第1章 钢的热处理.doc

1、78第一章 钢的热处理热处理是机器零件及工具制造过程中的重要工序，零件热处理质量的高低对产品的质量往往具有决定性的影响。因此，热处理得到了广泛的应用，汽车、拖拉机制造中 7080%的零件需要热处理，各种工夹量具和轴承则 100%进行热处理。热处理主要用于金属材料，但有时也用于部分陶瓷及塑料。热处理的传统定义已不能完全概括各种金属热处理工艺的基本过程。对于通常的金属热处理工艺，一般均由不同的加热、保温和冷却三个阶段组成，从而改变整体或表面组织（但形状不变） ，获得所需的性能。热处理原理研究热处理过程中组织转变的规律；而热处理工艺是根据原理制定的温度、时间、介质等参数。根据加热、保温和冷却工艺方法

2、的不同，钢的热处理分类如下（GB/T 126031990）：共 渗 ）氮 、 渗 其 它 元 素 、 多 元化 学 热 处 理 （ 渗 碳 、 渗 物 理 气 相 沉 积 ）淬 火 、 化 学 气 相 沉 积 、面 淬 火 、 激 光 加 热 表 面表 面 淬 火 、 火 焰 加 热 表表 面 热 处 理 （ 感 应 加 热 火 、 淬 火 、 回 火 ）整 体 热 处 理 （ 退 火 、 正热 处 理根据热处理在零件加工中的工序位置又可分为预先热处理和最终热处理。预先热处理是为了改善零件的加工工艺性能，如退火和正火。而最终热处理是为了提高零件的使用性能，充分发挥金属材料的性能潜力，如获得良好

3、综合力学性能的淬火加高温回火。第一节 钢在加热时的转变Fe-Fe3C 平衡相图中的 A1、A 3、A cm 三条相变线分别代表着共析钢、亚共析钢和过共析钢完全转变为奥氏体的临界温度。但在实际热处理加热和冷却条件下，相变是在不平衡条件下进行的，因此加热时的临界温度比理论值高一个过热度，通常标为Ac1、Ac 3、Ac cm，如图 6-1 所示。而冷却时的临界温度又比理论值低一个过冷度，通常标为 Ar1、Ar 3、Ar cm。上述实际的临界温度并不是固定的，它们受含碳量、合金元素含量、奥氏体化温度、加热和冷却速率等因素的影响而变化，手册中给出的数据是在一定条件下得到的，仅供参考。一、奥氏体的形成奥氏

4、体的形成过程（也称“奥氏体化” ）也是通过形核和长大的机制来完成的。该过程是依靠铁、碳原子的扩散来实现的，属于扩散型相变。以共析钢为例，当加热到 Ac1 以上时，奥氏体的自由能低于珠光体，必将发生珠光体向奥氏体的转变。此时珠光体很不稳定，铁素体和渗碳体的界面在成分和结构上处于有利图 6-1 碳钢在加热和冷却时的临界点79于转变的条件，首先在这里形成奥氏体晶核。随即建立奥氏体与铁素体以及奥氏体与渗碳体之间的平衡，依靠铁、碳原子的扩散，使临近的铁素体晶格改组为面心立方晶格的奥氏体。同时，邻近的渗碳体不断溶入奥氏体，一直进行到铁素体全部转变为奥氏体，这样各个奥氏体的晶核均得到了长大，直到各个位向不同

5、的奥氏体晶粒接触为止。由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体的差别很大，故铁素体向奥氏体的转变速度要比渗碳体向奥氏体的溶解快得多，当铁素体转变成奥氏体后还有残存的渗碳体。残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度的分布是不均匀的，原来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，通过碳的扩散获得均匀的奥氏体。上述过程可以看成由奥氏体形核、晶核的长大、残留渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化四个阶段组成，如图 6-2 所示。亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程和共析钢基本相同，当加热到 Ac1 以上时还存在先共析铁素体或二次渗碳体，必须继续加热到 Ac3 或 Accm 以上时才能得到单一

6、的奥氏体。二、奥氏体晶粒的长大及影响因素奥氏体的晶粒越细，冷却后的组织也越细，其强度、塑性和韧性较好。因此，在用材和热处理工艺上，如何获得细的奥氏体晶粒，对工件最后的性能和质量具有重要的意义。1奥氏体晶粒度晶粒度是指多晶体内晶粒的大小，可以用晶粒号、晶粒平均直径、单位面积或单位体积内晶粒的数目来表示。奥氏体有三种不同概念的晶粒度：1）起始晶粒度 指珠光体刚刚转变为奥氏体时的晶粒度。一般情况下奥氏体的起始晶粒度较小，继续加热或保温将使它长大。2）实际晶粒度 指某一具体热处理或加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小，它直接影响了钢的性能。实际晶粒度一般比起始晶粒度大。3）本质晶粒度 表示钢在规定条件下奥

7、氏体长大倾向性的高低。按冶金部标准规定，在评定钢的本质晶粒度时，将钢加热到 93010，保温38h 冷却后制成金相样品，在放大 100 倍的金相显微镜下与国家标准晶粒度等级图进行对比。一般结构钢的奥氏体晶粒度按标准分为 10 级，1 级最粗，10 级最细。对于碳素钢，奥氏体晶粒随加热温度升高会迅图 6-3 加热温度与奥氏体晶粒长大的关系a)A 形核 b)A 长大 c)残余 Fe3C 溶解 d)A 均匀化图 6-2 共析钢的奥氏体化过程示意图80速长大，这类钢称为本质粗晶粒钢；而对大多数合金钢，奥氏体晶粒则不容易长大，这类钢称为本质细晶粒钢（见图 6-3） 。但不能认为本质细晶粒钢在任何加热条件

8、下晶粒都不会粗化，如果温度超过 9501000，阻止晶粒长大的因素消失，其晶粒比本质粗晶粒钢长的还要大。本质细晶粒钢在 930950以下加热时晶粒长大的倾向小，适宜进行热处理。不同冶炼工艺的钢，奥氏体长大倾向性是不同的。通常是经锰硅脱氧的钢为本质粗晶粒钢，而经铝脱氧的钢为本质细晶粒钢。沸腾钢为本质粗晶粒钢，镇静钢为本质细晶粒钢。需要热处理的工件，一般采用本质细晶粒钢制造。2影响奥氏体晶粒度的因素高温下奥氏体晶粒长大是一个自发过程。一切影响原子迁移扩散的因素都能影响奥氏体晶粒的长大。1）加热温度和保温时间奥氏体化温度越高，晶粒长大越明显。在一定温度下，保温时间越长越有利于晶界总面积减少而导致晶粒

9、粗化。2）加热速度的影响实际生产中有时采用高温快速加热、短时保温的方法，可以获得细小的晶粒。因为加热速度越大，奥氏体转变时的过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，则奥氏体的形核率越高，起始晶粒越细。由于高温下保温时间短，奥氏体晶粒来不及长大，因此可以获得细晶粒组织。但是，如果在高温下长时间保温，晶粒则很容易长大。3）钢的成分 对于亚共析钢随奥氏体中含碳量，奥氏体晶粒的长大倾向也增大，因为碳是一个促使奥氏体晶粒长大的元素。但对于过共析钢，部分碳以未溶碳化物的形式分布于奥氏体晶界，它有阻碍晶粒长大的作用。除了 Mn 和 P 为促进奥氏体晶粒长大的元素外，大部分合金元素（如 Ti、V、Nb、Al等）

10、加入钢中后能形成稳定的碳化物、氧化物和氮化物弥散分布在晶界上，从而阻碍奥氏体晶粒长大。第二节 钢在冷却时的转变钢在高温时所形成的奥氏体，过冷至 Ar1 以下就成为处于热力学不稳状态的过冷奥氏体（A 冷 ） 。在不同过冷度下，过冷奥氏体可能转变为贝氏体、马氏体等亚稳定组织。现以共析碳钢为例，讨论过冷奥氏体转变产物珠光体、马氏体、贝氏体的组织形态与性能。一、珠光体类型转变1珠光体的组织形态和性能过冷奥氏体在 A1 至 550温度范围内，将分解为珠光体类型组织。该组织为层片状的渗碳体和铁素体的机械混合物（如图 4-22） 。由于转变温度不同，原子扩散能力不同，形成的片层厚度也不同。根据层片的厚薄即组

11、织粗细程度，这类组织可细分为：1）珠光体（P） 形成温度 A1650，片层厚度0.4 m，在 500 倍金相显微镜下即可分辩片层。硬度约为 160250HBS 。812）索氏体（S） 形成温度 650600，片层厚度 0.20.4m，在 8001000 倍金相显微镜下才能鉴别。硬度约为 2535HRC。3）屈氏体（T） 形成温度 600550，片层厚度1） ，称为正方马氏体。（1）马氏体的组织形态钢中马氏体组织形态主要有两种基本类型：一种是板条状马氏体，也称低碳马氏体；另一种是在片状马氏体，也称高碳马氏体。马氏体的形态主要取决于碳含量。当奥氏体含碳量小于 0.2%时，淬火组织中马氏体几乎完全是

12、板条状的。当奥氏体含碳量大于 1.0的钢淬火后，则几乎完全是片状的。碳含量介于 0.21之间时是板条马氏体和片状马氏体的混合组织。图 6-7 上贝氏体的形成过程图 6-8 下贝氏体的形成过程图 6-9 马氏体中固溶碳引起的晶格畸变84板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。显微组织表现为一束束细条的组织，每束内条与条之间大致平行排列，束与束之间具有较大的晶格位向差（图 6-10） 。透射电子显微镜观察表明，板条马氏体内的亚结构主要是高密度的位错。片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状，显微组织为针片状，仅是其截面形态。片与片之间有较大的位向差。在一个奥氏体晶粒内，先形成的马氏体片横贯奥氏体晶粒，但不能

13、穿越晶界，后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体片，所以越后形成的马氏体片越小（图 6-11） 。显然，奥氏体晶粒越细，马氏体片的尺寸就越小。透射电子显微镜观察表明，片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。实际淬火操作中，由于正常加热温度较低，马氏体组织非常细小，在光学显微镜下难以看清，称为隐晶马氏体。（2）马氏体的性能马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量。如图 6-12 所示，随着马氏体含碳量的增高，其硬度也随之增高，尤其在含碳量较低的情况下，硬度增高比较明显，但当含碳量超过 0.6%以后硬度变化趋于平缓。合金元素基本上不影响马氏体的硬度，但可提高强度。马氏体强化的主要原因是过饱和碳原a) 显微组织

14、 b) 示意图图 6-10 板条马氏体的显微组织及示意图a) 显微组织 b) 示意图图 6-11 片状马氏体的显微组织及示意图图 6-12 含碳量对马氏体硬度和韧性的影响85子引起的晶格畸变，即固溶强化。此外还有马氏体转变过程中产生的大量位错或孪晶等亚结构引起的强硬化，以及马氏体的时效强化（碳以弥散碳化物形式析出） 。马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的过饱和度和亚结构。低碳板条状马氏体的韧性和塑性相当好，其主要原因是：1）碳在马氏体中过饱和程度小，其正方比 c/a1，晶格畸变轻微，残余应力小；2）板条状马氏体内的亚结构主要是位错。高碳片状马氏体的韧性和塑性均很差，其主要原因是：1）碳在马氏体中过

15、饱和程度大，其正方比 c/a1，晶格畸变严重，残余应力大；2）片状马氏体内的亚结构主要是孪晶，破坏滑移系。2马氏体转变特点马氏体转变是在较低的温度下进行的，其特点主要有：1）无扩散性 这是由于相变温度很低，转变速度极快，铁、碳原子都不能扩散。因而转变过程中没有成分变化，马氏体的含碳量与原来奥氏体的相同。2）高速长大 马氏体生成速度极快，片间相撞易在马氏体片内产生显微裂纹。例如高碳钢中针片状马氏体长大速度为（11.5）10 6mm/s，在 10-7s 内就可形成一片马氏体。低碳板条马氏体长大速度约为 100mm/s。3）变温形成 奥氏体向马氏体的转变是在 MsM f 温度范围内不断降温的条件下进

16、行的。冷却中断，转变也就停止。Ms 、M f 点分别表示马氏体转变的开始温度和终了温度。MS 和 Mf 点主要由奥氏体的成分来决定，基本上不受冷却速度及其它因素的影响。增加含碳量会使 MS 及 Mf 点降低（图 6-13a） ，当奥氏体中含碳量增加至 0.5%以上时，M f 点便下降至室温以下。4）转变不完全 奥氏体向马氏体的相变是不完全的，即使冷却至 Mf 点温度，也不能获得 100%的马氏体。总有部分奥氏体未能转变而被保留下来，称为残余奥氏体（A 残 或 A）。M S 点越高，马氏体量越多，残余奥氏体量就越少。由图 6-13 可知，共析碳钢的 Mf 点约为-50 ，当淬火至室温以下，其组织

17、中会有 36%的残余奥氏体。第三节 过冷奥氏体转变曲线图热处理生产中，钢在奥氏体化后的冷却方式通常有连续冷却和等温处理两种（如图 6-a) b)图 6-13 奥氏体中含碳量对马氏体转变温度 a）及残余奥氏体量 b）的影响8614） 。连续冷却是将奥氏体化后的钢连续冷却到室温；等温处理是将奥氏体化后的钢迅速冷却到临界温度（A 1）以下的某一温度保温，让奥氏体在等温条件下进行转变，待组织转变结束后再以某一速度冷却到室温。由于转变温度不同，过冷奥氏体将按不同机理转变成不同的组织（珠光体、贝氏体、马氏体） 。为了说明过冷奥氏体的冷却条件和组织转变之间的相互关系，通常将过冷奥氏体在低于 A1 点的各种温

18、度下等温转变和在不同冷却速度下的连续转变规律分别用过冷奥氏体等温和连续冷却转变曲线图来表示，它们为制定热处理工艺，合理选用钢材和改进材料性能提供了依据。一、过冷奥氏体等温转变曲线图过冷奥氏体等温转变曲线图（TTT 图） ，综合反映了过冷奥氏体在不同过冷度下等温转变过程：转变开始和终了时间，转变产物和转变量与温度和时间的关系。因为曲线形状像“C”字，故又称 C 曲线。1C 曲线的建立将一批奥氏体化的共析钢试样急冷至 A1以下某一温度，并在该温度下保温不同时间，然后测定转变量与时间的关系，得到不同过冷度下奥氏体等温转变动力学曲线（图 6-15a） 。图中转变温度 t1t2t3t4t5t6。由曲线可

19、以看出，开始时转变速度随着转变温度的降低而逐渐增大，但当转变温度低于 t4 以后，转变速度又逐渐减小。若将曲线的转变开始时间（图中的各 a 点）和终了时间（图中的各 b 点）标记到一个转变温度时间为坐标的图上，并连接各转变开始点（a 点）及终了点（b 点） ，标出转变产物，便可得到如图 6-15b）所示的曲线，即 C 曲线。2C 曲线分析图 6-16 为共析碳钢的过冷奥氏体等温转变曲线图。 由图可见，过冷奥氏体在不同温度等温分解时都有一个孕育期（转变开始线与纵坐标轴之间的距离） ，且孕育期的长短与等温温度有关。在“ 鼻尖”处（共析钢为 550）图 6-15 共析碳钢在不同过冷度下奥氏体等温转变

20、动力学曲线 a）及C 曲线的建立 b）图 6-14 控制过冷奥氏体转变的两种方法连续冷却；等温处理87孕育期最短，此时过冷奥氏体最不稳定。而越靠近 A1 点和 MS 点，孕育期越长，过冷奥氏体越稳定。这是因为在“鼻尖”以上，转变温度越高则过冷度越小，相变驱动力小，孕育期也长。而在“鼻尖” 以下，转变温度越低，原子扩散困难，成核慢，孕育期也长。在转变开始线左方是过冷奥氏体区，转变结束线右方是转变结束区（P 或 B） ，在两条线之间是转变过渡区（A 冷 +P 或 A 冷 +B） 。水平线 MSM f 之间为马氏体转变区。3影响 C 曲线的因素钢的化学成分和奥氏体化过程会影响 C 曲线的形状和位置。

21、（1）碳的影响 亚共析钢或过共析钢的 C 曲线形状大体与共析钢的 C曲线相似，只是在 C 曲线上部多了一个“先共析转变线” （如图 6-17） ，即在过冷奥氏体转变为珠光体之前会首先析出铁素体或二次渗碳体。在正常加热条件下，碳钢中以共析钢的 C 曲线位置最靠右，即过冷奥氏体为最稳定。亚共析钢中含碳量降低或过共析钢中含碳量增加都会使 C 曲线左移。但是 B 转变区随含碳量升高一直右移。（2）合金元素的影响 除了钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，增大其稳定性，使 C 曲线右移。碳化物形成元素含量较多时，使 C 曲线形状也发生变化，如图 6-18 所示。 （3）加热温度和保温时间的影响 随着加热温

22、度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，同时奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，作为奥氏体转变的晶核数量减少，这些都提高过冷奥氏体的稳定性，使 C 曲线右移。a)亚共析钢 b)共析钢 c)过共析钢图 6-17 含碳量对碳钢 C 曲线形状和位置的影响图 6-16 共析碳钢过冷奥氏体等温转变曲线图88二、过冷奥氏体连续转变曲线图在生产实践中，奥氏体大多是在连续冷却中转变的，这就需要测定和利用过冷奥氏体连续转变曲线图（CCT 图） 。1CCT 曲线的建立将一组试样经奥氏体化后以不同冷却速度连续冷却，测出转变开始及转变终了的温度和时间，并记录下最终所得组织及硬度，将相同性质的转变开始点与转变终了点连

23、成曲线，便得到过冷奥氏体连续转变曲线图。2CCT 曲线分析图 6-19 实线代表共析钢的 CCT 曲线。图中 PS 和 Pf 分别表示 AP 转变开始线和终了线；K 线表示 AP 转变中止线。凡冷却曲线碰到 K 线，过冷奥氏体就不再继续发生珠光体转变，而一直保持到 MS 点以下才转变为马氏体。是保证过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部转变为马氏体组织的最小冷kv却速度，称为淬火临界冷却速度。 值越小，钢在淬火时越容易获得马氏体组织。kv按不同冷却速度连续冷却时，过冷奥氏体的转变产物是不同的。随炉冷却得到珠光体。当以 5.5/s 冷却速度（空冷）连续冷却得到索氏体。 33/s 时（油冷）得

24、到托氏体和少量马氏体，大于 138/s（水冷）得到马氏体和残余奥氏体。3CCT 曲线与 TTT 曲线比较1）CCT 曲线位于 TTT 曲线的右下方，说明连续冷却转变温度要低，孕育期要长。此外， （ 为等温转变的临界冷却速度） ，说明在连续冷却时用 作为临界冷却速度kvk kv去研究钢接受淬火能力大小是不合适的。2）共析和过共析钢连续冷却时，由于贝氏体转变孕育期大大增长，因而有珠光体转变图 6-18 合金元素铬对 C 曲线的影响图 6-19 共析钢 CCT 曲线与 TTT 曲线比较图 图 6-20 45 钢的 CCT 曲线89区而无贝氏体转变区。亚共析钢连续冷却时除了多出一条先共析铁素体析出线外

25、，一般还会发生贝氏体转变，因此亚共析钢连续冷却时往往得到许多产物组成的混合组织。如图 6-20 所示的 45 钢 CCT 图，当采用油冷淬火时可得到 F+T+B+M 组织。而对于合金钢，均存在贝氏体转变区，因为大多数合金均使过冷奥氏体稳定化，推迟珠光体转变，即使在连续冷却条件下，贝氏体有可能形核并长大。3）连续冷却时组织转变在一定温度区域内发生的，得到组织不均匀，有时得到几种组织的混合物。第四节 钢的退火和正火在机械零件或工具的加工制造过程中，退火和正火常作为预备热处理，安排在铸造和锻造之后，切削（粗）加工之前，用以消除前一工序所带来的某些缺陷，为后续工序作组织准备。但对一些不重要或受力不大的

26、工件，也可作为最终热处理。一、退火将工件加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺称之为退火。根据处理的目的和要求不同，工业上常用的退火工艺有完全退火、球化退火、等温退火、均匀化退火和去应力退火等，各种退火加热温度范围见图 6-21。1完全退火（重结晶退火、普通退火）完全退火是将钢加热至 Ac3 以上 3050，完全奥氏体化后缓冷（随炉或埋入石灰中冷却） ，以获得接近平衡组织的热处理工艺。完全退火周期较长，主要用于亚共析成分的铸、锻件和热轧型材，有时也用于焊接件。其目的是为了降低硬度、细化组织，便于切削加工。组织为 F+P。2球化退火过共析钢的组织一般为细片状珠光体和网状二次渗碳体

27、，不仅硬度高，难以切削加工，图 6-21 钢各种退火和正火的加热温度范围 图 6-22 T12 钢球化退火显微组织90而且增大钢的脆性，淬火时容易产生变形或开裂。因此，锻后必须进行球化退火，即加热到 Ac1 温度以上 2030保温（一般 24h） ，然后随炉缓冷，或在 Ar1 以下 20左右进行长时间的等温处理，使共析转变时渗碳体以球状析出。球化退火后获得粒状珠光体组织，即在铁素体基体上弥散分布着颗粒状渗碳体，也称为“球化体” （图 6-22） 。球化退火主要用于共析、过共析碳钢及合金钢的锻、轧件，以降低硬度，改善切削加工性，并为后续的淬火作组织准备。为获得较好的球化效果，对于网状二次渗碳体较

28、严重的钢，应在球化退火之前先进行一次正火，将组织中的网状渗碳体破碎，保证球化退火后组织中所有渗碳体球状化。3等温退火等温退火是将工件加热到高于 Ac3（亚共析钢）或 Ac1（共析钢和过共析钢）温度，保持一定的时间后，较快地冷却到珠光体温度区间的某一温度，并保持等温使奥氏体转变为珠光体组织，然后空冷的退火工艺。等温退火的目的同完全退火或球化退火，但生产周期大大缩短，且转变产物较易控制，组织转变均匀，因此特别适用于大件及合金钢件的退火。图 6-23 所示为高速钢的等温退火与普通退火工艺。4均匀化退火（扩散退火）均匀化退火是将工件加热到 Ac3 以上 150200（10501150） ，长时间（10

29、15 小时）保温后缓冷的热处理工艺。它适用于合金钢铸锭、铸件或锻坯，目的是消除成分偏析和组织不均匀性。均匀化退火后钢的晶粒粗大，一般还要进行完全退火或正火。5去应力退火去应力退火是将工件加热至 Ac1 以下（一般 500650） ，保温后空冷或炉冷至 200以下出炉空冷。它是一种无相变的退火，退火后组织无明显变化。主要用于消除铸、锻、焊、冷压件及机加工件中的残余应力，提高尺寸稳定性，防止变形开裂。例如汽轮机的隔板是由隔板体和静叶片焊接而成，焊接后若不进行去应力退火，则可能在运转过程中产生变形而打坏转子叶片，发生严重事故。二、正火将钢加热到 Ac3 或 Accm 以上 3050，保温后在空气中均

30、匀冷却的热处理工艺称为正图 6-23 高速钢普通退火与等温退火的对比91火（图 6-22） 。正火后的组织，亚共析钢为 F+S，共析钢为 S，过共析钢为 S+Fe3C 。正火的目的是：1）对普通碳素钢、低合金钢和力学性能要求不高的结构件，可作为最终热处理。2）用于低碳钢或低合金钢的预先热处理，以调整硬度，避免切削加工中“粘刀”现象，改善切削加工性能。碳质量分数在 0.5%以下的低中碳钢都可用正火代替完全退火。3）对于共析、过共析钢用来消除网状二次渗碳体，为球化退火作好组织上的准备。正火比退火冷却速度快，得到的索氏体组织比退火的珠光体组织细、铁素体晶粒也较细小，因此强度和硬度较高，而且生产周期短

31、、操作简单。第五节 钢的淬火淬火是将钢件加热到 Ac3 或 Ac1 点以上某一温度，保温后迅速冷却，以获得马氏体和（或）贝氏体组织的热处理工艺。目的是为了提高钢的硬度和耐磨性。例如过共析钢退火后硬度为 25HRC，而淬火后可达 6265HRC。淬火是强化钢件最重要的热处理方法。一、钢的淬火工艺1加热温度的确定碳钢的淬火温度可利用 Fe-Fe3C 相图来选择。一般情况在临界点以上，见图 6-24 中阴影区域。对于亚共析钢，淬火温度为 Ac3 以上3050，可获得均匀细小的马氏体组织。如45 钢采用 830850淬火加热温度。如果淬火温度过高，将导致淬火马氏体组织粗大，工件易产生变形甚至开裂。如果

32、淬火温度低于 Ac3，则淬火后的组织中将会保留自由铁素体，造成钢的硬度不足强度不高，并产生软点。对于共析钢和过共析钢，淬火温度为 Ac1 以上3050（即部分奥氏体化） 。由于其经过球化退火处理，因而淬火后的组织为细马氏体基体上分布颗粒渗碳体和少量残余奥氏体，有利于提高钢的硬度和耐磨性。如 T8 钢采用 760780淬火加热温度。如果淬火温度过高，奥氏体晶粒粗大，淬火后的马氏体也粗大，且残余奥氏体量提高，这不仅降低硬度、耐磨性和韧性，而且会增大变形和开裂倾向。对于低合金钢，淬火加热温度也应根据临界点来确定，考虑合金元素的作用，为了加速奥氏体化，淬火温度可偏高些，一般为 Ac1 或 Ac3 以上

33、50100。高合金工具钢中含有较多的强碳化物形 图 6-25 钢的理想淬火冷却速度图 6-24 钢的淬火温度范围92成元素，奥氏体晶粒粗化温度高，则可采用更高的加热温度。对于含碳、锰量较高的本质粗晶粒钢，为了防止奥氏体晶粒粗化，则应采用较低的淬火温度。2加热时间的确定加热时间包括升温和保温两个阶段。影响加热时间的因素很多，如加热介质、钢的成分、炉温、工件的形状及尺寸、装炉方式及装炉量。目前生产中多采用如下经验公式确定加热时间： KD式中 为加热时间（min） ； 为加热系数（min/mm） ； 为装炉修正系数； 为工件有效 D厚度（mm） 。加热系数 表示工件单位有效厚度所需的加热时间，若在箱

34、式炉中加热，碳钢可取 11.3，合金钢取 1.52；若在盐浴炉中加热，碳钢可 0.40.5，合金钢取 0.51。装炉修正系数 根据装炉量的多少确定，装炉量大时， 值取得较大，一般由经验确定。K3淬火冷却介质淬火的冷却速度必须大于淬火临界冷速。根据 C 曲线，要获得马氏体组织，并不需要整个冷却过程中都进行快速冷却。关键是在 C 曲线的鼻尖温度区，即在 650400温度范围内必须快冷。在此温度区以上或以下，特别在 300200以下并不希望快冷，以免热应力和组织应力过大，而导致工件变形和开裂。理想的淬火冷却速度，见图 6-25。但到目前为止，尚找不到这种理想冷却介质。随着对淬火介质广泛深入的研究，目

35、前已出现种类繁多的淬火介质以适应不同材料、不同热处理工艺要求的需要，如有机聚合物（聚乙烯醇、聚醚等）水溶液的推广应用。它们的冷却能力可根据体积质量进行调整，性能比较稳定可靠。但目前常用的冷却介质仍然是水和油。水是最经济且冷却能力较强的淬火介质。纯水在 650600范围内冷却能力不够强，而在 300200范围内又不够缓慢，易造成零件变形和开裂。而提高水温又降低其冷却能力。它主要用于过冷奥氏体稳定性较差的尺寸不大、形状简单的碳素钢工件淬火。盐（碱）水可明显提高高温区的冷却能力。例如 10%的 NaCl 和 NaOH 水溶液，可使18水在 650 550时的冷却能力由 600/s 分别提高到 110

36、0/s 和 1200/s。但它在300200范围内的冷却能力仍较强（ 300/s） ，极易造成工件变形和开裂。因此这类淬火介质适用于形状简单、淬硬层要求较深、硬度高而均匀、表面要求光洁、变形要求不严格的大型碳素钢工件。其缺点是工件有锈蚀， 淬火后需清洗。淬火用的油主要是矿物油，用的较广泛的是 LAN15 机油。使用温度通常在40100。各种矿物油作为淬火介质的优点是在 300200范围冷却能力低（约 30/s） ，有利于减少工件的变形。缺点是在 650550范围内冷却能力较低（约 150/s） ，不利于钢的淬硬。所以油一般用于临界冷却速度较小的合金钢或小型碳素钢工件。为了减少零件淬火时的变形，

37、工业上常用硝盐浴和碱浴（即熔融状态的盐或碱）作为淬火介质。其特点是熔点高，冷却能力介于水和油之间，使用温度多为 150500。常用于处理形状复杂、尺寸较小、变形要求严格的工件，作为分级淬火或等温淬火的冷却介质。需要注意的是，各种淬火介质的冷却能力与其使用温度和搅拌程度有关。二、淬火方法工业上常用的淬火方法有单液淬火、双液淬火、马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火等，93见图 6-26。1单液淬火钢件奥氏体化后放入一种介质中连续冷却至室温的方法。如碳钢水冷、合金钢油冷、大型碳钢件盐水冷却等。这种淬火方法操作简单，易于实现机械化，适用于形状简单的工件。缺点是水淬变形开裂倾向大，而油淬常造成硬度不足等缺陷

38、。2双介质淬火钢件奥氏体化后先浸入一种冷却能力强的介质，在钢件到达 Ms 温度前取出立即浸入另一种冷却能力弱的介质中冷却的方法。工业上常采用先水后油、先油后空等双介质淬火法。这种方法马氏体转变时冷却较慢，因而应力小，减少了变形开裂的可能性，但难于操作。主要用于形状复杂的碳钢件及大型合金钢件。3马氏体分级淬火钢件奥氏体化后，迅速浸入温度稍高于或稍低于 Ms 点的液体介质（盐浴或碱浴）中，保持适当时间，待其内外层达到介质温度后出炉空冷，以获得马氏体组织的淬火工艺。这种方法能有效地减小热应力和组织应力，降低工件变形和开裂倾向，而且硬度也较均匀，所以特别适用于形状复杂的工件。但由于盐溶液或碱溶液的冷却

39、能力较小，故此法只适用于截面尺寸较小的工件。一般常用于直径小于1012mm 的碳钢刀具或直径小于 2030mm 的合金钢刀具。4贝氏体等温淬火钢件奥氏体化后浸入温度在贝氏体转变区间（260400 ）的盐（碱）浴中，保温足够长时间，使过冷奥氏体转变为下贝氏体，然后空冷的淬火工艺。等温淬火应力小，不用回火。适用于处理形状复杂，要求较高硬度、强度和韧性的小型工件，如弹簧、螺栓、小型齿轮、轴和工模具等。一般低碳钢不采用等温淬火。另外，为了尽量减少钢中残余奥氏体量以获得最大数量的马氏体，常用到冷处理。即把淬冷至室温的钢继续冷却（如干冰+酒精可冷却至78；液氮可冷却至183） ，保持一定时间，使残余奥氏体

40、在继续冷却过程中转变为马氏体，以提高硬度和耐磨性，并稳定零件尺寸。重要的精密刀具、精密轴承和量具等都应在淬火后进行冷处理，并进行低温回火或时效处理，以消除应力，避免开裂。三、钢的淬透性1淬透性概念图 6-26 不同淬火方法示意图1单介质淬火法；2双介质淬火法；3马氏体分级淬火法；4贝氏体等温淬火法94如图 6-27 所示，钢件淬火时由于从表至里冷却速度减小，使得冷却速度大于 的表层kv获得马氏体，形成淬硬层，从表面到心部马氏体量越来越少，硬度逐渐降低。淬透性即是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力。它是钢的主要热处理性能。淬透性是钢材的固有属性，它主要取决于淬火临界冷却速度。临界冷却速度越

41、小，过冷奥氏体越稳定，钢的淬透性也就越好。影响淬透性的主要因素有：1）碳和合金元素 凡使 C 曲线右移的元素将降低淬火临界冷却速度，从而提高了淬透性。2）奥氏体化温度 提高奥氏体化温度，将使奥氏体晶粒长大，成分均匀从而降低了珠光体的形核率，降低钢的临界冷却速度，淬透性增加。3）钢中未溶第二相粒子 钢中未溶入奥氏体的碳化物、氮化物及其它非金属夹杂物，可以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。2淬透性的表示方法淬透性的大小可用钢在一定条件下淬火所获得的淬硬层深度来表示。通常评定是否淬透是以心部能不能达到 50%马氏体加 50%非马氏体组织应具有的硬度为标准。半马氏体组织的硬度

42、主要取决于含碳量，见图 6-28。一般认为，如果工件的中心在淬火后获得了 50%以上的马氏体，则它可被认为已淬透。实际生产中还常用临界直径（D c）表示淬透性，它是指钢在冷却介质中淬火后，心部图 6-27 工件截面的不同冷却速度图 6-28 半马氏体硬度与钢中含碳量的关系（实线表示碳素钢；阴影线范围表示中、低合金钢）马氏体量占50%时的硬度HRC95能淬透（得到全部或半马氏体组织）的最大直径。显然 Dc值越大，表明淬透性越好。临界直径可由经验确定，表 6-1 为部分常用钢材的临界直径。表 6-1 常用钢材的临界淬透直径钢号 Dc 水 （mm） Dc 油 （mm） 心部组织45 1018 68

43、50%M60 2025 915 50%M40Cr 2036 1224 50%M20CrMnTi 3250 1220 50%MT8T12 1518 57 95%MGCr15 3035 95%M9SiCr 4050 95%MCr12 200 95%M3淬透性与淬硬性、淬硬层深度的关系淬硬性也叫可硬性，它是指钢在正常淬火条件下，所能达到的最高硬度。淬硬性主要与钢中的碳的质量分数有关。更确切的说它取决于淬火加热时固溶于奥氏体中的碳的质量分数。奥氏体中固溶的碳越多，淬火后马氏体的硬度也越高。由此可见，淬硬性与淬透性的含义是不同的，两者无必然联系。淬硬性高的钢，其淬透性不一定高，而淬硬性低的钢，其淬透性也

44、不一定低。例如高碳工具钢的淬硬性高，淬透性小，而低碳合金钢的淬硬性不高，但淬透性大。钢的淬硬层深度，也叫淬透层深度，通常指工件表面到半马氏体区的距离。在其它条件均相同的情况下，钢的淬透性越高，淬硬层深度就越大，因此可根据淬硬层深度大小来判定钢的淬透性高低。但是钢的淬硬层深度除了与淬透性有关外，还与具体工件及冷却介质有关。例如有两个材质相同而尺寸不同的工件，相同加热后，小工件得到的淬硬层深度要比大工件的大。这种随工件尺寸增大而热处理强化效果逐渐减弱的现象称为“尺寸效应”，在设计中必须予以注意。4淬透性的实际意义淬透性是设计工件、合理选材和制定热处理工艺的重要依据之一。淬透性好的钢淬火后在整个截面

45、上力学性能较均匀（尤其是屈服极限和冲击韧性） ，因而综合力学性能高。因此对淬透性好的钢可采用冷却速度缓慢的冷却介质，这对减少形状复杂或尺寸精度要求高的工件的变形十分有利。选材时应考虑钢材的淬透性。许多大截面零件和动载荷下工作的重要零件，以及承受拉力和压力的螺栓、拉杆、锻模、弹簧等重要工件，常常要求截面的力学性能均匀，应选用淬透性好的钢。而承受扭转或弯曲载荷的齿轮、轴类等零件，外层受力较大，心部受力较小，不要求淬透，可选用淬透性稍低的钢种。有些工件不可选用淬透性高的钢，如焊接件，若选用淬透性高的钢，就容易在焊缝的热影响区内出现淬火组织，造成焊接变形和裂纹。96第六节 钢的回火将淬火后钢件再加热至

46、 Ac1 点以下某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺称为回火。淬火钢一般不宜直接使用，必须进行回火，其主要目的是：1）降低脆性，消除或减少内应力，防止变形和开裂；2）获得工件所要求的力学性能。通过不同回火方法调整硬度、强度，获得所需要的韧性和塑性；3）稳定组织，稳定尺寸和形状，保证零件使用精度和性能。一、回火组织转变及性能变化淬火后钢的组织主要由马氏体和残余奥氏体所组成，它们都是不稳定的，有自发转变为铁素体和渗碳体平衡组织的倾向。淬火钢的回火正是促使这种转变易于进行。淬火钢的回火实质是淬火马氏体分解以及碳化物析出、聚集长大的过程，是由非平衡态组织趋向平衡态组织的转变。回火转变是扩

47、散型转变。淬火钢在 100以下回火时，内部组织的变化并不明显，只发生马氏体中碳原子的偏聚。钢的体积无明显变化，硬度基本也不下降。随着回火温度的升高，淬火钢的组织发生以下四个阶段的变化：1回火第一阶段（100200） 马氏体分解为回火马氏体（M 回 ） ，它是由过饱和 固溶体和与其共格的弥散细小的 碳化物（Fe 2.4C）组成。此时过饱和度减小，晶格畸变降低，淬火应力减小。仍保持高硬度（共析、过共析钢由于弥散硬化硬度甚至略有上升） ，但脆性大大降低。2回火第二阶段（200300） 残余奥氏体分解为下贝氏体，马氏体继续分解（一直持续到 350） 。组织仍以回火马氏体为主。此时硬度有所下降，淬火应力

48、进一步减小。3回火第三阶段（250400） 此时因碳原子的扩散能力增加，碳原子从 固溶体内继续析出，过饱和 固溶体很快转变为铁素体。同时亚稳定的 碳化物转变为Fe3C，并与母相失去共格联系。组织为尚未再结晶、保持马氏体形态的铁素体和弥散细粒状渗碳体组成的混合物，称为回火屈氏体（T 回 ） 。此时内应力大部分消除，硬度、强度继续下降，塑性升高，弹性极限达到最大值（400） 。4回火第四阶段（400） 渗碳体逐渐聚集长大，针状或条状铁素体发生回复与再结晶。这种由多边形的等轴铁素体和粒状渗碳体组成的混合物，称为回火索氏体（S 回 ）。此时所产生的固溶强化作用已完全消失，钢的硬度和强度显著降低，而韧性

49、、塑性提高。回火温度越高，渗碳体质点越大，弥散度图 6-29 淬火钢回火时的变化过程97越小，则钢的硬度和强度越低，而韧性却大有提高。在 650A1 间的回火产物称为回火珠光体，组织中渗碳体已粗化，与球化退火后的组织相似。综上所述，淬火碳素钢在回火过程中大致包括马氏体分解，残余奥氏体转变，碳化物聚集长大和 固溶体回复与再结晶四个阶段。从低温到高温的回火过程中，钢中马氏体的含碳量、残余奥氏体量、内应力和碳化物尺寸大小的变化情况如图 6-29 所示。淬火钢回火时性能变化的一般规律是：随回火温度的升高，强度、硬度下降，塑性、韧性升高（图 6-30） 。回火组织具有较优的性能，如硬度相同时，回火屈氏体和回火索氏体比屈氏体（油冷）和索氏体（正火）具有较