第六章 鋼的熱處理

第六章鋼的熱處理第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變第三節(jié)鋼的退火與正火第四節(jié)鋼的淬火第五節(jié)鋼的回火第六節(jié)鋼的表面熱處理第七節(jié)熱處理技術要求標注、工序位置安排與工藝分析第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變一、共析鋼的奧氏體化共析鋼在室溫下的平衡組織是單一的珠光體，加熱至Ａｃ１以上珠光體將全部轉變成奧氏體，其過程如圖６-３所示。珠光體向奧氏體轉變可分為３個階段：１奧氏體形核與長大階段奧氏體的形成過程遵循相變的普遍規(guī)律，也是通過形核及晶核長大來實現(xiàn)的。奧氏體的晶核優(yōu)先在鐵素體與滲碳體的相界面形成。奧氏體晶核形成后，通過鐵、碳原子的擴散，使其相鄰的鐵素體不斷發(fā)生晶格改組（由體心立方晶格轉變?yōu)槊嫘牧⒎骄Ц瘢┺D變?yōu)閵W氏體，滲碳體也不斷發(fā)生分解溶入奧氏體，使奧氏體晶核不斷長大。與此同時，新的奧氏體晶核也在不斷形成和長大，直到鐵素體全部轉變?yōu)閵W氏體為止。下一頁返回第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變２殘余滲碳體溶解階段研究表明，由于滲碳體的晶體結構和含碳量與奧氏體相差很大，奧氏體向鐵素體方向長大的速度遠大于向滲碳體方向，因此當鐵素體全部消失后，仍有部分滲碳體尚未溶解。隨著保溫時間的延長，這部分殘余的、不連續(xù)的顆粒狀滲碳體將逐漸溶入奧氏體當中。３奧氏體均勻化階段在殘余滲碳體的溶解剛完成時，由于原子的擴散不充分，奧氏體的成分是不均勻的。在原為滲碳體的地方碳濃度較高，而原為鐵素體的地方碳濃度較低。只有繼續(xù)延長保溫時間，才能使碳原子充分擴散，獲得單相均勻的奧氏體組織，完成奧氏體化過程。上一頁下一頁返回第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變二、影響奧氏體化的因素１加熱溫度和保溫時間的影響加熱溫度越高，鐵、碳原子的擴散速度越快，鐵素體的晶格改組和滲碳體的溶解也越快，奧氏體的形成速度越快。保溫時間越長，殘余滲碳體分解越徹底，碳原子擴散越充分，奧氏體化完成越徹底。２加熱速度的影響加熱速度對奧氏體化過程有重要的影響。由圖６-４可知，加熱速度越快，轉變開始溫度越高，轉變終了溫度也越高，但轉變所需時間越短，即奧氏體轉化速度越快。上一頁下一頁返回第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變３原始組織和合金元素的影響在成分相同時，工件的原始組織越細，則相界面越多，越有利于奧氏體晶核的形成和長大，奧氏體化速度越快。在合金鋼中，合金元素雖然不會改變珠光體向奧氏體轉變的基本過程，但除Ｃｏ之外的大多數(shù)合金元素都會使奧氏體化減緩，所以合金鋼的奧氏體化速度要比碳鋼慢，特別是高合金鋼更是慢得多。因此，實際生產(chǎn)中合金鋼的加熱溫度和保溫時間一般比碳鋼的更高、更長。上一頁下一頁返回第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變三、奧氏體晶粒的長大與控制１晶粒大小的表示方法金屬組織中晶粒的大小通常用晶粒度來度量。奧氏體的晶粒度是指將鋼加熱至相變點以上某溫度并保溫一定時間所得到的奧氏體晶粒的大小。常用以下方法評定：將制備好的金相試樣放在顯微鏡下，放大１００倍觀察，并通過與標準級別圖進行比對來確定晶粒度等級。常見的晶粒度在１～８級范圍內，其中１～３級為粗晶粒，４～６級為中等晶粒，７～８級為細晶粒。上一頁下一頁返回第一節(jié)鋼在加熱時的組織轉變２奧氏體晶粒的長大與控制在具有足夠的能量和時間時，奧氏體可通過晶粒間的相互吞并來長大，這是一種自發(fā)的傾向。因此，加熱溫度越高，保溫時間越長，則得到的奧氏體晶粒越粗大。一般將隨著加熱溫度升高，奧氏體晶粒會迅速長大的鋼稱為本質粗晶粒鋼；而將奧氏體晶粒不易長大的，只有當溫度達到一個較高值之后才會突然長大的鋼稱為本質細晶粒鋼。煉鋼時只用錳鐵、硅鐵脫氧的鋼其晶粒長大傾向較大，屬本質粗晶粒鋼。用鋁脫氧的鋼則晶粒不易長大，屬本質細晶粒鋼。需要熱處理的重要零件一般選用本質細晶粒鋼制造。上一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變鋼經(jīng)過合適的加熱和保溫后，獲得了成分均勻、晶粒細小的奧氏體組織，但這并不是熱處理的最終目的。奧氏體在隨后的冷卻中將根據(jù)冷卻方式的不同而發(fā)生不同的組織轉變，并最終決定鋼的組織和性能（見表６-１）。因此，冷卻過程是熱處理的關鍵工序。熱處理的冷卻方式通常有兩種，一種是等溫冷卻轉變，即奧氏體快速冷卻到臨界溫度以下的某個溫度，并在此溫度下進行保溫和完成組織轉變，如圖６-６曲線１；另一種是連續(xù)冷卻轉變，即奧氏體以不同的冷卻速度進行連續(xù)冷卻，并在連續(xù)冷卻過程中完成組織轉變，如圖６-６曲線２。下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變一、過冷奧氏體的等溫轉變下面以共析鋼為例來說明過冷奧氏體的等溫轉變規(guī)律。１過冷奧氏體的等溫轉變曲線將已經(jīng)奧氏體化的共析鋼急速冷卻至Ａ１以下的各個不同的溫度（如投入不同溫度的恒溫鹽浴槽中），并在這些溫度下進行保溫，分別測定在各個溫度下過冷奧氏體發(fā)生組織轉變的開始時間、終止時間及轉變產(chǎn)物量，并將它們繪制在溫度－時間坐標圖中。將測定的各個轉變開始點、轉變終止點分別用光滑的曲線連接起來，便得到了共析鋼鋼的等溫轉變曲線，如圖６-７（ａ）所示。由于該曲線形狀與字母“Ｃ”相似，故又簡稱為Ｃ曲線。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變２過冷奧氏體的等溫轉變產(chǎn)物及其性能根據(jù)轉變產(chǎn)物的不同，過冷奧氏體的等溫轉變分為兩種類型，一種是珠光體型轉變，另一種是貝氏體型轉變。（１）珠光體型轉變。轉變溫度為Ａ１～５５０℃。當奧氏體被冷卻到Ａ１以下時，經(jīng)過一定的孕育期將在晶界處產(chǎn)生滲碳體晶核，周圍的奧氏體不斷向滲碳體晶核提供碳原子而促使其長大成為滲碳體片。隨著滲碳體片周圍奧氏體的含碳量不斷降低，將有利于鐵素體晶核的形成，這些奧氏體將轉變成為鐵素體片。由于鐵素體的溶碳能力極低，當它長大時將使多余的碳轉移到相鄰的奧氏體當中，使奧氏體的含碳量升高，促使新的滲碳體片形成。上述過程不斷循環(huán)，最終獲得鐵素體與滲碳體片層相間的珠光體組織。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變根據(jù)過冷度的不同，珠光體型轉變分為以下３種：①珠光體轉變。②索氏體轉變。③托氏體轉變。（２）貝氏體型轉變。轉變溫度為５５０℃～Ｍｓ。過冷奧氏體在此溫度區(qū)間內等溫停留，經(jīng)過一定的孕育期后，將轉變?yōu)樨愂象w，用符號“Ｂ”表示。貝氏體是由含碳過飽和的鐵素體（α固溶體）與碳化物組成的兩相混合物。由于過冷度大，轉變溫度較低，鐵原子已失去擴散能力，碳原子也只能進行短程擴散，所以貝氏體型轉變是半擴散型轉變。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變按照組織形態(tài)和轉變溫度的不同，貝氏體型轉變分為以下兩種：①上貝氏體轉變。②下貝氏體轉變。３影響犆曲線的因素（１）含碳量的影響。含碳量對Ｃ曲線的位置和形狀均有影響。對于亞共析鋼，隨著含碳量的增加，過冷奧氏體的穩(wěn)定性增大，Ｃ曲線右移，并且在過冷奧氏體發(fā)生珠光體型轉變之前，先有先共析鐵素體的析出，Ｃ曲線的左上部多出一條先共析鐵素體析出線，如圖６-１５所示。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變（２）合金元素的影響。合金元素對Ｃ曲線的位置和形狀都有影響。除鈷之外，所有的合金元素溶入奧氏體后均可增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使Ｃ曲線右移。鉻、鉬、鎢、釩等碳化物形成元素不僅使Ｃ曲線右移，而且還使Ｃ曲線出現(xiàn)雙Ｃ型等特征，改變了Ｃ曲線的形狀。（３）加熱工藝的影響。加熱溫度越高，保溫時間越長，則奧氏體成分越均勻，晶粒越粗大。這既減少了形核所需的濃度起伏，也減少了形核的晶界面積。因此，將導致形核率降低，增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使Ｃ曲線右移。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變二、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變在熱處理生產(chǎn)中，除了少部分采取等溫轉變（如等溫退火、等溫淬火等）外，大多數(shù)的熱處理工藝是采取連續(xù)冷卻轉變。因此，鋼在連續(xù)冷卻過程中的組織轉變規(guī)律更具有實際意義。１過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變曲線

圖６-１７所示為共析鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線。與圖６-７（ｂ）比較，共析鋼的連續(xù)冷卻轉變只有珠光體型轉變區(qū)和馬氏體型轉變區(qū)，而沒有貝氏體型轉變區(qū)。這表明共析碳鋼在連續(xù)冷卻轉變時不會形成貝氏體。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變２連續(xù)冷卻轉變曲線的應用連續(xù)冷卻轉變曲線表達了過冷奧氏體在各種冷卻速度下的組織轉變規(guī)律。現(xiàn)以共析鋼為例，分析其在典型冷卻速度下的組織轉變。在圖６-１７中，v１相當于工件隨爐冷卻（退火），當冷卻速度線與珠光體型轉變開始線相交時，便開始了過冷奧氏體向珠光體的轉變，與轉變終了線相交時，轉變結束，奧氏體全部轉變?yōu)橹楣怏w。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變３馬氏體轉變馬氏體是碳在α-Ｆｅ中的過飽和固溶體，用符號“Ｍ”表示。由過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變曲線可知，當奧氏體被過冷到Ｍｓ以下時，將發(fā)生馬氏體轉變。馬氏體轉變過冷度大、速度極快，鐵和碳原子均不能擴散，屬于非擴散型轉變。一般認為，馬氏體相變是通過鐵原子的共格切變來實現(xiàn)的。因為沒有擴散，所以馬氏體與過冷奧氏體具有相同的化學成分。研究表明：若過冷奧氏體在Ｍｓ～Ｍｆ之間的某個溫度停留，則馬氏體轉變基本停止，即等溫時不發(fā)生馬氏體轉變。只有連續(xù)冷卻，馬氏體轉變才能進行，當冷卻至Ｍｆ后馬氏體轉變才會結束。上一頁下一頁返回第二節(jié)鋼在冷卻時的組織轉變４殘留奧氏體在馬氏體轉變過程中，當大量的馬氏體形成后，剩下的過冷奧氏體被馬氏體分割成一個個很小的區(qū)域，并受到周圍馬氏體巨大的壓力作用。隨著馬氏體轉變的繼續(xù)，壓力不斷提高，最終將使奧氏體停止向馬氏體轉變。因此，馬氏體轉變不能進行到底，既使冷卻到Ｍｆ以下仍不可能獲得１００％的馬氏體。這些未發(fā)生轉變的過冷奧氏體被稱之為殘留奧氏體，常用符號“Ａ′”表示。殘留奧氏體量的多少主要取決于奧氏體的含碳量。因為奧氏體含碳量越高，過冷奧氏體的Ｍｓ和Ｍｆ越低（如圖６-２１所示），馬氏體轉變越不徹底。所以，殘留奧氏體量隨著奧氏體含碳量的增加而增加（如圖６-２２所示）。上一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火一、鋼的退火退火是將鋼件加熱到適當?shù)臏囟龋匾欢ǖ臅r間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝。退火的主要目的：①降低鋼的硬度，改善切削加工性；②消除加工硬化，提高鋼的塑性；③細化晶粒，改善或消除成分不均、網(wǎng)狀滲碳體等組織缺陷，為后續(xù)熱處理做好組織準備；④消除應力，穩(wěn)定工件尺寸。下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火１完全退火完全退火是指將鋼件加熱至Ａｃ３以上３０℃～５０℃，經(jīng)保溫完全奧氏體化后，隨之緩慢冷卻（一般為爐冷），獲得接近于平衡組織的退火工藝。完全退火主要用于亞共析鋼的鑄件、鍛件和熱軋型材等，不宜用于過共析鋼。因為過共析鋼加熱至Ａｃｃｍ以上完全奧氏體化后，在隨后的緩慢冷卻過程中會沿奧氏體晶界析出網(wǎng)狀二次滲碳體，使得鋼的韌性和切削加工性下降。上一頁下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火由于冷卻時工件內外冷速不一致，過冷度有大有小，組織轉變有先有后，使得退火后工件的內外組織形態(tài)和性能都不均勻。另外，對于某些Ｃ曲線特別靠右的高合金鋼，由于過冷奧氏體穩(wěn)定性高，退火時的冷卻時間往往很長（有時需要幾十個小時）。為此，生產(chǎn)中常采用等溫退火工藝，即將鋼件加熱至Ａｃ３以上３０℃～５０℃，保溫后以較快的速度冷卻到珠光體轉變溫度區(qū)間的某個溫度并保溫，待過冷奧氏體完成珠光體轉變后，工件出爐在空氣中冷卻。等溫退火與完全退火的目的相同，但可以減少１／３以上的時間，而且由于等溫退火時工件內外溫差更小，因此退火后工件的組織和性能更加均勻。等溫退火還可以更準確地控制珠光體轉變的過冷度，所以可以更精確地控制退火的組織和硬度。上一頁下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火２球化退火球化退火是指將鋼件加熱至Ａｃ１以上２０℃～３０℃，保溫一定時間后，隨爐緩慢冷卻獲得球狀碳化物的退火工藝。由于過共析鋼、合金工具鋼和滾動軸承鋼等在熱軋或鍛造后，常出現(xiàn)粗片狀珠光體和網(wǎng)狀二次滲碳體組織，這不僅使鋼的力學性能和切削加工性下降，而且淬火時易產(chǎn)生變形和開裂。為消除這種組織缺陷，生產(chǎn)中常采用球化退火，即鋼在Ａｃ１～Ａｃｃｍ之間適當?shù)臏囟缺?，使珠光體中的粗大滲碳體片和網(wǎng)狀二次滲碳體發(fā)生不完全溶解，在形成細小的鏈狀或點狀殘留滲碳體微粒后再緩慢冷卻，最終獲得彌散分布在鐵素體基體上的粒狀滲碳體，使鋼的性能獲得改善。對于存在嚴重網(wǎng)狀二次滲碳體的工件，為提高球化退火的效果，可在球化退火前先進行一次正火，以減輕滲碳體的網(wǎng)狀形態(tài)。為了縮短生產(chǎn)周期，球化退火在冷卻時也可以采用等溫退火工藝。上一頁下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火３擴散退火（均勻化退火）擴散退火是指將鋼件加熱至遠高于Ａｃ３或Ａｃｃｍ的溫度（通常為１１００℃～１２００℃），經(jīng)長時間保溫（一般為１０～２０ｈ時），然后隨爐緩慢冷卻以獲得均勻的成分和組織的退火工藝。擴散退火是利用高溫下原子具有較大的擴散能力來消除成分和組織不均勻現(xiàn)象的，退火后可以降低鋼的熱加工脆裂傾向和提高鋼的力學性能。因此擴散退火又被稱為均勻化退火。由于加熱溫度高，保溫時間長，勢必導致奧氏體晶粒粗化。因此經(jīng)擴散退火后應進行熱壓力加工，使晶粒得到充分的碎化。否則，需要通過完全退火或正火來細化晶粒。上一頁下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火４去應力退火去應力退火是指將鋼件加熱至Ａｃ１以下適當溫度（通常為５００℃～６００℃），保溫后隨爐緩慢冷卻的退火工藝。去應力退火的目的是為了消除鑄件、鍛件、焊接件、冷沖壓件及機加工件中的殘留應力，以提高尺寸穩(wěn)定性，防止變形和開裂。去應力退火的加熱溫度一般略高于鋼的再結晶溫度，加熱溫度越高和保溫時間越長，應力消除越徹底，但加熱溫度不應超過Ａｃ１。上一頁下一頁返回第三節(jié)鋼的退火與正火二、鋼的正火正火與退火的主要區(qū)別是正火冷卻速度稍快，過冷奧氏體的過冷度較大，獲得的組織較細小，鋼的強度和硬度有所提高。正火具有操作簡便、工藝周期短、成本較低等優(yōu)點。正火的主要目的和應用：①提高硬度，改善低碳鋼和低碳合金鋼的切削加工性；②細化晶粒，均勻成分，可作為中碳鋼的預先熱處理，為最終熱處理做好組織準備；③減少網(wǎng)狀二次滲碳體，為過共析鋼的球化退火做好組織準備；④代替淬火，當零件的力學性能要求不高，或因形狀復雜在淬火時易產(chǎn)生嚴重變形，甚至開裂時，正火可以作為工件的最終熱處理。上一頁返回第四節(jié)鋼的淬火一、淬火工藝淬火加熱溫度通常亞共析鋼的加熱溫度為Ａｃ３以上３０℃～５０℃，淬火后得到細小的馬氏體和少量的殘留奧氏體；共析鋼和過共析鋼的加熱溫度為Ａｃ１以上３０℃～５０℃，淬火后得到細小的馬氏體、少量的未溶碳化物和殘留奧氏體。之所以這樣選擇加熱溫度是因為：若將亞共析鋼的加熱溫度選擇在Ａｃ１～Ａｃ３之間，則淬火后組織中有強度和硬度不高的穩(wěn)定相鐵素體，這將降低鋼的強度、硬度和耐磨性。若將過共析鋼的加熱溫度選擇在Ａｃｃｍ以上，則不僅由于溫度高使奧氏體晶粒粗化，而且因為滲碳體全部溶解使得奧氏體的含碳量提高，Ｍｓ降低，導致淬火后殘留奧氏體量增加，鋼的硬度和耐磨性降低。若加熱溫度低于Ａｃ１，則無論何種鋼都沒有相變，達不到淬火的目的。圖６-２６所示為碳鋼的淬火加熱溫度示意圖。下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火２加熱時間加熱時間由工件裝爐后爐溫達到規(guī)定的加熱溫度所需時間、工件熱透所需時間及組織轉變所需時間三部分組成。加熱時間取決于加熱設備功率、裝爐量、工件尺寸和形狀、裝爐方式、加熱介質和鋼中合金元素的含量等因素。生產(chǎn)中常用下列經(jīng)驗公式進行估算：上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火３淬火冷卻介質淬火冷卻介質是指在淬火工藝中所用的冷卻介質。（１）理想淬火冷卻速度。為保證工件淬火后獲得馬氏體組織，淬火冷卻介質必須使工件以大于馬氏體臨界冷卻速度（vｋ）的冷速進行冷卻。由于工件具有一定的厚度，心部可能因冷速過低而不能淬透，這將影響材料性能的發(fā)揮。冷卻速度越快，工件得到的淬透層越深，所以冷卻速度應該越快越好。但是，過高的冷卻速度將加大工件截面溫差，使熱應力增大，容易引起變形和開裂，就這點而言冷卻速度應該越慢越好。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火（２）常用淬火冷卻介質。為適應不同材料、不同淬火工藝的要求，生產(chǎn)中使用的淬火冷卻介質種類繁多，常用的幾種介質如下：①水。水是最古老的冷卻介質。②水溶液。主要有鹽水溶液和堿水溶液。③礦物油。應用最多的礦物油是１０號、２０號和３０號機油。④新型淬火冷卻介質。新型淬火冷卻介質主要有專用淬火油、新型水溶性淬火劑等。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火二、淬火方法為了獲得好的淬火效果，不僅需要合理選用冷卻介質，還要有正確的淬火方法。確定淬火方法的主要依據(jù)是鋼的成分、工件的形狀和尺寸、工件的性能要求等。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，如圖６-２８所示。１單液淬火單液淬火是指將鋼件奧氏體化后，淬入單一淬火冷卻介質的淬火方法，如圖６-２８所示曲線１。２雙液淬火雙液淬火是指將鋼件奧氏體化后，先淬入冷卻能力較強的介質中，在即將發(fā)生馬氏體轉變時立即轉入冷卻能力較弱的介質中冷卻的淬火方法，如圖６-２８所示曲線２。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火３分級淬火分級淬火是指將鋼件奧氏體化后，淬入溫度略高或略低于Ｍｓ的冷卻介質中，停留一定時間使工件表面和心部溫度均勻后，取出在空氣或油中冷卻，并完成馬氏體轉變的淬火方法，如圖６-２８所示曲線３。４等溫淬火等溫淬火是指將鋼件奧氏體化后，淬入溫度處于下貝氏體轉變溫度區(qū)間的冷卻介質中，待下貝氏體轉變結束后取出空冷的淬火方法，如圖６-２８所示曲線４。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火三、鋼的淬透性１淬透性的概念淬透性是指鋼在規(guī)定的條件下淬火時獲得淬硬層深度大小的能力。它是鋼最重要的熱處理工藝性能之一。淬火時，工件表面的冷卻速度最快，越靠近中心冷卻速度越慢，如圖６-２９所示，所獲得的馬氏體量由表及里逐漸遞減。淬透性中所指的淬硬層是指從鋼的表面至馬氏體的體積分數(shù)為５０％處（即半馬氏體區(qū)）之間的組織層。之所以將半馬氏體區(qū)作為淬硬層的界線，是由于恰好在半馬氏體區(qū)鋼的硬度會發(fā)生急劇變化，容易用測量硬度的方法加以確定，如圖６-３０所示。據(jù)淬硬層的定義，如果工件淬火后其中心獲得５０％的馬氏體，則認為工件淬透了。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火２影響淬透性的因素凡是增加過冷奧氏體穩(wěn)定性的因素，或者說凡是使Ｃ曲線位置右移減小馬氏體臨界冷卻速度（vｋ）的因素，都會提高鋼的淬透性，反之則會降低淬透性。３淬透性的測定鋼的種類（牌號）繁多，為了能夠以統(tǒng)一的尺度來定量表達不同鋼種的淬透性，常用末端淬火試驗法（ＧＢ２２５—８８）來測定鋼的淬透性，如圖６-３１所示。試驗時先將標準試樣（２５×１００ｍｍ）奧氏體化，然后垂直擱置并向試樣末端噴水冷卻。由于離末端越遠則冷速越慢，所以沿試樣長度方向各處的組織和硬度不同。若沿著試樣長度每隔一定距離測一個硬度值，則可得到硬度分布曲線，該曲線稱為淬透性曲線，如圖６-３２所示。上一頁下一頁返回第四節(jié)鋼的淬火４淬透性的意義淬透性是選用材料和制訂熱處理工藝的主要依據(jù)之一，具有重要的實用價值。鋼的淬透性對工件熱處理后的力學性能具有重要的影響。（１）大截面或形狀復雜的重要零件、要承受動載荷的重要零件、承受軸向拉伸或壓縮截面負荷均勻的零件（如高強度螺栓、內燃機連桿等），因要求整個截面力學性能均勻一致，所以應該淬透。（２）承受彎曲、扭轉應力的軸類零件或僅要求表面耐磨而心部受力小的零件，由于工作應力主要發(fā)生在軸的外緣或表面，越靠近心部應力越小，因此不必淬透。（３）承受交變應力的彈簧，由于要求具有高的疲勞極限和足夠的塑性、韌性，因此應該淬透。（４）焊接件不宜選擇高淬透性的鋼，否則在焊縫熱影響區(qū)容易發(fā)生淬火，造成工件變形和開裂。上一頁返回第五節(jié)鋼的回火回火是指將經(jīng)過淬火的鋼件加熱至Ａｃ１以下某一溫度，保溫一定的時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝。工件淬火后一般都要及時回火，淬火與回火屬于零件的最終熱處理?；鼗鸬闹饕康氖牵孩贉p小應力和脆性，防止和減小工件變形與開裂。工件淬火后存在很大的應力（等溫淬火除外），若不及時回火易造成變形甚至開裂。②調整力學性能。工件淬火后硬度高脆性大，為使各種工件獲得不同的使用性能，必須通過回火來調整其強度、硬度、塑性和韌性。③穩(wěn)定形狀和尺寸。工件淬火后的組織主要由馬氏體和殘留奧氏體組成（等溫淬火除外），兩者都是不平衡組織，處于有自發(fā)轉變要求的不穩(wěn)定狀態(tài)。通過回火可以使這些組織趨于穩(wěn)定，使工件的形狀和尺寸不再發(fā)生變化。下一頁返回第五節(jié)鋼的回火一、回火時的組織轉變１馬氏體的分解回火溫度為１００℃～３５０℃時，馬氏體將發(fā)生分解，即馬氏體中的過飽和碳以極細的ＦｅｘＣ（稱為ε碳化物）的形式析出，使馬氏體的含碳量降低。溫度到達３５０℃時，馬氏體中的含碳量降至接近平衡成分，馬氏體分解基本結束。２殘留奧氏體的分解回火溫度為２００℃～３００℃時，伴隨著馬氏體的不斷分解，殘留奧氏體也將完成分解過程。殘留奧氏體的分解產(chǎn)物與過冷奧氏體在此溫度下的等溫轉變產(chǎn)物相同，即分解為下貝氏體組織。上一頁下一頁返回第五節(jié)鋼的回火３碳化物類型的轉變回火溫度為３００℃～４００℃時，ε碳化物將逐漸轉變?yōu)楦€(wěn)定的、極細的粒狀滲碳體（Ｆｅ３Ｃ）。與此同時，馬氏體中的過飽和碳也完全析出，馬氏體轉變?yōu)獒槧铊F素體和極細的粒狀滲碳體，因此，回火后鋼的組織由針狀鐵素體和極細的粒狀滲碳體組成，這種混合物稱為回火托氏體。經(jīng)這個溫度區(qū)間回火后，淬火應力基本消除。４滲碳體的聚集長大和鐵素體的再結晶回火溫度在４００℃以上時，高度彌散分布的極細粒狀滲碳體將自發(fā)地聚集長大，成為粗粒狀滲碳體。同時，針狀鐵素體通過再結晶轉變?yōu)榈容S晶粒。這種在等軸晶粒鐵素體基體上均勻分布著粗粒狀滲碳體的混合組織，稱為回火索氏體?；鼗鹚魇象w具有良好的綜合力學性能。上一頁下一頁返回第五節(jié)鋼的回火需要注意的是：就某一回火溫度而言，可能一種組織轉變尚未結束，而另一種轉變就已經(jīng)開始了，也就是說，在某個回火溫度可能有幾種組織轉變正在同時進行。二、回火方法與應用根據(jù)回火溫度不同，常用的回火方法有以下３種：１低溫回火回火溫度為１５０℃～２５０℃，回火后的組織主要為回火馬氏體和少量的殘留奧氏體。其目的是為了在保持高硬度、高強度的前提下，減小淬火應力和降低鋼的脆性。主要用于硬度和耐磨性要求高的刃具、量具、冷作模具、滾動軸承以及經(jīng)過滲碳、表面淬火的工件。上一頁下一頁返回第五節(jié)鋼的回火２中溫回火回火溫度為３５０℃～５００℃，回火后的組織為回火托氏體。其目的是為了獲得高的彈性極限和一定的韌性，主要用于各類彈簧、熱鍛模等。３高溫回火回火溫度為５００℃～６５０℃，回火后的組織為回火索氏體。其目的是為了獲得強度、硬度、塑性和韌性均較高的綜合力學性能。主要用于各種重要的結構零件（如軸、齒輪、螺栓等），應用十分廣泛。上一頁下一頁返回第五節(jié)鋼的回火三、回火脆性回火脆性是指鋼件淬火后在某些溫度區(qū)間回火時產(chǎn)生脆性增大的現(xiàn)象。圖６-３５所示為某合金鋼回火溫度與韌性關系示意圖?；鼗鸫嘈砸话惴譃閮煞N：１低溫回火脆性（第一類回火脆性）低溫回火脆性是指碳鋼淬火后在２５０℃～３５０℃（合金鋼為２５０℃～４５０℃）回火時所產(chǎn)生的回火脆性，又稱第一類回火脆性。幾乎所有的碳鋼和合金鋼都會或多或少地產(chǎn)生這類回火脆性。一般認為，在這個溫度區(qū)間回火時，會在馬氏體的晶界處析出硬而脆的滲碳體薄片，破壞了馬氏體間的連接，導致韌性降低。低溫回火脆性的出現(xiàn)，并不會對鋼的塑性、強度和硬度造成影響，但改變了強度與韌性的合理配比，不利于充分發(fā)揮材料的性能。上一頁下一頁返回第五節(jié)鋼的回火２高溫回火脆性（第二類回火脆性）高溫回火脆性是指某些合金鋼淬火后，在４５０℃～５５０℃回火或在更高溫度回火后以緩慢冷卻的方式通過４５０℃～５５０℃溫度區(qū)時所產(chǎn)生的回火脆性，又稱第二類回火脆性。通常認為，在高溫回火時某些雜質和合金元素會偏聚到原來的奧氏體晶界處，使晶界處韌性降低，從而產(chǎn)生回火脆性。含有鉻、鎳、錳等元素的合金鋼容易產(chǎn)生高溫回火脆性。上一頁返回第六節(jié)鋼的表面熱處理一、表面淬火表面淬火是指僅對工件表層進行淬火的熱處理工藝。其主要目的是使零件表面獲得高的硬度和耐磨性，而心部則保持經(jīng)預先熱處理所獲得的良好的強度和韌性。凡是能通過整體淬火進行強化的金屬材料，原則上都可以進行表面淬火。由于表面淬火具有工藝簡單、工件變形小、強化效果顯著和生產(chǎn)效率高等優(yōu)點，故在生產(chǎn)中應用十分廣泛。１感應加熱表面淬火感應加熱表面淬火是最常用的表面淬火方法，如圖６-３６所示。按電流頻率的高低，常用的感應淬火分為３種：（１）高頻感應淬火。（２）中頻感應淬火。３）工頻感應淬火。下一頁返回第六節(jié)鋼的表面熱處理２火焰加熱表面淬火火焰加熱表面淬火是指利用氧－乙炔混合氣體或其他可燃氣體的燃燒火焰，將工件表層快速加熱至淬火溫度，然后快速冷卻的熱處理工藝，如圖６-３７所示。３激光加熱表面淬火激光加熱表面淬火是２０世紀７０年代隨著大功率激光器的問世而發(fā)展起來的一種新型表面強化方法。其工作原理是，通過利用高能量密度的激光束對工件進行掃描照射，使其表面在極短的時間內被加熱至淬火溫度，停止掃描照射后，表層的熱量被內部金屬快速吸收，從而使工件表層淬火。激光淬火的淬硬層深度較淺，一般為０．３～０．５ｍｍ。上一頁下一頁返回第六節(jié)鋼的表面熱處理二、化學熱處理化學熱處理是指將工件置于特定的活性介質中加熱和保溫，使所需的元素滲入其表層，從而改變表層的化學成分、組織和性能的熱處理工藝。