一 . 常用熱處理爐爐型的選擇
爐型的選擇，爐型應依據不同的工藝要求及工件的類型來決定：
1 .對于不能成批定型生產的，工件大小不相等的，種類較多的，要求工藝上具有通用性、 多用性的，可選用箱式爐。
2 .加熱長軸類及長的絲桿，管子等工件時，可選用深井式電爐。
3 .小批量的滲碳零件，可選用井式氣體滲碳爐。
4 .對于大批量的汽車、拖拉機齒輪等零件的生產可選連續式滲碳生產線或箱式多用爐。
5 .對沖壓件板材坯料的加熱大批量生產時，*好選用滾動爐，輥底爐。
6 .對成批的定型零件，生產上可選用推桿式或傳送帶式電阻爐(推桿爐或鑄帶爐)。
7 .小型機械零件如：螺釘，螺母等可選用振底式爐或網帶式爐。
8 .鋼球及滾柱熱處理可選用內螺旋的回轉管爐。
9 .有色金屬錠坯在大批量生產時可用推桿式爐，而對有色金屬小零件及材料可用空氣循環加熱爐。
二 . 加熱缺陷及控制
一 ) 、過熱現象
我們知道熱處理過程中加熱過熱*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。象現在的連續熱處理爐淬火后及時回火處理時可在回火過程中兼顧驅氧處理，跟據目前的使用和統計情況看在連續式可控氣氛熱處理爐所處理的產品一般是不會出現氫脆現象的。
當然，任何事都有它的兩面性，實際工作中有人利用此現象來為人服務(如合金的粉碎處理等)。
三.熱處理應力及其影響
熱處理殘余力是指工件經熱處理后*終殘存下來的應力 , 對工件的形狀 , 尺寸和性能都有極為重要的影響。當它超過材料的屈服強度時 ,便引起工件的變形 , 超過材料的強度極限時就會使工件開裂 , 這是它有害的一面 , 應當減少和消除。但在一定條件下控制應力使之合理分布, 就可以提高零件的機械性能和使用壽命 , 變有害為有利。分析鋼在熱處理過程中應力的分布和變化規律 ,使之合理分布對提高產品質量有著深遠的實際意義。例如關于表層殘余壓應力的合理分布對零件使用壽命的影響問題已經引起了人們的廣泛重視。
一 ) 、鋼的熱處理應力
工件在加熱和冷卻過程中 , 由于表層和心部的冷卻速度和時間的不一致 , 形成溫差，就會導致體積膨脹和收縮不均而產生應力 ,即熱應力。在熱應力的作用下 , 由于表層開始溫度低于心部 , 收縮也大于心部而使心部受拉 ,當冷卻結束時，由于心部*后冷卻體積收縮不能自由進行而使表層受壓心部受拉。即在熱應力的作用下*終使工件表層受壓而心部受拉。這種現象受到冷卻速度, 材料成分和熱處理工藝等因素的影響。當冷卻速度愈快 , 含碳量和合金成分愈高 , 冷卻過程中在熱應力作用下產生的不均勻塑性變形愈大, *后形成的殘余應力就愈大。另一方面鋼在熱處理過程中由于組織的變化即奧氏體向馬氏體轉變時 , 因比容的增大會伴隨工件體積的膨脹 ,工件各部位先后相變，造成體積長大不一致而產生組織應力。組織應力變化的*終結果是表層受拉應力 , 心部受壓應力 ,恰好與熱應力相反。組織應力的大小與工件在馬氏體相變區的冷卻速度 , 形狀，材料的化學成分等因素有關。
實踐證明 , 任何工件在熱處理過程中 , 只要有相變 ,熱應力和組織應力都會發生。只不過熱應力在組織轉變以前就已經產生了，而組織應力則是在組織轉變過程中產生的 , 在整個冷卻過程中 ,熱應力與組織應力綜合作用的結果 , 就是工件中實際存在的應力。這兩種應力綜合作用的結果是十分復雜的 , 受著許多因素的影響 ,如成分、形狀、熱處理工藝等。就其發展過程來說只有兩種類型 , 即熱應力和組織應力 , 作用方向相反時二者抵消 ,作用方向相同時二者相互迭加。不管是相互抵消還是相互迭加 , 兩個應力應有一個占主導因素 , 熱應力占主導地位時的作用結果是工件心部受拉, 表面受壓。組織應力占主導地位時的作用結果是工件心部受壓表面受拉。
二 ) 、熱處理應力對淬火裂紋的影響
存在于淬火件不同部位上能引起應力集中的因素 ( 包括冶金缺陷在內 ), 對淬火裂紋的產生都有促進作用 , 但只有在拉應力場內 (尤其是在*大拉應力下 ) 才會表現出來 , 若在壓應力場內并無促裂作用。
淬火冷卻速度是一個能影響淬火質量并決定殘余應力的重要因素 ,也是一個能對淬火裂紋賦于重要乃至決定性影響的因素。為了達到淬火的目的，通常必須加速零件在高溫段內的冷卻速度 ,并使之超過鋼的臨界淬火冷卻速度才能得到馬氏體組織。就殘余應力而論 , 這樣做由于能增加抵消組織應力作用的熱應力值 ,故能減少工件表面上的拉應力而達到抑制縱裂的目的。其效果將隨高溫冷卻速度的加快而增大。而且 , 在能淬透的情況下 , 截面尺寸越大的工件, 雖然實際冷卻速度更緩 , 開裂的危險性卻反而愈大。這一切都是由于這類鋼的熱應力隨尺寸的增大實際冷卻速度減慢 , 熱應力減小 ,組織應力隨尺寸的增大而增加 ,*后形成以組織應力為主的拉應力作用在工件表面的作用特點造成的。并與冷卻愈慢應力愈小的傳統觀念大相徑庭。對這類鋼件而言 ,在正常條件下淬火的高淬透性鋼件中只能形成縱裂。避免淬裂的可靠原則是設法盡量減小截面內外馬氏體轉變的不等時性。僅僅實行馬氏體轉變區內的緩冷卻不足以預防縱裂的形成。一般情況下只能產生在非淬透性件中的弧裂, 雖以整體快速冷卻為必要的形成條件，可是它的真正形成原因 , 卻不在快速冷卻 ( 包括馬氏體轉變區內 ) 本身 ,而是淬火件局部位置 ( 由幾何結構決定 ), 在高溫臨界溫度區內的冷卻速度顯著減緩 ,因而沒有淬硬所致。產生在大型非淬透性件中的橫斷和縱劈 , 是由以熱應力為主要成份的殘余拉應力作用在淬火件中心 ,而在淬火件末淬硬的截面中心處 , 首先形成裂紋并由內往外擴展而造成的。為了避免這類裂紋產生，往往使用水 --油雙液淬火工藝。在此工藝中實施高溫段內的快速冷卻 , 目的僅僅在于確保外層金屬得到馬氏體組織 , 而從內應力的角度來看 ,這時快冷有害無益。其次 , 冷卻后期緩冷的目的 , 主要不是為了降低馬氏體相變的膨脹速度和組織應力值 ,而在于盡量減小截面溫差和截面中心部位金屬的收縮速度 , 從而達到減小應力值和*終抑制淬裂的目的。
三 ) 、殘余壓應力對工件的影響
滲碳表面強化作為提高工件的疲勞強度的方法應用得很廣泛的原因。一方面是由于它能有效的增加工件表面的強度和硬度，提高工件的耐磨性，另一方面是滲碳能有效的改善工件的應力分布, 在工件表面層獲得較大的殘余壓應力 , 提高工件的疲勞強度。如果在滲碳后再進行等溫淬火將會增加表層殘余壓應力 ,使疲勞強度得到進一步的提高。
等溫淬火比通常的淬火低溫回火工藝具有更高的表面殘余壓應力。等溫淬火后即使進行低溫回火 ,其表面殘余壓應力，也比淬火后低溫回火高。因此可以得出這樣一個結論 , 即滲碳后等溫淬火比通常的滲碳淬火低溫回火獲得的表面殘余壓應力更高,從表面層殘余壓應力對疲勞抗力的有利影響的觀點來看，滲碳等溫淬火工藝是提高滲碳件疲勞強度的有效方法。滲碳淬火工藝為什么能獲得表層殘余壓應力? 滲碳等溫淬火為什么能獲得更大的表層殘余壓應力 ? 其主要原因有兩個：一個原因是表層高碳馬氏體比容比心部低碳馬氏體的比容大 ,淬火后表層體積膨脹大 , 而心部低碳馬氏體體積膨脹小 , 制約了表層的自由膨脹 ,造成表層受壓心部受拉的應力狀態。而另一個更重要的原因是高碳過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始轉變溫度( Ms ) ,比心部含碳量低的過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始溫度( Ms )低。這就是說在淬火過程中往往是心部首先產生馬氏體轉變引起心部體積膨脹 ,并獲得強化 , 而表面還末冷卻到其對應的馬氏體開始轉變點( Ms ) , 故仍處于過冷奧氏體狀態 , 具有良好的塑性 ,不會對心部馬氏體轉變的體積膨脹起嚴重的壓制作用。隨著淬火冷卻溫度的不斷下降使表層溫度降到該處的( Ms )點以下 ,表層產生馬氏體轉變 , 引起表層體積的膨脹。但心部此時早已轉變為馬氏體而強化 , 所以心部對表層的體積膨脹將會起很大的壓制作用 ,使表層獲得殘余壓應力。而在滲碳后進行等溫淬火時，當等溫溫度在滲碳層的馬氏體開始轉變溫度( Ms )以上 , 心部的馬氏體開始轉變溫度(Ms )點以下的適當溫度等溫淬火 , 比連續冷卻淬火更能保證這種轉變的先后順序的特點 (即保證表層馬氏體轉變僅僅產生于等溫后的冷卻過程中 ) 。當然滲碳后等溫淬火的等溫溫度和等溫時間對表層殘余應力的大小有很大的影響。有人對35SiMn2MoV 鋼試樣滲碳后在 260 ℃和 320 ℃等溫 40 分鐘后的表面殘余應力進行過測試 , 其結果如表 2 。 由表2 可知在 260 ℃行動等溫比在 320 ℃等溫的表面殘余應力要高出一倍多 表 2 。 35SiMn2MoV鋼不同等溫溫度的表面殘余應力。
四 . 回火脆性
淬火鋼回火時 , 隨著 回火溫度的升高 , 通常其強度 ,硬度降低，而塑性，韌性提高。但在某些溫度范圍內回火時，鋼的沖擊韌性不僅沒有提高，反而顯著降低，這種脆化現象稱為回火脆性。因此，一般不在 250 - 350度進行回火，這就是因為淬火鋼在這個溫度范圍內回火時要發生回火脆性。這種回火脆性稱為低溫回火脆性或**類回火脆性。**類回火脆性一旦產生就無法消除, 因此生產中一般不在此溫度范圍內回火。
含有鉻、錳、鉻 - 鎳等元素的合金鋼淬火后 , 在脆化溫度 (400 ～ 500 ℃ ) 區回火 ,或經更高溫度回后緩慢冷卻通過脆化溫度區所產生的脆性 , 稱為**類回火脆性 ,又稱高溫回火脆性。這種脆性可通過高于脆化溫度的再次回火后的快冷來消除。
產生低溫回火脆性的原因，目前還不十分清楚。一般認為是由于碳化物以斷續的薄片狀沿馬氏體片或馬氏體條的界面析出所造成的。這種硬而脆的薄片碳化物與馬氏體間的結合較弱，降低了馬氏體晶界處的強度，因而使沖擊韌性反而下降。
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