第五章 鋼鐵熱處理VIP

第五章鋼鐵熱處理

%鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變

%鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)，達(dá)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(dá)到希望的性能，有時(shí)是為了便于

進(jìn)行加工，有時(shí)讓材料滿足工作條件的要求。他是合理使用材料、充分發(fā)揮材料潛

力必不可少方法。熱處理過程中材料處于固態(tài)下，但內(nèi)部都有不同程度的固態(tài)轉(zhuǎn)變

發(fā)生。

二、固態(tài)轉(zhuǎn)變

固態(tài)轉(zhuǎn)變有：

1.固態(tài)物質(zhì)內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)的變化稱為固態(tài)相變。

2.轉(zhuǎn)變過程只有組織結(jié)構(gòu)變化,無新相生成的非相變

型，如再結(jié)晶轉(zhuǎn)變。

概述

三、固態(tài)相變的特點(diǎn)

固態(tài)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(fā)生流動(dòng)，轉(zhuǎn)變過程和產(chǎn)物有如下共同特點(diǎn)：

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(yīng)變能，相變阻力大，相變發(fā)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(xué)位向關(guān)系°

3.母相的晶體缺陷對(duì)相變起促進(jìn)作用。缺陷處形核可得到附加

能量補(bǔ)充，同時(shí)缺陷的存在可加快擴(kuò)散過程，有利于新相晶體的生長。

4.原干擴(kuò)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(kuò)散速度慢，在溫度較低時(shí),大的相變驅(qū)動(dòng)力可能改變轉(zhuǎn)變類型，如

從擴(kuò)散型改變?yōu)閰f(xié)同型。

5.易出現(xiàn)過渡相，有些反應(yīng)不能進(jìn)行到底，過渡相可以長期保

留。轉(zhuǎn)變溫度較低，原子擴(kuò)散慢，通常發(fā)生在穩(wěn)定相的成分與母相相差較遠(yuǎn)吐鋼

中的滲碳體其實(shí)也是過渡相。

第一節(jié)鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變

一、轉(zhuǎn)變溫度對(duì)應(yīng)鐵碳相圖中的線

ACM

ES線A3

GS線

A1727CPSK線

這些溫度點(diǎn)是平衡轉(zhuǎn)變溫

度,在固態(tài)轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變實(shí)際發(fā)

生需要一定的過冷或過熱下，顯

然加熱轉(zhuǎn)變的實(shí)際發(fā)生溫度在臨

界點(diǎn)之上,而冷卻轉(zhuǎn)變的實(shí)際發(fā)

生溫度在臨界點(diǎn)之下。

AC1、AC3、Accm表示加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度Arl、A「3、Arem表示冷卻時(shí)的

轉(zhuǎn)變溫度

二、奧氏體的形成過程

第一節(jié)鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)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(shí)消耗兩相來長大；

3.實(shí)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(dá)到平均成分,隨后所

含其它合金元素經(jīng)夕散達(dá)到成分均勻；

5.亞（過共析鋼中過剩相的溶解（溫度達(dá)到A

C3或A

ccm

以上。

三、影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素

1.加熱溫度所以加熱溫度越高，提高原子活動(dòng)遷移能力啟

由能差（動(dòng)力大，奧氏體化的進(jìn)程也越快。

2.加熱速度材料處于連續(xù)加熱，奧氏體化的時(shí)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(shù)量也多，

轉(zhuǎn)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(dá)到均勻化時(shí)間會(huì)增加。

4.合金元素碳化物形成元素與碳的結(jié)合力高于鐵，會(huì)阻礙碳

的擴(kuò)散遷移;在碳化物消失后，合金元素自己擴(kuò)散達(dá)到均

勻，達(dá)到均勻奧氏體化的時(shí)間要大大延長。

5.原始組織珠光體的層片越細(xì)，界面數(shù)量多，擴(kuò)散的距離

小，轉(zhuǎn)變速度加快,片狀珠光體的轉(zhuǎn)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(duì)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(zhuǎn)變的產(chǎn)物，奧氏體的晶粒細(xì)小，所得

到的組織也就細(xì)小，通常其力學(xué)性能也優(yōu)越。在奧氏體化的過程中伴隨著晶粒的長

大,這是自發(fā)過程，只有控制好奧氏體化的工藝過程才能到較細(xì)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(xì)小，所有的鋼這時(shí)都是非常細(xì)小、均勻的。實(shí)際工程

意義不大。

2實(shí)際晶粒度在具體的加熱溫度、保溫時(shí)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(zhì)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(biāo)準(zhǔn)，將鋼加熱到

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

是一材料特性，表示的是鋼在奧氏體化時(shí)奧氏體晶粒的長大傾向。其結(jié)果小于4級(jí)

的鋼成為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。并不是本質(zhì)細(xì)晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒一定細(xì)小，通常

加熱溫度在930c以下,本質(zhì)細(xì)晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒比本質(zhì)粗晶粒鋼細(xì)小，超

過這個(gè)溫度或工藝處理不當(dāng)，結(jié)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(shí)間少，轉(zhuǎn)變?cè)谳^高溫度,形核率

高，最終晶粒尺寸較細(xì)小。

2保溫溫度愈高，保溫時(shí)間長，奧氏體長大速度快.長大的

時(shí)間多，晶粒變粗：

3原始組織，固相轉(zhuǎn)變組織的遺傳性，珠光體細(xì)小，奧氏體

的晶粒也細(xì)小;片狀比球狀細(xì)小，非平衡組織往往也可得

到細(xì)小的奧氏體晶對(duì)。

4合金元素（成分①含碳量增加，奧氏體轉(zhuǎn)變加快，生長

時(shí)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(jié)合力強(qiáng)，阻礙碳

的擴(kuò)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(duì)奧氏體晶粒生長無明顯的影響;④Co、P、Mn對(duì)奧氏體晶

粒的長大有加速作用。

五、加熱不當(dāng)帶來的組織缺陷

由于加熱設(shè)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(fā)生氧化,更有甚者氧化氣氛延晶界向內(nèi)擴(kuò)散造成較深的晶界氧化，這時(shí)

主要表現(xiàn)晶界處的易氧化元素和氧結(jié)合使晶界性能下降，為內(nèi)氧化。保溫時(shí)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(hù)。

2.脫碳含碳量較高的鋼在加熱和02、CO2、H2O、H2等結(jié)合,

生成co溢出，內(nèi)層句表層擴(kuò)散表層向內(nèi)出現(xiàn)貧碳區(qū)，而影響表層性能。可用

CO、CH4進(jìn)行保護(hù)甚至滲碳。

3.過熱加熱溫度過高或保溫時(shí)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(bào)廢。

第二節(jié)鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變過冷奧氏體:鋼奧氏體化后,從高溫冷卻到A1以

下，此時(shí)奧氏體并不立即轉(zhuǎn)變，而處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，把這種存在于A1溫度以下

暫未發(fā)生轉(zhuǎn)變的不穩(wěn)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(diǎn)（Arl以下某一溫度，使奧氏體保持在該溫度下

進(jìn)行轉(zhuǎn)變。

連續(xù)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(xù)降溫的過

程種轉(zhuǎn)變。

冷卻方式：

引子

一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的建立

過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變的開始和終了時(shí)間及

轉(zhuǎn)變產(chǎn)物之間的關(guān)系。

快冷到某溫度下保溫，過冷奧氏體

要經(jīng)過一段時(shí)間31后才開始轉(zhuǎn)變，這

個(gè)時(shí)間稱為轉(zhuǎn)變的孕育期。隨后隨著

時(shí)間的延長，轉(zhuǎn)變量不斷增加。經(jīng)過

時(shí)間bl后全部轉(zhuǎn)變完畢。圖中橫坐標(biāo)

為時(shí)間，利用對(duì)數(shù)坐標(biāo)（logt；縱坐

標(biāo)為相對(duì)轉(zhuǎn)變量（％。然后對(duì)轉(zhuǎn)變后的

試樣進(jìn)行金相分析。另建一坐標(biāo)，橫

坐標(biāo)還是時(shí)間，縱坐標(biāo)為轉(zhuǎn)變溫度，

將相同性質(zhì)的連接起來。

一、共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的建立

TTT曲線特征

這是實(shí)際測(cè)定得到的T8鋼的等

溫冷卻轉(zhuǎn)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(gè)孕育期最短的

點(diǎn),大約在55O-5OOC附近，這個(gè)

點(diǎn)俗稱為C曲線的、鼻尖:隨溫度

降低,鼻尖上部因動(dòng)力加大而轉(zhuǎn)變

速度加快;下部因降低原子活動(dòng)能

力而減慢。當(dāng)快速冷卻的溫度低于

某一臨界值Ms后，孕育期消失，到

達(dá)Ms立即發(fā)生轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變的方式發(fā)

生了變化,Ms溫度稱為馬氏體點(diǎn)。

二、珠光體型轉(zhuǎn)變

1.珠光體的形成

過冷奧氏體在Ari到鼻

尖（550℃之間的轉(zhuǎn)變方式

基本相同，屬于珠光體型轉(zhuǎn)

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(fā)生晶格改組轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，鐵素體的生成促使?jié)B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(jié)果便得到層片的分布。在一個(gè)奧

氏體晶粒中可能有數(shù)處形核，各自分別發(fā)展成不同的領(lǐng)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(guān)系，所以珠光體在奧氏體中常為幾種特定

方向。

第二節(jié)鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變

二、珠光體型轉(zhuǎn)變

2.轉(zhuǎn)變產(chǎn)物

過冷奧氏體按珠光體型方式發(fā)生轉(zhuǎn)變，通常所得產(chǎn)物為鐵素體和滲碳體交替分

布的層片狀組織,隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，片間距愈細(xì)，即不同溫度下所得產(chǎn)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(diǎn)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(duì)不同片間距的產(chǎn)物有一些習(xí)慣的稱呼。

二、珠光體型轉(zhuǎn)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(xué)性能在一個(gè)較大范圍內(nèi)變化，總體趨

勢(shì)是隨著片間距的減小，材料的強(qiáng)度和硬度呈現(xiàn)上升;其塑性和韌性以索氏體為最高,

它的組織比珠光體細(xì)小且分布均勻，而屈氏體因?qū)悠募?xì)小.塑性相鐵素體的可變形

范圍小，強(qiáng)度最高，但塑性卻下降了。

三、貝氏體型轉(zhuǎn)變

1.基本特點(diǎn)

到500℃以下，相變的驅(qū)動(dòng)力較大，鐵的擴(kuò)散系數(shù)已經(jīng)很小,相變過程中來不及擴(kuò)

散，這時(shí)碳盡管擴(kuò)散速度比高溫下小了很多，但還能在一定的范圍內(nèi)進(jìn)行短距離擴(kuò)散,

所以將發(fā)生混合型相變，在鋼中稱為貝氏體（Bainite轉(zhuǎn)變。

在較大的驅(qū)動(dòng)力下,晶格中的鐵原子以切變方式,將其晶格點(diǎn)陣從面心立方改組

為體心立方。這時(shí)鐵原子不改變相鄰關(guān)系，每個(gè)原子相對(duì)周圍原子發(fā)生僅為原來晶

格間距幾分之一的移動(dòng),整個(gè)晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化。一方面原子移動(dòng)距離小,另一方

面，要求所有原子同時(shí)移動(dòng)，所以變化阻力大，僅在驅(qū)動(dòng)力足夠大時(shí)才發(fā)生。碳在面心

立方中的溶解度大于體心立方晶格，對(duì)切變形成了隹力，含碳量愈低，轉(zhuǎn)變愈容易,

三、貝氏體型轉(zhuǎn)變2.上貝氏體轉(zhuǎn)變

在“鼻尖，，到350℃的溫度范圍內(nèi)等溫.這時(shí)鐵從fee向bee結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)相當(dāng)

大，這時(shí)碳有一定的擴(kuò)散能力，類似珠光體型轉(zhuǎn)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(shí)，周圍的奧氏體的溶碳量明顯下降，從fee向

bee結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的阻力就減小，這些鐵原子就立即以切變方式發(fā)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(nèi)生長

同時(shí)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(zhuǎn)變

2.上貝氏體轉(zhuǎn)變

性能特點(diǎn):在碳鋼中，上貝氏體的力學(xué)性能指標(biāo)并不好，這時(shí)的強(qiáng)度和硬度不太高,

而韌性很低,工業(yè)生產(chǎn)中一般不用這種組織的材料來制造機(jī)械零件。

三、貝氏體型轉(zhuǎn)變

3.下貝氏體轉(zhuǎn)變

在350C到MS點(diǎn)（約230C的溫度區(qū)間，轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)更大,但碳的擴(kuò)散遷移能力

又進(jìn)一步減慢，當(dāng)碳在小范圍內(nèi)遷移聚集時(shí)，主體的奧氏體基體就出現(xiàn)貧碳區(qū)就可以

發(fā)生切變，從奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。切變區(qū)一般為凸鏡狀，發(fā)展的程度在一個(gè)奧氏體

晶粒之內(nèi)，再形成的在已有的貝氏體和奧氏體晶界或兩個(gè)已有的貝氏體之間。聚集

的碳在轉(zhuǎn)變的鐵素體內(nèi)部形成極細(xì)小的碳化物,不一定是Fe3c，在光學(xué)顯微鏡下看

不見，但它的存

在會(huì)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(xì)片狀，這種

碳化物在貝氏體內(nèi)的組織稱

為“下貝氏體

三、貝氏體型轉(zhuǎn)變

2.下貝氏體轉(zhuǎn)變

性能特點(diǎn):下貝氏體有較高的強(qiáng)度和硬度，還有一定的韌性,即有較好的強(qiáng)韌性配

合，或稱有良好的綜合力學(xué)性能。在生產(chǎn)實(shí)際中這是一種常用的狀態(tài)，但為了完成下

貝氏體轉(zhuǎn)變，不能直接冷卻到室溫,需要保溫設(shè)備，并且轉(zhuǎn)變時(shí)間長，生產(chǎn)的效率不高。

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變

1.轉(zhuǎn)變過程

當(dāng)鋼很快冷卻到M

S（共析鋼約為230c以下,這時(shí)碳的可遷

移能力也很低，在巨大的轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力作用下，鐵以切變的方式進(jìn)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(huì)給這時(shí)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(gè)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(diǎn)陣嚴(yán)格說來已經(jīng)不是體心立方，而是體心正方，即晶格常數(shù)在一個(gè)方向被拉長。

如果拉長的方向的晶格常數(shù)為C,另兩個(gè)方向相等為a,對(duì)于馬氏體來說,c/a的值一般

在1-1.05之間。

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變

2.轉(zhuǎn)變特點(diǎn)

1速度非?？熹搹膴W氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變速度非常快，幾乎

無法測(cè)量，一般認(rèn)為是以聲速發(fā)展。

2轉(zhuǎn)變數(shù)量不決定于保溫時(shí)間，而取決于冷卻到的溫度當(dāng)奧

氏體迅速冷卻到MS溫度以下,立即發(fā)生相應(yīng)的馬氏體轉(zhuǎn)變，繼續(xù)停留盡管還存

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

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

稱為鋼的馬氏體點(diǎn)，即過冷奧氏體開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度,把溫度Mf稱為馬氏

體轉(zhuǎn)變的結(jié)束溫度。

3轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底就是冷卻到Mf溫度以下,鋼中總有一定

數(shù)量的奧氏體存在不能轉(zhuǎn)變.這部分奧氏體成為殘余奧氏體，通常簡(jiǎn)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(shù)量的殘

余奧氏體。

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變

3.馬氏體的形態(tài)

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(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織形態(tài)

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(shí),指小于0.3%Wt時(shí),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(gè)原奧氏體晶?？梢杂袔讉€(gè)

板條束，在板條束中有時(shí)又可以分成

幾個(gè)平行的板條塊，在板條內(nèi)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(xù)的高度變形的極薄

的奧氏體薄膜（約20nm，馬氏體內(nèi)有

大量位錯(cuò)。

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變3.馬氏體的形態(tài)

特點(diǎn):得到的低碳板條馬氏體過飽和度不大,位錯(cuò)的強(qiáng)化結(jié)構(gòu)有較高的強(qiáng)度和韌

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

I80J/cm2o

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變3.馬氏休的形態(tài)

片狀馬氏體奧氏體的含碳量大于1.0%時(shí)，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(tài)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(gè)原奧氏體晶泣中，首先形成一個(gè)貫穿整個(gè)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(jīng)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(qū)為殘余奧

氏體。

四、馬氏體型轉(zhuǎn)變3.馬氏體的形態(tài)

性能特點(diǎn):得到的高碳片狀馬氏體過飽和度大嚴(yán)重的晶格畸

變產(chǎn)生大的內(nèi)應(yīng)力,大片之間易產(chǎn)生顯微裂紋。片狀馬氏體具

有高的硬度和強(qiáng)度,但塑性和韌性很低。HRC60、a

=U/cm2o

k

四、馬氏體型轉(zhuǎn)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(shí)殘余奧氏體的數(shù)量也增加。原

因時(shí)過飽和的碳引起的晶格畸變和

馬氏體轉(zhuǎn)變體積膨脹造成周圍的強(qiáng)

烈塑性變形,形成的高密度的位錯(cuò)

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(nèi)部存在巨大的內(nèi)應(yīng)力，如共析鋼

淬火得到的片狀馬氏體力學(xué)性能:硬度達(dá)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(dāng)好的韌性,0.2%C碳鋼淬火得到的

板條馬氏體力學(xué)性能指標(biāo):硬度35-40HRC屈服強(qiáng)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(diǎn)成分，平衡轉(zhuǎn)變時(shí)存在先共析相的析出轉(zhuǎn)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(shí)間

奧氏體中的含碳量對(duì)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(zhuǎn)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(diǎn)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(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變時(shí)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(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變時(shí)間都減少，先析出的碳化物會(huì)促使奧氏體的分解，所以共析

鋼的奧氏體是最穩(wěn)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(shí)間的加長，奧氏體的均勻化程度高，不利于轉(zhuǎn)變形核,

不利于過冷奧氏體的分解，或稱奧氏體的穩(wěn)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(huì)使C曲線右移，即提高奧氏體的穩(wěn)定性。此外，大

量合金元素的加入，還會(huì)改變C曲線的形狀，具體的分析到合金鋼章節(jié)再講。

六、過冷奧氏體的連續(xù)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(zhì)中冷卻,隨著時(shí)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(jìn)行，

得到的組織就較復(fù)雜。冷卻環(huán)境不

同，或冷卻介質(zhì)不同，材料的冷卻

速度也就不相同，得到的產(chǎn)物也不

相同，對(duì)應(yīng)的性能將不相同。這就

是連續(xù)冷卻過程，為了研究連續(xù)冷

卻過程的轉(zhuǎn)變規(guī)律,許多鋼也建立

了相應(yīng)的冷卻曲線，即連續(xù)冷卻曲

線，也稱CCT曲線。

六、過冷奧氏體的連續(xù)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(cè)量出奧氏體

的開始分解和轉(zhuǎn)變結(jié)束的時(shí)間，在

標(biāo)注溫度-時(shí)間（對(duì)數(shù)坐標(biāo)圖中，

先畫出溫度-時(shí)間關(guān)系曲線，標(biāo)出

奧氏體開始分解的時(shí)間和轉(zhuǎn)變結(jié)束

時(shí)間，下方同時(shí)記錄車專變產(chǎn)物的硬

度，最后將不同冷卻速度下的相同

性質(zhì)的點(diǎn)連接所得到的曲線就得到

CCT曲線。

六、過冷奧氏體的連續(xù)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(fā)現(xiàn)：

①珠光體型轉(zhuǎn)變對(duì)應(yīng)轉(zhuǎn)變曲線沒有

明顯的差別,開始和結(jié)束點(diǎn)滯后，

TTT曲線在CCT曲線的左上方。達(dá)

到同樣的溫度，等溫轉(zhuǎn)變?cè)谳^低溫

度下所處的時(shí)間比連續(xù)冷卻長。

②貝氏體轉(zhuǎn)變被抑制不能發(fā)生，

在CCT曲線上有一奧氏體轉(zhuǎn)變中止線，只有部分奧氏體分解,隨后的一段時(shí)間內(nèi),

剩余的奧氏體并不發(fā)生轉(zhuǎn)變.直到馬氏體點(diǎn)后，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，所得組織為T+M+A，；

③馬氏體點(diǎn)及以下的狀態(tài),連續(xù)冷卻曲線和等溫冷卻轉(zhuǎn)變曲線沒有明顯的差

別。

六、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻曲線

3.碳鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的組織

①冷卻速度小于5℃/S時(shí).如隨爐

冷卻過程,得到珠光體。隨著冷卻

速度加快，轉(zhuǎn)變類型相同,組織從

珠光體、索氏體、屈氏體，即層片

不斷細(xì)化，同一冷卻速度不同的轉(zhuǎn)

變階段轉(zhuǎn)變產(chǎn)物也有一定的差別。

②冷卻速度大于V

K=138℃/S時(shí)，不

與曲線相交，全部得到M+A\這個(gè)

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(gè)速度冷卻則無馬氏體轉(zhuǎn)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(zhuǎn)的開始線，未通過轉(zhuǎn)變結(jié)束線，而

通過轉(zhuǎn)變的停止現(xiàn),得到的組織為T+M+A，

第三節(jié)鋼的退火與正火

一、退火操作及其應(yīng)用

退火:將組織偏離平衡狀態(tài)的鋼加熱到適當(dāng)?shù)臏囟?，保溫一定時(shí)間,然后緩慢冷卻

（例如隨爐冷卻，以獲得接近平衡狀態(tài)組織的熱處理二藝叫做"退火

一、退火操作及其應(yīng)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(shí)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(zhuǎn)變基本接近相圖描述轉(zhuǎn)變

過程，得到接近平衡組織，降低

硬度，便于加工，消除內(nèi)應(yīng)力O

用途:碳鋼和合金結(jié)構(gòu)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(yù)先熱處理。

一、退火操作及其應(yīng)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(shí)間，在加熱溫度

到珠光體開始轉(zhuǎn)變前快竦冷卻（打開爐門,甚至吹風(fēng)到珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)等溫保溫到

珠光體轉(zhuǎn)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(yīng)高一些。

一、退火操作及其應(yīng)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(shí)間，冷卻

到Ari溫度附近時(shí)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(jìn)行機(jī)

械加工，均勻組織為以后淬火

作好組織準(zhǔn)備。

一、退火操作及其應(yīng)用

4.去應(yīng)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(gè)過程中，鋼中應(yīng)無相變發(fā)生，組織沒有明顯變化，可完全消除殘余內(nèi)應(yīng)

力。如果材料原始有大的彈性應(yīng)變能存在,可發(fā)生再結(jié)晶，組織也會(huì)有對(duì)應(yīng)的變化。

用途:鍛造冷卻未全恢復(fù)塑性變形，鑄件的冷卻熱應(yīng)力，焊接構(gòu)件的熱應(yīng)

力，拉、拔、擠壓的加工硬化等都會(huì)存在殘余內(nèi)應(yīng),利用去應(yīng)力退火可以消除變

形或其它原因產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。

第三節(jié)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(shí)間（得到均勻的奧氏體，從爐

中取出在自由流動(dòng)的空氣中冷卻，發(fā)生珠光體型轉(zhuǎn)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(xì)，材料的硬度和強(qiáng)度均比退火

要高。合金鋼在空氣中冷卻可能是發(fā)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(shí)珠光體轉(zhuǎn)變的這一部分。

用途：

1中低碳鋼用正火代替退火進(jìn)行預(yù)先熱處理，改善加工性能。

2普通結(jié)構(gòu)鋼（中碳綱正火盡管為達(dá)到最好的性能,已經(jīng)達(dá)

到希望的強(qiáng)度和韌性，可以進(jìn)行機(jī)械加工，作為最終熱處

理的成本較低。

3過共析鋼正火時(shí),可以抑制二次滲碳體網(wǎng)狀析出,對(duì)已經(jīng)

存在網(wǎng)狀碳化物的工具鋼，利用正火先溶化后抑制，用來

消除網(wǎng)狀碳化物,為下一部的球化處理作組織準(zhǔn)備。

第四節(jié)鋼的淬火

一、淬火概念

淬火:將鋼加熱到臨界點(diǎn)以上,保溫一定時(shí)間進(jìn)行奧氏體化，然后快速冷卻到Ms

點(diǎn)以下，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)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(yīng)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(jīng)過適當(dāng)

的回火，可以得到需要的組織和使用性能，最終達(dá)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(yīng)以

獲得晶粒細(xì)小、成分均勻的奧

氏體為原則，以便得到細(xì)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(yán)重。

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

硬度反而提高溫度，淬火時(shí)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(shí)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(shí)間都

要比碳鋼稍微提高一些。

三、淬火冷卻介質(zhì)

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(yīng)該大于臨界

冷卻速度Vk;為防止零件變形、開裂,

冷卻應(yīng)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(fā)生

組織轉(zhuǎn)變時(shí)快冷,以躲開鼻子尖，隨后

又可以慢冷讓馬氏體轉(zhuǎn)變慢慢的進(jìn)行。

常用介質(zhì)

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

騰的蒸汽冷卻，冷卻能力也很強(qiáng)。?堿浴、硝鹽浴熔融的氫氧化鈉、硝酸鹽、亞硝酸

鹽導(dǎo)熱能力很強(qiáng)，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(wěn)定鋼，如大多數(shù)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(zhì)（水

或油中冷卻到室溫。方法簡(jiǎn)單，易

于操作。

2.雙液淬火（水淬油冷對(duì)復(fù)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(jì)溫度低于500C時(shí)立

即轉(zhuǎn)入油中，放慢冷卻速度繼續(xù)冷卻

到室溫。操作者的經(jīng)驗(yàn)控制。

4.分級(jí)淬火淬入150-260C硝鹽浴中躲過了鼻尖，停留一段

時(shí)間讓表面和心部溫度均勻，熱應(yīng)力松弛。取出空冷。

5.等溫淬火直接淬入硝鹽浴中保溫，發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)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(jié)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(xiàn)軟點(diǎn)前者是整體硬度低于要求，后者是個(gè)

別部位硬度低于要求。產(chǎn)生原因有加熱不足，冷卻介質(zhì)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(fā)生變形是熱應(yīng)力和組織應(yīng)力綜合

作用的結(jié)構(gòu),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(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)合理，結(jié)構(gòu)對(duì)稱，避免過大的尺寸突變;淬火前組織要均

勻，必要時(shí)經(jīng)過退火或正火;加熱溫度適當(dāng)，不要過熱;冷卻介質(zhì)和方法適當(dāng)，包括入水

的角度;及時(shí)回火，防止當(dāng)時(shí)未裂在放置時(shí)開裂。

1.淬透性的概念

淬硬層深度當(dāng)試樣尺寸較大時(shí)，從表面向