3.1　热处理的概述

热处理是通过对固态金属或合金进行适当的加热、保温、冷却，以获得所需组织结构和性能的一种工艺方法。

通过热处理可以改善金属材料工艺性能和使用性能，充分挖掘材料的潜力，减轻工件的重量，节约材料和能源，降低成本，还能延长零件的使用寿命。因此，热处理是强化材料的重要手段之一。

钢铁材料是当前工业生产中的基本材料，因其具有同素异构转变的特点，故在热处理中能产生良好的组织结构变化，其热处理的应用价值更广泛。现代机床工业中，有60%～70%的工件要经过热处理；汽车、重型机械工业中，有75%～85%的工件要经过热处理；而滚动轴承和各种刃、模具几乎是百分之百地要进行热处理。热处理技术在整个机械制造工业中的地位是十分突出的。

在实际生产中，钢的热处理按其在加工路线中位置和作用的不同，可以分为预备热处理和最终热处理两大类；按其工艺方法和目的的不同，可以分为退火、正火、淬火、回火及表面热处理等。但是，任何一种热处理都是经过加热、保温和冷却三个阶段来完成的。热处理基本工艺曲线如图3-1所示。

3.1.1　钢在加热时的转变

热处理工艺过程中，钢的加热是第一环节。这一环节对钢冷却后的组织和性能有着重要的影响。实践中发现：钢在加热时获得细小、均匀的奥氏体，可以为随后的冷却工艺、产物结构和使用性能奠定良好的基础。

因此，钢热处理时的加热过程就是使组织获得全体或部分奥氏体的过程（简称为：奥氏体化）。由Fe-Fe₃C相图的分析中我们知道，A₁、A₃、A_cm是钢在极缓慢加热和冷却条件时获得的临界点（即平衡相变温度）。而在实际的热处理条件中，加热和冷却的速度较快，使得钢组织转变存在“滞后”现象。

故：实际加热时的钢组织转变总在平衡相变温度以上才能进行；冷却时的钢组织转变总在平衡相变温度以下才能进行。且加热和冷却的速度越快，实际组织转变温度偏离越大。为区别平衡相变温度，常将实际加热时的各临界点用A_c1、A_c3、A_ccm表示；实际冷却时的各临界点用A_r1、A_r3、A_rcm表示。如图3-2所示为加热和冷却对临界转变温度的影响。常用钢的相变临界点如表3-1所示。

（1）共析钢的奥氏体化过程

共析钢是含碳量为0.77%的钢，其室温组织为珠光体，即是由铁素体与渗碳体组成的混合物。铁素体含碳量很低，在A₁点仅为0.0218%；而渗碳体晶格复杂，含碳量高达6.69%。当钢加热到A_c1点以上时，珠光体转变成具有面心立方晶格的奥氏体，含碳量为0.77%，因此我们可以得出奥氏体化过程必须进行晶格的改组和铁、碳原子扩散。其奥氏体化过程（如图3-3所示）主要由以下三个方面来完成：

1）奥氏体晶核的形成和长大

由于F（铁素体）与Fe₃C（渗碳体）的晶界处原子排列紊乱，此外其含碳量与A（奥氏体）的相接近，因此奥氏体晶核优先在铁素体与渗碳体的晶界处形成，并不断长大，直至接触为止。

2）残余渗碳体的溶解

由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体差别很大，因此渗碳体向奥氏体溶解较为落后。在铁素体全部转化后，仍有部分渗碳体残留。这部分的残余渗碳体需要在持续保温环境中，继续不断地向奥氏体溶解，直至渗碳体全部消失。

3）奥氏体的均匀化

残余渗碳体全部溶解后，奥氏体晶粒中的碳浓度并不均匀，在原来渗碳体处含碳量较高，而原来铁素体处含碳量较低，经过持续地保温，原子不断扩散，奥氏体的含碳量逐渐变得均匀化。

当共析钢进行了完全的奥氏体化后，热处理加热环节的组织要求已达到。由于铁素体和渗碳体晶界多，有利于得到更多更细的奥氏体，并使冷却后的组织晶粒更细小，钢在室温时的力学性能更高，尤其是冲击韧性更高。但是，钢加热温度过高或保温时间过长则会使细小的奥氏体互相吞并而粗大（常称为“过热”现象），降低钢的力学性能，甚至极易使钢在随后的冷却过程中出现变形、开裂的危险。所以，钢的加热环节既要保证奥氏体化，同时又要避免过热现象出现，故应严格控制加热温度和保温时间。

（2）奥氏体晶粒大小对钢力学性能的影响

晶粒越细小，则晶界越多越曲折，阻止裂纹的传播能力越强，保证钢在热处理冷却环节中不易出现变形和开裂，并能更好地满足钢零件使用性能要求。为此奥氏体晶粒的大小是评定热处理加热质量的主要指标之一。一般是用钢试样在金相显微镜下放大100倍，将其晶粒与标准晶粒号比较而评定其等级。标准晶粒号常分为8个等级，其中1～4级为粗晶粒，5～8级为细晶粒，如图3-4所示。

高温下的奥氏体晶粒长大是一个自发过程。奥氏体化的温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒长大越明显。且随钢中的含碳量的增加，奥氏体晶粒长大倾向也增大。而在含碳量大于1.2%时，奥氏体晶界处存在的未溶Fe₃C能阻碍晶粒的长大。另外，当钢中加入如Ti、Nb、V、Zr等元素时，可在钢中生成稳定碳化物，也能起阻碍奥氏体晶粒长大的作用。控制奥氏体长大的基本措施：热处理加热时应合理选择并严格控制加热温度和保温时间；合理选择钢的原始组织及选含有一定量合金元素的钢材等。

（3）亚共析碳钢与过共析碳钢加热时的转变

由Fe-Fe₃C相图可知，亚、过共析钢与共析钢组织的不同，除了室温组织中有P外，亚共析碳钢有铁素体，过共析钢有二次渗碳体，因此，亚、过共析钢的奥氏体化过程较为复杂，除了有P→A外，还有F、Fe₃C向A转化与溶解的过程，如图3-5所示。

1）亚共析钢加热时的组织转变

亚共析钢加热到A_c1线以上后P→A；在A_c1～A_c3点升温过程中，铁素体F→A；温度到达A_c3点时，亚共析钢获取单一的奥氏体组织，进行了完全的奥氏体化。

2）过共析钢加热时的组织转变

过共析钢加热到A_c1线以上后P→A；在A_c1～A_ccm升温过程中，Fe₃C_Ⅱ→A；温度超过A_ccm点后，过共析碳钢的奥氏体化全部结束，获取单一的奥氏体组织，进行了完全的奥氏体化。

3.1.2　钢在冷却时的转变

钢在加热获得细小、均匀的奥氏体后，以不同的速度冷却将获得不同性能的室温产物。因此，钢在冷却时的组织转变规律更为重要。

（1）冷却方式

热处理工艺中，常采用的冷却方式有连续冷却和等温冷却两种，如图3-6所示。

等温冷却：把加热到A状态的钢，快速冷却到低于A_r1的某一温度，等温一段时间，使其组织发生转变，然后再冷却到室温。

连续冷却：把加热到A状态的钢，以不同的冷却速度（如空冷、随炉冷、油冷、水冷等）连续冷却到室温，使组织在连续的冷却过程中进行转变。

值得注意的是同一种钢，加热条件相同，但采用不同的冷却方法，钢所获得的力学性能存在明显差异。45钢经840℃加热后，不同条件冷却后的力学性能如表3-2所示。

实践发现，加热到奥氏体状态的钢快速冷却到A₁线以下后，奥氏体处于不稳定状态，并且过冷到A₁点以下并不是立即发生转变，而是经过一个孕育期后才开始转变。这种在A₁温度下孕育时期的、处于不稳定状态的奥氏体，称为“过冷A”。过冷A最终转变的组织产物及其转变规律，需要依靠曲线图来解决。等温转变曲线图是研究过冷奥氏体等温组织变化规律的重要工具之一。

（2）过冷奥氏体的等温转变图

过冷奥氏体在不同温度下的等温转变，会使钢的组织与性能发生一系列有规律的变化。由于共析钢组织结构较为简单，其组织变化很有代表性。现以共析钢的等温转变图为例介绍它的建立和应用。

1）共析钢过冷A等温转变图的建立

将共析钢制成若干薄片试样，统一加热到A_c1以上并保温一定时间，使其奥氏体化后，分别迅速放入到A₁以下不同温度（如710℃、650℃、600℃、550℃、400℃、…）的盐浴炉中进行等温转变。每隔一定时间确定其组织是否转变，从而获得过冷奥氏体的转变开始点和转变终了点，分别标注于温度-时间坐标图上，再用光滑线连接相同意义的点，即得到等温冷却转变图（因其曲线形状像字母C，故简称为C曲线）。如图3-7所示为共析钢过冷A等温转变图的建立方法。

2）共析钢C曲线中的重要的点、线和区域

鼻尖点——C曲线拐弯处约550℃、孕育时间最短、过冷A最不稳定、转变速度最快的点（图3-8）。它的位置对钢的热处理工艺有非常重要的影响。

四条线：

aa'线——称为“过冷A转变开始线”，是由过冷A等温转变开始点连接而成的线。

bb'线——称为“过冷A转变终了线”，是由过冷A等温转变终了点连接而成的线。

M_s线——约为230℃的一条水平线，是过冷A连续冷却向马氏体转变的开始线。

M_f线——约为-50℃的一条水平线，是过冷A连续冷却向马氏体转变的终了线。

五个区域：

A₁线以上——奥氏体稳定区；

A₁线以下～aa'线以左——过冷A孕育区；

aa'线～bb'线——过冷A转变过渡区，也是共存区；

bb'线以右——过冷A等温转变产物区；

M_s线～M_f线——马氏体转变区。

3）过冷A等温转变的产物和性能

过冷A在共析线温度以下等温冷却，其转变类型主要包括：

①珠光体型转变（A₁～550℃温度范围内等温）。

它是过冷奥氏体的高温转变类型，可使铁、碳原子充分扩散和完成晶格改组，获得铁素体和渗碳体片层相间的混合物；其转变也是通过形核和核长大来完成的。由于等温温度差异，使珠光体的片层间距不同，因此会形成珠光体、索氏体和托氏体三种不同产物。

珠光体P：在A₁～650℃范围内等温，因转变温度较高，获得粗片状的铁素体和渗碳体的混合物。

索氏体S：在650～600℃范围内等温，因过冷度较大，转变速度加快，形成细片状铁素体和渗碳体混合物。

托氏体T：在600～550℃范围内等温，形成极细片状的混合物。托氏体的力学性能取决于片层间距大小，间距越小，其强度、硬度和韧性越高。

②贝氏体型转变（550℃～M_s温度范围内等温）。

它是过冷奥氏体的中温转变类型，由于转变温度较低，只能完成晶格改组和铁、碳原子的短程迁移，为半扩散型的相变；形成的转变组织为贝氏体（是由过饱和含碳量的铁素体和极分散的渗碳体所组成的非片层状混合物）。显微组织如图3-9所示。

根据组织形态和形成温度不同，贝氏体可分为：上贝氏体（B_上）和下贝氏体（B_下）。

上贝氏体（B_上）：在550～350℃温度范围内等温形成的贝氏体；其显微组织呈羽状，力学性能很差，脆性大、强度很低。上贝氏体基本上无实用价值。

下贝氏体（B_下）：在350℃～M_s温度范围内等温形成的贝氏体；其显微组织呈黑针或竹叶状。下贝氏体有较高的强度、硬度，良好的塑性、韧性，具有较优良的综合力学性能。生产中常用等温淬火获得下贝氏体，以达到提高零件强韧性的要求。

③过冷A连续冷却的马氏体转变。

如图3-8所示，当钢以v₄的冷却速度急冷至M_s温度以下，过冷A将转变为马氏体组织，此转变过程为马氏体转变。由于冷却速度很快，此转变为无扩散型的相变，仅有晶格的改组（γ-Fe转变为α-Fe），而无铁、碳原子的扩散。这种碳在α-Fe中的过饱和的固溶体，称为马氏体，符号用“M”表示。

由于碳过饱和地溶入α-Fe中，α-Fe晶格畸变严重，因此马氏体以体心正方晶格呈现。

马氏体形态因钢中含碳量的不同，主要有针状M和板条M两类。

针状M是含碳量大于1.0%的钢经过淬火后所获得的组织形态［图3-10（a）］。其由于过饱和碳原子量大，提高了马氏体晶格畸变，固溶强化效果强烈，呈现硬度高和脆性大的性能特点。

板条M是含碳量小于0.25%的钢经过淬火后所获得的组织形态［图3-10（b）］。

其过饱和碳原子量较少，马氏体晶格畸变程度稍弱，固溶强化效果较高，呈现良好的强度和较好韧性的性能特点。

当选用含碳量为0.25%～1.0%的钢经过淬火后所获得的组织由针状M和板条M相混合，其性能介于两者之间。

M组织是钢铁材料热处理中极为重要的组织之一，对于强化钢铁材料起着关键性的作用。

过冷A向马氏体转变是在急速连续冷却条件下，转变是在M_s～M_f范围内通过形核和核长大进行的；其转变速度极快；转变中会伴随有一定的体积膨胀，因而产生较大的内应力；冷却如在中途停止，则马氏体转变也随之停止；即便连续冷却至M_f，仍有一定量的奥氏体不能转变而残留，这些奥氏体称为残余奥氏体（其存在降低了淬火钢的硬度、耐磨性，而且有继续转变、引起零件变形或尺寸变化的可能），一般用冷处理减少残余奥氏体量。

（3）过冷奥氏体的等温转变图的应用

1）利用等温转变图来估计连续冷却转变过程和产物

如图3-8所示，图示中v₁、v₂、v₃、v₄分别是采用炉内冷却、空气中冷却、油中冷却和水中冷却的冷却速度，根据冷却速度线与C曲线相交的位置，可获得估计产物依次为：P、S、T+M、M+A_残。

2）确定钢的淬火冷却速度

为使钢在淬火时能获得马氏体组织，就必须使其冷却速度大于v_临（图3-8）。v_临是恰好与C曲线鼻尖相切的冷却速度，是保证钢在连续冷却过程中（不产生P或B转变）能全体向马氏体转变的最小冷却速度——称为临界冷却速度。它为钢淬火工艺的制订提供了重要依据。