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1、第五章 鋼的熱處理 教學(xué)目的：掌握鋼的熱處理原理及常用熱處理工藝；熟悉鋼的淬透性及其對(duì)零件 機(jī)械性能的影響；了解常用熱處理設(shè)備的特點(diǎn)。 本章重點(diǎn)：1、奧氏體的形成 2、過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變 3、C曲線的建立與應(yīng)用 4、鋼的退火、正火、淬火、回火、表面淬火、化學(xué)熱處理 5、鋼的淬透性 本章難點(diǎn)：1、奧氏體的形成 2、過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變 參考文獻(xiàn): 1、戴起勛，金屬材料學(xué)，化學(xué)工業(yè)出版社，2005 2、史美堂，金屬材料及熱處理，上海科學(xué)技術(shù)出版社，2001 3、史美堂，金屬材料

2、及熱處理習(xí)題集與實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)書，上海科學(xué)技術(shù)出版社，1997 專業(yè)詞匯:austenite; spheroidizing annealing; inherent grain size; retained austenite; quenching; hardenability; quenching medium; continuous cooling transformation curve; upper bainite; lower bainite; sorbite; practical grain size; diffusion transformation; diffusion

3、annealing; ledeburite; subercritical quenching; normalizing; complete annealing; Widmanstatten structure; cryogenic treatment; isothermal quenching; isothermal annealing; secondary hardening; broken quenching; marquenching; tempering; tempered martensite; tempering embrittlement; tempered so

4、rbite; tempered troostite; troostite; martensite starting point; granular pearlite; nitriding; tempering resistance; induction heat surface hardening; flame surface hardening; glow discharge nitriding; carbonitriding; 概 論 熱處理工藝是提高材料性能的最簡(jiǎn)單的途徑 一、熱處理的概念 通過對(duì)材料進(jìn)行加熱、保溫、冷卻的操作方法，使鋼的組織結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，以獲 得所

5、需性能的一種工藝。 二、熱處理的分類 熱處理：普通熱處理：退火、正火、淬火、回火 表面熱處理： 表面淬火：火焰加熱、感應(yīng)加熱、激光加熱、電接觸加熱、等離子 體加熱 化學(xué)熱處理:滲碳、氮化、滲V、滲B、滲Nb 三、熱處理在機(jī)械零件制造工藝中的位置 坯料 →鍛造→熱處理Ｉ→粗加工→半精加工→熱處理Ⅱ→精加工→熱處理Ⅲ→ （拋光）→成品 熱處理Ｉ：稱為改善材料切削加工性能熱處理；最佳切削硬度：HB170-230。 低碳鋼：含有大量柔軟的鐵素體；切削加工性能較差，易產(chǎn)生“粘刀”現(xiàn)象，影 響加工面的表面質(zhì)量（粗糙度），刀具壽命也受到影響，故加工前應(yīng)進(jìn)行正火熱處 理，以提高硬度，

6、以改善加工性能。 高碳鋼：含有較多的網(wǎng)狀滲碳體，難以切削，應(yīng)退火處理，再加工。 冷加工硬化的坯料，應(yīng)進(jìn)行再結(jié)晶退火，以降低硬度，改善切削加工性能。 熱處理Ⅱ：改善零件機(jī)械性能熱處理。正火、淬火＋回火、化學(xué)熱處理 熱處理Ⅲ：消除加工殘余應(yīng)力熱處理（去應(yīng)力退火、時(shí)效） 四、熱處理在機(jī)械制造業(yè)中的應(yīng)用 汽車制造業(yè)：70%—80%的零件需進(jìn)行熱處理 機(jī)床創(chuàng)造業(yè)：60%—70%的零件需進(jìn)行熱處理 各種工具、軸承等：100%的零件需進(jìn)行熱處理 五、熱處理的主要工藝參數(shù) 1、 加熱速度 2、加熱溫度 3、保溫時(shí)間 4、冷卻速度 第一節(jié) 鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 一、奧氏體的形成 大

7、多數(shù)熱處理工藝的加熱溫度都高于鋼的臨界點(diǎn)（A1或A3），使鋼具有奧氏體 組織，然后以一定的冷卻速度冷卻，以獲得所需的組織和性能。 鐵碳合金緩慢加熱時(shí)奧氏體的形成可以從Fe-Fe3C相圖中反映出來，珠光體向 奧氏體的轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變。以共析鋼為例，珠光體組織在A1（727℃）以 下，組織保持不變（α相中碳的溶解度及Fe3C的形狀稍有變化）；當(dāng)加熱到A1 點(diǎn)以上時(shí)，珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。 奧氏體的形成過程可以分為四個(gè)步驟： ①奧氏體晶核的形成 ②奧氏體晶粒長(zhǎng)大 ③殘余滲碳體溶

8、解 ④奧氏體成分均勻化 對(duì)于亞共析鋼（過共析鋼），當(dāng)緩慢加熱到A1以上時(shí)，除珠光體全部轉(zhuǎn)化為奧氏體外，還有少量先共析鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體（過共析鋼二次滲碳體溶解）,隨著溫度升高，先共析鐵素體不斷向奧氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)溫度高于A3時(shí)，組織為單相奧氏體。 二、奧氏體形成的熱力學(xué)條件 鋼加熱時(shí)組織轉(zhuǎn)變的動(dòng)力是奧氏體與舊相之間的體積自由能之差ΔFv，而相變進(jìn)行的條件是系統(tǒng)總的自由能降低。根據(jù)相變理論，奧氏體形成晶核時(shí)，系統(tǒng)總自由能變化ΔF為： ΔF=-ΔFv+ΔFs+ΔFe 式中ΔFs——形成奧氏體時(shí)所增加的表面能，

9、 ΔFe——形成奧氏體時(shí)所增加的應(yīng)變能 由于奧氏體是在高溫下形成的，其相變應(yīng)變能ΔFe很小，可以忽略，故上式可寫為：ΔF=-ΔFv+ΔFs 共析鋼奧氏體和珠光體的體積自由能隨溫度的變化曲線如圖：A1以上，T1時(shí)，二者的體積自由能之差ΔFv。顯然，只有當(dāng)ΔFv能克服因奧氏體形成所增加的表面能ΔFs時(shí)，珠光體才能自發(fā)地形成奧氏體，因此奧氏體的形成必須有一定的過熱度ΔT。 三、影響珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的因素 1、溫度的影響 提高溫度，原子的擴(kuò)散能力增大。特別是碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散能力增大，奧氏體的形成速率加快。 2、鋼中含炭量增加，鐵素體與滲碳體的相界面總量增

10、多，有利于加速奧氏體形 成。 3、鋼中加入合金元素，可影響奧氏體的形成①強(qiáng)碳化合物②減緩C的擴(kuò)散，減 緩A的形成③非碳化物形成元素加速A形成。 4、鋼組織中珠光體越細(xì)，奧氏體形成速度越快（相界面積大）。 加熱速度越快，奧氏體形成溫度升高，形成速度越快。 四、奧氏體晶粒度及其影響因素 1、奧氏體晶粒度的概念 a、起始晶粒度 指珠光體剛剛?cè)哭D(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)的晶粒度。 b、實(shí)際晶粒度 指鋼在具體的熱處理或熱加工條件下實(shí)際獲得的奧氏體晶粒度。 c、本質(zhì)晶粒度 不是指具體的晶粒大小，只表示鋼的奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性（易長(zhǎng)大，還是不易長(zhǎng)大） 一般將鋼的奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向分為兩類

11、： 曲線1：隨加熱溫度的升高，奧氏體晶粒一直長(zhǎng)大，逐漸粗化。 曲線2：在一定溫度下加熱，奧氏體晶粒長(zhǎng)大緩慢，保持細(xì)小晶粒，超過一定溫度（930℃后），奧氏體晶粒急劇長(zhǎng)大，突然粗化。 凡是符合曲線1的鋼—本質(zhì)粗晶粒鋼 凡是符合曲線2的鋼—本質(zhì)細(xì)晶粒鋼 一般鋼的奧氏體晶粒度分為8級(jí)，1級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)。 晶粒度1-4級(jí)的鋼，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼；晶粒度5-8級(jí)的鋼，稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。 鎮(zhèn)靜鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，沸騰鋼為本質(zhì)粗晶粒鋼。 需經(jīng)熱處理強(qiáng)化的零件一般都采用本質(zhì)細(xì)晶粒鋼---鎮(zhèn)靜鋼制作。 2、影響奧氏體晶粒度的因素 高溫下，奧氏體晶粒長(zhǎng)大，晶界總面積減少，系統(tǒng)自由能降低是

12、自發(fā)過程： a、 奧氏體轉(zhuǎn)化溫度越高，晶粒越容易長(zhǎng)大；保溫時(shí)間越長(zhǎng)，晶粒越容易長(zhǎng)大 b、 奧氏體含碳量越高，晶粒長(zhǎng)大的傾向越大 c、 在鋼中加入合金元素：絕大多數(shù)合金元素都阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大，而錳、磷則會(huì)加速奧氏體晶粒長(zhǎng)大 第二節(jié) 鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 通過加熱使鋼轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻膴W氏體組織后，僅完成了熱處理的加熱準(zhǔn)備工作，將高溫奧氏體以不同的冷卻速度冷卻，獲得所需的組織與性能，才是熱處理的最終目的。 高溫奧氏體組織是穩(wěn)定的，如冷卻到A1以下，奧氏體就處于不穩(wěn)定狀態(tài)（過冷態(tài)），稱為過冷奧氏體。不同的過冷度，奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變的過程不同：①轉(zhuǎn)變開始與轉(zhuǎn)變終了的時(shí)間不同；②轉(zhuǎn)變后產(chǎn)物的組織

13、與性能不同 一、 珠光體型轉(zhuǎn)變——高溫轉(zhuǎn)變（A1—550℃） 1、 轉(zhuǎn)變過程及特點(diǎn) 過冷奧氏體在A1—550℃溫度范圍內(nèi)，將分解為珠光體類組織。當(dāng)奧 氏體被過冷至A1以下溫度時(shí)，在奧氏體晶界處（含碳量高）優(yōu)先產(chǎn)生滲碳體的核心，然后依靠奧氏體不斷供應(yīng)碳原子（隨著冷卻，奧氏體溶解碳的能力下降，碳從奧氏體內(nèi)向晶界擴(kuò)散），滲碳體沿一定方向逐漸長(zhǎng)大，而隨著滲碳體的長(zhǎng)大，又使其周圍的奧氏體碳濃度下降，這就促使貧碳的奧氏體局部區(qū)域轉(zhuǎn)變成鐵素體（即滲碳體兩側(cè)出現(xiàn)鐵素體晶核），在滲碳體長(zhǎng)大的同時(shí)，鐵素體也不斷長(zhǎng)大，而隨著鐵素體的長(zhǎng)大，必然將多余的碳排擠出去，這就有利于形成新的滲碳體晶核。最

14、終形成了相互交替的層片狀滲碳體和鐵素體——珠光體。排列方向相同的鐵素體與滲碳體區(qū)域，稱為珠光體晶粒。珠光體一直長(zhǎng)大到與相鄰的珠光體互相接觸，而奧氏體全部轉(zhuǎn)化為珠光體為止。 轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w是擴(kuò)散型相變。 2、 分類 在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)形成的珠光體類組織，雖然都是滲碳體與鐵素體的混合物，但由于過冷度大小不同，其片層距差別很大： A1—650℃, 形成的組織層間距較大，在400-500倍的金相顯微鏡下即可分辨，稱為珠光體P。 650℃—600℃，形成的組織分散度較大，層間距較小，在800-1000倍的金相顯微鏡下才能

15、分辨，稱為索氏體S。 600℃—550℃，形成的組織，層間距很小，只有在電子顯微鏡下放大幾千倍才能分辨，稱為屈氏體或托氏體。 珠光體、索氏體、屈氏體都是珠光體類組織，本質(zhì)上沒有任何區(qū)別，只是滲碳體、鐵素體片的厚度不同而已。 從珠光體到索氏體、屈氏體，隨著層間距的減小，強(qiáng)度和硬度依次升高。 二、 貝氏體型轉(zhuǎn)變——中溫轉(zhuǎn)變（550℃—Ms） 1、 轉(zhuǎn)變過程及特點(diǎn) 過冷奧氏體在550℃—Ms（共析鋼的Ms約230℃）溫度范圍內(nèi)，轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w類組織。 由于過冷度增大，鐵原子的擴(kuò)散很困難，碳原子的擴(kuò)散能力也顯著

16、減弱，擴(kuò)散不充分，形成滲碳體所需的時(shí)間增長(zhǎng)。過冷奧氏體在這一溫度范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物仍是鐵素體和滲碳體的混合物，但它與珠光體有本質(zhì)的區(qū)別：貝氏體轉(zhuǎn)變由于冷卻速度快，滲碳體已不能呈片狀析出。碳的擴(kuò)散速度受到很大限制，部分碳來不及析出，固溶在鐵素體中形成過飽和的鐵素體。因此，貝氏體型轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是過飽和的鐵素體與滲碳體的混合物。 轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：過冷奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變是一種半擴(kuò)散型相變。 2、 分類 貝氏體組織形態(tài)比較復(fù)雜，根據(jù)其中鐵素體與滲碳體的分布形態(tài)的不同，分為上貝氏體B上和下貝氏體B下。 上貝氏體B上：是過冷奧氏體在550℃--350℃范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，其中

17、過飽和鐵素體形成密集而相互平行的羽毛狀扁片，一排一排地由晶界伸向晶內(nèi)，滲碳體呈短桿狀斷斷續(xù)續(xù)地分布在鐵素體扁片之間。（上貝氏體由于轉(zhuǎn)變溫度較高，滲碳體長(zhǎng)得較大） 上貝氏體的組織形態(tài)決定了其強(qiáng)度較低，塑性、韌性較差。 下貝氏體B下：是過冷奧氏體在350℃--Ms范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。其中過飽和的鐵素體呈針片狀，比較散亂地成角度分布，而極細(xì)小的滲碳體質(zhì)點(diǎn)呈彌散狀分布在過飽和鐵素體內(nèi)。在金相顯微鏡下下貝氏體呈竹葉狀特征。（下貝氏體由于轉(zhuǎn)變溫度較低，滲碳體來不及長(zhǎng)大，而呈質(zhì)點(diǎn)狀） 下貝氏體組織具有較高的強(qiáng)度、硬度，良好的塑性、韌性，即具有良好的綜合機(jī)械性能。

18、 生產(chǎn)上常用等溫淬火法來獲得下貝氏體組織。 三、 馬氏體型轉(zhuǎn)變——低溫轉(zhuǎn)變（Ms—Mz） 1、 轉(zhuǎn)變過程 當(dāng)過冷度很大，奧氏體被快速冷卻至Ms時(shí)，由于碳原子已無法擴(kuò)散，上述珠光體或貝氏體等擴(kuò)散型相變已不可能進(jìn)行，奧氏體只能進(jìn)行非擴(kuò)散型的晶格轉(zhuǎn)變。碳原子來不及擴(kuò)散，被完全固溶于鐵素體內(nèi)，形成過飽和的鐵素體，這種過飽和的鐵素體就是馬氏體M。所以馬氏體的含碳量與相應(yīng)的奧氏體含碳量相同。 室溫下鐵素體的含碳量?jī)H為0.0008%,而馬氏體的含碳量與奧氏體相同，故馬氏體的過飽和程度很大，此時(shí)過飽和的鐵素體的某些棱邊被撐長(zhǎng)，形成了體心正方晶格。

19、 由于碳原子過飽和造成的晶格畸變嚴(yán)重，故馬氏體具有很高的硬度，而塑性、韌性較低。 馬氏體的高硬度決定了它是鋼中的重要強(qiáng)化組織，也是淬火鋼的基本組織，凡是要求高硬度、高耐磨性的零件，都需要經(jīng)過淬火獲得馬氏體組織。 馬氏體的硬度主要與含碳量有關(guān)，與其他合金元素關(guān)系不大。因?yàn)楹辖鹪卦隈R氏體晶格中，不是處于間隙位置，而是置換了某些鐵原子的位置，它對(duì)馬氏體晶格歪扭和畸變的作用遠(yuǎn)不及碳的作用大。 HRC ? о

20、 о ? ?о о? C％ о— 合金鋼 ?— 碳鋼 2、 分類 馬氏體按組織形態(tài)分為：a、板條狀馬氏體：每一馬氏體的晶體呈細(xì)長(zhǎng)的薄板條晶片平行成束地分布，在金相顯微鏡下呈板條狀。 b、針狀馬氏體：每一馬氏體晶體呈中

21、間厚、兩端薄的透鏡式晶片，在金相顯微鏡下呈針片狀或竹葉狀。 板條狀馬氏體主要存在于低碳鋼的淬火組織中——低碳馬氏體；針狀馬氏體主要存在于高碳鋼的淬火組織中——高碳馬氏體。 3、 轉(zhuǎn)變特點(diǎn) a、 馬氏體轉(zhuǎn)變是非擴(kuò)散型相變：由于過冷度很大，原子來不及擴(kuò)散。馬氏體的晶粒度完全取決于原來奧氏體的晶粒度。 b、 馬氏體轉(zhuǎn)變是變溫轉(zhuǎn)變：馬氏體轉(zhuǎn)變是從轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)Ms到轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)Mz的一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，在某一溫度下，只能形成一定數(shù)量的馬氏體，保溫時(shí)間的延長(zhǎng)并不增加馬氏體的數(shù)量，要使馬氏體的數(shù)量增加，只能繼續(xù)降溫。Ms、Mz于含碳量有關(guān)，而與冷卻速度無關(guān)。 如圖：

22、 T℃ Ms Mz C% C、馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性：由于馬氏體的轉(zhuǎn)變終了溫度Mz一般在零下幾十度，所以室溫下進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變不可能獲得完全的馬氏體組織，必有一定量的奧氏體組織沒有轉(zhuǎn)變——這部分奧氏體組織稱為殘余奧氏體A’，即馬氏體轉(zhuǎn)變不完全。

23、 殘余奧氏體的存在會(huì)顯著降低零件的強(qiáng)度、硬度以及耐磨性，此外殘余奧氏體是一種不穩(wěn)定組織，會(huì)逐漸分解，引起零件尺寸變化，這對(duì)精密零件是不允許的。 為了減少殘余奧氏體的含量，可將淬火零件繼續(xù)冷卻到零下幾十度——冷處理，使殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。 d、奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，體積增大 奧氏體比容〈珠光體比容〈馬氏體比容 比容：?jiǎn)挝恢亓康捏w積值 這個(gè)特點(diǎn)，使馬氏體內(nèi)部存在較大的內(nèi)應(yīng)力，易導(dǎo)致零件淬火變形、開裂。 附：形狀記憶合金的工作原理 熱彈性馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變是形狀記憶合金的基礎(chǔ)。 如：Ni-Ti合金，母相狀態(tài)很硬

24、，難以變形；而馬氏體狀態(tài)很軟，可以任意變形。因此，在較高溫度下（母相狀態(tài)）制成天線，然后降低溫度，完全發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變（很軟），可折疊成一小團(tuán)。當(dāng)飛船飛上太空后，由于太陽光線的加熱，溫度升高，合金發(fā)生馬氏體逆轉(zhuǎn)變，天線恢復(fù)原狀。 第三節(jié) 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線圖 在過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過程中，冷卻速度（過冷度）對(duì)轉(zhuǎn)變有很大影響。由于冷卻速度較高，因此這種相變就不再符合Fe-Fe3C相圖所反映的規(guī)律。 為了弄清澳實(shí)體在冷卻過程中組織變化的全過程，找出轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變時(shí)間與奧氏體轉(zhuǎn)變過程及其產(chǎn)物之間的相互關(guān)系和轉(zhuǎn)變規(guī)律，通常采用兩種方法： 一是在不同過冷度下等溫測(cè)定奧氏體

25、的轉(zhuǎn)變過程，繪出過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線圖 二是在不同冷卻速度的連續(xù)冷卻過程中測(cè)定奧氏體的轉(zhuǎn)變過程，繪出過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線圖 一、 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線圖（TTT圖） 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線圖是分析過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變時(shí)間、轉(zhuǎn)變 產(chǎn)物之間關(guān)系的曲線圖，即TTT圖（Temperature, Time, Transformation），又稱C曲線。 1、TTT圖的建立（以共析鋼為例） 等溫轉(zhuǎn)變曲線圖是用實(shí)驗(yàn)方法建立的。選取一組共析鋼試樣加熱到稍高于 A1溫度，使其全部轉(zhuǎn)變成均勻的奧氏體，然后分別快速投入不同溫度的等溫槽中，保持不同的時(shí)間，并觀

26、察共析鋼奧氏體在不同溫度下組織的變化。把轉(zhuǎn)變開始與終了的時(shí)間記錄下來，然后描繪在以溫度為縱坐標(biāo)，一時(shí)間為橫坐標(biāo)的圖面上，把開始點(diǎn)與終了點(diǎn)分別連接起來，即可得到共析鋼奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線。 2、TTT圖分析 在共析鋼的TTT曲線中，高于臨界點(diǎn)A1的區(qū)域?yàn)榉€(wěn)定狀態(tài)的奧氏體區(qū)；左邊曲線為過冷奧氏體開始轉(zhuǎn)變曲線，右邊曲線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線；開始線與縱坐標(biāo)表之間的區(qū)域?yàn)檫^冷奧氏體區(qū)。終了線以右區(qū)域?yàn)檗D(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)，兩曲線之間為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變區(qū)（即過冷奧氏體與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物共存區(qū)）。 從縱坐標(biāo)到轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)的距離（轉(zhuǎn)變開始前的準(zhǔn)備時(shí)間），叫做“孕育期”，其長(zhǎng)短表示某一溫度下過冷奧氏體的穩(wěn)定程度，如55

27、0℃部位孕育期最短（共析鋼約1秒左右）；而在700℃左右，孕育期大于1000秒，故時(shí)間坐標(biāo)采用對(duì)數(shù)坐標(biāo)。 不同鋼種具有不同形狀的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線（C曲線） 3、影響TTT圖的因素 ａ、含碳量的影響 亞共析鋼的C曲線隨含碳量的增加而右移，即過冷奧氏體的穩(wěn)定性提高；過共析鋼的C曲線隨含碳量的增加而左移，即過冷奧氏體的穩(wěn)定性降低；因此在碳鋼中，以共析鋼的過冷奧氏體最為穩(wěn)定，C曲線處于最右端。 亞共析鋼C曲線拐點(diǎn)上部區(qū)域多一條先共析鐵素體轉(zhuǎn)變曲線；過共析鋼C曲線拐點(diǎn)上部區(qū)域多一條先共析滲碳體轉(zhuǎn)變曲線。 b、合金元素的影響 除鈷元素以外，其他所

28、有合金元素溶入奧氏體后，都增加了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。非碳化物形成元素（Ni, Si, Cu等）不改變C曲線的形狀；而碳化物形成元素（Cr, W, V, Mo, Ti等）使C曲線的形狀也發(fā)生改變。 C、加熱溫度、保溫時(shí)間的影響 隨著加熱溫度的提高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體的成分更加均勻，晶粒隨之長(zhǎng)大，晶界相對(duì)減少，未溶質(zhì)點(diǎn)（碳化物、氮化物等）也顯著減少，這些因素都使奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)形核困難，提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。 4、 C曲線的應(yīng)用 　實(shí)際生產(chǎn)中，過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變大多數(shù)是在連續(xù)冷卻過程中進(jìn)行的，但仍可以

29、利用C曲線估計(jì)過冷奧氏體轉(zhuǎn)變情況。如圖：V1

30、 V1 V2 Ms V3 V4 Vk

31、 V1相當(dāng)于爐冷，冷卻速度約為10℃/min，V1與C曲線相交于710—650℃范圍內(nèi)，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為100%珠光體，HRC=12 V2相當(dāng)于空冷，冷卻速度約為10℃/S，V2與C曲線相割于650—600℃ 范圍內(nèi)，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為索氏體組織，HRC=26 V3相當(dāng)于油冷，冷卻速度約為150℃/S，V3只與C曲線的轉(zhuǎn)變起始線相 交，表明一部分過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榍象w，而剩余部分過冷奧氏體隨

32、后 冷卻到Ms一下，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，從而獲得屈氏體與馬氏體混合組織，其 HRC=45—55 V4相當(dāng)于水冷，冷卻速度600℃/S，它與C曲線不相交，而直接與Ms相 交，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（還有效部分殘余奧氏體），HRC=60—64 Vk與C曲線相切，稱為臨界冷卻速度，它表示過冷奧氏體不轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣? 體類產(chǎn)物，而直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織的最小冷卻速度。Vk取決于C曲線 的位置，C曲線右移，Vk降低，容易獲得馬氏體組織，即易淬火。 二、 過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線圖（CCT圖） 實(shí)際生產(chǎn)中，大多數(shù)轉(zhuǎn)變是在連續(xù)冷卻過程中進(jìn)行的，定量研究需要測(cè)定CCT圖（Continuo

33、us Cooling Transformation）。 方法：金相法，膨脹法，磁性法等 如圖：Ps線表示過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的起始線 （A→P開始） Pz線表示過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的終了線 （A→P終了） K線表示過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w終止線 （A→P終止） T℃ A1 A1 Ps

34、 Pz Ms K Vk Vk’ S 凡是冷卻曲線碰到K線，過冷奧氏體就不再繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，而是一直冷卻到Ms以下，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏

35、體。CCT圖位于TTT圖右下方，Vk’

36、工 工藝：將亞共析鋼加熱到Ac3+30-50℃，保溫一定時(shí)間后，隨爐緩慢冷卻（或埋入沙或石灰中）到500℃以下，空冷。 由于加熱溫度在Ac3以上，得到單一奧氏體組織，故稱為完全退火；又因?yàn)榧訜釡囟饶苁沟蜏亟M織通過重新結(jié)晶獲得細(xì)小的奧氏體晶粒并在隨后的緩慢冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小而均勻的珠光體和鐵素體晶粒，所以又稱為重結(jié)晶退火。 b、 等溫退火 等溫退火的目的與完全退火相同。由于完全退火所需要的時(shí)間很長(zhǎng)，尤其對(duì)于某些奧氏體比較穩(wěn)定的合金鋼，往往需要數(shù)十小時(shí)甚至數(shù)天的時(shí)間，采用等溫退火可明顯縮短退火時(shí)間。 等溫退火：對(duì)應(yīng)于鋼的C曲線上珠光體形成溫度進(jìn)行奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變處理，而在其前后可以快速

37、冷卻。 工藝：加熱過程與完全退火相同，Ac3+30-50℃，保溫一定時(shí)間后，開爐門較快速冷卻到稍低于A1的某一溫度（550-700℃），在該溫度下保溫到奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，然后空冷。 優(yōu)點(diǎn)：1、縮短了退火時(shí)間 2、可以較好地控制組織與硬度（通過選擇保溫溫度） 3、工件氧化、脫碳傾向較小 c、 球化退火（不完全退火） 應(yīng)用：過共析碳鋼和合金鋼的刀具、模具、量具、軸承等零件 目的：降低硬度，改善切削加工性，為最終淬火做準(zhǔn)備 過共析組織為珠光體和網(wǎng)狀的二次滲碳體。由于網(wǎng)狀二次滲碳體的存在，增加了鋼的硬度和脆性，不僅給切削加工帶來困難，而且會(huì)引起淬火時(shí)

38、工件產(chǎn)生變形和開裂。 球化退火工藝：將過共析鋼加熱到Ac1+30-50℃，保溫后，緩慢冷卻。由于加熱到Ac1+30-50℃，此時(shí)未溶的滲碳體小質(zhì)點(diǎn)可作為冷卻時(shí)滲碳體析出的核心，使?jié)B碳體發(fā)生球化，變成球狀或粒狀滲碳體長(zhǎng)大，故稱為球化退火。由于加熱溫度在Ac1+30-50℃，鋼組織沒有全部奧氏體化，故稱為不完全退火。 經(jīng)過球化退火的過共析鋼，可獲得鐵素體與球狀滲碳體的混合組織，叫做“球化體”，HB163。 有的鋼種一次球化退火難以達(dá)到球化目的，可采用循環(huán)退火法（或稱周期退火法）進(jìn)行球化。 d、 去

39、應(yīng)力退火 去應(yīng)力退火又叫消除內(nèi)應(yīng)力退火，低溫退火。 目的：這種退火主要用于消除鑄件、鍛件及焊接件、熱軋件的內(nèi)應(yīng)力。否則，會(huì)引起鋼件在一定時(shí)間后產(chǎn)生變形，降低耐蝕性。 去應(yīng)力退火工藝：將鋼件隨爐緩慢加熱（100-150℃/小時(shí)），到500-600℃（

40、退火后，往往要經(jīng)過一次完全退火來細(xì)化晶粒。 擴(kuò)散退火工藝：把鋼加熱到高于Ac3或Accm的溫度(約1050-1250℃)，保溫較長(zhǎng)時(shí)間（約10-20小時(shí)），然后緩冷。 擴(kuò)散退火主要用于合金鋼，尤其是高合金鋼的鋼錠及鑄件。 三、 正火工藝及應(yīng)用 正火與退火并無本質(zhì)上的區(qū)別，僅僅是冷卻速度不同而已。 1、定義：所謂正火是指把鋼加熱到Ac3（亞共析碳鋼）或Accm（過共析碳鋼）以上30-50℃，保溫一定時(shí)間，隨后在空氣中冷卻。 2、 目的：對(duì)于亞共析鋼，正火的目的與退火相同，主要是細(xì)化晶粒，由于正火冷卻速度較快，得到的珠光體組織較細(xì)，且與退火相比，鐵素體數(shù)量較少（冷速快，鐵素

41、體析出少），故碳鋼正火處理后強(qiáng)度、硬度均高于退火處理。 對(duì)于過共析鋼，正火用于消除網(wǎng)狀滲碳體。由于冷速較快，析出的二次滲碳體較?。ɡ渌倏?，滲碳體來不及長(zhǎng)大），且不易形成連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)。 3、 正火工藝的主要應(yīng)用范圍 a、 用于普通零件作為最終熱處理 b、 用于中、低碳結(jié)構(gòu)鋼，作為預(yù)先熱處理，便于切削加工 c、 用于過共析鋼，可抑制或消除網(wǎng)狀二次滲碳體的形成，以便在進(jìn)一步的球化退火中獲得良好的球化體，為淬火做好組織上的準(zhǔn)備 正火比退火生產(chǎn)周期短，耗能低，操作簡(jiǎn)便，故一般盡可能用正火代替退火，常用中低碳鋼的鋼材都以正火狀態(tài)交貨。 第四節(jié) 鋼的淬火

42、 將鋼加熱到Ac3（亞共析鋼）或Ac1（過共析鋼）以上30-50℃，經(jīng)保溫后，快速冷卻獲得馬氏體的熱處理操作稱為淬火。 一、 淬火的目的 1、 提高鋼的硬度及耐磨性（如工具、軸承等要求高耐磨性的零件） 2、 獲得良好的綜合機(jī)械性能（中碳鋼經(jīng)淬火+高溫回火可獲得強(qiáng)、韌兼?zhèn)浣M織；各種彈簧都要求強(qiáng)度高、彈性好，一般用高碳鋼制作，經(jīng)淬火+中溫回火后，彈性大大提高） 3、 獲得特殊物理、化學(xué)性能（許多不銹鋼、耐熱鋼零件，淬火后可使耐腐蝕、耐熱性能提高） 二、 淬火溫度的確定 碳鋼的淬火溫度可根據(jù)Fe-Fe3C相圖來確定 亞共析鋼：合適的淬火溫度為Ac3+30-50℃，淬火組織為馬氏體，溫

43、度太低（低于Ac3）則淬火后組織中出現(xiàn)鐵素體，導(dǎo)致硬度、耐磨性下降；溫度太高，則獲得粗大的馬氏體組織，鋼的性能惡化，同時(shí)引起鋼件嚴(yán)重變形。 過共析鋼：合適的淬火溫度為Ac1+30-50℃，淬火組織為馬氏體+粒狀二次滲碳體；由于滲碳體的硬度高與馬氏體，所以當(dāng)二次滲碳體以粒狀彌散分布于馬氏體基體之上時(shí)，可以提高組織的硬度和耐磨性——彌散強(qiáng)化；淬火加熱溫度過高，不僅會(huì)得到粗大的馬氏體組織，還會(huì)引起零件嚴(yán)重的變形甚至開裂，而且由于二次滲碳體隨著加熱溫度的升高會(huì)大量溶入奧氏體中，使得Ms、Mz降低，從而增加了組織中殘余奧氏體的含量，影響淬火硬度和耐磨性。淬火溫度過低，（

44、 對(duì)于合金鋼，由于奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向受到合金碳化物等的抑制，故可適當(dāng)提高淬火溫度。（T↑→C曲線右移） 2、 加熱、保溫時(shí)間的確定 原則：既要保證工件表面和心部都達(dá)到指定的加熱溫度，又要保證組織轉(zhuǎn)變充分進(jìn)行和化學(xué)成分?jǐn)U散均勻，同時(shí)不能使A晶粒長(zhǎng)大。適當(dāng)?shù)谋貢r(shí)間，對(duì)于保證鋼的淬火質(zhì)量，提高勞動(dòng)生產(chǎn)率很重要。 不同的壁厚、材料的零件，保溫時(shí)間不同，可根據(jù)理論計(jì)算，也可根據(jù)經(jīng)驗(yàn)公式確定。見《熱處理手冊(cè)》。 三、淬火冷卻介質(zhì) 淬火時(shí)，通過快速冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這一過程體積膨脹，內(nèi)應(yīng)力很大，所以要使零件在不淬裂、變形小的前提下淬成馬氏

45、體，并不是一件容易的事。根據(jù)C曲線，淬火時(shí)，要求在650-400℃范圍內(nèi)快速冷卻，以避過C曲線拐點(diǎn)部位，使奧氏體不發(fā)生高溫、中溫組織轉(zhuǎn)變，而冷卻到300℃以下，Ms附近時(shí)，則希望冷速慢一些，以免產(chǎn)生太大的內(nèi)應(yīng)力導(dǎo)致零件變形、開裂。因此，理想的冷卻介質(zhì)應(yīng)具有圖示的 冷卻速度。但實(shí)際上找不到一種能滿足上述要求的冷卻介質(zhì)。 實(shí)際生產(chǎn)中，最常用的淬火冷卻介質(zhì)是水、油、硝鹽?。ɑ驂A?。?。 水：高溫區(qū)冷卻速度很大，但低溫區(qū)冷卻速度也大，能淬硬，但易淬裂。油：高溫區(qū)冷速較低，低溫區(qū)冷速較合適，淬不裂，但可能淬不硬且價(jià) 格高、易燃。 堿?。焊邷貐^(qū)

46、冷速比水弱，比油強(qiáng)，低溫區(qū)比油弱 鹽?。焊邷貐^(qū)冷速比水弱，比油略弱，低溫區(qū)比油弱。 常用淬火冷卻介質(zhì)的冷卻能力 介質(zhì) 冷卻速度（℃/S） 650—550℃ 300—200℃ 水（18℃） 600 270 水（26℃） 500 270 水（50℃） 100

47、 270 水（74℃） 30 200 10%NaCl(18℃) 1100 300 蒸餾水 250 200 肥皂水 30 200 機(jī)油（18℃） 100 20 機(jī)油（50℃） 150 30 變壓器油（50℃） 120 25 四、常

48、用淬火方法 由于實(shí)際冷卻介質(zhì)不能滿足淬火要求，所以必須從淬火方法上加以彌補(bǔ)。 3、 單液淬火法（普通淬火法） 將加熱后的鋼件放入一種淬火冷卻介質(zhì)中冷卻。單液淬火法操作簡(jiǎn)單，易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化操作，但存在明顯缺點(diǎn)：水淬易變形、開裂；油淬硬度不足，只適用于形狀簡(jiǎn)單的工件。 4、 雙液淬火法（水淬油冷法） 對(duì)于形狀復(fù)雜的高碳鋼零件，為了防止淬火后產(chǎn)生過大的變形或開裂，可在水中淬火至Ms附近，然后立即放入油中（或空氣）繼續(xù)冷卻，故雙液淬火法又稱水淬油冷法。用這種方法既能淬硬，又能防止淬裂。 缺點(diǎn)：對(duì)操作技術(shù)要求較高。適用于高碳鋼形狀復(fù)

49、雜的零件。 3、分級(jí)淬火法 不管是單液淬火法，還是雙液淬火法，都存在零件表面與心部溫差較大，易產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力導(dǎo)致零件變形、開裂的問題，分級(jí)淬火法能很好地解決這個(gè)問題。 所謂分級(jí)淬火法就是：先將加熱好的零件淬入溫度稍高于Ms的鹽浴或堿浴中，保持一定時(shí)間，使零件表面與心部的溫度均勻并與熱浴一致，然后取出空冷，在熱浴中停留的時(shí)間以不發(fā)生奧氏體中溫轉(zhuǎn)變?yōu)橐恕? 缺點(diǎn)：冷卻能力較低，只適用于小尺寸零件。 4、 等溫淬火法 將加熱好的零件淬入溫度稍高于Ms的鹽浴或堿浴中，保溫足夠的時(shí)間，使奧氏體等溫轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w組織，然后空冷至室溫。

50、 等溫淬火法可獲得強(qiáng)、韌兼?zhèn)涞慕M織，且零件的內(nèi)應(yīng)力可減低到最小程度，不易變形。缺點(diǎn)：生產(chǎn)周期長(zhǎng)，僅適用于形狀復(fù)雜的小零件。 5、 局部淬火法 有些零件只需要局部硬度高、耐磨性好，因此可進(jìn)行局部淬火，以避免其它部位產(chǎn)生變形或開裂。局部淬火法包括：①局部加熱淬火法 ②局部冷卻淬火法 6、 冷處理 高碳鋼、合金鋼的Mz都在零下幾十度，為了減少殘余奧氏體的數(shù)量，可在淬火后進(jìn)行冷處理，即加熱零件淬火至室溫后，再放入低溫槽中繼續(xù)冷卻，使殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。 冷處理介質(zhì)：干冰（-8

51、0℃）；液化乙烯（-107℃）；液氮（-192℃） 冷處理的目的：穩(wěn)定尺寸，提高硬度。 第五節(jié)、 鋼的淬透性 一、什么叫淬透性 鋼在淬火過程中，沿工件截面各處的實(shí)際冷卻速度是不同的表層的實(shí)際冷卻速度總大于內(nèi)部，而中心部的冷卻速度最低。 如果表層的冷卻速度大于臨界冷卻速度Vk，而心部的冷卻速度低于臨界冷卻速度，則表層獲得馬氏體，表層與心部之間依次為馬氏體、屈氏體、索氏體、珠光體，也即鋼僅被淬火到一定深度。 如果心部的冷卻速度也大于臨界冷卻速度Vk，則沿工件截面均獲得馬氏體組織，即鋼被淬透。 所謂的鋼

52、的淬透性是指鋼在淬火冷卻時(shí)，獲得淬透層深度的能力（獲得馬氏體層厚度的能力）。 如何定義淬透性深度：從表層馬氏體到半馬氏體（50%馬氏體）處的深度。 獲得馬氏體層的厚度越大，即淬透性深度越大，，鋼的淬透性越好。 注意：鋼的淬透性與淬硬性是兩個(gè)不同的概念。淬硬性是指鋼在淬火后所能獲得的最大硬度指。它主要取決于含c量，含c量越高，淬硬性越大，但淬硬性的鋼淬透性不一定好，淬透性受很多因素的影響。 二、淬透性對(duì)鋼機(jī)械性能的影響 1、對(duì)機(jī)械性能的影響 將淬透性不同的兩種鋼制成直徑相同的軸,進(jìn)行淬火+高溫回火熱處理（調(diào)

53、質(zhì)），其中一件完全淬透，另一件未淬透，兩者的機(jī)械性能比較見圖： HRC HRC σb σb σ0.2 σ0.2 Ak Ak 淬透性好的鋼，調(diào)質(zhì)后的各項(xiàng)機(jī)械性

54、能指標(biāo)沿軸的橫截面均勻分布；淬透性差的鋼，調(diào)質(zhì)后軸的心部機(jī)械性能明顯偏低，尤其是沖擊韌性Ak。 2、淬火不完全程度與屈強(qiáng)比的關(guān)系 如圖，RM-RQ 表示淬火不完全程度，HRC RM 表示淬火最高硬度（100%馬氏體硬度），HRC RQ 表示淬火的實(shí)際硬度，HRC (RM-RQ)越大，表示淬火不完全程度越大 σs/σb 1.0

55、 о о о о о о 0.75 о о о 0.5 (RM-RQ),HRC

56、可見，(RM-RQ)越大，σs/σb越小，對(duì)材料強(qiáng)度的利用率越低（零件在工作中不允許出現(xiàn)塑性變形）。 3、淬火鋼中馬氏體含量對(duì)回火后鋼的疲勞極限的影響 淬火后馬氏體含量越高，回火后鋼的疲勞極限越高，如圖： σ-1 100% 20%馬氏體 綜上：零件截面尺寸越大，淬透性對(duì)機(jī)械性能的影響越大。 三、影響鋼淬透性的因素 影響鋼淬

57、透性的決定因素是臨界冷卻速度Vk，Vk越小，淬透性越大。而臨界冷卻速度與C曲線的位置有關(guān)，C曲線越右，Vk越小。 1、含碳量的影響 亞共析鋼， C%↑→C曲線右移→Vk↓→淬透性↑ 過共析鋼 C%↑→C曲線左移→Vk↑→淬透性↓ 碳鋼中以共析鋼的淬透性最好。 2、合金元素的影響 除Co以外，其它合金元素都使C曲線右移，Vk↓，淬透性提高，故合金鋼的淬透性大大高于碳鋼。 3、奧氏體化溫度的影響 提高溫度或

58、延長(zhǎng)保溫時(shí)間，可使C曲線右移，Vk↓，淬透性提高，但作用有限，因?yàn)閵W氏體晶粒會(huì)長(zhǎng)大。 四、淬透性的測(cè)定方法 最常用的是末端淬火法（端淬發(fā)）測(cè)定鋼的淬透性。將Ф25100mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣加熱后對(duì)末端進(jìn)行噴水冷卻（水壓恒定），試樣末端相當(dāng)于淬火零件的表面，距末端的距離越遠(yuǎn)，冷卻速度越低，相當(dāng)于淬火零件的內(nèi)部。端淬試樣冷卻后，沿其長(zhǎng)度方向磨出一狹條平面，每隔一定距離測(cè)量硬度值，可以繪出淬透性曲線，對(duì)應(yīng)于半馬氏體的硬度點(diǎn)至末端的距離d，就是淬透層深度，d越大，鋼的淬透性越好。 45： d=3.3mm； 40Cr： d=10.5mm

59、 表示方法： J(HRC/d) J——末端淬透性 D——至水冷端（末端）的距離，mm HRC——此處的實(shí)測(cè)硬度值 J45/10-15表示距末端10-15mm處，淬火硬度為45HRC J42-45/10表示距末端10mm處，淬火硬度為42-45HRC 五、機(jī)械零件設(shè)計(jì)中對(duì)鋼淬透性的考慮（選材） 1、重要零件，，要求表面與心部機(jī)械性能一致，應(yīng)選用淬透性

60、好的鋼材。 2、對(duì)心部機(jī)械性能要求不高的零件，可選用淬透性低的鋼材（便宜）。 3、焊接件，不能采用淬透性高的鋼材。防止焊縫出現(xiàn)淬火組織→脆、裂 紋。 4、小尺寸試樣的性能數(shù)據(jù)，不能用于大尺寸工件的強(qiáng)度計(jì)算。 5、淬透性低的大尺寸零件，淬火應(yīng)安排在切削加工之后進(jìn)行。 6、碳鋼的淬透性很低，設(shè)計(jì)大尺寸零件時(shí)，應(yīng)采用正火工藝代替調(diào)質(zhì)處 理，以防止淬不透。二者的性能相差不大，但成本相差很大。 第六節(jié) 鋼的回火 一、 回火的概念 將淬火鋼件重新加熱到A1以下某一溫度，經(jīng)保溫，冷卻到室溫的操作，稱為回火。 二、 回火的目的

61、 淬火后鋼的組織為馬氏體、殘余奧氏體、過共析鋼還有少量滲碳體，而馬氏體組織硬度高，脆性大，組織不穩(wěn)定，且淬火后鋼件存在較大的內(nèi)應(yīng)力，易導(dǎo)致鋼件變形、開裂，故淬火后應(yīng)及時(shí)進(jìn)行回火。 通過回火，馬氏體、殘余奧氏體可轉(zhuǎn)變?yōu)楸容^穩(wěn)定的組織，內(nèi)應(yīng)力也被消除，組織脆性降低，零件尺寸穩(wěn)定。 三、 淬火鋼回火時(shí)組織與性能的變化 （一）馬氏體的分解 從室溫到200℃左右范圍內(nèi)回火時(shí)，馬氏體中一部分過飽和的碳以及細(xì)小的ε-碳化物（FexC或Fe2.4C）形式析出，并分布在馬氏體基體上，使馬氏體中的含碳量下降，體心正方的正

62、方度c/a減?。磭?guó)飽和程度降低），使馬氏體的脆性下降，硬度稍降。此時(shí)組織為過飽和程度稍低的馬氏體和極細(xì)小的ε-碳化物組成的混合組織，稱為“回火馬氏體組織”，M回。 ε-碳化物：是一非平衡相，使向Fe3C轉(zhuǎn)變的過渡相。 （二）殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變 約在200-300℃，馬氏體繼續(xù)分解的同時(shí)，殘余奧氏體也發(fā)生轉(zhuǎn)變，變成了下貝氏體組織。此時(shí)主要組織仍是回火馬氏體，但由于加熱溫度較高，馬氏體的過飽和程度進(jìn)一步降低，組織的硬度降低，塑性提高。由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橛捕容^高的下貝氏體，因此鋼的硬度下降不大。此時(shí)組織為“回火馬氏體+下貝氏體”

63、 （三）滲碳體形成和鐵素體恢復(fù) 約在300-400℃之間，α固溶體中過飽和的碳逐漸析出，ε-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的較小的Fe3C顆粒，α固溶體中的含碳量幾乎達(dá)到平衡成分，故馬氏體變成鐵素體（c/a≈1），體心正方晶格變成體心立方晶格，此時(shí)組織為“鐵素體與彌散在其中的細(xì)粒狀滲碳體的混合物”,稱為“回火屈氏體”，T回。 （四）滲碳體的聚集長(zhǎng)大和鐵素體的再結(jié)晶 約在400-650℃之間，滲碳體不斷聚集長(zhǎng)大，內(nèi)應(yīng)力與晶格歪扭完全消除，組織是由鐵素體和球化的滲碳體所組成的混合物，稱為“回火索氏體”，S回。此時(shí)，碳固溶強(qiáng)化

64、作用消失，強(qiáng)度取決于Fe3C質(zhì)點(diǎn)的尺寸和彌散度?；鼗饻囟仍礁?，滲碳體質(zhì)點(diǎn)越大，彌散讀越低，強(qiáng)度越低。 回火索氏體組織具有良好的綜合機(jī)械性能，即強(qiáng)、韌兼?zhèn)?。若繼續(xù)升溫到650℃以上，滲碳體繼續(xù)粗化，組織變?yōu)閺?qiáng)度更低的球狀珠光體組織，綜合機(jī)械性能下降，一般不用。 回火組織較正火組織具有較高的強(qiáng)度、韌性（主要原因是Fe3C形態(tài)不同）。 四、回火的分類 1、低溫回火：150-250℃ 組織為M回 硬度：HRC58-64 2、中溫回火：350-500℃ 組織為T回 硬度：H

65、RC35-45 3、高溫回火：500-650℃ 組織為S回 硬度：HRC23-35 淬火+低溫回火→工具、量具、軸承等，提高硬度、耐磨性 淬火+中溫回火→各種彈簧，提高σs/σb 淬火+高溫回火→調(diào)質(zhì)，軸、齒輪、交變載荷零件，綜合機(jī)械性能 注：在250-350℃范圍內(nèi)回火很少使用，因?yàn)樵诖藴囟确秶鷥?nèi)，從馬氏體中析出的ε碳化物呈細(xì)片狀，從而引起鋼的脆性，稱為低溫回火脆性。當(dāng)溫度超過350℃，ε碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀的Fe3C，鋼的韌性恢復(fù)。 其它回火：①某些高

66、合金鋼在640-680℃進(jìn)行回火軟化。 ②某些精密零件（如量具），為了保持淬火后的高硬度，又要保持尺寸穩(wěn)定性，僅在100-150℃進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間回火（10-50h），稱為“尺寸穩(wěn)定處理”或“時(shí)效處理”。 第七節(jié) 鋼的表面淬火 承受交變載荷、沖擊載荷的零件，表面比心部承受較高的應(yīng)力，且表面由于受到磨損、腐蝕等，故零件表面失效較快，需進(jìn)行表面強(qiáng)化，使零件表面具有較高的強(qiáng)度、硬度、耐磨性、疲勞極限、耐腐蝕性，而心部仍保持足夠的塑性、韌性，防止脆斷，即具有“外硬內(nèi)韌”組織。 表面淬火是鋼表面強(qiáng)化的重要手段，具有工藝簡(jiǎn)單，熱處理變形小，生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)。 一、表面淬火的概念 表面淬火是通過對(duì)鋼件表面快速加熱與立即冷卻相結(jié)合，在零件表面獲得淬火馬氏體層的熱處理方法。 快速加熱使鋼表面很快達(dá)到淬火溫度，迅速冷卻使熱量不能傳遞到零件中心，這樣零件表面被淬成馬氏體組織，而心部仍為未淬火組織，從而獲得“外硬內(nèi)韌”組織。 二、表面淬火用鋼 表面淬火用鋼的含碳量以0.40%-0.50%為