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第一章金属学基础
第一节金属与合金的晶体结构
金属和合金在固态时，通常都是晶体。晶体就是那种在三维空间中有规则作周期重复排列的物质，就是说，在金属和合金中，原子的排列都是有规则的，而不是杂乱无章的。

一、纯金属的晶体结构
(一)晶体学基础
1、晶体中的空间点阵晶体结构是指晶体中的原子或离子、分子等的排列情况，也就是它们在三维空间中有规律的周期性的重复排列方式。由于组成晶体的物质质点不同，排列的规律也就不一样，所以就存在各种各样的晶体结构。为了便于研究，往往把构成晶体的实际质点抽象地认为是纯粹的几何点，称为阵点或点阵。把这种阵点有规则的周期性重复排列所构成的几何图形即称为空间点阵。把点阵用直线连接起来形成的空间格子称为晶格。
2、晶胞因为晶格中的阵点排列具有周期性，因此，为了研究方便，常从晶格中选取一个能够完全反映晶格特征的最小几何单元来分析阵点排列的规律性，这个最小的几何单元就称为晶胞。
3、晶向和晶面晶体中由一系列原子组成的平面叫晶面，任意两个原子之间连线所指的方向叫晶向。表示晶向和晶面的数字叫晶向指数和晶面指数。
(二) 纯金属的晶体结构
工业中使用的金属元素中，绝大多数都具用比较简单的晶体结构，其中最常见的有体心立方结构、面心立方结构和密排六方结构等三种。
1．体心立方晶格体心立方晶格的晶胞中三个棱边长度相等，三个轴间夹角均为90º，构成立方体。晶胞的八个角上各有一个原子，在立方体的中心还有一个原子，其模型如图1-1(a) 所示。具有体心立方晶格的金属有α-Fe、Cr、V、Nb、Mo、W等30多种。

(a) 体心立方晶胞 (b) 面心立方晶胞
图1-1 体心立方晶胞(a)和面心立方晶胞(b)
2．面立方晶格面心立方晶格的晶胞中八个角中各有一个原子，构成立方体。在立方体的6个面的中心各有一个原子，如图1-2(b) 所示。具有面心立方结构的金属有γ-Fe、β-Co、Ni、Al、Ag等。
3．密排六方晶格密排六方晶格的晶胞在晶胞的12个顶角上各有1个原子，构成六方柱体，上、下底面的中心也各有一个原子，晶胞内还有3个原子。具有密排六方结构的金属有Zn、Mg、Be、α-Ti、α-Co、Cd等。

二、合金的晶体结构
工业上使用的金属材料大多数是合金。由两种或两种以上的金属或金属与非金属经熔炼、烧结或其他方法组合而成并具有金属特性的物质叫合金。
组成合金最基本的、独立的物质称为组元。一般说，组元就是组成合金的元素或是稳定的化合物。当不同的组元组成合金时，这些组元之间由于物理的和化学的相互作用，形成具有一定晶体结构和一定成分的相。相是指合金中结构相同、成分和性能均一，并以相界面相互分开的组成部分。由一种固相组成的合金叫单相合金，由几种不同的相组成的合金称为多相合金。不同的相具有不同的晶体结构，合金按相的晶体特点可分为固溶体和金属化合物两大类。
（一）固溶体
合金的组元之间以不同的比例相互混合，混合后形成的固相晶体结构与组成合金的某一组元相同，这种固相就叫固溶体。这一组元称为溶剂，而其他组元称为溶质。固溶体有置换固溶体和间隙固溶体两大类。
1．置换固溶体置换固溶体是指溶质原子位于溶剂晶格的某些格点位置上所形成的固溶体，犹
如这些结点上的溶剂原子被溶质原子所置换一样，
所以叫置换固溶体。如图1-2a所示。
金属元素彼此之间一般都能形成置换固溶体。
但由于固溶度的大小往往相差很大，所以有的溶质
组元在固溶体中的浓度（固溶度）有一定的限制，
这种固溶体就叫有限固溶体。有的溶质却能以任意
比例溶人溶剂，其溶解度可达100％，这种固溶体
称无限固溶体。
2．间隙固溶体一些原子半径很小的溶质原子图1 -2 置换固溶体(a)和间隙固溶体(b)
溶入溶剂中时，不是占据溶剂晶格的正常结点位置，而是填入到溶剂晶格的间隙中，形成间隙固溶体，其结构如图1-2b所示。形成间隙固溶体的溶质元素，都是属于半径小于0.lnm的非金属元素，如H、O、 N、C、B等，而溶剂元素都是过渡族元素。
溶质原子溶人溶剂后，将使溶剂的晶格常数改变，并使晶格发生畸变。溶入的溶质原子越多，溶剂晶格畸变也越大。当溶质原子较小时，溶剂晶格畸变也较小。由于溶剂晶格中的间隙是有一定限度的，所以间隙固溶体都是有限固溶体。
（二）金属化合物
合金中的另一类相是金属化合物，它是合金组元间发生相互作用而形成的一种新相，又叫中间相。其晶格类型和性能均不同于任何一组元，一般可以用分子式大致表示其组成。因为在这些化合物具有一定的金属性质，所以称为金属化合物。Fe3C(碳钢中的)、CuZn(黄铜中的)、CuAl2（铝合金中的）等都是金属化合物。
金属化合物的类型很多，主要有正常价化合物、电子化合物和间隙化合物。

三、金属的同素异构转变
金属在温度、压力等改变时，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程，称为同素异构转变。如铁在不同温度下具有α-Fe(体心立方)、γ-Fe(面心立方)、δ-Fe(体心立方)晶体结构。由同素异构转变所得到的不同晶体结构的晶体称为同素异构体。

第二节纯金属及合金的结晶
一、纯金属的结晶
金属由液态转变为固态的过程称为凝固。凝固后的固态金属一般都是晶体，所以，又将这一过程称为结晶。液相向固相的转变是一个十分复杂的相变过程。结晶后所形成的组织，如晶粒形状、大小和分布等，将大大地影响到金属的加工性能和使用性能，因此，结晶也是一个十分重要的过程。
金属在结晶之前，温度连续下降，当液态金属冷却至熔点Tm（理论结晶温度）时，并不开始结晶，而是需要继续冷却到Tm以下某一温度Tn，液态金属才开始结晶。金属的实际结晶温度Tn与理论结晶温度Tm之差称为过冷度，用△T表示，△T=Tm-Tn。过冷度越大，则实际结晶温度越低。
金属结晶时从液相转变为固相是放热反应过程，放出热量。而从固相变为液相则为吸热反应过程，吸收热量。前者称为结晶潜热，后者称为熔化潜热。当液态金属冷却到Tn时，由于结晶潜热的释放，补偿了散失到周围环境的热量，所以在冷却曲线上会出现平台，平台延续的时间就是结晶过程所用的时间。结晶过程结束，结晶潜热释放完毕，冷却曲线便又继续下降。
（一）纯金属的结晶过程
研究发现，结晶过程是由形核与长大两个过程所组成。结晶时首先在液体中形成具有某一尺寸（临界尺寸）的晶核，然后这些晶核不断凝聚液体中的原子而长大。形核过程和长大过程紧密联系但又有所区别。
当液态金属过冷至实际结晶温度时，晶核并未立即出生，而是经过一定时间后才开始出现第一批晶核。结晶开始前的这一停留时间称为孕育期。随着时间的推移，已形成的晶核不断长大，与此同时，液态金属中又产生第二批晶核。依次类推，原有的晶核不断长大，同时又不断生出新的晶核。液态金属中不断形核，不断长大，液态金属也就越来越少，直到各个晶体相互接触，液态金属消耗完毕，结晶过程也就结束。由一个晶核长成的晶体就是一个晶粒。由于各个晶核是随机形成的，其位向各不相同，所以晶粒的位向也不相同，这样就形成一块多晶体金属。如果在结晶过程中，只有一个晶核形成并长大，那么就形成一块单晶体金属。
（二）晶核的形成
在过冷液体中形成固态晶核有两种方法，一种叫均匀形核，又称均质形核或自发形核。另一种是非均匀形核，又叫异质形核或非自发形核。当液相中各个区域出现新相晶核的几率相同，晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质粒子或外来表面的影响，这种形核叫均匀形核。若新相优先在母相某些区域中存在的异质处形核，即依附于液相中的杂质或外来表面形核，则称为非均匀形核。实际金属多是以非均匀形核方式进行结晶的。
晶体熔化后的液态结构是长程无序的，但在短程范围内却存在着不稳定的接近于有序的原子集团，它们此消彼长，出现结构起伏或叫相起伏。当温度降到结晶温度时，这些原子集团就可能成为均匀形核的“胚芽”，称为晶胚；其原子呈晶态的规则排列，这就是晶核。
（三）晶体的长大
每一个单个晶粒的稳定晶核出现后，晶体马上进行长大。晶体的长大从宏观上看，是晶体的界面向液相逐步推进的过程。但从微观上看，则是依靠原子逐个由液相中扩散到晶体表面上，并按晶体点阵规律的要求，逐个占据适当的位置而与晶体稳定、牢靠地结合起来的过程。由于固-液界面的微观结构不同，因此，其接纳液相中迁移过来的原子能力也不同。
（四）晶体缺陷
实际金属的原子排列不可能像理想晶体那样规则和完整，它们总是不可避免地存在一些原子偏离规则排列的不完整性区域，这就是晶体缺陷。一般说来，这些偏离规则的原子数目是很少的，从整体上看，金属的结构还是接近完整的。但尽管如此，这些缺陷对晶体的强度和韧性、原子的扩散及其他对微观结构敏感的性能还是有重要影响的。
根据晶体缺陷的几何形态特征，把缺陷分成三种：
点缺陷：如空位、间隙原子和置换原子，这些缺陷在三个方向上的尺寸都很小，相当于原子尺寸。
线缺陷：如位错，这类缺陷在两个方向的尺寸很小，另一个方向上的尺寸相对很大。
面缺陷：如晶界、亚晶界，此类缺陷的特点是在一个方向上的尺寸很小，另两个方向上的尺寸相对很大。
1．点缺陷点缺陷如图l-13所示，主要有下列几种：
（l）空位原子由于振动脱离原来平衡位置而迁移到别处，
在原来位置上出现的空结点，叫空位。由于空位的存在，使周
围的原子偏离了原来的平衡位置，就在空位周围出现一个或几
个原子间距范围的弹性畸变区，称为晶格畸变。
(2) 间隙原子处于晶格间隙中的原子叫间隙原子。间隙
原子可能是同类原子，也可以是异类原子。异类原子一般都是图1-3 晶体中的点缺陷
那些原子半径很小的原子，如钢中的氮、氢、碳、硼等；间隙 1、6-置换原子； 2、4、5-空位
原子往往使晶格产生畸变。 3-间隔原子
（3）置换原子占据在基体原子平衡位置上的异类原子称为置换原子。由于置换原子大小不可能与基体原子完全相同，因此，置换原子也会引起晶格畸变。
2。线缺陷晶体中的线缺陷就是各种类型的位错。位错是指在晶体中某处有一列或几列原子发生了有规律的错排现象，致使长度达几百至儿万个原子间距，宽约几个原子间距范围内的原子离开了平衡位置而发生有规律的错动。位错主要有刃型位错和螺型位错。
3．面缺陷晶体的面缺陷包括晶体的外表面（表面或自由界面）和内界面两类，其中内界面包括晶界、亚晶界、孪晶界、堆垛层错和相界等。
(1) 晶界晶体结构相同但位向不同的晶粒之间的界面称为晶粒界面，简称晶界。
(2) 亚晶界实际上在每个晶粒内的原子排列并不是十分整齐的，在晶粒内部可以观察到小晶块，它们彼此之间有不大的位向差，这些晶块之间的内界面就称为亚晶粒间界，简称亚晶界。
（3）相界具有不同晶体结构的两相之间的分界面称为相界。

二、合金的凝固
（一）相图
相图是表示合金系中的合金状态与温度、成分之间关系的一种图解。通过相图可以了解各种成分的合金在不同温度下存在哪些相，各相的成分及其相对含量。二元相图是最简单的相图，对二元系合金来说，通常用横坐标表示成分，纵坐标表示温度。建立相图的方法有实验测定法和理论计算法两种，目前用的相图大部分都是根据实验方法建立起来的。
合金在结晶过程中，各个相的成分以及它们的相对含量都是在不断变化的，为了了解相的成分及其相对含量，就需要应用杠杆定律。
如图1-5所示，在Cu-Ni合金相图中，液相线AaB是表示液相的成分随温度变化的平衡曲线，固相线AbB是表示固相成分随温度变化的平衡曲线。合金Ⅰ在温度t1时处于两相平衡状态，如要确定液相L和固相α的成分，可通过温度t1作一水平线arb,分别与液相和固相线交于a和b。a和b两点在成分坐标上的投影C1和Cα分别表示液、固两相的成分。
设t1温度时，液、固两相的相对质量为ωL和ωα，则可通过下
式求出两相的相对含量，分别为：
ωL=(rb/ab)•100
ωα=(ar/ab)•100％这就是杠杆定律。
图1-4 杠杆定律应用图解
（二）固溶体合金的结晶过程
1．匀晶转变两组元在液态时无限互溶，固态时也无限互溶的二元合金相图叫匀晶相图，Cu–Ni二元合金相图就是匀晶相图，如图1-6所示。这种相图只有两根曲线，上面一条是液相线，下面一条是
固相线，两条线把相图分成三个区：液相区L，固相区α及液、固两相共存区L+α。结晶时，这类合金都是从液相结晶出单相的固溶体，这种结晶过程称匀晶转变。
从图1-5可以看出，当合金Ⅰ自高温缓慢冷却至t1时，开始从液相中结晶出α固溶体。当温度继续冷却到t2时就有一定数量的α固溶体结晶出来，一直冷却到t3 时，最后一滴液体结晶成固溶体，结晶终了，便得到与原合金成分相同的α固溶体。
2．共晶转变当两组元在液态时无限互溶，固态时有限
互溶，发生共晶转变．并形成共晶组织，这种二元系相图叫二元共晶相图。图1-6即为Pb-Sn共晶相图。图中AE、EB为液
相线，AMNB为固相线，MF为Sn在Pb中的溶解度曲线，图1-6 Cu-Ni匀晶相图及典型合金
NG为Pb在Sn中的溶解度曲线。相图中有三个单相区，即液平衡结晶过程
相L、固溶体α相和β相，其中α相为Sn溶解于Pb中的固溶体，而β相是Pb溶解于Sn中的固溶体。各个单相区之间有三个两相区，即L+α，L+β和α+β。图中水平线MEN表示L十α+β三相共存区。在这一水平线所对应的温度下，成分相当于E点的液相（LE）同时结晶出与M点对应的αM和与N点对应βN的两个固相，形成两个固相的混合物，这种转变的反应式为：
图1-6 pb-Sn共晶相图 LE〈═〉αM+βN。
相图中的MEN水平线称为共晶线，E点叫共晶点，E点所对应的温度叫共晶温度，化学成分对应于共晶点的合金就叫共晶合金。而成分位于共晶点左边或右边的合金则分别称为亚共晶和过共晶合金。
(1)共晶合金的结晶过程当共晶合金(合金Ⅱ)冷却到温度tE时，发生共晶转变 LE〈═〉αM+βN ，这个转变一直在共晶温度tE下进行，直到液相完全消失为止。这时得到的组织为α和β两个相的混合物，这种混合物称共晶组织。α相和β相的含量可用杠杆定律求出：
α相含量：ωα=(EN/MN)•100。 β相含量：ωβ=(ME/MN)•100
继续冷却，共晶组织中的α相和β相都要发生成分变化，α相成分沿着MF线变化，β相成分沿NG线变化。由于溶解度变化，α相和β相分别析出次生相αⅡ和βⅡ，直到冷却至室温为止。因为这些次生相常与共晶组织中的同类相混在一起，所以在显微镜下难以分辨。
(2)亚共晶合金的结晶过程当亚共晶合金（如合金Ⅰ）冷却到1时，液相便开始结晶出α固溶体。在1~2点温度范围内，随着温度的缓慢下降，α固溶体的数量不断增加，其成分沿AM线变化，而液相数量不断减少，其成分沿AE线变化，这一阶段的转变属匀晶转变。
当温度降至2时，α相的成分达到M点，而剩余液相的成分达到E点。在温度tE，成分为E点的液相便发生共晶转变：LE〈═〉αM+βN。这一转变一直进行到剩余液相全部形成共晶组织为止。继续冷却，从α相和β相中分别析出次生相αⅡ和βⅡ。，直到室温。
(3)过共晶合金的结晶过共晶合金(如合金Ⅲ)的结晶过程与亚共晶合金相似，所不同的是它先结晶的相不是α相而是β相。
3．包晶转变两组元在液态时相互之间能无限互溶，在固态有限互溶并发生包晶转变的二元合金
系相图叫包晶相图。图1-7即为Pt-Ag合金包晶相图。所有成分在P与C之间范围内的合金在包晶转变温度下都会发生三相平衡的包晶反应，即一定成分的固相与一定成分的液相作用，形成另一个一定成分的固相的转变过程，反应式为：Lc+αP〈═〉βD。相图
中的D点称为包晶点，所对应的温度(tD)称为包晶温度，
PDC线称包晶线。

三、铸锭的组织与缺陷
在工业生产中，液态金属往往是在铸锭模或铸型中
冷却凝固的，前者得到的物件叫铸锭，后者得到的叫铸件。
(一) 铸锭三晶区的形成图1-7 Pt-Ag包晶相图
铸锭的宏观组织通常由三个晶区所组成，即外表层的细晶区、中间的柱状晶区和心部的等轴晶区，其示意图如1-8所示。
1．外层细晶区当液态金属倒人铸锭模后，金属首先从模壁处开始结晶，这是因为温度低的模壁有强烈的吸热和散热作用，使靠近模壁的一层薄膜液体产生极大的过冷，加上模壁可作非均匀形核的基底，因此，在此一薄层液体中立即产生大量的晶核，并同时向各个方向生长。由于晶核数量多，致使临近的晶核很快彼此相遇，它们不能继续生长，这样便在靠近模壁处形成了一层很细的等轴晶区。
细晶区的晶粒细小、致密，有很好的力学性能。
2．柱状晶区柱状晶区的晶粒粗大并且垂直于模壁。在表层细晶区形成的同时，一方面模壁的温度由于被液态金属加热而迅速升高，另一方面由于金属凝固后收缩，使细晶区和模壁脱开，形成一空气层，使液体金属的散热变得困难。另外，细晶区形成时释放出大量的结晶
潜热，也使模壁温度升高。模壁温度升高导致液体金属冷却减慢，温度梯
度变小、，此时，结晶主要靠细晶区近液相处的某些小晶粒的长大。同时，
由于垂直于模壁方向散热最快，晶体便沿其反向择优生长成柱状晶，便形
成柱状晶区。柱状晶区中晶粒之间的界面较平直，气泡、缩孔很小，组织
比较致密。
在两组柱状晶相遇处会形成柱状晶界，此处杂质、气泡、缩孔较富集，
所以是铸锭的薄弱结合面。压力加工时，易沿这些地方产生裂纹或开裂。
此外，由于柱状晶的性能有方向性，对加工性能会有影响。
4．中心等轴晶区随看柱状晶的发展，冷却速度也逐渐减慢，温度
梯度趋于平缓，柱状晶的长大速度也就越来越小。在柱状晶的晶枝生长区图1-8 铸锭的三晶区
(即固、液两相共存区)的溶质浓度增高，熔点下降，结晶潜热的散发变得 1-细晶区； 2-柱状晶区
困难，使各晶枝变得细长、瘦弱，而且根部逐渐萎缩，甚至发生局部由于 3-等轴晶区
重熔而自动脱落的现象。但是由于在柱状晶结晶长大过程中，铸锭中部的液体中就已经存在着大量的可作为晶核的碎枝残片，会促使中部迅速形核和长大。此外，悬浮在这里的杂质质点，也可能成为新的结晶核心。所以，在柱状晶长大到一定程度后，铸锭中部也开始形核长大。由于中部液体的温度大致是均匀的，所以每个晶粒在各个方向长大速度接近一致，因而形成等轴晶。当它们长大到与柱状晶相遇时，全部液体也凝固完毕，最后形成中心等轴晶区。
由于等轴晶区的各个晶粒在长大时彼此交叉，枝权间的搭接牢固，裂纹不易扩展，不存在明显的弱脆界面。各晶粒取向不同，其性能无方向性。但由于等轴晶的树枝状晶体比较发达，分枝较多，因而组织不致密，显微缩孔较多。由于显微缩孔一般均未氧化，因而在热加工时可以焊合，故对性能影响不大。
（二）铸锭缺陷
铸锭中存在的缺陷主要有缩孔、气孔和偏析等。
1．缩孔缩孔是一种重要的铸造缺陷，对性能影响很大，但它的出现又是不可避免的。多数金属液态密度比固态时小，因此，结晶时发生体积收缩。金属收缩后，原来填满铸型的液态金属，凝固后就不能再填满了。如果没有液态金属连续补充的话，就会出现收缩孔洞，叫缩孔。缩孔可分为集中缩孔和分散缩孔（疏松）两类。
2．气孔在液态金属中总会或多或少地溶有一些气体，而气体在液态中的溶解度要比在固态中大得多。所以，当液体凝固时，其中所溶解的气体将逐渐富集于结晶前沿的液体中，最后在固相和液相界面上形成气泡，或称气孔。气泡也可能由于液体金属中的某些化学反应所产生的气体所造成。
3．偏析偏析就是钢锭中的化学成份和非金属夹杂物的不均匀现象。铸锭中的偏析包括金属组元的偏析和各种杂质的偏析。根据偏析的范围，可分成区域（宏观）偏析、晶内偏析和晶间偏析。
(1) 区域偏析是指铸锭宏观范围内的一部分与另一部分之间化学成分不均匀现象。
　钢锭浇铸时，由于凝固不是在铸锭的整个截面上同时进行，同模壁接触的外层先开始结晶，心部后结晶，导致先结晶的外层晶体富含高熔点组元，后结晶的心部晶体富集低熔点组元和非金属杂质，使整个钢锭的截面成份不均匀，这种偏析叫做区域偏析。
（2）显微偏析是指发生在一个或几个晶粒范围内的化学成分不均匀现象。
固溶体在结晶过程中，由于固相和液相成份在不断地改变，在同一个晶体内先凝固的部分与后凝固的部分成份将会不同，先凝固的枝晶主干部分富含高熔点组元，而后凝固的分枝及枝间部分则富含低熔点组元。这种在同一晶粒范围内的成份不均匀现象称为晶内偏析。同样先凝固的晶体与后凝固的晶体成份也会不同，先凝固的晶体富含高熔点组元，而后凝固的晶体则富含低熔点组元。这种晶体间的成份不均匀现象称为晶间偏析。
对于高速钢、Cr12型钢等莱氏体钢，铸锭中含有大量的共晶碳化物。市售的钢材多半是电炉冶炼，浇锭成形，开坏轧制成材的。而电炉冶炼再经电渣重熔的小铸锭，不经开坯轧制，直接锻造成形、退火后供应市场的模坯也日益增多。这种材料的组织中都含有大量的共晶碳化物(照片1-9)，直接用于机械加工和最终热处理后服役的模具，在热处理淬火时常发生淬火开裂，在模具使用时也常常发生早期脆裂。真空冶炼的Cr12钢液，适当降低浇注温度和铸模温度，加大冷却速度，铸锭也可以获得较细密的铸态组织(照片1-10)。

照片1-10 电炉冶炼再经电渣重熔铸锭组织照片1-11 控制浇铸工艺的真空冶炼铸锭组织

第三节 Fe-C（Fe-Fe3C）相图
一、Fe-C（Fe-Fe3C）相图分析
（一）相图中的点、线、区的意义
由于碳在铁中的含量超过溶解度后剩余的碳可以有两种形式存在，即以渗碳体Fe3C和石墨碳的形式存在，因此，Fe-C合金有两种相图，即Fe-C和Fe-Fe3C相图。在通常情况下，铁碳合金是按Fe-Fe3C系进行转变的。图1-11即为Fe-Fe3C相图。图中各特性点的温度、碳含量及意义见表1-1。应该注意，其特性点的符号是国际通用的，不能随便变换。
相图中的ABCD为液相线，AHJECF是固相线，
相图中有五个单相区，它们是：
ABCD以上—液相区（用符号L表示）
AHNA—δ固溶体区（用符号δ表示）
NJESGN—奥氏体区（用符号γ表示）
GPQG—铁素体区（用α或F表示）
DFKZ渗碳体区（用Fe3C或Cm表示）
相图中有七个两相区，它们是：L+δ、L+γ、
L+ Fe3C、δ+γ、γ+α、γ+Fe3C、α+Fe3C。
Fe-Fe3C相图上有三条水平线，即HJB-包晶转变线，ECF-共晶转变线，PSK-共析转变线。此外，相图上还有两条磁性转变线：MO线（770℃）图1-11 Fe-Fe3C相图
为铁素体的磁性转变线，230℃虚线为渗碳体的磁性转变线。
表1-1 铁碳合金相图中的主要特性点
符
号温度
(℃) ωc
() 说明符
号温度
(℃) ωc
() 说明
A
C
D
E

G 1538
1148
1227
1148

912 0
4.30
6.69
2.11

0 纯铁的熔点
共晶点
渗碳体的熔点
碳在γ-Fe中的最大溶解度
α-Fe〈═〉γ-Fe转变温度 J
K
M
P

S 1495
727
770
727

727 0.17
6.69
0
0.0218

0.77 包晶点
渗碳体的成分
纯铁的磁性转变点
碳在α-Fe中的最大溶解度
共析点

（二）相图分析
1．包晶转变（水平线HJB）
在1495℃恒温下，含碳量的质量分数为0.53％的液相与含碳量的质量分数为0.09的δ铁素体发生包晶反应，形成含碳量的质量分数为0.17％的奥氏体，其反应式为：
LB+δH〈═〉γJ
进行包晶反应时，奥氏体沿δ相与液相的界面成核，并向δ相和液相两个方向长大，包晶反应终了时，δ相和液相同时耗尽变成单一的奥氏体相。
此类转变仅发生在含碳量的质量分数为0.09％~0.53％的铁碳合金中。
2．共晶转变（水平线ECF）
共晶转变发生在1148℃的恒温中，由含碳量的质量分数为4.3％的液相转变为含碳的质量分数2.11％的奥氏体和渗碳体（含碳量为ωc=6. 69％）所组成的混合物，称为莱氏体，用Ld表示。其反应式为：
Lc〈═〉γE +Fe3C
在莱氏体中，渗碳体是连续分布的相，而奥氏体则呈颗粒状分布在其上，由于渗碳体很脆，所以莱氏体的塑性是很差的，无实用价值。
凡含碳在2.11％~6.69％的铁碳合金都发生这个转变。，
3．共析转变（水平线PSK）
共析转变发生在727℃恒温下，是由含碳的质量分数为0.77％的奥氏体转变成含碳0.0218％的铁素体和渗碳体所组成的混合物，称为珠光体，用符号P表示。其反应式为：
γs〈═〉αP+Fe3C
珠光体组织是片层状的，其中的铁素体体积大约是渗碳体的8倍，所以在金相显微镜下，较厚的片是铁素体，较薄的片是渗碳体。
所有含碳量超过ωc=0.02％的铁碳合金都发生这个转变。共析转变温度常标为A1温度。
此外，Fe-Fe3C相图中还有三条重要的固态转变线，它们是：
(1) GS线奥氏体中开始析出铁素体或铁素体全部溶人奥氏体的转变线，常称此温度为A3温度。
(2) ES线碳在奥氏体中的溶解度线，此温度常称为Acm温度。低于此温度时，奥氏体中仍将析出Fe3C，把它称为二次Fe3C，记作Fe3CⅡ，以区别从液体中经CD线直接析出的一次渗碳体（Fe3C I）。
(3) PQ线。碳在铁素体中的溶解度线，在727℃时，碳的质量分数在铁素体中的最大溶解度仅为0.0218％，随着温度的降低，铁素体中的溶碳量是逐渐减少的，在300℃以下，溶碳量少于0.001％。因此，铁素体从727℃冷却下来，也会析出渗碳体，称为三次渗碳体，记作Fe3C Ⅲ。

二、铁碳合金的平衡结晶过程及组织
通常按有无共晶转变来区分碳钢和铸铁，即含碳量的质量分数低于2.11％的为碳钢，大于2.11％的为铸铁。含碳量质量分数小于0.0218％的为工业纯铁。按Fe- Fe3C系结晶的铸铁，碳以Fe3C形式存在，断口为白亮色，称为白口铸铁。
根据组织特征，可将铁碳合金按含碳量划分为七种类型：
(1) 工业纯铁。含碳量低于0.0218％；
(2) 共析钢含碳量为0.77；
(3) 亚共析钢含碳量0.021％~0.77％；
(4) 过共析钢含碳量0.77~2.11％；
(5) 共晶白口铁含碳量4.30％；‘
(6) 亚共晶白口铁含碳量2.11~4.30％；
(7) 过共晶白口铁含碳量4.30~6.69％。
现选几种典型的合金来分析其平衡结晶过程
和组织。所选取的合金成分在相图上的位置见图1-12。图1-12 铁碳合金冷却时的组织转变过程
（一）工业纯铁
含碳量的质量分数为0.01的合金在相图中的位置见图1-12①，结晶过程如下：合金溶液在1~2温度区内按匀晶转变结晶出δ固溶体。δ固溶体冷却至3时，开始发生同素异构转变δ→γ。一直到4结束，合金全部呈单相奥氏体。继续冷却至5～6间又发生同素异构转变γ→α，全部变成铁素体。冷却到7时，碳在铁素体中溶解度达到饱和。在7以下将从铁素体中析出三次渗碳体。工业纯铁的室温组织见图1-14。
（二）共析钢（含碳的质量分数为0.77的合金）
此合金在相图中的位置见图1-12②，结晶过程如图1-13所示。在1~2间，合金按匀晶转变结晶出

图1-13 共析钢的结晶过程示意图
奥氏体，在2凝固完成，全部转变为奥氏体。冷却到3(727℃)时，在恒温下发生共析转变γ0.77 →α0.0218 +Fe3 C, 转变产物为珠光体，其金相照片如图1-15所示。珠光体中的渗碳体称为共析渗碳体。在随后的冷却过程中，从珠光体中的铁素体相中析出三次渗碳体。在缓冷条件下，三次渗碳体在铁素体与渗碳体的相界面上形成，与共析渗碳体连结在一起，在显微镜下难以分辨。因其数量很少，所以对珠光体的组织和性能没有明显影响。

图1-14 工业纯铁的室温组织（400 X）图1-15 共析钢的室温组织（500 X）
(三) 亚共析钢（含碳的质量分数为0.40的合金）
此合金在相图中的位置见图1-12③，结晶过程如图1-16所示。在1~2间，合金按匀晶转变析出δ固溶体。冷却至2时发生包晶转变形成奥氏体，在2~3之间剩余液相凝固完成，全部转变为含碳0.40的奥氏体。单相奥氏体冷却到4时，在晶界上开始析出先共析铁素体，随着温度下降，铁素体量增加，奥氏体的含碳量沿GS线变化。当温度达到5(727℃)时，剩余奥氏体的含碳量达到0.77％，发生共析转变，变成珠光体。在5以下，先共析铁素体和珠光体中的铁素体都将析出三次渗碳体，但其数量很少，可忽略不计。因此，该钢在室温下的组织由先共析铁素体和珠光体所组成，见图1-17。

图1-16 碳的质量分数为0.40％的碳钢结晶过程示意图
亚共析钢中含碳量越高，则组织中的珠光体含量越多。利用杠杆定律可以分别计算出钢组织中组成物--先共析铁素体和珠光体含量，如含碳的质量分数为0.40％合金的先共析铁素体和珠光体比例如下：
ωα = (0.77一0.40)/(0.77一0.0218)×100 = 49.5
或 ωp= (0.40一0.00218)/(0.77一0.0218)×100 = 50.5
同样，也可以算出相组成物的含量：
ωα = (6.69一0.40)/(6.69一0.0218)×100 a = 94.3
或 ωFe3C= (0.40一0.00218)/(6.69一0.0218)×100 a= 5.7
还可以近似地根据亚共析钢的平衡组织来估计它的含碳量：含碳量≈P×0.8％，其中P为珠光体在显微组织中所占面积的百分数，0.8是珠光体含碳量的质量分数为0.77的近似值。
（四）过共析钢（含碳的质量分数为1. 2％的合金）
此合金在相图中的位置见图1-12④，结晶过程示意图如图1-19。合金在1~-2按匀晶转变为单相奥氏体后，冷却到3，开始从奥氏体中析出二次渗碳体，直到4为止。这种先共析的渗碳体多沿奥氏体晶界呈网状分布，数量较多时，还在晶内呈针状分布。当温度到达4（7270C）时，奥氏体的含碳量降为0. 77％，因而在恒温下发生共析转变。最后得到的组织是网状二次渗碳体和珠光体。见图1-18。

图1-17 亚共析钢的室温组织（400 X）图1-18 过共析钢缓冷后的组织（400 X）

图1-19 含碳的质量分数为1.2％的过共析钢结晶过程示意图

第二章钢的热处理基础

所谓钢的热处理就是将钢工件在一定的介质中，以预定的速度加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方法冷却到室温的一种热加工工艺。常用的热处理形式分成三类，即基本热处理、化学热处理和形变热处理。本章内容主要是介绍基本热处理和化学热处理的基本知识。
所谓基本热处理主要是指以热作用为主要过程的热处理，即只有热作用对钢的内部组织、结构和性能起决定性的影响，材料的化学成分、形状和尺寸在热处理前后并不发生大的改变。
钢之所以能进行热处理，是因为钢在固态下具有相变，根据Fe-Fe3C相图，共析钢在加热和冷却过程中经过A1(PSK)线时，发生珠光体与奥氏体之间的相互转变。而亚共析钢经过A3(GS)线时，发生铁素体与奥氏体之间的相互转变，过共析钢经过Acm(ES)线时，发生Fe3C与奥氏体之间的相互转变。A1、A3、Acm称为钢加热或冷却过程中组织转变的临界温度。Ac1、Ac3、Accm为钢加热时的实际转变温度，Ar1、Ar3、Arcm为钢冷却时的实际转变温度。
A1、A3、Acm是钢组织平衡转变的理论临界温度，而实际上钢进行热处理时，组织转变并不发生在理论临界温度上，大多都有一定的滞后现象，把实际转变温度与理论临界温度之差称为过冷度(冷却时)或过热度(加热时)，过冷度或过热度都随冷却速度或加热速度的增大而增大。

第一节钢在加热时的组织转变
一、奥氏体的形成过程
由Fe-Fe3C相图可知，温度在A1以下钢的平衡组织为铁素体和渗碳体，当温度超过A1(共析钢)、A3（亚共析钢）或Acm（过共析钢）以上，钢的组织为单相奥氏体组织。
单一奥氏体是如何形成的？实验证明，奥氏体的形成也是由形核和长大两个步骤所组成。现以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。图2-1为共析钢的奥氏体形成过程示意图。

(a)奥氏体形核 (b)奥氏体长大 (c)剩余Fe3C溶解 (d)奥氏体均匀化
图2-1 共析钢的奥氏体形成过程示意图
假设共析钢的原始组织是片状珠光体，当加热到Ac1温度以上并保温一定时间后，由于珠光体中铁素体和Fe3C相界面上碳浓度分布不均匀，位错密度较高，原子排列不规则，处于能量较高状态，容易获得奥氏体形核所需的浓度起伏、结构起伏和能量起伏。所以奥氏体晶核优先在相界面上形成。当然，珠光体群边界也可能成为奥氏体的形核部位。
奥氏体形核后便开始长大。奥氏体晶核形成以后，它的一侧与铁素体相邻，而另一侧与Fe3 C相邻。假设它们的界面是平直的，则根据Fe-Fe3C相图可知，奥氏体中的碳浓度是不均匀的。与Fe3 C相邻界面的碳浓度高于奥氏体与铁素体相邻界面的碳浓度。因此，碳在奥氏体中的分布出现梯度，并引起碳在奥氏体中不断地从高浓度处向低浓度处扩散，从而破坏了相界面的平衡。为了恢复平衡Fe3C就不断地溶人奥氏体，以保持它们之间的相界面的碳浓度。与此同时，在另一侧界面上，由于奥氏体的碳原子向铁素体中不断扩散，致使铁素体不断转变为奥氏体。这样奥氏体的两个界面就不断地向铁素体和Fe3C方向移动，奥氏体便长大。
在铁素体内，由于它与Fe3C和奥氏体接触的两个界面之间也存在碳浓度差，因此，碳在铁素体内也进行着扩散，结果加速铁素体向奥氏体的转变，使奥氏体长大。
当铁素体全部转变成奥氏体时，便可认为奥氏体的长大过程已经完毕。但此时仍有部分Fe3C尚未溶解，剩余在奥氏体中。但随着保温时间延长或温度升高，剩余Fe3C通过碳的扩散会不断地溶入奥氏体中，使奥氏体的含碳量逐渐接近共析成分。一旦Fe3C全部溶解，这一过程便结束。但此时奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的，因此，在保温或升温过程中，通过碳原子的扩散，奥氏休中碳浓度逐渐趋于均匀，最后达到均匀的单相奥氏体。至此，奥氏体的形成过程全部结束。
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，但只有当前者的加热温度超过A3，后者的加热温度超过Acm并保温足够时间，才能获得均匀单相的奥氏体。

二、影响奥氏体形成的因素
由于奥氏体形成是通过形核和长大两个过程进行的，整个过程都受原子扩散控制，因此，一切影响形核和长大的因素都会影响奥氏体的形成速度。影响因素主要有加热温度、原始组织和化学成分。
（一）加热温度加热温度越高，原子扩散能力越强，转变孕育期越短，奥氏体形成就越快。
（二）原始组织在化学成分相同的情况下，钢的原始组织越细，奥氏体的形成速度就越快。
（三）化学成分
1. 含碳量钢中含碳越高，奥氏体的形成速度越快；
2. 合金元素合金元素不改变奥氏体化的过程，但影响奥氏体的形成速度。
碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V、Ti等）会减慢奥氏体的形成速度，非碳化物形成元素（如
Co、 Ni）会加速奥氏体的形成过程。
由于合金元素会改变钢的临界点，从而改变奥氏体与珠光体的自由能差，因此也会影响奥氏体的形成速度。降低A1点的元素如Ni、Mn、Cu等，会增加奥氏体形成速度，而提高A1点的元素如Cr、Mo、 W、V、Si等，将减慢奥氏体形成速度。

三、奥氏体晶粒的长大
（一）奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小是评定钢加热时质量的重要标准之一，对钢的冷却转变产物的组织和性能都有十分重要的影响。
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示（通常晶粒度分成8级）。目前，世界上通用的方法是用与标准金相图片相比较来确定晶粒度的级别。具体做法可参阅YB/T 5148-1993《金属平均晶粒度测定方法》。通常认为晶粒度1~4级为粗晶粒，5~8级为细晶粒。
1. 起始晶粒度奥氏体转变刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的奥氏体晶粒大小称为奥氏体的起始晶粒度。一般起始晶粒度总是十分细小、均匀的。
2. 实际晶粒度钢在某一具体的热处理或热加工条件下获得的奥氏体实际晶粒的大小称为奥氏体的实际晶粒度。它取决于具体的加热温度和保温时间。实际晶粒度总比起始晶粒度大，实际晶粒度对钢热处理后获得的性能有直接的影响。
3. 本质晶粒度本质晶粒度是表示钢在一定的条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。凡随着奥氏体化温度升高，奥氏体晶粒迅速长大的称为本质粗晶粒钢。相反，随着奥氏体化温度升高，在930℃以下时，奥氏体晶粒长大速度缓慢的称为本质细晶粒钢。超过930℃，本质细晶粒钢的奥氏体晶粒也可能迅速长大，有时，其晶粒尺寸甚至会超过本质粗晶粒钢。
钢的本质晶粒度与钢的脱氧方法和化学成分有关，一般用Al脱氧的钢为本质细晶粒钢，用Mn、Si脱氧的钢为本质粗晶粒钢。含有碳化物形成元素如Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等元素的钢也属本质细晶粒钢。
（二）影响奥氏体晶粒长大的因素
1. 加热温度和保温时间加热温度升高，原子扩散速度呈指数关系增大，奥氏体晶粒急剧长大。保温时间延长，奥氏体晶粒长大。
2. 加热速度的影响加热速度越大，奥氏体转变时的过热度也越大，奥氏体的实际形成温度也越高，起始晶粒度则越细。
3. 含碳量的影响在一定含碳量范围内，随着碳含量的增加，奥氏体晶粒长大倾向增大，但当含碳量超过某一限度时，奥氏体晶粒反而变得细小。
4. 合金元素的影响当钢中含有能形成难熔化合物的合金元素，如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等时，会强烈阻止奥氏体晶粒长大，并使奥氏体粗化温度升高。但不形成化合物的合金元素，如Si、Ni、Cu则影响不大。Mn、P、S、N等元素溶入奥氏体后，削弱γ-Fe原子间的结合力，加速铁原子的自扩散，所以，会促进奥氏体晶粒长大。

四、钢的加热缺陷
1、过热：加热温度过高或在高温下保温时间过长，引起奥氏体晶粒粗化称为过热。粗大的奥氏体晶粒导致钢的强韧性降低，增大淬火时的畸变开裂倾向。
2、过烧：加热温度过高，引起奥氏体晶粒严重粗化，而且晶界出现氧化或熔化，导致晶界弱化，称为过烧。钢过烧后性能严重恶化, 无法挽救，只能报废。
3、脱碳：钢在加热时，表层的碳与介质中的氧、氢、二氧化碳及水蒸气等发生反应，降低了表层的碳浓度称为脱碳。脱碳的钢淬火后，表面硬度、疲劳强度、耐磨性降低，表面易形成网状裂纹。
4、氧化：钢在加热时，表层的铁及合金元素与介质中的氧、二氧化碳及水蒸气等发生反应形成氧化膜的现象称为氧化。
5、氢脆：高强度钢在富氢气氛中加热时出现塑性和韧性降低的现象称为氢脆。

第二节钢在冷却时的组织转变
从Fe-Fe3C相图可知，在A1温度以下，奥氏体是不稳定相，它将向珠光体和其他组织转变，这种在临界温度以下处于不稳定状态的奥氏体叫过冷奥氏体。
在热处理实际生产中，奥氏体的冷却方法有两大类，第一类是等温冷却，即将处于奥氏体状态的钢迅速冷却至临界点以下某一温度并保温一定时间，让过冷奥氏体在该温度下发生组织转变，然后再冷至室温。另一类是连续冷却，即将处于奥氏体状态的钢以一定的速度冷至室温，使奥氏体在一个温度范围内发生连续转变。

一、过冷奥氏体等温冷却转变曲线
过冷奥氏体等温冷却转变曲线形如英文字母"C"，故又称为C曲线，亦称为TTT (TimeTemperature Transformation)图，如图2-2所示。
（一）等温冷却C曲线分析
共析碳钢C曲线分析：
共析碳钢C曲线如图2-2所示。图中最上面的一根水平虚线为钢的临界点A1，下方的一根水平线Ms为马氏体转变开始温度，另一根水平线Mf为马氏体转变终了温度。A1与Ms之间有两条C曲线，左边一条为过冷奥氏体转变开始线，右边一条为过冷奥氏体转变终了线。
A1线以上是奥氏体稳定区，Ms线与Mf线之间的区域为马氏体转变区，过冷奥氏体冷却到Ms线以下时将发生马氏体转变。两条C曲线之间的区域为过冷奥氏体转变区，在该区域过冷奥氏体将向珠光体或贝氏体转变，在转变终了线右侧区域为过冷奥氏体转变产物区。
在A1温度以下，过冷奥氏体转变开始线与纵坐标之间的
水平距离称为过冷奥氏体在该温度下的孕育期。从图可见，在
不同温度下等温，其孕育期是不同的。在550℃左右共析钢的
孕育期最短，转变速度最快，此处俗称为C曲线的鼻子。过冷
奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温度
下转变完成所需要的总时间。
（二）影响C曲线的因素
下列各种因素主要影响C曲线的形状和位置：
1. 碳含量的影响与共析钢比较，亚共析钢和过共析钢的图2-2 共析钢的过冷奥氏体
C曲线都多出一条先共析相析出线，如图2-3所示。因此，在发等温转变曲线
生珠光体转变以前，亚共析钢会先析出铁素体，过共析钢则先析出渗碳体。
2. 合金元素的影响一
般情况下，除Co和Al(ωAl>2.5％)以外的所有溶人奥氏体中的合金元素，都会增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移，并使Ms点降低。其中Mo的影响最为强烈。加人微量的B可以明显地提高过冷奥氏体的稳定性。
3．奥氏体状态的影响晶图2-3 亚共析钢(a)和过共析钢<b)的过冷奥氏体等温转变曲线
粒细化有利于新相的形核和原子的扩散，有利于先共析转变和珠光体转变，但晶粒度对贝氏体转变和马氏体转变的影响不大。
奥氏体的均匀程度也会影响C曲线的位置，成分越均匀，
奥氏体的稳定性越好，奥氏体转变所需时间越长，C曲线往右移，所以，奥氏体化温度越高，保温时间越长，则奥氏体晶粒越粗大，
成分越均匀，从而增加了它的稳定性，使C曲线向右移，反之则
向左移。

二、过冷奥氏体连续冷却转变曲线
共析钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线如图2-4所示．它只
有珠光体转变区和马氏体转变区，无贝氏体转变区。珠光体转变
区由三条线构成，图中左边一条线为过冷奥氏体转变开始线，右图2-4 共析钢过冷奥氏体体连续
边一条为转变终了线，两条曲线下面的连线为过冷奥氏体转变终冷却转变曲线
止线。Ms线和临界冷却速度νc线以下为马氏体转变区。
从图可以看出，当过冷奥氏体以ν1速度冷却，当冷却曲线与珠光体转变线相交时，奥氏体便开始向珠光体转变，当与珠光体转变终了线相交时，表明奥氏体转变完毕，获得100％的珠光体。但冷却速度增大到νc时，冷却曲线不与珠光体转变线相交，而与Ms线相交，此时发生马氏体转变。冷至Mf点时转变终止，得到的组织为马氏体+未转变的残留奥氏体。冷却速度介于νc与νc’之间时，则过冷奥氏体先开始珠光体转变，但冷到转变终了线时，珠光体转变停止，继续冷却至Ms点以下，未转变的过冷奥氏体开始发生马氏体转变，最后的组织为珠光体＋马氏体。
亚共析钢和过共析钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线如图2-5所示。与共析钢相比有较大差别，对亚共析钢来说，出现了先共析铁素体区和贝氏体转变区，且Ms点右端降低，而对过共析钢，虽然也无贝氏体转变区，但它有先共析渗碳体析出区，Ms点右端则有所升高。
冷却转变曲线

(a) (b)
图2-5 亚共析钢（a）和过共析钢(b)的过冷奥氏体连续冷却转变曲线

三、钢的珠光体转变
由于珠光体转变发生在临界温度A1以下比较高的温度范围内，所以又称高温转变。
珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程，是典型的扩散
型相变。
(一) 珠光体的组织形态与力学性能
按珠光体中的渗碳体形态，可把珠光体分成片状珠光体和粒状珠光体两种。
1．片状珠光体
片状珠光体是由片层相间的铁素体和渗碳体片组成，若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成一个珠光体领域或珠光体团，在一个奥氏体晶粒内，可形成几个珠光体团，图1-16为典型的珠光体组织形态。
珠光体团中相邻的两片渗碳体（或铁素体）之间的距离称为珠光体片间距。它是用来衡量珠光体组织粗细程度的一个重要指标。珠光体片间距的大小主要与过冷度（即珠光体的形成温度）有关，而与奥氏体的晶粒度和均匀性无关。
片状珠光体的力学性能主要取决于片间距和珠光体团的直径，珠光体团的直径越小，片间距越小，则钢的强度和硬度越高，塑性显著升高。
2．粒状珠光体
片状珠光体经球化退火后，其组织变为在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织，叫粒状珠光体。粒状珠光体的力学性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态与分布状况。一般清况下，钢的成分一定时，渗碳体颗粒越细，形状越接近等轴状，分布越均匀，其强度和硬度就越高，韧性越好。
在相同成分下，粒状珠光体硬度比片状珠光体稍低，但塑性较好，并有较好的冷加工性能。
(二) 珠光体的形成过程
与一般相变相同，珠光体的形成也是由形核和长大两个过程所组成。
实验证明，珠光体形成时，领先相（即首先形成的相）可能是渗碳体，也可能是铁素体，大多在奥氏体晶界或相界面上形核。
珠光体成片形成机制认为，如果渗碳体为领先相，则是在奥氏体晶界面上形成稳定的渗碳体晶核，依靠附近的奥氏体不断供应碳原子使它逐渐长大，形成一小片渗碳体。这样就使周围奥氏体的碳浓度降低，形成贫碳区，为铁素体形核创造了条件。当贫碳区的碳浓度降到相当于铁素体的平衡浓度时，便在渗碳体两侧形成两片铁素体，铁素体形成后与渗碳体一起长大，铁素体的长大又使奥氏体变成富碳区，又促使渗碳体新的晶核形成。如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进，形成一组铁素体和渗碳体片层相间基本平行的珠光体组织。直到许多不同取向的珠光体领域相遇，奥氏体分解完毕，最后得到片状珠光体组织。

四、钢的马氏体转变
马氏体转变属于低温转变，转变产物为马氏体。钢的马氏体组织是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。马氏体具有很高的硬度和强度。由于马氏体转变是在较低温度下进行的，碳原子和铁原子均不能进行扩散。马氏体转变过程中的铁的晶格改组是通过切变方式来完成的，所以，马氏体转变是典型的非扩散型相变。
(一) 马氏体的组织形态与力学性能
1．马氏体的组织形态
马氏体的组织形态有多种多样，但最常见的为板条马氏体和片状马氏体。
（1）板条马氏体板条马氏体是中、低碳钢及马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型马氏体组织，它是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，如图2-6所示。

图2-6 板条马氏体组织形态（500×）图2-7 片状马氏体组织形态（400×）
板条马氏体的空间形态是扁条状的，每个板条为一个单晶体，它们之间一般以小角度晶界相间。板条之间往往存在薄壳（片）状的残留奥氏体。许多相互平行的板条组成一个板条束。
板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，这些位错分布不均匀，且相互缠结，形成胞状亚结构。
（2）片状马氏体片状马氏体是在中、高碳钢和Ni含量的质量分数大于29 的Fe-Ni合金中出现的马氏体。片状马氏体的空问形态呈双凸透镜状，由于与试样的磨面相截，在光学显微镜下，则呈针状或竹叶状，所以又称为针状马氏休。马氏体片之间不平行，呈一定的交角，其组织形态如图2-7所示。
在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片是贯穿整个晶粒的，但一般不穿过晶界，只将奥氏体晶粒分割。以后陆续形成的马氏体片由于受到限制而越来越小。所以片状马氏体的最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒的大小，奥氏体晶粒越粗大，马氏体片越大，反之则越细。当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体，在生产中正常淬火得到
的马氏体，一般都是隐晶马氏体。片状马氏体的显微组织示意图如图2-7所示。马氏体的周围往往存在着残余奥氏体。隐晶马氏体的显微组织示意图如图2-7所示。
片状马氏体内部的亚结构主要是孪晶，所以片状图2-8 隐晶马氏体组织形态（500×）
马氏体又称孪晶马氏体。在电子显微镜下可以观察到片状马氏体中存在大量的显微裂纹，这些显微裂纹是由于马氏体高速形成时互相撞击或与晶界撞击所造成的。马氏体片越大，显微裂纹越多，显微裂纹的存在增加了钢的脆性。
2．马氏体的力学性能
（1）马氏体的硬度与强度钢中马氏体力学性
能的显著特点是强度高和硬度高。马氏体的硬度主要取决于它的含碳量，随碳含量的增加，马氏体的硬度增大，当碳含量的质量分数达到0.60时, 淬火钢的硬度接近最大值。当碳含量进一步增加，虽然马氏体的硬度会有所增加，但由于残余奥氏体的含量也增加，会使钢的硬度有所下降。合金元素对马氏体的硬度影响不大，但可以提高它的强度。
马氏体具有高硬度和高强度，主要是以下几个因素影响所致：
(A) 固溶强化：主要是碳对马氏体的固溶强化。过饱和的碳原子间隙在Fe晶格中造成晶格畸变，形成一个强的应力场，它阻碍位错运动，从而提高了马氏体的硬度和强度。
(B）相变强化：马氏体转变时，会造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如位错或孪晶，它们会阻碍位错运动，从而使马氏体得到强化。
(C) 时效强化：马氏体形成后，因钢的Ms点大多处在室温以上，因此，在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生“自回火”，使碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散、聚集或碳化物弥散析出，钉扎位错，使位错运动受阻，从而提高马氏体的强度。
(2) 马氏体的塑性和韧性马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构，片状马氏体具有高硬度、高强度，但韧性很差, 而具有相同强度的板条马氏体的韧性要好得多，即板条马氏体不但具有高硬度、高强度，而且还具有相当高的塑性和韧性, 具有低的韧-脆转折温度，小的缺口敏感性和小的过载敏感性。
(二) 马氏体转变的特点
1．马氏体转变的热力学特点
由过冷奥氏体等温转变曲线可知，奥氏体转变为马氏体有两个条件。第一是过冷奥氏体的冷却速度必须大于临界冷却速度。以抑制其发生珠光体或贝氏体转变；第二是奥氏体必须深度过冷，以获得足够的转变驱动力，所以，只有低于Ms点以后才能发生马氏体转变, Ms点是开始发生马氏体转变的温度。
2．马氏休转变的晶体学特点
（1）无扩散性马氏体转变为低温转变，此时，铁原子和碳原子都已失去扩散能力。因此，马氏体转变是以无扩散方式进行的。
（2）切变性马氏体转变是晶格切变过程，在切变过程中完成晶格重组，由面心立方晶格变成体心立方晶格。
（3）.共格性马氏体转变时，新相和母相的点阵间保持了共格关系，即相界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。而且，整个界面是互相牵制的，这种界面叫“切变共格界面”。
（4）.严格的位向关系和惯习面由于马氏体转变时新相和母相之间始终保持着切变共格性，所以马氏体转变后的新相和母相之间存在着严格的晶体学位向关系。
（三）影响马氏体转变的因素
奥氏体必须过冷到Ms点才能开始马氏体转变，到Mf点时转变结束，所以影响马氏体转变主要是影响Ms点。影响Ms点的因素主要有：
1．化学成分钢的Ms点主要取决于它的奥氏体成分，其中碳是影响最强烈的因素，随着奥氏体中含碳量的增加，Ms和Mf点都不断下降。溶人奥氏体中的合金元素除Al.、Co提高Ms点，Si、B不影响Ms点以外，绝大多数合金元素均不同程度地降低Ms点。一般而言，凡是降低Ms点的合金元素，均会降低Mf点。
2．奥氏体晶粒大小实践证明，奥氏体晶粒增大会使Ms点升高。
3. 奥氏体的强度随着奥氏体强度的提高，Ms点降低。
4. 冷却速度对于大多数工业用钢而言，连续冷却的冷却速度很大范围内不影响Ms点。

五、钢的贝氏体转变
贝氏体转变是介于马氏体和珠光体之间的转变，又称为中温转变。其转变特点既有珠光体转变特征，又具有马氏体转变特征。其转变产物是碳过饱和的Fe和碳化物组成的机械混合物。根据形成温度的不同，贝氏体可分为上贝氏体和下贝氏体。由于下贝氏体具有优良的综合力学性能，故在工业中得到广泛应用。
（一）贝氏体的组织形态与力学性能
1．贝氏体的组织形态
（1）上贝氏体上贝氏体形成于贝氏体转变区中较高温度范围内。钢中的贝氏体呈成束分布，是平行排列的铁素体和夹于其间的断续的条状渗碳体的混合物。在中、高碳钢中，当上贝氏体形成量不多时，在光学显微镜下可观察到成束排列的铁素体的羽毛状特征。图2-9为上贝氏体的显微组织形态。

图2-9 上贝氏体的显微组织形态 (400 X) 图2-10 下贝氏休的显微组织形态 (400 X )
（2）下贝氏体下贝氏体形成于贝氏体转变区较低温度范围。典型的下贝氏体是由含碳过饱和的片状铁素体和其内部沉淀的碳化物组成的机械混合物。下贝氏体的空间形态呈双凸透镜状，在光学显微镜下呈黑色针状或竹叶状．针与针之间呈一定夹角。图2-10为下贝氏体的显微组织形态。下贝氏体可以在奥氏体晶界上形成，但更多的是在奥氏体晶内形成。
（3）.粒状贝氏体粒状贝氏体是近年来在一些中、低碳合金钢中发现的一种贝氏体，形成于上贝氏体转变区上限温度范围内。其组织特征是在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立的形态为粒状或长条状的小岛。图2-11为粒状贝氏体的显微组织形态。
2．贝氏体的力学性能
贝氏体的力学性能主要取决于它的组织形态。上贝氏休形成温度较高，铁素体条粗大，碳的过饱和度低，因此，其强度和硬度较低。另外，由于碳化物颗粒粗大，且呈断续条状分布，故其韧性也较低。
下贝氏体的铁素体针细小，分布均匀，在铁素体内
内又沉淀析出大量细小的、弥散的碳化物，而且铁素体内还含有过饱和碳和高密度位错，因此，下贝氏体不但强度高，而且韧性也好，缺口敏感性小，韧-脆转折温度低。
由于粒状贝氏体中的颗粒状或针状铁素体基体中分布着许多小岛，这些小岛又可起到复合强化作用，因此，粒状贝氏体也具有较好的强韧性。
（二）贝氏体转变的特点图2-11 粒状贝氏体的显微组织形态 (400X)
由于贝氏体转变是发生在珠光体与马氏体转变之间的中温区，所以贝氏体转变兼有珠光体转变和马氏体转变的某些特点。是一个有碳原子扩散的共格切变过程。
贝氏体的转变包括铁素体的成长和碳化物的析出两个过程，在上贝氏体形成温度范围内, 首先在奥氏体晶界上或晶界附近的贫碳区形成铁素体晶核，并成排地向奥氏体晶粒内长大，同时条状铁素体前沿的碳原子不断向两侧扩散，当碳浓度富集到一定程度时，便在铁素体间沉淀析出渗碳体，从而得到典型的上贝氏体组织（见图2-9）
在下贝氏体形成温度范围内，由于转变温度低，首先在奥氏体晶界或晶内某些贫碳区形成铁素体晶核，并按切变（共格）方式成片状或透镜状。而此时碳原子在铁素体的某些亚晶界或晶面上聚集，进而沉淀析出细片状的碳化物。在一片铁素体长大时，其他方向的铁素体也会形成，从而获得典型的下贝氏体组织（见图2-10）
（三）魏氏组织的形成
在亚共析钢或过共析钢中，由高温以较快的速度冷却时，先共析的铁素体或渗碳体从奥氏体晶界上沿着奥氏体的一定晶面向晶内生长，呈针状析出。在光学显微镜下可以观察到从奥氏体晶界上生长出来的铁素体或渗碳体近似平行，呈羽毛状或三角形，其间存在着珠光沐的组织。这种组织称为魏氏组织。实际生产中遇到的魏氏组织大多是铁素体魏氏组织，其形态如图2-12所示。图2-12 魏氏组织形态 400×
魏氏组织常伴随着奥氏体晶粒粗大而出现，因此，使钢的力学性能尤其是塑性和冲击韧性显著降低，同时使脆性转折温度升高。魏氏组织容易出现在过热钢中，因此，奥氏体晶粒越粗大，越容易出现魏氏组织。钢由高温较快地冷却下来往往容易出现魏氏组织，慢冷则不易出现。钢中的魏氏组织一般可通过细化晶粒的正火、退火以及锻造等方法加以消除，程度严重的可采用二次正火方法加以消除。

第三节钢的退火与正火
将钢加热到适当的温度，保温一定时间，然后缓慢冷却，以获得接近平衡状态组织的热处理工艺称退火。正火则是将钢加热到Ac3(对亚共析钢)或Acm（对过共析钢）以上适当的温度，保温一定时间，使之完全奥氏体化，然后在空气中冷却，以得到珠光体类型组织的一种热处理工艺.。

一、完全退火
完全退火是将钢加热到Ac3温度以上，保温足够的时间，使组织完全奥氏体化后缓慢冷却，以获得平衡组织的热处理工艺。
完全退火的目的是为了细化晶粒，均匀组织，消除内应
力和热加工缺陷，降低硬度，改善切削加工性能和冷塑性变
形能力。
完全退火温度不宜过高，一般在Ac3以上20-30℃, 退火
时间不仅要保证工件心部达到所要求的温度，还要保证工件
组织转变所需的时间。退火冷却速度应缓慢，以保证奥氏体
在Ac1温度以下不大的过冷条件下进行珠光体转变，避免硬
度过高。表2-1列出了常用结构钢退火和正火工艺规范。

二、不完全退火
不完全退火是将钢加热至Ac1~Ac3（亚共析钢）或Ac1~ 图2-13 退火、正火加热温度范围
Acm(过共析钢）之间，保温后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。主要目的是降低硬度，改善切削加工的性能，消除内应力。
由于加热到两相区温度，组织没有完全奥氏体化，仅使珠光体发生相变，重新结晶转变为奥氏体。因此，基本上不改变先共析铁素体或渗碳体的形态及分布。

表2-1 常用结构钢退火及正火工艺规范和硬度
钢号临界点（℃）退火正火
Ａc1 Ac3 Ar1 加热温度
（℃）冷　却 HB 加热温度
（℃） HB
35
45
45Mn2
40Cr
35CrMo
40MnB
40CrNi

40CrNiMoA
65Mn
60Si2Mn
50CrV
20
20Cr
20CrMnTi
20CrMnMo
38CrMoAlA 724
724
715
743
755
730
731

732
726
755
752
735
766
740
710
800 802
780
770
782
800
780
769

774
765
810
788
855
838
825
830
940 680
682
640
693
695
650
660

--
689
700
688
680
702
650
620
730 850~880
800~840
810~840
830~850
830~850
820~860
820~850

840~880
780~840
840~860
--
--
860~890
--
850~870
840~870 炉冷
炉冷
炉冷
炉冷
炉冷
炉冷
炉冷
<600℃
炉冷
炉冷
炉冷
--
--
炉冷
--
炉冷
炉冷 ≤187
≤197
≤217
≤207
≤229
≤207

≤229
≤229
185~255
--
--
≤179
--
≤217
≤229 860~890
840~870
820~860
850~870
850~870
850~900
870~900
~
890~920
820~860
830~860
850~880
890~920
870~900
950~970
870~900
930~970 ≤191
≤226
187~241
≤250
≤241
197~207
≤250

220~270
≤269
≤254
≤288
≤156
≤270
156~207

179~229

表2-2 常用工具钢退火及正火工艺规范和硬度
钢号临界点（℃）退火正火
Ａc1 Ac3
Acm Ar1 加热温度
（℃）等温
（℃） HB 加热温度
（℃） HB
3Cr2Mo (P20)
3Cr2Ni1Mo (718)
2Cr13 (420)
4Cr13 (S-136)
T8A
T10A
T12A
9Mn2V
9SiCr
9CrWMn (O1)
CrWMn
Cr2
GCr15
Cr12 (D3)
Cr12MoV (SKD11)
Cr12Mo1V1 (D2)
W18Cr4V (T1)
W6Mo5Cr4V2 (M2)
5CrMnMo
5CrNiMo
4Cr5MoSiV (H11)
4Cr5MoSiV1 (H13)
4Cr5W2SiV
3Cr2W8V (H21) 767
715
820
820
730
730
730
736
770

750

745

810

820
860
710
710

820 820
770
950
1100
--
800
820
765
870

940

900

--

--
--
760
770

1100 640

780

700
700
700
652
730

710

700

760

760
770
650
680

790 850
850
880
860~880
740~760
750~770
750~770
760~780
790~810

770~790

790~810
850~870
850~870

850~880
850~870
850~870
850~870

850~860 720
700
炉冷
730~750
650~680
680~700
680~700
670~690
700~720

680~700

710~720
720~750
720~750

730~750
740~750
~680
~680

720~740 235
250

149~207
≤187
≤197
≤207
≤229
197~241

207~255

207~229
207~255
207~255

207~255
≤255
197~241
197~241

--

760~780
800~850
850~870
870~880
--

970~990

900~950

--

--
--
--
--

--

241~302
255~321
269~341
--
--
--

270~390

--

--
--
--

过共析钢的退火一般采用不完全退火。表2-2为常用工具钢的退火及正火工艺规范，如采用等温退火还可以使片状珠光体球化，为下道工序作组织准备。

三、球化退火
球化退火是使钢中的碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺，它实际上是属不完全退火的一种退火工艺。
球化退火的目的是为了降低硬度，改善机加工性能，以及获得均匀的组织，改善热处理工艺性能，为以后的淬火作组织准备。
过共析钢锻件锻后的组织一般为细片状珠光体，如果锻后冷却不当，还会存在网状渗碳体，不仅锻件难于加工，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处理，使碳化物球化以获得粒状珠光体组织。常用的球化退火工艺主要有三种：一次球化退火；等温球化退火；往复球化退火。

四、扩散退火
扩散退火又称为均匀化退火，其目的是消除晶内偏析，使成分均匀化，扩散退火的实质是使钢在奥氏体中进行充分扩散。所以扩散退火的温度高、时间长。扩散退火加热温度选择在Ac3或Acm以上150~
表2-3 常用退火工艺分类及应用
名称工艺曲线工艺特点主要目的适用范围
扩散退火加热至Ac3+150~200℃，长时间保温后缓慢冷却成分均匀化铸钢件及具有成分偏析的锻轧件等
完全退火加热至Ac3+30~50℃，保温后缓慢冷却细化组织，降低硬度铸、焊件及中碳钢和中碳合金钢锻轧件等
不完全退火加热至Ac1+40~60℃，保温后缓慢冷却细化组织，降低硬度中、高碳钢和低合金钢锻轧件等。
（组织细化程度低于完全退火）
等温退火加热至Ac3+30~50℃(亚共析钢)或Ac1+20~40℃(共析钢和过共析钢)，保温后随炉冷至稍低于Ar1进行等温转变，然后在空气中冷却（空冷）细化组织，降低硬度中碳合金钢和某些高合金钢。
（组织与硬度比完全退火更为均匀）
球化退火加热至Ac1+20~40℃或Accm-20~30℃，保温后随炉缓冷或等温冷却。碳化物球化，降低硬度，提高塑性工模具及轴承钢件，结构钢冷挤压件等。
再结晶退火或中间退火加热至Ac1-50~150℃,保温后空冷。消除加工硬化冷变形钢材和钢件
去应力退火加热至Ac1-100~200℃，保温后空冷或炉冷至200~300℃，再出炉空冷。消除内应力铸钢件、焊接件及锻轧件
300℃，保温时间通常是根据钢件最大截面厚度按经验公式来计算，一般不超过15h。保温后随炉冷却, 冷至350℃以下可以出炉。
经扩散退火后，奥氏体晶粒十分粗大，因此必须进行一次完全退火或正火处理．以细化晶粒，消除过热缺陷。

五、去应力退火
去应力退火的目的是为消除铸、锻、焊、冷冲件中的残余应力．以提高工件的尺寸稳定，防止变形和开裂。去应力退火是将工件加热至Ac1以下某个温度(一般在500~650℃)。保温一定时间后缓慢冷却，冷至200-300℃后出炉．空冷至室温。

六、再结晶退火
再结晶退火是将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保温适当时间后使变形晶粒重新转变为新的等轴晶粒，同时消除加工硬化和残余应力的热处理工艺
再结晶退火温度高于再结晶温度．而再结晶温度除与金属的化学成分有关外．还与它的冷变形量有关。一般钢材的再结晶退火温度为650-700℃ ,保温l-3 h ，然后空冷至室温。
以上的常用退火方法的主要特点及应用范围见表2-3。

七、钢的正火
正火是将钢加热到Ac3（对亚共析钢）或Accm（对过共析钢）以上适当的温度，保温一定时间，使钢完全转变为奥氏体后进行空冷，以得到珠光体类型组织的一种热处理工艺。
正火与完全退火相比，两者的加热温度相同，但正火的冷却速度较快，转变温度较低，因此，亚共析钢正火后析出的铁素体较退火时少，而珠光体量较多，且它的片间距较小，而过共析钢正火可抑制先共析网状渗碳体的析出。正火后，钢的强度、硬度也较退火的高。各种常用钢的正火加热温度和硬度值见表2-1、2-2。

八、钢的正火退火缺陷
1．硬度过高：退火冷却速度相对较快，形成索氏体、屈氏体、或马氏体等组织。可重新退火或高温回火。
2．球化不完全或球化不均匀：球化退火前未消除网状碳化物，存在大块碳化物，可先正火再球化退火。
3．网状组织：加热温度过高或冷却速度过慢，铁素体或碳化物呈网状析出。可重新正火消除。
4．粗大魏氏组织。加热温度过高，奥氏体晶粒粗大，冷却又较快时出现。铁素体呈片状按羽毛或三角形分布在原奥氏体晶粒。可以用重新正火消除。

第四节钢的淬火与回火
将钢加热到临界点Ac3或Ac1以上的某一温度，保温一定时间，然后以大于临界淬火速度冷却得到马氏体或贝氏体为主的组织的热处理工艺称为淬火。淬火后，钢的强度和硬度及耐磨性得到显著提高

一、淬火加热
淬火加热温度的选择应以获得均匀细小的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后获得细小的马氏体组织。一般为钢的临界点以上30~50℃。如果加热温度太低，不能获得足够多的马氏体．但如果加热温度太高，则会引起奥氏体晶粒粗大，淬火后得到粗大马氏体，会引起钢的韧性降低。
为了使工件各部分均能完成组织转变，需要在淬火加热温度下保温一定时间。影响加热的因素主要有加热介质、钢的成分、加热工件的形状、尺寸、装炉方式和装炉量等。
表2-4列出了一些常用钢的淬火工艺规范和淬火后的硬度。
表2- 4 常用钢的淬火工艺规范和淬火后的硬度
钢号加热温度
(℃) 冷却介质硬度
(≧/HRC) 钢号加热温度
(℃) 冷却介质硬度
(≧/HRC)
35
45
50
20Cr﹡
40Cr
42CrMo
40CrMnMo
35CrMo
3Cr2Mo
3Cr2Ni1Mo
50CrVA
65Mn
60Si2Mn
20CrMnTi﹡
20CrMnMo﹡
18CrNiMoA﹡
38CrMoAl
2Cr13
3Cr13
4Cr13
9Cr18 870
820~850
820~840
790~820
850~870
840~860
850~870
830~860
850~880
840~860
850~870
790~820
840~870
850~870
840~860
860~890
930~950
980~1050
980~1050
980~1050 水
水
水
油、水油
油、水油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油 50
52
55
55
50
45
52
45
50
50
52
55
60
55
55
55
55
45
47
52 T8A
T10A
T12A
9Mn2V
9SiCr
9CrWMn
CrWMn
Cr2
GCr15
Cr12
Cr12MoV

Cr12Mo1V1
5CrMnMo
5CrNiMo
4Cr5MoSiV
4Cr5MoSiV1 4Cr5W2SiV
3Cr2W8V
W18Cr4V** W6Mo5Cr4V2** 770~800
770~800
770~800
790~810
850~870
820~840
820~840
830~850
830~850
980~1020
980~1020
1080~1130
1060~1100
830~850
820~860
1010~1030
1020~1050
1030~1050
1120~1140
1220~1240
1150~1200 水、水油
水、水油
水、水油
油
油、硝盐
油
油、硝盐
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油
油 60
60
60
60
60
62
60
62
60
60
60
42
60
52
53
58
56
53
53
62
62
注：1）带“*”的渗碳钢为渗碳后的工艺参数。带“**”的高速钢为作冷模具用时的工参数。
注：2）一般工件取中间温度，大型工件或箱式炉加热的调质可取上限温度，复杂易变形工件可取下限温度，甚至可采用亚温Ac1士10℃淬火．
注：3）淬水工件取下限温度，淬碱或硝盐分级淬火工件，可取上限温度。

二、淬火冷却方法
为了使钢获得马氏体组织，淬火冷却速度必须大于临界冷却速度。但是，如果冷速过大又会使工件的内应力增加，使工件变形或开裂的倾向变大。为此，要合理的确定淬火冷却速度，以达到既使工件能获得马氏体组织又能减小变形和开裂的倾向的目的。要想达到这一目的，重要的是选择适当的淬火介质和淬火方法。常用的淬火介质有水、不同浓度的盐水和各种矿物油。常用的淬火方法有四种，它们的冷却曲线如图2-14所示。
（一）单液淬火
单液淬火就是将加热到奥氏体状态的工件淬入某种淬火介质中，使
工件连续冷却至介质温度的淬火方法。其冷却曲线如图2-14曲线1所示。
一般的单液淬火就是将碳钢淬入水中，合金钢淬入油中。
（二）双液淬火
双液淬火就是将加热到奥氏体状态的工件先在冷却能力强的淬火介
质中快速冷却至接近Ms点的温度，然后再移入冷却能力较弱的淬火介质
中继续冷却，使过冷奥氏体在缓慢冷却条件下转变为马氏体。其冷却曲线
如图2-14曲线2所示。这种方法既可以保证淬火工件得到马氏休组织，
又可降低工件的残余应力，从而减少工件变形开裂的倾向。图2-14 各种淬火方法冷
这种方法常用于合金钢。却曲线示意图

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（三）分级淬火法
分级淬火是将加热至奥氏体状态的工件先淬入高于该钢Ms点的热浴中停留一定时间，待工件各部分与热浴的温度一致后取出空冷至室温，完成马氏体转变的方法。其冷却曲线如图2-14曲线3所示。
这种淬火方法由于马氏体转变是在缓慢条件下完成的，所以能有效降低工件的淬火应力，预防工件的变形和开裂。这种方法用于奥氏体稳定性很高的高合金钢中。
（四）等温淬火法
等温淬火法是将加热到奥氏体状态的工件淬入温度稍高于Ms点盐浴中等温，保持足够长的时间，使之转变成下贝氏体组织，然后将工件取出在空气中冷却的淬火方法。其冷却曲线如图2-14曲线4所示。

三、淬火应力
工件在淬火过程中往往会发生变形或开裂．这主要是因为存在淬火应力所致。淬火应力可分为热应力和组织应力两种
（一）热应力
工件在加热或冷却时，由于不同部位的温度存在差异，导致热胀冷缩的不一致所产生的应力叫热应力。工件淬火后，由热应力所引起的残余应力一般是表层为压应力．心部为拉应力。
由于热应力是因为快速冷却时工件截面上的温差所造成的，因此冷却速度越大，温差越大，热应力也就越大。此外，淬火温度高，工件尺寸大．材料导热性能差，线膨胀系数大，也会使热应力增大
（二）组织应力
工件冷却时，由干温差造成不同部位组织转变不同时而引起的内应力称组织应力。由组织应力引起的残余应力一般表现为表面拉应力、心部压应力。
组织应力大小与钢在马氏体转变温度范围内的冷却速度、工件尺寸、导热性能和屈服强度以及含碳量、淬透性等因素有关。

四、钢的表面淬火
　　表面淬火是将工件快速加热到淬火温度，然后迅速冷却，仅使表面层获得淬火组织的热处理方法。齿轮、凸轮、曲轴及各种轴类等零件在扭转、弯曲等交变载荷下工作，并承受摩擦和冲击，其表面要比心部承受更高的应力。因此，要求零件表面具有高的强度、硬度和耐磨性，要求心部具有一定的强度、足够的塑性和韧性。采用表面淬火工艺可以达到这种表面硬心部韧的性能要求。根据工件表面加热源的不同，钢的表面淬火有很多种，例如感应加热、火焰加热、盐浴快速加热、电接触加热、电解液加热以及激光加热等表面淬火工艺。
　（一）感应加热表面淬火
感应加热表面淬火是利用电磁感应原理，在工件表面产生密度很高的感应电流，并使之迅速加热至奥氏体状态，随后快速冷却获得马氏体组织的淬火方
法。图2-15为感应加热表面淬火示意图。
生产上根据零件尺寸及硬化层深度的要求选择不
同的电流频率。根据不同的电流频率可将感应加热表
面淬火分为三类：
1. 高频感应加热表面淬火：常用电流频率为80
～1000KHz,可获得表面硬化层深度为0.5～2mm。主
要用于中小模数齿轮和小轴的表面淬火。
　 2.中频感应加热表面淬火：常用电流频率为2500
～8000Hz，可获得3～6mm深的硬化层。主要用于要求图2-15 感应加热表面淬火示意图
淬硬层较深的零件，如发动机曲轴、凸轮轴、大模数齿轮、较大尺寸的轴和钢轨的表面淬火。
　 3.工频感应加热表面淬火：常用电流频率为50Hz，可获得10～15mm以上的硬化层。适用于大直径钢材的穿透加热及要求淬硬层深的大工件的表面淬火。
　　感应加热速度快，一般不进行保温，为使先共析相充分溶解，感应加热表面淬火可采用较高的加热温度。高频感应加热表面淬火比普通加热淬火温度高30～200℃
　　感应加热表面淬火通常采用喷射冷却法，冷却速度可通过调节液体压力、温度及喷射时间控制。工件表面淬火后应进行低温回火，以降低残余应力和脆性，并保持表面高硬度和高耐磨性。
　　为了保证工件表面淬火后的表面硬度和心部强度及韧性，一般选用中碳钢及中碳合金钢，其表面淬火前的组织应为调质态或正火态。
　（二）火焰加热表面淬火
　　火焰加热表面淬火就是在短时间内将零件表面用强裂的火焰加热至临界温度以上(Ac3以上80-100℃，并随后进行冷却，而使工件表面淬硬的淬火方法。通常采用的乙炔－氧火焰温度可达3100℃，氢氧火焰可达2000℃，因此，加热时必须注意控制加热温度与适当的加热速度，以防止过热和过烧。

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　（三）盐浴快速加热表面淬火
　　将工件置于比正常淬火加热温度高得多的盐浴介质中，进行不透烧的短时快速加热，随后快冷，以达到表面淬硬的目的，这就是盐浴快速加热表面淬火。它适用于模数为2～8的普通齿轮、轴套、轴类、碳素钢模具等要求表面淬硬的零件。

五、钢的淬透性
钢的淬透性是指钢在淬火时获得马氏体的能力，其大小用钢在一定条件下淬火所获得的淬透层的深度来表示，淬透层越深，其淬透性越好。
淬透层深度一般规定为由表面至半马氏区的深度，半马氏体区的组织是由50％马氏体与50％分解产物所组成。
淬透性主要取决于钢的临界冷却速度和过冷奥氏体稳定性。影响钢的淬透性的因素主要是钢的含碳量和钢中的合金元素，除Co以外的合金元素都有增加奥氏体稳定性的作用，常用于增加钢的淬透性的合金元素有Cr、Ni、Mn、Si、Mo、B等。淬透性不同于淬硬性，淬硬性是指钢淬火后形成的马氏体组织所能达到的硬度，它主要取决于马氏体中的含碳量。
钢的淬透性曲线常呈带状，称为淬透性带。

六、钢的淬火缺陷
除了前述的加热缺陷过热、过烧、氧化、脱碳和氢脆外，钢的淬火还会出现如下缺陷。
1、淬火畸变：有体积变化、形状畸变。淬火变形是不可避免的现象，但通过适当选择材料、改进结构设计、合理选择淬火方法及规范等可有效减少和控制淬火变形；如果变形超差，还可以采用热校直、冷校直、热点法校直、加压回火等加以修正。
2、淬火开裂：断口有淬火油的痕迹，无氧化色，裂纹两侧无脱碳现象。
1）报错材料，热处理工艺不合适。
2）冷却不当，在Ms温度以下快冷，相变应力过大。
3）工件截面尺寸相差太大，或孔洞很多，或有应力集中的危险位置。
4）淬火加热温度过高，晶粒粗大，脆性大。过烧时晶界氧化或熔化。
5）大件高合金钢工件没有预热，加热速度过大引起加热开裂。
6）原始组织不良，原材料存在网状共晶碳化物或球化退火不良。
7）原材料有显微裂纹，淬火时裂纹扩大开裂。
8）重复淬火前未进行中间退火。
9）淬火后未及时回火。
淬火开裂是不可补救的淬火缺陷，只有采取积极的预防措施，如减少和控制淬火应力的大小、方向、分布，控制原材料的质量和热加工质量，以及正确的结构设计等。
3、硬度不足：
1）加热不足：加热温度低；保温时间短，有未溶铁素体或合金元素溶解不足，奥氏体不均匀，淬透性差。
2）冷却不足：钢的淬透性差；工件尺寸过大；介质冷却能力差；预冷时间过长；水淬时间过短等出现非马氏体组织。
3）含碳量不足：原材料含碳量不足、原材料表面脱碳或加热过程表面脱碳。
4）残余奥氏体量多。高碳高合金钢淬火温度过高，奥氏体过于稳定。
4、软点：局部地区硬度偏低或硬度不均匀。
1）淬火时工件运动不够，气泡阻碍局部冷却。
2）表面有氧化皮、锈斑或附着物阻碍局部冷却。
3）原材料成分不均匀或原始组织不均匀，有严重的带状组织或碳化物偏析。
4）加热时炉温不均匀或装炉不当使工件加热不均匀和冷却不均匀。

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七、钢的回火
大多数钢淬火后都要经过回火。回火就是将淬火后的工件加热到低于A1的温度，保温一定时间，使其转变为稳定的回火组织，并以适当的方式冷却到室温的热处理工艺。回火本质上是淬火马氏体的分解以及碳化物的析出、聚集、长大过程。回火的主要目的是减少或消除淬火应力，保证相应的组织转变，提高钢的韧性和塑性，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合，以满足各种用途工件的要求。
（一）低温回火（150~250℃）
淬火后于150~250℃之间进行回火，称低温回火。低温回火获得回火马氏体为主的组织，它具有高的强度、硬度、耐磨性及一定的韧性。主要用于中、高碳钢制造的零件以及渗碳和碳氮共渗淬火后的零件。
（二）中温回火（350~500℃）
淬火件经中温回火后可以获得回火托氏体。中温回火后，淬火件中的第二类内应力本消除，使淬火钢具有高的弹性极限，较高的强度和硬度，并有足够的塑性和韧性。
中温回火温度一般不宜低于350℃，以避免第一类回火脆性。中温回火主要用于各种弹簧钢。
（三）高温回火（>500℃）
淬火后进行高温回火的热处理工艺一般称为调质处理。钢经调质处理后，可获得粒状回火索氏体组织，工件也基本消除了残余应力。因此使钢的强度、塑性和韧性获得恰当的配合，具有良好的综合力学性能。
高温回火主要用于中碳钢调质所制造的各种机械结构零部件。
应特别指出，高碳高合金钢在高温加热淬火后，回火稳定性很高，经500~600℃回火后组织还是回火马氏体，并不属于调质处理。
表2-5列出了常用钢根据硬度要求选用的回火温度。
（四）钢的回火脆性
随着回火温度的升高，淬火钢的强度、硬度降低，而塑性、韧性增加。但在许多钢中却发现，钢的韧性并非随回火温度的升高而连续提高，而是在某些温度范围内回火后，其韧性反而降低，这种现象称为回火脆性。
1．低温回火脆性
淬火钢在250~400℃之间回火后出现韧性降低的现象称为低温回火脆性。几乎所有工业用钢都有不同程度的低温回火脆性。
产生低温回火脆性的主要原因是因为低温回火时，从马氏体中析出碳化物，沿马氏体条间、束的边界或马氏体的孪晶带及晶界上析出，并与S、P、Sb、As等有害微量元素在晶界、相界或亚晶界上聚集有关。
2．高温回火脆性
高温回火脆性是指含有Cr、Ni、Mn等合金元素的合金钢淬火后在450~650℃回火后产生韧性降低
的现象。
高温回火脆性是可逆的。即将已产生高温回火脆性的钢件，在600~650℃之间重新加热，然后快冷，表2-5 常用钢根据硬度要求选用的回火温度
钢号硬度（HRC）
25~30 30~35 35~40 40~45 45~50 50~55 55~60 >60
35
45
50
60
T8、T8A
T10、T10A
T12、T12A
40Cr
30CrMnSi
35CrMo
3Cr2Mo
3Cr2Ni1Mo
42CrMo
40CrNiMoA
38CrMoAlA
40MnVB
65Mn
60Si2Mn
50CrV
GCr9
GCr15
9Mn2V
9CrSi
9CrWMn
CrWMn
Cr12*
Cr12**
Cr12MoV*
Cr12MoV**
Cr12Mo1V1*
Cr12Mo1V1**
5CrMnMo
5CrNiMo
4Cr5MoSiV
4Cr5MoSiV1 4Cr5W2SiV
3Cr2W8V
W18Cr4V W6Mo5Cr4V2
2Cr13
4Cr13
9Cr19
4Cr9Si2 520
550
560
620
580
580
580
650
620
600

620
640

600
600
650
650

600

670

660

700

630
630

800
460
500
510
600
530
540
540
580
530
550

580
600
680
460
540
620
560
550
570

620
620
640
720
750
740
770

580
600

610
610

700 420
450
460
520
470
500
490
480
500
480

500
540
630

500
590
500
500
520

580
570
600
680
700
670
710

540
550

700

580
580

600 350
380
390
400
430
450
430
450
480
400

400
480
530

440
520
440
460
480
500
520
520
540
630
650
630
650

480
450

640
720

550

500 290
320
330
360
380
400
380
360
230
300

300
420
430

380
430
400
410
420
400
450
470
500
560
600
600
610

420
380

540
700

260~480
520
580
380 <170
240
240
310
320
340
340
200
200
200

320
320

300
370
280
350
360
320
380
370
380
520
550
530
500、580

300
280

<200
680

180
200~300
320、530
300
<200
180
250
230
260
260
<160

180

200

230
300
180
270
280
250
300
250
280
250

300

<200
<200

650

100~200
<190

180
<180
<200
<200

<170
180

<180
<180
<180
100
<200
<220
<180
525二次
<180
550

550三次
570三次

<100

其脆性即可消除。但若再次加热至450~-600℃，无论冷却速度如何，或加热到600~-650℃慢冷，钢件又产生脆性，如果又加热到600℃以上快冷，其脆性又再次消失。
引起高温回火脆性的原因主要是杂质元素P、Sn、Sb、As等在高温回火时偏聚在原奥氏体晶界上或微裂纹表面上。
八、钢的回火缺陷：
1、硬度偏高：回火不足，回火温度低或保温时间不够。
2、硬度低：回火温度过高或原淬火硬度不高。
3、回火畸变：加热不均匀或淬火应力松弛引起。
4、硬度不均匀：炉温不均匀或装炉量太多引起回火不均匀。
5、回火脆性：在回火脆性温度区回火；高温回火后没有快冷。
6、回火开裂：未能及时回火；回火加热速度过快。

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第五节　钢的化学热处理
　　将金属工件放入含有某些活性原子的化学介质中，通过加热使介质中的原子扩散渗入工件一定深度的表层，改变其化学成分和组织，并获得与心部不同的性能的热处理工艺过程叫做化学热处理。和表面淬火不同，化学热处理后的工件表面不仅有组织的变化，而且还有化学成分的变化，所以钢的化学热处理是同时改变钢的表层化学成分和表面性能的一种热处理工艺。
化学热处理后的钢件表面可以获得比表面淬火更高的硬度、耐磨性和疲劳强度，心部具有良好的塑性和韧性的同时，还可获得更高的强度。通过适当的化学热处理还可使钢件表层具有减摩、耐腐蚀等特殊性能。
化学热处理种类很多，根据渗入元素的不同，可分为渗碳、渗氮(氮化)、碳氮共渗(氰化、软氮化)、多元共渗、渗硼、渗金属等。表4-1为常用的化学热处理类型及处理目的。

一、化学热处理的一般过程
　　化学热处理的一般过程通常是由分解、吸附和扩散三个基本过程组成的。
　 1．分解过程：在一定温度下从渗剂中分解出含有被渗元素"活性原子"的过程叫分解。如渗碳时从渗剂CO或CH4等分解出活性碳原子[c]：
　　　2CO＝CO2+[C] CH4＝2H2+[C] CO+H2＝H2O+[C]
又如渗氮时从氨气中分解出活性氮原子[N]： 2NH3＝3H2+2[N]
　　化学热处理过程中，只有“活性原子”如[C]、[N]、……等才能渗入钢中，所以只有能分解出“活性原子”的物质才能作为渗剂。为了加速渗剂的分解，通常还需要添加一些催渗剂，如固体渗碳时渗剂中就加入催渗剂碳酸钠或碳酸钡。
表2-6 　常用的化学热处理类型及处理目的
名　称渗入元素处　理　目　的　及　渗　层　性　能
渗　碳 C 提高钢铁零件的硬度、耐磨性和疲劳强度，
渗　氮 N 提高钢铁零件的硬度、耐磨性和疲劳强度，改善钢的耐腐蚀性
碳氮共渗 C、N 基本性能和渗碳相似，适用于渗碳钢和及中碳结构钢，渗层比较浅，共渗
温度比渗碳低，变形较小，在某些情况下，耐磨性、抗疲劳性比渗碳好
氮碳共渗 N、C 提高钢铁零件的硬度、耐磨性和抗疲劳性能
渗　硫 S 提高钢铁零件的减摩、抗擦伤、抗咬合性能
硫氮共渗 S、N 提高钢铁零件的硬度、红硬性、耐磨性和减摩性能
硫碳氮共渗 S、C、N 提高钢铁零件的硬度、耐磨性、减摩、抗咬合性能，改善耐腐蚀性
氧氮共渗 O、N 提高高速钢刀具的硬度、红硬性和耐磨性，改善减摩性能
渗硼 B 表面硬度可达1300～2300HV，耐磨性优于渗碳和碳氮共渗，但脆性较大
有较高的耐浓酸和耐碱的腐蚀能力，但耐大气及水的能力差，有较高的抗
氧化性和热稳定性
2．吸附过程：活性原子被铁表面晶格捕获并溶解的过程叫吸附。刚分解的活性原子首先被钢件所吸附，而后是活性原子向固溶体中溶解。
　　吸附能力与钢件的表面活性有关，钢件表面活性表示吸附被渗活性原子能力的大小。在化学热处理过程中，对钢件表面用卤化物进行轻微的侵蚀，暴露出新鲜表面，提高工件表面的粗糙度，可以提高表面活性，促进化学热处理过程。
　 3．扩散过程：扩散是钢件表面吸收并溶解被渗元素的活性原子后，由于造成表面与心部的浓度差而发生被渗元素的原子由高浓度的表面向内部迁移的现象。扩散的结果是得到一定深度的扩散层。
　　化学热处理的渗层深度与温度、时间及表面浓度有关，温度越高,扩散速度越快,渗层就越深；延长保温时间，可以增加渗层深度；增加渗层表面浓度，使扩散速度加快，在相同的扩散时间里，渗层的深度越深。
　　当表面被渗元素的浓度超过在基体金属中的溶解度极限时，就会在金属表面形成化合物。很多化学热处理都会在金属表面形成化合物层。

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二、钢的渗碳
　　将低碳钢件放入渗碳介质中，在900～950℃加热保温，使活性碳原子渗入钢件表面并获得高碳渗层的热处理方法叫做渗碳。工件经过渗碳及随后的淬火并低温回火后可以获得很高的表面硬度、耐磨性以及高的接触疲劳强度和弯曲疲劳强度；而心部仍保持低碳，具有良好的塑性和韧性。
　 1．固体渗碳
　　固体渗碳是将低碳钢件放入装满固体渗碳剂的渗碳箱中，并用盖和耐火泥密封后送入炉内加热至渗碳温度保温，以使活性碳原子渗入工件表面，获得一定深度的渗层的热处理方法。
固体渗碳不需要专门设备，工艺简单，适宜于单件和小批量生产，但加热时间长，生产效率低，劳动条件差，渗层深度及质量不易控制，生产上已逐渐少采用。
　　生产上还有采用一种叫膏剂渗碳的，实质上也是固体渗碳，它是将木炭和催渗剂研成粉末状，用液体粘结剂调拌成膏状，涂在零件需要渗碳的部位上，然后进行高温处理。膏剂渗碳易实现局部渗碳的目的，渗碳速度比固体渗碳稍快，对形状复杂，渗碳面积小的零件来说，更具有良好的经济效果。
　　生产上，局部渗碳还可采用防渗碳的办法，一是在不要求渗碳的部位预留加工余量，整体渗碳后慢冷，用机械加工切除这部分余量后再淬火；二是在不要求渗碳的部位镀铜或涂上防渗碳涂料以防止渗碳。
　 2．液体渗碳
　　液体渗碳是将钢件放在含碳的盐浴介质中加热，使钢件表面吸收碳原子并向心部扩散的一种渗碳方法。和固体渗碳相比，液体渗碳的优点是渗层组织均匀，也有较合适的表面碳浓度，所需的渗碳时间比较短，便于渗碳后直接淬火。此外，要求不同渗层深度的零件可以同炉处理。但液体渗碳的盐浴有剧毒(所谓无毒性的渗碳剂，其反应产物也含氰根)，所以液体渗碳劳动强度大，劳动条件恶劣，并且废气、废水、废渣会对环境造成严重污染，现逐渐为气体渗碳法代替。　
　 3．气体渗碳
气体渗碳是把零件放入含有气体渗碳介质的密封高温炉罐中进行碳的渗入的渗碳方法。可分为滴注式气体渗碳和吸热气氛渗碳，一般工厂多采用滴注式气体渗碳。
滴注式气体渗碳是在气体渗碳炉中进行的(图2-16)，通常是把煤油、苯或甲醇、丙酮等液态碳氢化合物直接滴入高温渗碳炉内，使其热裂分解为活性碳原子并渗入零件表面。渗碳温度一般为920-950℃，渗碳保温时间根据渗碳层深度要求而定，表2-7为920℃渗碳温度下，渗碳层厚度和保温时间的关系。　
气体渗碳生产周期短，易于控制渗碳质量,便于直接淬火，劳动条件较好，故应用广泛。滴注式气体渗碳时，由于渗剂直接滴入炉内，如果热裂分解出来的活性碳原子过多，不能全部
为零件表面吸收，而是以碳黑、焦油等形式沉积于零件表面, 图2-16　滴注式气体渗碳炉示意图
会阻碍渗碳过程。所以要控制渗碳剂的滴入量，适当降低渗碳气氛中的碳势。
近年来发展的可控气氛渗碳，就是同时向高温炉中滴入两种有机液体，一种液体产生的气体碳势比较低，作为稀释气体；另一种液体产生的气体碳势较高，作为主要渗剂。通过改变两种液体的滴入比例，
既可保证炉内压力，又可调节炉内碳势。利用露点仪或红外分析仪控制碳势，就可使零件表面的含碳量控制在要求范围内。此外，从气体发生炉直接向渗碳表2-7 气体渗碳层厚度和保温时间的关系
炉中通入具有一定成分的可控气氛,利用CO2红外分析 (920℃渗碳)
渗碳层深度（毫米）渗碳保温时间（小时）
0.4～0.6 2.5～3
0.6～1.0 3～4
0.8～1.2 4～5
1.0～1.4 5～6
1.2～1.6 6～7
仪调节炉内碳势，也能精确控制零件表面的含碳量。
　 4．常用渗碳钢
渗碳钢的含碳量实际上是渗碳零件心部的含碳量，一般为0.10～0.25，都是低碳钢，这是为了保证心部有足够的塑性和韧性。但含碳量过低，会使心部强度不足，渗碳层易剥落。要提高心部强度，还要把心部淬火成低碳马氏体，所以渗碳钢要有足够的淬透性，常加入提高淬透性的元素Cr、Ni、Mn、Mo、
W、Si、B等。由于渗碳是在高温下进行的，为了防止奥氏体晶粒长大，渗碳钢应是本质细晶粒钢，还常加入少量阻碍奥氏体晶粒长大的元素W、V、Ti等。
碳化物形成元素Cr、Mo、W等加入钢中可以提高渗层的碳浓度、渗层深度和渗入速度，而非碳化物形成元素Si、Ni等则降低渗层浓度及厚度。
　 (1) 低强度渗碳钢：又称低淬透性渗碳钢，常用的钢号有有15、20、20Mn、20MnV、15Cr等。由于这类钢淬透性低，只适用于对心部强度要求不高的小型渗碳件。
　 (2) 中强度渗碳钢：又称中淬透性渗碳钢，常用的钢号有20Cr、20CrMnTi、20MnVB和20MnTiB等。这类钢的淬透性与心部强度均较高，可用于制造一般机器中较为重要的渗碳件。
　 (3) 高强度渗碳钢：又称高淬透性渗碳钢，常用的钢号有20Cr2Ni4A、18Cr2Ni4WA、15CrMn2SiMo等。这类钢具有很高的淬透性，心部强度很高，因此这类钢可用于制造截面较大的重负荷渗碳件
5．渗碳层的组织
　　低碳钢(含碳0.15～0.25)或低碳合金钢渗碳后渗层的含碳量是不均匀的，表面含碳量最高，由表层向心部含碳量逐渐降低，直至原始含碳量。因此，渗碳后缓冷的组织，表层为珠光体加二次渗碳体的过共析组织；往里是共析组织和亚共析组织的过渡区，直至原始组织(图2-17)。渗碳层深度按下式计算：
　　　　渗碳层深度＝过共析层＋共析层＋1/2亚共析层

图2-17 渗碳层缓冷组织图2-18 渗碳层淬火组织
6．渗碳后的热处理
为了发挥渗碳层的作用，使零件表面获得高硬度和高的耐磨性，心部保持足够的强度和韧性，零件渗碳后必须进行淬、回火热处理。根据钢材的化学成分，渗碳方法和使用上对组织和性能的要求，渗碳

　　图2-19a 直接淬火＋低温回火工艺　　图2-19b 一次加热淬火＋低温回火工艺

　　图2-19c 二次加热淬火＋低温回火工艺　　图2-19d 高温回火＋淬火低温回火工艺
后的热处理有以下几种。
　 (1)直接淬火＋低温回火(图2-19a)：对于本质细晶粒钢，通常采用渗碳后预冷至淬火温度直接淬火，随后进行180～220℃的回火。预冷的目的是减少淬火应力和变形。
(2)一次加热淬火＋低温回火(图2-19b)：零件渗碳后空冷，而后再加热淬火。选择淬火加热温度
时，主要要求表面耐磨的零件，应取偏低的加热温度(760～800℃)；反之负荷较大，主要要求中心表2-8 钢的渗碳常见缺陷及防止措施
缺陷形式形成原因及防止措施返修方法
表层粗大块状或网状碳化物渗碳剂活性太高或渗碳保温时间过长
降低渗剂活性当渗层要求较深时．保温后期适当降低渗剂活性 1．在降低碳势气氛下延长保退时间，
重新淬火
2．高温加热扩散后再淬火
表层大量残余奥氏体淬火温度过高．奥氏体中碳及合金元素含量较高
降低渗剂活性，降低直接淬火或重新加热淬火的温度 1．冷处理
2．高温回火后，重新加热淬火
3．采用合适的加热温度，重新淬火
表面脱碳渗碳后期渗剂活性过分降低，气体渗碳炉漏气。液体渗碳时碳酸盐含量过高。在冷却罐中及淬火加热时保护不当，出炉时高温状态在空气中停留时间过长 1．在活性合适的介质中补渗
2．喷丸处理 (适用于脱碳层
≤0.02mm时）
表面非马氏
体组织渗碳介质中的氧向钢中扩散，在晶界上形成Cr、Mn等元素的氧化物．致使该处合金元素贫化，淬透性降低，淬火后出现黑色网状组织（托氏体）
控制炉内介质成分．降低氧的含量，提高淬火冷却速度。合理透择钢材。
当非马氏体组织出现处深度≤0.02mm时，可用喷丸处理强化补救
出现深度过深时．重新加热淬火
反常组织当钢中含氧量较高（沸腾钢），固体渗碳时渗碳后冷却速度过慢．在渗碳层中出现先共析渗碳体网，周围有铁素体层，淬火后出现软点提高淬火温度或适当延长淬火加热保温时间．使奥氏体均匀化。并采用较快淬火冷却速度
心部铁素体过多淬火温度低，或重新加热淬火保温时间不够按正常工艺重新加热淬火
渗层深度不够炉温低．渗层活性低，炉子漏气或渗碳盐浴成分不正常。
加强炉温校脸，及炉气成分成盐浴成分的监侧补渗
渗层深度
不均匀炉温不均匀；炉内气氛循环不良；升温过程中工件表面氧化；碳黑在工件表面沉积；工件表面氧化皮等没有清理干净；固体渗碳时渗碳箱内温差大及催渗剂拌和不均匀
表面硬度低表面碳浓度低或表面脱碳．残余奥氏体量过多，或表面形成托氏体网 1．表面碳浓度低者可进行补渗
2．残余奥氏体多者可采用高温回火或淬火后补一次冷处理消除残余奥氏体
3．表面有托氏体者可重新加热淬火
表面腐蚀
和氧化渗剂中含有硫或硫酸盐．催渗剂在工件表面熔化，液体渗碳后工件表面粘有残盐，有氧化皮工件涂硼砂重新加热淬火等均引起腐蚀
工件高温出炉保护不当均引起氧化
应仔细控制渗剂及盐浴成分，对工件表面及时清理及清洗
渗碳件开裂（渗碳
缓冷工件．在冷却
或室温放置时产生表面裂纹）渗碳后慢冷时组织转变不均匀所致．如18CrMnMo
钢渗碳后空冷时．在表层托氏体下面保留了一层未转变的奥氏体，后者在随后的冷却过程中或室温停留过程中转变为马氏体，使表面产生拉应力而出现裂纹
减慢冷却速度，使渗层完成共析转变，或加快冷却速度，使渗层全部转变为马氏体加残余奥氏体
综合机械性能的零件,应取偏高的加热温度(810～850℃)。
这种处理适用于渗碳后还需切削加工的零件或渗碳时晶粒易长大的钢。
(3)二次加热淬火＋低温回火(图2-19c):对渗碳时晶粒长大而组织和机械性能要求又很高的的零件
采用。第一次淬火的目的是细化零件心部的粗大组织及消除渗碳层表面的网状渗碳体，加热温度应在心
部的Ac3以上温度(850～870℃)。第二次淬火的目的是为消除第一次淬火时渗层的过热组织，加热温度较低(760～830℃),使表面能得到隐晶马氏体或细针马氏体加细小均匀的粒状碳化物,从而得到高的机械性能。采用二次加热淬火的零件变形较大,常用正火来代替第一次淬火。
　 (4)高温回火＋淬火低温回火(图2-19d)：对于高淬透性的合金钢，渗碳后空冷硬度很高，如要切削加工，必须在渗碳空冷后先进行1～2次高温回火，降低硬度和减少残余奥氏体量。以后再进行淬火及低温回火。
渗碳件经淬火并低温回火后，表层组织为高碳细针状回火马氏体加上细粒状渗碳体，硬度为58～62HRC。心部组织随钢种而异：低碳钢淬透性差，为铁素体加珠光体；低碳合金钢淬透性好，心部组织由低碳马氏体和少量铁素体组成(图2-18)。根据渗层组织和性能的要求，一般零件含碳量最好控制在0.85～1.05左右,渗层厚度一般为0.5～2.0mm,渗层碳浓度变化应当平缓过渡。　
7．钢的渗碳常见缺陷
钢的渗碳常见缺陷及防止措施见表2-8。

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三、钢的渗氮
　　向钢件表面渗入氮元素，形成富氮硬化层的化学热处理称为渗氮，通常也叫做氮化。钢经渗氮后，在表面形成了氮化物层，故不需再经任何热处理。
　　钢的渗氮热处理具有的优点：
　 (1)钢件渗氮后具有比渗碳件更高的表面硬度和耐磨性，其表面硬度可高达950～1200HV, 相当于65～72HRC，而且这种高硬度和高耐磨性可保持到560～600℃而不降低，具有很好的热稳定性；
(2)由于氮化物层体积胀大，在表层形成较大的残余压应力，使钢件具有比渗碳高的疲劳强度、抗咬合性能和低的缺口敏感性；
(3)氮化物层是致密的氮化物薄膜，具有良好的抗腐蚀性；
(4)由于渗氮处理温度低，且渗氮后不用再热处理，故工件变形很小。
所以，渗氮处理在机械工业中获得广泛的应用，特别适宜许多精密零件的最终热处理，例如磨床主轴、镗床镗杆、机床丝杆以及各种冷作模具、热作模具、塑料模具和高速钢成型刀具等都采用渗氮处理。
　　目前广泛使用的渗氮方法有气体渗氮和离子渗氮。
　（一）气体渗氮
气体渗氮是将氨气通入加热到渗氮温度的密封渗氮罐中，使其分解出活性氮原子并被钢件吸收，扩散成一定深度的渗氮层的热处理过程。
　　氨气(NH3)在450℃以上温度时，与铁接触后分解：
2NH3→3H2+2[N]
α-Fe吸收活性氮原子，先形成氮在α-Fe中的固溶体,当含氮量超过α-Fe的固溶度时,便形成氮化物Fe4N(γ′相)和Fe2N(ε相)。
　　氮和许多元素都能形成氮化物，如CrN、Mo2N、AlN、VN等都具有很高的硬度和耐磨性，相当好的抗腐蚀性。由于氨气的分解温度低，故通常的渗氮温度在500～580℃之间，温度再提高，氮化层的硬度显著下降，降低其耐磨性。气体渗氮的保温时间很长，可以按每小时氮化层增厚0.01mm估算。
氨在渗氮过程中反应分解出来的氮和氢占炉气的百分比称为氨的分解率。分解率是渗氮过程质量控制的一个重要参数。如果氨的分解率太高，则意味着氨的通入量太少，大部分的氨已分解，产生的活性氮原子数量不足于钢件表面的吸收，形成不了高浓度的渗氮层，而且这时氮化罐中氢的浓度过高，将增大吸氢的机会，引起渗层的氢脆；但如果氨的分解率过低，意味着氨的通入量太多,氨在氮化罐中停留的时间太短,形成的活性氮原子和钢件表面接触的机会很少，也不利于钢件表面对氮原子的吸收。
渗氮温度对渗氮过程及渗氮层的硬度起决定性的作用。渗氮温度越高，渗氮层的增长速度越快，但渗氮层的硬度越低；反之，在较低的温度渗氮，则可得到
高硬度的渗氮层，但渗氮时间较长。
分段渗氮法是把渗氮的保温过程分为几个不同的阶段，
通过合理调整温度与时间的区域大幅度地缩短渗氮时间和
得到满意的渗氮层性能。图2-20、图2-21、图2-22分别
是38CrMoAlA钢一段渗氮、二段渗氮和三段渗氮的工艺
曲线。
钢件渗氮后一般不再进行热处理，为了提高钢件心部
的强韧性，渗氮前必须进行调质处理。图2-20 38CrMoAlA一段渗氮工艺

图2-21 38CrMoAlA二段渗氮工艺　图2-22 38CrMoAlA三段渗氮工艺
表2-9 常用渗氮用钢在氨中气体渗氮的工艺参数
钢号渗氮工艺渗氮层厚度
(mm) 表面层硬度
(HV10)
阶段温度(℃) 时间(h) 氨分解率()
38CrMoAlA 1
2 515±10
550±10 25
45 18～25
50～60 0.40～0.60 850～1000
1
2
3 510±10
550±10
550±10 8～10
12～14
3 15～35
35～65
>90 0.30～0.40 >700
40CrNiMoA 520±10 25 25～35 0.35～0.55 ≥80HR30N
1
2 520±10
545±10 20
10～15 25～35
35～50 0.40～0.70 ≥83HR15N
35CrMO 520±10 60～70 50～60 0.6～0.7 560～650
1
2 505±10
520±10 25
25 18～30
30～50 0.5～0.6 650～700
50CrVA 460±10 15～20 10～20 0.15～0.25
480±10 7～9 15～35 0.15～0.25
40Cr 490±10 24 15～35 0.20～0.30 ≥550
1
2 520±10
540±10 10～15
32 25～35
35～50 0.50～0.70 ≥50HRC
18CrNiWA 490±10 30 25～30 0.20～0.30 ≥600
18Cr2Ni4A 500±10 35 15～30 0.25～0.30 650～750
2Cr13 500±10 48 15～25 0.10～0.12 1000～1050
550±10 50 40～45 0.25～0.35 850～950
3Cr2W8V 535±10 12～16 25～40 0.15～0.20 1000～1100
4Cr5W2SiV 560±10 55 20～45 0.45～0.55 700～750
Cr12、Cr12Mo
Cr12MoV 1
2 480±10
530±10 18
22 14～27
30～60 ≤0.20 700～800
W18Cr4V 515±10 0.25～1 20～40 0.01～0.025 1100～1300
3Cr2Mo（P20）
4Cr13(S136)
　气体渗氮的缺点是渗氮时间太长，渗层的脆性较大。
表2-9是常用渗氮用钢在氨中气体渗氮的工艺参数。
生产中还经常有要求表面抗腐蚀的抗蚀渗氮，其目的是使零件表层获得15～60μ厚的比较致密的ε相层，在大气、潮湿大气、工业大气和水中具有高的化学稳定性，而具有一定的抗腐蚀能力。
渗氮层的组织如图2-23。

图2-23 38CrMoAl钢渗氮层组织

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（二）离子渗氮
离子渗氮是在离子渗氮炉中进行的。图2-23为离子渗氮装置简图, 工件放进离子渗氮炉中作为阴

图2-23 离子渗氮装置简图
极, 在真空中高压电埸把通入的氨气电离，带电的N离子和H离子轰击工件表面，一方面将巨大的动
能转变成热能把工件加热，使工件温度升到渗氮温度；另一方面由于离子轰击，使工件表面活化，N
离子直接渗入到工件表面和铁形成固溶体和氮化物。由于离子轰击的作用，离子渗氮比气体渗氮速度要
快好几倍，一般材料在540～560℃离子渗氮8～10h,渗层深度可达0.25～0.35mm。但继续延长保温时间，
渗层深度的增加速度变得越来越缓慢,超过20h以后其增加的速度就和气体渗氮相近了。所以离子渗氮
适宜较浅渗层的渗氮。
由于离子轰击的作用，离子渗氮的渗层硬度比较高，脆性比较小；同时可以对不锈钢进行渗氮；因为保温时间短，工件的变形也比较小。但是离子渗氮设备复杂，操作水平要求较高，同时炉内温度比较不均匀会使硬度也不均匀，而且容易引起打弧现象而烧坏工件，生产上难于大量推广。　
（三）渗氮用钢　　
渗氮层的高硬度和高耐磨性主要靠合金氮化物(MoN、AlN等)来保证，凡是含有Cr、Mo、Al等合金元素的钢都可进行渗氮，但只含Cr的中碳钢氮化层硬度较低。各国广泛应用的氮化钢主要是38Cr2MoAlA(相当于我国的38CrMoAlA), 近年来也开发了一系列氮化钢，如38Cr2WVAlA、30CrNi2WVA、30Cr3WA等。
　使用证明，高合金工具钢渗氮后可以大大提高其使用寿命，如高速钢成型刀具离子渗氮后，表面硬度可达1100HV以上，可以大大提高其切削速度和使用寿命；又如模具钢Cr12、Cr12MoV、4Cr5MoSiV(H13)、3Cr2W8V等渗氮后表面硬度也在1000HV以上，且由于氮化层具有减摩作用，也可显著提高模具的使用寿命。就是合金元素含量不高的塑料模具, 如3Cr2Mo(P20)、3Cr2Ni1Mo(718)等氮化后也可显著提高模具的使用寿命。
　（四）渗氮常见缺陷
渗氮常见缺陷的产生原因及防止措施如表2-10。
表2-10 　渗氮常见缺陷的产生原因及防止措施
缺陷类型产生原因防止措施
渗氮层硬度低或硬度不均匀渗氮温度偏高，采用第一段氛分解率过高
或渗氮罐与通氨管久未退氮．启用新渗氮罐经常校验仪表．热电偶．防止电位差计失灵．氨分解率取下限．渗氮马弗罐与通氨管退氮．新马弗罐应经过预渗．使分解率平衡控制
工件未洗净．表面有油渍，调质硬度低
材料组织不均匀
密封不良，炉盖等处漏气
装炉不当．气氛循环不良。局部防渗锡层流淌洗净油污
降低回火温度．提高调质后硬度
调整预备热处理工艺
更换石墨石棉垫，加强密封，合理装炉．保证气流畅通
改用其它防渗涂料
渗氮层厚度浅温度(尤其是两段渗氮的第二段温度)偏低
保温时间短
第二段氮分解率低
装炉不当．零件未经调质处理，零件靠的
太近，气氛循环不良适当提高温度．校正仪表及热电偶
酌情延长时间,提高氛分解率
合理装沪，保证零件间留有5mm以上空隙，通过调质处理使基体组织形成均匀致密的回火索氏体
渗氮层脆性大表面出现ζ相（Fe2N）渗氮后期将氨分解率提高到10以上，于500-570℃保温2-4 h．通过退氮使ζ→ε(Fe2-3N)
渗氮件变形超差机加工产生的应力较大、零件尺寸大、形状复杂
局部渗氮或渗氮面不对称
渗氮层较厚时因比容大而产生较大组织应力，导致变形
渗氮罐温谧度场不均匀度大
零件自重的影响或装炉方式不当粗磨后去应力处理，精磨进给量减小，采用缓慢、分阶段升温法减低热应力，即300℃以上每100℃保温lh。渗氮后冷却速度也尽量降低一些
改进设计，避免不对称；局部渗氮时加热与冷却速度应降低
胀大部位采用负公差，尺寸取下限：反之则尺寸取上限．选择合理的渗层厚度，防止过厚
改进电热体布置，深井炉分段控温．强化循环
长杆件吊挂时必须与轴中心线平行(垂直于端面)必要时设计专用卡具吊具
表面氧化色冷却时供氨不足，罐内负压而吸入空气
渗氮罐与炉盖处密封不好
干燥剂失效，氨中含水过多
出炉温度过高适当增大氨流量，保证罐内正压
改进密封措施
更换干燥剂
炉冷至200℃以下出炉
渗氮形成网状、脉状或鱼骨状氮化物渗氮温度太高，原始组织晶粒粗大、零件有尖角、锐边，表面脱碳严重
加工粗糙度高
液氨含水量大高
气氛氮势过高酌量降低并严格控制温度．调质时淬火温度过高应降低．改进设计．尽量避免尖角．锐边，调质处理的淬火工序应在充分脱氧的盐炉或保护气氛炉中进行，或表面脱破层在机加工时能完全切除
渗氮前的磨削加工后期进给量减小，提高光洁度
干燥剂应定时烘烤或更换
控制氨分解率，勿使氮势过高
渗氮件表面有亮块．亮点，硬度不均匀罐内温差大
进氨管堵塞
零件表面有油污
装炉量太大．改进设备，使有效加热区温差减小
清理．硫通，
清洗去污
合理装护
化合物层不致密抗蚀性差氮浓度低，化合物层偏薄
冷却速度太慢．氮化物分解造成疏松层偏
厚
零件锈斑未除净氨分解率不宜过高
冷速适当调整
入炉前应除净锈斑

四、钢的碳氮共渗
向钢件表层同时渗入碳和氮的过程称为碳氮共渗。碳氮共渗的方法同样有固体、液体和气体三种，但固体法效果较差，劳动条件又差, 已很少采用；液体法盐浴有剧毒，也已逐渐被气体法取代。根据共渗温度不同，碳氮共渗可以分为高温(700～850℃)、中温(600～700℃)和低温(500～600℃)三种。
　（一）高温碳氮共渗
　　高温碳氮共渗又叫做氰化。由于温度比较高，碳原子扩散能力很强，所以以渗碳为主, 形成含氮的高碳奥氏体，淬火后得到含氮高碳马氏体。由于氮的渗入促进碳的渗入, 使共渗速度比渗碳快，保温4～6h可得到0.5～0.8mm的渗层，同时由于氮的渗入，提高了过冷奥氏体的稳定性，加上共渗温度比较低，奥氏体晶粒不会粗大，所以钢件碳氮共渗后可直接淬油，渗层组织为细针状的含氮马氏体加碳氮化合物和少量残余奥氏体。碳氮共渗层比渗碳层有更高的硬度、耐磨性、抗蚀性、弯曲强度和接触疲劳强度。但一般碳氮共渗层比渗碳层浅，所以一般用于承受载荷较轻，要求高耐磨性的零件。
　（二）低温氮碳共渗
低温氮碳共渗的温度较低，这时碳原子的扩散能力较弱，且铁素体溶碳能力很低,是以渗氮为主，形成氮碳化合物层。由于渗层硬度比渗氮层低，所以又称软氮化。由于碳的促进作用,软氮化的渗速比渗氮快得多。只要保温4～6h就可形成0.15～0.25mm的共渗层，大大缩短了共渗时间。软氮化的渗层除了表面的氮碳化合物层(白亮层),往里还有一定深度的扩散层，由氮化物和含氮铁素体组成，所以渗层硬度过渡较氮化层平缓，脆性较少。白亮层硬度虽比渗氮层稍低，但仍有较高的硬度、耐磨性和高的
疲劳强度。低温氮碳共渗处理温度低、时间短、变形小，且不受钢种限制, 适用于碳钢、合金钢和一些模具的处理。
　　表2-11为保温时间对低温氮碳共渗渗层深度与表面硬度的影响。
　　表2-11　保温时间对低温氮碳共渗层深度与表面硬度的影响
570℃保温时间 2h 4h
共渗层特性

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