金属的热处理

3.1　金属的热处理

热处理是通过加热和冷却固态金属的操作方法来改变其内部组织结构，以获得所需性能的一种工艺。

由于金属材料（尤其是钢铁）在加热与冷却过程中内部组织结构发生了各种类型的变化的缘故，可以用热处理方法较大幅度地调整与改变工件的使用性能和工艺性能，而且热处理还是提高加工质量、延长工件和刀具使用寿命、节约材料、降低成本的重要手段。所以，机械、交通、能源及航空航天等工业部门的大多数零部件和一些工程构件，都需要通过热处理来提高产品质量和性能。例如，机床工业的60%～70%零件，汽车、拖拉机的70%～80%零件，飞机的几乎全部零件都要进行热处理。

热处理是一种重要的金属改性工艺，它可分为对工件进行整体穿透性加热以改善整体组织性能的整体热处理，仅对工件表层进行热处理以改变表层组织性能的表面热处理，以及在一定温度及介质环境下渗入某些元素，以改变表层的成分和组织性能的化学热处理三大类。

图3－1　热处理基本工艺曲线

热处理方法虽多，但任何一种热处理都是由加热、保温和冷却三个阶段组成的，因此热处理工艺可以用“温度－时间”曲线图表示，如图3－1所示。

热处理与其他热加工工艺（如铸造、压力加工等）的区别是不改变工件的形状，通过改变内部组织结构来改变性能。一般而言，热处理只适用于固态下可相变、溶解度可变，或处于不稳定的结构状态，或表面可渗入其他元素的材料。

此外，由热处理工艺在零件生产工艺流程中的位置和作用的不同，又可分为赋予零件最终使用状态及性能的最终热处理、改善毛坯或半成品件组织性能的热处理，以及为最终热处理及其他终加工处理做好组织准备的预备热处理等。

金属材料中的钢铁材料是机械工程上最重要的结构材料，下面主要介绍钢的热处理。

3.1.1　钢的热处理

3.1.1.1　钢的热处理原理

钢的热处理原理主要是利用钢在加热和冷却时内部组织发生转变的基本规律和要求来确定加热温度、保温时间和冷却介质等有关参数，以达到改善材料性能的目的。

1.钢在加热与冷却时的组织变化

1）钢在加热时的组织转变

（1）奥氏体的形成过程　以共析碳钢为例，其室温平衡组织由铁素体（F）和渗碳体（Fe₃C）两个相组成的珠光体，根据Fe－Fe₃C相图左下角（见图3－2），将共析钢加热到A₁以上温度后，珠光体处于不稳定状态，将发生转变即

图3－2　加热和冷却时Fe－Fe₃C相图上各临界点的位置

共析钢奥氏体形成（又称奥氏体化）过程如图3－3所示，也为新相的形核、长大的过程，为共析转变的逆转变过程。

首先，在铁素体与渗碳体的交界处产生奥氏体晶核（见图3－3（a）），这是由于F－Fe₃C相界面上原子排列不规则及碳浓度不均匀，为优先形核提供了有利条件，既有利于铁的晶格由体心立方变为面心立方，又有利于Fe₃C的溶解及碳向新生相的扩散；其后，就是奥氏体晶核长大的过程，也就是α－Fe→γ－Fe的连续转变和Fe₃C向奥氏体的不断溶解（见图3－3（b））。实验表明，在奥氏体长大的过程中，铁素体比渗碳体先消失，因此，在奥氏体形成之后还有残余渗碳体不断溶入奥氏体（见图3－3（c）），直到渗碳体全部消失为止。继续加热或保温奥氏体中碳含量逐渐均匀化（见图3－3（d）），最终得到细小均匀的奥氏体。

图3－3　共析钢奥氏体形成过程示意图

在钢的热处理中，加热和保温的目的就是使工件内获得成分均匀、晶粒细小的奥氏体组织。

而对于亚共析钢（F＋P）、过共析钢（P＋Fe₃C_Ⅱ），在加热到A₁偏上温度时，先是其中的珠光体转变为奥氏体，在继续升温过程中余下的铁素体或二次渗碳体会继续向奥氏体转变或溶解，只有加热温度超过A₃或A_cm后，才能全部转变或溶入奥氏体。特别是过共析钢，在加热到A_cm以上全部得到奥氏体时，因为温度较高，且碳含量多，使所得的奥氏体晶粒明显粗大。

（2）影响奥氏体转变的因数及晶粒大小的控制　应该指出，在Fe－Fe₃C相图中A₁、A₃、A_cm是平衡时的转变温度（称为临界点），在实际生产中加热速度比较快，因此相变的临界点要高一些，分别以Ac₁、Ac₃、Ac_cm表示，其差值称为过热度；同理，冷却时分别以Ar₁、Ar₃、Ar_cm表示，其差值称为过冷度，如图3－2所示。加热越快，转变温度越高；冷却速度越快，转变温度越低。

珠光体向奥氏体的转变刚完成时，奥氏体的晶粒是比较细小的，此时晶粒的大小称为起始晶粒度。由于晶粒的长大是晶界能降低的过程，符合能量最低的原理，所以高温下奥氏体晶粒的长大是一个自发的过程。如果在奥氏体形成后继续升高温度或者延长保温时间，就会得到进一步长大的奥氏体晶粒，高温下奥氏体晶粒的大小（即实际晶粒度）直接影响冷却以后材料的组织，奥氏体晶粒越大，冷却后的组织就越粗大，使钢的力学性能尤其是冲击韧度变坏。

由于在相变温度A₁以上奥氏体的形成过程是通过铁原子和碳原子的扩散进行的，是一种扩散型相变，所以，影响原子扩散的因素都会影响奥氏体的形成过程。

①加热温度越高、原始晶粒越细（即晶界多），则奥氏体的形成和长大速度越快，晶粒越粗；

②加热速度越快，使转变时的过热度越大，则奥氏体的形核速度越快，所得起始晶粒越小；

③含有Cr、Mo、V、Ti、Nb等碳化物形成元素时则阻碍扩散，减慢转变，阻碍长大；

④钢中Fe₃C多而细，则Fe₃C与铁素体的相界面就多，利于奥氏体的形核和长大；

⑤保温时间长，晶粒不断长大，但长大速度会越来越慢。

（3）奥氏体转变的应用　在工程上奥氏体化是对钢材进行多种热加工处理的必要步骤。例如，钢材锻造必须在高温奥氏体区（950～1　150℃）进行；欲通过热处理使零件得到强化，首先要加热到奥氏体相区；中、高碳钢为便于切削加工，常采用奥氏体化＋缓慢冷却的工艺；为使某些元素（如C、N、B等）渗入钢铁表层，也多在奥氏体相区进行；采用高频感应电流快速加热，奥氏体的形成只需几秒钟，而晶粒明显细化。

2.钢在冷却时内部组织的变化

绝大多数钢件的使用是在常温下，钢件经上述加热保温后需进行冷却，以获得所需组织及性能。

钢的常温性能不仅与加热时获得的奥氏体晶粒大小、化学成分均匀程度有关，更与奥氏体冷却转变后的最终组织有关。冷却方式有两类:一类是将奥氏体急冷到A₁以下某一温度，在此温度进行等温转变，再冷到室温，如图3－4所示；另一类是将奥氏体在连续冷却条件下进行转变，如图3－10所示。无论采用何种冷却方式，关键是奥氏体在什么温度下进行组织转变。

1）共析碳钢的等温转变

当奥氏体过冷到临界点A₁（即共析线）以下时，就变成不稳定状态的过冷奥氏体，随过冷度ΔT不同，过冷奥氏体将发生三种类型的组织转变，如图3－4所示。

图3－4　共析钢的奥氏体等温转变曲线——C曲线

奥氏体等温转变曲线（又称C曲线或TTT曲线）综合反映了转变产物与转变温度、时间之间的关系。图中，两条C形曲线将过冷奥氏体转变分成三个区域:转变开始曲线以左为未转变的过冷奥氏体区，此曲线到温度坐标的距离对应不同温度下过冷奥氏体的孕育期；两曲线之间为过冷奥氏体转变区（或过冷奥氏体和转变产物的共存区）；转变终了曲线意味着过冷奥氏体转变结束，其右边对应不同的转变产物，图中Ms、Mf分别是过冷奥氏体转变为马氏体的开始和终止温度。

550℃处俗称C曲线的“鼻尖”，其“C”形的形状特征是由于不同过冷度下原子的扩散难易程度与奥氏体的不稳定趋势（即相变驱动力）综合作用的结果。

（1）珠光体型转变　A₁～550℃为珠光体转变区（P区），奥氏体分解为铁素体和渗碳体相间的片层状组织，它是靠Fe与C原子长距离扩散迁移，铁素体和渗碳体交替形核长大而形成的，为全扩散型转变，如图3－5所示。稍低于A₁的等温转变产物的片层间距较大。而随着转变温度的下降，原子扩散减慢，过冷度加大，过冷奥氏体稳定性变小，孕育期变短，而形核率增大，使转变产物也变细。P区产物按转变温度的高低分别称为珠光体P（A₁～650℃）、索氏体S（650～600℃）和屈氏体（或托氏体）T（600～550℃）。这三种组织仅片层粗细不同，并无本质差异，片层越细，硬度、强度越高，它们统称为珠光体类型转变组织。

图3－5　片状珠光体的形成过程示意图

（2）贝氏体型转变　从550℃到Ms的范围内，过冷奥氏体发生贝氏体转变（B区）。由于转变温度较低，Fe几乎不扩散，仅C原子作短距离扩散，故转变产物的形态、性能及转变过程都与珠光体不同，是含过饱和碳的铁素体和渗碳体的非片层状混合物，为半扩散型转变。按组织形态的不同，将贝氏体分为上贝氏体（B上）和下贝氏体（B下）。

共析钢的B上在550～350℃形成，是自原奥氏体晶界向晶内生长的稍过饱和铁素体板条，具有羽毛状的金相特征，条间有小片状的Fe₃C。而在350～240℃形成的B下，其典型形态是呈一定角度的针片状更过饱和铁素体与其内部沉淀的超细小不完全碳化物（Fe_2.4C）片粒，在光学显微镜下常呈黑色针状形态，如图3－6所示。

下贝氏体的铁素体针细小，过饱和度更大，碳化物弥散度大，所以韧度、硬度更高。

（3）马氏体型转变　C曲线图低温区的两条水平线Ms、Mf之间是一个特殊转变范围——马氏体转变区域（M区）。由于转变温度如此之低，原子已不能进行迁移，只能进行无扩散型相变，母相成分不变，得到所谓的马氏体组织，相变速度极快。马氏体实质上是含有大量过饱和碳的α固溶体（也可近似看成含碳极度过饱和的针或条状铁素体），产生很强的固溶强化。

图3－6　上贝氏体、下贝氏体的形态

马氏体转变是在一定的温度范围内进行的，共析钢的M转变在240～－50℃进行。随着温度不断降低，M转变量不断增加，但是即使冷却到马氏体转变终了温度Mf点，也不能使所有奥氏体都转变成马氏体，总有一部分剩余，称为残余奥氏体（A′）。钢中的碳含量越高，则A′数量越多，共析钢的A′可达到5%～8%。M组织中少量的A′（≤10%）不会明显降低钢的硬度，反而可以改善钢的韧度。

在钢中马氏体有板条马氏体和针状马氏体两种形态（见图3－7）。马氏体的形态主要取决于w_C:低于0.20%时，为板条马氏体，也称低碳马氏体或位错马氏体，大多较强韧；高于1.0%时，则为针状马氏体，也称高碳马氏体或孪晶马氏体，大多硬而脆；在0.2%～1.0%时，为两者的混合组织。显然，钢中的碳含量越多，则所得的马氏体硬度越高，但残余奥氏体量也增多，综合结果使硬度趋于恒定。实验表明，合金元素对马氏体的硬度影响不大，但使强度升高。

马氏体是一种铁磁相，而奥氏体是一种顺磁相。当奥氏体变为马氏体时，体积会膨胀，产生较大的相变应力。

马氏体强化又称相变强化，实为固溶强化、细晶强化、位错强化的综合结果。

上述三种类型的转变组织特征的比较还可参见表3－1。

图3－7　马氏体的两种形态

表3－1　共析碳钢不同组织及性能的比较

2）影响奥氏体等温转变及其C曲线的因素

（1）碳含量　一般随奥氏体碳含量的增加，奥氏体的稳定性增大，C曲线的位置向右移。对于过共析钢，加热到Ac₁以上一定温度时，随钢中碳含量增长，奥氏体碳含量并不增高，而未溶渗碳体量增多。渗碳体作为结晶核心，能促进奥氏体分解，C曲线左移。过共析钢只有在加热到Ac_cm以上，渗碳体完全溶解时，碳含量的增加才使奥氏体稳定性增加，C曲线右移。亚共析钢和过共析钢C曲线的形状与共析碳钢相似，但鼻尖位置向左移动（即奥氏体稳定性下降），且在C曲线上部多出一条先共析铁素体或先共析渗碳体的析出线。另外，随着过冷度的增大，先析出相（F或Fe₃C_Ⅱ）的数量则下降，直到被抑止为止；因此，在一般热处理加热条件下，共析钢中奥氏体最稳定，C曲线最靠右边，亚共析钢和过共析钢的C曲线相对共析钢C曲线全部左移（见图3－8（a）、（c））。

图3－8　亚共析钢、共析钢及过共析钢的C曲线比较

（2）合金元素　合金元素是影响C曲线形状和位置的重要因素，其规律为:除Co外，所有溶入奥氏体中的合金元素均能阻碍铁、碳扩散，延缓过冷奥氏体的分解，增大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移，其中非碳化物形成元素Ni、Si、Cu、B等和弱碳化物形成元素Mn，只改变C曲线的位置，而对C曲线的形状影响不大；碳化物形成元素Cr、Mo、W、V、Ti等，溶入奥氏体中，不但使C曲线右移，并使珠光体转变温度范围向上移，贝氏体转变温度范围向下移，曲线呈双C形，中间为奥氏体亚稳定区。图3－9所示为不同Cr含量对中、高碳钢C曲线的影响。多种合金元素的综合影响则更为复杂。

图3－9　Cr对0.5%C和1.0%C钢的C曲线的影响

与碳一样，合金元素只有溶入奥氏体后才能增强过冷奥氏体的稳定性，而未溶的合金碳化物因有利于奥氏体的分解，降低过冷奥氏体的稳定性。

（3）加热温度和保温时间　钢的加热转变温度越高，保温时间越长，则碳化物溶解越完全，奥氏体成分越均匀，晶粒越粗大，晶界面积越小，这些都有利于降低奥氏体分解时的生核率，延长转变的孕育期，C曲线右移。

3）过冷奥氏体在连续冷却条件下的转变

在实际生产中，过冷奥氏体的转变大多在连续冷却条件下进行，可以测出连续冷却曲线（CCT曲线），该曲线远比C曲线复杂。钢在连续冷却过程中，只要过冷度与等温转变的过冷度相同，所得的组织与性能是类似的。因此，生产上常采用在C曲线上叠加冷却曲线的方法来分析钢在连续冷却条件下的组织，如图3－10所示。图中KK′为过冷A转变中止线。如采用油冷v₃时，冷却曲线进入转变开始线，则过冷A开始转变为屈氏体T；温度愈低，T愈多，A愈少，直到冷到KK′线A才停止转变为T，当此混合组织A＋T冷到Ms线时，其中A才又开始转变为马氏体M，但马氏体转变有不完全性，所以最终组织为M＋A′＋T。

图3－10　共析钢连续冷却转变曲线与等温冷却转变C曲线的比较

从曲线v₁、v₂相应得到珠光体、索氏体。曲线v₄系水中冷却，冷速高于与鼻尖相切的v_k（临界冷却速度），避开了P区的转变，过冷到Ms～Mf范围转变为马氏体和少量残留奥氏体。就碳钢而言，连续冷却难以得到贝氏体，那是P转变、B转变与M转变相互竞争的结果。虽然冷却曲线v₃与C曲线的B区相割，但因高温区的连续冷却还没有为贝氏体转变创造足够的条件，温度就降至Ms点以下，实现了马氏体相变。以上分析已为实测的共析钢连续冷却转变曲线所证实。某些合金钢因其特殊的C曲线（见图3－9），连续冷却时也可得到贝氏体。

奥氏体转变曲线具有重要的实用价值，常用钢材的等温和连续冷却转变曲线可在有关手册中查到。

3.1.1.2　钢的整体热处理工艺

钢的整体热处理主要有退火、正火、淬火及回火。

1.退火

钢材常用的退火方法及分类如下:

退火是将金属或合金加热到适当的温度后保温一定时间，然后缓慢冷却（通常为随炉冷却）的热处理工艺。退火后获得接近平衡状态的组织。碳钢的各种退火方法、加热温度范围及工艺曲线见图3－11所示。

图3－11　碳钢的退火、正火加热温度范围和工艺曲线

其中在Ac₁以上的退火会因发生相变，可改变钢中的珠光体、铁素体、渗碳体的形态及分布，从而改变其性能，如降低硬度、提高塑性、细化晶粒以及消除内应力和成分偏析等；在Ac₁以下的退火中，材料不发生相变，除仅针对加工硬化材料的再结晶退火会发生晶粒形态变化而使性能改变外，其余不改变晶粒形态，仅降低晶格的畸变程度或溶解的过饱和氢的浓度、消除内应力等。

（1）等温退火　等温退火工艺曲线如图3－12所示，将加热好的钢件较快地冷却到珠光体转变区，使之进行等温转变后再空冷，以节省时间。等温退火主要用于某些C曲线明显右移的合金钢大型铸、锻件。

图3－12　高速钢的等温退火及普通退火工艺曲线

图3－13　过共析钢球化退火后的显微组织

（2）球化退火　球化退火是为了使二次Fe₃C及珠光体中的Fe₃C球状化，如图3－13所示，以降低硬度，提高塑性，改善切削加工性等；或者为获得均匀的组织，以利于随后的热处理（淬火）做好组织准备。其加热温度稍高于Ac₁，以便保留较多未溶碳化物粒子或较大的奥氏体中碳浓度分布的不均匀性，促进球状碳化物的形成。随炉冷却或等温冷却时，这些未溶碳化物粒子或碳的高浓度区将作为核心吸收碳原子，长大成为球粒状组织。如果亚共析钢在Ac₃以上或过共析钢在Ac_cm以上完全退火，由于已完全奥氏体化，冷却后亚共析钢只能得到片层状组织，而过共析钢则得网状Fe₃C组织。有时在稍低于Ac₁的温度长时间保温，也可使片状Fe₃C断开，再聚集成球粒状，获得球化效果。如原始组织中有网状Fe₃C_Ⅱ，则球化效果差。

球化退火主要适用于共析、过共析钢的碳钢和合金钢的锻、轧件，挤压、冷镦等成形的钢件。

（3）完全退火　为了改善热锻、热轧、焊接或铸造过程中由于温度过高而使钢件内出现的不良组织，如粗晶、魏氏组织（伴随粗晶出现的呈方向性长大的粗大铁素体）或带状组织等，使晶粒细化，提高力学性能，并降低应力和硬度，需采用完全退火。加热温度为Ac₃＋（20～50）℃，常用830～880℃加热，保温2～5h后炉冷。完全退火主要用于属亚共析钢的碳素结构钢和合金结构钢。

（4）扩散退火　为减少金属铸锭、铸件或锻坯的化学成分和组织的不均匀性，将其加热到高温并长时间保温，使钢中的元素充分扩散，把这种工艺方法称为扩散退火，又称均匀化退火。对钢而言，具体工艺是:加热到Ac₃以上150～125℃（常为1　050～1　150℃），保温10～15h后炉冷。由于扩散退火的加热周期长、温度高，尽管钢的成分均匀了，但钢的组织因严重过热，晶粒剧烈长大，韧度、塑性较差，因而尚需经历一次完全退火或正火来细化晶粒。扩散退火耗能很大，材料烧损严重，多用于对质量要求较高的合金钢锭及铸、锻坯件。

（5）再结晶退火　再结晶退火用于冷变形过程的中间退火，也称软化退火。主要目的是恢复变形前的组织与性能，消除加工硬化，恢复塑性，以便继续变形。再结晶退火广泛应用于冷变形加工（如冷挤、冷拔、冷轧、冷弯等）和冷成形加工（如拉伸件等）。退火温度为T再＋（150～250℃），大部分钢件在600～700℃下保温1～4h空冷。压力加工铝材和铝合金常采用在390～420℃下保温2～5h的工艺，炉冷后纯铝的硬度为15～19HBS，铝合金为40～60HBS。

（6）去应力退火　去应力退火就是将零件加热到适当温度后缓慢冷却，以消除铸件、锻件、热轧件、冷拉件等存在的内应力。去应力退火时原子只作短距离运动，没有组织变化。

不同材料的去应力退火温度稍有差别，铸铁为500～600℃，碳钢及低合金钢为550～600℃，高合金钢为600～700℃。机加工件及精密件去应力退火是在400～450℃下保温1～2h。对需要保留加工硬化效果的零件（如冷卷弹簧），去应力退火温度可降至250～300℃。黄铜拉延件经260℃去应力退火，可避免在使用中开裂。

（7）去氢退火　有时焊件在焊接后搁置时开裂（延迟开裂），有些大型合金钢锻件和热轧钢坯的断口上会出现白点，这些现象与钢件在冶炼、焊接等过程中吸氢有关。如果在300～350℃进行2h去氢退火处理，上述问题就可得到解决或大大减轻。

此外，铸铁件表层及一些薄截面处，由于冷速较快，往往会产生白口组织（未石墨化的共晶莱氏体），白口组织硬而脆，难以切削。消除白口组织的退火工艺一般为在850～950℃保温2～5h，炉冷至400～500℃后空冷。

2.正火

正火是将钢加热到Ac₃或Ac_cm以上30～50℃（见图3－11），完全奥氏体化以后从炉中取出空冷的热处理工艺。正火与退火的主要区别在于冷速不同，由冷却曲线（见图3－11）得知，由于冷速较快，正火后所得组织要比退火后细一些，强韧性更高，而塑性、韧度稍有下降或不降。

当w_C为0.6%时，正火组织为铁素体＋索氏体，且铁素体的量要少于退火后的量，这是由于较快冷却抑制了部分先共析铁素体形成的缘故；同样，较快的冷却抑制了网状二次Fe₃C的析出，使珠光体的含量增多并细化，w_C大于0.6%时，正火组织几乎全为索氏体。

如果过共析钢锻造时的终锻温度过高，且冷却缓慢（如堆放或坑冷时），就会在原奥氏体晶界上形成粗的碳化物网络。此外，过共析钢如果用完全退火，也会得到网状渗碳体，不仅难以切削加工，淬火时也极易变形、开裂，力学性能极差。予以消除的最有效的方法就是正火，加热到Ac_cm以上40～60℃，保温0.5～2h后空冷，必要时也可采取风冷或喷雾冷却。

因此，正火可以在一定程度上提高钢的力学性能。正火工艺简单易行，省时节能，生产率高，有时可以作为最终热处理。正火主要用于要求不高的低、中碳钢零件，改善中、低碳钢铸、锻件的性能，尤其是淬火效果不大的厚截面普通零件或有淬裂危险的复杂碳钢件，改善焊接件热影响区的组织和性能等，并可改善材料的切削性。当正火可能造成变形、开裂（如形状十分复杂的零件）或在需要要彻底消除应力的情况，才采用退火作为最终热处理。制作低碳钢工程构件（如建筑、桥梁、管道、压力容器等）时，大多采用正火或退火，而机器零件大多须经过淬火与回火热处理。

3.淬火

将钢铁加热至高温奥氏体状态后快速冷却，使奥氏体过冷到马氏体转变区或下贝氏体转变区，获得高硬度马氏体或下贝氏体的工艺称为淬火。钢中的马氏体和下贝氏体是典型的硬化组织，马氏体强化是钢材的最有效且较经济的强化手段，淬火后通过适当的回火转变，还可调节至零件所需的性能。因此，许多钢件都要进行淬火处理。

1）淬火原则与淬透性

一般而言，对钢铁件淬火应遵循以下原则:一是淬硬，获得尽量完全的马氏体组织；二是淬透，零件由表及里都得到马氏体组织（即表里如一），避免非马氏体组织（尤其是索氏体、屈氏体）的形成；三是在保证淬硬的条件下，尽量使用缓和的冷却介质，以防温差过大导致的开裂。为了获得马氏体，要使钢件在400～650℃快冷（v＞v_k，如图3－10所示），避免碰上C曲线的“鼻尖”而产生P转变；但在400℃以下应慢冷，以减轻零件的淬火变形与开裂。

应该指出，不同钢材、不同尺寸的零件，接受淬火（以获得马氏体）的能力大不相同。淬透性是钢铁材料的一种属性，它是经奥氏体化的材料接受淬火时形成马氏体多少的能力（或在相同条件下材料获得较大深度淬火马氏体的能力）。C曲线越向右，其过冷奥氏体越稳定，则淬透性就越好。淬透性可以用在某介质中钢材中心处刚好获得50%马氏体时的试样尺寸（临界淬透直径）来衡量，采用此法有助于判断工件热处理后的淬透程度，对制定合理的热处理工艺及选材具有指导意义。

需指出，淬硬（透）层深度或硬化深度与淬硬性是不同的概念。实际工件的淬硬（透）层深度是该工件在具体条件下淬火时，工件表面马氏体区到内层刚好有50%马氏体处的深度，它与钢的淬透性、淬火介质、零件尺寸有关。而淬硬性是指淬火后钢所达到的硬度大小，主要取决于马氏体中的碳含量，而合金元素对其影响不大，但可增加其强度。

尺寸相同，但淬透性不同的零件，在截面上的力学性能存在很大差别，如图3－14所示。

另一方面，同样材料制成的不同尺寸的零件，在同样介质中冷却后接受淬火的能力也很不相同。截面越大，其热容量也越大，热量自钢件内部传导至表面并为淬火介质吸收、冷却所需的时间也越长，即钢件的冷却速度就越小。如图3－15所示，大尺寸工件表面和中心的冷却速度都较小尺寸工件的缓慢，小型工件整个截面可以完全淬透，但大型工件甚至连表面都不能淬硬。

图3－14　淬透性对调质后钢的力学性能的影响

图3－15　工件截面尺寸对淬透层深度的影响

图3－16　碳钢的淬火温度范围

2）淬火工艺

（1）淬火加热温度　如图3－16所示，亚共析钢用Ac₃＋（30～50）℃加热的完全淬火，避免因Ac₃以下铁素体的存在而使钢的硬度显著降低。过共析钢需要保留预先热处理球化组织中的部分碳化物，得到“细小马氏体＋粒状碳化物＋少量残余奥氏体”的组织，因此采用不完全淬火（Ac₁＋30～50℃），所得马氏体组织细小，减少了残余奥氏体的数量，有利于提高钢的硬度与耐磨性；如仅加热到稍高于Ac₁的温度，还降低了高温奥氏体的碳量（此时w_C≈0.77%），其转变成的马氏体碳含量也降低，从而降低了马氏体的脆性。若过共析钢也采用温度高于Ac_cm的完全淬火，则会得到粗大片状的高碳马氏体，使力学性能恶化，并使变形开裂倾向急剧增大。奥氏体化加热时间一般采取0.5～1min/mm，具体钢种的淬火温度可参阅有关手册和书籍。

（2）淬火介质及淬火方法　淬火介质主要有水（含盐水）、油、碱浴和盐浴。水价廉，冷却能力强，但易使零件因表、里温差大而开裂、变形；油（如锭子油、变压器油等）冷却能力弱，利于减小工件变形及开裂，但只适于过冷奥氏体较稳定的合金钢或尺寸较小的碳钢件，否则淬不透；而碱浴、盐浴的沸点高，冷却能力介于水和油之间，常用于形状复杂、尺寸较小、变形要求小的工具的分级淬火和等温淬火。

淬火方法有单介质淬火、双介质淬火、分级淬火和等温淬火等，如图3－17所示。一般碳钢（淬透性低）用水淬，合金钢（淬透性高）及尺寸为3～10mm的小碳钢件可以用油淬。双介质淬火是先水淬后油冷或先水淬后空冷（均连续进行），用于直径较大的简单碳钢件或容易产生淬火缺陷的复杂碳钢件。分级淬火是将奥氏体化后的钢件迅速淬入稍高于M_s点的液体介质（盐浴或碱浴）中，适当保温（一般为数分钟，使钢件内外温度均匀）后空冷，能有效地减少淬火应力，常用于尺寸不大的零件（如合金钢刀具）。而等温淬火多是在250～400℃盐浴中等温0.5～2h后空冷，以获得具有良好强韧性的下贝氏体，适用于处理形状复杂、要求变形小或韧度高的合金钢零件，但周期长，生产率低。

为了进一步提高钢的硬度、耐磨性和尺寸稳定性，可采用冷处理，即将淬火钢从室温继续冷却到0℃以下，如－60～－80℃（冷却介质为干冰）或更低温度（常称深冷处理，如－196℃液氮处理），使组织中的残余奥氏体继续转变为马氏体。这种处理对精密量具、模具、精密偶件等具有重要意义。

图3－17　不同淬火冷却方法示意图

1—单介质淬火；2—双介质淬火；

3—分级淬火；4—等温淬火

4.回火

回火是将淬火后的钢重新加热到A₁以下的某一温度，保温后冷却到室温的热处理工艺方法，是零件淬火后必不可少的后续工序。

1）回火的目的

淬火钢一般不能直接使用，这是由于:①零件处于高应力状态（可达300～500 MPa以上），在室温下放置或使用时很易引起变形和开裂；②淬火态（M＋A′）是亚稳定状态，使用中会发生组织、性能和尺寸变化；③淬火组织中的片状马氏体硬而脆，不能满足零件的使用要求。

通常钢淬火所得的马氏体和残余奥氏体都是极端非平衡组织，它们都具有向稳定组织（F＋Fe₃C）转变的自发趋向。但是这种转变必须依靠Fe、C原子的扩散才能实现。室温下原子扩散困难，淬火钢的组织基本上不发生变化。而升高温度并持续一段时间，增强了原子的活动性，为淬火组织的转变提供了条件，这就是回火过程。

因此，淬火钢必须及时进行回火，以减小或消除淬火应力，并获得所要求的组织和性能。

2）回火时的组织转变过程

随着回火温度的升高，在淬火钢内部依次要发生马氏体分解、残余奥氏体分解（形成过渡型不完全的碳化物ε相与过饱和的针状α相，即按照C曲线规律转变为下贝氏体或相当于回火马氏体）、ε碳化物转变为细粒状的Fe₃C，以及Fe₃C的聚集长大和α相再结晶（α相由针片状转变为等轴状）。以上四个过程可以重叠，其他不稳定性（如快冷产生的内应力等）也逐渐向其平衡状态过渡，最终形成无应力的铁素体与渗碳体的混合物。

在低温回火时，Fe、C扩散不易，仅会从淬火马氏体中弥散析出不完全的且与母相马氏体共格的Fe_2.4C（又称ε相）薄片，从而使马氏体饱和度降低，但马氏体形态未变，这样的混合组织称回火马氏体；在中温回火时，Fe、C原子扩散较易，则得到保持原马氏体形态的铁素体之间分布细粒状Fe₃C的混合组织，称回火屈氏体；而在高温回火时，Fe、C原子充分扩散，得到多边形铁素体基体上分布着细球状Fe₃C的混合物，称为回火索氏体。淬火钢回火转变的具体变化情况如图3－18、图3－19所示，典型回火组织如图3－20所示。

图3－18　淬火钢回火时的转变

图3－19　回火温度对40钢力学性能的影响

图3－20　共析钢的回火组织

需指出，回火组织与连续冷却组织或等温冷却组织有所不同，尤其是中高温回火以后。如前所述，连续冷却或等温冷却所得的屈氏体与索氏体是片层状结构，而回火屈氏体与回火索氏体则是粒状渗碳体分布于铁素体基体上。它的组织微细，第二相是均匀细小的弥散状态，强度和韧度配合良好。另外，低碳钢的板条马氏体本身就处于强韧组织状态，工程上只需采取在200℃以下回火（甚至不回火）的工艺，以保持其强韧度。

添加合金元素的合金钢淬火后回火规律与碳钢类似，但由于大多数合金元素会阻碍铁、碳原子的扩散，将使各个回火阶段会移向更高的温度，尤其是含强碳化物形成元素的合金钢材，例如高速钢在560℃回火后的组织仍是回火马氏体。

3）回火的种类与应用

根据回火温度，钢淬火后可分为三类回火，如表3－2所示。

表3－2　回火分类

特别指出:通常不在250～350℃回火，以避免沿马氏体片边界析出脆性薄壳状碳化物，引起韧度下降（即低温回火脆性）。钢的回火性能主要取决于回火温度，也与回火时间有关（生产上回火时间为1～3h），回火后通常空冷。某些合金钢（如Cr－Ni钢、Si－Mn钢等）为了防止高温回火脆性（在450～650℃回火后缓冷，韧度突然降低的现象）需要快冷（水冷或油冷），以抑止有害元素P、As、Sb、Sn等向原奥氏体晶界的偏聚，而造成的晶界弱化变脆。

“淬火＋高温回火”后得到的回火索氏体，其性能明显优于奥氏体直接分解的索氏体（片层状）。这是由于在外力作用下，片状Fe₃C尖端因应力集中形成微裂纹，导致零件过早破坏；而回火索氏体中Fe₃C呈细小粒状，既有强化的效果，又不易引起应力集中，因此综合力学性能好，常用于重要结构零件。所以生产中把淬火＋高温回火称为调质处理。

某些高合金钢（如高速钢）需要进行2～3次回火，使组织充分转变，以获得优良性能。为获得低碳马氏体或在进行高频表面淬火等，可以采取淬火时冷却到200～300℃后再空冷的“自回火”（即空冷过程中利用余热使形成的马氏体获得部分回火），而不进行专门的回火操作。

某些中碳合金结构钢（如30CrMnSi、38CrMoAlA等）的奥氏体稳定性高，退火时间长，当零件较小时，常用正火加高温回火（650～680℃）来代替完全退火，以提高生产率。

表3－3给出了45钢的几种状态下的组织和性能比较。

表3－3　45钢铸造、锻造、退火、正火与调质后的组织和性能

5.整体热处理新技术简介

近年来，发展了一些最终热处理的新技术，如真空热处理及形变热处理等，既可满足各类零件对材料性能日益提高的要求，也可提高生产率，节约能源，减少环境污染。

（1）真空热处理　它是在低于一个大气压下进行加热的热处理工艺。如钢件经真空热处理后，其表面无氧化，不脱碳，表面光洁，变形小，还可起到真空脱气（脱出溶解的有害气体氢等）、表面净化（真空下材料表面油脂及氧化物的分解）的作用，可显著提高耐磨性、疲劳强度和使用寿命。而硅钢片经真空退火后，可除去大部分气体和杂质化合物，消除内应力和晶格畸变，显著提高磁感应强度和降低磁滞损耗。真空热处理除用于各种钢材外，可用于与气体亲和力强的钛、铌、钼、锆等。主要工艺有真空淬火（水淬、油淬及惰性气体气冷均可）和真空退火，还应用于化学热处理领域，如真空渗碳、真空渗铬等。但真空中加热速度缓慢，设备复杂而昂贵，目前，仅用于性能要求高的各种工具、结构件和精密零件。

（2）形变热处理　这是将钢的热塑性变形和热处理相结合，以提高钢件力学性能的复合工艺。变形使奥氏体晶粒碎化，组织和亚结构细化等，产生大量晶体缺陷，并在随后的淬火中保留下来，产生显著的强韧化效果。形变热处理可以利用锻、轧加工的余热来实现淬火，可降低能耗，具有显著经济效益。主要有高温形变淬火和中温形变淬火，分别利用在高温奥氏体稳定区（亚共析钢、过共析钢分别在Ac₃、Ac₁以上）和过冷奥氏体稳定区（如合金钢双鼻尖C曲线的550～600℃区域）进行一定程度的变形后，再淬火并回火。与普通淬火相比，高温形变热处理可提高强度10%～30%，提高塑性40%～50%，用于加工量不大的锻件，如连杆、曲轴、弹簧、叶片等；中温形变热处理强化效果更加明显，但对钢材淬透性有一定要求，工艺实现较难，主要用于弹簧、钢丝、轴承、刀具及飞机起落架等。

3.1.1.3　钢的表面淬火与化学热处理

很多机器零件（如齿轮、转轴等）是在弯曲、冲击、疲劳等动载荷和摩擦条件下工作的，要求其表面应具有高的硬度和耐磨性以抵抗磨损或裂纹的产生，而心部要有足够的韧度以抵抗冲击破坏，即要求“表硬心强韧”。显然，选择单一性能的材料及整体热处理不能满足要求，此时，可采用表面淬火、化学热处理等表面强化技术。

1.钢的表面淬火

表面淬火为通过对钢铁零件表层进行快速加热，使之奥氏体化后随即迅速冷却获得表面淬火组织，以提高表面硬度与耐磨性，而工件内部仍保持原有组织与性能。常用的有高频感应加热表面淬火、火焰表面淬火、电接触表面淬火、盐浴表面淬火、电火花表面硬化，以及激光、电子束表面淬火等。

1）高频感应加热淬火

在感应线圈中通以交流电，会在线圈周围产生与电流频率相同的交变磁场，而置于感应线圈内或附近的工件则会产生频率相同、方向相反的感应电流（也称涡流）。由于集肤效应，工件表面的电流密度高，电阻热大，数秒内就可达到800～1　000℃的高温，而工件内部的电流密度近于零，几乎不受影响。当表面达到淬火温度后，立即喷淋冷却剂而淬硬。感应电流透入工件表层的深度（即从表层100%涡流强度到内层37%涡流强度处的深度）与电流频率有关（δ＝500～600/f^1/2），频率越高，深度越小，加热层就越薄。选用不同的电流频率，并配合一定的加热功率及加热时间，便可得到不同的淬硬层深度。

高频感应淬火炉感应加热表面淬火装置如图3－21所示，主要由电源、感应器及淬火用喷水管（套）组成。按交变电流的频率分为:①高频（200～300kHz）感应加热，淬硬层深度0.5～2.0mm，用于中小模数齿轮及中小尺寸轴类零件的表面淬火；②超音频（30～60kHz）感应加热，淬硬层深度2.5～3.5mm，用于齿轮（模数m＝3～6）、花键轴表面轮廓淬火，以及凸轮轴、曲轴等表面淬火；③中频（2～8kHz）感应加热，淬硬层深度2～10mm，用于较大尺寸轴和大中模数的齿轮等的表面淬火；④工频（50Hz）感应加热，淬硬层可达10～15mm以上，适用于较大直径零件的穿透加热及大直径零件（如轧辊、火车车轮等）的表面淬火。淬火介质以水为主，有时也用油、聚合物水溶液或压缩空气。

图3－21　高频感应淬火炉感应加热表面淬火示意图

1—工件；2—感应线圈；3—淬火喷水管；4—加热淬火层

与普通淬火相比，感应加热淬火的特点是:加热速度快，时间短，热效率高；淬火组织细小，淬火硬度比普通淬火高2～3HRC；变形小，氧化脱碳少；具有良好的冲击韧度、疲劳强度及耐磨性，表面还存在有利的压应力，工艺过程易于控制和易于实现机械化和自动化。感应加热淬火在汽车、机床等行业获得广泛的应用。

感应淬火一般用于中碳钢和中碳低合金钢（如45、40Cr、40MnB等钢），经正火或调质预先热处理后进行表面淬火，达到表硬心韧，有时也可用于受较小冲击和承受交变负荷的高碳钢零件（如量具、刃具等）及铸铁件。在感应淬火后应进行低温（180～200℃）回火或自回火。

2）火焰和电接触加热表面淬火

用高温火焰（3　000℃以上，常用乙炔－氧或煤气－氧火焰）加热表面，然后喷水冷却，如图3－22所示，火焰烧嘴相对于工件移动，调节烧嘴位置和移动速度可以获得不同厚度的淬硬层。这种方法使用的设备简单，成本低，灵活性大，适用钢种较广，但质量控制比较困难，主要用于单件、小批量及大型零件的表面淬火。火焰淬火后应及时回火。

图3－22　火焰加热表面淬火示意图

1—淬硬层；2—烧嘴；3—喷水管；4—淬硬层；5—工件

图3－23　机床导轨电接触加热淬火示意图

1—滚轮电极；2—床身

机床导轨电接触加热淬火如图3－23所示，就是通以低电压的大电流，利用滚轮或其他接触器和工件间的接触电阻热，使工件表面迅速加热奥氏体化，滚轮移去后靠自身未加热部分的热传导达到激冷淬火（不需回火）。电接触加热淬火的设备及工艺费用很低，操作方便，工件变形小，能显著提高工件的耐磨性及抗擦伤能力，已用于机床导轨、气缸套等。主要缺点是硬化层较薄（0.15～0.30mm），组织与硬度的均匀性差、形状复杂的工件不宜采用。

3）激光和电子束表面淬火

利用高能量密度的激光束或加速的电子束扫描辐照、轰击工件表面，使工件表面加热到奥氏体区甚至熔化，在激光束或电子束移过后，依靠工件热传导迅速自冷淬火。它的加热速度高于感应加热与火焰加热，对工件基体的热影响极小，淬火后表层硬度极高，可获得很薄又不宜剥落的硬化层，可获超细晶粒，且变形极小。激光表面淬火已投入工业应用，如气缸套内壁的硬化处理等，是很有发展前途的新技术。

2.表面化学热处理

化学热处理是将工件放在活性介质中加热到一定温度，使一种或几种元素渗入表层，以改变其化学成分、组织和性能的热处理工艺。化学热处理和表面淬火都属于表面热处理，但是表面淬火只是通过改变工件表层组织来改变性能，而化学热处理则同时改变化学成分和组织，因而能更有效地提高工件表层性能。化学热处理与后述的一些表面处理方法（如电镀、磷化、氧化处理等）也完全不同，它是通过渗入元素向内扩散，渗层与金属基体呈紧密的冶金结合，无明显分界面，在外力作用下不易剥落，因而工件具有高硬度、高耐磨性和高疲劳强度。

化学热处理由三个基本过程组成:①在高温下介质（渗剂）的化合物分子分解出渗入元素的活性原子，例如CH4─→2H₂＋［C］，2NH3─→3H₂＋2［N］；②零件表面吸收活性原子，进入固溶体或形成化合物；③表面富集的高浓度渗入元素向内部扩散，形成一定厚度的扩散层。

机械工业中常用的化学热处理工艺有以下几种。

1）渗碳

渗碳是把低碳钢件在渗碳介质中加热到Ac₃以上温度并保温，使活性碳原子进入表面，并向内扩散而形成一定厚度渗碳层的热处理工艺。由于碳的扩散速度高，且碳在γ－Fe中溶解度大（最高达2.11%），因而使钢件表面的w_C高（0.8%～1.2%），并有深的渗层（0.5～2mm或更深）。低碳钢渗碳后再进行淬火、回火，表层组织为“高碳回火马氏体＋碳化物＋少量残余奥氏体”，有高的硬度和强度，而心部仍保持低碳钢的高韧度及高塑性，达到“表硬心韧”。

图3－24　气体渗碳示意图

1—风扇电动机；2—废气火焰；3—炉盖；4—砂封；

5—电阻丝；6—耐热罐；7—工件；8—炉体

根据所采用的渗碳剂，可分为固体渗碳（木炭＋碳酸盐如Na₂CO₃）和气体渗碳（充入含碳气体如丙烷、天然气，或滴入碳氢化合物的有机液体，如煤油、丙酮等）。渗碳温度为900～930℃，平均渗碳速度为0.15～0.2mm/h。气体渗碳法使用简便，生产率高，劳动条件好，且渗碳过程容易控制，渗碳质量好，在工业上应用极为广泛，如图3－24所示。通常，渗碳后表面最佳碳的质量分数为0.85%～1.05%，若渗碳后缓冷，则组织从表面到内部连续地从过共析（P＋Fe₃C_Ⅱ）、共析（P）、过渡区较高碳量的亚共析组织（F＋较多P）到原始低碳亚共析（F＋较少P）组织。一般规定，从表层到过渡区的一半处的深度称为渗碳层深度。

渗碳后必须进行淬火和低温回火，采用与表层碳的质量分数相同的高碳（合金）钢同样的方法处理。气体渗碳后的零件常采用从渗碳温度随炉降温到适宜的淬火温度（约850℃），经一段保温均热后直接淬火（水或油）的处理工艺。有的重要零件渗碳空冷后，再重新加热进行淬火（称为一次淬火法）。渗碳主要用于对表面有较高耐磨性要求并承受较大冲击载荷的低碳钢、合金渗碳钢零件，如各种重载齿轮、活塞销、凸轮轴等。

相对表面淬火而言，渗碳处理比表面淬火的性能更好，但成本较高。

2）渗氮（氮化）

渗氮就是向钢件表面渗入氮原子的工艺。渗氮的目的在于显著提高钢件表面的硬度和耐磨性，提高疲劳强度和耐蚀性。渗氮的原理及设备和渗碳很相似，目前广泛应用的是气体氮化。其为在渗氮炉中通入氨气，在380℃以上，氨经加热分解的活性氮原子被工件表面吸收并向内扩散，在表面形成氮化物层（如AlN、CrN、MoN、TiN、WN，硬度为950～1　100HV）及扩散层。实际氮化的加热温度低于Ac₁，一般为500～600℃（须低于调质的回火温度以保证心部强度），这是由于氮在α－Fe中有一定溶解能力，无须加热到高温。氮化时间长达20～50h，氮化层厚度为0.3～0.5 mm。由于表面存在极硬的化合物层，氮化后无须再进行热处理。由于渗氮后表层比容增大，产生大的压应力，因此有高的疲劳强度，同时，还有高的抗咬合性及低的缺口敏感性。此外，因渗氮后氮化物组织致密，化学稳定性好，使零件具有较高的耐腐蚀能力。

38CrMoAl是渗氮专用钢，也可用其他含Al、Cr、Mo、W、V、Ti等合金元素的钢，如不锈钢及钛合金（一般钢也可渗氮，但效果差）。钢件渗氮前需预先调质以提高基体强韧度，而工件渗氮后由于表层有残余压应力，疲劳强度可提高15%～35%，且其高硬度和耐磨性可保持到600～650℃。此外，渗氮表面在水、过热蒸汽和碱溶液中很稳定。由于渗氮温度低，变形很小，渗氮后工件一般可不再加工或仅少量精加工（精磨或抛光）即可。渗氮工艺复杂，周期长，成本高，所以只用于对耐磨性和精度要求更高的零件或要求抗热、抗蚀的耐磨件，如发动机气缸、排气阀、精密机床丝杠、镗床主轴、汽轮机阀门、阀杆等。随着新工艺（如软渗氮、离子渗氮等，可大大缩短渗氮时间）的发展，渗氮处理已扩大了应用范围。

与渗碳相比，钢件渗氮后有更高的表面硬度（950～1　200HV），更高的耐蚀性及热硬性；由于渗氮温低且渗氮后不再热处理，所以工件变形很小；渗氮最大的缺点是工艺时间太长，且成本高，渗氮层薄而使抗冲击性比渗碳的差些。

3）碳氮共渗和氮碳共渗

碳氮共渗是在一定温度下，将碳、氮同时渗入钢件，并以渗碳为主；氮碳共渗则是以渗氮为主。目前，以中温气体碳氮共渗和低温气体氮碳共渗的应用较为广泛。

与渗碳类似，中温碳氮共渗是在加入含碳介质（如煤油、煤气等）的同时通入氨，氮的渗入使碳浓度很快升高，从而使共渗温度降低和时间缩短。碳氮共渗温度为830～850℃，保温1～2h后渗层即可达0.2～0.5mm，表层w_C为0.7%～1.0%、wN为0.15%～0.5%。由于未形成明显的化合物层，共渗后需直接进行淬火与低温回火，最终表层组织为含C、N的“回火马氏体、少量残余奥氏体和碳氮化合物粒子”。

低温氮碳共渗常用尿素、甲酰胺、三乙醇胺及醇类加氨气等作渗剂，由于这种渗层的硬度比气体渗氮的低，故又称为“软渗氮”。其共渗温度为500～570℃，渗层深度一般为0.1～0.4mm（但化合物层不到20μm），硬度为570～680HV。工件软渗氮后一般不再进行热处理和机械加工，可直接使用。软渗氮后的工件除具有较好的耐磨、抗疲劳性能外，还具有很好的抗咬合和抗擦伤能力。软渗氮不受钢种限制，适用于碳钢、合金钢、铸铁等材料，目前多用于模具、量具及耐磨零件如汽车齿轮、曲轴等的处理。刀具软渗氮处理后，耐磨性提高，减少了“粘刀”现象，热加工模具软渗氮处理后，型腔表面不易与工件“焊合”，使用寿命大幅度提高。

4）可控气氛热处理

可控气氛热处理是指将热处理加热炉中气体混合物的成分控制在预定范围，以防止钢件在空气等介质中加热时的氧化与脱碳，也可在其中进行渗碳、碳氮共渗等化学热处理。常用的可控气氛中含有CO、CO₂、CH4、H₂、N₂甚至惰性气体等，通过控制CO/CO₂、CH4/H₂等的比例，就可控制气氛的碳浓度，使得在一定温度下处于奥氏体状态的钢保持w_C不变。如气氛的w_C＝0.8%，共析钢在该气氛中加热时w_C不变，但在该气氛中亚共析钢则会增碳，趋向0.8%的平衡浓度。这样，应用可控气氛并通过控制碳浓度，就可进行低碳钢的光亮退火（如用于冷轧钢带的中间退火）、中碳钢和高碳钢的光亮淬火及控制表面碳浓度的渗碳处理。根据同样道理，也可进行可控渗氮等。

阅读材料3－1

常见表面热处理设备和生产线

1.高频感应淬火炉

高频感应淬火炉结构特点:超小体积，占地不足1m²；24h不间断工作能力；节能省电，生产成本低；加热速度快，减少表面氧化；可避免表面脱碳，提高产品的质量；极大地改善车间工作环境。

高频感应淬火炉（见图3－21（b））适用范围:

（1）各种五金工具及模具行业　如钳子、扳手、锤子、斧头、旋具、剪刀（园艺剪）、小型模具、模具附件、模具内孔等的淬火；

（2）各种汽车、摩托车配件　如曲轴、连杆、活塞销、链轮、铝轮、气门、摇臂轴、传动半轴、小轴、拨叉等的淬火；

（3）各种五金金属零件、机械加工零件　如轴类、齿轮（链轮）、凸轮、夹头、夹具等的淬火；

（4）机床行业类　如机床床面、机床导轨等的淬火。

（资料来源:http://www.yjzhan.com/）

2.井式气体氮化炉

（1）用途　井式气体氮化炉（见图3－25）用于金属模具、工具、轴、齿轮等的氮化热处理（目前，在铝型材及活塞环行业也广泛使用），配用KRN－W系列微机氮势控制柜时，气氛氮势、温度、时间、气体或液体流量可以得到自动控制和记录；也可用于钢零件的多种软氮化，回火、去应力及非铁合金的固溶处理。

（2）特点　①该系列电炉若与KRN－W微机氮势控制柜配套，可以自动进行炉气氮势、温度、时间、气体流量的控制及记录；②特殊的双层密封及循环风扇机组，氮势均匀性优于±0.1%，炉压＞800mmH₂O；③先进的节能炉衬，快速加热，节能达20%，快冷风扇系统，大大缩短生产周期；④额外配置真空泵等装置可实现脉冲式可控氮化。

图3－25　井式气体氮化炉

（资料来源:http://www.njdsdl.cn/）

3.气体渗碳渗氮热处理生产线

1）生产线简介

RDRX滴注式气体渗碳渗氮热处理生产线（见图3－26）是目前热处理行业应用最广泛的设备之一。为汽车、拖拉机、工程机械、机床、摩托车、自行车等行业用齿轮、离合器、传动轴、活塞环、链轮、标准件等零件主要工艺装备。该设备可以进行渗碳、碳氮共渗、调质、保护气氛淬火等多种工艺，配备了全自动温度、碳势控制系统和触摸屏/远程控制系统，是一种灵活多用、控制精度高、自动化程度高的新型热处理装备。

图3－26　气体渗碳渗氮热处理生产线

2）生产线特点

该生产线采用可编程控制器控制全线机械动作，并采用进口高清晰度触摸显示屏进行远程控制，操作简便，维修方便，实现操作过程的全自动化。

设置了各种故障安全保障系统，如程序控制报警、低温/过热报警、滴注流量报警、调功器报警等，确保安全生产。

生产线组成的主要元器件，如PLC、碳控仪、氧探头、温控仪等采用先进国家产品，性能稳定、可靠，使用寿命长，设备故障率低，生产率高。

（资料来源:http://www.jsderun.com/）

3.1.2　铝合金的热处理

1.固溶及时效处理

除了形变强化外，提高非铁合金强度的主要方法就是在合金固溶体上分布一定数量的细小弥散第二相颗粒（金属间化合物），因其硬而脆，能够有效地阻碍位错的运动，阻碍塑性变形，使合金得到强化。由于这些硬粒子是在室温或室温以上不太高的温度下长时间停置时沉淀析出的，故称为沉淀强化或时效强化。

合金进行沉淀析出的必要条件是固溶体具有一定的溶解度，并且溶解度随温度的降低而明显减小。Al－4%Cu合金为其典型例子，如图3－27所示，其热处理经过以下三个步骤。

图3－27　Al－4%Cu合金的时效处理与沉淀强化

（1）加热固溶　将合金加热到溶解度曲线以上的α单相区并保温一定时间，以获得成分均匀的固溶体，原合金中较粗大的θ相（CuAl₂）溶解，并可减小合金中原有的成分偏析。Al－4%Cu合金可在500～548℃进行加热固溶。

（2）急冷　将上面只含α相的高温固溶合金水冷至室温，由于原子没有足够的时间扩散，θ相无法析出形成，而得到过饱和的单相固溶体α′，这种处理称为固溶处理。固溶处理后硬度和强度并未明显提高（Al－4%Cu退火态，σ_b＝200MPa；水冷固溶后，σ_b＝250MPa，HV＝60）。

（3）时效　因过饱和固溶体处于不稳定状态，在室温下放置（自然时效）或在一定加热温度下保温（人工时效），都能促进原子进行短距离扩散，使过饱和固溶体的结构发生变化，析出细小弥散的沉淀相，并伴有强度和硬度升高。Al－4%Cu合金固溶快冷后，在室温下放置4～5天，强度可高达400MPa。Al－4%Cu合金常用的人工时效温度为190～200℃，时间为6～7h。大多数非铁合金需要经过一定温度与时间的人工时效才能获得最佳强化效果。

除铝合金外，固溶时效强化也是钛合金、沉淀硬化不锈钢及部分Cu合金的主要的强化方法。但应注意，时效硬化合金不适合在较高温度下使用，如Al－4%Cu合金从室温升至500℃便迅速软化（过时效），几乎完全丧失强化效果，这是由于沉淀相聚集长大的结果。

时效硬化处理的一个生动实例是用于飞机结构的铆接，铝制铆钉软，有延性，易铆入且配合紧密，但缺乏足够的强度；人们选择了一种铝合金，固溶处理成过饱和固溶体后马上进行铆接，之后逐渐变硬，达到所需强度水平。

2.铝合金的热处理

1）退火

为消除冷变形产生的残余应力，适当增加塑性，可进行200～300℃去应力退火。变形铝合金在用冷变形方法形成零件时会发生加工硬化，为消除加工硬化，铝和铝合金可进行350～415℃的再结晶退火；为消除铸件的成分偏析及内应力，提高塑性，还可作均匀化退火。对热处理不能强化的变形铝合金（如防锈铝），为保持加工硬化后的效果，只进行去应力退火，退火温度低于再结晶退火。

2）淬火（固溶）与时效

对除纯铝、防锈铝和简单铝硅合金以外的大多数变形铝合金，以及除ZL102、ZL302以外的铸铝合金，均可通过淬火与时效的热处理方法强化。铝合金的淬火温度较低，通常在500℃左右，淬火时用水冷。时效可采用自然时效（时间≥4天）或人工时效（温度≤200℃）。若是时效强化的铸件，无须专门进行退火，因为淬火加热就会使铝合金成分均匀和消除内应力。

阅读材料3－2

铝合金热处理设备

1.立式铝合金固溶炉（淬火炉）

立式铝合金固溶炉（见图3－28）由加热炉罩和移动式底架组成。方形（或圆形）炉罩顶部装有起重装置，通过链条和挂钩将料筐吊至炉膛。淬火时，先将底架上的水槽移至炉罩正下方，然后打开炉门，放下链条将料筐（工件）淬入水中。

用途:主要用于铝轮毂、铝铸件及各种铝合金标准件的快速固溶处理，恒温时间结束后，工件的转移速度在10s以内。

图3－28　立式铝合金固溶炉（淬火炉）

图3－29　铝合金时效炉

特点:

（1）高架结构炉型、顶装式加热元件，安装、更换方便；

（2）强循环高压风机，风量大，效果显著，温差达±（3～5）℃；

（3）淬火转移时间5～10s内可调，无明显的摆动与振动；

（4）PID调控炉温，上、下限报警，可进行计算机控制并具有联网功能。

2.铝合金时效炉（见图3－29）

用途:铝合金型材及铸件时效处理；功率:120～240kW，温度:160～180℃。

（资料来源:http://henglily.com/；http://www.njcjdl.com/）

3.1.2　其他非铁合金的热处理

1.铜及铜合金的热处理

工业纯铜和铜合金的热处理与防锈铝类似，冷变形后或者进行再结晶退火，或者进行去应力退火。此外，普通黄铜（wZ　n大于7%）冷加工后在潮湿的大气中、在含有氨气的大气或海水中易产生应力腐蚀而开裂。因此，对这种黄铜在冷加工后必须进行200～300℃的去应力退火。铜合金的时效强化主要针对铍青铜进行，其在氢或氩气等保护环境中加热到800℃后水淬，再经300℃、2h的时效后，σ_b＝1　200～1　400 MPa，δ＝2%～4%，330～400HBW。

2.钛及钛合金的热处理

1）钛及钛合金的退火

（1）消除应力退火　其目的是消除工业纯钛和钛合金零件加工或焊接后的内应力。退火温度一般为450～650℃，保温1～4h，空冷。

（2）再结晶退火　其目的是消除加工硬化。对于纯钛一般用550～690℃温度，而钛合金用750～800℃温度，保温1～3h，空冷。

2）钛合金的淬火和时效

淬火和时效的目的是提高钛合金的强度和硬度。α钛合金和含β稳定化元素较少的（α＋β）钛合金，自β相区淬火时，发生无扩散型的马氏体转变β→α′。α′为β稳定化元素在α－Ti中的过饱和固溶体。α′马氏体与α的晶体结构相同，具有密排六方晶格。α′相硬度低、塑性好，是一种不平衡组织，加热时分解成α相和β相的混合物，强度、硬度升高。

β钛合金和含稳定化元素较多的（α＋β）钛合金，淬火后β相变成介稳定的β相，加热时，介稳定β相析出弥散的α相，钛合金的强度和硬度提高。

α钛合金一般不进行淬火和时效处理，β钛合金和（α＋β）钛合金可进行淬火和时效处理，以提高强度、硬度。

钛合金的淬火温度一般选在（α＋β）两相区的上部范围，淬火后部分α相保留下来，细小的β相变成介稳定β相或α′相或两者均有（取决于β相稳定化元素的含量），经时效后可获得好的综合力学性能。假如加热到β单相区，β晶粒极易长大，则热处理后的韧度很低。一般淬火温度为760～950℃，保温5～60min，水中冷却。

钛合金的时效温度一般在450～550℃之间，时间为几小时至几十小时。

钛合金热处理加热时应防止污染和氧化，并严防过热（β晶粒长大后，无法用热处理方法挽救）。