熱處理殘餘力是指工件經熱處理後最終殘存下來的應力，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。例如關於表層殘餘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，由於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，由於表層開始溫度低於心部，收縮也大於心部而使心部受拉，當冷卻結束時，由於心部最後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最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，最後形成的殘餘應力就愈大。另一方面鋼在熱處理過程中由於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，工件各部位先後相變，造成體積長大不一致而產生組織應力。組織應力變化的最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複雜的，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疊加。不管是相互抵消還是相互疊加，兩個應力應有一個佔主導因素，熱應力佔主導地位時的作用結果是工件心部受拉，表面受壓。組織應力佔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
存在於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（尤其是在最大拉應力下)才會表現出來，若在壓應力場內並無促裂作用。
淬火冷卻速度是一個能影響淬火質量並決定殘餘應力的重要因素，也是一個能對淬火裂紋賦予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，並使之超過鋼的臨界淬火冷卻速度才能得到馬氏體組織。就殘餘應力而論，這樣做由於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。這一切都是由於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，最後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。並與冷卻愈慢應力愈小的傳統觀念大相逕庭。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儘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餘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，首先形成裂紋並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，目的僅僅在於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，冷卻後期緩冷的目的，主要不是為了降低馬氏體相變的膨脹速度和組織應力值，而在於儘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最終抑制淬裂的目的。
三、殘餘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。一方面是由於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餘壓應力，提高工件的疲勞強度。如果在滲碳後再進行等溫淬火將會增加表層殘餘壓應力，使疲勞強度得到進一步的提高。有人對35SiMn2MoV鋼滲碳後進行等溫淬火與滲碳後淬火低溫回火的殘餘應力進行過測試：
從上表的測試結果可以看出等溫淬火比通常的淬火低溫回火工藝具有更高的表面殘餘壓應力。等溫淬火後即使進行低溫回火，其表面殘餘壓應力，也比淬火後低溫回火高。因此可以得出這樣一個結論，即滲碳後等溫淬火比通常的滲碳淬火低溫回火獲得的表面殘餘壓應力更高，從表面層殘餘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。滲碳淬火工藝為什麼能獲得表層殘餘壓應力？滲碳等溫淬火為什麼能獲得更大的表層殘餘壓應力？
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，淬火後表層體積膨脹大，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），比心不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，並獲得強化，而表面還末冷卻到其對應的馬氏體開始轉變點（Ms），故仍處於過冷奧氏體狀態，&127;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製作用。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製作用，使表層獲得殘餘壓應力。而在滲碳後進行等溫淬火時，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後順序的特點(即保證表層馬氏體轉變僅僅產生於等溫後的冷卻過程中)。當然滲碳後等溫淬火的等溫溫度和等溫時間對表層殘餘應力的大小有很大的影響。有人對35SiMn2MoV鋼試樣滲碳後在260℃和320℃等溫40分鐘後的表面殘餘應力進行過測試，發現在260℃等溫比在320℃等溫的表面殘餘應力要高出一倍多，可見表面殘餘應力狀態對滲碳等溫淬火的等溫溫度是很敏感的。不僅等溫溫度對表面殘餘壓應力狀態有影響，而且等溫時間也有一定的影響。有人對35SiMn2V鋼在310℃等溫2分鐘，10分鐘，90分鐘的殘餘應力進行過測試。2分鐘後殘餘壓應力為-20kg/mm，10分鐘後為-60kg/mm，60分鐘後為-80kg/mm，60分鐘後再延長等溫時間殘餘應力變化不大。
從上面的討論表明，滲碳層與心部馬氏體轉變的先後順序對表層殘餘應力的大小有重要影響。滲碳後的等溫淬火對進一步提高零件的疲勞壽命具有普遍意義。此外能降低表層馬氏體開始轉變溫度（Ms）點的表面化學熱處理如滲碳、氮化、氰化等都為造成表層殘餘壓應力提供了條件，如高碳鋼的氮化--淬火工藝，由於表層，氮含量的提高而降低了表層馬氏體開始轉變點（Ms），淬火後獲得了較高的表層殘餘壓應力使疲勞壽命得到提高。又如氰化工藝往往比滲碳具有更高的疲勞強度和使用壽命，也是因氮含量的增加可獲得比滲碳更高的表面殘餘壓應力之故。此外，從獲得表層殘餘壓應力的合理分布的觀點來看，單一的表面強化工藝不容易獲得理想的表層殘餘壓應力分布，而複合的表面強化工藝則可以有效的改善表層殘餘應力的分布。如滲碳淬火的殘餘應力一般在表面壓應力較低，最大壓應力則出現在離表面一定深度處，而且殘餘壓力層較厚。氮化後的表面殘餘壓應力很高，但殘餘壓應力層很溥，往裡急劇下降。如果採用滲碳-氮化複合強化工藝，則可獲得更合理的應力分布狀態。因此表面複合強化工藝，如滲碳--氮化，滲碳--高頻淬火等，都是值得重視的方向。
四、結論
1、熱處理過程中產生的應力是不可避免的，而且往往是有害的。但我們可以控制熱處理工藝儘量使應力分布合理，就可將其有害程度降低到最低限度，甚至變有害為有利。
2、當熱應力佔主導地位時應力分布為心部受拉表面受壓，當組織應力佔主導地時應力分布為心部受壓表面受拉。
3、在高淬透性鋼件中易形成縱裂，在非淬透性工件中往往形成弧裂，在大型非淬透工件中容易形成橫斷和縱劈。
4、滲碳使表層馬氏體開始轉變溫度（Ms）點下降，可導致淬火時馬氏體轉變順序顛倒，心部首先發生馬氏體轉變而後才波及到表面，可獲得表層殘餘壓應力而提高抗疲勞強度。
5、滲碳後進行等溫淬火可保證心部馬氏體轉變充分進行以後，表層組織轉變才進行。使工件獲得比直接淬火更大的表層殘餘壓應力，可進一步提高滲碳件的疲勞強度。
6、複合表面強化工藝可使表層殘餘壓應力分布更合理，可明顯提高工件的疲勞強度。