如何消除淬火残留奥氏体

第4章　钢的固态相变及热处理

钢在固态下加热、保温和冷却过程中，会发生一系列组织转变即发生固态相变。在不同的温度、时间和冷却条件下，材料将形成不同的组织和性能。钢的固态相变是热处理的理论基础。

钢的热处理是将钢在固态下施以不同的加热、保温和冷却，以改变其组织，从而获得所需性能的一种工艺。热处理是一种重要的金属热加工工艺，在机械制造工艺中占有十分重要的地位。例如，现代机床工业中，有60%～70%的工件要经过热处理。汽车、拖拉机工业中，有70%～80%的工件要经过热处理。而滚动轴承和各种工模具大多要进行热处理。

任何一种热处理工艺都是由加热、保温和冷却3个阶段组成的。因此，要了解各种热处理工艺方法，必须首先研究钢在加热、保温和冷却过程中组织变化的规律，即钢的固态相变。

4.1　钢的固态相变

钢在进行热处理时首先要加热，当加热温度达到A1点以上时，其组织都要发生珠光体向奥氏体的转变，这种转变称为奥氏体化。奥氏体化后的钢，以不同的冷却方式进行冷却转变，便可得到不同的组织，从而使钢获得不同的性能。

由Fe-Fe3 C相图得知，碳钢在极缓慢地加热和冷却时的转变温度为A1，A3和A cm，因此A1，A3和A cm点都是平衡临界点。在实际热处理中，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。由图1．4．1可知，实际加热时各临界点的位置分别为图中的A c1，A c3 和A ccm线，而实际冷却时各临界点的位置分别为图中的A r1，A r3和A rcm线。

4.1.1　钢在加热时的转变

奥氏体化是钢的组织转变的基本条件。下面首先以共析钢为例，分析奥氏体的形成过程：

（1）奥氏体的形成

共析钢在A1点以下全部为珠光体组织，珠光体（P）是铁素体（F）和渗碳体（Fe3 C）两相组成的机械混合物；因此珠光体向奥氏体（A）的转变过程中必须进行晶格的改组和铁、碳原子的扩散。奥氏体的形成是通过形核及长大过程来实现的，其基本过程可分为4个阶段，如图1．4．2所示。

图1．4．1　钢在实际加热和冷却时的临界点

图1．4．2　珠光体向奥氏体转变过程示意图

第一阶段，奥氏体晶核的形成　如图1．4．2（a）所示，奥氏体晶核优先在铁素体与渗碳体的相界面上形成。这是因为相界面上的原子排列不规则，位错和空位密度较高，处于能量较高状态，此外因奥氏体的含碳量介于铁素体和渗碳体之间，故在两相的界面上为奥氏体的形核提供了良好的条件。

第二阶段，奥氏体晶核的长大　如图1．4．2（b）所示，这一过程是依靠铁、碳原子的扩散，使其邻近的铁素体晶格改组为面心立方晶格的奥氏体和与其邻近的渗碳体不断溶入奥氏体而进行的。这一阶段一直进行到铁素体全部转变为奥氏体为止。

第三阶段，残余渗碳体的溶解　如图1．4．2（c）所示，由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体差别很大，故铁素体向奥氏体的转变速度比渗碳体向奥氏体的溶解要快，因此在铁素体全部消失后，仍有部分渗碳体尚未溶解，随着保温时间的延长，残余渗碳体不断溶入奥氏体，直到全部消失为止。

第四阶段，奥氏体的均匀化　如图1．4．2（d）所示，由于原来珠光体中的碳主要集中在渗碳体中，故当残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度仍是不均匀的，原先是渗碳体的地方碳浓度较高，而原先是铁素体的地方碳浓度较低。只有继续延长保温时间，通过碳原子的扩散才能获得均匀的奥氏体。

亚共析碳钢和过共析碳钢的奥氏体形成过程与共析钢相似，但它们的室温组织中除了珠光体外，还有先析出的铁素体和先析出的二次渗碳体。因此，亚共析碳钢和过共析碳钢的奥氏体转化过程，首先是珠光体转变为奥氏体，然后先析出相继续向奥氏体转变或溶解，最后得到单相奥氏体组织。

奥氏体形成速度主要受到以下几个因素的影响：

①加热温度　加热温度越高，原子扩散能力越大，铁素体的晶格改组和铁、碳原子的扩散越快，因而加速了奥氏体的形成。

②加热速度　加热速度越快，奥氏体的形成温度越高，形成的温度范围越宽，因而形成所需的时间越短。

③钢的含碳量　随着钢中含碳量的增加，铁素体和渗碳体相界面总量增多，有利于奥氏体的形核，可加速奥氏体的形成。

④钢原始晶粒的大小　钢的原始晶粒越细，其界面越多，奥氏体的形成速度越快。例如成分相同的钢，细片状珠光体与粗片状珠光体相比，前者铁素体与渗碳体相界面的面积大，形成奥氏体晶核的几率高，因此细片状珠光体的奥氏体形成速度快。

（2）奥氏体晶粒的长大

钢加热时，奥氏体晶粒的大小直接影响到热处理后钢的性能。实践证明，原来奥氏体晶粒细小的，热处理后钢的强度、塑性和韧性均较高。因而细化晶粒成为提高钢的性能的重要途径之一。为了控制奥氏体晶粒，就需要研究奥氏体晶粒长大的过程。

1）奥氏体的晶粒度

晶粒度是表示晶粒大小的尺度。钢进行加热时，当珠光体刚刚全部转变为奥氏体时的奥氏体晶粒度，成为起始晶粒度。一般情况下，奥氏体起始晶粒度比较细小，在继续加热或保温时，它就要长大。

钢在某一具体的热处理或热加工条件下实际获得的奥氏体晶粒度，称为奥氏体的实际晶粒度。它的大小直接影响着钢的性能。实际晶粒一般总比起始晶粒大。因为在热处理过程中，通常都有一个升温和保温阶段，就在这段时间内，晶粒有了不同程度的长大。实践表明，不同成分的钢，在热处理加热时，奥氏体晶粒的长大倾向是不同的，如图1．4．3所示。在图中，晶粒度级别数字越大，表明晶粒越细小。由图可见，有些钢的奥氏体晶粒随着加热温度的升高会迅速长大，这类钢称为本质粗晶粒钢（如图中的曲线1）；而有些钢的奥氏体晶粒则不容易长大，只有加热到较高温度（900～950℃）时，奥氏体晶粒才会急剧长大，这类钢称为本质细晶粒钢（如图1．4．3中的曲线2）（注：晶粒度级别数字越大，晶粒越细小）。

为了测定钢在加热时奥氏体晶粒长大的倾向（奥氏体的本质晶粒度），国家标准（GB 6394—86）规定，将钢加热到（930±10）℃，保温3～8 h，冷却后在放大100倍的显微镜下测定奥氏体的晶粒度，并与标准晶粒度等级图进行比较评级，凡是晶粒度是1～4级的定为本质粗晶粒钢；5～8级的定为本质细晶粒钢。

应该注意，本质细晶粒钢只是在特定的加热条件下其奥氏体晶粒长大倾向较小，并不是在任何加热温度下都不会产生晶粒粗化。当加热温度较高时（＞930℃），奥氏体晶粒长大倾向急剧增加，此时，本质细晶粒钢的实际晶粒度很可能比本质粗晶粒钢还要大（如图1．4．3所示）。

图1．4．3　加热温度与奥氏体晶粒长大的关系

1—本质粗晶粒钢　2—本质细晶粒钢

用铝脱氧的钢大多是本质细晶粒钢，用硅锰脱氧的钢为本质粗晶粒钢。这是因为铝与钢中的氧、氮化合，形成极细的化合物（如Al2 O3，AlN等）微粒分布在奥氏体晶界上，阻止了奥氏体晶粒的长大。但在很高的加热温度下，这些化合物微粒会集聚长大或溶解消失，使奥氏体晶粒迅速长大。

在工业生产中，沸腾钢一般为本质粗晶粒钢，镇静钢一般为本质细晶粒钢。需经热处理的工件一般都采用本质细晶粒钢。

2）影响奥氏体晶粒长大的因素

加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒长得越大。当加热温度确定后，加热速度越快，过热度越大，奥氏体晶粒越细小。

随着奥氏体含碳量的增加，铁、碳原子的扩散速度增大，奥氏体晶粒长大倾向增加。但当超过奥氏体饱和碳浓度以后，由于出现残余渗碳体，产生机械阻碍作用，使晶粒长大倾向减小。

为了控制奥氏体晶粒的长大，可采用快速加热、短时间保温、合理选择加热温度、合理选择钢的原始组织和成分等措施。

4.1.2　钢在冷却时的转变

冷却过程是钢的热处理关键的一步，不同的冷却条件，会得到不同的组织，从而钢的性能也不同。在热处理生产中，冷却速度往往是比较快的，当奥氏体快速冷却到临界点以下的某一温度时，奥氏体不会立刻发生组织转变，存在一个孕育期，处于过冷状态，因而称为过冷奥氏体。过冷奥氏体是不稳定的，随着时间的推移，将发生组织转变。为了了解奥氏体在冷却过程中的变化规律，通常采用两种方法：一种是把钢加热奥氏体化后，快速冷却到A1以下，在不同过冷度下等温，测定奥氏体的转变过程，绘出奥氏体等温转变曲线；另一种是在不同冷却速度（如炉冷、空气冷、油冷、水冷等）的连续冷却过程中测定奥氏体的转变过程，绘出奥氏体连续冷却转变曲线。这两种曲线均能正确说明奥氏体的冷却条件与组织转变间的相互关系，这是热处理的理论基础。

（1）奥氏体等温转变曲线

将经奥氏体化的共析碳钢急冷到A1线以下各个不同的温度，并在这些温度下保温，然后测定各个不同温度下奥氏体转变量与时间的关系，将转变的开始时间和终止时间标记到转变温度-时间为坐标的图上，并把各转变开始点及终止点用光滑曲线连接起来，便可得到共析碳钢奥氏体等温转变曲线，如图1．4．4所示。由于曲线的形状与字母“C”相似，故奥氏体等温转变曲线又简称为C曲线（又称TTT曲线）。

图中A1线以上是奥氏体稳定区，A1线以下转变开始线以左区域内存在的过冷奥氏体处于不稳定状态，经过一段时间孕育期（以转变开始线与纵坐标轴之间的距离来表示），它将发生转变。过冷奥氏体在不同温度下等温转变所需的孕育期是不同的。随转变温度降低，孕育期先逐渐缩短，然后又逐渐变长，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，这里称为C曲线的“鼻尖”。转变终止线右侧的区域为转变产物区，在转变开始线和转变终止线之间为过冷奥氏体和转变产物共存区。

图1．4．4　共析钢的C曲线

当奥氏体处于极大的过冷度下，会发生马氏体转变，图中水平线M s为马氏体转变开始温度，M f为马氏体转变终止温度。

（2）过冷奥氏体转变产物的组织与性能

过冷奥氏体的转变可分为3种：550℃以上为珠光体转变，M s线以下为马氏体转变，550℃到M s点之间为贝氏体转变。

1）珠光体转变

过冷奥氏体在A1～550℃温度范围内，等温分解为铁素体和渗碳体相间的片状组织，称为珠光体组织。

①珠光体的形成机理　珠光体转变是扩散型相变，即在奥氏体向珠光体的转变过程中，要发生晶格的改组和铁、碳原子的扩散。珠光体的形成也是通过形核和长大来完成的（如图1．4．5）。

当奥氏体过冷到A1以下温度时，首先在奥氏体晶界上产生渗碳体的晶核（图1．4．5（a）），渗碳体依靠其周围奥氏体不断地供应碳原子而长大。与此同时，它周围奥氏体的含碳量不断地降低（图1．4．5（b）），从而为铁素体的形成创造了有利条件，使这部分奥氏体转变为铁素体（图1．4．5（c））。由于铁素体的溶碳能力很低（w C≈0．02%），在其长大过程中必然要向周围的奥氏体排出多余的碳，从而使相邻奥氏体区域中的含碳量升高（图1．4．5（d）），这又促使新的渗碳体片的形成。这样连续进行下去，就形成了铁素体与渗碳体相间的片状组织，称为珠光体。在奥氏体晶界的其余地方或不同位向的铁素体与奥氏体的相界面上出现渗碳体晶核后也按上述规律转变（图1．4．5（f）），直到奥氏体全部转变为珠光体为止。

②珠光体的分类　等温转变的温度越低（过冷度越大），珠光体中的铁素体与渗碳体的片间距离越小，即珠光体组织越细。根据片间距的大小，可将珠光体分为3类。

a．珠光体　珠光体在A1～650℃范围温度内形成，其片间距离较大（＞0．4μm），在光学显微镜下放大500倍即可分辨出片状形态，如图1．4．6（a）所示。珠光体用符号P表示。

b．细珠光体（索氏体）　索氏体在650～600℃温度范围内形成，其片间距离较小（0．4～0．2μm），在光学显微镜下放大1 000倍才能分辨出片状形态，如图4．6（b）所示。索氏体用符号S表示。

图1．4．5　片状珠光体形成示意图

c．极细珠光体（屈氏体）　屈氏体在600～550℃温度范围内形成，其片间距离更小（＜0．2μm），即使在高倍光学显微镜下也分辨不清片状形态，只有在电子显微镜下（放大5 000倍以上）才能分辨清楚，如图1．4．6（c）所示。屈氏体用符号T表示。

图1．4．6　珠光体组织

上述3种珠光体组织只是在形态上有粗细之分，并无本质区别，它们之间的界限也是相对的。珠光体组织中片间距离越小，相界面越多，则强度和硬度越高，同时由于渗碳体片变薄，使得塑性和韧性也有所改善。

2）贝氏体转变

过冷奥氏体在550℃～M s温度范围内等温转变的产物为贝氏体组织，贝氏体用符号B表示。由于转变温度较低，过冷度较大，贝氏体转变时只发生碳原子的扩散，铁原子不扩散，因此贝氏体转变为半扩散型转变。

①贝氏体的组织特征　贝氏体是含碳过饱和的铁素体和碳化物的混合组织。按组织形态及转变温度，可将其分为上贝氏体和下贝氏体两种。

上贝氏体是在550～350℃温度范围内形成的。它由平行密排的过饱和铁素体片和片间断续分布的细条状渗碳体组成（图1．4．7（b）），在电子显微镜下观察其组织特征呈现羽毛状（图1．4．7（a））。

下贝氏体是在350℃至M s点温度范围内形成的，其组织特征为黑色针片状。它由过饱和的针片状铁素体和其内弥散分布的ε-Fe2.4 C小片组成，如图1．4．8所示。

图1．4．7　上贝氏体

图1．4．8　下贝氏体

②贝氏体的性能　上贝氏体组织中渗碳体分布在铁素体条间且比较粗大，因此它的脆性较大，基本上无实用价值。而下贝氏体组织中的针状铁素体细小且无方向性，碳的过饱和程度大，而且渗碳体弥散分布在针状铁素体内，因此它具有较高的强度和硬度（48～55 HRC），同时也具有良好的塑性和韧性。因此生产中常采用等温淬火来获得下贝氏体组织。

3）马氏体转变

如图1．4．9所示，如果将奥氏体快速冷却到M s点以下，使其冷却线不与C曲线相遇，则将发生马氏体转变。马氏体转变是非扩散性的。由于过冷度很大，铁、碳原子都不能进行扩散，奥氏体只能通过晶格畸变，由γ-Fe的面心立方晶格改组为α-Fe的体心立方晶格，这样奥氏体将直接转变成一种含碳过饱和的α固溶体，即马氏体，用符号M表示。

马氏体中的含碳量与原奥氏体中的含碳量是相同的，由于含碳量过饱和，使得α-Fe的体心立方晶格c轴伸长，形成体心正方晶格，（a= b≠c，如图1．4．9所示）。c／a称为马氏体晶格的正方度。马氏体的含碳量越高，其正方度越大。

图1．4．9　马氏体的体心正方晶格

马氏体的组织形态可分为板条状和针片状两种。影响马氏体组织形态的主要因素是奥氏体中的含碳量。含碳量低于0．2%时，马氏体呈典型的板条状（图1．4．10）；含碳量高于1．0%时，马氏体组织呈针片状（图1．4．11），含碳量为0．2%～1．0%的马氏体，则为板条状和针片状的混合组织。

图1．4．10　板条状马氏体

图1．4．11　片状马氏体

低碳板条状马氏体由许多尺寸大致相同并平行排列的板条束组成。板条内部存在有高密度的位错，因此它也称为位错马氏体。由于其碳的过饱和度低和位错亚结构的存在，所以板条状马氏体具有较高的塑性和韧性。

高碳针片状马氏体由许多大小不同的针片组成，而残余奥氏体存在于针片之间。由于马氏体针片内的亚结构是孪晶，因此它又被称为孪晶马氏体。此类马氏体由于碳浓度较高，晶格的正方畸变大，同时又存在孪晶，因此，其性能特点是硬度高且脆性大。

马氏体的比容较奥氏体大，在马氏体转变过程中伴有体积膨胀，这将对剩余的奥氏体向马氏体转变形成阻碍作用。因此，奥氏体向马氏体的转变是不完全的，当冷却到M f点以后，马氏体转变停止，此时，还有部分奥氏体未能转变而被保留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏体。

由于M s和M f点随奥氏体含碳量的增加而降低（图1．4．12（a）），因此残余奥氏体量也就随含碳量的增加而增多（图1．4．12（b））。

图1．4．12　奥氏体的含碳量对马氏体转变温度及残余奥氏体量的影响

（3）影响C曲线的因素

C曲线的位置和形状不仅对奥氏体等温转变速度及转变产物的性质具有十分重要的意义，同时对钢的热处理工艺有重要的指导作用。影响C曲线位置和形状的因素主要有碳含量、合金元素、加热温度和保温时间。

1）含碳量的影响

图1．4．13为亚共析碳钢、共析碳钢和过共析碳钢的C曲线比较。由图可见，他们都具有奥氏体转变开始线与转变终止线，但在亚共析碳钢的C曲线上多出一条铁素体的析出线；在过共析碳钢的C曲线上多出一条二次渗碳体析出线。

图1．4．13　共析钢、亚共析钢和过共析钢的C曲线比较

此外，奥氏体中含碳量不同，C曲线的位置不同。在正常热处理加热条件下，亚共析碳钢的C曲线随着含碳量的减少向右移；过共析碳钢的C曲线随着含碳量的增加向左移。共析碳钢的C曲线最靠右，其过冷奥氏体最稳定。

2）合金元素的影响

除了Co以外，其他合金元素均使C曲线右移，Cr，Mo，W，V等合金元素不仅使C曲线右移，在它们含量较多时，还会使C曲线的形状发生变化。

3）加热温度和保温时间的影响

加热温度越高，保温时间越长，奥氏体的成分越均匀，作为奥氏体转变晶核的未溶碳化物质点就越少，同时晶粒也越粗大，晶界面积越小。这些均会使过冷奥氏体稳定性增加，使C曲线右移。

（4）奥氏体连续冷却转变曲线

在实际热处理过程中，较少采用等温转变，奥氏体的转变大多是在连续冷却过程中进行的，此时可用连续冷却转变C曲线（又称为CCT曲线）来描述奥氏体转变的规律。

图1．4．14为共析碳钢的连续冷却转变C曲线，它与等温转变曲线（TTT）比较，主要区别如下：

①连续冷却C曲线只有上半部分，没有下半部分，即共析钢在连续冷却时，只发生珠光体转变和马氏体转变，不发生贝氏体转变，也就是说不形成贝氏体；

②CCT曲线位于TTT曲线的右下方，因为连续冷却比等温冷却的过冷度要大些，孕育期要长些。

图1．4．14　共析钢的连续冷却转变曲线

图1．4．14中珠光体转变区由三条曲线构成：A→P转变开始线；A→P转变终了线；K线为A→P转变中止线，它表示当冷却曲线碰到K线时，过冷奥氏体就不再发生珠光体转变，而一直保留到M s点以下转变为马氏体。

图1．4．14中与连续冷却C曲线相切的冷却速度线，是保证奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部过冷到马氏体区的最小冷却速度，称为临界冷却速度，用v k表示，又称为淬火临界冷却速度，即在淬火时冷却速度必须大于v k才能获得马氏体。

过共析碳钢的连续冷却C曲线与共析钢相比，除了多出一条先析出渗碳体的析出线外，其他基本相似。但亚共析碳钢的连续冷却C曲线与共析钢相大不相同，它除了多出一条先析出铁素体的析出线外，还出现了贝氏体转变区，因此亚共析碳钢在连续冷却后可以出现由更多产物组成的混合组织。例如，45钢经油冷淬火后得到“铁素体+屈氏体+上、下贝氏体+马氏体”的混合组织。

由于连续冷却C曲线的测定比较困难，而当前等温冷却C曲线的资料又比较多，因此在实际生产中往往利用等温冷却C曲线来定性地、近似地分析连续冷却的转变过程。

4.2　钢的热处理

钢的热处理主要目的在于改善钢的工艺性能和提高钢的使用性能。它是通过改变钢的组织来实现的。钢的热处理方法主要有退火与正火、淬火与回火、表面淬火、化学热处理及感应热处理等。

4.2.1　钢的退火

将钢加热到适当温度，保温一定时间，随后缓慢冷却以获得接近平衡状态组织的热处理工艺，这一过程称为退火。退火的主要目的在于减少钢材化学成分和组织的不均匀性，消除内应力、调整和改善钢材的力学性能和工艺性能，并为最终热处理作好组织准备。

退火工艺种类很多，常用的有完全退火、不完全退火、等温退火、球化退火、去应力退火等。

（1）完全退火

首先将亚共析碳钢加热到A c3以上30～50℃，保温一段时间后，随炉缓慢冷却到500℃以下，再出炉在空气中冷却到室温，最后得到平衡组织铁素体和片状珠光体。完全退火的工艺曲线如图1．4．15所示。

由于奥氏体进行了全面的重结晶，故称为完全退火。完全退火主要用于亚共析碳钢和合金钢的铸、锻、焊、轧制件，目的是细化晶粒，消除应力，降低硬度，改善切削加工性能。

图1．4．15　完全退火工艺曲线

（2）不完全退火

将钢件加热到临界点A c1～A c3（或A cm）之间的适当温度，保温后缓慢冷却的热处理工艺方法称为不完全退火。不完全退火的主要目的是降低硬度，改善切削加工性能，消除内应力。其优点是加热温度较低，耗能少，成本低。此工艺主要应用于晶粒尚未粗化的中高碳钢和低合金钢的锻轧件。

（3）等温退火

对工件进行完全退火往往需要很长的时间，特别是对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，退火甚至需要几十个小时。如果在对应于某钢C曲线的“鼻尖”附近的上方进行等温冷却，则奥氏体向珠光体转变所需的时间便可大大地缩短，这种退火方法称为等温退火。等温退火与完全退火的目的相同，但等温退火所需时间较短（比完全退火大约缩短一半），而且所获得的组织也比较均匀。

（4）球化退火

把过共析钢加热到A c1以上20～30℃并保温一段时间，随后以适当的方式冷却，使钢中的碳化物球化，这种热处理工艺称为球化退火。

由于过共析钢中存在网状二次渗碳体，所以在切削加工时，对刀具磨损很大，使切削加工性能变坏。在球化退火过程中，片状渗碳体发生不完全溶解而断开，形成许多细小的点状渗碳体，弥散地分布在奥氏体基体上，从而形成球状珠光体。球状珠光体的硬度较低，可改善金属的切削加工性能，提高塑性，并防止淬火变形和开裂。

对于存在有严重网状二次渗碳体的过共析钢，应先进行一次正火处理，打破渗碳体网，然后再进行球化退火。

（5）去应力退火

去应力退火又称低温退火，其工艺是将工件随炉缓慢加热至500～650℃（＜A1），保温一定时间后，随炉缓慢冷却至200℃再出炉空冷。其目的是消除铸件、锻件、焊接件、冷冲压件以及机加工件的残余应力。

4.2.2　钢的正火

正火是将钢加热到A c3或A ccm以上30～50℃，保温一定时间后从炉中取出在空气中冷却得到珠光体基体组织的热处理工艺。与退火的明显区别是，正火的冷却速度更快一些，形成的组织更细一些（共析碳钢正火后获得索氏体组织），因而钢的力学性能也有所提高。

正火的主要应用范围如下：

图1．4．16　退火和正火的加热温度范围

①对低碳钢和某些低合金结构铸钢及锻件进行正火，可达到消除应力、细化组织、改善切削加工性能的目的，也可作为淬火前的预备热处理；

②对过共析钢进行正火，可消除网状碳化物，为球化退火作准备；

③用于某些碳素钢、低合金钢零件在淬火返修时，消除内应力和细化组织，以防重新淬火时产生开裂和变形；

正火与退火相比，操作简便，生产周期短，能量消耗少，故在可能条件下，应优先采用正火处理。

各种退火和正火的加热温度范围如图1．4．16所示。

4.2.3　钢的淬火

淬火是将钢加热到A c3或A c1以上，保温一定时间使其奥氏化，再以大于临界冷却速度进行快速冷却，从而发生马氏体转变的热处理工艺。淬火的目的主要是为了获得马氏体，淬火后再经回火可提高钢的硬度和耐磨性。它是强化钢材最重要的热处理方法。

（1）淬火工艺

1）淬火加热温度

碳钢的淬火加热温度选择范围如图1．4．17所示。

对于亚共析碳钢，淬火温度一般选择A c3+ 30～50℃，淬火后可获得均匀细小的马氏体组织。如果加热温度过低（≤A3），在淬火组织中将出现铁素体，这样会造成淬火硬度不足和不均匀；若加热温度过高则获得粗大马氏体，同时会引起较严重的淬火变形。

图1．4．17　碳钢的淬火加热温度范围

对于共析钢和过共析碳钢，适宜的淬火温度为A c1+ 30～50℃，淬火后的组织为细小均匀的马氏体和粒状二次渗碳体的混合组织。有二次渗碳体颗粒的存在，会明显提高钢的耐磨性。如果加热温度超过A cm，不仅会得到粗片状马氏体组织，脆性极大，而且会因奥氏体含碳量过高，而使淬火钢中残余奥氏体量增多，钢的硬度和耐磨性降低。

2）淬火冷却介质

淬火要求得到马氏体，淬火的冷却速度就必须大于临界冷却速度，而快冷过程中不可避免地产生内应力，往往会引起钢件的变形和开裂。内应力来自两个方面：一方面因为在淬火冷却中工件截面的内外温度不同，这种温度差异会引起热应力；另一方面钢中不同组织的比容（单位质量物质的体积）不同，其中马氏体的比容最大，奥氏体的比容最小，因此马氏体转变将使工件的体积胀大，如果冷却速度较大，由于工件截面上的内外温差增大，使马氏体转变不能同时进行而造成组织应力。冷却速度越大，热应力和组织应力越大，钢在马氏体转变过程中便越容易引起变形与开裂。

在淬火过程中总是希望既能够得到马氏体，又不产生淬火缺陷。要达到这种效果应从两方面着手，其一是选择较理想的淬火介质，其二是改进淬火的冷却方法。

根据碳钢的奥氏体等温C曲线可知，要获得马氏体组织，并不需要在整个冷却过程中都进行快速冷却，关键是在过冷奥氏体最不稳定的C曲线鼻尖附近，即在650～400℃的温度范围内要快速冷却。而从淬火温度到650℃之上以及400℃以下，特别是M s以下300～200℃的温度范围内并不希望快冷。根据上述要求，冷却介质对钢的理想淬火冷却速度应如图1．4．18所示。但至今还没有找到一种十分理想的淬火冷却介质以符合这一要求。

图1．4．18　碳钢的理想淬火冷却曲线

目前生产中应用较广的冷却介质是油和水。水在650～400℃范围内冷却速度很大，这对奥氏体稳定性较小的碳钢来说是非常有利的。但在300～200℃范围内，水的冷速仍然很大，产生较大的组织应力，易使工件产生变形和开裂。水中加入少量的盐，只能增加它在650～400℃范围内的冷却能力，而基本上不改变它在300～200℃时的冷却速度。

淬火用油一般为矿物油（如机油、变压器油、柴油等）。油在300～200℃范围内冷却速度远小于水，这对减少淬火工件的变形与开裂是很有利的，但它在650～400℃范围内冷却速度也比水小得多，故不能用于碳钢，而只能用于过冷奥氏体稳定性较大的合金钢的淬火。

另一类淬火介质为各种低温盐浴、碱浴及金属浴等。这类淬火介质的沸点都高于工件的淬火温度，在淬火过程中介质不会气化沸腾，只在工件与介质的界面上，以辐射、传导和对流的方式进行热交换，使工件温度逐渐降低。

各类介质的使用温度及适用范围见表1．4．1。

表1.4.1　各类介质的使用温度及适用范围

（2）淬火方法

1）单液淬火法

将加热奥氏体化后的工件放入一种淬火冷却介质中一直冷却到室温的淬火，称为单液淬火法。例如碳钢在水中淬火，合金钢在油中淬火。这种淬火方法操作简单，易实现机械化与自动化，适用于形状简单的工件。

2）双液淬火法

对于形状复杂的工件，为了防止在低温范围内马氏体转变时发生开裂，可先在水中冷到接近M s点时，立即取出放入油中冷却，称为双液淬火法，也常称为水淬油冷。如果能恰当地控制好在水中的时间，可以有效地防止淬火裂纹，但这要求有较高的操作技术。

3）分级淬火法

分级淬火是把加热好的工件放入温度稍高于M s点的盐浴或碱浴中，保持一段时间，使工件内外温度均匀化，然后取出在空气中冷却，使之发生马氏体转变。这种淬火方法可大大减少热应力和组织应力，明显地减少变形和开裂，但由于盐浴或碱浴的冷却能力小，故此法只适用于截面尺寸比较小（直径或厚度小于10 mm）的工件。

分级淬火和等温淬火法常用的碱浴、硝盐浴的成分、熔点及其使用温度见表1．4．2。

表1.4.2　常用碱浴、硝盐浴的成分、熔点及使用温度

4）等温淬火法

等温淬火的操作方法与分级淬火法相类似，只是在盐浴或碱浴中的保温时间要足够长，使过冷奥氏体等温转变为有高强韧性的下贝氏体组织，然后取出空冷。

等温淬火法常用来处理形状复杂、尺寸要求精确，并且要求有较高强韧性的工具、模具和弹簧等。

5）局部淬火法

有些工件按其工作条件，如果只是局部要求高硬度，可对工件整体加热后将需要脆硬部分置于淬火介质中冷却。为了避免工件其他部分产生变形和开裂，也可将工件需要脆硬部分加热，然后将此部分放在淬火介质中冷却。

6）冷处理

冷处理是把淬火冷却到室温的钢继续冷却到零度以下（如- 70～- 80℃）的处理工艺。冷处理适用于M f温度位于0℃以下的高碳钢和合金钢，冷处理可以使过冷奥氏体向马氏体的转变更加完全，减少残余奥氏体的含量，提高钢的硬度和耐磨性，并使尺寸稳定。冷处理的实质是淬火钢在零度以下的淬火。冷处理后必须进行低温回火，以消除所形成的应力及稳定新形成的马氏体组织。精密量具、滚动轴承等都应进行冷处理。

冷处理时获得低温的办法是采用干冰（固态CO2）和酒精的混合剂或冷却机冷却。

图1．4．19　断面上马氏体量分布曲线

（3）钢的淬透性

1）淬透性的概念

淬火时冷却速度必须超过临界冷却速度v k才能得到马氏体，对于同一工件，表面和心部的冷却速度是不同的，工件的表面直接与冷却介质接触，冷却速度最大，而心部的冷却速度最小。因此表面层获得马氏体组织，而心部为非马氏体组织，这时工件未被淬透，如图1．4．19所示。如果工件截面较小，工件的表面和心部均可获得马氏体组织，这时工件已淬透。

钢的淬透性是指钢在淬火时能够获得淬硬深度的能力，它是钢材固有的一种热处理工艺性能。在规定的试验条件下淬火，钢的淬硬层深度越大，则钢的淬透性就越好。因此，淬透性的高低可以用规定条件下淬透层深度的大小来表示。一般规定从淬火件表面至半马氏体区（马氏体与非马氏体组织各占一半的地方）的距离为淬透层深度，而半马氏体处可用测量硬度的方法来确定。

钢的淬透性主要决定于临界冷却速度。临界冷却速度越小，过冷奥氏体越稳定，钢的淬透性也就越好。因此，除Co以外，大多数合金元素，都能显著提高钢的淬透性。

末端淬火法是测定结构钢淬透性最常用的方法。按国家标准（GB 225—88）规定，将试样加热到规定的淬火温度后，放在末端淬火装置上，然后从试样末端喷水冷却。由于试样末端冷却最快，距末端越远冷却越慢，因此沿试样长度方向上各处的组织和硬度是不同的。淬火后，从试样末端起，每隔一定距离测量一个硬度值，即可得到试样沿长度方向的硬度分布曲线，该曲线就称为淬透性曲线如图1．4．20所示。

钢的淬透性用表示。J表示末端淬透性，d表示至末端的距离，HRC为该处测得的硬度值。例如表示距末端5 mm处的硬度值为42 HRC。

图1．4．20　末端淬火法

必须注意，钢的淬透性与淬硬性不是同一概念。淬硬性是指钢在淬火时的硬化能力，用淬火后马氏体所能达到的最高硬度表示，它主要取决于马氏体中的含碳量。淬透性好的钢，它的淬硬性不一定高。

2）淬透性的应用

钢的淬透性在机械设计中具有重要的意义。这是因为钢的力学性能沿截面的分布是受淬透性影响的。淬透性低的钢，其截面尺寸较大时，由于心部不能淬透，使钢的力学性能指标显著下降，特别是作为零件设计依据的屈服强度下降很多，冲击韧性也显著下降，因此在选材和制订热处理工艺时必须充分考虑淬透性的作用。

机械制造中，一般截面尺寸较大和形状复杂的重要零件，以及承受轴向拉压或交变应力、冲击负荷的螺栓、拉杆、锻模等，应选用淬透性高的钢，并将整个工件淬透。对承受交变弯曲应力、扭转应力、冲击负荷和局部磨损的轴类零件，他们的表面受力很大，心部受力较小，不要求一定淬透，因而可选用低淬透性的钢，一般淬透到截面半径的1／4～1／2深，根据载荷大小，进行调整。

受交变应力和震动的弹簧，应选用淬透性高的钢制造，以免由于心部没有淬透，中心出现游离铁素体，使屈强比σs／σb大大降低，工作时容易产生塑性变形而失效。

由于碳钢的淬透性低，有时在设计大尺寸零件时，用正火比调质更经济，而效果相似。例如设计尺寸为φ100 mm，用45钢调质达到σb= 610 N／mm2，而用45钢正火处理也能达到600 N／mm2。

直径较大并具有几个台阶的传动轴，需经调质处理时，考虑到淬透性的影响，应先粗车成形，然后调质。如果将棒料先调质，在粗车外圆时，由于加工余量大，而表面淬透层浅，调质组织在粗车时可能被车削掉，而起不到调质作用。

焊接零件不宜选用淬透性高的钢材，否则容易在焊缝及热影响区出现淬火组织，造成焊件变形和裂纹。

钢材手册中所列的力学性能数据，一般都是根据能淬透的最小尺寸试样（直径15或25 mm）作试验得到的，因此，在使用这些数据时必须注意工件截面尺寸的影响，切不可根据小尺寸试样测定的性能指标，用于大尺寸零件的强度计算。

4.2.4　钢的回火

回火是将淬火钢重新加热到A c1点以下适当温度，保温一定时间，然后冷却的热处理工艺。淬火钢不经回火一般不能直接使用。这是因为钢的淬火组织由淬火马氏体和残余奥氏体所组成，它们都是不稳定的组织，而淬火马氏体又极脆，同时淬火工件中存在着很大的内应力，若不及时回火，会使工件发生变形甚至开裂。回火的目的就是为了消除工件淬火后的上述缺陷。通过淬火和适当的回火相配合，可以调整和改善钢的性能，以满足各种工件不同的性能要求。

（1）回火过程中的组织转变

淬火钢在回火过程中的组织转变，可分为以下4个阶段。

1）马氏体的分解

在100℃以上回火，马氏体就开始分解。马氏体中的碳以ε-Fe2.4 C的形式析出，使过饱和度降低。到350℃左右时，α相中含碳量降至接近平衡浓度，马氏体分解基本结束。但此时α相仍保持针状特征。这种由极细的ε-Fe2.4 C和低过饱和度的α相组成的组织，称为回火马氏体，因易腐蚀，颜色较暗，如图1．4．21（a）所示。

图1．4．21　45钢的回火组织

2）残余奥氏体的分解

马氏体的分解使α固溶体的过饱和度降低，内应力减小，从而为残余奥氏体的转变创造了条件。残余奥氏体的分解主要发生在200～300℃。此时残余奥氏体析出ε碳化物，同时进行晶格改组，从面心立方晶格的γ固溶体转变为体心立方晶格的α固溶体。其转变产物也称为回火马氏体。

3）碳化物的转变

ε-Fe2.4 C为不稳定组织，在250～400℃回火时转变为更稳定的渗碳体Fe3 C，其形态也从薄片状转变为细小的颗粒状。此时的组织为铁素体和细小碳化物所组成的混合物，称为回火屈氏体，如图1．4．21（b）所示。

4）渗碳体的积聚长大和α相再结晶

在400℃以上渗碳体逐渐积聚长大，形成较大的粒状渗碳体，到达600℃以上时，渗碳体迅速粗化。同时，在450℃以上α相开始再结晶，失去针状形态，而成为多边形铁素体。其组织转变产物称为回火索氏体。

淬火钢的上述回火转变过程如图1．4．22所示。可见，淬火钢回火时的组织变化是在不同温度范围内发生的，但又是交叉重叠进行的，在同一回火温度可能进行着几种不同的变化。钢在回火后表现出来的性能是这些变化的综合结果，即随着回火温度升高，硬度、强度下降，而塑性、韧性提高，如图1．4．23所示。

图1．4．22　钢在回火时的变化

图1．4．23　40钢回火温度对力学性能的影响

（2）回火的分类及应用

钢在不同的温度下回火，将获得不同的性能。按回火温度的高低，可将钢的回火分为3类：

1）低温回火（150～250℃）

低温回火后的组织为回火马氏体，回火的主要目的是降低淬火应力和脆性，而保持淬火后钢的高硬度（58～64 HRC）和高耐磨性。多用于处理各种工模具以及渗碳淬火或表面淬火的工件。

2）中温回火（350～500℃）

在此温度范围内回火，可获得回火屈氏体组织，该组织由极细粒状渗碳体和针状铁素体组成，硬度为35～45 HRC。回火屈氏体具有较高的弹性极限和屈服极限，并有一定的韧性，多用于各种弹簧。

3）高温回火（500～650℃）

高温回火可获得回火索氏体，由细粒状渗碳体和多边形铁素体组成。回火索氏体的硬度为25～35 HRC。这种组织的特点是综合性能好，在保持较高强度的同时，具有较好的塑性和韧性。这种淬火加高温回火的热处理又称为调质，广泛用于处理各类重要零件，例如轴、齿轮、连杆、螺栓等。

4.2.5　钢的表面淬火

在生产实际中，许多机械零件如轴、齿轮、凸轮等，要求表面有较高的耐磨性，而心部则要求有足够的塑性和韧性。采用表面淬火可以适应上述要求。

表面淬火是通过快速加热使钢表层奥氏体化，然后淬火冷却，这样表层便可获得硬而耐磨的马氏体组织，而心部组织并未发生变化，仍保持着较高的塑韧性。由于这一热处理工艺具有一系列优点，因此，在机械制造业中得到了广泛的应用。目前生产中应用最多的是感应加热表面淬火和火焰加热表面淬火。

（1）感应加热表面淬火

1）感应加热表面淬火的原理及种类

这种表面淬火法的原理如图1．4．24所示。把工件放入由空心铜管绕成的感应圈（线圈）中，通入一定频率的交变电流以产生交变磁场，于是在工件中便产生同频率的感应电流。由于高频电流的集肤效应，表面电流密度极大，心部电流密度小，因此可使工件表层迅速加热到淬火温度，在随即的喷水（合金钢浸油）快速冷却后，就达到了表面淬火的目的。而心部温度很低，并未淬火，仍保持原来的组织和性能。

图1．4．24　感应加热表面淬火示意图

感应电流透入工件表层的深度，主要取决于电流频率，频率越高，电流透入深度越浅，工件淬硬层越薄。根据所用电流频率的不同，感应加热可分为3种：

①高频感应加热　常用频率为200～300 kHz，脆硬层深度为0．5～2．5 mm，适用于中小尺寸的轴类零件及中小模数的齿轮等。

②中频感应加热　常用频率为2 500～8 000 Hz，脆硬层深度为3～8mm，适用于较大尺寸的轴和大中模数的齿轮等。

③工频感应加热　电流频率为50 Hz，脆硬层深度可达10～20 mm，适用于大直径零件，例如轧辊、火车车轮等的表面淬火。

2）感应加热表面淬火的特点和应用

与普通淬火相比，感应加热表面淬火具有如下特点：

①加热速度很大，工件表面升温快，奥氏体化所需时间短；

②淬火加热温度高，过热度大，奥氏体形核多，并且在其长大之前就已冷却，所以工件表层得到极细的马氏体组织，其硬度比普通淬火时高2～3 HRC，且脆性较低，再加上工件表面形成残余压应力，因此可使工件的疲劳强度显著提高；

③感应加热时间短，工件表面不易氧化脱碳，且变形很小；

④生产效率高，易于实现机械化和自动化生产；

⑤淬硬层深度容易控制。

由于感应加热表面淬火具有上述特点，使得该工艺在汽车、机床等制造业中得到广泛应用。但感应加热设备较贵，维修、调整比较困难，且不适于单件和形状复杂零件的生产。

感应加热表面淬火主要适用于中碳钢和中碳合金钢，例如45，40Cr等，也可用于高碳工具钢和铸铁件等。

零件在表面淬火之前通常要进行正火或调质，表面淬火后需进行低温回火，以降低淬火应力和脆性。

对表面淬火零件，在设计图纸上应标明淬硬层硬度与深度、淬硬部位，有的还应提出对金相组织及限制变形的要求。

（2）火焰加热表面淬火

火焰加热表面淬火法是用乙炔-氧火焰或煤气-氧火焰对工件表面进行快速加热，当达到淬火温度时立即喷水冷却，以提高工件表面的硬度和耐磨性。其淬硬层深度一般为2～6 mm。

火焰加热表面淬火的优点是方法简单、不需要特殊设备、成本低、灵活性大，可适合各种生产场合。缺点是加热温度不易控制，工件表面易过热，淬火质量不够稳定，对工人的技术水平要求较高。这种方法适用于单件小批量生产以及大型零件（如大型轴类、大模数齿轮等）的表面淬火。

（3）激光加热表面淬火

激光加热表面淬火是20世纪70年代初发展起来的一种新型的高能量密度的表面强化方法。这种表面淬火方法是用激光束扫描工件表面，使工件表面迅速加热到钢的临界点以上，而当激光束离开工件表面时，由于基体金属的大量吸热，使表面获得急速冷却，而无须冷却介质。

激光淬火淬硬层深度一般为0．3～0．5 mm。激光淬火后表层获得极细的马氏体组织，硬度高且耐磨性好，其耐磨性比淬火加低温回火提高50%。激光淬火能对形状复杂的工件，如工件的拐角、沟槽、盲孔底部或深孔的侧壁进行处理，而这些部位是其他表面淬火方法难以做到的。

4.2.6　钢的化学热处理

化学热处理是另一种表面强化热处理技术，其方法是将工件置于特定介质中加热和保温，使一种或几种元素渗入工件表面，以改变表层的化学成分和组织，从而达到表面强化的目的。各种化学热处理的基本过程包括以下3个阶段。

①分解　工件处于某种介质中，介质在加热过程中分解出渗入元素的活性原子。

②吸收　工件表面对活性原子进行吸收，在工件表面上形成固溶体或化合物。

③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。加热温度越高，原子的扩散越快，渗层的厚度也越大，整个化学热处理过程就进行得越快。在温度确定后，渗层厚度则主要由保温时间来控制。

化学热处理一般以渗入的元素来命名，如渗碳、氮化、碳氮共渗等。

（1）钢的渗碳

渗碳是向低碳钢（w C为0．1%～0．25%）或合金钢的表层渗入碳原子的过程，其目的是提高工件表面的硬度和耐磨性，同时保持心部的良好韧性。与表面淬火相比，渗碳时，工件表面不仅发生组织的变化，而且化学成分也发生了变化，因此具有更好的强化效果。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，渗碳后还应进行淬火和低温回火处理。

常用的渗碳方法有气体渗碳、固体渗碳两种，而气体渗碳应用得最广泛，在此只介绍气体渗碳方法。

1）气体渗碳的原理及设备

如图1．4．25所示，在井式炉中滴入煤油或甲醇、丙酮等有机液体，这些物质在高温（900～950℃）裂解成渗碳气氛。渗碳气氛在钢的表面发生如下分解反应提供活性炭原子：

图1．4．25　气体渗碳法示意图

随后，活性炭原子被钢表面吸收而溶于高温奥氏体中，并向钢的内部扩散而形成一定深度的渗碳层。

渗碳温度为900～930℃，保温时间是按渗碳层厚度来计算的。气体渗碳速度平均为0．2～0．5 mm／h。

2）渗碳层的组织

低碳钢零件渗碳后，表面层含量以0．85%～1．05%为最好，表面碳浓度过低则耐磨性差，疲劳强度低，过高则渗层变脆，不耐冲击。

渗碳后，缓冷到室温的渗层组织接近于平衡组织，最外层是过共析层，中间是共析层，再里边是亚共析的过渡层，最后是心部的原始组织。一般规定，从表面到过渡层一半处的厚度为渗碳层厚度。渗碳层厚度根据零件的工作条件和具体尺寸来确定。渗碳层一般为0．5～2．5 mm，太薄时，易引起表面疲劳剥落，太厚则经不起冲击。

对渗碳件，在设计图纸上应标明渗碳淬火、回火后的硬度（表面和心部），渗碳的部位（全部或局部）及渗碳层深度等。对重要的渗碳件还应提出对金相组织的要求。当工件上某些部位不要求渗碳时，也应在图纸标明，并采用镀铜的方法防止该部位渗碳，或留出加工余量，渗后再切削除去。

3）渗碳后的热处理

工件经渗碳后必须进行淬火和低温回火，淬火方法主要有以下两种：

①直接淬火　工件从渗碳温度预冷到略高于心部A r3的某一温度，立即放入水或油中淬火。由于高温下长时间渗碳，奥氏体晶粒可能长大，淬火后马氏体较粗，残余奥氏体量也较多，同时变形也较大，因此直接淬火法只适用于本质细晶粒钢或性能要求不高的零件。对于渗碳后还要机加工的零件也不宜直接淬火。

②一次淬火　渗碳后先让工件在空气中冷却，然后再重新加热进行淬火。对于心部性能要求较高的工件，淬火温度应略高于心部的A c3点；对于表面性能要求较高的工件，淬火温度应略高于A c1点。

渗碳件淬火后，都应进行低温回火，回火温度一般为150～200℃。

经淬火和低温回火后，渗碳件表面为细小片状回火马氏体及少量渗碳体，硬度可达58～64 HRC，耐磨性能很好。心部组织决定于钢的淬透性。低碳合金钢如20CrMnTi心部组织为回火低碳马氏体、铁素体及屈氏体，硬度为35～45 HRC，具有较高的强度和韧性以及一定的塑性。

（2）钢的氮化

氮化是向钢的表面层渗入氮原子以提高表层的硬度、耐磨性、疲劳强度及耐蚀性的化学热处理工艺，也称为渗氮。

1）气体氮化

这种方法是向井式炉中通入氨气，利用氨气受热分解来提供活性氮原子，反应如下：

2NH3　＝＝＝3H2+ 2［N］

由于氨的分解在200℃以上开始，铁素体对氮有一定的溶解能力，所以氮化温度不高，不超过钢的A1温度（550～570℃）。因此，氮化件的变形很小，比渗碳及表面淬火的变形小得多。

应用最广泛的氮化用钢是38CrMoAl钢，钢中Cr，Mo，Al等合金元素在氮化过程中形成高度弥散、硬度极高而且非常稳定的氮化物，如CrN，MoN，AlN等。氮化后工件表面硬度达1 100～1 200 HV（相当于72 HRC左右），具有很高的耐磨性，因此钢在氮化后，不需要再进行淬火处理。

弥散的氮化物加热到600℃也不聚集粗化，这时钢的硬度仍有850～870 HV（相当于65 HRC左右），从而使钢有很好的热韧性。氮原子的渗入，使工件表层体积胀大，在氮化层内形成残余压应力，因而疲劳强度大大提高，通常可提高25%～30%。另外，氮化层表面形成一层致密的氮化物，使钢具有很高的耐蚀能力。因此氮化主要用于耐磨性和精度均要求很高的零件，如镗床主轴、精密传动齿轮等。

由于氮化层很薄，一般不超过0．60～0．70 mm，因此氮化往往是加工工艺路线中最后一道工序，氮化后至多再进行精磨或研磨。另外在氮化之前，应先进行调质处理，获得回火索氏体组织，以提高心部的性能，同时为了减少在氮化中的变形，在切削加工后，一般需要进行消除应力的高温回火。

对氮化处理的零件，在设计图纸上应注明氮化层表面硬度、厚度、氮化区域、心部硬度。重要的零件还应提出对心部的机械性能、金相组织及氮化层脆性等方面的具体要求。

氮化的主要缺点是生产周期长，例如要得到0．3～0．5 mm得渗层，常常需要20～50 h，因此成本高。另外，氮化层较脆，不能承受冲击。工件上不需要氮化的部分可采用镀铜或镀锡保护，也可留出加工余量，氮化后再磨去。

由于氮化存在以上缺点，并需要专门的氮化钢，使其应用受到一定限制，所以目前国内外又发展了一些新的氮化工艺。

2）离子氮化

这种方法是在真空度为13．332～0．013 332 Pa的真空容器内，通入氨气或氮、氢混合气体，保持气压为133．32～1 333．2 Pa，以真空容器为阳极，工件为阴极，在两极之间加400～700 V直流电压，迫使电离后的氮正离子高速冲击工件（阴极），使其渗入工件表面，并向内扩散形成氮化层。

离子氮化的优点是氮化时间短，仅为气体氮化的1／2～1／5；氮化层质量好，脆性低、省电、省氨气、无公害、操作条件好。缺点是零件形状复杂或截面悬殊时很难同时达到同一的硬度和深度。

3）气体软氮化

软氮化是在500～570℃的温度下，向钢的表面层同时渗入碳、氮原子的过程。由于共渗温度较低，它实质上是以渗氮为主的碳氮共渗过程，共渗层深度可达0．02～0．06 mm，又称为低温气体碳氮共渗。

共渗介质常用尿素，尿素受热分解提供活性炭、氮原子，即

（NH2）2　CO　—→CO+ 2H2+ 2［N］

2CO　—→CO2+［C］

与气体氮化相比，其渗层硬度较低，脆性较小，故称为软氮化。软氮化具有处理温度低，时间短（为气体氮化时间的1／3～1／4），工件变形小的特点，而且不受钢种限制，碳钢、合金钢、铸铁以及粉末冶金材料均可进行软氮化处理，达到提高耐磨性、疲劳强度和耐蚀性的目的。高速钢经气体软氮化后能大幅度提高刀具与模具的使用寿命。

工件经气体软氮化后一般多采用快冷（碳钢工件水冷，合金钢工件油冷），但对于变形要求严格的工件，应缓慢冷却。

4）气体碳氮共渗

这种方法是在炉中滴入煤油的同时，再向炉中通氨气。在820～860℃的温度下，煤油与氨气除了单独进行前述的渗碳和氮化作用外，它们相互间还可发生如下化学反应而提供活性炭、氮原子：

CH4+ NH3　＝＝＝HCN+ 3H2

CO+ NH3　＝＝＝HCN+ H2O

2HCN　＝＝＝H2+ 2［C］+ 2［N］

由于共渗温度较高，它是以渗碳为主的碳氮共渗的过程。因此处理后要进行淬火和低温回火。共渗层深度一般为0．3～0．8 mm，共渗层表面组织由细片状回火马氏体、适量的粒状碳氮化合物以及少量的残余奥氏体组成。

气体碳氮共渗所用的钢大多为中低碳钢和合金钢如20CrMnTi等。气体碳氮共渗与渗碳相比，具有处理温度低、时间短、生产效率高、变形小、淬透性好和耐磨性高等优点，正获得越来越广泛的应用。目前主要用来处理汽车和机床齿轮、涡轮、蜗杆和轴类零件等。