第三章改变材料性能的主要途径

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1、文档可能无法思考全面，请浏览后下载! 第三章 改变材料性能的主要途径1.金属塑性变形对材料性能的影响一. 塑性变形过程及组织、性能的变化1 单晶体的塑性变形单晶体塑性变形的基本形式有以下两种： 滑移变形:即在一定的切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面（称滑移面，是晶体中原子密度最大的晶面）上的一定的晶向（称滑移方向，是晶体中原子密度排列最大的晶向）发生滑移。 孪生变形: 即在切应力作用下，晶体的一部分相对另一部分沿一定的晶面（称孪生面）和一定的晶向（称孪生方向）产生切变。(2)滑移变形与位错滑移变形并不是滑移面两侧晶体的整体移动的刚性滑移，而是通过晶内的位错运动来实现的, 当一

2、个位错移动到晶体表面时，就产生一个位移量。常把单晶体中所含位错线的总长度称作位错密度（），即式中：V晶体总体积（cm3）；S位错线总长度（cm）。58 / 71（3）位错增殖: 在滑移变形过程中造成位错数量增多的现象称为位错增殖。（4）滑移系:金属材料的塑性变形主要是滑移变形，但在滑移过程中，不是沿着任何晶面和晶向发生的，而是沿着晶格中原子密度最大的滑移面和滑移方向进行的，不同的晶格类型的晶体，滑移面与滑移方向的数目是不同的，常将一个滑移面和其上的一个滑移方向合称为一个滑移系。一般金属滑移系愈多，金属发生滑移的可能性就愈大，则金属的塑性变形愈容易，特别是滑移方向对塑性变形的作用比滑移面作用更大

3、，故具有面心立方晶格的金属具有良好的塑性。2 多晶体的塑性变形（1） 多晶体的塑性变形是每个晶粒变形的总和（2） 多晶体金属的晶界是位错运动的辟垒（3） 冷变形纤维组织（4） 变形织构二. 塑性变形金属的再结晶1 再结晶过程（1） 回复:工业上常利用回复过程对变形金属进行去应力退火，以降低残余内应力，保持加工硬化效果。（2） 再结晶：当将加工硬化的金属继续加热到（0.350.4）T熔时，原子扩散能力增大，在位错密度较高的晶界上，一些未变形的亚晶粒和回复时形成的多边化亚晶粒转变成再结晶晶粒，并进一步长大。此时被拉长的晶粒和碎晶转变为均匀细小的等轴晶粒，但晶格类型不变，这一过程称为再结晶。（3）

4、晶粒长大：当将加工硬化的金属继续加热到（0.350.4）T熔时，原子扩散能力增大，在位错密度较高的晶界上，一些未变形的亚晶粒和回复时形成的多边化亚晶粒转变成再结晶晶粒，并进一步长大。此时被拉长的晶粒和碎晶转变为均匀细小的等轴晶粒，但晶格类型不变，这一过程称为再结晶。晶粒长大，实质上是一个晶界位移的过程。2 再结晶后的晶粒度 （1）加热温度：加热温度一定时，而保温时间延长，同样也会使晶粒长大。加热温度一定时，而保温时间延长，同样也会使晶粒长大。加热温度与晶粒度的关系。图3-3. ( 2)预先变形：再结晶退火后的晶粒度还与预先变形度有关，变形度很小时，再结晶退火后，因不足以引起再结晶，晶粒大小基本

5、不变。预先变形度与晶粒度的关系，如图3-13所示。三. 金属的热变形 1热变形的组织与性能特性一般以金属的再结晶温度为界限进行区分，在其再结晶温度以上的加工变形称为热变形；在再结晶温度以下的加工变形称为冷变形。热变形的金属随温度的上升，而强度、硬度降低，塑性、韧性提高。因此金属变形抗力小，塑性大，而且不会产生加工硬化现象，可以进行大量的加工变形。热变形与冷变形的机制相同，热变形虽不引起加工硬化，但也会使金属的组织和性能发生很大的变化，热加工后：可使铸态金属中的气孔、缩松等缺陷被压合，从而使金属的致密度、性能得到提高。可使金属中粗大树枝晶、大晶块和碳化物破碎，并通过再结晶获得等轴细晶粒，提高力学

6、性能 可使金属中的杂质随晶粒变形而被拉长，而拉长的晶粒通过再结晶仍可恢复为等轴细晶粒，而杂质仍为条状，使金属呈现纤维形态，称为热变形纤维组织3 热变形纤维组织的利用热变形的主要方法是热扎和锻造。热扎是生产各种型材的主要方法，通常在再结晶温度以上进行，热扎后型材沿轴线形成热变形纤维组织。所以，使用型材时必须合理利用纤维方向，充分发挥材料的作用。锻造通过选用型材作为坯料，一般也是在再结晶温度以上进行。锻造一方面可以获得所需零件的毛坯形状，另一方面可使坯料的纤维方向重新分布。所以我们在设计零件时，应尽可能使纤维组织沿零件的轮廓线分布而不被切断，最大正应力与纤维方向平行，最大切应力与纤维方向垂直，从而

7、达到较高的力学性能。常见的有齿轮坯镦粗、主轴的拔长、吊勾与曲轴弯曲形成、螺栓头局部镦粗、热扎齿轮等。四. 形变强化的应用金属材料经冷塑性变形后，提高强度和硬度的方法，称为形变强化。形变强化是室温时呈单相组织，加热时又不发生相变的金属和合金的主要强化方法；也是以单相固溶体为主要组成物，包含少量第二相的合金的重要强化方法。形变强化主要用于不能采用热处理强化或强化效果不显著的，室温时又具有良好的塑性，并能进行适当程度的冷塑性变形的金属和合金。生产中常用的形变强化方法有冷挤、冷拉、冷扎、冷镦、冷压、滚压和喷丸等。冷挤、冷拉、冷扎主要用于原材料的生产；冷镦主要用于标准件的生产；冷压、滚压和喷丸主要用于零

8、件表面强化，并可提高零件表面硬度、疲劳强度和表面质量。形变强化在生产上已得到了广泛地应用，如各类钢丝、铝丝、铁丝和小直径弹簧钢丝等；薄钢板的冷扎、冷镦螺栓；大弹簧和大齿轮表面的喷丸处理；滑动摩擦轴颈的滚压；精密锻件的精压等。但形变强化时，材料的截面尺寸不宜过大，否则表面变形不均匀，不能达到预期的强化效果。塑性差、形状复杂的零件也不能进行形变强化处理。2.金属的晶粒度对材料性能的影响一.金属晶粒度与材料性能的关系晶粒粗细决定了晶界面积的大小。晶粒细小，金属材料总晶界面积增加。晶粒愈细，晶界愈多，位错运动困难，则金属材料的强度和硬度显著提高。当晶粒细小时，同一位向的晶粒数目增加，在外力作用下，变形

9、的晶粒也多，可使应力分散，变形均匀，并使得金属具有较好的塑性和韧性，所以晶粒细化不仅是提高金属强度、硬度，而又是提高塑性和韧性的重要途径。二.影响晶粒度的因素1过冷度液态金属结晶过程晶粒大小与生核率N（单位时间内，单位体积中所产生的晶核数）及生长率G（单位时间内晶粒长大速度）有关。在一定过冷度范围内，生核率N和生长率G是随过冷度的提高而增大。如图3-17所示。其中生核率大于生长率的速度，所以随着过冷度T的增大而得到的晶粒更细。当过冷度T达到一定程度时，由于原子移动阻力增大，故生核率和生长率都降低（图中虚线所示）。在通常金属结晶时的过冷度范围内，过冷度愈大，则N/G比值愈大，因而晶粒愈细。3 异

10、质晶核在液态金属中存在的异质微粒，符合生核和生长条件时，均可作为晶核，异质微粒含量适当时，可以获得细小晶粒的金属。三.细晶强化方法与应用1细晶强化的主要方法 （1）提高过冷度 提高过冷度主要是取决于液态金属的冷却速度。如：采用金属型铸造，增大铸件的冷却速度。 设计铸件的壁厚应适当，薄壁铸件相当于提高冷却速度，可使晶粒细化。 （2）变质处理 ：在液态金属中加入一定量的变质剂（也称孕育剂），作为异质晶核以获得细晶铸件称为变质处理。如在钢液中加入V、Ti、Al、；在铸铁液中加入硅铁合金，有时加入某些合金元素或其他盐类，虽不能成为异质晶核，但可以降低固相界面的表面能或附着在晶体的结晶前缘，阻碍晶粒长大

11、，也可获得细晶组织；在铝合金液体中加入Ti、Zr；在铝硅合金中加入钠盐等，都可达到细化晶粒的目的。3）振动与搅拌 金属结晶时施以机械振动、超声波振动、电磁振动或搅拌等都可使树枝晶或大晶块破碎而增加新的晶核。振动还能补充生核时所需的能量，提高生核率。 2细晶强化的应用 细晶强化主要应用于铸件生产领域。常用于铸铁件和非铁合金铸件（即有色金属及合金），如灰铸铁的孕育处理和铝活塞采用金属型铸造等都属细晶强化的实例。 3 金属的合金化一. 合金化强化原理1 固溶强化主要方式有： 溶质原子小于基体（溶剂）原子形成的置换原子，一般移向位错线附近的受压位置，即刃型位错的上部。 溶质原子大于基体原子形成的置换原

12、子和间隙原子，一般移向位错线附近的受拉位置，即刃型位错的下部。2 第二相强化（又称弥散强化） 位错绕过第二相质点，当第二相质点较硬，且质点大而间距也大时，位错线绕过第二相质点而继续运动，而且留下一个位错环。 位错切过第二相质点，当第二相质点较软，且质点细小而间距也小，并与基体共格联系时，产生一个界面能很大的反相畴界。4.金属的热处理一.概述 热处理是将固态金属或合金采用适当的方式进行加热、保温和冷却，以获得所需的组织结构与性能的一种工艺不同加热温度和不同的冷却速度，处理后将获得的组织不同，则材料的性能也不同二. 碳素钢热处理的理论基础钢的热处理加热温度一般都高于状态图的PSK、gs、ES线。为

13、了表达简便，以A1、A3、Acm分别代表PSK、gs、ES线。A1、A3、Acm是碳钢在极缓慢地加热或冷却时地转变温度，因此，A1、A3、Acm点都是平衡临界点。在实际生产中，加热和冷却并不是极缓慢的，因此不可能在平衡临界点进行组织转变。一般加热或冷却都是要发生一定的滞后现象，即要有一定的过热和过冷才能使相变充分进行，因此，加热时分别用Ac1、Ac3、Accm表示，冷却时分别用Ar1、Ar3、Arcm表示，如图321所示。1加热时的组织转变 从Fe-C状态图可知，任何成分的碳钢加热到临界点Ac1线以上都会发生PA转变，而亚共析钢、过亚析钢加热到Ac3、Accm线以上时便全部转变为A。热处理进行

14、Ac1、Ac3、Accm以上加热的目的，就是为了得到A，通常把这种加热转变过程称为“奥氏体化”。奥氏体化后的钢以不同的冷却方式，可得到不同的组织，获得不同的性能，所以奥氏体是钢的组织转变的基本条件。 （1） 奥氏体的形成过程 当加热到Ac1时，P开始向A转变。1） 奥氏体晶核的形成2） 奥氏体晶核的长大 3）未溶Fe3C的溶解4）奥氏体成分均匀化 （2）影响奥氏体转变的因素1)加热温度 2）加热速度 （3）奥氏体的晶粒度起始晶粒度 实际晶粒度 本质晶粒度 3 钢冷却时的组织转变 等温冷却：是将奥氏体化后的钢，快速冷却到A1以下某一温度，进行保温，使其在该温度下发生组织转变，称为等温转变 连续冷

15、却 ：是以连续冷却的方式从奥氏体化温度以某种冷却速度连续冷却到室温，这一过程发生的组织转变，称为连续冷却转变。（1） 过冷奥氏体等温转变 奥氏体在临界点上为稳定相，能长期存在。一旦冷却到临界点以下时，并非立即发生转变，而是需要一定时间的孕育期。在A1温度以下转变以前存在的奥氏体称为过冷奥氏体1）过冷奥氏体等温转变过程 过冷奥氏体在不同温度等温时，孕育的长短不同，转变终止的时间也不同。将不同温度过冷奥氏体转变开始的时间与转变终止的时间标注在温度时间（对数）坐标图上，并将相同的转变点连接成光滑曲线，便可得到过冷奥氏体等温转变曲线图，如图327所示。 由于曲线的形状与“C”字或“鼻子”相似，故又称C

16、曲线或鼻子曲线，英文称TTT曲线。 从图中可知，在A1线以下，随着过冷温度降低，过冷奥氏体的孕育时间缩短，而转变速度提高。在550左右，孕育期最短，过冷奥氏体最不稳定，它的转变速度最快。这是由于过冷度降低，奥氏体与转变产物的自由能差增大，转变动力增大。在550以下，由于原子扩散能力随温度降低而降低，所以随着过冷温度的降低，孕育期增大，则转变速度减慢。当过冷温度低于Ms线（共析钢Ms线约230）时，由于温度低，原子不能扩散，立即发生晶格转变，随着温度的降低，转变量增加，至Mf温度转变结束。在A1线以下，转变终止线以右区域为转变产物。在转变开始线与转变终止线之间为过冷奥氏体和转变产物的共存区。 2

17、）过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能 珠光体型组织 (珠光体转变）A1550之间的转变产物为珠光体。 珠光体转变是一种扩散型转变。即在AP转变过程中，要发生晶体结构重构和Fe、C原子的扩散，P转变过程是通过生核与长大来完成的。 当奥氏体过冷到A1以下温度时，首先在A晶界上生成渗碳体晶核，渗碳体晶核依靠其周围A不断地供应碳原子而长大，使得碳原子向渗碳体大量集中，与此同时，渗碳体周围的A的碳质量分数不断降低，最后转变为碳质量分数低的铁素体，由于铁素体的溶碳能力很小（0.0218%），又使周围的奥氏体碳质量分数增高，从而又产生新的渗碳体晶核，如此重复进行至奥氏体消失，全部转变为F+Fe3C层片状的组

18、织珠光体。随着转变温度降低时，生核率和成长率都提高，使得珠光体层片间距变小。金相学将不同粗细的珠光体分为3个等级：粗的称为珠光体，用“P”表示，约在A1650范围内形成，成片间距0.4,在500倍金相显微镜下就能分辨出片状形态；较细的称为索氏体，用“S”表示；约在650600范围内形成，层片间距为0.40.2,在8001000倍金相显微镜下才能分辨出来；最细的称为屈氏体，用“T”表示，约在600550范围内形成，层片间距0.2，用电子显微镜才能分辨出来，一般呈黑色团状组织。P、S、T三者均属层片F和Fe3C的机械混合物，均属珠光体型组织。在这种组织中，层片间距愈细，相界面愈多，则塑性变形抗力愈

19、大，因而强度、硬度愈高；由于渗碳体片变薄，使得塑性和韧性也有所提高，所以三种组织的力学性能屈氏体最好，索氏体次之。但它们并无结构区别，也没有严格的界限，只是形态上的不同，如图328所示。贝氏体型组织550Ms之间的转变产物为贝氏体，用“B”表示。由于过冷度较大，贝氏体转变时只发生碳原子扩散，铁原子基本上不扩散，故贝氏体转变是属半扩散型转变。贝氏体是含碳略过饱和的铁素体与碳化物（或Fe3C）的两相混合物。贝氏体转变过程也是由生核和长大来完成的。 按转变温度和组织形态不同，贝氏体组织可分为上贝氏体和下贝氏体2种。 a. 上贝氏体（B上） 在普通中、高碳钢中，上贝氏体是在550350范围内形成的。它

20、是由成束的饱和铁素体和片间断续分布的细条状渗碳体组成，如图3-29（a）所示。在金相显微镜下，铁素体条呈黑色，渗碳体呈亮白色，从整体上看呈羽毛状特征，如图330所示。(上贝氏体转变）b. 下贝氏体（B下） 在普通中、高碳钢中，下贝氏体是在350Ms范围内形成的。它是由过饱和的针状铁素体和铁素体针片内弥散分布的碳化物小片组成。如图329（b）所示。在金相显微镜下呈黑色针片状，如图331所示。B上与B下由于晶体结构不同，则力学性能相差很大。上贝氏体中，硬脆的渗碳体呈细短条状分布在铁素体晶束（条）的晶界上，使晶束（条）容易产生脆性断裂，。强度、韧性较低，因此，上贝氏体组织在生产上无实用价值。而下贝氏

21、体组织中的针状铁素体细小且无方向性，铁素体的过饱和程度大，固溶强化明显，碳化物细小而弥散分布在针状铁素体内，因此，下贝氏体具有较高的强度、硬度、塑性和韧性相配合的优良力学性能。形成下贝氏体组织是钢强化的一种途径。(下贝氏体转变） 马氏体型组织(马氏体转变）在Ms线与Mf线之间，为马氏体型转变。由于过冷度很大，铁原子与碳原子完全不扩散，过冷奥氏体只能发生非扩散性的晶核切变，由-Fe的面心立方晶格直接转变为-Fe体心立方晶格，碳原子全部固溶在体心立方晶格中，形成过饱和的固溶体，称为马氏体，用“M”表示。由此可见，马氏体中的碳质量分数与原奥氏体中的碳质量分数相同。由于碳质量分数的过饱和，使得-Fe的

22、体心立方晶格产生严重畸变，并使晶格中的C轴伸长，a轴缩短，形成正方晶格（a=bc），如图332所示。(马氏体正方度)C/a之比称为马氏体正方度，不同碳质量分数的奥氏体发生马氏体转变时，碳质量分数愈高，碳的过饱和程度愈高，则晶格畸变愈大（即正方度愈大），马氏体转变是强化钢的主要途径。 不同碳质量分数的奥氏体转变，马氏体组织的形态也不同。主要形态有板条状和片状（或针状或竹叶状）2种。碳质量分数c0.25%，低碳马氏体呈板条状，称为板条状马氏体，如图333所示。在金相显微镜下呈现为平行成束分布的板条状组织，在每个板条内存在着高密度位错缠结，故也称位错马氏体。由于碳质量分数较低，故也称低碳马氏体。奥氏

23、体的碳质量分数c1.0%的高碳马氏体是片状，称为片状马氏体，如图334所示。在金相显微镜下可观察到其断面是针状或竹叶状。马氏体针之间形成大角度位向差，先形成的针状马氏体较粗大，可横贯奥氏体晶粒，后形成的马氏体针则较小。针状马氏体内存在大量的孪晶亚结构，因此，针状马氏体也称孪晶马氏体。因其碳质量分数较高，故也称高碳马氏体。碳质量分数c=0.25%1.0%之间的马氏体为板条状马氏体和针状马氏体的混合组织。随着碳质量分数的增加，板条状马氏体减少，而针状马氏体增多。 马氏体的硬度主要取决于马氏体中的碳质量分数。随着碳质量分数的增加，c/a轴增加，马氏体硬度也随着增多，如图335所示。 马氏体的塑性和韧

24、性与碳质量分数有关，高碳马氏体的碳质量分数高。则正方畸变大，淬火内应力也较大，并存在有许多显微裂纹，而且存在大量孪晶结构，故硬度很高，塑性、韧性很差。低碳马氏体中碳的过饱和程度小，淬火内应力较小，且存在大量位错亚结构，所以，低碳马氏体板条有较高的强度和硬度，而且也有一定的塑性和韧性。 马氏体转变特点： 马氏体转变属非扩散型转变，且转变速度极快（10-7s）。在Ms线以下瞬时转变，并以铁原子移动距离很小的共格方式进行，一旦发生转变，立即达到某一尺寸。马氏体片一般不穿过奥氏体晶界，所以马氏体尺寸受到原奥氏体晶粒粗细的限制。在正常淬火条件下，高碳钢的奥氏体化温度低，奥氏体晶粒细，所形成的马氏体片非常

25、细小，不易看清，则称之为“隐晶马氏体”。 马氏体的比体积（比容）比奥氏体大。即发生马氏体转变的同时发生体积膨胀，使金属内部产生很大的内应力。马氏体转变的临界温度随奥氏体碳质量分数的增加而降低，如图3-36所示。碳质量分数为0.77%的共析钢的Ms约为230，Mf约-50。 马氏体的转变是随温度的降低而增加。马氏体转变是在一个温度范围内形成的，从Ms点开始，随着温度的降低，马氏体的转变量不断增多，直至冷却到Mf点温度，转变停止。但在转变过程中不是100地都转变结束，而是有一部分过冷奥氏体未能转变为马氏体，这种在马氏体转变时未能发生转变残留下来的奥氏体，称为残余奥氏体，用“Ar”或“A”表示。随着

26、碳质量分数的增大，Ms和Mf点降低，残余奥氏体增加，如图337所示。残余奥氏体的存在使钢的硬度降低。残余奥氏体是一种不稳定组织，有自发转变为体心立方结构而导致体积膨胀，使零件尺寸发生变化并产生内应力，故对重要而精密的零件应尽可能减少残余奥氏体的含量。 对于亚共析钢、过共析钢和某些合金钢，其等温转变曲线有所不同，如图338所示。 亚共析钢在珠光体转变区过冷奥氏体先析出铁素体，然后再发生珠光体转变，“鼻尖”处转变孕育期比共析钢短，Ms与Mf点比共析钢高。而过共析钢在珠光体转变区先共析出渗碳体，然后再发生珠光体转变，“鼻尖”处转变孕育期也比共析钢短，Ms与Mf点比共析钢低，可见共析钢的孕育期最稳定。

27、 合金钢中，大多数合金元素（除钴外），溶入奥氏体后，增加了过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V等），除使C曲线向右移外。还会使C曲线呈现两个“鼻子”，形成上下两条C曲线。上部C曲线为珠光体转变，下部C曲线为贝氏体转变，两个转变区中间存在着过冷奥氏体的亚稳定区域。若合金元素未溶入奥氏体而形成合金碳化物，则降低过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向左移。（2）过冷奥氏体连续转变 在生产中，奥氏体的转变大多是在连续冷却过程中转变的，称为连续冷却C曲线， 共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变 研究钢的过冷奥氏体的连续冷却转变过程具有实际意义。共析钢冷却C曲线，如图3-39所示。英

28、文称CCT曲线。 由图可知，连续冷却转变C曲线只有上半部分，而没有下半部分。即共析钢在连续冷却时，只发生珠光体转变，不发生贝氏体转变。 图中珠光体转变区由三条曲线构成，Ps线为过冷AP转变开始线，Pf线为过冷AP转变终止线，KK线为过冷A转变中止线，它表示当冷却曲线高于KK线时，只有一部分过冷奥氏体转变为珠光体，而未转变的过冷奥氏体一直保留到Ms点以下才转变为马氏体，当冷却曲线不与Ps线相交时，则过冷奥氏体全部冷却至Ms点以下发生马氏体转变。 过共析钢的连续冷却C曲线与共析钢相比，在珠光体转变前多出一条共析渗碳体，然后再发生珠光体转变，其他基本相似。而亚共析钢的连续冷却C曲线与共析钢却不相同，

29、它除了在珠光体转变前多出一条共析铁素体，然后再发生珠光体转变外，还出现了贝氏体转变，因此亚共析钢在连续冷却后可以出现更多产物组成的混合组织。 现将共析钢的连续冷却转变曲线与等温冷却转变C曲线比较，可发现它位于等温冷却转变C曲线的右下方，并且没有贝氏体转变，而过冷奥氏体稳定，转变的孕育期较长，在相同的时间内，在较低温度才能转变，如图3-40所示。由于连续冷却转变C测定比较困难，而测定等温冷却转变C曲线比较容易，资料也较多，因此在生产中常利用等温转变C曲线来分析连续冷却转变过程和产物。 现用共析钢的等温冷却转变曲线来分析过冷奥氏体连续冷却时的转变过程和产物。 如图340中，V1V2V4V5,它们分

30、别代表不同冷却速度的冷却曲线。 V1相当于随炉冷却的速度，冷却曲线交于珠光体转变区（700650），转变产物为P粗片状组织，170220HBS。 V2相当空气中冷却，冷却曲线交于索氏体转变区（650600），转变产物为S，呈细片状组织，2535HRC。 V4相当于油冷，冷却曲线交于屈氏体转变开始线（600550），但未通过转变终止线，这表明有一部分过冷奥氏体转变为屈氏体，还有一部分过冷奥氏体冷却至Ms点以下才能变为马氏体残余奥氏体，转变产物为T+M+Ar，4555HRC。 V5相当于水冷，冷却曲线未与C曲线相交，而直接与Ms线以下开始转变马氏体残余奥氏体，转变产物为M+Ar，5565HRC。

31、VK为上临界速度。它与C曲线鼻尖相切，它是获得全部M的最小速度，凡大于VK的冷速，则可得到M，而不出现T。 VK为下临界冷却速度。它是不出现马氏体的最大冷却速度，凡小于VK时，钢将全部转变为P 。 上临界冷却速度VK愈小愈好，它可以用较小的冷却速度获得全部马氏体组织，可减少内应力，但下临界冷却速度不能太小，否则获得珠光体组织的热处理时间很长，使珠光体组织粗大，性能下降。 亚共析钢和过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变 亚共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程和产物，如图3-41所示。亚共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程与共析钢不同，它除了在珠光体转变前多出一条先共析铁素体转变线，然后再发生珠光体转变化

32、外，还出现了贝氏体转变，因此，亚共析钢在连续冷却后可以出现更多产物组成的混合组织。如45钢经油淬后，可以得到F+T+B上+B下+M+Ar的混合组织。 过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程和产物，如图342所示。过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程与共析钢相比，在珠光转变前多出一条先共析二次渗碳体，然后再发生珠光体转变，其他基本相似。与共析钢一样，在冷却过程中无贝氏体转变。 综上所述，钢在冷却时，过冷奥氏体的转变产物根据其转变温度的高低，可分为高温转变产物珠光体、索氏体、屈氏体；中温转变产物上贝氏体，下贝氏体；低温转变产物马氏体和残余奥氏体等。随着转变温度的降低，其转变产物的硬度增高，而韧性的变

33、化则较为复杂，如图343所示。三. 钢的热处理工艺 1 退火将金属和合金加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却（一般随炉冷却），以获得接近平衡组织的热处理工艺，称为退火。经退火后可使晶粒均匀细化，可降低硬度，提高塑性，消除内应力。 生产上退火的种类很多，根据不同的要求，退火又可分为以下几种：（1） 完全退火：完全退火又称重结晶退火，将工件加热Ac3以上3050，保温一定时间后，随炉缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。过共析钢不进行完全退火，因为过共析钢自Acm缓慢冷却时会析出网状二次渗碳体，使钢的脆性增大。（2） 等温退火 等温退火的加热规范和处理目的与完全退火相同，只是冷却过程不是

34、随炉冷却，而是从奥氏体化温度比较快冷却至A1以下珠光体转变区，并在此温度等温至珠光体转变完成，再以一定的速度冷却至室温。其目的是缩短退火时间，并使组织比较均匀。等温退火主要用于过冷奥氏体比较稳定的合金钢。 （3） 球化退火使钢中碳化物球化的的退火工艺，球化退火又称不完全退火球化退火工艺规范是一般采用随炉加热至Ac1以上2030，保持一定的时间，使片状渗碳体发生不完全溶解，形成许多细小点状渗碳体，并使奥氏体中的碳浓度分布不均匀。在冷却过程中以细点状渗碳体为核心，自发形成卷曲状渗碳体，又称球状渗碳体（4）扩散退火 将工件加热至该成分合金的熔点以下100200，进行较长时间保温，以使成分与组织均匀化

35、。扩散退火因加热温度高，保温时间长，故退火后晶粒粗大，因此,扩散退火后一般还应进行完全退火或正火处理，以细化晶粒，提高力学性能。 扩散退火主要用于铸钢件化学成分和组织的不均匀性。 （5）再结晶退火 将工件加热至最低结晶温度以上100200，并以适当保温使金属发生再结晶。由于再结晶温度低于相变温度，在冷却过程中不会再发生组织转变，所以冷却速度可以比一般退火快些。 再结晶的目的是消除加工硬化。 再结晶退火主要用于经冷变形而产生加工硬化的材料或零件。（6）消除内应力退火将工件加热至低于Ac1的某一温度（一般500650），保温足够时间后，缓慢冷却。主要用于消除铸件、锻件、焊接件及冷变形的零件的内应力

36、，降低温度，稳定尺寸，减少和防止使用过程中变形，但不改变零件的内部组织。 2 正火将钢件加热至Ac3或Accm以上3050或更高些，经奥氏体化保温后，在空气中冷却的热处理工艺称为正火正火主要应用范围： （1）用于低碳钢和低碳合金钢，锻件或型材经正火后，可提高硬度（140190HBS），从而改善切削加工性能。 （2）用于中碳钢制造一般重要的零件，可作为最终热处理。主要目的的是细化晶粒，提高力学性能（3）用于过共析钢，可抑制或消除二次渗碳体网的形成，有利于球化退火的进行。 正火与退火相比，操作简便，生产周期短，能源消耗少，力学性能高。因此，在可能的条件下，应优先采用正火处理。3淬火 淬火是将钢件加

37、热至临界点Ac3或Ac1以上3050，保温一定时间后，然后以大于临界冷却速度进行适当的快速冷却至室温，以获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺称为淬火。（1）淬火温度选择 淬火加热温度选择应以得到细小而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后得到细小的马氏体。亚共析钢淬火加热温度为Ac3以上3050，共析钢、过共析钢淬火加热温度为Ac1以上3050.（2） 淬火冷却介质淬火时工件的冷却速度必须大于VK才能获得M，否则工件不能淬硬得到M和达到一定的淬硬层深度。但冷却速度太大，则要造成很大的内应力，使工件有变形和开裂的危险，所以钢的理想淬火介质可根据钢的奥氏体等温转变C曲线来确定。亚共析钢淬火加热温度为Ac

38、3以上3050，共析钢、过共析钢淬火加热温度为Ac1以上3050，如图346所示。（3）淬火方法1）单液淬火：把加热奥氏体化后的工件迅速置于一种冷却介质中冷却至室温，使过冷奥氏体发生转变的方法，称为单液淬火 2）双液淬火：于形状复杂的工件，为防止在低温范围内马氏体转变时发生裂纹，可采用先在水中冷却到接近Ms点时（在水中停留时间可按经验数据35mm/s估算），立即取出再放入油中冷却，称为双液淬火3）分级淬火 : 将工件加热到奥氏体化后快速置于略高于Ms的恒温盐浴中，保温一段时间，在发生贝氏体转变前取出空冷，以发生马氏体转变，称为分级淬火4）等温淬火 : 将工件加热到奥氏体化后快速置于下贝氏体转变

39、温度的恒温盐浴中，保温足够时间，使其发生下贝氏体转变，随后空冷，称为等温淬火。4回火 将淬火钢件重新加热至Ac1以下某一温度，保温一定时间，然后出炉空冷（某些合金钢可采用水冷或油冷）的热处理工艺称为回火。（1）回火的目的 钢件淬火后获得淬火马氏体和残余奥氏体组织都是不稳定组织，有自发转变为稳定状态的倾向，且硬度高而脆性大，并存在很大的内应力。回火的目的是为了降低脆性，降低内应力，促进淬火马氏体和残余奥氏体的转变，稳定组织和工件尺寸，获得所要求的力学性能。因此，钢件经淬火后应立即进行回火处理，控制不同的回火温度，可使材料具有不同的性能。（2）回火时组织与性能的变化 淬火钢回火实质上是淬火马氏体以

40、及碳化物析出，聚集长大的过程。由于回火过程完全受碳及合金元素的扩散与铁的自扩散控制，所以，回火温度与保温时间对淬火钢回火后的组织与性能起着决定性的影响。 一般回火过程分为四个阶段： 1）第一阶段 马氏体分解（80200） 加热到80以上时，马氏体开始分解，马氏体中过饱和的碳以细薄片的碳化物形成析出，使马氏体正方度降低，内应力减少，这一阶段进行至350左右时，固溶体中的碳质量分数降至接近于平衡组织的浓度，这时马氏体分解结束。这种由过饱和的固溶体上弥散发布着碳化物的两相混合物称为回火马氏体（M回）。在金相显微镜下呈暗黑色针状组织，其性能为内应力降低，硬度基本不变。 2）第二阶段 残余奥氏体分解（2

41、00300） 在200300残余奥氏体部分分解转变为下贝氏体，其性能为强度和韧性配合较好。 3）第三阶段 碳化物转变（350500） 加热到350以上，马氏体过饱和的碳基本上全部析出转变为细片状的铁素体，则碳化物转变为细粒状渗碳体，这种由细片状铁素体和细粒状渗碳体组成的组织称为回火屈氏体(T回)。这一阶段内应力，硬度进一步降低，但具有极好的弹性极限。 4）第四阶段 渗碳体的聚集长大和相再结晶（500650） 随着回火温度的升高，渗碳体在400以上逐渐聚集长大，形成较大的粒状渗碳体，至600以上时，渗碳体迅速粗化；同时在450以上相开始再结晶，失去针（片）状形态而成为多边形晶粒的铁素体，这种由多

42、边形铁素体和粒状渗碳体组成的组织称为回火索氏体（S回）。这一阶段内应力基本消除，硬度继续降低，但具有良好的综合力学性能，即具有一定的强度、硬度与塑性、韧性的配合。 某些合金钢的回火除发生上述四阶段的转变外，还会发生二次硬化和回火脆性的现象，故此在制定回火工艺时应予注意。 （3）回火工艺的分类及应用 1）低温回火（150250） 这种回火主要降低钢中的残余内应力和脆性，而保持钢经淬火后所得到的高硬度和耐磨性，主要用于共析钢、过共析钢的工具、模具、量具、滚动轴承、渗碳件及表面淬火的工件，对低碳钢淬火后经低温回火处理后，可获得较高的综合力学性能。低温回火后的组织为回火马氏体、残余奥氏体及渗碳体，58

43、64HRC。如图3-49-2所示。 2）中温回火（350500） 在此温度回火可得到回火屈氏体组织（由细片状铁素体和细粒状渗碳体组成），3545HRC。回火屈氏体具有较高的弹性极限和屈服极限，并具有一定的韧性，主要用于各种弹性元件的处理。3）高温回火（500650） 由于回火温度较高，使渗碳体颗粒进一步长大，回火后的组织为回火索氏体（由多边形铁素体和粒状渗碳体组成），2535HRC。 回火索氏体具有良好的综合力学性能（即强度、塑性和韧性配合都较好），把淬火后高温回火称为调质处理。高温回火广泛用于各种重要的结构零件，特别是在交变载荷下工件的零件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类等零件。 钢回火后的组织，

44、如图3-49-3所示。 在以上温度范围没有250350这一回火温度，因为钢在这一温度范围进行回火将出现低温回火脆性，所以生产上很少采用250350的回火工艺。一般碳钢中，随着回火温度的升高，强度、硬度下降，塑性、韧性上升。5表面淬火与局部淬火 (表面热处理）仅对工件表层进行淬火的工艺，称为表面淬火。表面淬火的目的是为了提高表面层的硬度，从而提高耐磨性。表面淬火时采用快速加热使表层很快达到奥氏体化温度，而心部未被加热，然后立即冷却，表面淬火后的表层为细马氏体组织，而心部仍为韧性较好的原始组织（一般为正火、退火或调质组织），从而使工件具有高的硬度、耐磨性、冲击韧性和疲劳强度的综合力学性能。表面淬火

45、后应紧接着进行低温回火。 根据加热方式不同，表面淬火可分为火焰加热表面淬火、感应加热表面淬火（高、中、工频）、接触加热表面淬火及激光加热表面淬火等。 （1）火焰加热表面淬火 这种工艺常采用氧乙炔火焰快速加热零件表面，使其达到奥氏体化温度，而心部仍未被加热并迅速喷水冷却，使其表层获得一定深度的淬硬层的一种表面热处理的方法，如图350所示。 火焰加热表面淬火的淬硬层深度为26mm。 常用材料为中碳钢、中碳合金钢，如35、45、40Cr、65Mn等，也可用于铸铁的表面淬火。 火焰加热表面淬火设备简单、投资小、成本低、灵活性大，但生产率低，工件表面加热温度和加热层深度不易控制，易过热、淬火质量不稳定。

46、故适用于单件与小批量生产及大型零件的表面淬火或局部表面淬火，如大型轴类、大模数齿轮，机床导轨等。（2）感应加热表面淬火 (感应加热表面淬火） 感应加热表面淬火的原理，如图3-51所示 将工件置于感应线圈中，当感应线圈中通入一定频率的交流电时，工件表层在交变磁场的作用下，将相应产生相同频率但方向相反的感应电流。这种感应电流在工件中分布是不均匀的，工件表层电流密度大于心部电流密度，这种现象称为集肤效应。集肤效应随电流频率的升高而加强，由于钢本身具有电阻，因而集肤在工件表层的电流，可使表层迅速地加热到淬火温度，而心部仍未被加热，立即喷水（合金钢浸油）快速冷却，从而在工件表层获得具有一定深度的淬硬层，

47、即达到表面淬火地目的。 根据电流频率不同，感应加热可分为高频、中频、工频加热三种。(感应加热热处理)高频加热： 采用电子管或高频设备，常用频率：200300KHz，淬硬层深度为0.52mm，适用于小直径轴类和小模数齿轮的淬火。 中频加热：采用中频发电机组或可控硅变频器，常用频率：2.58KHz。淬硬层深度为210mm，适用于较大直径的轴和齿轮的淬火。 工频加热：采用工频发电机，常用频率为50Hz，淬硬层深度为1020mm，适用于大直径轴类的淬火，直径一般在300mm以上，如轧辊、火车轮等。 为保证工件表面淬火后的表面硬度和心部强度及韧性，一般采用中碳钢或中碳合金钢，如45、40Cr、35CrM

48、o等。在表面淬火前应预先进行正火或调质处理。也可用于高碳钢和低合金工具钢。经感应加热表面淬火后，一般需要进行180200的低温回火处理，以减少淬火内应力和降低脆性。 感应加热表面淬火易实现操作机械化与自动化，且质量稳定，但感应加热设备投资大，维修与调整困难，不适用单件生产。 （3）接触加热表面淬火 接触加热表面淬火原理，如图3-52所示。 利用一个变压器获得低电压大电流，次级回路的一端接零件，另一端接一个紫铜滚轮作电极与零件淬火表面接触，通电时滚轮与零件接触处产生电阻热将零件该处加热至淬火温度，滚轮转离后，因周围金属温度低，而加热处迅速被冷却而达到淬火目的。淬硬层深度可达0.150.35mm，

49、这种方法可获得均匀分布的硬度，且变形小，目前主要用于导轨的强化。 （4）激光加热表面淬火 （激光加热表面淬火）这种方法是利用激光束扫描零件表面，使表面迅速被加热到淬火温度，激光束离开后，依靠零件自身的导热将加热处冷却而达到淬火目的。淬硬层深度可达0.30.5mm，且变形很小，获得的马氏体极细，耐磨性很好，主要用于不规则零件表面的淬火。（5）局部淬火 某些零件只要求局部具有高硬度，其余部位不要求或不允许硬度过高，这时可采用局部淬火。通常只对要求淬硬的部位加热，一般都采用火焰加热，大量生产时可采用盐浴加热，迅速加热至淬火温度立即冷却，以防其他部位温度升高而发生组织变化。淬火后应进行低温回火。 6表

50、面化学热处理 (化学热处理）化学热处理是将工件置于一定化学活性介质中加热与保温，使介质中的一种或几种元素的原子渗入工件表面，从而改变表面层的化学成分、组织和性能的一种热处理工艺。 化学热处理的种类很多，一般都以渗入的元素来命名的，如渗碳、渗氮（氮化）、碳氮共渗、渗硼、渗铝等。机械制造中最常用的渗碳和渗氮。 化学热处理与表面淬火都属于表面热处理，但表面淬火只改变表层组织，而化学热处理不仅使表层改变组织而且还改变表层的化学成分，因而能更有效地提高表层的性能。它可用廉价的碳素钢或低合金钢经过适当的化学热处理，以代替昂贵的高合金钢。化学热处理能有效地提高钢件表层的耐磨性、耐蚀性、抗氧化性以及疲劳强度等

51、。所以化学热处理是目前发展很快的一种热处理工艺。 各种化学热处理都是由3个基本过程组成： 分解：加热时由介质中分解出渗入元素的活性原子； 吸收：工件表层对活性原子进行吸收。吸收方法有两种：即一种为活性原子由钢的表面进入铁的晶格而形成的固溶体；另一种为与钢中的某种元素形成的化合物； 扩散：已被工件表面吸收的原子，在一定温度下由表往里迁移，形成一定厚度的渗层。加热温度愈高，则原子扩散愈快，渗层的厚度也愈大。在温度确定后，渗层厚度的主要由保温时间来控制。（1） 渗碳 1）渗碳目的 渗碳是为了提高钢件表层的碳质量分数和一定的碳浓度梯度，在经淬火后表层具有很高的硬度，而心部具有较高的塑性、韧性，因此，渗

52、碳用钢都采用低碳钢和低碳合金钢，以保证心部的性能要求。 渗碳是向低碳（0.10.25%C）的碳钢或合金钢的表面渗入碳原子的过程。渗碳后还应进行淬火和低温回火处理。渗碳的目的是提高工件的硬度、耐磨性和疲劳强度。同时保证心部的良好塑性和韧性。渗碳主要用于承受较大冲击载荷和严重磨损条件下工作的零件，如齿轮、活塞销、轴类等零件。（渗碳），(热处理目的） 2）渗碳工艺 常用的渗碳工艺可分为气体渗碳 、固体渗碳和气体碳氮共渗3种。渗碳设备，如图353所示。 气体渗碳 将工件置于炉内加热至900950，并向内滴入煤油、甲醇、甲苯、丙酮等有机化合物，这些化合物在高温下分解出CO、CO2、H2等，经反应后产生活

53、性碳原子，反应式如下：CnH2n+2（n+1）+nCCnH2nnH2+nC 2COCO2+C CO+H2H2O+C渗碳气体在钢的表面分解提供活性碳原子，活性碳原子在高温下被钢表面吸收并溶入高温奥氏体中，随后向钢的内部扩散形成一定深度的渗碳层。 固体渗碳 将工件置于渗碳箱中，周围填满固体渗碳剂（即木炭与碳酸盐BaCO3或Na2CO3)，密封后送入加热炉中进行加热渗碳（900950），活性碳原子被钢表面吸收后形成渗碳层。气体碳氮共渗 气体碳氮共渗与气体渗碳相似，在滴入渗碳剂的同时，通人一定比例的氨气，在炉内产生反应后分解出活性碳原子与活性氮原子。由于活性氮原子的渗入，使渗碳速度提高。碳氮共渗，温度

54、一般在820860，保温1h2h后，共渗层可达0.20.5mm。最终热处理后表层组织与上述两种工艺相同。 3种渗碳工艺比较，气体渗碳生产率较高，渗碳过程容易控制，可获得较厚的渗碳层且质量好，渗碳后可直接淬火。固体渗碳生产率较低，劳动条件差，渗碳质量不易控制，但设备简单，投资少，适用于小批量生产，目前在中、小工厂中常用。气体碳氮共渗温度低，晶粒长大不明显，变形小，并可直接淬火，共渗时间短，生产率高，淬火后为含氮马氏体，硬度和疲劳强度较高，耐蚀性较好，但渗碳层较薄(约0.20.5mm)，主要用于形状复杂，要求变形小的小零件处理。 低碳钢渗碳并经缓慢冷却后，其显微组织，如图3-54所示。表层碳质量分

55、数可达0.851.05%，组织为珠光体及网状渗碳体；心部则仍为原始组织（F+P），碳质量分数少于0.25%；在表层与心部之间存在一个过渡区，由外向内碳质量分数逐渐减少。组织变化为由外向内珠光体逐渐减少而铁素体逐渐增多。一般规定，从表层至过渡层1/2的厚度为深碳层深度。 渗碳处理主要控制参数是渗碳层深度与渗碳层的碳浓度。 渗碳层深度的大小与渗碳温度及保温时间有关。一般温度愈高，在同样保温时间下其渗碳层愈厚。但温度过高则会引起奥氏体晶粒的长大，表层残余奥氏体量增加，零件变形增大。温度太低则渗碳速度太慢，一般渗碳温度为900950。在渗碳温度基本固定后，则渗碳层深度取决于保温时间。一般深层小于0.6

56、mm时，渗碳平均速度约0.2mm/h；渗碳层0.61.0mm时，平均速度约为0.15mm/h；渗碳层大于1.0mm时，平均速度约为0.1mm/h。渗碳层的深度要适当，太薄容易疲劳剥落，太厚则表层脆性大，一般在0.52.5mm比较合适。 渗碳层碳浓度的高低，主要取决于渗碳温度与渗碳介质中活性碳的浓度。当渗碳介质中活性碳浓度适当，渗碳温度可略高于正常渗碳温度，渗碳层表面碳质量分数可达1.21.3%。在实际应用中，一般碳质量分数控制在0.851.05%之间。在900950渗碳表层碳质量分数最适当。 3)渗碳后热处理 钢经渗碳后若缓慢冷却至室温，由表及里均呈现平衡组织，其各项性能指标都较低，必须再经淬

57、火及低温回火后才能充分提高材料的性能，体现渗碳处理效果。 渗碳后常用的淬火工艺为：直接淬火法、一次淬火法、二次淬火法。 直接淬火法 将工件从渗碳炉中取出，直接淬入水或油中。也可将工件从渗碳温度预冷到略高于Ar3的某一温度（约830850），淬入水或油中。渗碳淬火后表层组织为：M+Ar+Fe3C， 直接淬火法操作简单，生产率高，但淬火后马氏体粗大，残余奥氏体较多，变形较大，只适用于本身细晶粒度钢和耐磨性要求低的零件。固体渗碳法不能直接淬火。 一次淬火法 渗碳后零件缓慢冷却至室温，再重新加热淬火。加热温度有两种：一种是加热至心部温度达Ac3以上3050，实际晶粒度较细小，淬火后心部组织为低碳马氏体

58、，力学性能较好。而表面淬火温度偏高，碳化物大部分或全部溶入奥氏体，淬火后马氏体晶粒粗大，残余奥氏体较多，主要适用于心部要求较高而表面要求较低的零件。另一种加热温度为Ac1以上3050，淬火后表面性能较好而心部无明显改善。 二次淬火法渗碳后零件经缓慢冷却至室温，再分别两次加热淬火。第一次加热淬火温度为Ac3以上3050，淬火后心部获得淬火组织，同时可消除表层网状渗碳体。第二次加热淬火温度为Ac1以上3050，淬火后组织为：高碳M+Ar+粒状Fe3C。经两次淬火后表层与心部获得最佳的组织和性能。但操作复杂，生产率低，只适用于处理表层要求高耐磨性，而心部要求高强度和高韧性的零件。 以上渗碳后3种淬火

59、工艺，如图3-55所示。 不论采用哪一种淬火方法，都要求钢的淬透性好，才能改善心部组织和性能。因此，一般都选用20Cr或20CrMnTi等合金渗碳钢。 渗碳淬火后都应进行低温回火（150200），以降低淬火应力和提高韧性。 4）钢经渗碳、淬火、回火后的组织与性能 渗碳层组织：表层：高碳回火马氏体碳化物残余奥氏体，5864HRC； 心部：铁素体屈氏体低碳回火马氏体， 3045HRC。 钢经渗碳、淬火、回火后可获得表层硬度高而耐磨性较好，心部韧性较好。并具有较高的疲劳强度。 （2） 渗氮 （氮化）向钢件表面渗入氮原子的工艺称为渗氮，又称氮化。氮化的目的是更大地提高钢件表面的硬度和耐磨性，提高疲劳强

60、度和抗蚀性。 1）氮化原理 氮化与渗碳不同。渗碳时固溶强化与第二相强化并存，但以固溶强化为主，而氮化则是以第二相强化为主。氮与铁能形成化合物，如Fe4N、Fe2N等，但这些化合物不稳定，不能作为强化的主要第二相。氮化的第二相是氮与其他元素形成的氮化物。在常见的合金元素中主要是Al、Cr、Mo、W、V、Ti等，可形成硬度高且稳定的AlN、CrN、MoN等化合物。这些化合物将成为使表层具有高硬度，高耐磨性的第二强化相。由于这些强化相的存在，使表层具有很大的预压应力，从而大大提高了疲劳强度。弥散分布的氮化物在600时不会聚集粗化而使硬度降低，故氮化后钢具有很高的热硬性，同时，氮化物能在表层形成一层致

61、密组织，使钢具有良好的抗蚀性。因此，氮化是具有综合强化效果的工艺，获得了广泛应用。 2）氮化处理常用的工艺 气体氮化 将氮化零件置于专用的炉内，并通人氨气，加热后氨气产生如下反应产生活性氮原子。 2NH33H2+2N 这种反应在200以上即可进行。为提高效率，氮化处理温度约为500570，活性氮原子被钢件表层吸收，并与合金元素形成各种氮化物，保温20h50h，可获得0.30.5mm的氮化层。氮化层呈白亮色，如图356所示。 离子氮化 (离子氮化）将零件置于具有一定真空度的容器内，通人氨或氮、氢混合气体，保持一定压力，加热温度为500560，以容器为阳极，零件为阴极，加以400700V的直流电压

62、，使氮电离子成正离子，并以极高的速度冲向阴极（零件），渗入零件表层并向内扩散形成一定厚度的氮化层。离子氮化生产率高，氮化层质量好。但氮离子冲击零件时有一定的方向性，因而零件在炉内不同位置的表层的氮化层略有差别。 气体软氮化 气体软氮化又称低温碳氮共渗。常用的共渗介质是尿素，加热温度为500570，尿素在此温度发生如下反应，产生活性碳、氮原子并被钢件表层吸收而形成渗氮层。 （NH2）2COCO+2H2+2N 2COCO2+C 与气体氮化相比，渗碳层硬度较低，脆性较小，但处理时间大大缩短（约1h3h），软氮化后，零件变形很小。气体软氮化处理不受材料成分限制，它适用于碳素钢、合金结构钢、合金工具钢、

63、铸铁以及粉末冶金材料等。现在普遍用于对模具、量具以及耐磨零件的处理，效果良好。 3）氮化处理特点 氮化原理为氮化物第二相强化，故氮化钢有专用钢种，如38CrMoAl、38CrWVAl、35CrAl等。 氮化处理温度低，变形小，氮化层厚度薄（约0.30.5mm），故氮化处理后不允许再进行大量切削加工，常可进行精磨或研磨。氮化处理前须经调质处理，以保证零件心部的性能。 表面淬火、渗碳和氮化是最常的表面强化方法，大多为局部强化。因此，在设计图纸上应注明处理部位，尺寸范围及强化层的具体要求，如强化层深度、金相组织及表面硬度等。如渗件中不允许硬度高的部位，也应在图纸上注明，并可用镀铜法防止渗入，或者多留加工余量以待切削加工去除。 四.影响热处理效果的因素 1淬硬性及其影响因素 淬硬性指淬火后表面能够达到的最高硬度。对碳钢和合金钢，淬硬性主要影响因素是碳质量分数。因为碳质量分数的高低直接决定着马氏体的硬度，而合金元素对淬硬性影响不明显。 2淬透性及其影响因素 淬透性 是指钢在淬火时能够获得马氏体的能力。 钢的淬透性大小通常以钢在淬火后所得到的淬透层深度来表示。淬火后钢的淬透层越深，则表示淬透性越好。 淬火时零件从表层至中心各处的冷却速度不同而所得到的组织也不同，如图357所示。在表层的一定深度范围