第五章鋼鐵熱處理

%鋼在加熱時的組織轉變

%鋼在冷卻時的組織轉變

%鋼的退火與正火

%鋼的淬火

%鋼的回火

%鋼的表面熱處理

概述

一、熱處理

利用加熱、保溫、冷卻的方法，改變材料的組織與結構，達到改變材料性能的工

藝過程稱為熱處理。意義:合適的熱處理是讓材料達到希望的性能，有時是為了便于

進行加工，有時讓材料滿足工作條件的要求。他是合理使用材料、充分發揮材料潛

力必不可少方法。熱處理過程中材料處于固態下，但內部都有不同程度的固態轉變

發生。

二、固態轉變

固態轉變有：

1.固態物質內部的組織結構的變化稱為固態相變。

2.轉變過程只有組織結構變化,無新相生成的非相變

型，如再結晶轉變。

概述

三、固態相變的特點

固態相變中由于母相為固體，原晶體有固定的排列和取向,并不能隨意改變其形

狀或發生流動，轉變過程和產物有如下共同特點：

1.相變阻力大。新相形成除增加界面能外，由于存在體積變化

造成應變能，相變阻力大，相變發生在較大的過冷度下。

2.新相與母相之間存在一定的晶體學位向關系°

3.母相的晶體缺陷對相變起促進作用。缺陷處形核可得到附加

能量補充，同時缺陷的存在可加快擴散過程，有利于新相晶體的生長。

4.原干擴散遷移成為控制因素，特別是伴隨成分改變的相變過

程，固體中原子擴散速度慢，在溫度較低時,大的相變驅動力可能改變轉變類型，如

從擴散型改變為協同型。

5.易出現過渡相，有些反應不能進行到底，過渡相可以長期保

留。轉變溫度較低，原子擴散慢，通常發生在穩定相的成分與母相相差較遠吐鋼

中的滲碳體其實也是過渡相。

第一節鋼在加熱時的組織轉變

一、轉變溫度對應鐵碳相圖中的線

ACM

ES線A3

GS線

A1727CPSK線

這些溫度點是平衡轉變溫

度,在固態轉變中，轉變實際發

生需要一定的過冷或過熱下，顯

然加熱轉變的實際發生溫度在臨

界點之上,而冷卻轉變的實際發

生溫度在臨界點之下。

AC1、AC3、Accm表示加熱時的轉變溫度Arl、A「3、Arem表示冷卻時的

轉變溫度

二、奧氏體的形成過程

第一節鋼在加熱時的組織轉變

以共析鋼（Wc=0.77%為例，原始組織為層片珠光體。

1.在鐵素體和滲碳體的交界處形成奧氏體的核心；

2.奧氏體是同時消耗兩相來長大；

3.實際上總是鐵素體先消失，隨后殘余滲碳體的溶解；

4.奧氏體的均勻化，各處的碳濃度都達到平均成分,隨后所

含其它合金元素經夕散達到成分均勻；

5.亞（過共析鋼中過剩相的溶解（溫度達到A

C3或A

ccm

以上。

三、影響奧氏體轉變的因素

1.加熱溫度所以加熱溫度越高，提高原子活動遷移能力啟

由能差（動力大，奧氏體化的進程也越快。

2.加熱速度材料處于連續加熱，奧氏體化的時間自然短，但

是均勻化程度差。

3.含碳量隨碳量的增加,滲碳體與鐵素體的界面數量也多，

轉變速度加快。但過共析鋼中，二次滲碳體的溶解要求更高的溫度.碳量的增加

達到均勻化時間會增加。

4.合金元素碳化物形成元素與碳的結合力高于鐵，會阻礙碳

的擴散遷移;在碳化物消失后，合金元素自己擴散達到均

勻，達到均勻奧氏體化的時間要大大延長。

5.原始組織珠光體的層片越細，界面數量多，擴散的距離

小，轉變速度加快,片狀珠光體的轉變速度高于球化珠光體。

四、奧氏體晶粒度及其影響因素

1.奧氏體晶粒度

奧氏體的晶粒度指奧氏體的晶粒尺寸大小，對熱處理后的性能有重要影響。在

熱處理過程中，以后所得到的組織都是有奧氏體轉變的產物，奧氏體的晶粒細小，所得

到的組織也就細小，通常其力學性能也優越。在奧氏體化的過程中伴隨著晶粒的長

大,這是自發過程，只有控制好奧氏體化的工藝過程才能到較細的晶粒。

描述奧氏體晶粒度有以下三種不同的概念：

1起始晶粒度剛剛完成奧氏體化的晶粒大小稱為起始晶粒

度，原珠光體的層片本身細小，所有的鋼這時都是非常細小、均勻的。實際工程

意義不大。

2實際晶粒度在具體的加熱溫度、保溫時間的條件下獲得

的晶粒大小。它決定于鋼的成分和奧氏體化的工藝過程。

四、奧氏體晶粒度及其影響因素

1.奧氏體晶粒度

3本質晶粒度不同的鋼在同樣的加熱條件下，奧氏體的長

大傾向性不一樣,按冶金部標準，將鋼加熱到

93O±1(TC,保溫8小時得到的實際晶粒度作為該鋼的本質晶粒度。本質晶粒度

是一材料特性，表示的是鋼在奧氏體化時奧氏體晶粒的長大傾向。其結果小于4級

的鋼成為本質細晶粒鋼。并不是本質細晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒一定細小，通常

加熱溫度在930c以下,本質細晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒比本質粗晶粒鋼細小，超

過這個溫度或工藝處理不當，結果可能完全相反。

四、奧氏體晶粒度及其影響因素

2.影響奧氏體晶粒度的因素

1加熱速度速度快月的時間少，轉變在較高溫度,形核率

高，最終晶粒尺寸較細小。

2保溫溫度愈高，保溫時間長，奧氏體長大速度快.長大的

時間多，晶粒變粗：

3原始組織，固相轉變組織的遺傳性，珠光體細小，奧氏體

的晶粒也細小;片狀比球狀細小，非平衡組織往往也可得

到細小的奧氏體晶對。

4合金元素（成分①含碳量增加，奧氏體轉變加快，生長

時間多，奧氏體晶粒的長大傾向增加;②碳化物形成元素

（Ti、V、Ta、Nb、Zr、W、Mo、Cr和碳結合力強，阻礙碳

的擴散可阻礙奧氏體晶粒生長;③不和碳作用而溶入基體

元素（Si、Ni、Cu對奧氏體晶粒生長無明顯的影響;④Co、P、Mn對奧氏體晶

粒的長大有加速作用。

五、加熱不當帶來的組織缺陷

由于加熱設備故障、工藝不合理或操作失誤，加熱過程中可能引起的缺陷有：

1.氧化加熱過程，工件表面和02、CO2、H20等氣氛接觸，工

件表面發生氧化,更有甚者氧化氣氛延晶界向內擴散造成較深的晶界氧化，這時

主要表現晶界處的易氧化元素和氧結合使晶界性能下降，為內氧化。保溫時間較

長、溫度高且表面要求較高,無多的加工余量要注意保護。

2.脫碳含碳量較高的鋼在加熱和02、CO2、H2O、H2等結合,

生成co溢出，內層句表層擴散表層向內出現貧碳區，而影響表層性能?？捎?/p>

CO、CH4進行保護甚至滲碳。

3.過熱加熱溫度過高或保溫時間過長，造成奧氏體晶粒過

大。

4.過燒加熱溫度太高，晶界過度氧化,甚至局部熔化，過

燒工件只能報廢。

第二節鋼在冷卻時的組織轉變過冷奧氏體:鋼奧氏體化后,從高溫冷卻到A1以

下，此時奧氏體并不立即轉變，而處于熱力學不穩定狀態，把這種存在于A1溫度以下

暫未發生轉變的不穩定奧氏體稱為過冷奧氏體。

等溫冷卻:將鋼迅速過冷到臨界點（Arl以下某一溫度，使奧氏體保持在該溫度下

進行轉變。

連續冷卻:將鋼以某一固定速度不停頓地冷卻（到室溫.使奧氏體在連續降溫的過

程種轉變。

冷卻方式：

引子

一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線的建立

過冷奧氏體等溫轉變圖，也稱

TTT(Time-Temperalure-

Transfonnation曲線，或C曲線。

它綜合反映了過冷奧氏體在不同溫

度下等溫轉變的開始和終了時間及

轉變產物之間的關系。

快冷到某溫度下保溫，過冷奧氏體

要經過一段時間31后才開始轉變，這

個時間稱為轉變的孕育期。隨后隨著

時間的延長，轉變量不斷增加。經過

時間bl后全部轉變完畢。圖中橫坐標

為時間，利用對數坐標（logt；縱坐

標為相對轉變量（％。然后對轉變后的

試樣進行金相分析。另建一坐標，橫

坐標還是時間，縱坐標為轉變溫度，

將相同性質的連接起來。

一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線的建立

TTT曲線特征

這是實際測定得到的T8鋼的等

溫冷卻轉變曲線（TTT曲線，得到

象字母，C”的曲線，俗稱C曲線。在

C曲線上，有一個孕育期最短的

點,大約在55O-5OOC附近，這個

點俗稱為C曲線的、鼻尖:隨溫度

降低,鼻尖上部因動力加大而轉變

速度加快;下部因降低原子活動能

力而減慢。當快速冷卻的溫度低于

某一臨界值Ms后，孕育期消失，到

達Ms立即發生轉變，轉變的方式發

生了變化,Ms溫度稱為馬氏體點。

二、珠光體型轉變

1.珠光體的形成

過冷奧氏體在Ari到鼻

尖（550℃之間的轉變方式

基本相同，屬于珠光體型轉

變。

首先在奧氏體晶界處形

C的核心，然后不斷長

成Fc

3

大,周圍奧氏體將發生晶格改組轉變為鐵素體，鐵素體的生成促使滲碳體的長大

和形核，長大的滲碳體可以分枝,它們共同生長的結果便得到層片的分布。在一個奧

氏體晶粒中可能有數處形核，各自分別發展成不同的領域，直到奧氏體完全消失。此

外,滲碳體形核與原奧氏體有一定的位向關系，所以珠光體在奧氏體中常為幾種特定

方向。

第二節鋼在冷卻時的組織轉變

二、珠光體型轉變

2.轉變產物

過冷奧氏體按珠光體型方式發生轉變，通常所得產物為鐵素體和滲碳體交替分

布的層片狀組織,隨著轉變溫度的降低，片間距愈細，即不同溫度下所得產物的差別是

層片間距不同。采用特殊的方式冷卻，也可能得到點狀（小球的滲碳體均勻分布在鐵

素體的基體上，如圖所示。工程上對不同片間距的產物有一些習慣的稱呼。

二、珠光體型轉變

3.珠光體的性能

不同類型的珠光體由于層片間距不同，力學性能在一個較大范圍內變化，總體趨

勢是隨著片間距的減小，材料的強度和硬度呈現上升;其塑性和韌性以索氏體為最高,

它的組織比珠光體細小且分布均勻，而屈氏體因層片的細小.塑性相鐵素體的可變形

范圍小，強度最高，但塑性卻下降了。

三、貝氏體型轉變

1.基本特點

到500℃以下，相變的驅動力較大，鐵的擴散系數已經很小,相變過程中來不及擴

散，這時碳盡管擴散速度比高溫下小了很多，但還能在一定的范圍內進行短距離擴散,

所以將發生混合型相變，在鋼中稱為貝氏體（Bainite轉變。

在較大的驅動力下,晶格中的鐵原子以切變方式,將其晶格點陣從面心立方改組

為體心立方。這時鐵原子不改變相鄰關系，每個原子相對周圍原子發生僅為原來晶

格間距幾分之一的移動,整個晶體結構發生了變化。一方面原子移動距離小,另一方

面，要求所有原子同時移動，所以變化阻力大，僅在驅動力足夠大時才發生。碳在面心

立方中的溶解度大于體心立方晶格，對切變形成了隹力，含碳量愈低，轉變愈容易,

三、貝氏體型轉變2.上貝氏體轉變

在“鼻尖，，到350℃的溫度范圍內等溫.這時鐵從fee向bee結構轉變的趨勢相當

大，這時碳有一定的擴散能力，類似珠光體型轉變，在原奧氏體的晶界形成Fe3C的核

心，并慢慢長大，在碳化物的形成生長時，周圍的奧氏體的溶碳量明顯下降，從fee向

bee結構轉變的阻力就減小，這些鐵原子就立即以切變方式發生晶格改組“

貝氏體的生長方式為從原奧氏

體晶界開始,邊向奧氏體晶內生長

同時不斷加寬，其組織為以奧氏體

晶界為干線的羽毛狀，在羽毛的毛

翎之間分布著析出的Fc3C,這種碳

化物存在于平行分布的鐵素體片之

間的貝氏體稱為“上貝氏體

三、貝氏體型轉變

2.上貝氏體轉變

性能特點:在碳鋼中，上貝氏體的力學性能指標并不好，這時的強度和硬度不太高,

而韌性很低,工業生產中一般不用這種組織的材料來制造機械零件。

三、貝氏體型轉變

3.下貝氏體轉變

在350C到MS點（約230C的溫度區間，轉變的趨勢更大,但碳的擴散遷移能力

又進一步減慢，當碳在小范圍內遷移聚集時，主體的奧氏體基體就出現貧碳區就可以

發生切變，從奧氏體轉變為鐵素體。切變區一般為凸鏡狀，發展的程度在一個奧氏體

晶粒之內，再形成的在已有的貝氏體和奧氏體晶界或兩個已有的貝氏體之間。聚集

的碳在轉變的鐵素體內部形成極細小的碳化物,不一定是Fe3c，在光學顯微鏡下看

不見，但它的存

在會使貝氏體制樣侵蝕加快

成暗色;在電子顯微鏡下可

以看到它們成細片狀，這種

碳化物在貝氏體內的組織稱

為“下貝氏體

三、貝氏體型轉變

2.下貝氏體轉變

性能特點:下貝氏體有較高的強度和硬度，還有一定的韌性,即有較好的強韌性配

合，或稱有良好的綜合力學性能。在生產實際中這是一種常用的狀態，但為了完成下

貝氏體轉變，不能直接冷卻到室溫,需要保溫設備，并且轉變時間長，生產的效率不高。

四、馬氏體型轉變

1.轉變過程

當鋼很快冷卻到M

S（共析鋼約為230c以下,這時碳的可遷

移能力也很低，在巨大的轉變驅動力作用下，鐵以切變的方式進行從fee到bee

的晶格改組，形成了碳在鐵素體中的過飽和固溶體，成為“馬氏體”。

由于大量碳的過飽和，將會給這時的鐵素體帶來巨大的晶格畸變,碳原子處在的

位置是體心立方的八面體間隙處,體心立方的八面體間隙是一扁形，溶入碳原子基本

在一個方向變形即可，為了減小晶格畸變，碳原子大多在同樣的方向，所以馬氏體的晶

格點陣嚴格說來已經不是體心立方，而是體心正方，即晶格常數在一個方向被拉長。

如果拉長的方向的晶格常數為C,另兩個方向相等為a,對于馬氏體來說,c/a的值一般

在1-1.05之間。

四、馬氏體型轉變

2.轉變特點

1速度非常快鋼從奧氏體向馬氏體的轉變速度非?？?，幾乎

無法測量，一般認為是以聲速發展。

2轉變數量不決定于保溫時間，而取決于冷卻到的溫度當奧

氏體迅速冷卻到MS溫度以下,立即發生相應的馬氏體轉變，繼續停留盡管還存

在未轉變完的奧氏體，但馬氏體的數量并不再增加;而是隨著溫度的降低，馬氏體的數

量不斷增力口，一直到某一溫度Mf以后,馬氏體的數量不再增加了。因此，把MS溫度

稱為鋼的馬氏體點，即過冷奧氏體開始發生馬氏體轉變的溫度,把溫度Mf稱為馬氏

體轉變的結束溫度。

3轉變不能進行到底就是冷卻到Mf溫度以下,鋼中總有一定

數量的奧氏體存在不能轉變.這部分奧氏體成為殘余奧氏體，通常簡記為A殘或

A"一般鋼的Mf溫度在室溫以下，快速冷卻到室溫的鋼中必然存在一定數量的殘

余奧氏體。

四、馬氏體型轉變

3.馬氏體的形態

快速冷卻得到的馬氏體，隨著原奧氏體中的含碳量的不同，轉變產物的組織形態

也不相同，主要有兩大類板條馬氏體和透鏡狀馬氏體。

板條馬氏體奧氏體中的含碳量較低

時,指小于0.3%Wt時,形成的馬氏體

為板條狀,也稱為低碳馬氏體。組織

形貌為一個原奧氏體晶粒可以有幾個

板條束，在板條束中有時又可以分成

幾個平行的板條塊，在板條內分步著

稠密的平行的馬氏體板條。稠密的板

條之間是一層連續的高度變形的極薄

的奧氏體薄膜（約20nm，馬氏體內有

大量位錯。

四、馬氏體型轉變3.馬氏體的形態

特點:得到的低碳板條馬氏體過飽和度不大,位錯的強化結構有較高的強度和韌

性,具有良好的綜合力學性能。如0.2%C淬火后,HRC50、ob=1500MPasak=150-

I80J/cm2o

四、馬氏體型轉變3.馬氏休的形態

片狀馬氏體奧氏體的含碳量大于1.0%時，得到的馬氏體形狀呈針片狀或竹葉狀,

故稱為片狀馬氏體，其立體形態是雙凸透鏡片狀,所以又稱為透鏡馬氏體或高碳馬氏

體。在一個原奧氏體晶泣中，首先形成一個貫穿整個晶粒的馬氏體片，以后形成的馬

氏體片尺寸受到限制，在已經存在的馬氏體和奧氏體晶界或馬氏體片之間，越后形成

的

馬氏體片越小。馬氏體片之間互

不平行，最后的三角區為殘余奧

氏體。

四、馬氏體型轉變3.馬氏體的形態

性能特點:得到的高碳片狀馬氏體過飽和度大嚴重的晶格畸

變產生大的內應力,大片之間易產生顯微裂紋。片狀馬氏體具

有高的硬度和強度,但塑性和韌性很低。HRC60、a

=U/cm2o

k

四、馬氏體型轉變

3.馬氏體性能

馬氏體一般是很硬的，硬度隨

馬氏體中的含碳量的提高而增加，

同時殘余奧氏體的數量也增加。原

因時過飽和的碳引起的晶格畸變和

馬氏體轉變體積膨脹造成周圍的強

烈塑性變形,形成的高密度的位錯

或攣晶帶來的加工硬化。

高碳馬氏體雖很硬，但塑性和韌性卻很差,并且內部存在巨大的內應力，如共析鋼

淬火得到的片狀馬氏體力學性能:硬度達60HRC沖擊韌性僅IJ/cm2c低碳的板條馬

氏體的硬度雖不算很高,卻具有一定的塑性和相當好的韌性,0.2%C碳鋼淬火得到的

板條馬氏體力學性能指標:硬度35-40HRC屈服強度800-lOOOMPa,伸長率9-17%,沖

擊韌性60-180J/cm2o

五、影響C曲線的因素

1.含c量的影響

鋼的碳含量偏離共析點成分，平衡轉變時存在先共析相的析出轉變，在C曲線的

上方有一條先共析相析出線,上趨近于AC3或Accm,下到C曲線的鼻尖處，如圖所

示。在亞共析鋼中為鐵素體的開始析出線，而過共析鋼則為二次滲碳體的開始析出

線。

五、影響C曲線的因素

2.加熱溫度和保溫時間

奧氏體中的含碳量對C曲線有明顯的影響,注意奧氏體的含碳量和鋼的含碳量

在轉變的過程中是不一致，如鋼的含碳量各不相同,但緩慢冷卻到A1溫度,奧氏體的

含碳量均向S點看齊。與共析鋼相比，在亞共析鋼中，隨著含碳量的增加,C曲線右移,

即轉變的孕育期和轉變時間都加長;在過共析鋼中，隨著含碳量的增加,C曲線也左移,

即轉變的孕育期和轉變時間都減少，先析出的碳化物會促使奧氏體的分解，所以共析

鋼的奧氏體是最穩定的。在一般的碳鋼中.鼻子處的孕育期僅不到一秒鐘。

隨著加熱溫度的提高，保溫時間的加長，奧氏體的均勻化程度高，不利于轉變形核,

不利于過冷奧氏體的分解，或稱奧氏體的穩定性得到提高,C曲線右移。

五、影響C曲線的因素

3.合金元素的影響

除Co以外,幾乎所有兀素都會使C曲線右移，即提高奧氏體的穩定性。此外，大

量合金元素的加入，還會改變C曲線的形狀，具體的分析到合金鋼章節再講。

六、過冷奧氏體的連續冷卻曲線

1.CCT(ContinuousCoolingTransformation曲線

將奧氏體化后的材科置于某一

定的介質中冷卻,隨著時間的推

移，材料的溫度不斷下降,奧氏體

的分解過程在不同的溫度下進行，

得到的組織就較復雜。冷卻環境不

同，或冷卻介質不同，材料的冷卻

速度也就不相同，得到的產物也不

相同，對應的性能將不相同。這就

是連續冷卻過程，為了研究連續冷

卻過程的轉變規律,許多鋼也建立

了相應的冷卻曲線，即連續冷卻曲

線，也稱CCT曲線。

六、過冷奧氏體的連續冷卻曲線

2.曲線的建立

將鋼奧氏體化后，以不同的冷

卻速度冷卻到室溫.測量出奧氏體

的開始分解和轉變結束的時間，在

標注溫度-時間（對數坐標圖中，

先畫出溫度-時間關系曲線，標出

奧氏體開始分解的時間和轉變結束

時間，下方同時記錄車專變產物的硬

度，最后將不同冷卻速度下的相同

性質的點連接所得到的曲線就得到

CCT曲線。

六、過冷奧氏體的連續冷卻曲線

2.碳鋼的CCT曲線分析

如果將TTT曲線用虛線畫在同

一圖中，比較后發現：

①珠光體型轉變對應轉變曲線沒有

明顯的差別,開始和結束點滯后，

TTT曲線在CCT曲線的左上方。達

到同樣的溫度，等溫轉變在較低溫

度下所處的時間比連續冷卻長。

②貝氏體轉變被抑制不能發生，

在CCT曲線上有一奧氏體轉變中止線，只有部分奧氏體分解,隨后的一段時間內,

剩余的奧氏體并不發生轉變.直到馬氏體點后，發生馬氏體轉變，所得組織為T+M+A，；

③馬氏體點及以下的狀態,連續冷卻曲線和等溫冷卻轉變曲線沒有明顯的差

別。

六、過冷奧氏體的連續冷卻曲線

3.碳鋼連續冷卻轉變的組織

①冷卻速度小于5℃/S時.如隨爐

冷卻過程,得到珠光體。隨著冷卻

速度加快，轉變類型相同,組織從

珠光體、索氏體、屈氏體，即層片

不斷細化，同一冷卻速度不同的轉

變階段轉變產物也有一定的差別。

②冷卻速度大于V

K=138℃/S時，不

與曲線相交，全部得到M+A\這個

冷卻速度稱為臨界冷卻速度或上臨界冷卻速度。把V

，=33°C/S稱為下臨界冷卻速度，小于這個速度冷卻則無馬氏體轉變。③在上下

臨界冷卻速度之間，如在油中冷卻,通過了珠光體型轉的開始線，未通過轉變結束線，而

通過轉變的停止現,得到的組織為T+M+A，

第三節鋼的退火與正火

一、退火操作及其應用

退火:將組織偏離平衡狀態的鋼加熱到適當的溫度，保溫一定時間,然后緩慢冷卻

（例如隨爐冷卻，以獲得接近平衡狀態組織的熱處理二藝叫做"退火

一、退火操作及其應用

1.完全退火

方法:將亞共析鋼加熱到Ac3以上30~50c保溫一定時間，緩慢冷卻（隨爐冷卻

或埋入石灰、干沙中自然冷卻到500℃以下，取出空冷。

目的:先得到均勻的奧氏體，緩慢

冷卻轉變基本接近相圖描述轉變

過程，得到接近平衡組織，降低

硬度，便于加工，消除內應力O

用途:碳鋼和合金結構鋼的鍛、鑄、

軋制型材,可以作為一般要求工

件的最終熱處理,大多為重要零

件的預先熱處理。

一、退火操作及其應用

2.等溫退火

方法：

加熱方法同上（將亞共析鋼加熱到Ac3以上30~50℃,保溫一定時間，在加熱溫度

到珠光體開始轉變前快竦冷卻（打開爐門,甚至吹風到珠光體轉變溫度區等溫保溫到

珠光體轉變完畢后，取出空冷。

目的和用途同完全退火，生成率和組織控制較好，操作要求也相應高一些。

一、退火操作及其應用

3.球化退火

方法:將過共析鋼加熱到Acl以上30~50C,保溫較長時間，冷卻

到Ari溫度附近時要足夠慢的冷

卻（保溫冷卻，比隨爐冷卻還要

緩慢。

目的:最終組織為鐵素體的基體上均勻分布顆粒狀的滲碳體，稱

為球狀珠光體。

用途:降低過共析鋼材料的硬度，保證足夠的韌性，便于進行機

械加工，均勻組織為以后淬火

作好組織準備。

一、退火操作及其應用

4.去應力退火

方法:將鋼較慢（100~150℃/hr加熱到500-650C（低于A1,保溫后隨爐慢冷

（50?100℃/hr到200?300℃以下出爐。

目的:這個過程中，鋼中應無相變發生，組織沒有明顯變化，可完全消除殘余內應

力。如果材料原始有大的彈性應變能存在,可發生再結晶，組織也會有對應的變化。

用途:鍛造冷卻未全恢復塑性變形，鑄件的冷卻熱應力，焊接構件的熱應

力，拉、拔、擠壓的加工硬化等都會存在殘余內應,利用去應力退火可以消除變

形或其它原因產生的內應力。

第三節鋼的退火與正火

二、正火

將鋼加熱到Ac3和Accm以上30~50℃,保溫一定時間（得到均勻的奧氏體，從爐

中取出在自由流動的空氣中冷卻，發生珠光體型轉變的熱處理工藝稱為“正火工

由于冷卻速度大于退火，得到的珠光體的組織較細，材料的硬度和強度均比退火

要高。合金鋼在空氣中冷卻可能是發生珠光體型、貝氏體型甚至馬氏體型相變，但

一般正火是指空冷時珠光體轉變的這一部分。

用途：

1中低碳鋼用正火代替退火進行預先熱處理，改善加工性能。

2普通結構鋼（中碳綱正火盡管為達到最好的性能,已經達

到希望的強度和韌性，可以進行機械加工，作為最終熱處

理的成本較低。

3過共析鋼正火時,可以抑制二次滲碳體網狀析出,對已經

存在網狀碳化物的工具鋼，利用正火先溶化后抑制，用來

消除網狀碳化物,為下一部的球化處理作組織準備。

第四節鋼的淬火

一、淬火概念

淬火:將鋼加熱到臨界點以上,保溫一定時間進行奧氏體化，然后快速冷卻到Ms

點以下，發生馬氏體轉變的熱處理工藝，叫作“淬火工

目的:鋼的淬火組織主要是馬氏體，可以提高鋼的高硬度，保證高的耐磨性和承受

高的接觸應力。雖然馬氏體不是熱處理所要得到的最終組織,但馬氏體再經過適當

的回火，可以得到需要的組織和使用性能，最終達到理想的熱處理目的。

二、淬火加熱溫度

淬火加熱溫度的確定應以

獲得晶粒細小、成分均勻的奧

氏體為原則，以便得到細小的

馬氏體組織。

亞共析鋼:Ac3以上30?50。鐵素體可以全部溶解得到得到單一的奧氏體，從而

消除未溶鐵素體而帶來的軟相。也不宜過高，防止奧氏體晶粒粗大帶來馬氏體粗大,

并且溫度高帶來的熱變形也將嚴重。

過共析鋼:Acl以上30?50C,含碳量在0.8以上.這時得到的馬氏體有了足夠的

硬度反而提高溫度，淬火時開裂的傾向加大，并且淬火后殘余奧氏體量增加反而降低

硬度;同時保持未溶解的顆粒狀碳化物也可以提高材料的硬度和耐磨性。合金鋼:合

金元素大多可以阻止奧氏體晶粒長大,為了合金元素的均勻，加熱溫度和保溫時間都

要比碳鋼稍微提高一些。

三、淬火冷卻介質

理想的淬火冷卻速度為了保證得

到多的馬氏體，冷卻速度應該大于臨界

冷卻速度Vk;為防止零件變形、開裂,

冷卻應慢一些。所以理想的冷卻速度如

圖,開始冷卻可以慢一些，在快要發生

組織轉變時快冷,以躲開鼻子尖，隨后

又可以慢冷讓馬氏體轉變慢慢的進行。

常用介質

?鹽水、堿水10-15%的Na。水溶液這是最強的冷卻介質。?清水直接冷卻和沸

騰的蒸汽冷卻，冷卻能力也很強。?堿浴、硝鹽浴熔融的氫氧化鈉、硝酸鹽、亞硝酸

鹽導熱能力很強，在120-180C以上的高溫下有好的冷卻能力。?礦物油冷卻能力約

為水的1/4-I/8,用于奧氏體較穩定鋼，如大多數合金鋼,可以有效防止零件的變形開

裂。

四、淬火方法

1.單液淬火直接放入某液體介質（水

或油中冷卻到室溫。方法簡單，易

于操作。

2.雙液淬火（水淬油冷對復雜的碳鋼零

件，先在水或鹽水中快速冷卻，躲開

鼻子溫度,估計溫度低于500C時立

即轉入油中，放慢冷卻速度繼續冷卻

到室溫。操作者的經驗控制。

4.分級淬火淬入150-260C硝鹽浴中躲過了鼻尖，停留一段

時間讓表面和心部溫度均勻，熱應力松弛。取出空冷。

5.等溫淬火直接淬入硝鹽浴中保溫，發生貝氏體轉變。

6.局部淬火局部加熱法或局部冷卻法

7.冷處理冷卻到室溫以下的過程稱為“冷處理”。

第四節鋼的淬火

五、淬火組織缺陷

1.加熱缺陷過熱、過燒、氧化脫碳、奧氏體晶粒過大等。

2.硬度不足或出現軟點前者是整體硬度低于要求，后者是個

別部位硬度低于要求。產生原因有加熱不足，冷卻介質的冷卻能力不夠，工件表

面不干凈，局部散熱不良等。

3.變形與開裂零件淬火后發生變形是熱應力和組織應力綜合

作用的結構,完全不變形是困難的，但超量的變形甚至開裂則是要防止的。減小

變形的途徑有:零件結構設計合理，結構對稱，避免過大的尺寸突變;淬火前組織要均

勻，必要時經過退火或正火;加熱溫度適當，不要過熱;冷卻介質和方法適當，包括入水

的角度;及時回火，防止當時未裂在放置時開裂。

1.淬透性的概念

淬硬層深度當試樣尺寸較大時，從表面向