第一篇：熱處理問題報告

關于廠際外線HS管線熱處理曲線人工繪制的報告

中原石化MTO項目經理部：

由于我單位承攬的中原乙烯原料路線改造（MTO）廠際外管工程施工工期短，P11材質特殊，焊接和熱處理要求高，程序復雜。在P11材質管線施工過程中，我們確實要求對每道焊口進行熱處理，由于以下2條問題，造成對應每道焊口熱處理曲線不全：

1、熱處理機存在一臺機能同時處理6（18）道口，只能打印出3（6）道口的曲線；

2、熱處理機大的一臺180KW，小的兩臺每臺60KW，由于前期施工時電源負荷已經飽和，加上后期廠外過路桁架搶工期又引出10臺電焊機的電源，造成我單位熱處理機器經常出現跳閘，致使熱處理曲線圖出現不完整現象。經與甲方、監理結合，將原焊口20%的硬度檢測比例，提高到100%檢測，經委托泰斯特檢測，每個焊口硬度均合格，從而也驗證焊口的熱處理質量。特申請熱處理曲線做放行處理。

增加專題會議的結果，專題會議的決定。

濮陽市中原石化工程有限公司

MTO項目部

2011.8.5

第二篇：熱處理實習報告

實習報告

——熱處理

上星期在鑄造車間最后一道大工序熱處理上實習完了，作為鑄造的最后一道工序，熱處理對輪轂的性能及后面的加工都起著很關鍵的作用。經過熱處理可以提高輪轂毛坯的力學強度及性能，使后面的機加和涂裝能游刃有余的完成。

熱處理工作區在整個鑄造車間占了一大半的地，主要是因為這個工序比較復雜，由固溶、淬火和時效組成，有的輪子還需要特殊的拋丸。固溶區就有八個區，占了近二十米，而時效有五個區也有十多米，所以整個工序占用的場地非常大，而在我實習的時候看到還準備新加一條熱處理線。占用場地大這是其一，這道工序消耗的時間也特別多，按照規定，固溶需要6±0.5小時，而人工時效也需要1.7±0.3小時，一個輪轂從投料開始到包裝出來最多也只需要2天時間，由此可見其特殊性啊。

呆了幾天下來把自己所看到的和所學到的說一下：

熱處理過程中有三個步驟：固溶、淬火和時效。

固溶為第一個工序，把剛預鉆孔完的輪轂放上料框，送進回溶入爐第一區開始固溶。固溶分為八個區，第一區為升溫區，溫度規定控制在420~540度，實際中，由于經常開門進料，所以溫度有時會低到420度，但一般都控制在440~480度，很少上500度；第二區到第七區為保溫區，溫度控制在535±5度，實際溫度也是在535左右；第八區為出料區，溫度控制為520~545度，實際溫度為535度左右。每框輪轂固溶的規定時間為6±0.5小時，頻率為38.59~45.60Hz，實際固溶時間為6小時。固溶的對鋁合金輪轂的作用是：把鋁合金中的強化相溶入α鋁中，使其內部發生反應。通常固溶區為半小時進一框，所以出框也是半小時出一次。

固溶區出框后，馬上便要進行淬火處理，就是把剛固溶處于高溫的輪轂浸入水中，改變其力學性能。淬火的目的是使過冷奧氏體進行馬氏體或貝氏體轉變，得到馬氏體或貝氏體組織，然后配合以不同溫度的回火，以大幅提高鋼的強度、硬度、耐磨性、疲勞強度以及韌性等，從而滿足各種機械零件和工具的不同使用要求。也可以通過淬火滿足某些特種鋼材的的鐵磁性、耐蝕性等特殊的物理、化學性能。淬火有嚴格有時間限制，從爐門上升啟動至料杠完全浸入水中不大于30S，如果大于30S則要將此框輪轂重新固溶。淬火浸在水中時間要大于等于4分鐘。規定的淬火水溫為55~85度，實際水溫為65~75度。

淬火時間在保證達到4分鐘后可以把輪轂吊起，不是馬上進入時效工序，而是要進行效圓，因為輪子從低壓出來到淬火結束這些過程中，輪子可能變形，特別是在固溶中，由于高溫讓其內部反應，外形有可能變形，如果不經過效圓就直接進入時效，時效完成后鋁合金硬度加強，不容易再效圓，所以要在淬火完成后就效圓，在圓效正時，見光隙不得超過1mm。

圓效正完成后便進入時效區，時效處理是指合金工件經固溶處理，冷塑性變形或鑄造，鍛造后，在較高的溫度放置或室溫保持，其性能，形狀，尺寸隨時間而變化的熱處理工藝。若采用將工件加熱到較高溫度，并較時間進行時效處理的時效處理工藝，稱為人工時效處理，若將工件放置在室溫或自然條件下長時間存放而發生的時效現象，稱為自然時效處理。時效處理的目的，消除工件的內應力，穩定組織和尺寸，改善機械性能等。一般輪型都進行人工時效，也就是進入時效爐時效，特殊輪型如404，就需要進行自然時效，把輪轂放在常溫下16小時以上。人工時效在時效爐內進行，時效爐有五個區，也分有升溫區、保溫區和出料區，每個區溫度基本上一樣，規定在115±10度，時效時間為1.7±0.3小時，頻率為42.82~61.16Hz,實際溫度為115度左右，實際時間為90分鐘。時效的作用是就是穩定組織的尺寸改善機械性能。在時效完成后輪轂的硬度要在55~75HB以內，實際硬度是在59~62HB左右。

不管是人工時效還是自然時效，時效完成后，如果沒有特殊要求，打了鋼號就可以直接運往機加車間了，有的輪子需要拋丸處理如412的則需要進行拋丸。拋丸是利用機械將高速粒子(鐵砂等)噴射到物體的表面,而進行的一種操作.其作用通常是進行表面除銹,和強化處理,以得到良好的物理性能。提高表面的強度和抗腐蝕性能.。實際拋丸是把輪子的正面往外掛在拋丸機的支架上，只拋正面，拋丸周期為30~50S一輪，拋完打好鋼號后便進行機加車間。

熱處理工序對毛坯鑄件產生的性能的提升，不僅是后面的機加及涂裝工序的順利完成的基礎，更是整個輪轂安全性能的可靠保障。

第三篇：常見熱處理問題與解答

常見熱處理問題與解答

（1）淬火常見問題與解決技巧

※Ms點隨C%的增加而降低

淬火時，過冷沃斯田體開始變態為麻田散體的溫度稱之為Ms點，變態完成之溫度稱之為Mf點。%C含量愈高，Ms點溫度愈降低。0.4%C碳鋼的Ms溫度約為350℃左右，而0.8%C碳鋼就降低至約200℃左右。

※淬火液可添加適當的添加劑

（1）水中加入食鹽可使冷卻速率加倍：鹽水淬火之冷卻速率快，且不會有淬裂及淬火不均勻之現象，可稱是最理想之淬硬用冷卻劑。食鹽的添加比例以重量百分比10%為宜。

（2）水中有雜質比純水更適合當淬火液：水中加入固體微粒，有助于工件表面之洗凈作用，破壞蒸氣膜作用，使得冷卻速度增加，可防止淬火斑點的發生。因此淬火處理，不用純水而用混合水之淬火技術是很重要的觀念。

（3）聚合物可與水調配成水溶性淬火液：聚合物淬火液可依加水程度調配出由水到油之冷卻速率之淬火液，甚為方便，且又無火災、污染及其它公害之虞，頗具前瞻性。

（4）干冰加乙醇可用于深冷處理容液：將干冰加入乙醇中可產生-76℃之均勻溫度，是很實用的低溫冷卻液。

※硬度與淬火速度之關聯性

只要改變鋼材淬火冷卻速率，就會獲得不同的硬度值，主要原因是鋼材內部生成的組織不同。當冷卻速度較慢時而經過鋼材的Ps曲線，此時沃斯田體變態溫度較高，沃斯田體會生成波來體，變態開始點為Ps點，變態終結點為Pf點，波來體的硬度較小。若冷卻速度加快，冷卻曲線不會切過Ps曲線時，則沃斯田體會變態成硬度較高的麻田散體。麻田散體的硬度與固溶的碳含量有關，因此麻田散體的硬度會隨著%C含量之增加而變大，但超過0.77%C后，麻田散體內的碳固溶量已無明顯增加，其硬度變化亦趨于緩和。

※淬火與回火冷卻方法之區別

淬火常見的冷卻方式有三種，分別是：（1）連續冷卻；（2）恒溫冷卻及（3）階段冷卻。為求淬火過程降低淬裂的發生，臨界區域溫度以上，可使用高于臨界冷卻速率的急速冷卻為宜；進入危險區域時，使用緩慢冷卻是極為重要的關鍵技術。因此，此類冷卻方式施行時，使用階段冷卻或恒溫冷卻（麻回火）是最適宜的。

回火處理常見的冷卻方式包括急冷和徐冷兩種冷卻方法，其中合金鋼一般使用急冷；工具鋼則以徐冷方式為宜。工具鋼自回火溫度急冷時，因殘留沃斯田體變態的緣故而易產生裂痕，稱之為回火裂痕；相同的，合金鋼若采用徐冷的冷卻方式，易導致回火脆性。※淬火后，殘留奧氏體的所扮演的角色

淬火后的工件內常存在麻田散體與殘留沃斯田體，在常溫放置一段長久時間易引起裂痕的發生，此乃因殘留沃斯田體產生變態、引起膨脹所導致，此現象尤其再冬天寒冷的氣候下最容易產生。此外，殘留沃斯田體另一個大缺點為硬度太低，使得工具的切削性劣化。可使用深冷處理促使麻田散體變態生成，讓殘留沃斯田體即使進一步冷卻也無法再產生變態；或以外力加工的方式，使不安定的殘留沃斯田體變態成麻田散體，降低殘留沃斯田體對鋼材特性之影響。

※淬火處理后硬度不足的原因

淬火的目的在使鋼材表面獲得滿意的硬度，若硬度值不理想，則可能是下列因素所造成：

（1）淬火溫度或沃斯田體化溫度不夠；（2）可能是冷卻速率不足所致；（3）工件表面若熱處理前就發生脫碳現象，則工件表面硬化的效果就會大打折扣；（4）工件表面有銹皮或黑皮時，該處的硬度就會明顯不足，因此宜先使用珠擊法將工件表面清除干凈后，再施以淬火處理。※淬裂發生的原因

會影響淬裂的主要原因包括：工件的大小與形狀、碳含量高低、冷卻方式及前處理方法等。鋼鐵熱處理會產生淬裂，導因于淬火過程會產生變態應力，而這個變態應力與麻田散體變態的過程有關，通常鋼材并非一開始產生麻田散體變態即發生破裂，而是在麻田散體變態進行約50%時（此時溫度約150℃左右），亦即淬火即將結束前發生。因此淬火過程，在高溫時要急速冷卻，而低溫時要緩慢冷卻，若能掌握『先快后緩』的關鍵，可將淬火裂痕的情況降至最低。

※過熱容易產生淬火裂痕

加熱超過是當的淬火溫度100℃以上，稱之為過熱。過熱時，沃斯田體之結晶顆粒變得粗大化，導致淬火后生成粗大的麻田散體而脆化，易使針狀麻田散體之主干出現橫裂痕（此稱為麻田散體裂痕），此裂痕極易發展成淬火裂痕。因此，當您的工件在沃斯田體化溫度時產淬火前的組織會影響淬火裂痕？

淬火前的組織當然會影響淬火的成敗。最正常的前組織應該是正常化組織或退火組織（波來體結構），若淬火前組織為過熱組織、球狀化組織均會有不同的結果。過熱組織易產生淬火裂痕，球狀化組織則可以均勻淬硬而避免淬裂及淬彎，因此工具鋼或高碳鋼在淬火前，可施行球狀化處理已是淬火重要技術之一。此時可施以球狀化退火或調質球狀化處理以獲得球狀碳化物。碳化物若以網狀組織存在，則容易由該處發生淬火裂痕。

※淬火零件因常溫放置引起之瑕疵

淬火后的零件，若長時間放置在室溫，可能發生擱置裂痕及擱置變形兩種缺陷。擱置裂痕又稱為時效裂痕，尤其在冬天寒冷的夜晚，隨溫度之下降導致殘留沃斯田體變態為麻田散體，使裂痕因此而產生，又稱之為夜泣裂痕。擱置變形又稱之為時效變形，乃淬火工件放置于室溫引起尺寸形狀變化之現象，大多導因于回火處理不完全所致。為防止擱置變形，需讓鋼材組織安定化，因此首先要消除不安定之殘留沃斯田體（實施深冷處理）。接著實施200℃~250℃的回火處理使麻田散體安定化。

（2）回火常見問題與解決技巧

※100℃熱水回火之優點

低溫回火常使用180℃至200℃左右來回火，使用油煮回火。其實若使用100℃的熱水來進行回火，會有許多優點，包括：（1）100℃的回火可以減少磨裂的發生；（2）100℃回火可使工件硬度稍增，改善耐磨性；（3）100℃的熱水回火可降低急速加熱所產生裂痕的機會；

（4）進行深冷處理時，降低工件發生深冷裂痕的機率，對殘留沃斯田體有緩沖作用，增加材料強韌性；（5）工件表面不會產生油焦，表面硬度稍低，適合磨床研磨加工，亦不會產生油煮過熱干燒之現象。

※二次硬化之高溫回火處理

對于工具鋼而言，殘留應力與殘留沃斯田體均對鋼材有著不良的影響，浴消除之就要進行高溫回火處理或低溫回火。高溫回火處理會有二次硬化現象，以SKD11而言，530℃回火所得鋼材硬度較200℃低溫回火稍低，但耐熱性佳，不會產生時效變形，且能改善鋼材耐熱性，更可防止放電加工之加工變形，益處甚多。

※在300℃左右進行回火處理，為何會產生脆化現象？

部分鋼材在約270℃至300℃左右進行回火處理時，會因殘留沃斯田體的分解，而在結晶粒邊界上析出碳化物，導致回火脆性。二次硬化工具鋼當加熱至500℃~600℃之間時才會引起分解，在300℃并不會引起殘留沃斯田體的分解，故無300℃脆化的現象產生。※回火產生之回火裂痕

以淬火之鋼鐵材料經回火處理時，因急冷、急熱或組織變化之故而產生之裂痕，稱之為回火裂痕。常見之高速鋼、SKD11模具鋼等回火硬化鋼在高溫回火后急冷也會產生。此類鋼生過熱現象時，后續的淬火、冷卻均無法阻止淬裂的產生，故有人把『過熱』稱為發生淬火

材在第一次淬火時產生第一次麻田散體變態，回火時因淬火產生第二次麻田散體變態（殘留沃斯田體變態成麻田散體），而產生裂痕。因此要防止回火裂痕，最好是自回火溫度作徐徐冷卻，同時淬火再回火的作業中，亦應避免提早提出回火再急冷的熱處理方式。

※回火產生之回火脆性

可分為300℃脆性及回火徐冷脆性兩種。所謂300℃脆性系指部分鋼材在約270℃至300℃左右進行回火處理時，會因殘留沃斯田體的分解，而在結晶粒邊界上析出碳化物，導致回火脆性。所謂回火徐冷脆性系指自回火溫度（500℃~600℃）徐冷時出現之脆性，Ni-Cr鋼頗為顯著。回火徐冷脆性，可自回火溫度急冷加以防止，根據多種實驗結果顯示，機械構造用合金鋼材，自回火溫度施行空冷，以10℃/min以上的冷卻速率，就不會產生回火徐冷脆性。※高周波淬火常見之問題

高周波淬火處理常見的缺陷有淬火裂痕、軟點及剝離三項。高周波淬火最忌諱加熱不均勻而產生局部區域的過熱現象，諸如工件銳角部位、鍵槽部位、孔之周圍等均十分容易引起過熱，而導致淬火裂痕的發生，上述情形可藉由填充銅片加以降低淬火裂痕發生的可能性。另外高周波淬火工件在淬火過程不均勻，會引起工件表面硬度低的缺點，稱之為軟點，此現象系由于高周波淬火溫度不均勻、噴水孔阻塞或孔的大小與數目不當所致。第三種會產生的缺失是表面剝離現象，主要原因為截面的硬度變化量大或硬化層太淺，因此常用預熱的方式來加深硬化層，可有效防止剝離現象。

※不銹鋼為何不能在500℃至650℃間進行回火處理？

大部分的不銹鋼在固溶化處理后，若在475℃至500℃之間長時間持溫時，會產生硬度加大、脆性亦大增的現象，此稱之為475℃脆化，主要原因有多種說法，包括相分解、晶界上有含鉻碳化物的析出及Fe-Cr化合物形成等，使得常溫韌性大減，且耐蝕性亦甚差，一般不銹鋼的熱處理應避免常時間持溫在這個溫度范圍。另外在600℃至700℃之間長時間持溫，會產生s相的析出，此s相是Fe-Cr金屬間化合物，不但質地硬且脆，還會將鋼材內部的鉻元素大量耗盡，使不銹鋼的耐蝕性與韌性均降低。

※為何會產生回火變形？

會產生回火變形的主要原因為回火淬火之際產生的殘留硬力或組織變化導致，亦即因回火使張應力消除而收縮、壓應力的消除而膨脹，包括回火初期析出e碳化物會有若干收縮、雪明碳鐵凝聚過程會大量收縮、殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵會膨脹、殘留沃斯田鐵變態成變韌鐵會膨脹等，導致回火后工件的變形。防止的方法包括：（1）實施加壓回火處理；（2）利用熱浴或空氣淬火等減少殘留應力；（3）用機械加工方式矯正及（4）預留變形量等方式。※回火淬性的種類

1）270℃~350℃脆化：又稱為低溫回火淬性，大多發生在碳鋼及低合金鋼。

（2）400℃~550℃脆化：通常構造用合金鋼再此溫度范圍易產生脆化現象。

（3）475℃脆化：特別指Cr含量超過13%的肥粒鐵系不銹鋼，在400℃至550℃間施以回火處理時，產生硬度增加而脆化的現象，在475℃左右特別顯著。

（4）500℃~570℃脆化：常見于加工工具鋼、高速鋼等材料，在此溫度會析出碳化物，造成二次硬化，但也會導致脆性的提高。

（3）退火常見問題與解決技巧

※工件如何獲得性能優異之微細波來體結構？

退火處理會使鋼材變軟，淬火處理會使鋼材變硬，相比較之下，如施以『正常化』處理，則可獲得層狀波來鐵組織，可有效改善鋼材的切削性及耐磨性，同時又兼具不會產生裂痕、變形量少與操作方便等優點。然而正常化處理是比較難的一種熱處理技術，因為它采用空冷的方式冷卻，會受到許多因素而影響空冷效果，例如夏天和冬天之冷卻效果不同、工件大小對空冷速率有別、甚至風吹也會影響冷卻速率。因此正常化處理要使用各種方法來維持均一

性，可利用遮陽、圍幕、坑洞、風扇等。

※正常化處理與退火處理之差異

正常化處理維加熱至A3點或Acm點以上40~60℃保持一段時間，使鋼材組織變成均勻的沃斯田體結構后，在靜止的空氣中冷卻至室溫的熱處理程序。對亞共析鋼而言，可獲得晶粒細化的目的而擁有好的強度與韌性；對過共析鋼而言，則可防止雪明碳鐵在沃斯田鐵晶粒邊界上形成網狀析出，以降低材料的韌性。

完全退火處理主要目的是要軟化鋼材、改善鋼材之切削性，其熱處理程序為加熱至A3點以上20~30℃（亞共析鋼）或A1點以上30~50℃持溫一段時間，使形成完全沃斯田體組織后（或沃斯田體加雪明碳體組織），在A1點下方50℃使充分發生波來體變態，獲至軟化的鋼材。另外應力消除退火則是在變態點以下450~650℃加熱一段時間后徐徐冷卻至室溫，可消除鋼材內部在切削、沖壓、鑄造、熔接過程所產生的殘留應力。

※如何消除工件之殘留應力？

應力消除退火則是在變態點以下450~650℃加熱一段時間后徐徐冷卻至室溫，可消除鋼材內部在切削、沖壓、鑄造、熔接過程所產生的殘留應力。對碳鋼而言，參考的加熱溫度為625±25℃；對合金鋼而言，參考的加熱溫度為700±25℃。持溫時間亦會有所差異，對碳鋼而言，保持時間為每25mm厚度持溫1小時；對合金鋼而言，保持時間為每25mm厚度持溫2小時，冷卻速率為每后25mm以275℃/小時以下的冷卻速率冷卻之。

※如何預防加熱變形？

預防加熱變形的發生，最好是緩慢加熱，并實施預熱處理。一般鋼材在選擇預熱溫度時，可依下列準則來選定預熱溫度：（1）以變態點以下作為預熱溫度，例如普通鋼約在650~700℃，高速鋼則在800~850℃左右。（2）以500℃左右作為預熱溫度。（3）二段式預熱，先在500℃左右作第一段預熱，保持一段時間充分預熱后，在將預熱溫度調高至A1變態點以下。（4）三段式預熱，針對含有高含量合金之大型鋼材，例如高速鋼，有時需要在1000~1050℃作第三段預熱。

（4）滲碳氮化常見問題與解決技巧

※氮化表面硬度或深度不夠

（1）可能是鋼料化學成分不適合作氮化處理

（2）可能是氮化處理前的組織不適合（3）可能是氮化溫度過高或太低

（4）爐中之溫度或流氣不均勻

（5）氨氣的流量不足

（6）滲氮的時間不夠長

※氮化工件彎曲很厲害

（1）氮化前的弛力退火處理沒有做好

（2）工件幾何曲線設計不良，例如不對稱、厚薄變化太大等因素

（3）氮化中被處理的工件放置方法不對

（4）被處理工件表面性質不均勻，例如清洗不均或表面溫度不均等因素

※氮化工件發生龜裂剝離現象

（1）氨的分解率超過85%，可能發生此現象

（2）滲氮處理前工件表面存在脫碳層

（3）工件設計有明顯的銳角存在（4）白層太厚時

※氮化工件的白層過厚

（1）滲氮處理的溫度太低

（2）氨的分解率低于15%時，可能發生此現象

（3）在冷卻過程不恰當

※氮化處理時之氨分解率不穩定

（1）分解率測定器管路漏氣

（2）滲氮處理時裝入爐內的工件太少

（3）爐中壓力變化導致氨氣流量改變

（4）觸媒作用不當

※工件需進行機械加工處如何防止滲碳？

（1）鍍銅法，鍍上厚度20mm以上的銅層

（2）涂敷涂敷劑后干燥，可使用水玻璃溶液中懸浮銅粉

（3）涂敷防碳涂敷劑后干燥，主要使用硼砂和有機溶劑為主

（4）氧化鐵和黏土混合物涂敷法

（5）利用套筒或套螺絲

※滲碳后工件硬度不足

（1）冷卻速度不足，可利用噴水冷卻或鹽水冷卻

（2）滲碳不足，可使用強力滲碳劑

（3）淬火溫度不足

（4）淬火時加熱發生之脫碳現象所導致，可使用鹽浴爐直接淬火※滲碳層剝離現象

（1）含碳量之濃度坡度太大，應施以擴散退火

（2）不存在中間層，應緩和滲碳的速率

（3）過滲碳現象，可考慮研磨前次之滲碳層

（4）反復滲碳亦可能產生滲碳層剝離的現象

第四篇：熱處理

1．退火：指金屬材料加熱到適當的溫度，保持一定的時間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝。常見的退火工藝有：再結晶退火、去應力退火、球化退火、完全退火等。退火的目的：主要是降低金屬材料的硬度，提高塑性，以利切削加工或壓力加工，減少殘余應力，提高組 織和成分的均勻化，或為后道熱處理作好組織準備等。

2．正火：指將鋼材或鋼件加熱到或（鋼的上臨界點溫度）以上，30～50℃保持適當時間后，在靜止的空氣中冷卻的熱處理的工藝。正火的目的：主要是提高低碳鋼的 力學性能，改善切削加工性，細化晶粒，消除組織缺陷，為后道熱處理作好組織準備等。

3．淬火：指將鋼件加熱到 Ac3 或 Ac1（鋼的下臨界點溫度）以上某一溫度，保持一 定的時間，然后以適當的冷卻速度，獲得馬氏體（或貝氏體）組織的熱處理工藝。常見的淬 火工藝有鹽浴淬火，馬氏體分級淬火，貝氏體等溫淬火，表面淬火和局部淬火等。淬火的目 的：使鋼件獲得所需的馬氏體組織，提高工件的硬度，強度和耐磨性，為后道熱處理作好組 織準備等。

4．回火：指鋼件經淬硬后，再加熱到 Ac1 以下的某一溫度，保溫一定時間，然后冷 卻到室溫的熱處理工藝。常見的回火工藝有：低溫回火，中溫回火，高溫回火和多次回火等。

回火的目的：主要是消除鋼件在淬火時所產生的應力，使鋼件具有高的硬度和耐磨性外，并 具有所需要的塑性和韌性等。

5．調質：指將鋼材或鋼件進行淬火及高溫回火的復合熱處理工藝。使用于調質處理的鋼稱調質鋼。它一般是指中碳結構鋼和中碳合金結構鋼。

6．滲碳：滲碳是指使碳原子滲入到鋼表面層的過程。也是使低碳鋼的工件具有高碳鋼的表面層，再經過淬火和低溫回火，使工件的表面層具有高硬度和耐磨性，而工件的中心部分仍然保持著低碳鋼的韌性和塑性。

3.固溶熱處理：將合金加熱至高溫單相區恒溫保持，使過剩相充分溶解到固溶體中，然后快速冷卻，以得到過飽和固溶體的熱處理工藝

4.時效：合金經固溶熱處理或冷塑性形變后，在室溫放置或稍高于室溫保持時，其性能隨時間而變化的現象。

5.固溶處理：使合金中各種相充分溶解，強化固溶體并提高韌性及抗蝕性能，消除應力與軟化，以便繼續加工成型

6.時效處理：在強化相析出的溫度加熱并保溫，使強化相沉淀析出，得以硬化，提高強度

9.鋼的碳氮共滲：碳氮共滲是向鋼的表層同時滲入碳和氮的過程。習慣上碳氮共滲又稱為氰化，目前以中溫氣體碳氮共滲和低溫氣體碳氮共滲(即氣體軟氮化)應用較為廣泛。中溫氣體碳氮共滲的主要目的是提高鋼的硬度，耐磨性和疲勞強度。低溫氣體碳氮共滲以滲氮為主，其主要目的是提高鋼的耐磨性和抗咬合性。

11.釬焊：用釬料將兩種工件粘合在一起的熱處理工藝

第五篇：熱處理

1、馬氏體的組織形態主要有兩種類型,即板條狀馬氏體和片狀馬氏體.淬火鋼中形成的馬氏體形態主要與鋼的含碳量有關.板條狀馬氏體是低碳鋼,馬氏體時效鋼,不銹鋼等鐵系合金形成的一種典型的馬氏體組織,因其單元立體形狀為板條狀,故稱板條狀馬氏體.由于它的亞結構主要是由高密度的位錯組成,所以又稱位錯馬氏體;片狀馬氏體則常見于高,中碳鋼,每個馬氏體晶體的厚度與徑向尺寸相比很小其斷面形狀呈針片狀,故稱片狀馬氏體或針狀馬氏體.由于其亞結構主要為細小孿晶,所以又稱為孿晶馬氏體.一般當Wc<0.3%時,鋼在馬氏體形態同乎全為板條馬氏體;當Wc>1.0%時,則幾乎全為片狀馬氏體;當Wc=0.3%-1.0%時,為板條馬氏體和片狀馬氏體的混合物,隨含碳量的升高,淬火鋼中板條馬氏體的量下降,片狀馬氏體的量上升.高碳鋼在正常溫度淬火時,細小的奧氏體晶粒和碳化物都能使其獲得細針狀馬氏體組織,這種組織在光學顯微鏡下無法分辨稱為隱針馬氏體.2、（一）馬氏體的分解

從室溫到200℃左右范圍內回火時，馬氏體中一部分過飽和的碳以及細小的ε-碳化物（FexC或Fe2.4C）形式析出，并分布在馬氏體基體上，使馬氏體中的含碳量下降，體心正方的正方度c/a減小（即國飽和程度降低），使馬氏體熱處理的脆性下降，硬度稍降。此時組織為過飽和程度稍低的馬氏體和極細小的ε-碳化物組成的混合組織，稱為“回火馬氏體組織”，M回。

ε-碳化物：是一非平衡相，使向Fe3C轉變的過渡相。

（二）殘余奧氏體的轉變

約在200-300℃，馬氏體繼續分解的同時，殘余奧氏體也發生轉變，變成了下貝氏體組織。此時主要組織仍是回火馬氏體，但由于加熱溫度較高，馬氏體的過飽和程度進一步降低，組織的硬度降低，塑性提高。由于殘余奧氏體轉變為硬度較高的下貝氏體，因此鋼的硬度下降不大。此時組織為“回火馬氏體+下貝氏體”

（三）滲碳體形成和鐵素體恢復

約在300-400℃之間，α固溶體中過飽和的熱處理碳逐漸析出，ε-碳化物轉變為穩定的較小的Fe3C顆粒，α固溶體中的含碳量幾乎達到平衡成分，故馬氏體變成鐵素體（c/a≈1），體心正方晶格變成體心立方晶格，此時組織為“鐵素體與彌散在其中的細粒狀滲碳體的混合物”,稱為“回火屈氏體”，T回。

（四）滲碳體的聚集長大和鐵素體的再結晶

約在400-650℃之間，滲碳體不斷聚集長大，內應力與晶格歪扭完全消除，組織是由鐵素體和球化的滲碳體所組成的混合物，稱為“回火索氏體”，S回。此時，碳固溶強化作用消失，強度取決于Fe3C質點的尺寸和彌散度。回火溫度越高，滲碳體質點越大，彌散讀越低，強度越低。

3、一、過熱現象

我們知道熱處理過程中加熱過熱最易導致奧氏體晶粒的粗大，使零件的機械性能下降。

1.一般過熱：加熱溫度過高或在高溫下保溫時間過長，引起奧氏體晶粒粗化稱為過熱。粗大的奧氏體晶粒會導致鋼的強韌性降低，脆性轉變溫度升高，增加淬火時的變形開裂傾向。而導致過熱的原因是爐溫儀表失控或混料（常為不懂工藝發生的）。過熱組織可經退火、正火或多次高溫回火后，在正常情況下重新奧氏化使晶粒細化。

2.斷口遺傳：有過熱組織的鋼材，重新加熱淬火后，雖能使奧氏體晶粒細化，但有時仍出現粗大顆粒狀斷口。產生斷口遺傳的理論爭議較多，一般認為曾因加熱溫度過高而使MnS之類的雜物溶入奧氏體并富集于晶界面，而冷卻時這些夾雜物又會沿晶界面析出，受沖擊時易沿粗大奧氏體晶界斷裂。

3.粗大組織的遺傳：有粗大馬氏體、貝氏體、魏氏體組織的鋼件重新奧氏化時，以慢速加熱到常規的淬火溫度，甚至再低一些，其奧氏體晶粒仍然是粗大的，這種現象稱為組織遺傳性。要消除粗大組織的遺傳性，可采用中間退火或多次高溫回火處理。

二、過燒現象

加熱溫度過高，不僅引起奧氏體晶粒粗大，而且晶界局部出現氧化或熔化，導致晶界弱化，稱為過燒。鋼過燒后性能嚴重惡化，淬火時形成龜裂。過燒組織無法恢復，只能報廢。因此在工作中要避免過燒的發生。

三、脫碳和氧化

鋼在加熱時，表層的碳與介質（或氣氛）中的氧、氫、二氧化碳及水蒸氣等發生反應，降低了表層碳濃度稱為脫碳，脫碳鋼淬火后表面硬度、疲勞強度及耐磨性降低，而且表面形成殘余拉應力易形成表面網狀裂紋。

加熱時，鋼表層的鐵及合金與元素與介質（或氣氛）中的氧、二氧化碳、水蒸氣等發生反應生成氧化物膜的現象稱為氧化。高溫（一般570度以上）工件氧化后尺寸精度和表面光亮度惡化，具有氧化膜的淬透性差的鋼件易出現淬火軟點。

為了防止氧化和減少脫碳的措施有：工件表面涂料，用不銹鋼箔包裝密封加熱、采用鹽浴爐加熱、采用保護氣氛加熱（如凈化后的惰性氣體、控制爐內碳勢）、火焰燃燒爐（使爐氣呈還原性）

四、氫脆現象

高強度鋼在富氫氣氛中加熱時出現塑性和韌性降低的現象稱為氫脆。出現氫脆的工件通過除氫處理（如回火、時效等）也能消除氫脆，采用真空、低氫氣氛或惰性氣氛加熱可避免氫脆。

4、混合物的組分在濃度梯度的作用下由高濃度向低濃度的方向轉移的過程叫做傳質。在含有兩種或兩種以上組分的流體內部，如果有組分的濃度梯度存在，則每一種組分都有向其低濃度方向轉移，已減弱這種濃度不均勻的趨勢。

A傳質方式及歷程，物質首先從一相主體擴散至兩相界面的該相一側，然后通過相界面進入另一相，最后通過此相的界面向主體擴散；傳質過程的方向及極限，一定條件下，非平衡態的兩相體系進行趨于平衡態的傳遞；兩相體系必存在著平衡關系，條件的改變可破壞原有的平衡態；傳質過程推動力和速率，平衡是傳質過程的極限，組分在兩相分配偏離平衡狀態的程度為傳質推動力。

A、傳質方式及歷程

? 物質首先從一相主體擴散至兩相界面的該相一側，然后通過相界面進入另一相，最后通過此相的界面向主體擴散。

B、傳質過程的方向及極限

? 一定條件下，非平衡態的兩相體系進行趨于平衡態的傳遞；兩相體系必存在著平衡關系。? 條件的改變可、B、傳質過程推動力和速率

?平衡是傳質過程的極限，組分在兩相分配偏離平衡狀態的程度為傳質推動力。單位時間，單位相接觸面上傳遞的物質的量，mol/(㎡.s).? 傳質速率等于傳質系數乘以傳質推動力。? 破壞原有的平衡態。

相變的類型可以從三個不同的角度（即按熱力學關系、按結構變化和按動力學關系）來進行討論。

? 相變的熱力學規律是非常清楚的，在按熱力學關系討論相變問題時，系統的吉布斯自由能起了熱力學勢的作用。一級相變的自由能的一階導數在相變點是不連續的，因而熵和體積的變化不連續，說明它有相變潛熱。而二級相變中，熵和體積在相變點是連續的，而自由能的二階導數所確定的一些響應函數，如比熱容、壓縮率和膨脹率則有不連續的變化。在自然界中觀察到的相變多數是一級相變，合金和金屬中的相變也是如此。

從晶體學的觀點，闡明母相與新相在晶體結構上的差異，即按結構變化對相變進行分類，是對用熱力學關系進行分類的一個重要補充。

結構相變可以分重構型、位移型和有序無序型三種基本類型。重構型相變中，大量化學鍵被破壞，在重新組合后，新相和母相之間在晶體學上沒有明確的位向關系，而且原子的近鄰的拓撲關系也產生顯著的變化。這類相變經歷了很高的勢壘，相變潛熱很大，過程緩慢。這類相變屬于強一級相變。當然，液-固相變和氣-固相變也必然是重構型的。另外，還有位移型相變，在相變前后原子的近鄰的拓撲關系仍保持不變，相變過程不涉及化學鍵的破壞，新相與母相之間存在明確的晶體學位向關系，它經歷的勢壘很小，相變潛熱也很小甚至完全消失。因此位移型相變可能是二級相變或弱一級相變。還有一種位移相變，它以晶格切變為主，也可能涉及晶胞內原子的相對位移，這就是人們通常說的馬氏體相變，也是強一級相變。有序-無序相變在結構上往往涉及多組元固溶體中兩種或多種原子在晶格點陣上排列的有序化。這可以是二級相變或弱一級相變。

相變動力學的任務在于具體地描述相變的微觀機制，轉變途徑，轉變速率及一些物理參量對它們的影響。由于在相變的進程中，系統要經歷一系列非平衡態，所以要依靠物理動力學的理論和方法。