提高，疲劳破坏的表面形貌分析也证实
了这一点。 接触疲劳损伤实际上是裂纹萌生和扩展的过程，通过断口分析可以
了解整个断裂过程。根据裂纹萌生及剥落的特征，接触疲劳可分为点蚀和剥落两
类。凡裂纹萌生于表面的呈纤维状剥落为点蚀，新工艺的钢珠加负荷运转13.5h后表
面麻点属于此类；裂纹萌生于表面呈片状剥落的为剥落，原工艺处理的钢珠加负荷
运转1.5h后其表面因强度不足产生大片的深层剥落属此类。
造成这种情况的原
因是原工艺钢珠的表面硬度低，这是由渗碳层中含有大量残余奥氏体且呈不规则分
布所导致的。浓度分析表明：该钢珠表层碳浓度为1.0%左右，渗碳温度又高，故产
生大量残余奥氏体。在接触应力作用下，尽管存在诱变马氏体，但数量较少，相变
强化作用不明显，在应力作用下，软的残余奥氏体与硬的马氏之间产生相对滑动，
使裂纹萌生并扩展至沿晶断裂，最后出现准解理断口。原工艺钢珠经历滑移——沿
晶断裂——准解理，出现疲劳剥落。新工艺钢珠表层残余奥氏体诱变马氏体转变，
表层强韧性好，在发生疲劳破坏时，只出现浅层准解理断口。
以上试验表明，
残余奥氏体的强韧作用取决于残余奥氏体的机械稳定性，即一方面要存在一定数量
的残余奥氏体，另一方面在接触应力下诱发马氏体相变。 总之，提高受应力作
用大的表层或次表层的硬度，是提高疲劳寿命的有效途径，而不是靠提高渗层深
度。 用于自行车的钢珠破坏的主要形式是疲劳破坏，但因疲劳破坏试验所需的
时间较长，故企业大多采用压碎负荷来检测。但两者之间却没有一定的对应关系。
从试验结果来看，新工艺疲劳强度值在渗层厚度等于0.75mm时最大，而抗压碎值随
渗层的增厚而增加，也即随渗碳时间的延长而增加，但疲劳强度却同时降低了。以
后轮载重500kg计算可知，钢珠的负荷不超过2 250N，这就是为什么不选用抗压碎负
荷较高的长时间渗碳方法而采用疲劳强度较高而抗压碎负荷较低的热处理方法的原
因。4 钢珠热处理新工艺 综合考察抗压碎负荷和接触疲劳强度，根据上述的试
验分析，从既经济又提高产品性能、质量、寿命的原则出发，确定的热处理工艺是
9150C渗碳5h、直接淬火，见图3。5
经济效益分析 (1)钢珠原工艺生产需
7.25h，新工艺为5.67h，缩短了1.58h，生产效率提高了1.58/7.25=21%。 (2)渗
碳温度由9300C降为9150C，且时间缩短，延长了渗碳炉的使用寿命。 (3)时间缩
短，滴量降低，减少了煤油和甲醇的用量。 (4)磨损试验的使用寿命由原来的平
均1.5h提高到13.5h，具有明显的经济、社会效益。6 结论 (1)钢珠薄层渗碳新
工艺经试验证明比原工艺具有许多优越性，对生产是有利的。
(2)新艺改善了钢
珠的组织，心部得到了高强度的全部低碳马氏体组织，使渗层获得了强韧性好的细
针状马氏体，减少了高碳马氏体造成的脆性及表层的残余奥氏体含量，使残余压应
力增加，提高了抵抗表面裂纹的能力，且由于马氏体的诱发强化，提高了渗层表面
强韧性和疲劳强度，从而以较薄的渗层得取了较高的抗压碎负荷。 (3)新工艺
使钢珠获得了良好的金相组织及合理的渗碳层且浓度梯度平缓。
采用直接淬火，增
加淬火介质水的流速，使心部强度提高，增大了对硬化层的支撑作用。良好的渗层
性能和心部性能保证了在渗层较薄的情况下疲劳强度有较大提高，同时压碎负荷降
低。 (4)有效硬化层硬度提高，强化了易产生裂纹的危险区域的强度，有效地提
高了疲劳强度。 (5)新工艺使生产周期缩短，生产效率提高，同时降低了物耗，
提高了产品质量，具有较好的社会、经济效益。
回火脆性
淬火钢回火时,随着回火温度的升高,通常其强度,硬度降低，而塑性，韧性提
高。但在某些温度范围内回火时，钢的冲击韧性不仅没有提高，反而显着降低，这
种脆化现象称为回火脆性。 因此，一般不在 250－350度进行回火，这就是因为淬
火钢在这个温度范围内回火时要发生回火脆性。这种回火脆性称为低温回火脆性或
第一类回火脆性。 产生低温回火脆性的原因，目前还不十分清楚。一般认为是由于
碳化物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所造成的。这种硬而脆的
薄片碳化物与马氏体间的结合较弱，降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性
反而下降。
将钢加热到临界点（AC3、ACcm）以上，进行完全奥氏仜化，然后在空气中冷却，这
种热处理工艺，称为正火。
（一）正火工艺
正火的加热温度正化学成份AC3以上50-100℃；过共析钢的加热温度ACcm以上30-
50℃。保温时间主要取决于工件有效厚度和加热炉的型式，如在箱式炉中加热时，
可以每毫米有效厚度保温一分钟计算。保温后的冷却，一般可在空气中冷却，但一
些大型工件或在气温较高的夏天，有时也采用吹风或喷雾冷却。
（二）正火后组织与性能
正火实质上是退火的一个特例。两者不同之处，主要在于冷却速度较快，过冷度较
快，因而发生了伪共析转变，使组织中珠光量增多，且珠光柋的片层间距变小。应
该指出，某些高合金钢空冷后，能获得贝氏体或马氏体组织，这是由于高合金钢的
过冷奥氏体非常稳定，C曲线。
由于正火后的组织上的特点，故正火后的强度、硬度、韧性都比退火后的高，且塑
性也并不降低。
正火的应用
正火与退火相比，钢的机械性能高，提价简便，生产周期短，能耗少，故在可能条
件下，应优先考虑采用正火处理。目前的应用如下：
1.作为普通结构零件的最终热处理
2.改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性
3.作为中碳结构钢制作的较重要零件的预先热处理。
4.消除过共析钢中风状二次渗碳体，为球化退火作好组织准备
5.对一些大型的或形状较复杂的零件，淬火可能有开裂的危险进，正火也往往代替
淬火、回火处理，而作为这类零件的最终热处理。 很靠右。此时己不能称其为正
火，而称为空淬有关。为了增加低碳钢的硬度，可适当提高正火温度。
钢的化学热处理-氧氮共渗
当钢在渗氮的同时通入一些含氧的介质，即可实现其氧氮共渗处理。处理以后的工
件兼有蒸汽处理我渗氮处理的共同优点。
1． 氧氮共渗的特点：氧氮共渗后渗层可分三个区，表面氧化膜，次表层氧化区和
渗氮nitriding。表面氧化膜与次表层氧化区厚度相近，一般为2-4μm.氧氮共渗后形
成多孔Fe3O4层具有良好的减摩擦性能、散热性能及抗粘着性能。
2． 氧氮共渗介质：氧氮共渗时一般用得较多的是不同浓度的氨水。氮原子向内扩
散形成渗氮层，水分解形成氧原子向内扩散形成氧化层并在工件表面形成黑色氧化
膜。
3． 氧氮共渗的主要用途： 氧氮共渗主要用于高速钢刀具的表面处理。共渗时的温
度一般为540-590℃，时间通常为1-2小时。氨水浓度以25%-30%为宜。排气升温时通
氨量应大些，以利于迅速排空炉内空气。共渗期间通氨量应适中，降温及扩散时应
减少氨的滴入量。热处理炉可采用有1Cr18Ni9Ti不锈钢制成炉罐的井式氮化炉代
用。炉罐应保护密封性（最好采用真空水冷橡胶密封）。炉顶应有一台密封循环风
扇。炉内保持300-1000Pa的正压.
钢的热处理--软氮化
为了缩短氮化周期，并使氮化工艺不受钢种的限制，在近一、二十年间在原氮化工
艺基础上发展了软氮化和离子氮化两种新氮化工艺
软氮化实质上是以渗氮为主的低温碳氮共渗，钢的氮原子渗及的同时，还有少量的
碳原子渗入，其处理结果与前述一般气体氮相比，渗层硬度较低，脆性较小，故称
为软氮化。
1.软氮化方法，软氮化方法分为气体软氮化和液体软氮化两大类。目前国内生产中
应用最广泛的是气体软氮化。<,br>气体软氮化是在含有活性碳、氮原子的气
氛中进行低温碳、氮共渗，常用的共渗介质有尿素、甲酰胺和三乙醇胺，它们在软
氮化温度下发生热分解反应，产生活性碳、氮原子。
活性碳、氮原子被工件表面吸收，通过扩散渗入工件表层，从而获得以氮为主的碳
氮共渗层。
气体软氮化温度常用560-570℃，因该温度下氮化层硬度值最高。氮化时间常为2-3
小时，因为超过2.5小时，随时间延长，氮化层深度增加很慢。
2.软氮化层组织和软氮化特点：钢经软氮化后，表面最外层可获得几微米至几十微
米的白层，它是由ε相、γ`相和含氮的渗碳体Fe3（C，N）所组成，次层为0。3-0。4
毫米的扩散层，它主要是由γ`相和ε相组成。
软氮化具有以下特点：
(1)处理温度低，时间短，工件变形小。
(2)不受钢种限制，碳钢、低合金钢、工模具钢、不锈钢、铸铁及铁基粉未冶金材料
均可进行软氮化处理。工件经软氮化后的表面硬度与氮化工艺及材料有关。
3.能显着地提高工件的疲劳极限、耐磨性和耐腐蚀性。在干摩擦条件下还具有抗擦
伤和抗咬合等性能。
4.由于软氮化层不存在脆性ξ相，故氮化层硬而具有一定的韧性，不容易剥落。
因此，目前生产中软氮化巳广泛应用于模具、量具、高速钢刀具、曲轴、齿轮、气
缸套等耐磨工件的处理。
应注意的是，气体软氮化目前存在问题是表层中铁氮化合物层厚度较薄（0.01-
0.02mm），且氮化层硬度梯度较陡，故不宜在重载条件下工作。另外，在氮化过程
中，炉中会产生HCN这种有毒气体，因此生产中要注意设备的密封，以免炉气漏出污
染环境。
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