钢的热处理

第1章 钢的热处理

随着科学技术和生产技术的发展，对钢铁材料的性能也提出了越来越高的要求。改善钢材性能有两个主要方法：一个是加入合金元素，调整钢的化学成分，即合金化的方法；另一个则是通过钢的热处理，调整钢材内部组织的方法。

热处理是改善金属使用性能和工艺性能的一种非常重要的加工方法。在机械工业中，绝大部分重要机件都必须经过热处理。热处理是将固态金属或合金在一定介质中加热、保温和冷却，以改变整体或表面组织，从而获得所需性能的工艺。根据所要求的性能不同，热处理的类型有多种，其工艺都包括加热、保温和冷却三个阶段，如图1.1工艺路线所示。

在工业生产中，热处理主要目的有两个：（1）消除上道工序带来的缺陷，改善金属的加工工艺性能，确保后续加工的顺利进行。（2）提高零件或工具的使用性能，例如，提高各类切削工具硬度的硬化处理（淬火）和提高零件综合力学性能的“调质”处理等。

并不是所有的金属材料都能进行热处理的，在固态下能够发生组织转变，这是热处理的一个必要条件。

按照应用特点，常用热处理工艺可大致分为下列几类： 1．普通热处理 包括退火、正火、淬火和回火等。

2．表面热处理和化学热处理 表面热处理包括感应加热淬火、火焰加热淬火和接触加热淬火等；化学热处理包括渗碳、氮化、碳氮共渗、渗硼、渗硫、渗硅、渗铝、渗铬等。

3．其它热处理 包括可控气氛热处理、真空热处理、形变热处理等。

钢的热处理方法虽然很多，但都需要经过加热与冷却的过程，为了掌握各种热处理方法的特点和作用，必须研究钢在加热和冷却过程中组织和性能的变化规律。

图1.1 热处理工艺曲线示意图 图1.2 加热和冷却对临界点A1、A2、Acm的影响

（加热和冷却速度为0.125℃/min）

1.1 钢在加热时的转变

为了在热处理后获得所需性能，大多数工艺(如淬火、正火、退火等)都要将钢加热到临界温度以上，获得全部或部分奥氏体组织，并使其成分均匀化，即进行奥氏体化。加热时形成的奥氏体的质量（成分均匀性及晶粒大小等），对冷却转变过程及组织、性能有极大的影响。因此，了解奥氏体形成的规律是掌握热处理工艺的基础。

1.1.1转变温度

根据Fe-Fe3C相图，共析钢加热PSK线（A1）时，完全转变为奥氏体；而亚共析钢和过共析钢必须加热到GS线(A3)和ES（Acm）线以上才能全部获得奥氏体。实际热处理加热和冷却时的相变是在不完全平衡的条件下进行的，相变温度与平衡相变点之间有一定差异，加热时相变温度偏向高温，冷却时偏向低温，而且加热和冷却速度愈大偏差愈大，这种现象称为“滞后”。图1.2表示加热和冷却速度(每分钟0.125℃时)对临界点A1、A3、Acm的影响。通常把实际加热时发生相变的临界温度标为Ac1、Ac3、Accm表示；冷却时标为Ar1、Ar3、Arcm。

1.1.2奥氏体的形成

1.1.2.1 奥氏体形成的基本过程

钢加热时奥氏体的形成遵守结晶过程的普遍规律，是由生核和长大两个基本过程来完成的。以共析钢为例，原始组织是珠光体，当加热到Ac1或Ac1以上时，发生向奥氏体的转变，其基本过程可分为四步，如图1.3所示。

⑴ 奥氏体晶核的形成 钢加热到Ac1以上时，珠光体变得不稳定，铁素体和渗碳体的界面在成分和结构上处于最有利于转变的条件下，首先在这里形成奥氏体晶核。

(a) A成核 (b) A晶核核长大 (c) 残余FeC溶解 (d) A均匀化

图1.3 共析钢奥氏体形成过程示意图

⑵ 奥氏体晶核的长大 奥氏体晶核形成后，随即建立奥氏体与铁素体和奥氏体与渗碳

体的平衡。在某一温度时，与渗碳体平衡的奥氏体的碳含量高于与铁素体平衡的奥氏体的碳含量，在此浓度梯度的作用下，奥氏体内发生碳原子由渗碳体边界向铁素体边界的扩散，使其同渗碳体和铁素体的两边界上的平衡碳浓度遭破坏。为了维持碳浓度的平衡，渗碳体必须不断往奥氏体中溶解，且铁素体不断转变为奥氏体。这样，奥氏体晶核便向两边长大了。在生长过程中，界面向铁素体方向的推移速度大于渗碳体方向，因而铁素体将先消失。

⑶ 剩余渗碳体的溶解 在奥氏体晶核长大过程中，由于渗碳体溶解提供的碳原子远多于同体积铁素体转变为奥氏体的需要，所以铁素体比渗碳体先消失，而在奥氏体全部形成之后，还残存一定量的未溶渗碳体。它们只能在随后的保温过程中逐渐溶入奥氏体中，直至完全消失。

⑷ 奥氏体成分的均匀化 渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度的分布并不均匀，原先是渗碳体的地方碳浓度较高，原先是铁素体的地方碳浓度较低，必须继续保温，通过碳的扩散，使奥氏体成分均匀化。

亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相同，但其完全奥氏体化的过程有所不同。亚共析钢加热到Ac1以上时还存在有自由铁素体，这部分铁素体只有继续加热到Ac3以上时才能全部转变为奥氏体；过共析钢只有在加热温度高于Accm时才能获得单一的奥氏体组织。

图1.4 共析钢的奥氏体化曲线（原始状态：875℃退火）

图1.5 加热速度对奥氏体转变的影响（示意图）

1.1.2.2 影响奥氏体转变的因素

奥氏体的形成速度取决于加热温度和速度、钢的成分、原始组织，即一切影响碳扩散速度的因素。

⑴ 加热温度 随加热温度的提高，碳原子扩散速度增大；同时温度高时GS和ES线间的距离大，奥氏体中碳浓度梯度大，所以奥氏体化速度加快。图1.4为共析钢的奥氏体化曲线。由图可见，当加热温度为740℃时，钢保温10秒钟后开始转变，剩余渗碳体完全溶解需104秒以上的时间；而加热到800℃时，转变瞬时开始，1分多钟剩余渗碳体就溶解完毕了。

⑵ 加热速度 在实际热处理条件下，加热速度愈快，过热度愈大，发生转变的温度愈高，转变的温度范围愈宽，完成转变所需的时间也愈短(图1.5)。因此，快速加热(如高频感应加热)时，不用担心转变来不及的问题。

⑶ 钢中碳含量 碳含量增加时，渗碳体量增多，铁素体和渗碳体的相界面增大，因而奥氏体的核心增多，转变速度加快。

⑷ 合金元素 合金元素的加入，不改变奥氏体形成的基本过程，但显著影响奥氏体的形成速度。钴、镍等增大碳在奥氏体中的扩散速度，因而加快奥氏体化过程；铬、钼、钒等对碳的亲和力较大，能与碳形成较难溶解的碳化物，显著降低碳的扩散能力，所以减慢奥氏体化过程；硅、铝、锰等对碳的扩散速度影响不大，不影响奥氏体化过程。另外，合金元素在钢中的分布是不均匀的，钢中均匀奥氏体的获得，除碳外，还应有合金元素的均匀化。由于合金元素的扩散速度比碳慢得多，所以合金钢的热处理加热温度一般都高些，保温时间更长些。

⑸ 原始组织 原始珠光体中的渗碳体有两种形式：片状和粒状。原始组织中渗碳体为片状时奥氏体形成速度快，因为它的相界面积较大。并且，渗碳体片间距愈小，相界面愈大，同时奥氏体晶粒中碳浓度梯度也大，所以长大速度更快。

1.1.3奥氏体晶粒大小及影响因素

加热时所得到的奥氏体实际晶粒的大小，直接影响冷却所得组织和性能。如图1.6所示，奥氏体晶粒细时，退火组织亦细，则强度、塑性、韧性较好；淬火马氏体也细，因而韧性得到改善。就冲击韧性而言，普通非合金钢和低合金钢的奥氏体晶粒度每细化一级，冲击韧度能提高19.6~39.2J/cm2，同时韧脆转化温度可降低10℃以上。因此，在热处理时应严格控制奥氏体晶粒大小，以获得良好的综合性能。

1.1.3.1 奥氏体晶粒度

生产上一般采用标准晶粒度等级图由比较的方法来测定钢的奥氏体晶粒大小。此法均在100倍显微镜下进行观察。晶粒度级别N与晶粒大小之间符合n=2 N-1或n’＝2N-3的关系，式中n为放大100倍下进行观察时，每6.45 mm2视野中的平均晶粒数；n’为实际每1 mm2面积中的平均晶粒数。晶粒度通常分8级，1-4级为粗晶粒度，5-8级为细晶粒度；超过8级的为超细晶粒度。

图1.6 奥氏体晶粒大小对转变产物晶粒大小的影响（示意图）

奥氏体有三种不同概念的晶粒度：

⑴ 起始晶粒度 指珠光体刚转变成奥氏体时的晶粒度，这时晶粒非常细，难以测定，无实际意义。

⑵ 实际晶粒度 指具体热处理或热加工条件下的奥氏体晶粒度，它实际决定钢的性能。 ⑶ 本质晶粒度 冶金部标准中规定：钢加热到930℃±10℃、保温8小时、冷却后测得的晶粒度为本质晶粒度。本质晶粒度实质上表示钢在规定条件下奥氏体长大的倾向，并不表明晶粒的大小。图1.7表示两类钢加热时奥氏体晶粒长大的倾向。可见本质细晶粒钢在930- 950℃下加热时晶粒长大的倾向小，适于进行热处理。所以须经热处理的工件，一般都用本质细晶粒钢制造。

1.1.3.2 影响奥氏体晶粒度的因素

⑴ 加热温度和保温时间 奥氏体刚形成时晶粒是细小的，但随着温度升高晶粒将逐渐长大。温度愈高，晶粒长大愈明显，如图1.8所示。

在一定温度下，保温时间愈长，奥氏体晶粒也愈粗大。

图1.7 本质细晶粒和本质粗晶粒（示意图） 图1.8 钢加热时奥氏体形成及其晶粒长大示意图

⑵ 钢的成分 奥氏体中的碳含量增高时，晶粒长大的倾向增大。若碳以未溶碳化物的形式存在，则它有阻碍晶粒长大的作用。

钢中加入能形成稳定碳化物的元素（如钛、钒、铌、锆等）和能生成氧化物和氮化物的元素（如适量铝等），有利于得到本质细晶粒钢。因为，碳化物、氧化物和氮化物弥散分布在晶界上，能阻碍晶粒长大。锰和磷是促进晶粒长大的元素。

1.2 钢在冷却时的转变

热处理工艺中，钢在奥氏体化后，接着是进行冷却。冷却的方式通常有两种： （1）等温处理，即将钢迅速冷却到临界点以下的给定温度，进行保温，使其在该温度下恒温转变，如图1.9曲线2所示； （2）连续冷却，即将钢以某种速度连续冷却，使其在临界点以下变温连续转变，如图1-9曲线1所示。

在临界温度以下的奥氏体为过冷奥氏体。按热力学原理，过冷奥氏体居于不稳定状态，将发生相变。

图1.9 热处理的两种冷却方式（示意图）

1—连续冷却；2—等温处理

1.2.1过冷奥氏体的等温转变

1.2.1.1 共析钢过冷奥氏体等温转变曲线图

过冷奥氏体等温转变曲线或等温转变图为过冷奥氏体等温转变的综合动力学曲线，它表明转变所得组织和转变量与转变温度和时间的关系，是钢在不同温度下的等温转变动力学曲线（见图1.10（a））的基础上测定的。即将各温度下的转变开始时间和终了时间标注在温度-时间（对数）坐标系中，并分别把开始点和终了点连成两条曲线，得到转变开始线和转变终了线，如图1.10（b）所示。根据曲线的形状，过冷奥氏体等温转变曲线，一般也简称为C曲线。

在C曲线的下面还有两条水平线；Ms线和Mf线，它们为过冷奥氏体发生低温转变的开始温度和终了温度。

所以C曲线表明，在A1以上，奥氏体是稳定的，不发生转变，能长期存在；在A1以下，奥氏体不稳定，要发生转变，转变之前处于过冷状态，过冷奥氏体的稳定性取决于其转变的孕育期，在曲线的“鼻尖”处(约550℃时)孕育期最短，过冷奥氏体的稳定性最小。“鼻尖”将曲线分成两部分，在上面

图1.10 共析钢等温转变图（C曲线）

(a)不同温度下的等温转变动力学曲线；(b)等温转变图

随温度下降(即过冷度增大)孕育期变短，转变速度加快；在下面，随着温度下降孕育期增长，转变速度变慢。

1.2.1.2 共析钢过冷奥氏体等温转变产物的组织和特性

C曲线包括三个转变区：

⑴高温转变 在A1-550℃之间，转变产物为珠光体。此温区称珠光体转变区。 珠光体是铁素体和渗碳体的机械混合物，渗碳体呈层状分布在铁素体基体上。转变温度愈低，层间距愈小。习惯上按层间距将珠光体组织分为珠光体（P）、索氏体（S）和屈氏体（T）。它们并无本质区别，也没有严格界限，只是形态上不同。珠光体较粗，索氏体较细，屈氏体最细，见图1.11。它们的大致形成温度及性能见表1-1。

奥氏体向珠光体的转变是一种扩散型的生核、长大过程，是通过碳、铁的扩散和晶体结构的重构来实现的。首先，在奥氏体晶界或缺陷(如位错等)密集处生成渗碳体晶核，并依靠周围奥氏体不断供给碳原子而长大；在此同时，渗碳体晶核周围的奥氏体中碳含量逐渐降低，为形成铁素体创造有利浓度条件。并最终从结构上转变为铁素体。铁素体的溶碳能力很低，在长大过程中必定将过剩碳排移到相邻奥氏体中，使其碳含量升高，这样又为生成新的渗碳体创造了有利条件。上述过程反复进行，奥氏体就逐渐转变成渗碳体和铁素体片层相间的珠光体组织了。

珠光体 索氏体 屈氏体

图1.11 共析钢过冷奥氏体高温转变组织

表1.1 过冷奥氏体高温转变产物的形成温度和性能

组织名称 珠光体 索氏体 屈氏体

表示符号 P S T

形成温度，℃ A1－650 650－600 600－550

硬度 HB170－200 HRC25－35 HRC35－40

能分辨其片层的放大倍数 <500× >1000× >2000×

珠光体形成速度决定于生核速率和长大速度。转变温度越低，生核速率和长大速度越快，因而珠光体的转变速度越大。生核速率比长大速度变化快，特别是当转变温度降低到600℃以下时，由于原子扩散能力降低，长大速度不再增快甚至减慢，所以，珠光体中的铁素体和渗碳体片随温度降低而变薄、变短、即变细。

⑵中温转变 在550℃-Ms之间，转变产物为贝氏体(B)，此温区称贝氏体转变区。 贝氏体是碳化物(渗碳体)分布在碳过饱和的铁素体基体上的两相混合物。奥氏体向贝氏体的转变属于半扩散型转变，铁原子不扩散而碳原子有一定扩散能力。转变温度不同，形成的贝氏体形态也明显不同。通常将550℃-350℃间形成的称上贝氏体；350℃-Ms间形成的叫下贝氏体。

上贝氏体的形成过程如图1.12所示。先在奥氏体晶界上含碳量较低的地方生成铁素体晶核，然后向晶粒内沿一定方向成排长大。在上贝氏体温区内，碳有一定扩散能力，铁素体片长大时，它能扩散到周围的奥氏体中，使其富碳。当铁素体片间的奥氏体浓度增大到足够高时，便从中析出小条状或小片状渗碳体，断续地分布在铁素体片之间，形成羽毛状上贝氏体，见图1.13（a）和图1.13（b）。

下贝氏体的形成过程如图1.14所示。铁素体晶核首先在奥氏体晶界、孪晶界或晶内某些畸变较大的地方生成，然后沿奥氏体的一定晶向呈针状长大。下贝氏体的转变温度较低，碳原子的扩散能力较小，不能长距离扩散，只能在铁素体针内沿一定晶面以细碳化物粒子的形式析出。在光学显微镜下，下贝氏体为黑色针状组织，见图1.15（a），其电子显微组织见图1.15(b)。

图1.12 上贝氏体形成机制示意图 图1.13下贝氏体形成机制示意图

图1.14 上贝氏体形态

图1.15 下贝氏体形态

贝氏体的机械性能与其形态有关。图1.16表示共析钢的机械性能与等温转变温度的关系。上贝氏体在较高温度形成，其铁素体片较宽，塑性变形抗力较低；同时，渗碳体分布在铁素体片之间，容易引起脆断，因此，强度和韧性都较差。下贝氏体形成温度较低，其铁素体针细小，无方向性，碳的过饱和度大，位错密度高，且碳化物分布均匀，弥散度大，所以硬度高，韧性好，具有较好的综合机械性能，是一种很有应用价值的组织。

图1.16 共析钢的机械性能与等温转变温度的关系

⑶低温转变 温度低于Ms点（230℃），转变产物为马氏体（M）。与珠光体和贝氏体转变不同，马氏体转变是不能在恒温下发生的，而是在Ms-Mf之间的一个温度范围内连续冷却时完成的；属于非扩散型转变。因为转变温度很低，铁和碳都不能进行扩散，马氏体成分与奥氏体相同。马氏体就是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。

1.2.1.3 影响C曲线的因素

C曲线的位置和形状与奥氏体的稳定性及分解转变的特性有关，而后二者是决于化学成分和加热时的状态等，所以影响C曲线的因素主要是奥氏体的成分和加热条件。

⑴碳含量 一般随着碳含量的增加，奥氏体的稳定性增大，C曲线的位置向右移。这里指的碳含量是奥氏体的而不是钢的碳含量。对过共析钢，加热到Ac1以上一定温度时，随钢中碳含量增大，奥氏体碳含量不增高，而未溶渗碳体量增多，因它们能作为结晶核心，促进奥氏体分解，所以C曲线左移。过共析钢只有在加热到Accm以上，渗碳体完全溶解时，碳含量的增加才使C曲线右移。因此，在一般热处理加热条件下，碳使亚共析钢C曲线右移，使过共析钢C曲线左移，而共析钢C曲线最靠右边(最稳定)，见图1.17。

另外，亚共析钢、过共析钢与共析钢不同，在奥氏体转变为珠光体之前，有先共析铁素体或渗碳体析出。所以亚共析钢C曲线的左上部多一条先共析铁素体析出线(见图1.17(a))，过共析钢多一条二次渗碳体的析出线(见图1.17(c))。

⑵合金元素 除钴以外，几乎所有溶入奥氏体中的合金元素，都能增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。不形成碳化物的元素如硅、镍、铜等，只使C曲线的位置右移，不改变其形状(见图1.18(a))。能形成碳化物的元素如铬、钼、钨、钒、钛等，因对珠光体转变和贝氏体转变推迟作用的影响程度不同，不仅使C曲线右移，而且使其形状变化，产生两个“鼻子”，整个C曲线分裂成上下两条。上面的为转变成珠光体的C曲线；下面为转变成贝氏体的C曲线。两条曲线之间有一个过冷奥氏体的亚稳定区，如图1.18(b)，(c)所示。

图1.17 碳含量对碳钢C曲线的影响

与碳一样，合金元素只有溶入奥氏体后才能增强过冷奥氏体的稳定性，而未溶的合金碳化物因有利于奥氏体的分解，降低过冷奥氏体的稳定性。

⑶加热温度和时间 奥氏体化温度愈高，保温时间愈长，则碳化物的溶解愈完全，奥氏体成分愈均匀，同时晶粒愈粗大，晶界面积愈小。这一切都有利于降低奥氏体分解时的生核率，增长转变的孕育期，使C曲线右移。

图1.18 合金元素对碳钢C曲线的影响（a）Ni的影响；（b）Cr的影响；（c）W的影响

1.2.2过冷奥氏体的连续冷却转变

1.2.2.1 过冷奥氏体的连续冷却转变曲线

生产中较多的情况是采用连续冷却，所以钢的连续冷却转变曲线(或CCT曲线)更有实际意义。为此，将钢加热到奥氏体状态，以不同速度冷却，测出其奥氏体转变开始点和终了点的温度和时间，并标在温度一时间（对数）坐标系中，分别连结开始点和终了点，即可得到连续冷却转变曲线(图1.19)。图中，Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体的开始线，Pf为转变终了线，两线之间为转变的过渡区。KK′线为转变的中止线，当冷却到达此线时，过冷奥氏体中止转变。

由图可知，共析钢以大于Vk的速度冷却时，由于遇不到珠光体转变线，得到的组织为马氏体，这个冷却速度称为上临界冷却速度。Vk愈小，钢越易得到马氏体。冷却速度小于

Vk′时，钢将全部转变为珠光体。Vk′称为下临界冷却速度。Vk′愈小，退火所需的时间愈长。冷却速度处于Vk-Vk′之间（例如油冷）时，在到达KK′线之前，奥氏体部分转变为珠光体，从KK′线到Ms点，剩余的奥氏体停止转变，直到Ms点以下时，才开始转变成马氏体，过Mf点后马氏体转变完成。

连续冷却转变曲线和等温转变曲线的比较

在图1.20中，实线为共析钢的等温转变曲线，虚线为连续冷却转变曲线。由图可知： ① 连续冷却转变曲线位于等温转变曲线的右下方，表明连续冷却时，奥氏体完成珠光体转变的温度要低些，时间要长一些。根据实验，等温转变的临界冷却速度大约为连续冷却转变的1.5倍。

② 连续冷却转变曲线中没有奥氏体转变为贝氏体的部分，所以共析碳钢在连续冷却时得不到贝氏体组织，贝氏体组织只能在等温处理时得到。

图1.19 共析钢的连续冷却转变曲线（示意图） 图1.20共析钢的等温转变曲线和连续冷却转变曲线

的比较及转变组织

1.2.2.2 连续冷却转变曲线和等温转变曲线的应用

连续冷却转变曲线可直接用于制定热处理工艺规范但由于等温转变曲线比较容易测定，也能较好地说明连续冷却时的组织转变，所以应用都很广泛．而后者应用更多些。

图1.19中，V1、V2、V3、V4和V5为共析钢的五种连续冷却速度的冷却曲线。V1相当于在炉内冷却时的情况（退火），与C曲线相交在700-650℃范围内，转变产物为珠光体。V2和V3相当于两种不同速度空冷时的情况（正火），与C曲线相交于650℃-600℃，转变产物为细珠光体（索氏体和屈氏体）。V4相当于油冷时的情况（油中淬火），在达到550℃以前与C曲线的转变开始线相交，并通过Ms线，转变产物为屈氏体、马氏体和残余奥氏体。V5相当于水冷时的情况（水中淬火），不与C曲线相交，直接通过Ms线冷却至室温，转变产物

为马氏体和残余奥氏体。

上述根据C曲线分析的结果，与根据CCT曲线分析的结果是一致的（见图1.20中各冷却速度曲线与CCT曲线的关系）。

1.3 钢的整体热处理

1.3.1退火

将组织偏离平衡状态的钢加热到适当温度，保温一定时间，然后缓慢冷却(一般为随炉冷却)，以获得接近平衡状态组织的热处理工艺叫做退火。

根据处理的目的和要求不同，钢的退火可分为完全退火、等温退火、球化退火、扩散退火和去应力退火等等。各种退火的加热温度范围和工艺曲线如图1.21所示。

图1.21 碳钢各种退火和正火工艺规范示意图

（1） 完全退火

完全退火又称重结晶退火，是把钢加热至Ac3以上20-30℃，保温一定时间后缓慢冷却（随炉冷却或埋入石灰和砂中冷却），以获得接近平衡组织的热处理工艺。所谓“完全”，是指退火加热时钢的组织全部发生重结晶，获得完全的奥氏体组织。

完全退火的目的在于通过完全重结晶，使热工造成的粗大、不均匀的组织均匀化和细化，以提高性能。由于冷却速度缓慢，一般还可以消除内应力。

45钢经锻造及完全退火后的性能见表1-2；组织见图1.22。

表1-2 45钢锻造后与完全退火后的机械性能比较

状态 锻造后 完全退火后

ζb,MN/m2 650-750 600-700

ζs,MN/m2 300-400 300-350

δ5,% 5-15 15-20

Ψ,% 20-40 40-50

αk,kJ/m2 200-400 400-600

HB ≤229 ≤207

图1.22 45钢锻后及完全退火后的显微组织，300×

完全退火主要用于亚共析钢，过共析钢不宜采用，因为加热到Accm以上慢冷时，二次渗碳体会以网状形式沿奥氏体晶界析出，使钢的韧性大大下降．并可能在以后的热处理中引起裂纹。

（2） 等温退火

等温退火是将钢件或毛坏加热到高于Ac3(或Ac1)的温度，保温适当时间后，较快地冷却到珠光体区的某一温度，并等温保持，使奥氏体转变为珠光体组织，然后缓慢冷却的热处理工艺。

等温退火的温度应根据要求的组织和性能，由被处理钢的C曲线来确定。温度距A1愈近，获得的珠光体组织愈粗，钢的硬度也愈低；反之，则硬度愈高。

等温退火的目的与完全退火相同，但转变较易控制，能获得均匀的预期组织；对于奥氏体较稳定的合金钢，常可大大缩短退火时间。图1.23所示为高速钢普通退火与等温退火的比较。

（3） 球化退火

图1.23 高速钢的等温退火与普通退火工艺曲线 图1.24 T12钢球化退火后的显微组织

球化退火为使钢中碳化物球状化的热处理工艺。球化退火主要用于过共析钢，如工具钢、滚珠轴承钢等，目的是使二次渗碳体及珠光体中的渗碳体球状化（退火前用正火将网状渗碳体破碎），以降低硬度，改善切削加工性能；并为以后的淬火作组织准备。

图1.24为T12钢球化退火后的显微组织：在铁素体基体上分布着细小均匀的球状渗碳体。

球化退火一般采用随炉加热，加热温度略高于Ac3，以便保留较多的未溶碳化物粒子或

较大的奥氏体中碳浓度分布的不均匀性，促进球状碳化物的形成。若加热温度过高，二次渗碳体易在慢冷时以网状的形式析出。球化退火需要较长的保温时间来保证二次渗碳体的自发球化。保温后随炉冷却，在通过Ar1温度范围时，应足够缓慢，以使奥氏体进行共析转变时，以未溶渗碳体粒子为核心形成粒状惨碳体。

（4） 扩散退火

为减少钢锭、铸件或锻坯的化学成分和组织的不均匀性，将其加热到略低于固相线的温度，长时间保温并进行缓慢冷却的热处理工艺，称为扩散退火或均匀化退火。

扩散退火的加热温度一般选定在钢的熔点以下100-200℃，促温时间一般为10-15小时。加热温度提高时，扩散时间可以缩短。

扩散退火后钢的晶粒很粗大，因此一般再进行完全退火或正火处理。 （5） 去应力退火

为消除铸造、锻造、焊接和机加工、冷变形等冷热加工在工件中造成的残留内应力而进行的低温退火，称为去应力退火。去应力退火是将钢件加热至低于Ac1的某一温度(一般为500-650℃)保温，然后随炉冷却。这种处理可以消除内应力约50-80％，不引起组织变化。

1.3.2 正火(常化)

钢材或钢件加热到Ac3（对于亚共析钢）和Accm（对于过共析钢）以上30-50℃，保温适当的时间后，在自由流动的空气中均匀冷却，得到珠光体类组织（一般为索氏体）的热处理工艺称为正火。加热到Ac3以上100-150℃的正火为高温正火。

正火与完全退火的主要差别在于冷却速度快些，目的是使钢的组织正常化，所以亦称常化处理，一般应用于以下方面：

（1）作为最终热处理 可以细化奥氏体晶粒，使组织均匀化；减少亚共析钢中铁素体的含量，使珠光体含量增多并细化，从而提高钢的强度、硬度和韧性。对于普通结构钢零件，机械性能要求不很高时，可以正火作为最终热处理。

（2）作为预先热处理 截面较大的合金结构钢件，在淬火或调质处理（淬火加高温回火）前常进行正火，以消除魏氏体组织和带状组织，并获得细小而均匀的组织。对于过共析钢可减少二次渗碳量，并使其不形成连续网状，为球化退火作组织准备。

（3）改善切削加工性能 低碳钢或低碳合金钢退火后硬度太低，不便于切削加工。正火可提高其硬度，改善其切削加工性能。

正火和完全退火相比，能获得更高的强度和硬度，生产周期较短，设备利用率较高，节约能源，成本较低，因此得到了广泛的应用。

1.3.3淬火

将钢加热到相变温度以上，保温一定时间，然后快速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为淬火。淬火是钢的最重要的强化力法，其本质问题是马氏体转变。

1.3.3.1淬火时马氏体转变

⑴ 马氏体的形成

钢奥氏体化后，以大于临界冷却速度的冷速冷却到马氏体点（Ms）以下时，转变为马氏体。马氏体转变也是一个生核和长大过程，转变机制非常复杂，马氏体晶核一般在奥氏体晶界、孪晶界、滑移面或晶内其它晶格畸变较大的地方形成并瞬时长大到最终尺寸。因为转变温度低，铁、碳原子不能扩散，所以马氏体只能采取阻力最小的“共格切变”的方式形成。即沿奥氏体一定晶面，铁原子集体地、不改变相互位置关系地作一定距离的移动(不超过一个原子间距)，并随即进行些微调整，使面心立方晶格改组成体心正方晶格(见图1.25)；碳原子原地不动，过饱和留在新组成的晶胞中，增大其正方度c/a(见图1.26)，且碳含量越高正方度越大。

图1.25 马氏体晶胞与母相奥氏体的关系 图1.26 马氏体晶格示意图

在马氏体切变形成过程中，马氏体和奥氏体的界面始终保持共格关系。即马氏体的(110)平行于奥氏体的(111)，马氏体的[111]平行于奥氏体的[110](见图1.25)。界面上的原子则为两相共有，其排列方式是既属于马氏体晶格也属于奥氏体晶格，因而共格面不论对马氏体抑或奥氏体都发生一定的弹性应变，即产生了弹性应力。在马氏体晶核通过共格面的扩展，迅速长大到一定尺寸后，由于弹性应力增大超过奥氏体的弹性极限，使奥氏体发生塑性变形。于是，界面的共格关系被破坏，而使马氏体很快停止长大。

⑵ 马氏体的形态

马氏体的形态与钢的成分、原始奥氏体晶粒大小和形成条件有密切关系。马氏体一般不超过奥氏体的晶界。奥氏体晶粒愈小，则马氏体愈细。细奥氏体转变成的马氏体，在光学显微镜下分辨不出晶体特征，称隐晶马氏体。

马氏体的形态一般分板条和针状（或片状）。主要决定于奥氏体的碳含量。图1.27表明，碳含量在0.6％以下时，基本上是板条马氏体，碳含量低于0.25％时，为典型的板条马氏体；碳含量大于1.0%者，则大多是针状马氏体，而碳含量在0.6~1.0%之间时，为板条和针状马

氏体的混合组织。

图1.27 马氏体形态与碳含量的关系

图1.28 板条马氏体示意图

在显微镜下，板条马氏体为一束束由许多尺寸大致相同并几乎平行排列的细板条组成，马氏体板条束之间则成较大角度，如图1.27所示。在一个奥氏体晶粒内，可以形成不同位向的许多马氏体区(共格切变区)，见图1.29(a)。高倍透射电镜的观察表明，在板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构(图1.29(b))。所以，低碳板条马氏体也称位错马氏体。

（a）0.03%C、2%Mn钢的马氏体 1000× （b）0.03%C、2%Mn钢马氏体透射电镜照片27500×

图1.29 低碳马氏体的组织形态

在光学显微镜下，针状马氏体呈竹叶状或凸透镜状，在空间形同铁饼。马氏体针之间互相成一定角度（60°或120°）。马氏体针多在奥氏体晶内形成，并限制在奥氏体晶粒范围之内。最先形成的马氏体针较粗大，往往贯穿整个奥氏体晶粒，并将其分割。以后，马氏体则在被分割了的奥氏体中形成。因而马氏体针愈来愈细。先形成的马氏体容易被腐蚀，颜色较深。所以，完全转变后的马氏体为大小不同、分布不规则、颜色深浅不一的针状组织。高倍透射电镜分析表明，马氏体内有大量细孪晶带的亚结构，因此，高碳针状马氏体又称孪晶马氏体。

⑶ 马氏体转变的特点

① 奥氏体向马氏体转变为非扩散型转变。转变形成碳在α铁中的过饱和固溶体。过饱和碳在α铁中造成很大的晶格畸变，并与晶体中的缺陷发生强烈的交互作用，结果产生很强

的固溶强化和加工硬化效应，使马氏体硬度特高。含碳量越高，马氏体硬度越高，其变化关系如图1.30所示。

② 马氏体的形成速度极快(小于10-7s)。奥氏体冷却到Ms点以下时，旋即开始瞬时(无孕育期)地转变为马氏体。马氏体是在Ms-Mf范围内连续降温的过程中不断形成的。降温停止，马氏体量的增长也停止。马氏体量的增多是新马氏体的形成，而不是已有的马氏体长大的结果。由于形成速度快，新形成的马氏体要撞击原形成的马氏体，造成微裂纹，使马氏体变脆，特别是碳含量高时尤为严重。

③ 马氏体转变是不彻底的，总要残留少量奥氏体，如图1.31所示。连续冷却的任何停顿和减慢，都增大奥氏体的稳定性和残余奥氏体的量。Ms-Mf的位置决定于奥氏体的成分。由图1.31可知，碳含量的增加使其降低。碳含量高于0.5%时，Mf点降至室温以下，所以钢冷至室温也不能完全转变成马氏体，而要保留一部分残余奥氏体，其量随碳含量增大而增大，如图1.32所示。残余奥氏体存在于马氏体之间可改善钢的韧性。

④ 马氏体形成时体积膨胀。这在钢中造成很大的内应力，已生成的马氏体对未转变的奥氏体构成大的压应力，也使马氏体转变不能进行到底，而总要保留一部分不能转变的(残余)奥氏体。

马氏体的硬度很高，强度也应该是很高的，但因塑性太差而表现不出来。所以有利于其塑性的因素，例如细化奥氏体晶粒和马氏体共格区，都将有利于马氏体强度的提高。

马氏体的塑性和韧性与其碳含量(或形态)密切相关。高碳马氏体由于过饱和度大、内应力高和存在孪晶结构，所以硬而脆，塑性、韧性极差。但晶粒细化得到的隐晶马氏体却有一定的韧性。至于低碳马氏体，由于过饱和度小，内应力低和存在位错亚结构，则不仅强度高，而且塑性、韧性也较好，在生产中得到了很好地应用。

图1.30 碳含量对马氏体硬度的影响 图1.31 连续冷却时马氏体转变量与温度的关系

图1.32 奥氏体的碳含量对残余奥氏体的影响 图1.33 钢的淬火温度范围

1.3.3.2 钢的淬火工艺

（1）淬火温度的选定

在一般情况下，亚共析钢的淬火加热温度为Ac3以上30-50℃；过共析钢的淬火加热温度为Ac1以上30-50℃(见图1.33)

亚共析钢加热到Ac3以下时，淬火组织中会保留自由铁素体，使钢的硬度降低。过共析钢加热到Ac1以上时，组织中会保留少量二次渗碳体，而有利于钢的硬度和耐磨性，并且，由于降低了奥氏体中的碳含量，可以改变马氏体的形态，从而降低马氏体的脆性。此外，还可减少淬火后残余奥氏体的量。而且，淬火温度太高时，会形成粗大的马氏体，使机械性能恶化；同时也增大淬火应力，使变形和开裂倾向增大。

（2）加热时间的确定

加热时间包括升温和保温两个阶段。通常以装炉后炉温达到淬火温度所需时间为升温阶段，并以此作为保温时间的开始；保温阶段是指钢件烧透并完成奥氏体化所需的时间。

加热时间受钢件成分、尺寸和形状、装炉量，加热炉类型、炉温和加热介质等因素的影响。可根据热处理手册中介绍的经验公式来估算，也可由实验来确定。

（3）淬火冷却介质

冷却是淬火工艺中最重要的工序，它必须保证工件得到马氏体，同时不造成开裂并使变形尽可能小。解决这一矛盾的理想淬火冷却曲线如图1.34所示。就是说，在650℃以上，在保证不形成珠光体类组织的前提下，冷却应尽可能慢，以减少热应力；在650~400℃范围应快速冷却，避免碰上C曲线的“鼻尖”，保证全部奥氏体不分解；在400℃以下，则又要求慢冷，以减轻马氏体转变时的相变应力。钢在淬火时，各温度区间的冷却速度决定于所用冷却剂的特性。因此淬火冷

图1.34理想淬火冷却曲线示意图

却前必须根据所用的钢种，选择适宜的冷却剂。

常用的冷却介质是水和油。

水在650~550℃范围冷却能力较大，在300~200℃范围也较大。因此易造成零件的变形和开裂，这是它的最大缺点。提高水温能降低650~550℃范围的冷却能力，但对300~200℃的冷却能力几乎没有影响。这既不利于淬硬，也不能避免变形，所以淬火用水的温度控制在30℃以下。水在生产上主要用于形状简单、截面较大的碳钢零件的淬火。水中加入某些物质如NaCl、NaOH、Na2CO3和聚乙烯醇等，能改变其冷却能力，以适应一定淬火用途的要求。 淬火用油为各种矿物油(如锭子油、变压器油等)，它的优点是在300~200℃范围冷却能力低，有利于减少工件的变形；缺点是在650~550℃范围冷却能力也低，不利于钢的淬硬，所以油一般用作为合金钢的淬火介质。淬火时油温不能太高，以免其粘度降低，流动性增大而提高冷却能力，超过油的燃点时，会引起着火，油温—般控制在40~100℃内。油长期使用会老化，应注意维护。

为了减少零件淬火时的变形，可用盐浴作淬火介质。这些介质主要用于分级淬火和等温淬火。其特点是沸点高，冷却能力介于水和油之间。常用于处理形状复杂、尺寸较小、变形要求严格的工具等。

（4）淬火方法

常用的淬火方法有单介质淬火．双介质淬火，分级淬火和等温淬火等，见图1.35。

① 单介质淬火法 工件奥氏体化后，在一种介质中冷却，如图1.35曲线1所示。淬透性小的钢件在水中淬火：淬透性较大的合金钢件及尺寸很小的碳钢件（直径小于3-5mm）在油中淬火。

单介质淬火法操作简单，易实现机械化，应用较广。缺点是水淬变形开裂倾向大；油淬冷却速度小，淬透直径小，大件淬不硬。

② 双介质淬火 工件奥氏体化后，在一种冷却能力较强 的介质中冷却，当工件冷却到300℃左右后，再淬入另一种冷

却能力较弱的介质中冷却。例如，先水淬后油冷，先水冷后空冷，等等。这种淬火操作如图1.35曲线2所示。

图1.35 不同淬火方法示意图 1-单介质淬火；2-双介质淬火；3-分级淬火；4-等温淬火

又可消除脆性。如再次加热至600℃以上慢冷，则脆性又再次出现。所以这种脆性为可逆回火脆性。

高温回火脆性的断口为晶间断裂。一般认为，产生高温回火脆性的主要原因是P 、Sn、Sb、As等杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚。钢中Ni、Cr等合金元素促进杂质的这种偏聚，而且本身也能发生晶界偏聚，因此增大了产生回火脆性的倾向。

防止高温回火脆性的方法是：尽量减少钢中杂质元素的含量；或者加入Mo等能抑制晶界偏聚的含金元素。

1.4 钢的淬透性

淬透性表征钢淬火时形成马氏体的能力。一般以圆柱形试样的淬透层深度或沿截面的硬度分布曲线来表示。钢的合理选用及热处理工艺的制定与淬透性有密切联系。

图1.45 工件截面的冷却速度 图1.46 淬火试样断面上马氏体量和硬度的变化 （a）与淬透层（b）示意图

1.4.1工件截面的冷却速度和淬透层深度

实际淬火工件中，如果整个截面都得到马氏体，即表明此工件已淬透。大的工件表层淬成了马氏体，而心部未得到马氏体，这是因为淬火时，表层冷却速度大于临界冷却速度Vk，而内部冷速小于Vk，如图1.45所示。所以钢的淬透层深度，取决于其临界冷却速度的大小，并于工件的截面尺寸和淬火介质的冷却能力有关。钢的临界冷却速度愈小，工件的淬透层愈深。

照理，淬透层深度应以全马氏体或只含少量残余奥氏体的马氏体组织为标准来确定，但实际上，马氏体中即使含有5-10%非马氏体组织也极难鉴别。因此，一般规定，以表面至半马氏体区(即马氏体和非马氏体组织各占一半)的距离为淬透层深度。半马氏体组织比较容 易由显微镜或硬度的变化来确定。马氏体中含非马氏体组织量不多时，硬度变化不大；非马氏体组织量增至50%时，硬度陡然下降，曲线上出现明显转折点，如图1.46所示。另外，

在淬火试样的断口上，也可看到以半马氏体区为界，发生由脆性断裂过渡为韧性断裂的变化，并且其酸蚀断面呈现明显的明暗界线。半马氏体组织和马氏体一样，硬度主要与碳含量有关，而与合金元素含量的关系不大，如图1.47所示。

1.4.2影响淬透性的因素

钢的淬透性与实际工件的淬透层厚度不是一回事。淬透性是钢在规定条件下的一种工艺性能，是确定的，可以比较的。淬透层深度是指实际工件在具体条件下淬得的马氏体和半马氏体层的厚度，是变化的，与钢的淬透性及外在因素有关。淬透性和淬硬性也不是一回事。淬硬性是指钢淬火时能够达到的最高硬度，主要决定于马氏体的碳含量。

钢的淬透性由其临界冷却速度来决定。临界冷却速度愈小，即奥氏体愈稳定，则钢的淬透性愈好。因此，凡是影响奥氏体稳定性的因素，均影响钢的淬透性。 （1）合金元素

除钴以外，大多数合金元素溶于奥氏体后，降低临界冷却速度，使C曲线右移，提高钢的淬透性。 （2）碳含量

碳含量对钢临界冷却速度的影响如图1.47所示。亚共析钢随碳含量的增加，临界冷却速度降低，淬透性增大；过共析钢随碳含量增加，临界冷却速度增大，淬透性下降。碳含量超过1.2-1.3％时．淬透性明显下降。 （3）奥氏体化温度

提高奥氏体化温度，将使奥氏体晶粒长大，成分均匀化，从而减少珠光体的生核率，降低钢的临界冷却速度，增加其淬透性。 （4）钢中未溶第二相

钢中未溶入奥氏体中的碳化物、氮化物及其它非金属夹杂物，可成为奥氏体分解的非自发核心，使临界冷却速度增大，降低淬透性。

图1.47 钢中碳含量对临界冷却速度（Vk）的影响

1.4.3淬透性的测定方法

淬透性的测定方法很多，目前普遍采用的是“末端淬火法”(详见GB225-63)。其要点是：将标准试样(Φ25×100mm)加热奥氏体化后，迅速放入末端淬火试验机的冷却孔中，喷水冷却。规定喷水管内径12.5mm，水柱自由高度65±5mm．水温20-30℃，图1.48(a)为末端淬火法示意图。显然，喷水端冷却速度最大，距末端沿轴向距离增大，冷却速度逐渐减小，其组织及硬度亦逐渐变化。在试样测面沿长度方向磨一深度0.2-0.5mm的窄条干面，然后从末端开始，每隔一定距离测量一个硬度值，即可测得试样沿长度方向上的硬度变化(图1.45(b))，所得曲线称为淬透性曲线。

图1.45 用末端淬火法测定钢的淬透性

HRC表示。其中J表示末端淬火的淬透性，dd42表示距水冷端的距离，HRC为该处的硬度。例如，淬透性值J，即表示距水冷端5mm

5根据GB225-63规定，钢的淬透性值用J处试样硬度为HRC42。

1.4.4淬透性的实际意义

1.4.4.1钢的淬透性是机器零件选材和热处理工艺制定的重要依据

淬透性不同的钢材淬火后沿截面的组织和机械性能差别很大。图1.46(a)表示淬透性高的钢整个截面被淬透，图1.47(b)、(c)表示淬透性较低的钢仅表层淬透。经高温回火后，完全淬透的钢整个截面为回火索氏体，机械性能较均匀；未淬透的钢虽然整个截面上的硬度接近一致，但由于内部为片状索氏体，强度较低，冲击韧性更低。淬透性愈低，钢的综合机械性能水平愈低。

因此，截面较大或形状较复杂的重要零件，以及受力较苛刻的螺栓、拉杆、锻模、缍杆等工件，因要求截面的机械性能均匀，应选用淬透性好的钢。而承受弯曲或扭转载荷的轴类

零件，外层受力较大，心部受力较小，可选用淬透性较低的钢种，只要求淬透层深度为轴半径的1/3-1/2即可。

图1.46 淬透性不同的钢调质后机械性能的比较 图1.47工作截面尺寸对淬透层深度的影响 （a）完全淬透（b）淬透较大厚度（c）淬透较小厚度

1.4.4.2钢材的尺寸效应

图1.47表明，截面尺寸不同的工件，实际淬透深度是不同的。截面小的工件，表面和中心的冷却速度均可能大于临界冷却速度Vk,可以完全淬透；截面大的工件只可能表层淬硬；截面更大的工件甚至连表面都淬不硬。这种随工件尺寸增大而热处理强化效果逐渐减弱的现象叫做尺寸效应。设计中引用手册中的数据时，必须对此予以注意。

习题和思考题

1．解释下列名词：

淬透性、淬硬性、临界冷却速度、退火、正火、淬火、回火、完全退火、球化退火 2．什么是热处理？常见的热处理方法有几种，其目的是为了什么？从相图上看，怎样的合金才能进行热处理？

3．奥氏体、过冷奥氏体、残余奥氏体有何异同？

4．画出共析碳钢过冷奥氏体等温转变 C 曲线，标明各点、线、区的意义；说明合金元素对 C 曲线位置及形状的影响。

5．试比较索、屈氏体、马氏体和回火索氏体、回火屈氏体、回火马氏体之间在形成条件、金相形态与性能上的主要区别。

6．马氏体的本质是什么?它的硬度为什么很高? 是什么因素决定了它的脆性? 7．淬透性和淬透层深度有何联系与区别？影响钢件淬透性的主要因素是什么？

8．什么是钢的回火脆性？第一类回火脆性和第二类回火脆性是在什么条件下产生？如何减轻或消除？

9．确定下列钢件的退火方法，并指出退火目的及退火后的组织： （1）经冷轧后的15钢板要求降低硬度； （2）ZG35铸造齿轮； （3）锻造过热的60钢锻坯。

10．将45钢和T12A钢加热至700℃、770℃、840℃淬火，说明淬火温度是否正确？为什么45钢在770℃淬火后的硬度远较T12A钢低？

11．今用T10钢制造形状简单的车刀，其工艺路线为：锻造→热处理→机械加工→热处理→磨削，试说明需采用何种热处理和其作用，指出热处理后的大致硬度和显微组织。

本文来源：https://www.bwwdw.com/article/6qng.html