3.1　熱處理的概述

熱處理是通過對固態金屬或合金進行適當的加熱、保溫、冷卻，以獲得所需組織結構和性能的一種工藝方法。

通過熱處理可以改善金屬材料工藝性能和使用性能，充分挖掘材料的潛力，減輕工件的重量，節約材料和能源，降低成本，還能延長零件的使用壽命。因此，熱處理是強化材料的重要手段之一。

鋼鐵材料是當前工業生產中的基本材料，因其具有同素異構轉變的特點，故在熱處理中能產生良好的組織結構變化，其熱處理的應用價值更廣泛。現代機床工業中，有60%～70%的工件要經過熱處理；汽車、重型機械工業中，有75%～85%的工件要經過熱處理；而滾動軸承和各種刃、模具幾乎是百分之百地要進行熱處理。熱處理技術在整個機械制造工業中的地位是十分突出的。

在實際生產中，鋼的熱處理按其在加工路線中位置和作用的不同，可以分為預備熱處理和最終熱處理兩大類；按其工藝方法和目的的不同，可以分為退火、正火、淬火、回火及表面熱處理等。但是，任何一種熱處理都是經過加熱、保溫和冷卻三個階段來完成的。熱處理基本工藝曲線如圖3-1所示。

3.1.1　鋼在加熱時的轉變

熱處理工藝過程中，鋼的加熱是第一環節。這一環節對鋼冷卻后的組織和性能有著重要的影響。實踐中發現：鋼在加熱時獲得細小、均勻的奧氏體，可以為隨后的冷卻工藝、產物結構和使用性能奠定良好的基礎。

因此，鋼熱處理時的加熱過程就是使組織獲得全體或部分奧氏體的過程（簡稱為：奧氏體化）。由Fe-Fe₃C相圖的分析中我們知道，A₁、A₃、A_cm是鋼在極緩慢加熱和冷卻條件時獲得的臨界點（即平衡相變溫度）。而在實際的熱處理條件中，加熱和冷卻的速度較快，使得鋼組織轉變存在“滯后”現象。

故：實際加熱時的鋼組織轉變總在平衡相變溫度以上才能進行；冷卻時的鋼組織轉變總在平衡相變溫度以下才能進行。且加熱和冷卻的速度越快，實際組織轉變溫度偏離越大。為區別平衡相變溫度，常將實際加熱時的各臨界點用A_c1、A_c3、A_ccm表示；實際冷卻時的各臨界點用A_r1、A_r3、A_rcm表示。如圖3-2所示為加熱和冷卻對臨界轉變溫度的影響。常用鋼的相變臨界點如表3-1所示。

（1）共析鋼的奧氏體化過程

共析鋼是含碳量為0.77%的鋼，其室溫組織為珠光體，即是由鐵素體與滲碳體組成的混合物。鐵素體含碳量很低，在A₁點僅為0.0218%；而滲碳體晶格復雜，含碳量高達6.69%。當鋼加熱到A_c1點以上時，珠光體轉變成具有面心立方晶格的奧氏體，含碳量為0.77%，因此我們可以得出奧氏體化過程必須進行晶格的改組和鐵、碳原子擴散。其奧氏體化過程（如圖3-3所示）主要由以下三個方面來完成：

1）奧氏體晶核的形成和長大

由于F（鐵素體）與Fe₃C（滲碳體）的晶界處原子排列紊亂，此外其含碳量與A（奧氏體）的相接近，因此奧氏體晶核優先在鐵素體與滲碳體的晶界處形成，并不斷長大，直至接觸為止。

2）殘余滲碳體的溶解

由于滲碳體的晶體結構和含碳量都與奧氏體差別很大，因此滲碳體向奧氏體溶解較為落后。在鐵素體全部轉化后，仍有部分滲碳體殘留。這部分的殘余滲碳體需要在持續保溫環境中，繼續不斷地向奧氏體溶解，直至滲碳體全部消失。

3）奧氏體的均勻化

殘余滲碳體全部溶解后，奧氏體晶粒中的碳濃度并不均勻，在原來滲碳體處含碳量較高，而原來鐵素體處含碳量較低，經過持續地保溫，原子不斷擴散，奧氏體的含碳量逐漸變得均勻化。

當共析鋼進行了完全的奧氏體化后，熱處理加熱環節的組織要求已達到。由于鐵素體和滲碳體晶界多，有利于得到更多更細的奧氏體，并使冷卻后的組織晶粒更細小，鋼在室溫時的力學性能更高，尤其是沖擊韌性更高。但是，鋼加熱溫度過高或保溫時間過長則會使細小的奧氏體互相吞并而粗大（常稱為“過熱”現象），降低鋼的力學性能，甚至極易使鋼在隨后的冷卻過程中出現變形、開裂的危險。所以，鋼的加熱環節既要保證奧氏體化，同時又要避免過熱現象出現，故應嚴格控制加熱溫度和保溫時間。

（2）奧氏體晶粒大小對鋼力學性能的影響

晶粒越細小，則晶界越多越曲折，阻止裂紋的傳播能力越強，保證鋼在熱處理冷卻環節中不易出現變形和開裂，并能更好地滿足鋼零件使用性能要求。為此奧氏體晶粒的大小是評定熱處理加熱質量的主要指標之一。一般是用鋼試樣在金相顯微鏡下放大100倍，將其晶粒與標準晶粒號比較而評定其等級。標準晶粒號常分為8個等級，其中1～4級為粗晶粒，5～8級為細晶粒，如圖3-4所示。

高溫下的奧氏體晶粒長大是一個自發過程。奧氏體化的溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒長大越明顯。且隨鋼中的含碳量的增加，奧氏體晶粒長大傾向也增大。而在含碳量大于1.2%時，奧氏體晶界處存在的未溶Fe₃C能阻礙晶粒的長大。另外，當鋼中加入如Ti、Nb、V、Zr等元素時，可在鋼中生成穩定碳化物，也能起阻礙奧氏體晶粒長大的作用。控制奧氏體長大的基本措施：熱處理加熱時應合理選擇并嚴格控制加熱溫度和保溫時間；合理選擇鋼的原始組織及選含有一定量合金元素的鋼材等。

（3）亞共析碳鋼與過共析碳鋼加熱時的轉變

由Fe-Fe₃C相圖可知，亞、過共析鋼與共析鋼組織的不同，除了室溫組織中有P外，亞共析碳鋼有鐵素體，過共析鋼有二次滲碳體，因此，亞、過共析鋼的奧氏體化過程較為復雜，除了有P→A外，還有F、Fe₃C向A轉化與溶解的過程，如圖3-5所示。

1）亞共析鋼加熱時的組織轉變

亞共析鋼加熱到A_c1線以上后P→A；在A_c1～A_c3點升溫過程中，鐵素體F→A；溫度到達A_c3點時，亞共析鋼獲取單一的奧氏體組織，進行了完全的奧氏體化。

2）過共析鋼加熱時的組織轉變

過共析鋼加熱到A_c1線以上后P→A；在A_c1～A_ccm升溫過程中，Fe₃C_Ⅱ→A；溫度超過A_ccm點后，過共析碳鋼的奧氏體化全部結束，獲取單一的奧氏體組織，進行了完全的奧氏體化。

3.1.2　鋼在冷卻時的轉變

鋼在加熱獲得細小、均勻的奧氏體后，以不同的速度冷卻將獲得不同性能的室溫產物。因此，鋼在冷卻時的組織轉變規律更為重要。

（1）冷卻方式

熱處理工藝中，常采用的冷卻方式有連續冷卻和等溫冷卻兩種，如圖3-6所示。

等溫冷卻：把加熱到A狀態的鋼，快速冷卻到低于A_r1的某一溫度，等溫一段時間，使其組織發生轉變，然后再冷卻到室溫。

連續冷卻：把加熱到A狀態的鋼，以不同的冷卻速度（如空冷、隨爐冷、油冷、水冷等）連續冷卻到室溫，使組織在連續的冷卻過程中進行轉變。

值得注意的是同一種鋼，加熱條件相同，但采用不同的冷卻方法，鋼所獲得的力學性能存在明顯差異。45鋼經840℃加熱后，不同條件冷卻后的力學性能如表3-2所示。

實踐發現，加熱到奧氏體狀態的鋼快速冷卻到A₁線以下后，奧氏體處于不穩定狀態，并且過冷到A₁點以下并不是立即發生轉變，而是經過一個孕育期后才開始轉變。這種在A₁溫度下孕育時期的、處于不穩定狀態的奧氏體，稱為“過冷A”。過冷A最終轉變的組織產物及其轉變規律，需要依靠曲線圖來解決。等溫轉變曲線圖是研究過冷奧氏體等溫組織變化規律的重要工具之一。

（2）過冷奧氏體的等溫轉變圖

過冷奧氏體在不同溫度下的等溫轉變，會使鋼的組織與性能發生一系列有規律的變化。由于共析鋼組織結構較為簡單，其組織變化很有代表性。現以共析鋼的等溫轉變圖為例介紹它的建立和應用。

1）共析鋼過冷A等溫轉變圖的建立

將共析鋼制成若干薄片試樣，統一加熱到A_c1以上并保溫一定時間，使其奧氏體化后，分別迅速放入到A₁以下不同溫度（如710℃、650℃、600℃、550℃、400℃、…）的鹽浴爐中進行等溫轉變。每隔一定時間確定其組織是否轉變，從而獲得過冷奧氏體的轉變開始點和轉變終了點，分別標注于溫度-時間坐標圖上，再用光滑線連接相同意義的點，即得到等溫冷卻轉變圖（因其曲線形狀像字母C，故簡稱為C曲線）。如圖3-7所示為共析鋼過冷A等溫轉變圖的建立方法。

2）共析鋼C曲線中的重要的點、線和區域

鼻尖點——C曲線拐彎處約550℃、孕育時間最短、過冷A最不穩定、轉變速度最快的點（圖3-8）。它的位置對鋼的熱處理工藝有非常重要的影響。

四條線：

aa'線——稱為“過冷A轉變開始線”，是由過冷A等溫轉變開始點連接而成的線。

bb'線——稱為“過冷A轉變終了線”，是由過冷A等溫轉變終了點連接而成的線。

M_s線——約為230℃的一條水平線，是過冷A連續冷卻向馬氏體轉變的開始線。

M_f線——約為-50℃的一條水平線，是過冷A連續冷卻向馬氏體轉變的終了線。

五個區域：

A₁線以上——奧氏體穩定區；

A₁線以下～aa'線以左——過冷A孕育區；

aa'線～bb'線——過冷A轉變過渡區，也是共存區；

bb'線以右——過冷A等溫轉變產物區；

M_s線～M_f線——馬氏體轉變區。

3）過冷A等溫轉變的產物和性能

過冷A在共析線溫度以下等溫冷卻，其轉變類型主要包括：

①珠光體型轉變（A₁～550℃溫度范圍內等溫）。

它是過冷奧氏體的高溫轉變類型，可使鐵、碳原子充分擴散和完成晶格改組，獲得鐵素體和滲碳體片層相間的混合物；其轉變也是通過形核和核長大來完成的。由于等溫溫度差異，使珠光體的片層間距不同，因此會形成珠光體、索氏體和托氏體三種不同產物。

珠光體P：在A₁～650℃范圍內等溫，因轉變溫度較高，獲得粗片狀的鐵素體和滲碳體的混合物。

索氏體S：在650～600℃范圍內等溫，因過冷度較大，轉變速度加快，形成細片狀鐵素體和滲碳體混合物。

托氏體T：在600～550℃范圍內等溫，形成極細片狀的混合物。托氏體的力學性能取決于片層間距大小，間距越小，其強度、硬度和韌性越高。

②貝氏體型轉變（550℃～M_s溫度范圍內等溫）。

它是過冷奧氏體的中溫轉變類型，由于轉變溫度較低，只能完成晶格改組和鐵、碳原子的短程遷移，為半擴散型的相變；形成的轉變組織為貝氏體（是由過飽和含碳量的鐵素體和極分散的滲碳體所組成的非片層狀混合物）。顯微組織如圖3-9所示。

根據組織形態和形成溫度不同，貝氏體可分為：上貝氏體（B_上）和下貝氏體（B_下）。

上貝氏體（B_上）：在550～350℃溫度范圍內等溫形成的貝氏體；其顯微組織呈羽狀，力學性能很差，脆性大、強度很低。上貝氏體基本上無實用價值。

下貝氏體（B_下）：在350℃～M_s溫度范圍內等溫形成的貝氏體；其顯微組織呈黑針或竹葉狀。下貝氏體有較高的強度、硬度，良好的塑性、韌性，具有較優良的綜合力學性能。生產中常用等溫淬火獲得下貝氏體，以達到提高零件強韌性的要求。

③過冷A連續冷卻的馬氏體轉變。

如圖3-8所示，當鋼以v₄的冷卻速度急冷至M_s溫度以下，過冷A將轉變為馬氏體組織，此轉變過程為馬氏體轉變。由于冷卻速度很快，此轉變為無擴散型的相變，僅有晶格的改組（γ-Fe轉變為α-Fe），而無鐵、碳原子的擴散。這種碳在α-Fe中的過飽和的固溶體，稱為馬氏體，符號用“M”表示。

由于碳過飽和地溶入α-Fe中，α-Fe晶格畸變嚴重，因此馬氏體以體心正方晶格呈現。

馬氏體形態因鋼中含碳量的不同，主要有針狀M和板條M兩類。

針狀M是含碳量大于1.0%的鋼經過淬火后所獲得的組織形態［圖3-10（a）］。其由于過飽和碳原子量大，提高了馬氏體晶格畸變，固溶強化效果強烈，呈現硬度高和脆性大的性能特點。

板條M是含碳量小于0.25%的鋼經過淬火后所獲得的組織形態［圖3-10（b）］。

其過飽和碳原子量較少，馬氏體晶格畸變程度稍弱，固溶強化效果較高，呈現良好的強度和較好韌性的性能特點。

當選用含碳量為0.25%～1.0%的鋼經過淬火后所獲得的組織由針狀M和板條M相混合，其性能介于兩者之間。

M組織是鋼鐵材料熱處理中極為重要的組織之一，對于強化鋼鐵材料起著關鍵性的作用。

過冷A向馬氏體轉變是在急速連續冷卻條件下，轉變是在M_s～M_f范圍內通過形核和核長大進行的；其轉變速度極快；轉變中會伴隨有一定的體積膨脹，因而產生較大的內應力；冷卻如在中途停止，則馬氏體轉變也隨之停止；即便連續冷卻至M_f，仍有一定量的奧氏體不能轉變而殘留，這些奧氏體稱為殘余奧氏體（其存在降低了淬火鋼的硬度、耐磨性，而且有繼續轉變、引起零件變形或尺寸變化的可能），一般用冷處理減少殘余奧氏體量。

（3）過冷奧氏體的等溫轉變圖的應用

1）利用等溫轉變圖來估計連續冷卻轉變過程和產物

如圖3-8所示，圖示中v₁、v₂、v₃、v₄分別是采用爐內冷卻、空氣中冷卻、油中冷卻和水中冷卻的冷卻速度，根據冷卻速度線與C曲線相交的位置，可獲得估計產物依次為：P、S、T+M、M+A_殘。

2）確定鋼的淬火冷卻速度

為使鋼在淬火時能獲得馬氏體組織，就必須使其冷卻速度大于v_臨（圖3-8）。v_臨是恰好與C曲線鼻尖相切的冷卻速度，是保證鋼在連續冷卻過程中（不產生P或B轉變）能全體向馬氏體轉變的最小冷卻速度——稱為臨界冷卻速度。它為鋼淬火工藝的制訂提供了重要依據。