钢的表面硬化方法

钢铁冶金学中表面硬化的含义

表面硬化并不等同于某一种炉次、某一种合金牌号或某一种显微组织。ASM International 将其定义为对黑色金属材料进行处理，“使其表面层，即硬化层，显著硬于心部”。这一界定是有意保持宽泛的。它描述的是结果——表面与内部之间存在硬度差异——而不是产生该结果的特定方法。

这一点很重要，因为钢制零部件往往需要两种表面上相互矛盾的性能。工作表面必须抵抗压痕、黏着磨损、磨粒磨损和接触疲劳，而内部则必须能够吸收冲击并承受弯曲，避免突然断裂。与整个截面均匀硬化相比，硬表面加韧性心部通常能更有效地同时满足这两类要求。齿轮、凸轮、轴、销以及轴承零件通常都依赖这种功能分离。

所选工艺决定了硬度差异的形成方式。有些处理通过扩散改变表面的化学成分；另一些处理则保留原始成分，仅通过快速、局部的加热和冷却，使近表面区域发生组织转变。由此形成的硬化层深度、相组成、残余应力、变形以及验证方法可能存在显著差异。

硬化层、心部和硬度梯度

硬化层是经过处理的表面区域，其硬度和显微组织不同于内部。心部是该区域以下的材料。“心部”并不一定意味着柔软或未硬化：低碳渗碳钢淬火后，其内部可能保留相对韧性的低碳马氏体或回火马氏体；而渗氮合金钢在渗氮之前，其经过热处理的心部可能已经具有较高强度。

硬度梯度硬度梯度 从处理表面向未受影响的芯部逐渐变化的硬度，而不是存在突变的界面。

表面与心部之间通常存在的是硬度梯度，而不是突变的界面。渗碳零件可能具有较高的表面碳含量、靠近外表面的马氏体、残余奥氏体和碳化物；随着碳浓度向原始成分逐渐降低，硬度也随之下降。渗氮零件可能在氮扩散区上方含有一层薄的铁氮化物化合物层，随后是未受影响的心部。感应淬火零件的表面可能为马氏体，其下方是部分转变的过渡区，再往下则是原有的回火组织。

因此，“硬化层深度”必须与明确的测量规则相联系。有效硬化层深度通常是指从表面到规定硬度限值的距离，并沿定义好的测量剖面进行测量。对于渗碳淬硬钢，ISO 2639:2002 提供了确定和验证硬化层深度的方法；该方法的适用条件包括：在硬化层深度三倍处，硬度低于 450 HV 1。硬度标尺、试验载荷、表面制备、测量方向和测量位置都会影响报告值。

总硬化层深度是另一项不同的量。它指化学成分或组织发生改变的整个层厚，该厚度可能延伸到有效硬度深度所采用测量点之外。因此，金相检验、显微硬度测量、化学分析或相鉴定可能会为同一零件得出不同的“深度”。如果规范只写“硬化层深度”，却没有说明定义和试验方法，那么该规定是不完整的。

ISO 18203:2026 涵盖了火焰、感应、电子束和激光淬火形成的表面硬化层，以及碳氮共渗、渗碳和渗氮层的厚度测量。该标准进一步强调了一个核心观点：层厚是需要测量的特性，而不是对表面变黑现象的目视描述。

为什么表面硬度并不是完整的技术规范

表面硬度具有参考价值，但单凭它无法预测服役性能。浅层硬化层可能测得较高的维氏硬度，却因支撑材料过软而在反复赫兹接触下失效。相反，当硬化层足够深、由心部提供充分支撑，并处于有利的残余应力状态时，较低的实测硬度也可能表现良好。

相对硬度

硬度分布必须与心部抗拉强度、韧性以及先前的热处理结合考虑。表面显微组织同样重要。渗碳钢和碳氮共渗钢在奥氏体化和淬火后通常会形成马氏体，但过多的残余奥氏体、粗大碳化物、氧化或晶间氧化可能改变尺寸稳定性和疲劳性能。渗氮钢和氮碳共渗钢可能含有化合物层和扩散区；其厚度、孔隙率、相平衡和氮分布会影响摩擦、磨损及腐蚀性能。这些特征无法通过单一硬度数值推断出来。

压缩性表面残余应力可能提高对某些疲劳裂纹的抗力。 Limited evidence

残余应力是另一项需要单独规定的指标。淬火过程中，不均匀的组织转变和热收缩可能产生拉应力或压应力。扩散处理同样可能产生应力，因为加入的原子会改变晶格尺寸，并且化合物层和扩散区的形成速率不同。表面附近的压缩残余应力可能有助于抵抗裂纹萌生，但过大的应力、变形或支撑不足也可能造成其他失效。残余应力的符号和大小必须通过测量确定，或通过经验证的工艺加以控制，而不能仅凭处理名称推定。

变形同样需要单独制定控制方案。温度、截面厚度、几何形状、淬火烈度、夹具设计、合金成分以及处理后的回火都会影响尺寸变化。两个具有相同有效硬化层深度和表面硬度的零件，其跳动、齿形误差或内孔涨大量仍可能不同。因此，验证可能需要进行硬度梯度测量、金相剖面检查、尺寸检验、残余奥氏体测量以及残余应力分析。

热化学表面硬化与热表面硬化

热化学表面硬化通过引入碳、氮或二者同时引入来改变表面成分。美国国家标准局的一份手册将渗碳、渗氮和碳氮共渗列入这一基本分类。在渗碳过程中，碳扩散进入低碳钢，在低碳内部之上形成高碳表层。随后通常对零件进行奥氏体化和淬火，使富碳表层形成硬质马氏体。碳氮共渗则将碳和氮引入奥氏体，通常形成马氏体硬化层。

渗氮采用不同的冶金路径。氮扩散进入适用的钢材并形成合金氮化物和铁氮化物，通常不经过类似渗碳工艺中的奥氏体化—淬火循环。氮碳共渗在低于临界温度的铁素体中引入碳和氮，形成化合物层及其下方的扩散区。因此，尽管名称相近，氮碳共渗必须与碳氮共渗区分开来。铁素体氮碳共渗遵循相同的基本原理。

其他热化学方法还包括氰化、渗硼和渗铬。这些方法的扩散元素和反应产物各不相同，因此其硬度分布、层厚、温度限制、变形风险以及耐腐蚀或耐磨性能不能随意相互替代。摩擦学研究表明，渗硼、渗铬、渗碳、渗氮、氮碳共渗和碳氮共渗都可能改变磨损、摩擦和摩擦腐蚀行为，但变化的方向和幅度取决于钢材牌号、对偶材料、载荷、环境和层的结构。

热表面硬化不会向表面添加硬化元素。火焰、感应、电子束和激光淬火会使现有成分的钢材局部加热到转变温度以上，然后依靠快速自淬或受控冷却形成马氏体。ISO 18203:2026 将这些方法与若干热化学处理方法一并纳入。因此，这些方法形成的是转变区，而不是富集扩散元素的层；不过其中仍会出现硬度梯度和过渡区。

因此，实际工艺选择是一个冶金决策，而不是术语选择问题。所需的接触抗力、心部韧性、允许的变形、目标硬度分布、残余应力状态和验证方法都必须与工艺相匹配。渗碳、渗氮、碳氮共渗、氮碳共渗以及局部热表面硬化都可以制备“表面硬化”钢，但它们形成的硬化层并不相同。

碳、氮和热如何改变表层

ASM International 将表面硬化定义为：对含铁材料进行处理，使其表层，即渗硬层，显著硬于芯部。这个定义描述的是结果，而不是某一种工艺。渗碳齿轮、渗氮轴、碳氮共渗销以及感应淬硬钢轨都可能具有较硬的表面，但它们的化学成分、相组成、深度分布、应力状态和失效模式各不相同。

热化学处理会向钢的表面加入碳、氮或二者兼有。渗碳加入碳；渗氮加入氮；碳氮共渗和氮碳共渗则在不同的相态和温度条件下加入碳和氮。包括 ISO 18203:2026 所涵盖的火焰、感应、电子束和激光淬硬在内的热处理方法，是通过加热并使表层发生转变来改变原有成分，而不是供应大量新的间隙原子浓度。

扩散和浓度梯度

碳和氮通过表面进入钢中，并沿浓度梯度向内部迁移。原子占据铁原子之间的间隙位置，其迁移速率在很大程度上取决于温度、晶体结构、时间、合金成分以及表面的化学势。以简化形式表示，菲克定律描述通量和不断变化的浓度分布：陡峭的表面—芯部浓度梯度会推动初始阶段的快速渗入，而随着渗层形成，梯度会逐渐变缓。

工艺气氛决定表面状态。在渗碳过程中，炉内气氛中的碳活度使低碳芯部上方形成高碳奥氏体表层。表面不会立即获得均匀成分。相反，碳浓度通常会随着距外表面的距离增加而降低，而该分布曲线的形状取决于温度、碳势、保温时间以及气体—金属界面处的反应。除非处理时间特别长或截面尺寸很小，否则芯部仍接近其原始碳含量。

碳氮共渗在钢处于奥氏体状态时同时引入碳和氮。氮会影响碳的转移、淬透性、残余奥氏体以及合金氮化物的析出。由于氮通常集中在靠近外表面的区域，其分布曲线可能比碳的分布曲线更陡。因此，所得材料并非简单的“含有额外氮的渗碳钢”。

渗氮和铁素体氮碳共渗的机理不同。它们通常在低于临界温度的条件下进行，此时基体保持铁素体状态。碳和氮会通过铁素体扩散，但铁素体的碳溶解度远低于奥氏体。因此，氮会与铁和合金元素迅速反应，形成氮化物或碳氮化物，同时表面可能形成一层薄的化合物层。其下方是扩散层，其中含有固溶氮、析出物或二者兼有。该区域的深度和性能不能根据渗碳层深度推断。

扩散也解释了为什么清晰的界面并不常见。金相截面通常显示硬度和成分的渐变，而不是用一个平面将“渗层”和“芯部”分隔开来。因此，渗层深度是基于某一性能阈值规定的测量值。ISO 2639:2002 适用于渗碳和淬硬渗层，并采用这样的硬度条件：在渗层深度三倍处，硬度低于 450 HV 1。ISO 18203:2026 涉及由热淬硬、碳氮共渗、渗碳和渗氮等方法形成的层的厚度测量。测量方法必须与处理工艺以及所规定的性能相匹配。

奥氏体、铁素体、马氏体和化合物层

奥氏体是铁在相关临界温度以上稳定存在的面心立方结构。铁素体则是在较低温度下稳定存在的体心立方结构，其碳溶解能力低得多。这一差异决定了碳氮共渗与氮碳共渗之间的核心区别。

在渗碳或碳氮共渗过程中，钢被加热至奥氏体温度范围。碳，或碳与氮，会扩散进入这一相中，使表面的化学成分不同于芯部。冷却时，奥氏体可能转变为珠光体、贝氏体或马氏体，具体取决于冷却速率和淬透性。工业表面硬化通常采用淬火，使富集层主要转变为马氏体。马氏体是一种过饱和、畸变的体心四方结构；其硬度来源于被困留的碳、晶格应变以及高密度的相变缺陷。

芯部在淬火过程中也可能发生转变，但其较低的碳含量通常使其马氏体硬度较低而韧性较高。铬、镍、钼和锰等合金元素会改变转变动力学，并影响所需的冷却速率。因此，只要热循环和截面尺寸得到控制，低碳芯部就能够保持韧性，而高碳表面则变得坚硬。

氮碳共渗并不是低剂量的碳氮共渗工艺。它在低于临界温度的铁素体状态下进行，因此没有有意设置的奥氏体化步骤，通常也不会形成由淬火产生的马氏体渗层。其表面可能含有铁氮化物化合物层，通常称为白亮层；其下方则是含氮扩散层。具体相组成取决于温度、气体或盐浴化学成分、碳势和氮势以及钢的成分。合金氮化物可以在扩散层内形成，从而提高硬度，但不会产生碳氮共渗后所见的同类马氏体结构。

渗氮同样可能形成化合物层和扩散层；而渗硼则可以形成铁硼化物或合金硼化物，渗铬则可通过富铬相改变表面。这些层在厚度、脆性、结合力、硬度梯度以及对接触载荷的响应方面各不相同。单一的硬度数值无法识别这些层。

热淬硬会形成另一种组织。感应、火焰、激光或电子束加热仅使选定的表面区域达到奥氏体状态，而下方钢材仍保持较低温度。随后，快速自淬或外部施加的冷却会使奥氏体化区域转变为马氏体。这一过程不需要碳扩散，因此淬硬深度主要由加热模式、热导率、频率或束流参数、停留时间以及冷却条件决定。

淬火、回火和相变应力

淬火将受扩散控制的高温状态冻结为非平衡组织。在渗碳钢和碳氮共渗钢中，表面可能含有高碳马氏体，芯部含有低碳马氏体；如果碳含量使马氏体开始转变温度和马氏体终了温度降低，还可能存在残余奥氏体。根据合金成分和工艺控制情况，碳化物也可能残留或析出。残余奥氏体可能在服役或磨削过程中继续转变，从而引起尺寸变化。

冷却过程并非机械中性。表面先于内部较热区域冷却并收缩，从而产生热应力。相变还会带来另一种应变，因为奥氏体转变为马氏体时会发生膨胀。最终的残余应力分布取决于截面各处的温度变化顺序、碳和氮的梯度、马氏体比例、几何形状以及淬火强度。表面压应力有助于提高对某些疲劳裂纹的抗力，但过大的变形、淬火裂纹或关键位置上的拉应力可能抵消预期的处理效果。

回火是在奥氏体温度范围以下对淬火钢重新加热。回火能够降低脆性、释放部分淬火应力，并使碳从过饱和马氏体中析出。所得回火马氏体的硬度低于未回火马氏体，但通常更加稳定，也更能容忍损伤。回火还可能改变残余奥氏体并促使碳化物析出。对于渗氮件和铁素体氮碳共渗件，则需要采用不同的认识：它们的扩散层和化合物层并非通过淬火形成，过度的后处理加热可能导致析出物粗化、层的化学成分改变或硬度降低。

因此，最终形成的渗层是化学成分、扩散、相稳定性、加热、冷却和应力演化共同作用的产物。验证结果不应只报告表面硬度；实测渗层深度、硬度分布、显微组织、适用时的化合物层厚度、残余奥氏体、变形以及残余应力，都可能决定该处理是否符合服役要求。

渗碳：形成富碳渗层后进行淬硬

渗碳原理

渗碳是一种热化学处理工艺。在该工艺中，钢材保持在能够形成奥氏体的温度下，碳进入低碳钢的表面。该处理使钢材形成高碳表层和较低碳含量的内部区域；因此，渗碳并不只是加热操作，而且单独进行时也不是完整的淬硬循环。富碳层通常随后进行奥氏体化和淬火，使其碳含量能够形成马氏体。

ASM International 将表面硬化定义为对黑色金属材料进行处理，使其表层，即硬化层，显著硬于心部。渗碳通过在相变前改变表面成分来实现这种差异。炉内气氛、盐浴或含碳介质的碳势保持在高于钢材表面碳活度的水平。随后，碳在表面溶解并向内部扩散。碳浓度随着距表面距离的增加而降低，从而形成碳浓度梯度，而不是突然变化的界面。

这种梯度十分重要。在接近表面的区域，碳含量可能足以在淬火后形成高碳马氏体。向内部更深处，原有的低碳成分基本保持不变，尽管该区域经历了相同的热循环。由此形成的零件能够兼具坚硬、耐磨的表面，以及韧性更高、耐损伤能力更强的心部。这种结构解释了为什么渗碳广泛用于齿轮、花键轴、滚轮、衬套以及其他承受接触应力的零件；但这并不意味着所有渗碳零件都具有相同的耐磨性、疲劳性能、摩擦性能或耐腐蚀性能。

AISI 8620、AISI 4320 和 AISI 9310 是渗碳工艺中常见的低碳合金钢实例，但仅凭钢号无法确定渗层深度、硬度分布或变形结果。钢材的合金含量会改变淬透性、碳化物稳定性、相变温度、回火响应以及尺寸变化。镍、铬和钼有助于心部在淬火过程中硬化，而过高的表面碳含量或不适宜的合金配比则可能增加残余奥氏体和碳化物的形成。

渗碳介质包括气体、真空和固体渗碳工艺。气体渗碳通常控制含有一氧化碳、二氧化碳、氢气、甲烷及其他烃类产物的气氛。真空渗碳采用低压烃类气体注入，随后根据设备和零件情况进行气体淬火或油淬。固体渗碳则将零件包埋在含碳化合物中；传统介质包括添加催渗剂的木炭，但与受监控的炉内气氛相比，其工艺控制不够直接。

温度和时间决定碳浓度分布。较高温度通常会加快扩散，但也会促进晶粒长大并可能增加变形。在简化条件下，扩散距离大致与时间的平方根相关，因此延长保温时间只能使渗层逐步加深。实际碳浓度分布取决于碳势、合金元素、炉温均匀性、表面状态，以及拐角、孔洞和遮蔽区域处的边界条件。因此，规定的“渗层深度”只有在同时说明其定义和测量方法时才具有明确意义。

奥氏体化、淬火与回火

碳进入表面后，钢材通常必须经历淬硬循环。在直接淬硬工艺中，渗碳在奥氏体化温度下进行，零件随后直接从该温度淬火。在双重淬硬或重新奥氏体化工艺中，零件在渗碳后先冷却，再重新加热；有时首先通过重新加热细化心部组织，随后再使渗层硬化。所选热处理循环取决于钢材牌号、截面尺寸、所需心部性能、晶粒尺寸控制要求以及允许的变形限度。

奥氏体能够溶解碳，使富碳表面在冷却过程中表现出不同于低碳心部的响应。如果淬火足够剧烈，并且冷却温度路径避免形成过多其他相变产物，渗层主要会转变为马氏体。心部也可能形成马氏体，但由于其碳含量较低，淬火态硬度较低，通常韧性更高。合金淬透性决定这种转变能够进行到多深。厚大截面或淬火不足，可能导致原本需要承载的区域残留贝氏体、铁素体或珠光体。

淬火烈度必须受到控制，而不是一味提高。油、聚合物溶液、加压气体及其他淬火介质具有不同的散热速率，搅拌还会改变局部冷却条件。过于剧烈的淬火可以减少不希望出现的软相变产物，但也可能提高热应力和相变应力，从而增加开裂和尺寸变化。对于特定几何形状，分级淬火、分段淬火或加压气体淬火可以减少变形，但不存在一种适用于所有情况的淬火介质。

淬火后进行回火。回火的目的是降低淬火态马氏体的脆性和高残余应力，同时获得所需的硬度和尺寸稳定性。回火不会恢复原先的低碳状态。富碳渗层在化学成分上仍与心部不同，其响应也可能不同于心部。回火温度和时间会影响碳化物析出、马氏体分解、残余奥氏体稳定性以及最终硬度。在要求较高渗层硬度的情况下，通常采用低温回火，但低温回火不能替代对完整组织和硬度分布的规定。

工艺控制还必须处理奥氏体晶粒长大问题。渗碳温度足够高，长时间保温可能使原奥氏体晶粒长大，尤其是在钢材缺少适当晶粒细化元素或工艺循环控制不佳时。粗大晶粒会降低韧性并改变相变行为。在低于原渗碳温度的条件下重新加热可以细化组织，但这会增加一次热循环，也增加一次发生变形的机会。

显微组织、残余奥氏体与变形

渗碳硬化层可能含有高碳马氏体、残余奥氏体、碳化物和过渡区。 Strong evidence

渗碳层并不是仅由马氏体构成。实际显微组织检查可能发现高碳马氏体、残余奥氏体、碳化物，以及碳含量和硬度向心部逐渐降低的过渡区域。各组成相的比例和形态取决于表面碳势、温度、合金成分、冷却速率和回火条件。

残余奥氏体残余奥氏体 淬火后仍未发生转变的奥氏体，其原因是成分和冷却历史使其转变温度充分降低。

当富碳奥氏体的马氏体开始温度足够低，以至于淬火无法使其完全转变时，就会形成残余奥氏体。一部分残余奥氏体能够容纳应变并降低即时开裂的风险，但在服役应力、机加工或后续冷却作用下，其尺寸稳定性较差。向马氏体的转变可能引起尺寸增大或其他尺寸变化。残余奥氏体含量过高还可能降低测得的硬度或改变接触疲劳行为。因此，在尺寸稳定性或循环载荷十分重要的情况下，通常通过金相学方法或 X 射线衍射测量残余奥氏体含量；单独测量表面硬度无法可靠地识别残余奥氏体。

碳化物也带来另一项控制难题。合金碳化物有助于提高耐磨性，但连续的碳化物网或过量的晶界碳化物会使渗层脆化，并消耗淬透性所需的合金元素。过高的碳势、过长的高温保温时间或不适宜的钢材化学成分，可能形成一种在压痕试验中硬度更高、但服役性能反而较差的表面。目标是获得受控的碳浓度分布，而不是尽可能高的表面碳含量。

变形来自多种因素的共同作用，包括热膨胀与收缩、奥氏体转变为马氏体时产生的相变应变、不均匀冷却、截面厚度变化、残余机加工应力，以及夹具或装载效应。齿轮可能发生齿尺寸或径向跳动变化；轴可能弯曲或直径增大；薄截面可能翘曲。因此，几何形状、零件在炉内的放置方向、淬火搅拌和装夹方式都应纳入工艺规范。硬化后的磨削可以修正部分尺寸误差，但无法修复不适宜的渗层显微组织，也无法在不消耗所需渗层的情况下消除变形。

验证工作必须测量的不仅是表面硬度值。ISO 2639:2002 涉及渗碳硬化层深度的测定与验证，并采用在渗层深度三倍处硬度低于 450 HV 1 的条件来界定其适用范围。在遵循规定的载荷、试样制备、测点间距和终点判定方法时，从表面向心部进行硬度梯度测量可以确定有效渗层深度。ISO 18203:2026 涵盖由渗碳、碳氮共渗、渗氮、火焰、感应、电子束和激光淬硬形成的表面硬化层，进一步说明不同处理工艺需要规定相应的测量程序。

金相检验可以揭示硬度梯度测量可能遗漏的马氏体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体和碳化物。对于精密零件，可能还需要进行尺寸检测和残余应力测量。渗碳是钢材最广泛采用的热化学处理工艺之一，但其结果是成分、相变、显微组织、应力和实测渗层深度的受控组合，而不是任何硬化表面的笼统标签。

渗碳氮化：奥氏体中的碳与氮

渗碳氮化是一种热化学表面硬化工艺：钢处于奥氏体状态时，碳和氮同时进入钢的表层。随后对富集层进行淬火，通常形成马氏体，其硬度显著高于低碳基体。就工艺逻辑而言，渗碳氮化介于渗碳和渗氮之间；但它并非只是更快的渗碳循环，也不是高温形式的氮碳共渗。

ASM International 将表面硬化定义为：对铁基材料进行处理，使其表层，即渗层，的硬度显著高于基体。美国国家标准局同样根据向钢表面加入的是碳、氮还是二者兼有，对渗碳、渗氮和渗碳氮化进行分类。因此，渗碳氮化必须依据其扩散元素及所处的相状态来界定，而不能仅根据最终的硬度分布来判断。

渗碳氮化机制

工件被加热至高于下临界温度，进入奥氏体区，通常在含碳气体和氨气添加物的受控气氛中进行。供应碳的气体可以包括一氧化碳、甲烷、丙烷和吸热型载气，而氨则提供原子氮来源。气氛必须受到控制，因为碳势、氨的分解率、气体流量、压力和炉温共同决定钢材表面的化学势。

在奥氏体化温度下，奥氏体能够溶解相当数量的碳，以及含量较低但具有重要冶金意义的氮。随后，碳和氮从表面向内部扩散。它们的浓度随距离增加而降低，因此形成的是梯度，而不是清晰的界面。最终的浓度分布取决于温度、保温时间、合金成分、表面反应，以及气氛供应各元素的速率。

氮的影响并不局限于表面化学。在奥氏体中，氮可以提高淬透性并延迟某些相变反应，使薄的富集层即使在基体钢淬透性有限的情况下，也能在淬火过程中形成马氏体。氮还会改变奥氏体向马氏体转变的温度；如果碳和氮的总含量过高，则可能增加残余奥氏体。铬、钼、锰和镍等合金元素还会进一步改变淬透性，以及碳化物或氮化物的稳定性。

因此，实际工艺通常为：在含碳、含氮气氛中进行奥氏体化；保温至规定的渗层形成；然后以受控速率淬火。之后可以进行回火，以降低淬火应力并调整硬度。渗碳氮化通常用于较低碳含量的钢，包括为小型零件、紧固件、齿轮、衬套及其他需要浅层硬化层和坚韧内部的部件所选用的钢种。仅凭钢种牌号不能确定处理结果。AISI 1018、AISI 1020、SAE 8620 和 EN 20MnCr5 的响应不同，因为它们的碳含量、合金含量、晶粒尺寸、淬透性以及先前的热处理状态各不相同。

表层可能含有马氏体和残余奥氏体，并且根据化学成分和工艺条件，还可能含有合金碳化物或碳氮化物。基体则可能转变为马氏体、贝氏体，或含有铁素体和珠光体的混合组织。这一区别十分重要。硬而软弱的基体上覆盖硬化层时，即使表面硬度测量结果令人满意，也可能因变形、压溃或弯曲而失效。

渗碳氮化不同于氮碳共渗。在渗碳氮化中，碳和氮在高于临界温度的奥氏体中扩散，淬火通常形成马氏体硬化层。在氮碳共渗中，碳和氮在低于临界温度的铁素体中扩散。经氮碳共渗的部件通常会形成一层薄的铁-碳-氮化合物层，其下为含氮扩散层；而渗碳氮化部件主要通过转变形成的硬化层来规定。混淆这两种处理可能导致对相结构、尺寸变化、硬度测试以及耐磨性或耐腐蚀性能产生错误预期。

与渗碳的比较

渗碳将碳引入奥氏体，在低碳内部之上形成高碳表层。渗碳氮化遵循大体相同的热处理逻辑，但同时加入氮。其差异具有重要影响：氮会改变淬透性、相变行为、残余奥氏体含量，以及富集层在淬火过程中的响应。

渗碳层通常比渗碳氮化层更深，但这两种工艺都不存在固定不变的渗层深度。当相对较浅的渗层已经足够，并且希望利用氮提高淬透性以降低表面硬化不足的风险时，通常会选用渗碳氮化。渗碳氮化常被认为具有较短的处理周期，但这取决于规定的渗层深度和工艺温度，而不是该方法的定义。长时间低温循环和短时间高温循环可能产生不同的浓度梯度、变形、晶粒长大程度及残余奥氏体含量。

渗碳通常依靠碳势建立表面碳浓度。渗碳氮化则需要同时控制碳势和氮势。增加氨气添加量并不会简单地使渗层变硬。过量氮可能增加残余奥氏体，在不适宜的条件下促使孔隙形成或导致表面化学成分不均匀，并改变尺寸响应。过量碳则可能形成淬火后易脆的高碳表面，或产生过多残余奥氏体。因此，炉温控制和气氛测量都是冶金规范的一部分。

钢材本身也会改变二者的比较结果。低碳普通碳钢可以通过渗碳氮化获得有用的浅层马氏体硬化层；而 SAE 8620 这类低合金渗碳钢，通常用于需要更大渗层深度和更高基体淬透性的场合。不能仅凭表面硬度比较渗碳 SAE 8620 部件和渗碳氮化 AISI 1018 部件。二者的碳浓度梯度、氮含量、基体相变、变形以及承载能力均不相同。

两种工艺在淬火后都可能在表面附近形成压缩残余应力，从而有助于抵抗某些形式的接触疲劳或弯曲疲劳。但任何一种工艺都不能保证获得有利的应力状态。淬火烈度、截面尺寸、几何形状、先前的显微组织以及回火条件共同决定实际结果。耐磨性、摩擦性能和摩擦腐蚀性能还取决于对偶材料、润滑条件、接触压力、表面光洁度和环境；工艺名称本身不能预测性能。

马氏体硬化层与工艺变量

只有当富集碳、氮的奥氏体以足够快的速率冷却并通过相变温度区间时，才会形成马氏体硬化层。油、聚合物、盐浴或气体淬火会产生不同的热量提取历程。剧烈淬火可能增加马氏体形成量，但也会增加变形和开裂风险。缓和淬火可能使原本要求完全硬化的区域残留贝氏体或珠光体。分级淬火或分段淬火可以降低变形，但会改变相变路径，因此必须针对部件几何形状进行工艺验证。

温度控制扩散和奥氏体晶粒长大。时间控制碳和氮的渗入深度。气氛成分控制表面供给。淬火条件控制最终相组成。钢材成分控制淬透性和析出行为。这些变量彼此相互作用，因此，仅说明渗碳氮化温度，而不提供时间、气氛、钢种和淬火信息，并不能构成可重复的处理规范。

验证不应只测量最大表面硬度。从表面向基体进行硬度梯度测量，可以确定有效渗层深度；而金相分析能够显示马氏体、残余奥氏体、贝氏体、碳化物、氮化物、脱碳层以及晶间氧化。对于精密零件，可能还需要进行尺寸检验和残余应力评估。

ISO 18203:2026 涵盖由渗碳氮化、渗碳、渗氮、火焰淬火、感应淬火、电子束淬火和激光淬火形成的表面硬化层。ISO 2639:2002 涉及渗碳硬化层深度的测定与验证；其适用性采用的硬度条件为：在三倍渗层深度处，硬度低于 450 HV 1。该判据不应未经审慎评估就适用于所有渗碳氮化规范。图样或工艺标准必须规定测量方法、硬度标尺、测量位置、最小深度或有效深度、表面状态以及验收限值。表面硬化应通过规定的显微组织和深度分布加以证明，而不是依靠一次明亮、坚硬的表面读数。

渗氮：不采用传统渗碳的氮扩散处理

渗氮是一种以氮为基础的热化学处理，氮进入钢材表面，并与铁及选定的合金元素发生反应。因此，渗氮并不是低碳版的渗碳。渗碳会形成富碳层，该层通常经过奥氏体化和淬火，以形成高碳马氏体。渗氮通常在低于临界转变温度范围的温度下，对已经完成热处理的钢材进行处理，因此其硬化表面主要由氮强化铁素体和合金氮化物组成，而不是由淬火马氏体层组成。

ASM International 将表面硬化定义为：对铁基材料进行处理，使其表层，即硬化层，显著硬于心部。渗氮符合这一定义，但其获得硬度的途径不同。美国国家标准局根据向表面添加的是碳、氮，还是碳和氮两者，对渗碳、渗氮和碳氮共渗进行分类。这种分类比把所有表面硬化工艺都视为同一种温度循环更具实用价值。

氮扩散与氮化物形成

在处理表面，氮由分解氨气氛、等离子体或其他受控含氮介质提供。氮原子在钢材表面溶解并向内部扩散。一部分氮以间隙固溶体形式存在；另一部分则与铁或合金元素结合，形成氮化物。最终的硬度分布取决于氮势、温度、时间、钢材成分、预先热处理以及表面发生的反应。

渗氮钢的选材部分取决于其所含的氮化物形成元素。铝、铬、钼、钒、钛以及有时使用的铌，都可以形成细小弥散分布的合金氮化物。这些颗粒会阻碍位错运动，提高扩散区内的硬度。它们的作用并不可相互替代：每种元素在溶解度、氮化物稳定性、析出行为以及对韧性和尺寸变化的影响方面均有所不同。成分证明书中存在某种元素，并不能单凭这一点确定某一特定的渗氮深度或硬度。这些结果必须通过明确的工艺和验证方法加以确定。

常见的工程选择包括按照 EN 10085 规定用于渗氮的钢材，以及 AISI 4140 等合金钢，前提是已经确定所需的渗氮响应、心部热处理状态和服役条件。在未控制其确切化学成分、预先回火状态、表面质量和炉内循环的情况下，不应为任何牌号指定通用的渗氮结果。

氮的输运会受到表面反应的显著影响。在气体渗氮中，氨的分解及由此产生的渗氮势决定工件表面的氮活度。在离子渗氮中，离子轰击可以清洁并活化表面，而电参数则会影响加热和物种输运。这些工艺彼此相关，但不会形成完全相同的化合物层、粗糙度、孔隙率或局部均匀性。

外表面可能形成化合物层。该层主要由铁氮化物组成，通常称为 epsilon 铁氮化物 ε-Fe₂–₃N 和 gamma-prime 铁氮化物 γ′-Fe₄N。根据氮势和循环控制情况，该层可能主要由单一相组成，也可能由多种相组成，或者薄到连续性有限。其下方是扩散区，氮溶解于基体中，并可能发生合金氮化物析出。化合物层可以提高抗黏着磨损能力，并改善在某些腐蚀环境中的耐受性；但如果其化学成分和厚度不合适，也可能变脆、产生孔隙或结合不良。较厚的白层并不自动意味着处理成功。

扩散区不等同于渗碳形成的转变马氏体区域。由于氮浓度以及析出物密度随深度变化，扩散区可能具有硬度梯度。心部保留着先前淬火和回火工艺形成的显微组织。因此，渗氮通常从心部性能已经确定的钢材开始。渗氮循环并不是为了取代心部热处理。

渗氮层术语

“渗氮层”一词在工业界广泛使用，但它可能掩盖两个彼此独立的结构。报告应明确其所指的是渗氮层总厚度、化合物层厚度、扩散区深度，还是依据硬度确定的规定有效深度。“白层”是腐蚀后对化合物层所使用的金相学术语；它并不能完整描述渗氮区域。

这种区别在检验过程中十分重要。横截面可能显示出一层薄而连续的化合物层，其下方是厚得多的扩散区。另一方面，也可以有意将化合物层减至最小，使扩散区提供主要的承载硬度。承受滑动、冲击、滚动接触或腐蚀介质作用的零件，可能需要在这些区域之间采取不同的平衡。摩擦和磨损性能不能根据单一的表面硬度数值进行预测，因为粗糙度、孔隙率、氮化物形貌、对偶材料、润滑条件和残余应力也会影响接触行为。

渗氮深度应连同其测量依据一并报告。金相边界、显微硬度分布和氮浓度分布不一定会得出相同的数值。ISO 18203:2026 涵盖由渗氮以及渗碳、碳氮共渗、火焰淬火、感应淬火、电子束淬火和激光淬火形成的表面硬化层。该标准将这些工艺纳入其中，并不意味着它们的有效层深判定标准完全相同；所采用的定义和测量程序必须与处理工艺相匹配。

ISO 2639:2002 主要用于测定和验证渗碳硬化层深度。其适用范围包括一种硬度条件：在硬化层深度三倍处，硬度低于 450 HV 1。该判据不应未经审慎分析就直接用于渗氮层。渗氮通常会形成逐渐下降的硬度分布、具有独立功能的化合物层，以及硬度可能已经相对较高的心部。渗氮规范应明确试验载荷、硬度分布的测量间距、是否去除化合物层或将其计入，以及所选用的终点判定标准。

尺寸稳定性与工艺局限

当必须限制变形时，人们常选择渗氮，因为它通常可以避免与渗碳相关的奥氏体化和淬火阶段。这一优势确实存在，但并非绝对。工件仍需长时间加热，而吸氮、氮化物析出、加工应力释放以及化合物层生长都可能改变尺寸。薄截面、尖锐边缘、过盈配合部位以及先前经过冷作的表面对这些影响尤其敏感。因此，仍然需要使用夹具并进行加工余量规划。

初始显微组织具有决定性作用。调质心部为渗氮层提供所依赖的强度和稳定性，而过大的残余应力或不合适的回火温度可能导致工件在处理过程中发生尺寸变化。渗氮温度还必须与先前的回火状态相匹配；如果工件暴露于高于回火温度的温度下，即使表面硬度提高，心部硬度也可能下降。

表面状态控制着氮的进入。氧化膜、油污残留、脱碳、磨削损伤、金属涂抹以及不均匀粗糙度，都可能造成斑驳的化合物层或不一致的扩散深度。因此，清洗、活化、遮蔽和受控预加工属于工艺要求，而不是外观处理步骤。边缘和孔洞所接收的氮通量可能不同于宽阔平面；而等离子体处理还可能因几何形状和电屏蔽产生局部效应。

温度、时间和氮势同样构成工艺限制。较高温度通常会加快扩散和析出，但也可能增加尺寸变化、改变先前的回火状态，或形成过厚的化合物层。延长处理时间只能按照扩散动力学增加深度，并不能保证有用的承载深度按比例增加。过量氮可能促使表面形成脆性或多孔结构。因此，工艺控制必须规定预期的化合物层状态，而不能只规定炉温和处理时间。

应根据实际服役功能评价渗氮：承载用扩散区硬度、摩擦、磨损、腐蚀、疲劳、尺寸公差以及心部强度。仅套用渗碳判据，会把氮扩散结构误认为淬火碳硬化层。这种错误可能产生表面硬度读数看似合格的结果，却遗漏真正控制失效的层。

铁素体氮碳共渗及氮碳共渗层

铁素体氮碳共渗（FNC），通常称为铁素体氮碳共渗处理，是一种热化学表面硬化工艺。在该工艺中，钢材保持在低于临界相变温度的条件下，碳和氮同时向铁素体中扩散。它与碳氮共渗之间的区别在冶金学上十分重要。碳氮共渗是在奥氏体中引入碳和氮，通常需要足够高的温度，以便淬火后形成马氏体渗层。而氮碳共渗通常不经过奥氏体化—淬火循环，而是通过间隙扩散和化合物形成来改性现有的铁素体表面。

“氮碳共渗”这一术语可以用来描述一类工艺，而“铁素体氮碳共渗”则特指低于临界温度的工艺路线。气体、盐浴和等离子体工艺均可提供含氮和含碳物种，但它们的气氛化学、反应控制方式以及表面状态各不相同。美国国家标准局根据表面添加的是碳、氮还是二者，将渗碳、渗氮和碳氮共渗进行分类；FNC属于同一热化学分类，但其铁素体工艺温度及由此形成的显微组织需要单独讨论。

低于临界温度的处理

工件被加热至低于下临界温度 Ac1 的温度，使基体保持铁素体状态，而不转变为奥氏体。氮和碳从处理气氛或盐浴进入表面，并向内部扩散。由于不存在有意进行的整体相变及随后的淬火，尺寸变化和变形通常小于渗碳或碳氮共渗。但这并不意味着完全没有变化。热梯度、既有应力、加工痕迹、零件几何形状以及化合物层的生长仍可能改变尺寸和形状。

处理响应很大程度上取决于钢的成分。纯铁本身可以形成铁碳氮化物和铁氮化物，但铬、钼、钒和铝等合金元素会在扩散区形成稳定的合金氮化物。这些析出物会阻碍位错运动，提高表层下方的硬度。因此，低碳钢和低合金钢可以获得硬化表面，而不会形成渗碳钢所具有的深层淬硬马氏体渗层。氮化钢，包括规定为 EN 41B 或 AISI 4140 的钢种——前提是实际标准牌号和先前热处理受到控制——由于其合金元素会改变氮的扩散、析出和硬度，其响应不同于普通碳钢。

温度、时间、势能和冷却工艺必须协同控制。过高的氮势可能形成厚而脆的化合物层；氮势不足则可能只形成很薄的连续层，甚至不形成连续层。碳活度也会改变相平衡，并可能影响孔隙率。因此，即使处理的是同一种钢制零件，其炉内循环也不能直接套用渗碳工艺配方。

化合物层和扩散区

氮碳共渗表面通常可分为两个相邻区域。外侧的化合物层在金相腐蚀后有时称为白层，主要由铁碳氮化物组成。其中可能包括 ε 相，近似表示为 Fe₂–₃(N,C)，以及 γ′ 相，近似表示为 Fe₄(N,C)；二者的比例取决于温度、气体或盐浴化学成分以及处理时间。该层并不是简单的“硬质氮层”，而是化学性质不同的、类似陶瓷的反应区，其相组成、厚度、连续性和孔隙率决定了它在接触条件下的性能。

化合物层下方是扩散区。氮和碳的浓度随深度增加而降低，同时合金氮化物析出物和局部晶格应变可能形成硬度梯度。扩散区通常逐渐过渡到未受影响的芯部，而不是在某个明确的冶金界面处突然终止。因此，其有效深度应依据测量标准进行定义，而不能根据抛光横截面上的可视边界确定。

连续性十分重要。薄而连续的化合物层可能对滑动表面起到保护作用，而不连续的层会暴露较软区域，导致接触不均匀。过大的厚度可能增加脆性，并在冲击或高接触应力下促进开裂或剥落。孔隙率同样具有重要影响：在某些应用中，受控的近表面孔隙可以储存润滑剂；但相互连通的孔隙可能使腐蚀性电解质进入，并成为裂纹萌生位置。成分也很重要，因为 ε 相层和 γ′ 相层在硬度、脆性、化学稳定性和摩擦响应方面并不相同。

基体仍然是承载系统的一部分。由软芯部支撑的硬质化合物层，即使表面硬度测试得到很高的数值，也可能发生塌陷或开裂。先前的淬火和回火、芯部硬度、残余应力、夹杂物以及表面几何形状都会影响支撑能力。磨削、抛光、滚光、喷丸或去除最外层，均可能改变粗糙度、使孔隙开放或闭合，并改变处理层的测量厚度和有效厚度。

验证工作应将化合物层厚度与扩散区深度区分开来，并报告所采用的方法。横截面金相分析可以识别相形貌和孔隙率；显微硬度梯度测量可以确定硬度梯度；扫描电子显微镜和 X 射线衍射可以帮助评估形貌和相组成。ISO 18203:2026 涵盖通过热化学方法形成的表面硬化层，包括碳氮共渗、渗碳和渗氮层，以及局部热处理形成的表面硬化层。该标准的范围为层厚测量提供了通用框架，但报告中的判定标准仍需说明其指的是化合物层、扩散区，还是规定的硬度极限。

ISO 2639:2002 针对的是渗碳硬化层深度，并不自动适用于所有氮碳共渗层。该标准以距表面三倍渗层深度处的硬度低于 450 HV 1 作为适用条件。若不核实处理类型就直接采用这一规则，可能会错误描述 FNC 的硬度分布，尤其是在薄化合物层位于浅扩散区之上且芯部硬度本已较高的情况下。

磨损、摩擦和腐蚀方面的考虑

氮碳共渗可以同时通过多种机制改变摩擦学性能：化合物层提高表面硬度，扩散区支撑外层，而最终表面粗糙度则控制实际接触面积和润滑剂保持能力。其结果并非普遍改善。滑动速度、载荷、对偶材料、润滑条件、温度、磨屑和接触几何形状，都可能改变两种处理工艺之间的性能排序。

关于摩擦学和摩擦腐蚀的综述将硼化、铬化、渗碳、渗氮、氮碳共渗和碳氮共渗列为与磨损、摩擦和腐蚀性能相关的处理方法。这种分类说明的是工程用途，而不是保证获得某种结果。连续的碳氮化物层可能减少黏着磨损，而多孔或开裂的层则可能加剧磨粒磨损，或使基体暴露出来。处理后的粗糙表面即使硬度提高，也可能增加摩擦。相反，抛光可能降低摩擦，但也可能去除部分化合物层或改变其孔隙结构。

对腐蚀也必须采取同样谨慎的态度。在特定环境中，一些氮碳共渗表面表现出更高的耐蚀性，这是因为化合物层限制了腐蚀介质接触钢材。但另一些表面则可能因孔隙、裂纹、边缘损伤或不同相之间的电偶差异而发生局部腐蚀。盐雾试验、浸泡试验、电化学测试和摩擦腐蚀试验所测量的是不同的失效过程；任何一种都不应由硬度数值替代。

在技术规范中，有意义的记录应包括钢种及先前热处理、工艺路线、处理温度和时间、化合物层的相组成或厚度、孔隙率和连续性、扩散区深度、硬度分布、粗糙度以及最终处理工序。这些信息可以将受控的铁素体氮碳共渗层，与“零件仅进行了表面硬化”这一含糊说法区分开来。

其他渗层硬化方法：氰化、渗硼与渗铬

ASM International 的定义有意采用了宽泛表述：渗层硬化是对铁基材料进行处理，使其表面层，即渗层，显著硬于基体。该定义所涵盖的范围不止渗碳。美国国家标准局同样按照加入钢中的元素种类对表面处理进行分类：碳、氮，或碳和氮。渗硼和渗铬将同一原理扩展到硼和铬，而氰化则是在含氰化物的环境中同时引入碳和氮。

评价这些处理时，不应只看表面硬度。扩散元素、反应产物、工艺温度、相变路径、层厚度、结合力、残余应力以及基体状态，共同决定处理后的零部件在滑动磨损、磨粒磨损、疲劳、摩擦或摩擦腐蚀条件下能否良好工作。综述 Tribology and Tribocorrosion of Case-Hardened Steels 将渗硼、渗铬、渗碳、渗氮、氮碳共渗和碳氮共渗列为相关处理，但这些处理形成的表面并不能相互替代。

历史与技术背景下的氰化

氰化是一种热化学处理：碳和氮从熔融氰化物盐浴进入钢的表面。历史上，盐浴通常以氰化钠或氰化钾为基础，并含有碳酸盐和氯化物成分。工件在奥氏体温度范围内保温时，盐浴同时提供两种间隙元素。工件从盐浴中取出后通常立即淬火，因此富集的奥氏体大部分转变为马氏体。从冶金学角度看，所得渗层更接近薄层碳氮共渗层，而不是在临界温度以下形成的渗氮层。

氰化的历史重要性源于其快速传递和相对较浅的表面富集相结合的特点。小型齿轮、销、衬套以及其他低碳钢零件，可以在无需经历深层渗碳所需的长时间炉内周期的情况下，获得坚硬的马氏体表层。该处理还说明，不能将“渗层硬化”用作“渗碳”的同义词：氰化不仅提供碳，也提供氮；氮会改变奥氏体稳定性、淬透性、残余奥氏体行为以及材料对淬火的响应。

该工艺存在较多限制。氰化盐浴具有化学危害，需要受控的工厂操作，并且必须严格控制盐浴成分和温度。这些操作要求属于工艺规范的一部分，而非无关紧要的细节。对于要求非常深渗层的零部件，氰化也不太适用，因为其实际优势在于快速形成相对较浅的富集层。淬火可能引起变形，并产生拉伸或压缩残余应力分布；具体情况取决于几何形状、钢的成分、搅拌条件和回火工艺。

检验必须确认的不只是较高的外层硬度读数。抛光后的横截面可以显示从马氏体渗层向低碳基体的过渡，而显微硬度梯度测试则可以确定有效硬化深度。ISO 18203:2026 为测量热化学方法形成的表面硬化层提供了框架，其中包括渗碳、碳氮共渗和渗氮；对于氰化材料，同样需要将实测硬度曲线与目测估计的层厚度区分开来。ISO 2639:2002 专门针对渗碳硬化层深度，因此不应自动假定其适用于所有氰化组织。该标准规定的硬度条件是：在渗层深度三倍处的硬度低于 450 HV 1。

渗硼与硬质硼化物层

渗硼，也称硼化，是将硼引入钢的表面，形成铁硼化物，而不是仅仅使间隙溶质在铁素体或奥氏体中富集。常见工艺路线包括固体粉末渗硼、膏剂或粉末处理、熔盐处理，以及气相或等离子体辅助方法。所选工艺路线决定硼的活度、温度、时间、表面清洁度以及反应前沿的形状。

在普通碳钢和低合金钢上，主要相通常为 Fe₂B；在较高的硼活度或较长的处理时间下，外层还会形成 FeB，并位于 Fe₂B 之上。其形貌通常呈齿状，硼化物指状体向基体内部穿入。这种几何形态可以增强机械互锁，但也使层的表征更加依赖于取样位置和制样方式。Fe₂B 通常比 FeB 脆性低；过厚或连续的 FeB 层会降低材料承受冲击、弯曲和热失配的能力。因此，渗硼表面并不是简单意义上更硬的渗碳表面。

硼化物层是附着在金属基体上的类陶瓷金属间化合物反应区。其结合力取决于基体成分、硼化物相的比例、孔隙率、界面形状和工艺控制。铬、镍、钼和碳会改变硼化物的生长及其相组成，因此同一名义处理不能直接适用于所有钢种。较高的表面硬度有助于提高耐磨粒磨损性能，但如果硼化物层过厚、过脆、支撑不足或承受冲击载荷，断裂或剥落可能成为主导失效机制。

残余应力既来自硼进入过程中产生的化学膨胀，也来自热循环。它们会与磨削损伤、基体强度和服役载荷相互作用。因此，横截面硬度梯度测试应与金相分析结合，以识别 FeB、Fe₂B、孔隙、裂纹以及向扩散影响基体的过渡。X 射线衍射有助于识别相和残余应力，而磨损试验必须再现实际的对偶材料和载荷；不能仅凭硬度推断硼化物的性能。

渗铬与元素富集表面

渗铬通过高温扩散工艺将铬引入表面。可采用固体粉末渗铬、熔盐法、气相法和等离子体辅助方法，但其反应化学和设备各不相同。铬可能以富铬固溶体形式存在，也可能与碳反应形成富铬碳化物，或者形成扩散层与反应层并存的混合层。最终结果在很大程度上取决于碳含量、合金元素、温度、时间以及铬的化学势。

这一点使渗铬区别于镀铬。渗铬是一种热化学扩散处理：表面以下的成分发生改变，而不是仅在原始界面上覆盖一层沉积膜。在含碳钢中，表面附近可能形成富铬碳化物；在其他成分的材料中，则可能以铬富集以及向铁素体或奥氏体中的扩散为主。相组成会影响硬度、韧性、摩擦、抗氧化性能和耐腐蚀性能。

当零部件需要富铬表面，以抵抗特定类型的磨损、氧化或腐蚀环境时，渗铬可能具有吸引力，但它并不是渗氮或渗碳的通用替代方法。高温暴露可能改变基体显微组织、导致晶粒长大、引起尺寸变化，或在冷却过程中产生残余应力。富碳化物层也可能较脆，而结合力取决于逐渐变化的成分梯度和健全的基体，不能只看铬含量。

因此，检验应将扩散区或反应区的金相测量，与能反映成分的分析方法相结合，例如能谱分析、辉光放电分析或其他经认可的方法。硬度曲线可以显示力学响应，但无法识别铬碳化物，也无法将其与富铬固溶体区分开来。ISO 18203:2026 可用于热化学硬化层的一般测量原则；同时，报告应说明所采用的渗铬层厚度定义，并给出支持该定义的相组成证据。对于这三种处理，正确的问题不是“表面有多硬？”而是：进入了什么元素，形成了哪些相，渗层获得了怎样的支撑，以及这种结构是否符合零部件实际的失效模式。

局部热硬化：火焰、感应、电子束与激光

ISO 18203:2026 将火焰淬火、感应淬火、电子束淬火和激光淬火，与渗碳、碳氮共渗和氮化并列为制造表面硬化层的方法。这一分类十分重要。表面硬化并非单一的热循环，也不是渗碳的同义词。ASM International 将其定义为：对铁基材料进行处理，使其表层（即硬化层）的硬度显著高于芯部。局部热处理方法通常既不会改变表面的碳含量，也不会改变合金的化学成分。相反，它会使现有钢材快速升温至奥氏体区，然后通过自淬或外加淬火，将奥氏体转变为马氏体。

最终结果在很大程度上取决于初始钢种。AISI 1045 等中碳钢可以形成坚硬的马氏体表层，但其硬化深度受到碳含量和淬透性的限制。AISI 4140 或 EN 42CrMo4 等铬钼钢能够从受热表面向更深处硬化，因为合金元素会延迟冷却过程中的珠光体和贝氏体形成。因此，仅仅提高功率或延长作用时间，热处理过程并不能在所有钢材上获得相同的硬化层深度。如果内部冷却过慢，受热区下部可能含有贝氏体、珠光体或回火马氏体，而不是完全硬化的马氏体。

表面奥氏体化与自淬

火焰、感应、电子束和激光淬火都始于局部奥氏体化操作。表面温度升高到相关临界温度以上；对于亚共析钢，通常要超过 Ac3，而主体材料仍保持在该温度以下。随后，受热层冷却并通过马氏体开始和马氏体终了温度区间。在许多应用中，冷态芯部能够足够迅速地吸收热量，从而实现自淬。也可以喷射水、聚合物、油或气体，以提高并控制冷却速率。

自淬并不能自动保证硬度均匀。大型轴件的吸热能力高于薄法兰；尖角会向多个方向散热；而先前的机械加工也可能改变表面状态和热流。表面可能转变为马氏体，而过渡区则含有混合组织。过高的奥氏体化温度或过长的保温时间会使奥氏体晶粒粗化、溶解有益碳化物、增加残留奥氏体，并扩大热影响区。加热不足则可能残留未溶解铁素体，或形成沿加热场分布、而非符合预定几何形状的硬度模式。

热循环还会产生残余应力。马氏体的体积大于母相奥氏体，而表层和芯部的冷却与转变时间并不相同。表面的残余压应力能够提高抗裂纹萌生和接触疲劳的能力，但拉应力或陡峭的应力梯度则可能促进变形和开裂。仅凭硬度无法推断残余应力的符号和大小。几何形状、约束条件、淬火烈度、合金成分以及回火都会产生影响。

火焰淬火采用氧燃料火焰在工件表面移动，随后进行自淬或单独喷淬。该方法适用于大型表面和可修复的生产工艺模式，但火焰位置、气体流量、移动速度以及操作人员或设备的控制都会影响重复性。感应加热使用线圈产生的交变电磁场。频率和功率决定电加热的分布，而线圈形状则决定是对轴、齿、轨道还是选定表面进行加热。因此，感应加热能够在较短周期内形成可重复的处理模式，并减少工件总体处于炉内高温环境中的时间。

感应淬火与渗碳、氮化的比较

感应淬火保留钢材原有的表面成分。含碳量为 0.40% 的钢，其表面含碳量仍大致保持在这一水平；改变的只是组织和硬度。渗碳则不同：碳向低碳钢中扩散，在低碳芯部之上形成高碳表层。奥氏体化并淬火后，这种梯度能够形成坚硬的马氏体硬化层，同时保留韧性更高、含碳量较低的芯部。渗碳层的深度可以明显大于典型的感应硬化层，但具体深度取决于温度、时间、气氛、钢种和淬火条件。

碳氮共渗会同时向奥氏体中加入碳和氮，通常形成马氏体硬化层。氮碳共渗并不只是较短的碳氮共渗循环：碳和氮在低于临界温度的条件下向铁素体中扩散，通常在富氮扩散层之上形成铁-碳-氮化合物层。氮化同样在相变温度范围以下进行，并在适宜的钢材中形成合金氮化物。这些热化学处理会改变材料成分，而感应淬火通常不会。

这一差异决定了材料选择。感应淬火要求材料具有足够的碳含量，以达到所需的马氏体硬度，并具有足够的淬透性，以满足规定的硬化深度。渗碳可以使用低碳芯部钢，例如渗碳钢种，因为碳是在表面供给的。氮化尤其依赖铝、铬、钼或钒等氮化物形成元素，并不要求采用相同的奥氏体化淬火循环。对感应淬火响应较弱的低合金钢，仍可能获得有用的氮化层；而不含氮化物形成元素的成分则可能无法产生预期的氮化效果。

与长时间的渗碳循环相比，感应淬火通常具有更好的位置控制能力，并且总体变形更小，因为只有选定区域受到加热，工件处于高温的时间也更短。但感应淬火并非不会产生变形。线圈耦合不均匀、截面厚度不对称、淬火延迟和相变应力都可能使轴件弯曲或改变齿形。渗碳会形成更宽的成分梯度和组织转变梯度，并可能导致尺寸增大、残留奥氏体和淬火变形，但能够提供较深的承载硬化层。氮化和铁素体氮碳共渗避免了整体奥氏体化和淬火，因此尺寸变化通常较小；不过，必须根据预期的磨损、摩擦或摩擦腐蚀环境，对其化合物层和扩散层进行控制。

电子束与激光硬化层

电子束和激光能够比火焰或传统感应加热更加精确地集中能量。电子束在真空中传递能量，可以形成窄而定位精确的奥氏体化轨迹。激光淬火利用被吸收的光束，通常通过在表面扫描，并调节功率、光斑尺寸和移动速度来维持受控的热循环。两种方法都能够沿复杂路径处理，对选定的齿或滑动轨道进行处理，同时使邻近材料基本保持原始状态。与深层渗碳硬化层相比，这些处理层通常较浅，但实际深度取决于光束或电子束尺寸、能量密度、扫描速率、钢种和散热条件。

束流处理可能产生陡峭的热梯度。快速冷却能够形成细小马氏体和狭窄的过渡区；在热循环控制得当时，晶粒长大的机会很少。但如果能量输入与材料不匹配，也可能产生局部拉伸残余应力、表面熔化、加热不足或软化的搭接带。激光淬火通常旨在保持温度低于熔点；激光表面熔化或激光合金化属于不同的工艺，不应作为普通激光淬火报告。电子束处理同样要求控制真空度、束流聚焦、移动速度和工件几何形状。

验证工作必须测量的不只是单个表面硬度值。ISO 18203:2026 涵盖由这些热处理方法以及渗碳、碳氮共渗和氮化形成的表面硬化层厚度。从表面向芯部进行硬度梯度测量可以确定过渡位置，而金相分析则能够区分马氏体、铁素体、贝氏体、残留奥氏体、化合物层、碳化物和氮化物。ISO 2639:2002 专门适用于渗碳淬硬层深度的测定与验证，并采用“在硬化层深度三倍处硬度低于 450 HV 1”这一条件。该判据不应未经审慎评估就直接套用于所有激光或感应硬化曲线。规定的硬度测定方法、载荷、截面方向、处理轨迹的几何形状、残余应力、变形以及实际接触工况，都必须与所评估的热处理相匹配。

钢材选择以及表层与芯部之间的关系

根据 ASM International 的定义，表面硬化是对黑色金属材料进行处理，使其表面层（即表层）的硬度显著高于芯部。该定义描述的是一种性能差异，而不是某一种特定的炉内处理周期或合金系列。钢材的选择决定了能够形成何种硬度差异、该差异能够延伸多深，以及表面硬化后芯部能否保持韧性。

初始状态与名义钢号同样重要。锻造变形量、轧制方向、退火、正火、先前的淬火与回火、晶粒尺寸、偏析以及机械加工余量都会影响材料的响应。对细晶正火毛坯进行渗碳处理，与对粗晶且经过大量冷作硬化的零件采用相同周期进行处理，不会产生完全相同的变形或芯部组织。因此，热处理规范需要同时规定钢号、截面尺寸、先前加工状态、目标渗层深度、芯部硬度或强度以及允许变形量。

用于渗碳层的低碳钢

渗碳适用于含碳量足以在淬火后形成有用马氏体内部、但又不会使整个零件变得过硬或过脆的钢材。该工艺在高温下将碳引入奥氏体表层，在较低碳含量的内部之上形成高碳表层。渗碳后，零件通过奥氏体化和淬火硬化，通常还要进行低温回火。此时，表面可能含有高碳马氏体、残余奥氏体和碳化物，而芯部则根据其淬透性和截面尺寸形成低碳马氏体、贝氏体或混合组织。

常见的渗碳钢包括 SAE 1020、SAE 8620、SAE 4320、AISI 9310、EN 10084 16MnCr5 和 EN 10084 20MnCr5。这些钢号并不意味着所列每一种钢都能形成相同的渗层。SAE 1020 的合金含量相对较低，芯部淬透性有限，因此厚截面在淬火后可能在渗层下方保留铁素体和珠光体，或形成贝氏体。SAE 8620 和 SAE 4320 含有铬、镍和钼，这些元素以不同组合提高淬透性，并有助于在较大截面中形成强度更高的芯部。AISI 9310 含有镍、铬和钼，适用于要求深层渗层和高芯部强度的场合，但仍需要控制奥氏体化、淬火和回火过程。

选择碳势和渗碳温度时，必须考虑钢材的合金含量和所需表面碳含量。过高的表面碳含量可能促使形成碳化物网、过多的残余奥氏体以及尺寸不稳定性，而不是获得更优良的工作表面。碳浓度梯度同样重要：过于突变的过渡可能导致应力集中，而适当的梯度渗层能够使载荷更平缓地传递至芯部。有效渗层深度不能仅凭表面硬度推断。

渗碳零件通常同时规定有效渗层深度和芯部性能。ISO 2639:2002 涉及渗碳淬硬层深度的测定与验证，并采用硬度判据：在渗层深度三倍处，硬度应低于 450 HV 1，以确定该判据的适用性。因此，从表面向中心进行硬度梯度测量，比仅在表面进行一次洛氏或维氏硬度测量更有信息价值。还可能需要进行金相检验，以识别氧化、碳化物析出、残余奥氏体、脱碳以及不利的过渡区。

氮化和感应淬火中的合金化效应

氮化和铁素体氮碳共渗所要求的钢材化学成分或相变周期，与渗碳并不相同。氮化过程中，氮在低于临界温度的条件下扩散进入铁素体；铁素体氮碳共渗过程中，碳和氮扩散进入铁素体。形成的表面可能包含由铁氮化物构成的化合物层，通常通过 ε-Fe₂–₃N 和 γ′-Fe₄N 等相进行描述；其下方为含有合金氮化物的扩散层。该处理不会使芯部转变为高碳马氏体。芯部原有状态必须已经能够提供所需的强度和韧性。

铝、铬、钼和钒是重要的氮化物形成元素。它们形成细小且弥散分布的合金氮化物，提高扩散层硬度并改善抗塑性变形能力。EN 10085 31CrMoV9 和 EN 10085 34CrAlNi7-10 等钢材常用于氮化处理，这是因为铬、钼、钒以及后一钢号中的铝有助于形成氮化物。普通碳钢可以吸收氮，但通常不会形成同样稳定的合金氮化物强化效果。过度强调表面硬度，也可能掩盖化合物层在摩擦、磨损、腐蚀和咬合方面的作用；其厚度和相组成平衡必须与接触工况相匹配。

氮化通常在调质钢上进行。回火温度应高于计划采用的氮化温度，否则芯部可能在处理过程中软化。这一要求说明，钢材牌号不能脱离工艺顺序单独选择。某种钢在氮化前可能具有适当的抗拉强度，但如果其回火状态不合适，氮化处理后可能损失部分强度。

感应淬火则有所不同。它不会显著增加碳或氮，而是通过局部电磁加热，使现有表面成分形成奥氏体，随后利用自冷或外部淬火形成马氏体。ISO 18203:2026 涵盖由火焰、感应、电子束和激光淬火形成的表面硬化层，也涵盖由渗碳、碳氮共渗和氮化形成的层。对于感应淬火，碳含量、先前珠光体或铁素体的分布、晶粒尺寸、电学性能、频率、功率密度、扫描速度以及淬火延迟时间都会影响硬化层分布。

在适当的截面条件下，AISI 1045 通常能够形成有用的感应淬硬层；而由于含有铬和钼，AISI 4140 具有更高的芯部淬透性。未经检查奥氏体化深度、淬火烈度和开裂敏感性，不能将同一加热制度直接用于这两种钢材。即使表面达到马氏体硬度，如果过渡区过于突变，或未经处理的芯部强度不足，零件仍可能失效。

芯部淬透性、韧性和截面尺寸

淬透性淬透性 钢材在冷却过程中形成一定深度马氏体的能力；它不同于所形成马氏体的硬度。

淬透性是钢材在淬火过程中使给定截面形成马氏体的能力，它不同于硬度。碳主要控制马氏体的硬度，而锰、铬、镍和钼等合金元素通常会延缓珠光体和贝氏体转变，并提高淬透性。末端淬火试验的 Jominy 响应，以及计算或实测的冷却曲线，有助于将钢号和截面尺寸与最终芯部组织联系起来。

由 SAE 8620 制成的薄齿轮可能形成以马氏体为主的芯部，而由同炉钢材制成的厚轴，其中心附近可能含有硬度较低的贝氏体或铁素体。这种差异会影响疲劳强度、冲击响应、尺寸变化，以及滚动或滑动接触下芯部对渗层的支撑作用。即使表面硬度证明看似合格，过硬的渗层在较弱芯部的支撑下仍可能发生塌陷、开裂，或允许形成次表面疲劳。

韧性同样构成限制。提高碳含量和合金含量可以提高芯部硬度，但可能降低材料对缺口、磨削损伤和淬火应力的承受能力。镍通常有助于保持韧性，而过多的碳化物形成或粗大的奥氏体晶粒则可能损害韧性。所需的折中取决于载荷模式：渗碳齿轮齿部、氮化曲轴轴颈和感应淬硬钢轨部件所承受的要求并不相同。

截面尺寸决定冷却速度，进而决定芯部转变。淬火烈度、零件取向、油或聚合物淬火介质的选择、搅拌以及间歇淬火或压淬，都会影响变形和残余应力。先前的机械加工和局部几何形状同样重要；尖角台肩、键槽和薄齿的加热与冷却方式不同于轮毂或轴。对于变形敏感的零件，可以选择淬透性较低的钢材并采用较浅的处理层，或者采用淬透性较高的钢号并配合较缓和的淬火，但无论哪种选择，未经试验验证都不安全。

验证工作应将规定的渗层与零件的实际功能联系起来。可能需要进行硬度梯度测量、芯部硬度测量、金相检验、残余奥氏体测量、尺寸检验和裂纹检测。ISO 18203:2026 为热处理和热化学处理形成的表面硬化层厚度测量提供了框架；ISO 2639:2002 则专门适用于渗碳淬硬层深度。基本原则很简单：渗层深度、渗层组织、残余应力和芯部状态是同一个设计问题。坚硬的渗层无法弥补不合适的芯部。

渗层深度、硬度梯度和 ISO 验证

表面硬度值并不等于渗层深度测量结果。根据 ASM International 的定义，表面硬化是对黑色金属材料进行处理，使其表面层（即渗层）的硬度显著高于芯部。该定义使硬度梯度成为核心问题：重要的不仅是表面有多硬，还包括硬度如何随距表面距离的增加而变化，以及硬化层在何处终止。

答案取决于所采用的处理工艺。渗碳是向相对低碳的内部区域加入碳，通常随后进行奥氏体化和淬火，使富碳表层主要转变为马氏体。碳氮共渗是向奥氏体中加入碳和氮，通常同样会形成马氏体层。氮化和铁素体氮碳共渗在低于临界转变温度的条件下进行，使氮，或氮与碳，扩散进入铁素体。它们的扩散区、化合物层、析出物和硬度梯度，不能按照渗碳马氏体来解释。

火焰、感应、电子束和激光淬硬并不要求改变表面化学成分。它们对现有成分进行局部加热，依靠奥氏体形成，随后通过自淬或外加淬火实现硬化。所得马氏体层与芯部之间可能存在清晰的过渡，而渗碳层通常具有依赖于碳含量的梯度，并且可能包含残余奥氏体、碳化物或其他转变产物。硼化和铬化则会形成另一种类型的表面层，其特点通常是以硬质硼化物或含铬化物的反应区为主，而不是传统的富碳马氏体层。

因此，“渗层深度”必须与明确的定义、测量载荷、测量方向和验收准则联系起来。由炉子或感应设备工艺规范记录的工艺深度，并不能证明成品零件上的实测深度。

ISO 18203:2026 与表面硬化层厚度

ISO 18203:2026 为确定通过热处理和热化学处理形成的表面硬化层厚度提供了广泛的框架。其明确涵盖火焰、感应、电子束和激光淬硬，以及碳氮共渗、渗碳和氮化。这一范围非常重要，因为它否定了“表面硬化仅指渗碳”的常见假设。

对于局部热处理，硬化层通过温度循环和相变形成。测量通常是在从表面向未受影响材料方向进行硬度梯度测量。随后，根据适用程序中规定的硬度转变位置或其他指定边界确定深度。对于热化学处理，根据工艺和检验目的，所测层可依据硬度、金相组织、化学成分或这些因素的组合来定义。

因此，ISO 18203:2026 应被理解为一种测量框架，而不是声称同一个数值准则适用于所有钢种和处理工艺。氮化层可能由扩散区上方的一层薄化合物层组成。化合物层的硬度可能高于下方的扩散区，但它并不自动等同于完整的氮化层深度。在铁素体氮碳共渗中，白亮层和扩散区可能需要分别报告。相比之下，渗碳淬硬层可能通过从高表面硬度向芯部逐渐降低的硬度曲线进行评定。

金相检验可以确定可见边界，例如化合物层与扩散区之间的界面、相变边界，或腐蚀响应的变化。由硬度定义的边界则有所不同。它是根据压痕梯度测量和规定的极限硬度计算得到的位置。这两个边界可能并不重合。可见的过渡可能在化学成分或组织结构上具有重要意义，却几乎不引起硬度变化；反过来，硬度下降可能延伸到经过腐蚀的截面上看似清晰的边界之外。

这种区别在感应、火焰、电子束或激光淬硬之后尤其重要。由于温度梯度、原始组织和淬火条件的影响，马氏体与原始芯部之间的金相边界可能不规则。硬度梯度测量可能会将功能性过渡位置确定在另一距离处。测量方向同样重要：对于截面厚度变化、具有曲率或存在重叠加热区的零件，硬化层厚度可能并不恒定。

因此，ISO 18203:2026 支持采用如下方式进行报告：明确说明所使用的方法、梯度测量或截面的位置、硬度标尺和载荷，以及厚度的定义。“渗层深度：1.2 mm”这一表述并不完整，除非报告说明该数值是硬度深度、金相深度、总层厚度，还是工艺规定的目标值。

ISO 2639:2002 与渗碳层深度

ISO 2639:2002 专门用于确定和验证渗碳淬硬层的深度。它不是适用于氮化层、氮碳共渗层、硼化层或激光淬硬层的通用方法。其常用的有效渗层深度方法基于硬度梯度测量，通常将有效深度定义为硬度下降至 550 HV 1 的位置。还必须说明该标准的适用条件：在渗层深度三倍的位置，硬度应低于 450 HV 1。

HV 1HV 1 采用标称 1 kgf 试验力进行的维氏硬度测量，约为 9.807 N。

这一条件可以防止在芯部仍然过硬，或硬度曲线未能在渗层与芯部之间形成预期区分的情况下，未经限定地使用该方法。符号 HV 1 表示采用 1 kgf 试验力测得的维氏硬度，该试验力约为 9.807 N。载荷并非无关紧要的细节。改变试验力会改变压痕尺寸、对局部相的敏感性，有时也会改变报告值，尤其是在表面、碳化物、孔隙或尖锐的组织边界附近。

ISO 2639:2002 适用于渗碳钢，因为渗碳通常会形成与碳浓度及随后淬火转变相关的硬度梯度。低碳芯部的硬度可能保持在极限硬度以下，而富碳表面则形成高碳马氏体。这样，硬度梯度测量可以显示从表面向芯部逐渐下降的曲线，并可通过插值比单个压痕之间的间距更精确地确定规定硬度边界的位置。

所得结果是实测有效渗层深度，并不一定是渗碳周期所设定的目标深度。炉温、碳势、处理时间、钢的成分、先前的晶粒组织、淬火烈度、回火和表面状态都会影响最终的硬度曲线。零件可能满足根据扩散时间计算出的工艺深度，却因淬火产生过多贝氏体，或因回火降低了表面硬度，而无法满足硬度要求。反之，较高的表面硬度也不能证明其下方存在足够厚度的硬化材料。

碳氮共渗层需要谨慎处理。ISO 2639:2002 针对的是渗碳淬硬层，而碳氮共渗同时引入碳和氮，并可能改变淬透性、残余奥氏体含量、析出物以及硬度曲线的形状。如果将该标准应用于碳氮共渗产品，图样、技术规范或检验计划必须明确规定其适用性；不得将结果表述得仿佛碳氮共渗和渗碳产生了完全相同的组织。

“总渗层深度”和“有效渗层深度”也是不同的术语。总渗层深度可能是指完整的化学或冶金改变层，包括硬度低于有效极限的区域。有效渗层深度则是与硬度准则相关的约定，例如渗碳淬硬层的 550 HV 1。任何一个术语都不自动等同于碳的扩散距离。通过化学分析测得的碳浓度分布可能延伸到满足硬度要求的深度之外，特别是在芯部淬透性较低，或淬火产生混合转变产物的情况下。

HV 1、硬度梯度测量与 450 HV 1 准则

维氏硬度梯度测量是在从处理表面向芯部的方向上依次布置一系列压痕。压痕间距必须足够小，以分辨硬度梯度；同时又必须足够大，以防相邻压痕或表面边缘相互影响。通常不会将第一个压痕直接布置在边缘处，因为边缘效应、脱碳、氧化、粗糙度和曲率都可能使测量值发生偏差。

报告应记录截面方向、表面制备状况、每个压痕距表面的距离、HV 1 测量结果，以及用于计算边界的方法。单个表面读数无法显示硬度曲线是逐渐下降、在软质次表层上方存在硬化峰值，还是因化合物层而达到平台。对于齿轮齿、轴或不规则截面，可能需要进行多条硬度梯度测量，因为在复杂几何形状上，加热、渗碳和淬火很少能够完全均匀。

对于按照 ISO 2639:2002 评定的渗碳层，不得混淆 550 HV 1 有效深度准则与在渗层深度三倍位置低于 450 HV 1 的条件。550 HV 1 用于确定规定的有效边界；450 HV 1 条件则用于确定硬度曲线是否适合采用该方法。后者不是渗层深度的通用定义，也不意味着每个渗层都必须在 450 HV 1 处结束。

氮化说明了这种区别为何重要。氮化物析出可能形成很高的表面硬度，并沿较长的扩散区逐渐降低，而芯部仍可能保持相对较高的硬度。采用 450 HV 1 或 550 HV 1 边界可能不适合描述实际发挥作用的氮化层。此时可能需要进行金相检验、氮浓度分布分析、组织鉴定或采用工艺专用的硬度准则。铁素体氮碳共渗同样需要谨慎处理；当化合物层厚度和扩散区深度都会影响服役性能时，应分别报告二者。

因此，验证方法应与处理工艺及所声称的性质相匹配。对于经相变硬化的层，硬度梯度测量非常有力；但当相关界面由成分或相组成界定时，硬度梯度测量不能取代金相分析或化学成分分析。ISO 18203:2026 提供了更广泛的框架；ISO 2639:2002 则规定了一种明确的渗碳层测定方法。这两项标准都不会使“层深”这一数值变得不言自明。

金相分析：解读硬化层

硬度梯度测量给出的是一个剖面，而不是微观组织的解释。金相分析能够揭示该剖面为何呈现这种形状：硬化层是否含有高碳马氏体、贝氏体、碳化物、氮化物或残余奥氏体；硬化层向心部的过渡是渐变还是突变；以及缺陷是否中断了硬化层。ASM International 的金相学指南将显微检验视为一种把工艺、相组成和缺陷与服役行为联系起来的手段，而不是对硬度进行装饰性的确认。

这一点很重要，因为 ASM 将表面硬化定义为对含铁材料进行处理，使其表层，即硬化层，显著硬于心部。表面可能经碳、氮或二者富集，也可能通过局部加热使原有成分发生转变。所得微观组织取决于工艺温度、冷却速度、合金含量以及后续回火。

取样、镶嵌、磨光与腐蚀

试样必须能够代表工作表面及其方向。通常应垂直于处理表面切取横截面，并在硬化层后方保留足够材料，以包含心部。切割时应限制加热和机械变形；烧伤或出现涂抹的边缘可能类似于工艺缺陷，并掩盖真实界面。对于齿轮齿、轴或轴承滚道，截取位置同样重要，因为曲率、截面厚度和局部冷却条件都会影响硬化层。

小块试样应使用树脂镶嵌，可以采用热压树脂或冷镶嵌体系。镶嵌材料应支撑薄边缘，同时避免填入裂纹或拉出脆性的化合物层。研磨应使用逐级变细的磨料，随后采用金刚石悬浮液或胶体二氧化硅进行抛光。压力过大可能使表面变平、拖曳较软的残余奥氏体，或使氮化物和碳化物在截面上被涂抹开。因此，最终抛光是金相分析步骤，而不仅仅是为拍摄照片做准备。

腐蚀通过优先侵蚀不同区域来显示相界和成分梯度。2% nital 溶液通常用于碳钢和低合金钢，而苦味酸腐蚀剂或其他试剂可能更能区分回火马氏体、贝氏体和碳化物。Nital 可能使氧化膜、脱碳层或轻微受腐蚀的残余奥氏体区域呈现出具有欺骗性的无特征外观。渗氮和氮碳共渗表面通常需要仔细抛光并选用合适的试剂，因为化合物层薄而硬，容易断裂或被拉脱。

还应检查抛光但未腐蚀的状态。该状态可以显示孔隙、裂纹、夹杂物、氧化膜、化合物层分离以及抛光拉脱等缺陷，而这些缺陷可能会被腐蚀后的图像掩盖。对于硬化层剖面和主要转变产物，光学显微镜通常已经足够；但当光学方法无法分辨相组成或氮的分布时，可能需要扫描电子显微镜、电子背散射衍射、微探针分析或 X 射线衍射。

马氏体、贝氏体、碳化物、氮化物与残余奥氏体

渗碳层在奥氏体化和淬火后通常会呈现高碳马氏体，并常含有一定量的残余奥氏体和碳化物颗粒。如果碳势、温度或保温时间控制不当，表层可能比次表层组织更粗大或含有更多合金元素。根据钢种和淬火强度，低碳心部会转变为较低硬度的马氏体、贝氏体或回火组织。应将硬化层至心部的过渡理解为组织的连续变化，而不只是简单的一条界线。

碳氮共渗将碳和氮引入奥氏体，淬火后通常形成马氏体硬化层。氮可以提高表层附近的淬透性，但过度富集可能增加残余奥氏体，或在冷却后形成氮化物。在渗碳钢和碳氮共渗钢中，未溶解的合金碳化物、碳化物网络、粗大的原奥氏体晶粒以及局部较软的转变产物，都表明工艺控制或合金控制存在问题。

在冷却较慢、截面较厚或淬火中断的情况下，马氏体硬化层下方可能出现贝氏体。贝氏体的存在并不自动意味着失效；其含量、形态、硬度和位置决定了它的意义。仅凭腐蚀后出现的暗色带，不能可靠地鉴定相组成。

渗氮与渗碳和碳氮共渗在原理上有根本区别。氮在低于临界温度的铁素体中扩散，因此不需要发生奥氏体到马氏体的淬火转变。对于含铬、钼、钒或铝的钢，扩散层中可能含有合金氮化物析出物；而表面可能形成铁氮化物化合物层，通常为 ε-Fe₂–₃N 和 γ′-Fe₄N。铁素体氮碳共渗同样在低于临界温度下引入碳和氮，通常形成覆盖于氮碳扩散层之上的化合物层，而不是渗碳马氏体硬化层。

在渗碳层和碳氮共渗层中，残余奥氏体尤其重要。腐蚀后残余奥氏体可能呈现浅色，但光学衬度并不能作出确定判断。过多的残余奥氏体可能在服役或磨削过程中发生转变，从而改变尺寸和残余应力。X 射线衍射、磁性方法或经过仔细标定的定量显微分析可以对金相分析形成补充。

化合物层、裂纹、孔隙与界面

应从厚度、连续性、相组成、孔隙率和结合性等方面评估氮碳共渗化合物层。即使两个表面的显微硬度相近，薄而连续的化合物层也可能与多孔或开裂的化合物层存在显著差异。外表面附近的孔隙、过多的 ε 相、脆性的连续网络，以及化合物层与扩散层界面处的分离，都会影响摩擦、磨损和摩擦腐蚀性能。其下方的扩散层应呈现预期的析出特征，并向心部逐渐变化。

渗碳和碳氮共渗截面必须检查脱碳、氧化和晶间氧化。脱碳表现为表面出现低碳铁素体带或低马氏体含量带，并可能降低承载能力。当增碳尚未完成前，氧化性炉内气氛沿原奥氏体晶界向表层渗入时，会形成晶间氧化。晶间氧化层可能很浅，却具有危害性，因为被氧化的晶界会形成裂纹萌生路径。氧化膜、氧化皮和非金属夹杂物不应误认为合金相。

淬火裂纹通常是从表面或应力集中部位延伸出来的尖锐、不规则裂缝；如果裂纹在淬火过程中形成，其新鲜断口表面通常不含氧化物。金相分析可以将这类裂纹与制样裂纹区分开来：制样裂纹通常终止于抛光表面，或沿镶嵌和研磨造成的损伤延伸。磨削烧伤可能产生重新回火带或重新淬硬带、腐蚀响应变化以及拉伸残余应力，但未必会形成明显的开放裂纹。

与变形有关的缺陷需要同时检查几何形状和组织。零件可能具有可接受的硬化层组织，却因不均匀的转变应变、热梯度或残余应力导致弯曲、椭圆度变化或齿形改变，从而超出尺寸限值。金相分析本身无法测量变形，因此应与尺寸检查配合，必要时还应进行残余应力测量。

金相硬化层深度与硬度硬化层深度相关，但不可互换。ISO 2639:2002 根据硬度梯度测量确定渗碳并淬硬的硬化层深度，并采用一项规定的判据：在硬化层深度三倍处，硬度低于 450 HV 1。ISO 18203:2026 涵盖火焰、感应、电子束和激光硬化形成的表面硬化层，也涵盖碳氮共渗、渗碳和渗氮。显微照片可以识别可见的转变界面、扩散层或化合物层，而硬度方法则定位某一规定的机械性能阈值。两种描述都具有价值，但不应将其中一种报告为另一种。

渗碳硬化钢的摩擦学与摩擦腐蚀

表面硬化并不是一种单一的摩擦学工况。ASM International 将其定义为：对铁基材料进行处理，使其表层，即渗层，显著硬于芯部。较硬的表层会改变接触状态，但其作用取决于接触所承受的载荷以及表面的形成方式。处于润滑滚动–滑动接触中的硬化齿轮齿，其失效过程不同于处于边界润滑中的氮化阀部件，也不同于暴露于电解质中的氮碳共渗轴。

这种区别十分重要，因为不同的表面硬化处理会引入不同的物相、相组成、硬化深度和残余应力。渗碳会在较低碳含量的内部区域之上形成高碳表层，通常随后进行奥氏体化、淬火和回火，以形成较深的马氏体渗层。碳氮共渗向奥氏体中加入碳和氮，通常依靠马氏体的形成。氮化则将氮引入铁素体，而铁素体氮碳共渗在低于临界温度的条件下同时引入碳和氮。后两种处理可以形成氮扩散层；在工艺条件允许时，还可形成铁–碳–氮化合物层。不能仅仅因为它们都被称为表面硬化钢，就从渗碳钢推断其摩擦和腐蚀行为。

磨损机制与接触疲劳

深层马氏体渗层主要是一种承载结构。其硬度能够抵抗接触表面附近的磨粒犁削、黏着结点增长和塑性变形，而较韧的芯部则在冲击和反复弯曲作用下支撑渗层。这种组合对于齿轮、凸轮以及重载滚动–滑动接触十分重要。然而，较高的表面硬度并不能防止微点蚀、点蚀、擦伤或渗层开裂。接触应力、滑动比、对中情况、表面光洁度、夹杂物、残余奥氏体、碳化物分布、渗层深度以及压缩或拉伸残余应力，都会影响最终结果。

在滚动–滑动接触中，反复作用的亚表层剪切应力可能在名义表面以下诱发裂纹。如果有效硬化深度不足以覆盖所施加的应力场，裂纹可能扩展至较软的过渡区域，从而加速剥落。非常硬但脆性较大的表面，在粗糙度峰、碎屑或边缘载荷产生局部拉应力时，也可能剥落碎片。残余奥氏体可能在服役过程中发生转变，导致尺寸和残余应力发生变化；根据热史和力学史的不同，这种变化可能减轻损伤，也可能加剧损伤。

氮化具有不同的承载特征。氮通过间隙固溶强化和合金氮化物形成来强化扩散层，其响应受钢的化学成分和工艺势控制。硬化区通常比渗碳层浅，但其硬度梯度和压缩残余应力可以提高抗疲劳性能。在严重冲击或较高赫兹应力作用下，过厚或连续的化合物层可能开裂或脱落。薄而受控的化合物层可以降低黏着磨损，但其性能仍取决于粗糙度、对偶材料和润滑条件。

铁素体氮碳共渗通常会在扩散层之上形成化合物层。滑动过程中，化合物层可以作为牺牲性且化学稳定的表面，而扩散层则为其提供机械支撑。如果化合物层存在孔隙、结合不良，或对于接触工况而言过于脆弱，磨屑就会转变为具有磨粒作用的第三体。因此，仅以层厚作为验收标准是不充分的。

磨损试验必须再现实际服役工况。在单一载荷和速度下获得的销盘试验数据，不能用于评价处理工艺在滚动接触、往复摆动运动或润滑齿轮啮合中的优劣。ISO 18203:2026 涵盖火焰、感应、电子束和激光硬化形成的表面硬化层，以及碳氮共渗、渗碳和氮化层；该标准支持层厚度验证，但不能用于普遍预测磨损。

摩擦与表面化学

摩擦受粗糙峰剪切、吸附膜、反应膜、润滑剂添加剂和磨屑的共同控制。硬度很重要，但只是其中一个变量。粗糙度会改变真实接触面积以及粗糙峰发生焊合的可能性。残余应力会改变近表层变形和裂纹扩展。载荷和滑动速度决定接触是处于边界润滑、混合润滑还是流体动力润滑状态。

当抛光后的回火组织受到有效润滑膜保护时，渗碳马氏体表面可能具有良好的服役性能。然而，一旦润滑膜破裂，较高的硬度并不能消除黏着转移或擦伤。碳化物、残余奥氏体、氧化膜和回火产物都可能改变添加剂在界面处的反应方式。

氮化和氮碳共渗表面通常通过机械和化学两种方式改变摩擦行为。化合物层中的铁氮化物和碳氮化物，其剪切行为可能不同于回火马氏体；与此同时，扩散层可限制该层下方塑性支撑失效的发生。孔隙可以储存润滑剂，但也可能滞留腐蚀性溶液或释放颗粒。润滑剂化学性质具有决定性作用：含硫、含磷和含锌添加剂可能形成保护性摩擦化学膜，与合金元素发生反应，或在有水存在时加速腐蚀磨损。

因此，必须明确规定对偶面材料。硬化钢、铸铁、陶瓷、聚合物和涂层合金表面会产生不同的黏着、磨粒磨损、热学和化学条件。某种处理可能降低其与一种对偶面之间的摩擦，却可能增加其与另一种对偶面之间的材料转移或第三体磨粒磨损。

腐蚀、摩擦腐蚀与对偶面效应

腐蚀和磨损会相互作用，而不是造成彼此独立的损失。滑动会去除氧化膜或反应膜，暴露新鲜金属，并增大电化学反应面积。腐蚀可能使表面软化或变粗糙、生成磨屑，并使后续磨粒磨损加快。这种耦合过程称为摩擦腐蚀。

在需要关注耐腐蚀性能的场合，氮化和氮碳共渗常被选用，因为含氮表层和化合物层能够改变电化学反应。它们并非天然具有抗腐蚀性。针孔、孔隙、不连续区域、磨削损伤以及与异种对偶面之间的电偶接触，都可能为局部腐蚀提供通道。化合物层可能保护某一区域，而受损区域则可能快速腐蚀。渗碳马氏体同样高度依赖合金化学成分、回火处理、表面光洁度、润滑剂污染和暴露条件；仅有富碳渗层并不能保证耐腐蚀性。

对偶面材料和环境可能使实验室中的性能排序完全逆转。干燥空气中的钢对偶面可能产生氧化磨损，而盐溶液则可能导致膜去除、点蚀和材料损失加速。电势、溶解氧、氯离子浓度、温度、接触压力和滑动频率都会影响结果。试验必须记录这些条件，并检查摩擦副的两个成员，因为材料转移和电偶效应可能使名义上未经处理的对偶面成为失效机制的一部分。

验证工作应将硬度分布与金相分析、化合物层或扩散层测量、粗糙度、残余应力评估，以及磨痕和腐蚀产物检查结合起来。对于渗碳和硬化渗层，ISO 2639:2002 采用在渗层深度三倍处硬度低于 450 HV 1 的条件来界定其适用性。该硬度标准有助于确定渗层深度，但不能测量摩擦、接触疲劳寿命或摩擦腐蚀抗力。这些性能必须通过与实际载荷、润滑条件、对偶面和环境相匹配的试验进行评估。

变形、残余应力与过程控制

渗层硬化零部件的最终状态取决于完整的热循环和化学循环，而不是图纸上写明的处理名称。“渗碳”“渗氮”或“感应淬火”描述的是工艺类别，但并未规定加热速率、表面化学状态、相状态、淬火烈度、冷却均匀性、回火条件或最终应力状态。ASM International 将表面硬化定义为：对铁基材料进行处理，使其表层，即硬化层，显著硬于芯部。硬度只是该处理产生的结果之一。

淬火变形与尺寸变化

渗碳和碳氮共渗通常形成奥氏体化的渗层，随后通过淬火形成马氏体。高碳表层与低碳芯部不会在相同温度或相同时间发生转变。马氏体形成会使钢发生膨胀，而从奥氏体化温度冷却则会引起热收缩。这些变化之间的相互作用可能改变直径、平面度、同心度、齿距和直线度。

例如，渗碳齿轮可能形成已硬化的轮缘，而其芯部仍在冷却和收缩。如果一侧比另一侧冷却更快，形成的热梯度就会导致弯曲或椭圆化。厚度突变部位、盲孔、键槽、尖角和不连续表面的冷却速率各不相同。这些特征会集中转变应变和应力。因此，即使炉温和淬火温度看起来均达到规定值，也可能发生变形。

淬火方式必须与钢的牌号、截面尺寸、所需渗层组织以及允许的尺寸变化相匹配。油、加压气体、聚合物溶液、水和盐水具有不同的热量提取速率，也会带来不同的蒸汽膜形成、冷却不均匀或开裂风险。较缓和的淬火可能减少变形，但会导致残余奥氏体过多或芯部转变不足。较强烈的淬火可能增加马氏体形成，同时提高热应力和转变应力。搅拌、装炉密度、零件取向以及淬火剂温度，与淬火剂的名义类别同样重要。

渗氮和铁素体氮碳共渗通常在低于临界温度的条件下进行，不需要像渗碳那样经历相同的奥氏体化—淬火循环。它们引起的尺寸变化通常较小，但并非为零。化合物层生长、扩散层应变、先前加工产生的应力以及加热或冷却梯度，仍可能使关键尺寸发生变化。局部火焰硬化、感应硬化、电子束硬化和激光硬化同样对扫描速度、功率密度、搭接量以及热量向未加热材料中的传导十分敏感。ISO 18203:2026 涵盖了采用这些热处理方法以及碳氮共渗、渗碳和渗氮形成的表面硬化层；因此，必须将形成渗层的方法与实测渗层一并报告。

预加工应为可预测的最终加工留出余量，而不是事后凭猜测去去除变形。基准表面、孔和齿轮齿可能需要不同的加工余量。加热或淬火过程中不能承受自由移动的零件，可能需要使用心轴、支承环或压力淬火。夹具必须在固定零件的同时，不阻碍气流，也不能形成巨大的热沉。限制转变的夹具虽然可以减少某一方向上的位移，却可能储存应力，并在磨削过程中释放。

残余应力与开裂

残余应力是指外加载荷和温度梯度消失后仍存在于材料内部的应力。表面硬化可能在表面产生有益的压应力，尤其是在坚硬的马氏体渗层相对于转变程度较低的芯部发生膨胀时。表面压应力可以抵抗接触载荷或循环弯曲产生的拉应力。只有当其大小、深度和均匀性受到控制时，这种压应力才具有益处。

不受控的应力则不同。磨削表面、渗碳转角、脱碳区域或尖锐几何部位的残余拉应力，可能促进裂纹萌生。磨削烧伤、去除过多加工余量、未回火马氏体、化合物层过厚以及淬火不均匀，都可能产生局部拉应力。即使平均渗层硬度符合图纸要求，裂纹仍可能从应力集中处开始。

回火可以降低淬火态马氏体的脆性，并使部分转变应力得到松弛。淬火后必须在规定时间内进行回火，且回火温度应适合所用钢材及所需性能。延迟回火属于过程控制不良，而不是无害的排程选择。对于渗氮和氮碳共渗零件，后氧化或其他精整工序可能改变表面化学状态和摩擦性能；磨削则可能去除部分扩散层或改变其应力分布。

验证不能只包括表面某一点的硬度值。渗层深度、芯部硬度、残余奥氏体、碳化物或氮化物分布、化合物层厚度、变形以及应力，都可能影响服役性能。ISO 2639:2002 涉及渗碳硬化层深度，并采用在渗层深度三倍处硬度低于 450 HV 1 的条件来界定其适用性。ISO 18203:2026 为测量通过热处理和热化学处理形成的渗层提供了更广泛的框架。金相截面、硬度梯度测量、坐标测量，以及在规定情况下进行的 X 射线残余应力测量，都应与功能表面和关键方向联系起来。

气氛、温度、时间与装夹

气氛控制决定了哪些元素能够进入钢中，以及哪些元素能够从钢中去除。在渗碳过程中，碳势控制表面的化学驱动力。碳势过低会造成碳富集不足；碳势过高则可能形成过量碳化物、煤烟或不理想的碳浓度梯度。整个装炉范围内的炉温和碳势必须保持均匀，而不能只依赖某一个控制热电偶所显示的数值。探头校准、气体流量、装炉布置以及炉门泄漏，都可能改变实际形成的渗层。

渗氮和氮碳共渗要求控制氨分解率、氮势、含碳气体的添加量、氢含量以及炉内循环。碳氮共渗向奥氏体中加入碳和氮，通常依靠淬火实现马氏体硬化。氮碳共渗则在低于临界温度的铁素体中引入碳和氮，形成扩散层，并通常形成铁—碳—氮化合物层。若将这些循环视为与渗碳可以互换，就会掩盖它们在转变应力和尺寸效应方面的差异。

加热均匀性同样重要。厚轮毂和薄法兰可能在不同时间达到设定温度；将它们一起装炉，并不会使它们具有相同的热历史。保温时间控制扩散、晶粒长大、化合物层形成以及转变程度。时间过长可能增加变形或不希望出现的相含量，却无法弥补气氛条件不良的问题。热电偶、装炉测量、炉温均匀性测量以及记录的循环数据，可以为零件实际经历的过程提供证据。

遮蔽用于保护必须保持柔软、可加工或尺寸稳定的表面。镀铜、阻渗剂、机械屏蔽和选择性装夹可以限制化学介质的作用，但遮蔽边缘可能形成突变的渗层过渡区和局部应力集中。这些过渡区域需要进行检验。

因此，必须采用受控的工艺顺序：以适当余量加工零件；在需要时消除有害的先前应力；以一致的方式清洁并装夹零件；确认气氛和温度；根据钢材和几何形状选择淬火方式；及时回火；随后进行最终磨削或珩磨，同时避免渗层过热。最终尺寸检验应与渗层深度和显微组织验证相结合。处理名称只是标签；实测的热、化学、几何和应力历史才是真正的工艺。

如何规定表面硬化处理

“表面硬化”并不是一个可测量的要求。ASM International 将表面硬化定义为：对铁基材料进行处理，使其表层，即硬化层，显著硬于基体。该定义涵盖若干不同的工艺，而这些工艺在化学成分、转变机制、显微组织、应力状态和验证方法方面各不相同。因此，一份可执行的技术规范必须规定钢材、初始状态、处理工艺路线，以及需要证明的结果。

钢材牌号和初始状态

应使用完整的标准牌号标识钢材，而不是使用商业名称或“表面硬化钢”之类的非正式表述。技术规范应标明适用的标准和牌号，例如 EN 10084 16MnCr5、EN 10084 20MnCr5、EN 10084 18CrNiMo7-6，或在该牌号适用于所供应材料的情况下使用 ASTM A-29/A-29M grade 8620。如果零件图样采用不同的国家牌号，应明确说明其等同性，不应想当然地认为相似的数字代表完全相同的化学成分。

初始热处理状态也应纳入要求。应说明零件是以轧制态、正火态、退火态、球化退火态、调质态，还是其他规定状态供应。当初始硬度范围会影响切削加工、对处理的响应或基体性能时，应将其列出。对退火态 16MnCr5 进行渗碳处理，与对调质态 42CrMo4 进行感应淬火的规定方式并不相同。

工艺必须明确扩散元素和相变路线。渗碳是将碳引入低碳内部，从而形成高碳表层；该表层通常通过奥氏体化和淬火硬化。碳氮共渗将碳和氮同时引入奥氏体，通常形成马氏体硬化层。渗氮和铁素体氮碳共渗在低于临界温度的条件下进行，使氮，或氮与碳，扩散进入铁素体，而不采用渗碳类的奥氏体化和淬火循环。渗硼和渗铬形成富硼化物或富碳化物/铬的表层区域，而不是传统的渗碳马氏体硬化层。

局部热处理需要单独说明。ISO 18203:2026 涵盖由火焰、感应、电子束和激光淬火产生的表面硬化层，也涵盖碳氮共渗、渗碳和渗氮。对于热处理工艺，应规定加热方法、相关时的频率或能量输入、奥氏体化温度或表面温度、加热时间或扫描速度、淬火介质以及回火条件。热处理工艺硬化的是现有表面成分，并不一定会添加碳或氮。

硬化层深度和硬度的规定要求

应明确要求的是硬化层总厚度、有效硬化层深度，还是其他规定的深度。这些术语不可互换。对于渗碳淬火钢，有效硬化层深度通常通过硬度梯度测定确定，即硬度下降至规定限值处的深度；该限值通常为 550 HV，但适用标准、图样或采购方要求必须明确规定具体限值。硬化层总深度也可以通过金相方法定义，例如规定为达到某一显微组织界面的深度。对于渗氮和氮碳共渗零件，应区分化合物层和扩散层，并说明报告的深度是否包括其中任一区域。

ISO 2639:2002 专门适用于渗碳淬硬钢有效硬化层深度的测定和验证。其规定的适用条件包括：在硬化层深度三倍处，硬度低于 450 HV 1。该条件不应未经说明地套用于渗氮、氮碳共渗、渗硼或热处理硬化零件。在工艺属于该标准适用范围时，应引用 ISO 2639:2002，并规定硬度判据、硬度标尺、试验力、测量方向和零点位置。“有效硬化层深度：0.8 mm”这一表述并不完整；技术规范还应说明，例如“以成品表面为测量起点，至 550 HV 1”。

ISO 18203:2026 为采用热处理和热化学方法形成的表面硬化层厚度提供了更广泛的框架。当要求涵盖感应、火焰、电子束、激光、渗碳、碳氮共渗或渗氮时，应引用该标准，并明确用于计算硬化层厚度的方法。规定的深度必须对应成品功能表面，而不能仅对应随后还会被磨除的处理后表面。如果允许去除加工余量，应规定余量以及最终加工后的所需深度。

硬度必须规定标尺和载荷。在适用时，应使用 HV 1、HV 0.5、HRC 或其他认可的硬度标尺，并注明试验力；“硬度 60”在技术上没有明确意义。应给出测量位置，例如节圆直径、齿面、齿根圆角、轴承座，或垂直于处理表面截取的横截面。应说明要求是最低值、范围，还是带有最大值和最小值的硬度分布。一处表面硬度读数无法确定硬化层深度、基体强度或零件周向均匀性。

基体要求应与硬化层要求分开规定。应规定基体硬度、必要时的抗拉性能或屈服性能，以及允许的显微组织。例如，渗碳齿轮可能要求马氏体硬化层、受控的残余奥氏体、受限的碳化物网，以及回火马氏体基体。渗氮零件可能需要规定化合物层厚度和连续性的限值，而不是要求淬火马氏体。明确这些区别，可以避免仅因某一个表面压痕达到规定硬度值，就接受一份工艺证明文件。

验收标准和报告

技术规范应明确抽样方案、检验位置、试样截面和检验时机。应说明硬度是在最终磨削前还是磨削后测量、试验表面如何制备，以及如何计入被去除的材料。对于硬化层深度验证，应要求进行硬度梯度测定，并从表面向基体方向按规定间隔读取数据。报告应记录每一个读数，或提供完整的硬度分布，而不能只给出由测量结果计算出的深度。

金相要求应明确需要检查的截面和特征。根据处理类型，应报告硬化层和基体的显微组织、马氏体形貌、残余奥氏体、碳化物、氮化物、化合物层、扩散层、脱碳、氧化、裂纹以及异常晶粒长大等情况。硝酸酒精浸蚀可能显示渗碳马氏体硬化层，而渗氮和氮碳共渗层通常需要采用适合其化合物层和扩散层的检验方法。验收限值必须明确规定，不能留给检验人员凭个人判断解释。

尺寸和表面要求同样不可缺少。应规定跳动、圆度、齿形、齿向、平面度或其他功能几何要素的变形限值，并规定处理后的加工限量。应说明允许的磨削烧伤、淬火裂纹、软点、氧化皮、晶间氧化和表面粗糙度。残余应力不能通过硬度推断；如果残余应力会影响疲劳、磨损、摩擦或摩擦腐蚀，则应规定其测量方法和测量位置。

最后，应要求报告标明炉次或设备循环、气氛或气体成分、温度、时间、淬火和回火条件、批次可追溯性、硬度结果、硬化层深度测定方法、金相检验结果以及尺寸检验结果。文件应说明适用的标准——ISO 18203:2026、ISO 2639:2002 或其他明确指定的方法——以及采购方规定的任何偏差。缺少这些细节时，“表面硬化”描述的只是意图，而不是验收标准。

表面硬化方法的比较决策框架

ASM International 将表面硬化定义为：对黑色金属材料进行处理，使其表层（即硬化层）的硬度显著高于芯部。该定义描述的是处理结果，而不是某一种炉次工艺。处理方法的选择取决于所需的表面和芯部性能、钢种及其原始状态、零部件几何形状、生产路线，以及用于验证结果的测量标准。

首先需要判断表面成分是否必须发生改变。渗碳、碳氮共渗、氮化、氮碳共渗、氰化、硼化和渗铬会向表面引入碳、氮、硼或铬。火焰、感应、电子束和激光硬化则通过局部加热和冷却，使既有钢材成分发生组织转变。ISO 18203:2026 涵盖由这些热处理方法，以及由渗碳、碳氮共渗和氮化所形成的表面硬化层。

何时从原理上适合采用渗碳或碳氮共渗

当零部件需要在韧性较好的低碳芯部之上形成坚硬、耐磨的马氏体表层时，从原理上适合采用渗碳。该工艺在低碳芯部之上形成高碳表层。富碳层通常经过奥氏体化和淬火，在表面形成高碳马氏体，同时芯部形成含碳量较低、韧性更好的转变组织。随后进行回火，以调节硬度、韧性和尺寸稳定性。

这种工艺路线适用于服役载荷同时包含表面接触应力以及零部件主体所承受的弯曲或冲击应力的零部件。齿轮、轴、销以及类似零件通常需要这种性能梯度，但不能仅凭零部件名称作出决定。渗碳层可能含有残余奥氏体、碳化物或碳梯度，这些因素会影响开裂、尺寸变化、滚动接触性能和疲劳性能。因此，所需的渗层深度必须与芯部硬度和芯部显微组织一并规定，而不能仅以表面硬度数值表示。

碳氮共渗将碳和氮同时引入奥氏体，并且淬火后通常形成马氏体硬化层。与渗碳相比，其工艺窗口和渗层结构可以针对相对较浅的富集层进行选择，同时氮会影响淬透性和表面响应。当零部件几何形状或生产路线更适合较浅的热化学渗层，且淬火变形仍可控制时，碳氮共渗在原理上具有实用价值。氰化同样会引入碳和氮，历史上通常通过含氰化物的盐浴工艺实现。比较中有必要纳入氰化，但其选择取决于受控化学成分、环境防护措施、盐浴操作以及所需的渗层状态；不应将其视为与现代碳氮共渗可以互换的工艺。

渗碳和碳氮共渗都会施加一个组织转变循环。奥氏体化、淬火和回火形成硬化层，但也会产生变形和残余应力的主要来源。薄截面、尖锐过渡部位、孔以及非对称形状，都要求特别关注淬火烈度和夹具设计。

何时从原理上适合采用氮化或氮碳共渗

当需要坚硬的含氮表面、但不希望经历完整的渗碳—淬火循环时，适合采用氮化。氮在低于临界温度的条件下扩散进入铁素体，形成合金氮化物和扩散层；根据钢的化学成分及工艺控制情况，表面还可能形成化合物层。含有铬、钼、铝或钒的氮化钢可通过形成稳定的合金氮化物产生相应效果，而普通碳钢无法提供相同的析出反应。

由于处理在低于临界温度的条件下进行，芯部不会发生与渗碳相关的奥氏体转变。这可以减少与淬火有关的变形，但尺寸精度和服役寿命仍会受到长大、预存应力、机加工历史，以及脆性或过厚化合物层形成的影响。因此，从原理上说，氮化适用于已经淬火和回火、需要获得硬质表面同时保持芯部性能的零件。

氮碳共渗同样在低于临界温度的条件下将碳和氮扩散进入铁素体。尽管名称相似，它与碳氮共渗存在根本区别：碳氮共渗使奥氏体富集，并且通常依靠形成马氏体；而氮碳共渗形成铁素体扩散层，并可能形成铁—碳—氮化合物层。当耐磨性、摩擦、擦伤或摩擦腐蚀性能取决于这种表面结构，而不是取决于较深的马氏体硬化层时，可选择铁素体氮碳共渗。化合物层必须根据其成分、厚度、孔隙率和连续性加以规定；化合物层更厚并不自动意味着性能更好。

硼化和渗铬遵循不同的成分形成逻辑。硼化形成坚硬的硼化物相，而渗铬则将铬引入表面，并可能形成富铬相或含铬化合物。二者都可能改变耐磨粒磨损性、摩擦性能和耐腐蚀性能，但关键问题在于所形成的相结构、结合强度、深度和残余应力是否适合具体服役条件。不能根据名义表面硬度得出普遍适用的优劣排序。

何时从原理上适合采用局部热硬化

当钢材本身已经具有所需的含碳量，且只需对选定表面进行硬化时，适合采用局部热硬化。火焰、感应、电子束和激光硬化将受控区域加热至奥氏体温度范围，随后通过自淬或外加淬火实现硬化。因此，所形成的硬化层是原有钢材发生组织转变的区域，而不是化学成分富集形成的渗层。

这种方法可以保留较软且韧性较好的芯部，并避免处理不承受接触载荷或磨损载荷的表面。它对几何形状尤其敏感：扫描方向、棱角、直径变化、壁厚、散热条件以及热源的可达性，都会决定硬化区的深度和连续性。感应硬化可以按照设定的线圈模式进行；激光和电子束方法能够将能量更集中地作用于狭窄区域；火焰硬化则高度取决于火炬移动方式和热量平衡。这些差异会影响残余应力、搭接痕迹、软点和变形。

验证方法必须与工艺及所规定的性能相匹配。ISO 18203:2026 为测量由热处理和热化学处理形成的表面硬化层厚度提供了框架。对于渗碳并淬硬的硬化层，ISO 2639:2002 采用在硬化层深度三倍处硬度小于 450 HV 1 的硬度判据来规定适用性。有效的技术规范应明确硬度标尺和载荷、测量轨迹方向、有效或总硬化层深度的定义、取样位置以及验收限值。可能还需要进行金相分析，以区分仅凭硬度无法识别的马氏体、残余奥氏体、碳化物、氮化物、硼化物、富铬相和化合物层。

处理选择应与针对特定钢材和服役条件所定义的、能够形成并验证的表面与芯部状态相匹配。 Strong evidence

基于机理，可以进行如下中性比较：渗碳和碳氮共渗向奥氏体中加入碳，或同时加入碳和氮，通常形成经淬火的马氏体硬化层；氮化和氮碳共渗在低于临界温度的条件下加入氮，或同时加入氮和碳，形成扩散层，并可能形成化合物层；氰化通过盐浴工艺同时引入碳和氮；硼化和渗铬形成化学性质不同的含硼或含铬表层区域；火焰、感应、电子束和激光硬化则使既有钢材在局部发生组织转变。因此，它们在温度制度、渗层结构、芯部响应、变形风险、几何限制和验证程序方面均存在差异。有效的工程问题不是哪一种方法“最好”，而是对于特定钢材和服役条件，哪一种方法能够形成并验证所规定的表面—芯部状态。