热处理万花筒

所以因为

热处理工艺种类繁多，千变万化，称之为万花筒并不为过。
不同的行业有其不同的特点，也许你在这个行业自以为很平常的一个小经验和小技巧，可能对不同行业的热处理人会有一个启发，起到举一反三，融会贯通的作用。
凡是涉及热处理，包括（特殊）工艺、操作、设备、质量分析、实用小资料等等方面的均归属于热处理“万花筒”，都可以展示。
如果认为热处理万花筒中有值得讨论的，可以另外开帖进行独立交流。并且可以把讨论帖子连接在对应的帖子下面。

所以因为

概况：
产品名称：连杆  材料：35CrMo   数量：5000支
规格：￠5mm  长度110mm（连杆上下两端有两处台阶，一处突出杆部2.5mm，另一处突出杆部1mm）
技术要求：HRC30-35，径向跳动≤0.4mm
现有设备：中温盐浴炉，30KW箱式炉，硝盐分级炉，硝盐回火炉，水、油槽。
关键是热处理淬、回火后的变形控制，不能超差（超差即报废）。

特殊工艺：
起初我用的是常规工艺：加热温度820-840℃，硝盐分级淬火，回火温度600℃。
用常规工艺检测连杆的变形情况，径向跳动≥0.55mm，变形超差。
因是外协产品无专用校直设备，校直困难。
后采用特殊工艺处理：加热温度870℃，保温时间2min，硝盐分级淬火，回火温度560℃。
在未回火前检测工件硬度，在HRc49-50之间，径向跳动≤0.25mm。
特殊工艺操作细节：
产品垂直装入梅花型钻头夹具，连杆突出部2.5mm的一端朝上，等于吊挂形式能减少工件变形；工件之间要有一定间隙。
盐浴炉升温至870℃后，切断电源不升温，使盐浴处于平稳静止状态，放入装有工件的夹具2个（盐炉实际使用尺寸可放4个夹具，为使温度不下降过快，故放入2夹具产品）。
因工件直径只有5mm，冷却时垂直入硝盐，动作尽量平稳，不要运动就可淬硬（在使用硝盐分级淬火前，硝盐炉要蒸发水分）。
回火时用铁丝把工件每20根左右扎一小捆，直立摆放在回火筐内，用硝盐炉回火。
热处理结束后，检测硬度和径向跳动，均达到技术要求。

这个产品客户跑了几个热处理厂家，均未能达到要求，是通过朋友介绍到我单位的。

霜月

所以因为 发表于 2013-1-5 11:26

                               
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我先说一个：
高速钢细长类产品，为更有效地防止变形，可以采取二次预热。第一次预热可用箱式炉，温度在500 ...

以前我公司处理高速钢的拉刀，就是采用二次预热的工艺。
现在都是直接采购刀具了。

所以因为

单件或者少量件感应正火代替“调质”预处理：
高、中频淬火在处理前，一般都对工件进行正火或调质处理，作为其预处理。其好处在于提高产品的使用性能，能够减少变形量，特别对于容易变形的工件尤其重要。
对于单件工件，也可以调整高、中频的参数，缓慢加热，再空冷，等于先进行正火处理，然后再进行正常的高、中频淬火。

高速钢细长类产品，为更有效地防止变形，可以采取二次预热。第一次预热可用箱式炉，温度在500~600℃范围。第二次预热用盐炉，温度为850℃。
对工件尺寸较大的高速钢刀具，在进行分级淬火后，可把产品放在分级炉的平台上进行缓冷，对防止开裂很有帮助。 预热按照前面的方法，二次甚至三次。

预防热处理开裂的操作小技巧： 如果工件有90度直角，在直角（应力集中处）绑一道铁丝，能减缓冷却速度，对防止开裂有一定的效果。

所以因为

长轴氮化热处理工艺改进
材质：38CrMoAl， 细长轴（2-3m）。
1.原工艺：氮化要求：a.硬度HV≥850，渗层深度≥0.50mm，
b.脆性级别：1-2级。 C.全长变形量≤0.05mm。
工艺路线如下：
锻坯—退火—调质—粗车—稳定回火—粗车—精车—铣键槽—粗磨
—氮化—精磨成活。   热处理采用二段氮化工艺。
氮化后按GB／T43401—1999标准和GB／451—88标准检验，其结果如下：
a维氏硬度，表面：HV945；距表面0.05mm HV910；距表面0.60mm HV348；中心硬度：HV294。
b.脆性级别测定：用维氏负荷硬度计HV5000g，脆性级别为2级。
c.检测轴全长变形量为3-4mm。
分析氮化后产生严重变形的原因，主要是加工工艺流程的工序安排采用传统方法是不合理的其热处理工艺也有改进的余地。
2.改进工艺流程的工序和热处理工艺：
在工序方面增加了稳定回火和加工键槽后配制假键，并对热处理氮化工艺作了一定的修改，由原来氮化炉炉冷至150℃出炉，改为炉冷至室温出炉。
改进后的加工工序如下：
锻坯—退火—调质—粗车—稳定回火—精车（Ⅰ）—铣键槽—稳定回火—精车（Ⅱ）—粗磨—配制假键—氮化—精磨成活。
氮化后按GB／T43401—1999标准和GB／451—88标准检验，其结果如下：
a.维氏硬度，表面：HV981；距表面0.05mm HV938；距表面0.60mm HV346；中心硬度：HV292。
b.脆性级别为1级。
c.检测轴全长变形量为0.02-0.03mm。

所以因为

这是孤鸿踏雪杨工对模具的断裂失效原因及预防的见解：     
模具的断裂是由裂纹萌生及裂纹扩展两个过程造成的，其影响因素为：
（1）设计强度不足，截面过渡不平滑（突变、凹槽、尖角等）；
（2）制造质量差，工作面粗糙，工作面有原始缺陷（如：发纹、凹坑、麻点等）；
（3）模具材料的冶金质量及加工质量对断裂失效影响较大，具体反映在材料的断裂韧度上；（
（4）模具的热处理方法和质量进一步产生影响。
防止断裂失效的措施：
     （1）选择优质纯洁的钢材；
     （2）正确合理的结构设计；
     （3）正确的锻造以改善材料的原始组织缺陷；
     （4）有效的预备热处理，使模块获得均匀、细致的组织基础；
     （5）对模具进行强韧化处理和表面强化处理。

模具塑性变形失效机理及预防：
     模具在服役时，承受巨大的应力和载荷。一般是不均匀的。当模具的某个部位所受的应力超过了当时温度下模具材料的屈服极限时，就会以滑移、孪晶、晶界滑移等方式产生塑性变形，造成模具无法修复而报废。
     在室温下服役的模具（冷作模具），其塑性变形是模具材料在室温下的屈服过程。是否产生塑性变形，起主导作用的是机械负荷以及模具的室温强度。而模具的室温强度取决于所选择的模具材料及热处理制度。在高温下服役的承载模具（如压铸模、塑料注射模、热锻模等），其屈服过程是在较高温度下进行的，是否产生塑性变形，主要取决于模具的工作温度和模具材料的高温强度。
     避免塑性变形或降低其倾向的措施
     对室温下工作的冷作模具，应选择高强度钢并进行硬化处理；
     对高温下工作的热作模具，选择蠕变强度高的热强钢并辅之以优质的热处理，另外，还应对模具进行循环冷却。

所以因为

这是耿建亭先生对热处理开裂变形的见解：
一般来讲，钢铁热处理变形除在炉中加热时因自重产生变形（蠕变）外，其余开裂变形基本与内应力存在一定的联系。
  内应力如果进行粗略来分一般可分为如下几类：
  热应力  组织应力  铸、锻、机加工等靠造成的内应力
  在此主要讨论热处理过程的内应力，主要有热应力与组织应力。
   热应力主要出现在加热过程与冷却过程，而组织应力一般主要出现在淬火末期。
  按热处理从淬火开始的顺序进行一些简单分析
一：加热过程中的应力
  淬火加热过程无疑是热应力为主，在加热过程中有开裂与变形的概率。因此我们热处理人用上了分级加热。为较详细说明，以二级预热来说明。
1一级 预热温度的选择
    一般来讲，我们热处理人用500℃-650℃做为第一级预热。其目的何在？
    机加后的工件如果是轴，则其直线度、振摆均较好。但这只是因为在机加过程中所受的加工力与工件的内力平衡而已，并非工件内不存在内应力。即，机加工过程中，打破了坯料时的应力平衡，而产生了新的应力平衡。
    众所周知，一般来讲钢铁材料的屈服强度随温度的升高而降低，如果温度升高到一定的温度，工件在加热过程中的热应力与机加引起的内应力可能产生叠加，超出材料的屈服强度，致使工件产生畸变。
    设想，如果在材料的弹性极限内进行加热（弹性极限应该也随着加热温度的升高而降低），工件原存的内应力就会释放，此时会发生工件有规律的弹性变形，避免其高温加热产生的因内应力超出屈服强度引起的畸变为好。经过过试验认为，大部分材料的加热的弹性范围为450℃-650℃之间，因此选用此温度范围为第一级预热。
2 二级预热温度选800℃-890℃，目的何在？
   主要是此为晶格转变积蓄能量，避免在相变时巨大的内力引发工件的畸变。所以在AC1左右进行预热是必要的，一般为提升加工效率，将预热温度提升到AC1稍高温度。
3 加热过程中应力分布分析。如果进行详细分析，篇幅大长，建议查阅有关资料。
二 冷却过程的应力
   从高温冷却下来到达BS点之前，必定伴随着热应力，因此出现了多种的淬火工艺，如分级淬火、边角预淬火、边角擦油或水、预冷淬火等，其目的是围绕着热应力进行的。
   当温度到达相变点时，出现了组织应力，为减小组织应力出现了等温淬火、引上恒温处理、马氏体分级淬火等。
   为减小冷却过程中的应力，出现了上述淬火方法的组合，称为复合淬火等。
三 减小热处理变形与开裂的总则
1 均匀加热
2均匀冷却
如此而已，至于实际当中形形色色的方法，均为达到上述目的而进行的。如：堵孔、包边及尖角、角倒圆、塞石棉、掏料等等。
四 尖锐边角是所有开裂的罪根祸首吗？
  内应力过大是造成工件变形与开裂的罪根祸首。
  如果大件热处理（一般在调质淬火后期或调质回火前后），其根本原因在于热应力的过大，裂纹起始于工件心部或接近于心部。有资料验证，在大件外部加开小槽进行淬火，结果裂纹并不沿着开槽处开裂。这说明，为避免大件调质开裂，采用表面光滑过渡，增大圆角等均属药不对症。此类件如果可能，加强心部的冷却是防止开裂的有效着法。当然大件有夹杂、气泡、发纹与之同在，在热前进行探伤是有必要的，也是避免开裂的工作。
五 高淬透性钢真的不能水淬吗？
  类似D2材料，如果我讲，40*30*30mm的料，进行正常奥氏体化，然后水淬，认为开裂的人应该会占大多数。不过我做过试验，如果冷却操作恰当，一样不会开裂。此类如果为10mm的小件，可以水中一直冷却到室温而不裂，盖因其均匀冷却之故。当然此类操作不建议普通操作者进行。
六 总结
   如同第三条介绍，但如果不能均匀加热与冷却怎么办？
   请仔细分析工件变形与开裂是何种应力造成，用热应力、组织应力在一定范围内是相反的原理，适当人为增加反向应力，使热应力与组织应力的叠加应力互相抵销，则变形小矣。如大和久重雄认为，不预热进行淬火，可减小变形一致，但此方法不是万能的，在有些场合会造成相反的结果。
  个人意见，不足为凭。

所以因为

关于热处理预防变形的参考资料：
对金属材料采用适当的方式进行加热、保温和冷却，有时并兼之以化学作用和机械作用，使金属合金内部的组织和结构发生改变，从而获得改善材料性能的工艺。热处理工艺是使各种金属材料获得优良性能的重要手段。
但是热处理工艺除了具有积极的作用之外，在处理过程中也不可避免地会产生或多或少的变形，而这又是机械加工中必须避免的，两者之间是共存而又需要避免的关系，只能采用相应的方法尽量把变形量控制在尽量小的范围内。

温度是变形的关键因素：
实际生产中应用的热处理工艺形式非常多，但是它们的基本过程都是由加热、保温和冷却三个阶段组成的。整个工艺过程都可以用加热速度、加热温度、保温时间、冷却速度以等几个参数来描述。在热处理工艺中，要用到各种加热炉，金属热处理便在这些加热炉中进行，如基本热处理中的退火、淬火、回火、化学热处理等等。因此，加热炉内的温度测量就成为热处理的重要工艺参数测量。每一种热处理工艺规范中，温度是很重要的内容。如果温度测量不准确，热处理工艺规范就得不到正确的执行，以至造成产品质量下降甚至报废。温度的测量与控制是热处理工艺的关键，也是影响变形的关键因素。
工艺温度降低后工件的高温强度损失相对减少，塑性抗力增强。这样工件的抗应力变形、抗淬火变形、抗高温蠕变的综合能力增强，变形就会减少；  
工艺温度降低后工件加热、冷却的温度区间减少，由此而引起的各部位温度不一致性也会降低，由此而导致的热应力和组织应力也相对减少，这样变形就会减少；
如果工艺温降低、且热处理工艺时间缩短，则工件的高温蠕变时间减少，变形也会减少。
减小热处理变形需要合理的热处理工艺。

变形的其它影响因素及减小措施：
预备热处理
正火硬度过高、混晶、大量索氏体或魏氏组织都会使内孔变形增大，所以要用控温正火或等温退火来处理锻件。金属的正火、退火以及在进行淬火之前的调质，都会对金属最终的变形量产生一定的影响，直接影响到的是金属组织结构上的变化。实践证明，在正火时采用等温淬火可有效地使金属组织结构趋于均匀，从而使其变形量减小。

运用合理的冷却方法
金属淬火后冷却过程对变形的影响也是很重要的一个变形原因。热油淬火比冷油淬火变形小，一般控制在100±20℃。油的冷却能力对变形也是至关重要的。淬火的搅拌方式和速度均影响变形。金属热处理冷却速度越快，冷却越不均匀，产生的应力越大，模具的变形也越大。可以在保证模具硬度要求的前提下，尽量采用预冷；采用分级冷却淬火能显著减少金属淬火时产生的热应力和组织应力，是减少一些形状较复杂工件变形的有效方法；对一些特别复杂或精度要求较高的工件，利用等温淬火能显著减少变形。

零件结构要合理
金属热处理后在冷却过程中，总是薄的部分冷得快，厚的部分冷得慢。在满足实际生产需要的情况下，应尽量减少工件厚薄悬殊，零件截面力求均匀，以减少过渡区因应力集中产生畸变和开裂倾向；工件应尽量保持结构与材料成分和组织的对称性，以减少由于冷却不均引起的畸变；工件应尽量避免尖锐棱角、沟槽等，在工件的厚薄交界处、台阶处要有圆角过渡；尽量减少工件上的孔、槽筋结构不对称；厚度不均匀零件采用预留加工量的方法。

采用合理的装夹方式及夹具
目的使工件加热冷却均匀，以减少热应力不均，组织应力不均，来减小变形，可改变装夹方式，盘类零件与油面垂直，轴类零件立装，使用补偿垫圈，支承垫圈，叠加垫圈等，花键孔零件可用渗碳心轴等。     

机械加工
当热处理是工件加工过程的最后工序时，热处理畸变的允许值应满足图样上规定的工件尺寸，而畸变量要根据上道工序加工尺寸确定。为此，应按照工件的畸变规律，热处理前进行尺寸的预修正，使热处理畸变正好处于合格范围内。当热处理是中间工序时，热处理前的加工余量应视为机加工余量和热处理畸变量之和。通常机械加工余量易于确定，而热处理由于影响因素多比较复杂，因此为机械加工留出足够的加工余量，其余均可作为热处理允许畸变量。热处理后再加工，根据工件的变形规律，施用反变形、收缩端预胀孔，提高淬火后变形合格率。

采用合适的介质
在保证同样硬度要求的前提下，尽量采用油性介质，实验和实践证明，再其他条件无差异的前提下，油性介质的冷却速度较慢，而水性介质的冷却速度则相对快一些。而且，和油性介质相比，水温变化对水性介质冷却特性的影响较大，在同样的热处理条件下，油性介质相对水性介质淬火后的变形量要相对小。

所以因为

热处理淬裂的敏感尺寸：
碳素钢淬裂的敏感尺寸大约为8~15mm，低合金钢淬裂的敏感尺寸大约为25~40mm。

所以因为

所以因为向dhzhou888周工请教关于球墨铸铁等温淬火的一段对话：
dhzhou888周工：
球墨铸铁等温淬火，简称ＡＤＩ，我国为了与得到下贝氏体的球墨铸铁等温淬火相区别，把得到上贝氏体的ＡＤＩ叫奥贝球铁。我国第一届奥贝球铁学术研讨会于1985年在贵阳召开的，第二届是在北京房山开的。我主要研究非合金球铁的贝氏体等温淬火。
所以因为：
向周工请教一个问题：上贝氏体和下贝氏体在性能上是有区别的，一般都希望得到下贝氏体组织，为什么球墨铸铁要特意得到上贝氏体组织呢？
dhzhou888周工：
球墨铸铁得到上贝氏体和残余奥氏体组织的ADI的综合机械性能好，尤其是在保证足够的强度基础上有很好的韧性，比下贝氏体球墨铸铁的韧性要高。
所以因为：
周工，对一般材料来讲下贝氏体韧性更好，为什么球墨铸铁却是相反的呢？
dhzhou888周工：
ADI有比较多的残余奥氏体组织。
所以因为：
是否可以这样理解：虽然球墨铸铁普通等温淬火得到了下贝氏体组织，但残余奥氏体组织却比经过ADI处理的要少，因为残余奥氏体组织也是非常柔软的组织，所以，虽然有上贝氏体组织存在，但残余奥氏体的量较多的原因，其韧性反而要高。不知这样的认识是否正确，请周工指正！
dhzhou888周工：
您说得完全正确，因为ADI等温冷却温度高。

所以因为

对材料特殊应用的精彩案例：
下帖是renbenfg 付工的提问：
木匠用的刨仞很薄，一般也就３毫米左右，而且是个平面。无法用工装的方法冷却。在过去老铁匠师傅用铺钢的方法，也就是将不同材质的铁和钢，加热到即要融化的温度用外力结合到一起，铁匠的行话叫－－粘。当时我看到赵家炉的传人，粘过钢。据他讲：“木匠怕‘按’，铁匠怕‘粘’。”意思就是说：木匠把一切木工活都做好了，但一组装出了问题，一切前功尽弃。如果铁匠将两个已烧好，既要溶化的工件不能粘在一起，再重新烧工件就要因过烧而报废。老赵师傅，脾气很大；据说给日本人干活时（打铁路的道钉及配件）只干半天，日本人拿他也无可奈何，人称“赵半天”。
当年国营企业，兴干私活。当时东北木材很多，不论是工厂农村随手可得。业余时间没事可做，都学起了木匠，小到桌椅板凳，大到立柜组合柜都自己做。可是做木匠的工具，刨仞市场上买不到，铺钢我们又都不会，几个热处理的小伙伴，一合计有了………没几天就做出了，即锋利又好磨的刨仞。很简单，我们当年都是学徒工，想出来的方法是怎样的，大家说说看。

下面是孤鸿踏雪杨工的回复：
前些年，我在国企工作，回乡下老家探亲时，表哥和另一木工找到我，说他们买的电刨机所配刨刃不好用，尤其是对于我们那里盛产的一种很硬的橡子木难以加工，让我帮帮他们，我就答应试试。
回到单位，我找了些20钢（约5mm厚）的边角料按他们提供的尺寸做成刨刃进行固体渗碳。考虑到刀坯较厚，渗碳淬火后开刃困难，所以在渗碳前刀刃预开到一定尺寸（刃口厚2mm左右），渗碳后进行正火处理，然后再加热淬火。试做了十余块（刀片）捎回老家供他们试用，结果他们反映刀具极为受用，如获至宝。说刃磨一次刀具可用于加工硬料一周左右（中途不用换刀），而且他们高兴得到处宣扬，搞得十里八村的木匠都找到我父亲要我帮忙，我又不是卖刀的，弄得我进退两难（不做吧，我父亲就没面子；给他们做吧，那可不是小数量，别人看见你用单位资源“成批加工”，难免怀疑是用于盈利的）。
这种刨刀由于预开了刀刃，所以在固体渗碳后变形非常大，矫平非常困难，往往需要多次矫平，也有变形过大，矫平时断裂的。

下帖是renbenfg 付工的回复：
我们也是用的渗碳法，用剪板机，将Ａ３铁板剪成刨仞形状。比成品厚１ＭＭ。渗碳后先淬回火。硬度和韧性满意后，将一面渗碳层用平面磨磨掉。这就和铺钢一样，上面是钢，下面是铁。即锋利又好磨，遇到木料有结子，也不崩不卷仞，不怕逆茬，出光好。

所以因为

资料信息：
国外现在的一些汽车制造商都采用非调质钢来制造汽车发动机曲轴，目前国内也正在向这种趋势过渡。48MnV易切削非调质钢，主要用于制造康明斯系列发动机曲轴。

dhzhou888周工提供的数据：
美国卡特彼勒公司某零件为非调质钢，它的成分：
Carbon 0.42 - 0.46
Manganese 1.00 - 1.20
Silicon 0.15 - 0.35
Phosphorus 0.030 MAX
Sulfur 0.010 - 0.025
Vanadium 0.10 - 0.15
Aluminum 0.020 - 0.040
Nitrogen 0.015 MAX
我们用江阴的40MnV非调质钢代替，没有成功。

richardzzf回复
非调钢曲轴我们公司从03年开始研制，现在已经大规模的使用（年用量超过3万根），无论从经济效益还是从综合性能方面看效果很好。
只是涉及公司技术秘密不便公开。

所以因为

炉火纯青:
小时侯看铁匠做锄头柴刀在刀口嵌45#钢，嵌好刀口后总要到黄泥浆里冷却，再加热锻打，做出来的东西也非常好用，刀口没发现脱裂。我不明白黄泥对钢`铁的沾接起什么作用呢？
所以因为:
黄泥浆对钢铁的沾接我认为是没有什么作用的，应该只是作为一种冷却介质吧？其冷却速度可能是比较适合的。
李坚:
黄泥浆我认为是一种可以开发的淬火冷却介质，它的冷却速度比水要慢，比油要高。只要把黄泥粉碎成微米级，就可以悬浮在水中。
在水中或油中添加一些微米级的铝粉、氧化铝粉、石墨粉等导热性能好的固体材料，再添加一些抗氧化剂或防腐剂、光亮剂等。都可以开发成新的淬火介质。
相反在水中添加一些导热性能较差的微米级固体颗粒，使其在水中处于悬浮状态，可以降低水的冷却速度，也可以开发出新的淬火介质。

tom

沈工在这里讲道，看的人多说的人少，不知是大家没的说还是不愿意说！
我献个丑,谈不上经验：为了保证氮化产品出炉后得到较美观的银灰色，在停炉降温过程中继续通入氨气。

所以因为

tom 发表于 2013-1-15 11:35

                               
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沈工在这里讲道，看的人多说的人少，不知是大家没的说还是不愿意说！
我献个丑,谈不上经验：为了保证氮 ...

哈哈，差不多成“单口相声”了，只要不嫌弃，有观众就可以啊。
我已经改了标题了，内容也灵活一点了，那样可能互动会强一点。您的介绍很好，谢谢您的参与！

所以因为

介绍一下融熔淬火:
这是我在相关资料中查阅到的关于融熔淬火的介绍：
一种表面处理方法，应用于金属，其特征在于：该处理方法将金属加热至融熔温度，再将该金属从融熔温度降到淬火温度，该淬火温度低于室内温度约５℃－２０℃。

shaod

所以因为 发表于 2013-1-15 12:54

                               
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介绍一下融熔淬火:
这是我在相关资料中查阅到的关于融熔淬火的介绍：
一种表面处理方法，应用于金属，其特 ...

你说的这个办法只能处理毛坯了啊。
有一种处理叫做融覆工艺的，和你说的这个类似。

所以因为

回复“枯木望春”前辈在20楼的点评：
有人提出过有“球铁融熔淬火”的热处理工艺，但没有详细的介绍，我当时也是不得其解，就百度了一下，就有了20楼的一段文字。我希望有人看到能提出质疑并提供相关的介绍，这是我的目的。感谢前辈孜孜不倦的探索精神，希望有知道的同行给出答案。

下面还有一个问题向大家请教：
我没有做过曲轴热处理（主要是调质处理），但我知道在曲轴变形控制上，许多热处理工艺人员都是在曲拐之间焊接一根加强筋，这个可能是最常用的方法。
我因公司有一批叶轮去一家热处理公司高频淬火，那家公司曲轴调质也是我前面讲的在曲拐之间焊接一根加强筋，但我听那家公司的老板对我说，无锡有一家热处理公司没有采用这样的方法，因为在曲拐之间看不到一点焊接的痕迹。不知道大家对曲轴调质处理采用怎样的方法？
论坛上是否有曲轴调质不用加强筋控制变形而有更好方法的？

所以因为

临界温度(杨工收集整理)
钢加热和（或）冷却时，发生相转变的温度。对合金钢而言，重要的有：
（1）Ac1 钢加热时，开始形成奥氏体的温度。
（2）Ac3 亚共析钢加热时，所有铁素体都转变为奥氏体的温度。
（3）Ac4 低碳亚共析钢加热时，奥氏体开始转变为δ相的温度。
（4）Accm 过共析钢加热时，所有渗碳体和碳化物完全溶入奥氏体的温度。
（5）Arl 钢高温奥氏体化后冷却时，奥氏体分解为铁素体和珠光体的温度。
（6）Ar3 亚共析钢高温奥氏体化后冷却时，铁素体开始析出的温度。
（7）Ar4 钢在高温形成的δ相在冷却时，开始转变为奥氏体的温度。
（8）Arcm 过共析钢高温完全奥氏体化后冷却时，渗碳体或碳化物开始析出的温度。
（9）A1 也写做Ae1，是在平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体或碳化物共存的温度，也就是一般所说的下临界点。
（10）A3 也写做Ae3，是亚共析钢在平衡状态下，奥氏体和铁素体共存的最高温度，也就是说亚共析钢的上临界点。
（11）A4 也写做Ae4，是在平衡状态下，δ相和奥氏体共存的最低温度。
（12）Acm 也写做Aecm，是过共析钢在平衡状态下，奥氏体和渗碳体或碳化物共存的最高温度，也就是过共析钢的上临界点。
（13）Mb 马氏体爆发形成温度，以Mb表示（Mb≤ MS）。当奥氏体过冷至MS点以下时，瞬间爆发式形成大量马氏体，并伴有响声，同时释放相变潜热，使温度回升。 （14）Md 马氏体机械强化稳定化临界温度。
（15）MＦ 马氏体相变强化临界温度。
（16）Mf 有的文献以Mf表示奥氏体转变为马氏体的终了温度。
（17）MG 奥氏体发生热稳定化的一个临界温度。
（18）MS 钢奥氏体化后冷却时，其中奥氏体开始转变为马氏体的温度，符号中的“S”是“始”字汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MH和英文书籍中的MS。 （19）MＺ 奥氏体转变为马氏体的终了温度，符号中的“Z”是“终”字的汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MＫ和英文书籍中的Mf。
注：AC1、AC3、AC4和ACCｍ随加热速度而定，加热越快，其越高；Ar1、Ar3、Ar4和Arcm则随冷却速度的加快而降低，当冷却速度超过一定值（临界冷却速度）时，它们将完全消失。
一般情况下，Ac1＞A1＞Ar1，Ac3＞A3＞Ar3，Ac4＞A4＞Ar4，Accm＞Acm＞Arcm

所以因为

轴套为什么开裂？
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我公司生产的长轴泵上所用的轴套，材料45#，轴套的尺寸：直径80mm，长120mm，壁厚10mm，要求调质处理。
轴套委外热处理回来，在车削加工时连续发现裂纹现象，这批轴套一共112件，经检查发现此批轴套全部存在开裂现象。裂纹形状无规则，内外壁都存在。

这个轴套在碳素钢淬裂的敏感尺寸内，开裂的原因主要就在于此。
委外的热处理厂家根本没有意识到这一点（我去过几次这个单位，凭我对厂家的了解，我是知道的）。在发生第二次全部开裂的情况下，他们给我来了电话，从交谈中得知他们确实是不明白其“所以因为”的
我公司生产的长轴泵上所用的轴套，在选材上确实也是存在问题的。应该说机械设计人员大都（包括一部分我们自己行业人士）对材料的临界淬裂危险尺寸的认识是存在盲区的，或者是说忽视的。
如果这样规格的轴套采用40Cr材料，我所说的现象就完全可以避免发生了。
第三次同样用45钢做的轴套，我和委外的热处理厂家说淬火加热温度820℃，硝盐冷却（水分适中，温度高一些，200℃），做下来一点没事。

对有效厚度在临界淬裂危险区的工件，采用硝盐等温淬火（温度180---200℃），不但能防止裂纹的出现，更能有效地减少细小单薄工件的变形。
碳素钢材料的工件，在此尺寸范围的，也完全能达到性能要求。

所以因为

关于碳当量的计算公式：
1.当碳含量低于或等于0.12％时，应采用下列公式进行碳当量计算：
      CE=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ；
2.当碳含量大于0.12％时，应采用下列公式进行碳当量计算：
      CE=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5；
3. 值得注意的一点是：如果在熔炼分析中，硼的含量低于0.001％，那么不要求对硼元素测定进行产品分析,并且在碳当量计算中可认为其值为零。

wanggong

您这个单口相声说得绘声绘色，听众是听得津津有味。我也提供一个实践中使用的简化公式，高频，中频，工频淬火时集肤效应，邻近效应，环状效应，尖角效应存在，电流透入深度并不处处严格相等。需要考虑上述效应并采取改进措施。钢在加热时电流透入深度可使用如下简化公式估算。在20度时，d=20/(f)1/2，20除以频率f的平方根，在800度时，d=500/(f)1/2，500除以频率f的平方根。

所以因为

淬火-碳分配-回火（Q-P-T）工艺浅介：
作者：徐祖耀
金属热处理》2009年06期
【摘要】：传统淬火-回火工艺不能满足高强度钢兼具一定韧性和廉价的要求,Speer等为在淬火钢内稳定一定量的残留奥氏体,提出淬火-碳分配(Q-P)工艺,即淬火后在一定温度保温一定时间,碳自马氏体分配至残留奥氏体、因富碳而稳定化,以保证淬火高强度钢的塑性和韧性。在Q-P工艺基础上,本文作者于2007年建议一个热处理的新工艺:淬火-碳分配-回火(Q-P-T)工艺,即淬火至Ms～Mf后,除作碳分配外,还在一定温度回火一定时间,使析出复杂碳化物,以增加强化作用。Q-P-T钢含0.5wt%C以防止脆性,含1.5wt%Si阻碍渗碳体的析出,促进碳分配,(1.0～1.5)wt%合金元素Mn(Ni)以降低Ms温度,以及少量复杂碳化物形成元素Nb和Mo。含0.48wt%C的Q-P-T钢经Q-P-T处理后显示抗拉强度为2 160 MPa,总伸长率11%;含0.2wt%C的Q-P-T钢具抗拉强度1 150 MPa,总伸长率17%;含0.1wt%C的Q-P-T钢具有抗拉强度900 MPa和较高韧性。初步设想了Q-P-T工艺的热力学和动力学,有必要作进一步研究使Q-P-T钢的成分和性能进一步优化。
【作者单位】： 上海交通大学材料科学与工程学院;
【关键词】： 钢的热处理 淬火-碳分配-回火(Q-P-T)工艺 高强度钢 残留奥氏体 马氏体 抗拉强度 无碳化物贝氏体 总伸长率 碳化物形成元素 保温
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所以因为

《双液淬火》水淬—油冷（或硝盐）：工件每4至8毫米水中停留1秒；（大件取下限，小件取上限。形状性能要求不同，需做调整）。
《单液淬火》：1.工件在水中冷却，每2至3毫米冷却1秒。
              2.工件在油中冷却，20至60度的油，每10毫米冷却3至6分钟，80至150度的热油每10毫米冷却10至15分钟。
注意工件在水中“丝”声微弱和工件震动减弱时转入另一冷却能力较弱的介质再继续冷却；转入时间一般在2S左右。（手提，小工件）


提供几种常用淬火钢的回火脆性区，在此温度回火后应进行快速冷却（水冷或油冷）。
40Cr~~450—650℃。      T8、T12~~200—250℃。       35CrMnSi~~250—380℃及450—650℃
Cr12~~290—330℃。      Cr12MoV~~290—375℃。      CrWMn~~250—300℃ 。
9SiCr~~200—275℃。     GCr15~~200—250℃。           9Mn2V~~180—230℃。

提醒：球墨铸铁对冷却介质不敏感，为防止变形开裂，可采用较为缓慢的冷却介质！

生产中常用的冷却介质有：水、水溶液、油，另外还有熔盐、熔碱等。
① 水：优点是在650~550℃范围内有很大的冷却能力，且安全、价廉、对环境污染较小且易控制，易实现自动化；其缺点是在300~200℃范围内冷却仍很快，易引起钢的淬裂。
② 食盐水溶液：常用5%~15%的NaCl溶液，优点是可增加650~550℃范围内的冷却，且基本上不改变300~200℃时的冷却能力，可避免淬火软点，使硬度均匀，是工厂中最常用之淬火介质。
③ 碱水溶液：常用5%~15%的NaOH水溶液，优点是可增加650~550℃范围内的冷速，基本不改变300~200℃的冷却能力，缺点是腐蚀性大，化学稳定性差，易变质。
④ 油：优点是无论在高温650~550℃，还是在低温300~200℃，冷却中都很缓慢，且工件一般不易开裂。缺点是易燃，使用性质会逐渐改变，价格高。
一般而言，碳素钢淬火用水冷，合金钢淬火用油冷。
现在PAG冷却介质在合金结构钢等材料上应用效果比较好，特别适宜此类材料有效尺寸比较大的工件。

冷却方法：
生产实践中应用最广泛的淬火分类是以冷却方式的不同划分的。主要有单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火等。
特殊工件也采用压缩空气淬火、喷雾淬火、喷流淬火。
（1）单液淬火法 将加热的工件放入一种淬火介质中连续冷却至室温的操作方法。优缺点：操作简单，易实现机械化与自动化，适用于形状简单的工件，但此法水冷变形大，油冷难淬硬，可将油、水双冷结合起来进行如下的双液淬火。
（2）双液淬火法 将加热的碳钢先在水或盐水中冷却，冷到（300～400）℃时迅速移入油中冷却，这种水淬油冷的方法称为双液淬火法。优缺点：既可使工件淬硬，又能减少淬火的内应力，有效地防止产生淬火裂纹，主要用于形状复杂的高碳工具钢，如丝锥、板牙等。缺点是操作困难，技术要熟练。
（3）分级淬火法 分级淬火法是把加热好的工件先投入温度稍高于Ms点的盐浴或碱浴中快速冷却停留一段时间，待其表面与心部达到介质温度后取出空冷，使之发生马氏体转变。 优缺点：比双液淬火进一步减少了应力和变形，操作较易。但由于盐浴、碱浴的冷却能力较小，故只适用于形状较复杂、尺寸较小的工作。
（4）等温淬火法 此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，

所以因为

qibao9891：脆性种种，辑自网络！
σ脆：
铁素体不锈钢在820～520℃长期加热或缓冷将析出σ相（FeCr），引起钢的脆化。
这是因为σ相具有高的硬度（大于HRC68）和脆性，析出时还伴有大的体积变化，故引起很大脆性。
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475℃脆性：
高铬钢在370～540℃温度下长期加热后，会出现强度升高、韧性大幅度降低的现象。这种现象在475℃左右尤为强烈，因此称为475℃脆性。
475℃脆性在含铬13.7％以上的钢中就有可能出现，在含铬较高的马氏体钢、铁素体钢、18～8型奥氏体钢及沉淀硬化钢中亦曾发现，但远不及高铬铁素体钢明显。
铁素体钢的475℃脆性，随含铬量的增加，脆性转变温度提高，转变所需的加热时间缩短。Cr13钢的转变温度为400℃℃，Cr17为500℃。Cr17加热14天冲击值降低不大，Cr28短期加热就可能变脆。
微观上来讲，475℃脆性是铬原子在钢中不均匀的偏聚，引起点阵畸变和内应力增加造成的，已产生475℃脆性的钢，可通过600℃以上加热，然后快冷予以消除。
1Cr17该类钢加热到475℃附近或自高温缓冷至475℃附近时，有“α″析出，产生脆化现象，即所谓475℃脆性。
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氢脆：是指金属材料在冶炼，加工，热处理，酸洗和电镀等过程中，或在含氢介质中长期使用时，材料由于吸氢或氢渗而造成机械性能严重退化，发生脆断的现象。
氢脆现象不仅在普通的钢材中有发现，而且在不锈钢，铝合金，钛合金，镍基合金和锆合金中也都有氢脆现象。
从机械性能上看，氢脆有以下表现： 氢对金属材料的屈服强度和极限强度影响不大，但使延伸率是断面收缩率严重下降，疲劳寿命明显缩短，冲击韧性值显著降低。在低于断裂强度拉伸应力的持续作用下，材料经过一段时期后会突然脆断。

之一：白点：
在金属铸造凝固或锻造降温的过程中，溶入其中的氢没能及时释放出来，向金属中缺陷附近扩散，到室温时原子氢在缺陷处结合成分子氢并不断聚集，从而产生巨大的内压力，使金属发生裂纹。

之二：氢腐蚀：
在石油工业的加氢裂解炉里，工作温度为300-500度，氢气压力高达几十个到上百个大气压力，这时氢可渗入钢中与碳发生化学反应生成甲烷。 甲烷气泡可在钢中夹杂物或晶界等场所成核，长大，并产生高压导致钢材损伤。

之三：可逆氢脆：
在应力作用下，固溶在金属中的氢也可能引起氢脆。金属中的原子是按一定的规则周期性地排列起来的，称为晶格。氢原子一般处于金属原子之间的空隙中，晶格中发生原子错排的局部地方称为位错，氢原子易于聚集在位错附近。金属材料所外力作用时，材料内部的应力分布是不均匀的，在材料外形迅速过渡区域或在材料内部缺陷和微裂纹处会发生应力集中。在应力梯度作用下氢原子在晶格内扩散或跟随位错运动向应力集中区域。由于氢和金属原子之间的交互作用使金属原子间的结合力变弱，这样在高氢区会萌生出裂纹并扩展，导致了脆断。 另外，由于氢在应力集中区富集促进了该区域塑性变形，从而产生裂纹并扩展。 还有，在晶体中存在着很多的微裂纹，氢向裂纹聚集时有吸附在裂纹表面，使表面能降低，因此裂纹容易扩展。
在尚未出现开裂的情况下可以通过脱氢处理(例如加热到200℃以上数小时，可使内氢减少)恢复钢材的性能。因此氢脆是可逆的。

之四：氢化物：
某些金属与氢有较大的亲和力，过饱和氢与这种金属原子易结合生成氢化物，或在外力作用下应力集中区聚集的高浓度的氢与该种金属原子结合生成氢化物。氢化物是一种脆性相组织，在外力作用下往往成为断裂源，从而导致脆性断裂。

之五：氢应力腐蚀开裂、氢致马氏体相变等等。
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镉脆：
是低熔点的镉扩散进入金属表面后，使材料发生脆断的现象。“镉脆”在常温下即会发生，但当超过200℃时，镉脆问题变得非常严重。
为了防止镉脆，镀镉工件的除氢处理温度不能太高，通常为180~200℃。
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硼脆：
一般对加硼的渗碳钢，要注意晶界硼化物的形成。硼化物的形成使晶界局部韧性下降(硼脆)，直接影响磨削应力大小和磨削裂纹源的形成。为消除含硼钢中晶界硼化物的形成，主要是控制冶金质量从热处理角度而言，奥氏体化温度越高、冷却速度越慢，则富集到晶界的硼化物也越多，当冷却速度较快时，有可能防止硼化物的偏聚。
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钛脆：
对加钛的渗碳钢，要注意形成方晶钛而使晶界局部韧性下降，直接影响磨削应力大小和磨削裂纹源的形成。消除方晶钛的形成，主要是控制冶金质量。从热处理角度而言，提高奥氏体化温度，使方晶钛固溶在奥氏体内，然后在冷却时以适当的速度冷却，避免钛在晶界的富集，从而消除方晶钛的形成。
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锡脆：
为避免晶界锡化物的形成，锡含量必须控制在0.5%以下，同时防止在400℃左右回火。
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铜脆：
钢中含0.15～0.30％的铜时，热加工过程中钢的表面会产生龟裂，称为 铜脆。
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锌脆：
之一：锌脆：
因锌的渗入，与铁基体形成低熔点铁锌合金，削弱了金属材料的晶界结合力，锻造时因受力在该处萌生裂纹，而产生的脆性。
之二：镀锌层脆化：
这种现象的主要原因是镀液中铁含量太高所致。
铁杂质的电极电位虽然比锌正，但在氯化钾镀锌体系中锌的析出电位却比铁正。所以铁主要在高电流区析出。当镀液中铁离子含量高时，就会在工件的边角处富集。镀层中铁的含量高，应力大，镀层易开裂。
之三：
锌单独加入铝中，存在应力腐蚀开裂倾向，称为锌脆。
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铝脆：
之一：见热脆。
之二：铝合金在液体金属（Ga）脆断
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铁脆：
铸造铝合金含铁量过高，由于铁在晶界富集，铝制构件的晶界耐蚀性能下降，会因晶界腐蚀而产生脆性。严重时会发生粉碎性开裂。
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钠脆：
钠在铝中几乎不溶解，最大固溶度小于0.0025%，钠的熔点低（97.8℃）,合金中存在钠时，在凝固过程中吸附在枝晶表面或晶界。热加工时，晶界上的钠形成液态吸附层，产生脆性开裂。形成NaAlSi化合物，无游离钠存在，不产生“钠脆”。当镁含量超2%时，镁夺取硅，析出游离钠，产生“钠脆”。因此高镁铝合金不允许使用钠盐熔剂。防止“钠脆”的方法有氯化法，使钠形成NaCl排入渣中，加铋使之生成Na2Bi进入金属基体；加锑生成Na3Sb或加入稀土亦可起到相同的作用。
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电镀脆性：
之一：电镀吸氢造成的氢脆。
之二：各种镀层的脆性。（略）
之三：镀层应力和氢脆的组合。
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未完待续.......................

所以因为

续上
热脆：
之一：红脆：
硫含量较高，硫偏析严重的钢，在热加工时容易产生开裂的性质。硫在铁中溶解度很小，在室温几乎不溶于铁。但硫与铁化合生成硫化铁。钢水凝固时形成了γ-Fe+FeS共晶体，其共晶温度为989℃。钢水中的氧与铁化合生成氧化铁，形成γ-Fe+FeS+FeO三元共晶体，其共晶温度为940℃。钢水凝固时形成的三元共晶体量很少，它分布在γ-Fe晶界上。在热加工时低熔点的共晶体在γ-Fe晶界上处于熔融状态，所以变形时发生开裂。炼钢时锰作为脱氧剂加入。锰与硫的亲和力比铁与硫的亲和力大，钢中硫优先与锰化合形成硫化锰，硫又与铁化合生成硫化铁，二者互相溶解而成为复合硫化物。其成分随钢中锰和硫含量比值而变化。随钢中锰和硫含量比值的增加，复合硫化物中硫化锰含量增加。硫化锰熔点很高(1620℃)，硫化锰含量高的复合硫化物的熔点也相当高，而且锰和硫含量比值高的钢的三元共晶温度也相当高。所以不会发生三元共晶体熔化引起的热脆性。为了防止热脆性，钢中锰含量要控制在硫含量的5～10倍。

之二：热脆：
某些钢材400～500℃温度区间长期停留后室温下的冲击值有明显下降的现象。在高温时并不表现出脆性，只有用常温冲击试验才能表现出脆性上升，可比正常值下降50％～60％以上。其组织状态及其他性能并无变化。低合金铬镍钢、锰钢、含铜钢易有热脆性。
某些钢的热脆性，实际上是其第二类回火脆性在除马氏体组织以外的其他原始组织中的表现。

之三：白脆：
钢在1100°c左右的白热温度区也容易产生裂开现象，称为白脆。红脆是硫化铁（FeS）存于晶界所致，而白脆则是硫化铁（FeS）开始熔解的缘故。

之四：蓝脆：　
蓝脆大多数铁素体一珠光体组织的合金钢，随温度升高，在300℃左右韧性降低。它发生在钢表面有蓝色氧化膜的温度范围，因此称为蓝脆。蓝脆发生在合金元素很低的退火或正火的低合金钢中。在下列3种情况下均观察到蓝脆。(1)在150～350℃温度范围测定钢的强度和韧性；(2)在150～350℃温度范围进行温加工，然后在室温测定钢的强度和韧性；(3)室温进行冷加工后，再经150～350℃温度范围加热，在室温测定钢的强度和韧性。
　　产生蓝脆的原因是碳和氮间隙原子的形变时效。在150～350℃温度范围内形变时，已开动的位错迅速被可扩散的碳、氮原子所锚定，形成柯垂耳气团(柯氏气团)。为了使形变继续进行，必须开动新的位错，结果钢中在给定的应变下，位错密度增高，导致强度升高和韧性降低。为了消除碳钢的蓝脆，钢中加入一定量强碳化物和氮化物形成元素如钛、铌、钒，在钢中形成Tic、TiN、NbC、NbN、vC、vN，将碳、氮原子固定。另外加入少量铝，除脱氧外，还与氮形成AlN，也可减少蓝脆倾向。
blue brittle 某些钢材在200～300℃时颜色发蓝而脆性增加的现象。在此温度区间强度达最大值而塑性较低脆性增大。蓝脆倾向较大的钢材应变时效倾向也较明显。钢中含氨量多使其蓝脆倾向增大。但在冲击载荷下钢的蓝脆温度区间上升到450～500℃。
常温下，刃位错由于被C、N（或第二相质点）钉扎，形成Cottrell气团，表现出较低的塑性及韧性。在温度升高的过程中，由于变形作用和温度升高提供的驱动能，使位错可以挣拖间隙溶质原子的钉扎而滑移，钢材表现出塑性和韧性升高，当升高到一定的温度范围（蓝脆温度）时，C、N原子的扩散速度增加较快，赶上了位错的滑移速度，在该温度做拉伸试验，发生了C、N原子对位错的反复钉扎——脱钉——钉扎，因而位错始终难以滑移，形成了所谓的蓝脆现象。
某资料：
氮含量较高的低碳钢在200～250℃发生时效，钢的强度升高，塑性和韧性明显降低所引起的脆性。因为在200～250℃加热时，钢的表面形成氧化物，其色呈蓝色，所以这种脆性称为蓝脆性。氮在铁素体中的溶解度随温度的下降而急剧变小，在590℃铁素体中可溶解0.115％，而在室温其溶解度只有(0.1～1)×10-6。因为氮在铁素体中扩散速度很慢，所以低碳钢在热加工后即使是空冷也将得到氮所过饱和的铁素体。因此，氮含量较高的低碳钢在200～250℃加热时，铁素体中析出极细的氮化物质点，提高钢的强度，降低钢的塑性和韧性，引起钢的脆性。低碳钢经过冷变形，在200～250℃加热时碳、氮原子与位错发生弹性交互作用，钢的强度提高，而塑性和韧性降低，也会引起钢的脆性。防止蓝脆性的途径，一是运用现代炼钢技术以减少钢水中氮含量，二是加入适量的铝、钛或铌，使其与氮形成化合物。

之五：黑脆：石墨脆性：  
钢在较高温度长时间停留时，钢中的渗碳体分解为铁和石墨，使钢的强度和塑性都显著降低所引起的脆性。其断口因石墨呈黑色，故又称黑脆。钢的碳含量越高，石墨化越容易。硅促进石墨化，而锰阻碍石墨化。高碳钢锻后冷却速度过慢，退火保温时间过长，多次重复加热退火容易引起石墨脆性。石墨脆性一旦发生就无法消除，要注意预防。

之六：铝脆：
铝脱氧细晶粒钢在800-1000℃锻造时所产生的一种热脆。
在用铝处理的细晶粒钢中，当奥氏体晶界上存在有氮化铝（AlN）时，钢的变形能力在800~1000℃的加工区间内显著地降低而呈现热脆性。
这时，必须在比这个温度区间更高的温度下进行加工或者先在这个温度区间以上加热使氮化铝固溶之后，再降至所规定的温度下进行加工。
据说，向钢中加入0.02％以下的钛以使氮得到固定便可消除铝脆性。

所以因为

续上
之七：形变过烧
合金工具钢在锻造时，加热温度接近钢的液相点，若变形速度过大，则会由于机械能转化为热能，致使其形变量大的局部区域甚至滑移面温度上升至液相点以上而导致“过烧”。它与热处理加热过烧的相同点是都有液相出现，但两者的表现形式不同。热处理过烧是从外部开始，“形变过烧”是从内部发生。前者在外观上为网裂、沿晶氧化，后者表面完好，内部呈疏松状，在裂面上应能找到液相出现的痕迹，如海滩状花样、树枝晶、共晶组织等，裂面与滑移面一致（如高速钢的十字形裂纹），有时也会看到裂纹是穿晶发展的。

之八：形变中再结晶
在旋锻过程中，若因加大压缩率或提高变形速度而显著发热，以致使金属的温度升高而再结晶温度以上时，结果因金属塑性的降低而造成脆断。反之，当加大压缩率或提高变形速度时，若将加热温度降低50~100℃，则发热的影响可刚好补偿至正常温度，从而避免了温度升高到再结晶温度，故可在大压缩率情况下使变形顺利进行。

之九：钢中五害：
铅Pb、锡Sn、砷As、锑Sb、铋Bi都是低熔点元素，俗称“五害”。它们在钢中溶解度都很小，剩余量分布于晶界。它们加热时熔化而使钢塑性变坏。

之十：
高速钢在高温下锻造时出现的一种脆性开裂形式。引起这种脆性开裂的主要原因是高速钢组织内部的碳化物。
冶炼状态下高速钢中的碳化物在组织中形态各异，有的呈大块状、有的呈网状、有的呈鱼骨状，还有其它形态。这些形状各异的碳化物致使高速钢组织极度不均匀，而且脆性很大。
如果锻造操作不当，就会使高速钢在高温锻造状态（钢呈红色状态）下的碳化物不能按要求击碎或不能向着有利的方面转化，从而致使高速钢锻造时发生脆性开裂。

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冷脆：低温脆性：
在低温，磷含量较高的钢塑性和韧性很低，容易引起脆性断裂的性质。磷引起冷脆性的原因是：(1)磷固溶在铁素体中，降低铁素体的塑性和韧性，增加钢的脆性。(2)磷容易在铁素体晶界上偏聚，降低晶界强度，引起脆性晶界断裂。(3)磷在铁素体中溶解度较大，室温时达0.7％。但由于钢中含有碳，碳溶入铁素体中使磷在铁素体中溶解度降低。并且，钢水凝固时磷极易产生枝晶偏析。所以钢中磷含量较高时，晶界上形成脆性磷化铁薄膜，增加钢的脆性。
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第一类回火脆：第一类（低温）回火脆性:是指淬火钢在250-350℃回火时出现的脆性。
只要在此温度范围内回火就会出现脆性，目前尚无有效消除办法。 这种回火脆性是不可逆的，重新加热脆性消失后，重复在此区间回火，不再发生脆性。没有一个有效的热处理方法能消除钢中这种回火脆性，除非不在这个温度范围内回火，也没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施减轻第一类回火脆性。
（1）降低钢中杂质元素的含量；
（2）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；
（3）加入Mo、W等可以减轻；
（4）加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）；
（5）采用等温淬火代替淬火回火工艺。
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第二类回火脆：是指淬火钢在500-650℃范围内回火后缓冷时出现的脆性。是一种可逆性的回火脆性。
防止方法
（1）提高钢材的纯度，尽量减少杂质；
（2）加入适量的Mo、W等有益的合金元素；
（3）对尺寸小、形状简单的零件，采用回火后快冷的方法
（4）采用亚温淬火（A1~A3）：
细化晶粒，减少偏聚。加热后为A+F（F为细条状），杂质会在F中富集，且F溶解杂质元素的能力较大，可抑制杂质元素向A晶界偏聚。
（各元素在F和A中溶解度的分配比为（F/A）：Mn0.43，Ni0.50，V1.70，Sb11.8，Sn2.2，P3.0。 很明显，在F中杂质元素的溶解度大于在A中杂质元素的溶解度，故可减轻回火脆性。）
（5）采用高温形变热处理，使晶粒超细化，晶界面积增大，降低杂质元素偏聚的浓度。
（6）避免在450～600℃温度范围回火，在600℃以上温度回火后应快冷。
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马氏体脆性
魏氏体脆性
网状渗碳体脆性
沿晶碳化物脆性
过热脆性
过烧脆性
高速钢对焊焊缝脆性
渗层脆性
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烤制品脆性
学生时期，一日盗得工艺老师讲义，见有一页记载各种食品的烤制工艺，不乏地瓜、馍干、鱼片的脆性转变温度。惜资料已散佚，望高手续上。

吉祥如意

我也凑个热闹。几年前，我用感应淬火方式对厚2毫米的高速钢刀片淬火，经540度三次回火。HRC62-64。

所以因为

感应淬火方式对厚2毫米的高速钢刀片淬火的控制方法：
http://www.rclhome.net/forum.php ... ;extra=&page=11

所以因为

汪工曾经说过：不做17-4PH等是不知道调整处理的。下面介绍一下：
调整处理也常称T处理（Transformation treatment），有时也叫相变处理。
所谓调整处理，简而言之，就是调整钢的马氏体转变点Ms和Mf。这种办法主要用于半奥氏体沉淀硬化不锈钢，有时也用于马氏体沉淀硬化不锈钢。
半奥氏体硬化不锈钢的马氏体转变点较低，固溶处理后的组织基本上是奥氏体组织，基体强度较低，在这种组织条件下进行时效处理的强化效果不好。为此，在固溶后应进行一次以提高马氏体点为目的的热处理。众所周知，为提高马氏体点，降低奥氏体的稳定性，重要的手段之一是将钢加热到一定的温度并保温，使奥氏体中的碳和合金元素析出，降低基体中合金的浓度。这样，在冷却时，由于奥氏体稳定性降低，马氏体转变点提高，调整处理冷却后原奥氏体将转变成马氏体。此时，半奥氏体沉淀硬化不锈钢的基体组织基本上是马氏体。在此基础上再进行时效处理，会获得较好的强化效果。

0Cr18Ni9Ti 等奥氏体不锈钢在固溶处理后做稳定化处理的保温时间的确定：
所以因为：保温时间没有一个具体的计算公式，一般最少不能少于2h，在实际生产中保温2---4h即可。
当然，过大的工件可以延长保温时间，在内外温度基本一致时，保温时间不小于2h。如果钢中含C量较高或者含Ti量较低时，可适当延长保温时间。
Wangqinghua196 ：
烧透以后保温2小时，看你的（产品）大小了。
烧透时间看炉型了，2-6h的都有，可以采用0.6-0.8min/mm。＜100mm的，可以使用保温时间的1/2-2/3。
散装炉的小件，可以重量x0.4h/kg。

奥氏体不锈钢的稳定化处理：
稳定化处理只是在含钛或铌的18-8型奥氏体不锈钢中进行，钢中加的钛或铌是为了消除晶间腐蚀，但是它们的效果必须经过稳定化处理以后才能够得到保证。
工艺：通常采用850~900度，保温2~4小时；对1Cr18Ni9Ti采用的工艺是860~880度，保温6小时，空冷。
采用这种方法的目的是利用钛、铌和碳的强结合特点，稳定碳，使其尽量不与Cr 结合，最终达到稳定Cr 的目的，提高Cr 在奥氏体中的稳定性，避免从晶间析出，确保材料的耐腐蚀性。

去应力退火：
奥氏体不锈钢的敏化温度为450℃，要避开这个敏化温度，我们采用的温度是400℃。
也有人用420℃做去应力退火的，我感觉太危险。炉子的温度控制要准确，要不然容易产生敏化。
原则上是不接近450℃，但尽量靠近，温度越高，去应力的效果会更好。

双相不锈钢不推荐时效处理（S31803，中国牌号00Cr22Ni5Mo3N等材料 ）
这个材料没有看到相关的时效处理工艺，如果进行所谓的时效处理，会牺牲韧性，特别耐蚀性能也会降低。
http://www.rclhome.net/forum.php?mod=viewthread&tid=1036&extra=page%3D1&page=2

所以因为

异形工件有效厚度计算方法参考：
http://www.rclhome.net/forum.php ... ;tid=994&extra=

所以因为

热处理的节能潜力很大，如何采取措施来加强节能是摆在每一位热处理工作者面前的重要课题。
下面仅就热处理工艺节能作一简单探讨。

降低加热温度
一般亚共析碳钢的淬火加热温度在Ac3以上30～50℃，共析及过共析碳钢淬火加热温度为Ac1以上30～50℃。但近年来的研究证实，亚共析钢在略低于Ac3的α＋γ两相区内加热淬火（即亚温淬火）可提高钢的强韧性，降低脆性转变温度，并可消除回火脆性。淬火的加热温度可降低40℃。
对高碳钢采用低温快速短时加热淬火，可减少奥氏体碳含量，有利于获得良好强韧配合的板条马氏体，不仅可提高其韧度，而且还缩短了加热时间。
对于某些传动齿轮，以碳氮共渗代替渗碳，耐磨性提高40％～60％，疲劳强度提高50％～80％，共渗时间相当，但共渗温度（850℃）较渗碳温度（920℃）低70℃，同时还可减小热处理变形。

缩短加热时间
生产实践表明，依工件的有效厚度而确定的传统加热时间偏于保守，因此要对加热保温时间公式τ＝α·K·D中的加热系数α进行修正。按传统处理工艺参数，在空气炉中加热到800～900℃时，α值推荐为1.0～1.8min/mm，这显然是保守的。如果能将α值减小，则可大大缩短加热时间。加热时间应根据钢种工件尺寸、装炉量等情况通过实验确定，经优化后的工艺参数一旦确定后要认真执行，才能取得显著经济效益。

取消回火或减少回火次数
取消渗碳钢的回火，如20Cr钢装载机用双面渗碳活塞销取消回火的疲劳极限较回火的可提高16％；取消低碳马氏体钢的回火，将推土机销轴套简化为20钢淬火态（低碳马氏体）使用，硬度稳定在45HRC左右，产品强度和耐磨性显著提高，质量稳定；高速钢减少回火次数，如W18Cr4V钢机用锯条采用一次回火（560℃×1h）代替传统的560℃×1h三次回火，使用寿命提高40％。

用低中温回火代替高温回火
中碳或中碳合金结构钢用中、低温回火代替高温回火，可获得更高的多冲抗力。W6Mo5Cr4V2钢制Φ8mm钻头，在淬火后进行350℃×1h＋560℃×1h二次回火，较560℃×1h三次回火的钻头切削寿命提高40。

合理减少渗层深度
化学热处理周期长，耗电大，如能减少渗层深度以缩短时间是节能的重要手段。用应力测定求出必要的硬化层深度，表明目前的硬化层过深，只需传统硬化层深度的70％就足够。研究表明，碳氮共渗比渗碳可减少层深30％～40％。同时若在实际生产中将渗层深度控制在其技术要求的下限，也可节能 20％，同时还缩短了时间，减小了变形。

采用高温和真空化学热处理
高温化学热处理就是在设备使用温度允许及所渗钢种奥氏体晶粒不长大条件狭，提高化学热处理温度，从而大大加速渗碳的速度。把渗碳温度从930℃提高到1000℃，可使渗碳速度提高2倍以上。但由于还存在许多问题，今后的发展有限。
真空化学热处理是在负压的气相介质中进行。由于在真空状态下工件表面净化，以及采用较高的温度，因而大大提高了渗速。如真空渗碳可提高生产率1～2倍；在133.3×（10-1～10-2）Pa下渗铝、铬，渗速可提高10倍以上。

离子化学热处理
它是一种在低于一个大气压的含有欲渗元素的气相介质中，利用工件（阴极）和阳极之间产生辉光放电同时渗入欲渗元素的化学热处理工艺。如离子渗氮、离子渗碳、离子渗硫等，具有渗速快、质量好、节能等优点。

采用感应自行回火
采用感应自行回火代替炉中回火，由于是利用感应加热将热量传到淬火层以外，淬火冷却时未全部带走残留下来的热量而实现短时间回火，因而具有高效节能，并在许多情况下（如对高碳钢及高碳高合金钢）可避免淬火开裂，同时一经确定各工艺参数可大批量生产等优点，经济效益显著。

利用锻后预热淬火
锻后预热淬火不仅可以降低热处理能耗，简化生产过程，而且能使产品性能有所改善。
采用锻后余热淬火＋高温回火作为预处理，可以消除锻后余热淬火作为最终热处理时晶粒粗大、冲击韧度差的缺点，比球化退火或一般退火的时间短、生产率高，加上高温回火的温度低于退火和政活，所以能大大降低能耗，而且设备简单，操作容易。
锻后余热正火与一般正火相比，不仅可提高钢的强度，而且可提高塑韧性，降低冷脆转变温度和缺口敏感性，如20CrMnTi钢锻后在730～630℃以20℃/h的冷速冷却，取得了良好的效果。

以表面淬火代替渗碳淬火
对含碳量在0.6％～0.8％的中高碳钢经高频淬火后的性能（如静强度、疲劳强度、多次冲击抗力、残余内应力）的系统研究表明，用感应淬火部分代替渗碳淬火是完全可能的。我们用40Cr钢高频淬火制造变速箱齿轮，代替原20CrMnTi钢渗碳淬火齿轮取得了成功。

以局部加热代替整体加热
对一些局部又技术要求的零件（如耐磨的齿轴径、轧辊辊径等），可采用浴炉加热、感应加热、脉冲加热、火焰加热等局部加热方式代替如箱式炉等的整体加热，可以实现各零件摩擦咬合部位之间的适当配合，提高零件使用寿命，又因为是局部加热，所以能显著减小淬火变形，降低能耗。

所以因为

渗碳常见的缺陷和防止方法：

(一) 碳浓度过高
⒈ 产生原因及危害：如果渗碳时急剧加热，温度又过高或固体渗碳时用全新渗碳剂，或用强烈的催渗剂过多都会引起渗碳浓度过高的现象。随着碳浓度过高，工件表面出现块状粗大的碳化物或网状碳化物。由于这种硬脆组织产生，使渗碳层的韧性急剧下降。并且淬火时形成高碳马氏体，在磨削时容易出现磨削裂纹。4ZN中国热处理技术网——热处理行业的超级智库 CHTE 最全的热处理技术信息网站
⒉ 防止的方法
① 不能急剧加热，需采用适当的加热温度，不使钢的晶粒长大为好。如果渗碳时晶粒粗大，则应在渗碳后正火或两次淬火处理来细化晶粒。
②  严格控制炉温均匀性，不能波动过大，在反射炉中固体渗碳时需特别注意。
③ 固体渗碳时，渗碳剂要新、旧配比使用。催渗剂最好采用4—7%的BaCO3，不使用Na2CO3作催渗剂。

(二) 碳浓度过低
⒈ 产生的原因及危害：温度波动很大或催渗剂过少都会引起表面的碳浓度不足。最理想的碳浓度为0.9—1.0%之间，低于0.8%C，零件容易磨损。
⒉ 防止的方法：
① 渗碳温度一般采用920—940℃，渗碳温度过低就会引起碳浓度过低，且延长渗碳时间；渗碳温度过高会引起晶粒粗大。② 催渗剂(BaCO3)的用量不应低于4%。

(三)渗碳后表面局部贫碳：
⒈ 产生的原因及危害：固体渗碳时，木炭颗粒过大或夹杂有石块等杂质，或催渗剂与木炭拌得不均匀，或工件所接触都会引起局部无碳或贫碳。工件表面的污物也可以引起贫碳。
⒉ 防止的方法
① 固体渗碳剂一定要按比例配制，搅拌均匀。
② 装炉的工件注意不要有接触。固体渗碳时要将渗碳剂捣实，勿使渗碳过塌而使工件接触。
③ 却除表面的污物。

(四) 渗碳浓度加剧过渡
⒈ 产生的原因及危害：渗碳浓度突然过渡就是表面与中心的碳浓度变化加剧，不是由高到低的均匀过渡，而是突然过渡。产生此缺陷的原因是渗碳剂作用很强烈(如新配制的木炭，旧渗碳剂加得很少)，同时钢中有Cr、Mn、Mo等合金元素是促使碳化物形成强烈，而造成表面高浓度，中心低浓度，并无过渡层。产生此缺陷后造成表里相当大的内应力，在淬火过程中或磨削过程中产生裂纹或剥落现象。
⒉ 防止的方法：渗碳剂新旧按规定配比制，使渗碳缓和。用BaCO3作催渗剂较好，因为Na2CO3比较急剧。

(五)磨加工时产生回火及裂纹
⒈ 产生的原因：渗碳层经磨削加工后表面引起软化的现象，称之为磨加工产生的回火。这是由于磨削时加工进给量太快，砂轮硬度和粒度或转速选择不当，或磨削过程中冷却不充分，都易产生此类缺陷。这是因为磨削时的热量使表面软化的缘故。磨削时产生回火缺陷则零件耐磨性降低。表面产生六角形裂纹。这是因为用硬质砂轮表面受到过份磨削，而发热所致。也与热处理回火不足，残余内应力过大有关。用酸浸蚀后，凡是有缺陷部位呈黑色，可与没有缺陷处区别开来。这是磨削时产生热量回火。使马使体转变为屈氏体组织的缘故。其实，裂纹在磨削后肉眼即可看见。
⒉ 防止的方法：
① 淬火后必须经过充分回火或多次回火，消除内应力。
② 采用40~60粒度的软质或中质氧化铝砂轮，磨削进给量不过大。
③ 磨削时先开冷却液，并注意磨削过程中的充分冷却。

所以因为

qibao9891:
明朝宋应星的《天工开物》中关于针的制法：
----拔丝制针，再结晶退火，固体渗碳，取样控制渗碳质量，余热淬火，回火控制最终硬度。
《天工开物  锤锻第十 针》
凡针，先锤铁为细条（备料）；
用铁尺一根，锥成线眼，抽过条铁成线（拔丝），逐寸剪断为针。（下料）
先鎈 其末成颖，用小槌敲扁其本，刚锥穿鼻，复鎈其外（制针）。
然后入釜，慢火炒熬（为防冷拔钢渗碳时晶粒异常长大而进行的再结晶退火）。
炒后，以土末入松木火天〔矢〕、豆豉三物罨盖（土末、松木炭、豆豉组成的固体渗碳剂），
下用火蒸（渗碳）。
留针二、三口插于其外，以试火候（留试样，和现在的固体渗碳很相似）。
其外针入手捻成粉碎，则其下针火候皆足（以试样试淬确定渗碳质量）。
然后开封，入水健之（渗碳余热淬火）。
凡引线成衣与刺绣者，其质皆刚；惟马尾刺工为冠者，则用柳条软针。（用途不同，有不同的硬度要求）
分别之妙，在于水火健法云。（这里不是单纯的“水健”，而是“水火健”，应为回火控制硬度。）

文中带括号字，为本人(qibao9891) 添加注释，水平有限，甄别采纳。

wanggong

武钢学院刘延光编写:在磨过的成品表面上的细裂纹，用肉眼就能清楚地看出，或用放大镜来检查。还可用以下方法。1磁力法:工件被磁化，而且浸没在氧化铁粉末和煤油(或煤油加重油中)的乳化液中，待乳化液从工件上流去后，裂纹的轮廓就被堆集的氧化铁微粒显露出来。2.用过硫酸铵腐蚀显示。3.25%的硝酸浸蚀。。4·着色法检查，配制65%煤油十30%变压器油十5%松节油混合液，并加一定的着色染料在其中，零件浸没在上述混合液中5一10分钟，取出后冲洗并涂上一薄层用水溶解的高岭土。吹干后在高岭土的薄膜表面上就显露出被染色剂染上颜色的裂纹轮廓。

所以因为

Wangqinghua196 ：古代热处理
“鱼钩”的热处理！
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D1
“擦生”热处理工艺
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D1
蒲元对淬火介质的理解！
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D2
沈括看到的炼钢！
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D2
綦母怀文对淬火工艺方法的理解！
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D2

所以因为

热处理的发展史：
在从石器时代进展到铜器时代和铁器时代的过程中，热处理的作用逐渐为人们所认识。
早在公元前770～前222年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而 变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。
公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅速发展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体存在，说明是经过淬火的。
随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国出土的西汉(公元前206～公元24)中山靖王墓中的宝剑,心部含碳量为0.15～0.4%，而表面含碳量却达0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。
1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程中金属的氧化和脱碳等。
1850～1880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加热曾有一系列专利。1889～1890年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。
二十世纪以来，金属物理的发展和其它新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到更大发展。一个显著的进展是1901～1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳 ；30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法；60年代，热处理技术运用了等离子场的作用，发展了离子渗氮、渗碳工艺 ；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。

静水流深

所以因为 发表于 2013-1-16 09:02

                               
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回复“枯木望春”前辈在20楼的点评：
有人提出过有“球铁融熔淬火”的热处理工艺，但没有详细的介绍，我当 ...

我司主要做柴油机的，12V230柴油机的曲轴是中空的，在中间穿杆，然后在每个开档处镶偰块。起主要作用类似焊接，但肯定没有焊接痕迹的

所以因为

图解氮化、软氮化基本原理：
http://www.rclhome.net/forum.php ... =166&extra=page%3D1

孤鸿踏雪的讲义（手稿）：气体渗碳技术及质量检测
http://www.rclhome.net/forum.php?mod=viewthread&tid=1137&extra=

技术陷阱乎？此题有解乎?
http://www.rclhome.net/forum.php?mod=viewthread&tid=813&extra=

所以因为

【产品名称及规格】：机用直柄绞刀
【材料牌号】：9SiCr
【技术要求】：柄部硬度30-45HRc
【使用设备】：板条形中温盐浴炉
【工艺种类】：风冷正火
【热处理工艺】： 加热温度950℃，保温时间按25s/mm计算（属于快速加热）→从炉中取出风冷→待冷至室温后检测柄部硬度。           
【备注】：原柄部处理工艺：加热温度920℃，保温时间按15s/mm计算（属于快速加热）→从炉中取出浸入硝盐分级炉冷却，温度160℃→待工件冷至室温，用热水清洗槽清洗→回火处理，用高温回火炉600℃加热，保温1h→待工件冷至室温，用热水清洗槽清洗→检测柄部硬度。

【说明】：机用绞刀在使用时为40-80转/min，对柄部无强度要求，只要有一定的硬度和淬硬层即可满足其使用性能。
9SiCr机用绞刀柄部用950℃加热，因时间短，奥氏体晶粒度无明显长大倾向，采用风冷，待刃部处理结束后一起用160℃硝盐低温回火炉回火，柄部硬度达到32-33HRc。
此改进工艺大大缩短了生产周期，降低能耗，经济效益显著。工艺执行十多年来，无不良反映，适用于9SiCr各种规格的机用、手用绞刀。

所以因为

吉祥如意：
从热处理“绝活”的事例能悟出点什么道理？
http://www.rclhome.net/forum.php ... tid=1439&extra=
1.东北某炮厂，热处理后的迫击炮管需要校直，一人五十有零，绕几圈前弓后箭将手中的榔头用力一锤，转身而去。人称一榔头买卖。
2.空气炉加热淬火，碳工钢和高合金钢易脱碳，一人将淬前工件先将工件预热400度淬入某水溶液中，然后正常加热淬火，此工序从此根除脱碳现象。
3.一人能用肉眼观察温度500-1000度误差5度以内，部领导不服，用红外线高温光学仪监测。直至这位大人连称“有你的，把名字报给我”，后此人连加两级工资。

所以因为

microsoft：    关于α铁素体和δ铁素体
http://www.rclhome.net/forum.php ... &extra=page%3D1

所以因为

凌云谷：
【产品名称及规格】：齿轮轴冷锻毛坯  单重3.332kg
【材料牌号】：DSCM419
【技术要求】：HB137-187；F+P均布，1～4级；实际晶粒度80％以上6～9级，级差≤4级；无B和M；魏氏组织≤1级；带状组织≤3级
【使用设备】：辊底炉
【工艺种类】：等温正火
【热处理工艺】： 930°CX140min ＋强风风冷7min＋600℃保温160min＋出炉强风冷却。空冷
【备注】：装炉量单筐350公斤，每35分钟进一炉。


【产品名称及规格】：双联齿毛坯；冷锻工艺中第一次球化退火（整个毛坯冷锻过程中，共需两次退火＋一次等温正火）
【材料牌号】：DSCM436H
【技术要求】：133～163HB；球化率70％以上；脱碳≤0.3mm；
【使用设备】：钟罩密封炉
【工艺种类】：球化退火
【热处理工艺】： 730-760℃，24h；300℃以下出炉；N2保护；N2纯度不低于99.9%；排气阶段N2流量全开，排气阀全开；300℃以上排气阀关闭、N2流量越小越好，但要保证炉内正压保持≥50mmH2O
【备注】：工件单重1.23kg，装炉量小于4吨，分层装炉，在料筐中央留空间以有利于气体循环。


【产品名称及规格】：凸轮轴铸造毛坯  单重2.5kg，最大有效直径32mm
【材料牌号】：QT-700-2
【技术要求】：250-310HB；变形量1.2mm（MAX)；P≥95％，F＜5％，Fe3C＜1%，磷共晶、网状二次碳化物不允许存在，球化率>80%。
【使用设备】：辊底炉
【工艺种类】：正火＋回火
【热处理工艺】： 900°CX90min ＋强风风冷到550℃左右＋570℃保温30min＋出炉强风冷却。
【备注】：装炉量：含料筐500kg，只允许装两层（主要是为保证变形量），每20分钟进一炉。
                 抗拉强度：85-105kg/mm2，延伸率％＞4％；


【产品名称及规格】：汽车十字轴锻件毛坯【材料牌号】：20CrMnTi
      【 技术要求】：金相1~3级，晶粒度5~8级，硬度160~190HB
      【使用设备】：IPSEN推杆式连续正火炉
      【工艺种类】：正火热处理
      【工艺方法】：将工件装在专用料筐，每筐120KG（工件重量、不算料筐）；节拍为“10分钟＋有效尺寸超过30mm部分/10)”，炉内共11个料筐；出炉后连料筐一起在辊道上风扇冷却（风扇三挡风速，可调），整个冷却辊道区密封强抽风；自动下料。
      【工艺效果】：金相1~2级，晶粒度6-7级，硬度160~190HB。

所以因为

风来疏竹：
【产品名称及规格】：泵用球墨铸铁曲轴
【材料牌号】：QT700-2
【技术要求】：屈服强度为650MPa以上，冲击韧性为20-40J/cm2，硬度HBW255-285，球化分级不小于4级，Fe3C含量小于5%，磷共晶含量小于2%，珠光体含量大于85%，不允许有网状二次碳化物存在。
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：正火+回火
【热处理工艺】：880-900°C，保温2-3h，空冷；550-600°C，保温2-3h，空冷。

【材料牌号】：ZG2Cr13
【技术要求】：消除铸造应力，减小成分偏析，使组织均匀化，便于切削加工，为后续热处理做组织准备。
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：去应力退火
【热处理工艺】：工件在100度以下入炉，以80-120度/小时速度升温至600°C，保温1h，随炉升温至850-870°C，保温1-2h，随炉冷至550°C，出炉空冷。

【产品名称及规格】：大口径叶片泵叶轮
【材料牌号】：ZG0Cr13Ni4Mo
【技术要求】：抗拉强度不小于700MPa、屈服强度不小于595MPa、延伸率不小于15%，硬度HRC22-26，            
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：软化退火、正火、回火
【工艺方法】：
     1、软化退火：加热到620+10度进行软化退火；
     2、正火：加热到1000-1050度进行高温正火；
     3、第一次回火：加热到620度进行第一次回火；
     4、第二次回火：加热到560度进行第二次回火
【工艺效果】：经过处理后，材料具有优良的抗汽蚀性能和大断面综合力学性能，适宜于在重要工况下服役。

【产品名称及规格】：耐腐蚀叶轮
【材料牌号】：00Cr19Ni10
【技术要求】：消除冷加工硬化，便于切削加工
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：中间退火
【热处理工艺】：850-970度，保温一定时间，然后水冷。

【产品名称及规格】：冲孔凹摸
【材料牌号】：5CrMnMo
【技术要求】： 消除残留碳化物网，均匀并细化片状珠光体，  硬度不大于227HBW，
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：正火
【热处理工艺】： 加热温度870-890°C、风冷 ，装载量不超过150kg左右

所以因为

孤鸿踏雪：
Cr12MoV的锻造及球化退火
您所提出的问题，是锻造不当引起的缺陷，很难用热处理方法解决。
   Cr12MoV属于莱氏体钢，它的锻造温度范围很窄（始锻温度为1060~1100℃，终锻温度为850℃），除小件外，一般均需两火以上；到达终锻温度时，应立即入炉进行二火加热。为避免出现裂纹和锻酥，采用在1050℃时轻打、1050~900℃重打、低于900℃时轻打的“两轻一重”锻打法。因为高温时，基体塑性好，重打虽可加速成形而不易打裂，但难以将碳化物打碎！低温时重打则会造成开裂和锻“酥”，在1050~900℃时，基体强、硬度高，于此范围重打，以获得碳化物碎化均匀的效果！锻比最好大于3，若碳化物偏析严重，则应使锻比大于6，初锻时，应控制变形量不超过5％，这样可使外围得到轻度变形，并锻合内部缺陷，提高塑性，为防止锻裂，锻造时还应注意棱角处温度不低于800℃，有的工厂还将砧铁等工具预热到150~400℃，忌用冷砧、冷钳与热锻件接触。
   Cr12MoV若锻后缓冷，则易在晶界析出网状碳化物，故锻后一般先快冷（空冷、风冷）至700℃左右时进行坑冷或入炉缓冷。
   球化退火处理：850~870℃×（2~4）h→720~740℃×（4~6）h缓冷至550℃以下出炉空冷，硬度207~255HBS。如果锻件内部出现网状碳化物，则必须在球化退火前以正火消除或降低其级别！

凌云谷：
等温正火工艺其主要过程是将零件加热到奥氏体化温度以上80～150 ℃均匀化后，在可控冷却室以大风量热风可控、快速冷却到等温温度附近后，推入到等温炉中进行等温转变，从而获得分布均匀的等轴状P + F 组织的一种工艺。
等温正火，目前较多地应用于汽车变形量要求较高的齿、轴等低合金渗碳钢锻件上，中碳结构钢也有用来采用代替常规正火。

一、提高正火温度到适当的值、奥氏体化保温时间要足够，从而保证完全奥氏体化并晶粒又不粗大，才可改善带状又不会带来负面影响。
       一般后续如果有渗碳工艺，等温正火加热温度一般可以比渗碳温度高10－30℃或更高的温度，以稳定渗碳组织的转变。
1、在这上面，温度比时间更有效果，但温度的调整和掌握必须是在熟悉自己使用的设备的状态（比如控温精度、炉温均匀性）结合金相检验对比的基础上才能大胆的调整。

2、针对阶梯轴：
       加热速度对不同直径段的实际到温的时间有影响，也就是造成各直径段的保温时间不一致，即奥氏体化时间不一致甚至最大直径（可能敦粗）或锻造形变不足的轴径奥氏体化时间不够；这在网带炉、辊底炉等连续炉生产上才可以观察到其影响。大装炉量闷烧周期炉不在考虑范围内（这也不是我所在的行业的质量一致性要求所允许的），也无法保证等温正火质量。
       从这方面考虑，设备（工艺）上设置一个接近奥氏体化前的温度的匀热区比如（650℃左右）对以后硬度、组织、变形量的一致性应该有好处。
       当然，也可以通过设计专用夹具、两端小轴套上帽子等各种物理方法，使各轴径加热和冷却时的速度趋于一致来解决这个问题。
       这一条，是针对这个阶梯轴来说的，可能会有争议，但我的观点是：具体问题具体对待，有争议通过实践可以去验证其有效性。

药方1：
1）目的：改善带状组织，也为最终组织、硬度的均匀性带来好处
2）方法：“降低升温阶段的加热速度（最好在相变温度前增加匀温段）保证各轴颈奥氏体化时间的一致性和充分性”＋“提高正火保温温度保证奥氏体化的充分性”；同时采用这两条，也可以维持生产效率（即：不延长在等温前的热风冷却前的总进炉时间）。
二、等温前的风冷处理的风温、风量、冷却时间的控制非常关键，这些因素结合装炉量、装炉方式，决定了冷却速度和进等温炉前的工件温度，也就基本决定了组织状态。
这个阶段的控制手段，目前的方式只是控制以下几个方面：
1、有的设备，采用鼓风机下方进风口的加热电阻带加热冷风使之成为热风来冷却工件，通过工件后的热风直接排空。
      这种方式下，鼓风机的风流量和电阻带的功率直接影响了热风的温度以及带走热量的能力，也就决定了设备控温冷却的冷速，故在设备初始设计制造时，就该考虑鼓风机变频可调、加热功率可调。
     这种类型的设备，要使组织和硬度的均匀性提高，风温就得提高，同时为了保证冷速和硬度，风量同步需要提高。
     风温有采用250－350℃，温度再高由于热风排空能源浪费很大；风温太低会容易形成下层料出现贝氏体以及硬度偏高，硬度均匀性也差。
     余热的循环利用在国外设备上已经得到普遍考虑，而国内厂家这方面也在起步中。
2、有的设备，采用风道封闭、热风（来源于工件本身热量对空气的加热）循环的方式来来冷却；这种结构，工件进入热风冷却室，工件温度在下降、风温在上升，最后在一定时间后两者达到一个交点后再共同下降；在冷却速度上是高温阶段冷却速度大大大于等温温度附近的冷却速度。
     这种类型的设备，一般有一个可调节风门大小的风口来引入部分冷风从而来影响热风的温度和带走热量的能力；目前还没有看到风口大小自动调节、风量变频的设备。
3、一般可以采用降到等温温度以下10-30℃关闭风机的方法来实现温度的简单控制（基于节拍问题，温度已降到设定温度但节拍时间没走完，则关闭风机节约能源以及防止温度过冷出现贝氏体）。
4、冷到过低的温度后进入等温区（有时是由于冷却时间过长）会硬度过高、甚至出现贝氏体。
     未冷到温（没有达到等温温度以下）就进入等温区（往往同时存在时间过短、冷却速度不够），会影响带状的改善、硬度过高以及组织的均匀性，甚至出现形似魏氏体的组织。

所以因为

孤鸿踏雪：
【产品名称及规格】：GS125初级驱动齿轮坯
【材料牌号】：20CrMnTi
【 技术要求】：金相1~3级，晶粒度5~8级，硬度160~180HBS
【使用设备】：75KW井式炉
【工艺种类】：齿轮材料（坯件）预备热处理
【工艺方法】：将工件装在专用料架（料架共分7层，每层放一块钢板，在钢板上放置一个用不锈扁钢焊制的方框，坯件码放在方框内），930℃保温2.5h后，开启炉盖，行车将料架吊于专用小车上，推（拉）至冷却床上，用长柄铁钩从不同方向将方框（连同齿坯）拉下料架，使坯件散落在冷却床上，再用铁耙将坯件均匀扒开，用风机强风吹冷。
【工艺效果】：金相1~2级，晶粒度5~6级，硬度150~170HBS。

【产品名称】：AX100初级从动齿轮坯
【材料牌号】：QT450—10
【技术要求】：P≤10％，硬度：80~95HRB
【使用设备】：90KW台车炉
【工艺类型】：高温石墨化退火
【工艺方法】：940℃×3h（奥氏体＋石墨）→720~760℃×6h（共析转变）炉冷至600℃（铁素体＋石墨）出炉空冷。
【注意事项】：球铁件石墨化退火时，如在600~400℃之间随炉缓冷，则往往会出现脆性，其原因可能与钢的第二类回火脆性类似，为避免之，球铁件在600℃一下必须空冷。
【工艺效果】：P5~10％，硬度160~210HBS。

【产品名称及规格】：冷冲模具
【材料牌号】：GCr15
【技术要求】：细小均匀的球化组织，硬度160~180HBS。
【使用设备】：盐浴炉+箱式炉
【工艺种类】：固溶超细化处理（固溶等温淬火+短时等温球化处理）
【热处理工艺】：将模块在1050℃进行固溶处理，使绝大部分碳化物都溶入奥氏体，包括碳化物液析。经一定时间的均匀化，以消除碳化物带状偏析，然后将工件淬入300~350℃的硝盐浴中等温处理，使奥氏体全部转变为下贝氏体，然后将处理后的工件升温至720℃回火1h，再升至780℃保温1h，再降至720℃保温2h后炉冷至500℃出炉。这样可得到均匀、细小、圆整的碳化物，最大球径为1.00μm，最小球径为0.22μm，碳化物带和液析基本消除。
【工艺效果】：经组织观察，处理后的组织均匀，细小，碳化物i呈圆整的颗粒状分布，硬度161~164HBS。经超细化处理的模块可直接进行机械加工。

【产品名称及规格】：GS125初级从动齿轮坯
【材料牌号】：20CrMo
【技术要求】：晶粒度5~8级，金相1~3级，硬度160~180HBS。
【使用设备】：台车炉
【工艺种类】：普通正火（预备热处理）
【热处理工艺】：930℃保温3~4h，出炉后有行吊将料筐吊至冷却床上，然后翻转料筐将坯件倾倒在冷却床上，在用长柄铁钯将坯件均匀扒开，用轴流风机强风吹冷。
【工艺效果】：经抽检出炉坯件，晶粒度6~7级，金相≤3级，硬度145~160HBS。
【备注】：（1）第一炉冷料入炉，随炉升温，以后出一炉装一炉。
          （2）硬度稍低且散差稍大，不太理想。

【产品名称及规格】：依维柯汽车后桥主、被动齿轮
【材料牌号】：2１NiCrMo5
【技术要求】：金相组织F+P，组织均匀，硬度160~180HBS。
【使用设备】：井式炉
【工艺种类】：正火＋高温回火（预备热处理）
【热处理工艺】：等温退火需专用生产线，本司无此条件．采用940℃保温1h空冷，660℃保温2h空冷的正火加高温回火作为21NiCrMo5齿坯的预备热处理．
【工艺效果】：经抽检出炉坯件，晶粒度6~7级，金相≤3级，硬度170HBS左右。

【产品名称及规格】：刹车气泵缸套
【材料牌号】：灰铁
【技术要求】：金相组织：珠光体+片状石墨，硬度：180~230HBS
【使用设备】：45KW箱式电阻炉
【工艺种类】：正火
【热处理工艺】： 随炉升温，加热至850~900°C 保温1~1.5h，出炉后迅速将缸套均匀摊在冷却床上，立即喷雾冷却，直至冷至暗红色后，停止喷雾，自由降温。
【工艺效果】：金相组织：珠光体+片状石墨，硬度：180~207HBS.
【备注】：正火前组织：珠光体+铁素体+片状石墨，硬度：131~147HBS。

所以因为

退火工艺知识集锦：
退火是将金属和合金加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。退火后组织亚共析钢是铁素体加片状珠光体；共析钢或过共析钢则是粒状珠光体。总之退火组织是接近平衡状态的组织。
退火的目的　　
①降低钢的硬度，提高塑性，以利于切削加工及冷变形加工。
②细化晶粒，消除因铸、锻、焊引起的组织缺陷，均匀钢的组织和成分，改善钢的性能或为以后的热处理作组织准备。
③消除钢中的内应力，以防止变形和开裂。 　　
退火工艺的种类
①均匀化退火（扩散退火)  
均匀化退火是为了减少金属铸锭、铸件或锻坯的化学成分的偏析和组织的不均匀性，将其加热到高温，长时间保持，然后进行缓慢冷却，以化学成分和组织均匀化为目的的退火工艺。
均匀化退火的加热温度一般为Ac3+（150～200℃），即1050～1150℃，保温时间一般为10～15h，以保证扩散充分进行，大道消除或减少成分或组织不均匀的目的。由于扩散退火的加热温度高，时间长，晶粒粗大，为此，扩散退火后再进行完全退火或正火，使组织重新细化。
②完全退火
完全退火又称为重结晶退火，是将铁碳合金完全奥氏体化，随之缓慢冷却，获得接近平衡状态组织的退火工艺。
完全退火主要用于亚共析钢，一般是中碳钢及低、中碳合金结构钢锻件、铸件及热轧型材，有时也用于它们的焊接构件。完全退火不适用于过共析钢，因为过共析钢完全退火需加热到Acm以上，在缓慢冷却时，渗碳体会沿奥氏体晶界析出，呈网状分布，导致材料脆性增大，给最终热处理留下隐患。
完全退火的加热温度碳钢一般为Ac3+（30～50℃）；合金钢为Ac3+（500～70℃）；保温时间则要依据钢材的种类、工件的尺寸、装炉量、所选用的设备型号等多种因素确定。为了保证过冷奥氏体完全进行珠光体转变，完全退火的冷却必须是缓慢的，随炉冷却到500℃左右出炉空冷。
③不完全退火
不完全退火是将铁碳合金加热到Ac1～Ac3之间温度，达到不完全奥氏体化，随之缓慢冷却的退火工艺。
不完全退火主要适用于中、高碳钢和低合金钢锻轧件等，其目的是细化组织和降低硬度，加热温度为Ac1+(40～60)℃，保温后缓慢冷却。
④等温退火
等温退火是将钢件或毛坯件加热到高于Ac3（或Ac1）温度，保持适当时间后，较快地冷却到珠光体温度区间地某一温度并等温保持，使奥氏体转变为珠光体型组织，然后在空气中冷却的退火工艺。
等温退火工艺应用于中碳合金钢和低合金钢，其目的是细化组织和降低硬度。亚共析钢加热温度为Ac3+(30～50)℃，过共析钢加热温度为Ac3+(20～40)℃，保持一定时间，随炉冷至稍低于Ar3温度进行等温转变，然后出炉空冷。等温退火组织与硬度比完全退火更为均匀。 
⑤球化退火
球化退火是使钢中碳化物球化而进行的退火工艺。将钢加热到Ac1以上20～30℃，保温一段时间，然后缓慢冷却，得到在铁素体基体上均匀分布的球状或颗粒状碳化物的组织。
球化退火主要适用于共析钢和过共析钢，如碳素工具钢、合金工具钢、轴承钢等。这些钢经轧制、锻造后空冷，所得组织是片层状珠光体与网状渗碳体，这种组织硬而脆，不仅难以切削加工，且在以后淬火过程中也容易变形和开裂。而经球化退火得到的是球状珠光体组织，其中的渗碳体呈球状颗粒，弥散分布在铁素体基体上，和片状珠光体相比，不但硬度低，便于切削加工，而且在淬火加热时，奥氏体晶粒不易长大，冷却时工件变形和开裂倾向小。另外对于一些需要改善冷塑性变形（如冲压、冷镦等）的亚共析钢有时也可采用球化退火。
球化退火加热温度为Ac1+(20～40)℃或Acm-(20～30)℃，保温后等温冷却或直接缓慢冷却。在球化退火时奥氏化是“不完全”的，只是片状珠光体转变成奥氏体，及少量过剩碳化物溶解。因此，它不可能消除网状碳化物，如过共析钢有网状碳化物存在，则在球化退火前须先进行正火，将其消除，才能保证球化退火正常进行。球化退火工艺方法很多，最常用的两种工艺是普通球化退火和等温球化退火。普通球化退火是将钢加热到Ac1以上20～30℃，保温适当时间，然后随炉缓慢冷却，冷到500℃左右出炉空冷。等温球化退火是与普通球化退火工艺同样的加热保温后，随炉冷却到略低于Ar1的温度进行等温，等温时间为其加热保温时间的1.5倍。等温后随炉冷至500℃左右出炉空冷。和普通球化退火相比，球化退火不仅可缩短周期，而且可使球化组织均匀，并能严格地控制退火后的硬度。
⑥再结晶退火（中间退火）
再结晶退火是经冷形变后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当时间，使形变晶粒重新结晶成均匀的等轴晶粒，以消除形变强化和残余应力的热处理工艺。
⑦去应力退火
去应力退火是为了消除由于塑性形变加工、焊接等而造成的以及铸件内存在的残余应力而进行的退火工艺。 锻造、铸造、焊接以及切削加工后的工件内部存在内应力，如不及时消除，将使工件在加工和使用过程中发生变形，影响工件精度。采用去应力退火消除加工过程中产生的内应力十分重要。
去应力退火的加热温度低于相变温度A1，因此，在整个热处理过程中不发生组织转变。内应力主要是通过工件在保温和缓冷过程中消除的。为了使工件内应力消除得更彻底，在加热时应控制加热温度。一般是低温进炉，然后以100℃/h左右得加热速度加热到规定温度。焊接件得加热温度应略高于600℃。保温时间视情况而定，通常为2～4h。铸件去应力退火的保温时间取上限，冷却速度控制在（20～50）℃/h，冷至300℃以下才能出炉空冷。

吉祥如意

所以因为 发表于 2013-2-9 12:16

                               
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退火工艺知识集锦：
退火是将金属和合金加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。退火后 ...

正在抓紧时间看你整理的本栏目的内容，条理性强、归类合理。辛苦啦。

所以因为

正火处理：
正火，又称常化，是将工件加热至Ac3或Accm以上30~50℃，保温一段时间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。正火与退火的不同点是正火冷却速度比退火冷却速度稍快，因而正火组织要比退火组织更细一些，其机械性能也有所提高。另外，正火炉外冷却不占用设备，生产率较高，因此生产中尽可能采用正火来代替退火。
正火的主要应用范围有：
①用于低碳钢，正火后硬度略高于退火，韧性也较好，可作为切削加工的预处理。
②用于中碳钢，可代替调质处理作为最后热处理，也可作为用感应加热方法进行表面淬火前的预备处理。
③用于工具钢、轴承钢、渗碳钢等，可以消降或抑制网状碳化物的形成，从而得到球化退火所需的良好组织。④用于铸钢件，可以细化铸态组织，改善切削加工性能。
⑤用于大型锻件，可作为最后热处理，从而避免淬火时较大的开裂倾向。
⑥用于球墨铸铁，使硬度、强度、耐磨性得到提高，如用于制造汽车、拖拉机、柴油机的曲轴、连杆等重要零件。
⑦过共析钢球化退火前进行一次正火，可消除网状二次渗碳体，以保证球化退火时渗碳体全部球粒化。

所以因为

所以因为：
【产品名称及规格】：千分尺弓架    0-25mm、25-50mm、50-75mm
【材料牌号】：20#：
【技术要求】：焊后消除应力
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：去应力退火
【热处理工艺】：随炉升温，温度300℃，保温时间3h，出炉空冷。
【备注】：使用30KW高频进行弓架焊接搭子，焊接剂为脱水硼砂，焊片为105焊接铜片，焊后必须当班进行去应力处理。


【产品名称及规格】：千分尺弓架凸模
【材料牌号】：Cr12MoV
【技术要求】：降低凸模非工作面硬度
【使用设备】：中温盐浴炉
【工艺种类】：局部退火
【热处理工艺】：加热温度760℃， 保温时间30min， 出炉空冷。           
【备注】：注意局部加热深度。原凸模非工作面硬度值46~49HRc，退火后局部硬度值20~22HRc，工作面硬度52~55HRc没有受到影响。

【产品名称及规格】：弹簧夹头
【材料牌号】：60Si2Mn
【技术要求】：弹簧夹头头部20mm处55~60HRc，尾部40~45HRc
【使用设备】：高温硝盐回火炉
【工艺种类】：低温退火（也可以叫高温回火）
【热处理工艺】： 尾部加热温度600℃，保温时间30s。（保温时间根据弹簧夹头尾部不同尺寸进行调整。试退一件进行硬度检测）
【备注】：弹簧夹头整体淬火，回火后硬度达到55~60HRc，尾部硬度要求用600℃低温退火达到。实际硬度检测41~43HRc。


【产品名称及规格】：指形铣刀、齿轮铣刀等（高速钢锻件）
【材料牌号】：W18Cr4V
【技术要求】：210~260HB，组织为索氏体＋碳化物。
【使用设备】：箱式炉
【工艺种类】：等温退火
【热处理工艺】：870~880℃，保温4h左右，打开炉门冷至740~750℃，保温6h左右，随炉冷却至500~550℃出炉空冷。
【备注】：（适用于W6、W12等高速钢，退火温度可降低10℃左右，一般常用860℃）


【产品名称及规格】：游标卡尺主尺、尺框。（各挡规格）
【材料牌号】：65#     SK7。
【技术要求】：电镀（镀铬）后消除氢脆。
【使用设备】：电烘箱（其它加热设备均可）
【工艺种类】：去氢退火。
【热处理工艺】：加热温度140~160℃，保温时间4h，空冷。
【备注】：同样适用于镀锌产品。加热温度一般低于该产品的回火温度10~20℃。去氢温度取上限，去氢效果好一些。