熱處理—將固體金屬或合金在一定介質中的加熱、保溫和冷卻，以改變材料整體或表面組織，從而獲得所需要的工藝性能。大多數熱處理工藝都要將鋼加熱到臨界溫度以上，獲得全部或部分奧氏體組織，即奧氏體化。
奧氏體的形成
奧氏體的形成是形核和長大的過程，也是Fe，C原子擴散和晶格改變的過程。
分為四步。共析鋼中奧氏體的形成過程如圖1所示：
第一步 奧氏體晶核形成：首先在a與Fe3C相界形核。
第二步 奧氏體晶核長大：g晶核通過碳原子的擴散向a和Fe3C方向長大。
第三步 殘余Fe3C溶解:鐵素體的成分、結構更接近于奧氏體，因而先消失。殘余的Fe3C隨保溫時間延長繼續(xù)溶解直至消失。
第四步 奧氏體成分均勻化：Fe3C溶解后，其所在部位碳含量仍很高，通過長時間保溫使奧氏體成分趨于均勻。
圖1 奧氏體的形成示意圖
亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體化過程與共析鋼基本相同。但由于先共析a或二次Fe3C的存在，要獲得全部奧氏體組織，必須相應加熱到Ac3或Accm以上。
2. 影響奧氏體轉變速度的因素
（1）加熱溫度和速度增加→轉變快；
（2）鋼中的碳質量分數增加或Fe3C片間距減小→界面多，形核多→轉變快；
(3)合金元素→鈷、鎳增加奧氏體化速度，鉻、鉬等降低奧氏體化速度。
3.奧氏體晶粒度
（1）奧氏體晶粒度—奧氏體晶粒越細，退火后組織細，則鋼的強度、塑性、韌性較好。淬火后得到的馬氏體也細小，韌性得到改善。某一具體熱處理或加工條件下的奧氏體的晶粒度叫實際晶粒度。奧氏體化剛結束時的晶粒度稱起始晶粒度，此時晶粒細小均勻。通常將鋼加熱到930±10℃奧氏體化后，保溫8小時，設法把奧氏體晶粒保留到室溫測得的晶粒度為本質晶粒度。用來衡量鋼加熱時奧氏體晶粒的長大傾向。g晶粒度為1-4級的是本質粗晶粒鋼,5-8級的是本質細晶粒鋼。前者晶粒長大傾向大，后者晶粒長大傾向小。
（2）影響奧氏體晶粒度的因素
第一，加熱溫度越高，保溫時間越長→晶粒尺寸越大。
第二，碳質量分數越大晶粒長大傾向增多。加入合金有利于得到本質細晶粒鋼。
鋼在冷卻時的轉變
處于臨界點A1以下的奧氏體稱過冷奧氏體。過冷奧氏體是非穩(wěn)定組織，遲早要發(fā)生轉變。冷卻的方式有兩種，第一是等溫冷卻，使其在某個溫度下恒溫轉變，第二是連續(xù)冷卻。
1.過冷奧氏體的等溫轉變
過冷奧氏體:當溫度在A1以上時，奧氏體是穩(wěn)定的。在A1以下時，奧氏體處于過冷狀態(tài)稱為過冷奧氏體。過冷奧氏體轉變是在臨界點以下某個恒溫下發(fā)生，就稱為過冷奧氏體的等溫轉變。轉變在連續(xù)冷卻的過程中發(fā)生，稱為過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變。
⑴共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線（TTT或C曲線）如圖1所示。
圖1共析鋼的C曲線
隨過冷度不同，過冷奧氏體將發(fā)生珠光體轉變、貝氏體轉變和馬氏體轉變三種類型轉變。
①高溫轉變，A1～550℃，過冷奧氏體→珠光體型組織，此溫區(qū)稱為珠光體轉變區(qū)，
珠光體是鐵素體和滲碳體的機械混合物，滲碳體呈層片狀分布在鐵素體基體上，按層間距珠光體組織分為珠光體P、索氏體S和屈氏體T，如圖2所示。形成溫度為A1-650℃，片層較厚，500倍光鏡下可辨，用符號P表示；形成溫度為650-600℃，片層較薄，800-1000倍光鏡下可辨，用符號S表示。形成溫度為600-550℃，片層極薄，電鏡下可辨，用符號T表示。
珠光體、索氏體、屈氏體三種組織無本質區(qū)別，只是形態(tài)上的粗細之分，因此其界限也是相對的。片間距越小，鋼的強度、硬度越高，而塑性和韌性略有改善。
珠光體轉變也是形核和長大的過程。滲碳體晶核首先在奧氏體晶界上形成，在長大過程中，其兩側奧氏體的含碳量下降，促進了鐵素體形核，兩者相間形核并長大，形成一個珠光體團。珠光體轉變是擴散型轉變。珠光體顯微組織轉變過程見（I3-17）。
②中溫轉變，550℃～MS過冷奧氏體→貝氏體（B），此溫度區(qū)稱為貝氏體轉變區(qū)。
過冷奧氏體在350℃～550℃之間轉變產物稱為上貝氏體。過冷奧氏體在350℃～MS之間轉變產物稱為下貝氏體。上貝氏體呈羽毛狀，小片滲碳體分布在成排鐵素體片之間。上貝氏體顯微組織見 （I3-18），其形成溫度
較高，鐵素體片較寬，塑性變形抗力較低，且滲碳體分布在鐵素體片之間，易引起脆斷，強度和韌性都較差。上貝氏體的轉變過程見圖3所示。
圖3 上貝氏體轉變過程
下貝氏體呈黑色針狀，下貝氏體顯微組織見（I3-19），鐵素體針內沿一定方向分布細 小的碳化物顆粒。其
形成溫度較低，鐵素體針細小，無方向性，碳過飽和度大，位錯密度高。碳化鎢分布均勻，彌散度大，所以
硬度高，韌性好，有實際應用價值。下貝氏體的轉變過程見圖4所示。貝氏體的轉變是只有C原子擴散的半擴
散型轉變。
圖4 下貝氏體轉變過程
③低溫轉變，MS～Mf 過冷A→馬氏體(M)。
當奧氏體過冷到Ms以下將轉變?yōu)轳R氏體類型組織，是Fe原子和C原子都不擴散的非擴散型轉變，馬氏體轉變是強化鋼的重要途徑之一。馬氏體是碳在a-Fe中的過飽和固溶體稱馬氏體，用M表示。馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到馬氏體中。
馬氏體具有體心正方晶格（a=b≠c），軸比c/a稱馬氏體的正方度。C%越高，正方度越大，正方畸變越嚴重。當＜0.25%C時，c/a=1，此時馬氏體為體心立方晶格。
馬氏體的形態(tài)分板條和針狀兩類。第一種是板條馬氏體，其立體形態(tài)為細長的扁棒狀，在光學顯微鏡下板條馬氏體為一束束的細條組織。每束內條與條之間尺寸大致相同并呈平行排列，一個奧氏體晶粒內可形成幾個取向不同的馬氏體束。在電鏡下，板條內的亞結構主要是高密度的位錯，r=1012/cm2,又稱位錯馬氏體。顯微組織見（I3-20）。第二種是針狀馬氏體，其立體形態(tài)為雙凸透鏡形的片狀。顯微組織為針狀。在電鏡下，亞結構主要是孿晶，又稱孿晶馬氏體。顯微組織見（I3-21）。馬氏體的形態(tài)主要取決于其含碳量，當C%小于0.2%時，組織幾乎全部是板條馬氏體，C%大于1.0%C時幾乎全部是針狀馬氏體，C%在0.2-1.0%之間為板條與針狀的混合組織。其形態(tài)與含碳量的關系如圖5所示。
圖5 馬氏體形態(tài)與含碳量的關系
馬氏體的塑性和韌性主要取決于其亞結構的形式。針狀馬氏體脆性大，板條馬氏體具有較好的塑性和韌性。
⑵ 過冷奧氏體的連續(xù)轉變
實際生產中多采用連續(xù)冷卻，研究連續(xù)冷卻更有實際意義。
①共析鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變。
共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉變曲線（CCT）如圖6所示。共析鋼的CCT曲線沒有貝氏體轉變區(qū)，在珠光體轉變區(qū)之下多了一條轉變中止線。當連續(xù)冷卻曲線碰到轉變中止線時，珠光體轉變中止，余下的奧氏體一直保持到Ms以下轉變?yōu)轳R氏體。
圖6 共析鋼過冷奧氏體冷卻曲線
圖6中的Vk為CCT曲線的臨界冷卻速度，即獲得全部馬氏體組織時的最小冷卻速度，Vk’為TTT曲線的臨界冷卻速度。Vk‘>1.5Vk。
CCT曲線位于TTT曲線右下方。CCT曲線獲得困難，TTT曲線容易測得。可用TTT曲線定性說明連續(xù)冷卻時的組織轉變情況。方法是將連續(xù)冷卻曲線繪在C曲線上，依其與C曲線交點的位置來說明最終轉變產物。
轉變過程及產物：
在緩慢冷卻時，過冷A將轉變?yōu)橹楣怏w，其轉變溫度高，珠光體呈粗片狀。以稍快速度冷卻時，過冷A轉變?yōu)樗魇象w，為細片狀組織。采用油冷時過冷A有部分轉變?yōu)榍象w，剩余A在冷卻到MS線下以后轉變?yōu)轳R氏體，冷卻到室溫時，還有少量的A留下來，稱為殘余奧氏體。當以很快的速度水冷時，奧氏體過冷到MS點以下，發(fā)生馬氏體轉變，冷卻到室溫也會保留部分殘余A，組織為殘余奧氏體+馬氏體。
過冷A為馬氏體低溫轉變過程，轉變溫度在MS——Mf之間，該溫區(qū)稱為馬氏體轉變區(qū)。
②亞共析鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變
爐冷→ F + P
空冷→ F + S
油冷→ T + M
水冷→ M
③過共析鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變
爐冷→ P + Fe3CⅡ
空冷→ S + Fe3CⅡ
油冷→ T + M + A'
水冷→ M + A'
過共析鋼CCT曲線也無貝氏體轉變區(qū),但比共析鋼CCT曲線多一條A→Fe3C轉變開始線。由于Fe3C的析出,奧氏體中含碳量下降,因而Ms線右端升高。
亞共析鋼CCT曲線有貝氏體轉變區(qū)，還多A→F開始線,F析出使A含碳量升高,因而Ms線右端下降，如圖7所示。
圖7a 過共析鋼CCT曲線 圖7b 亞共析鋼CCT曲線
綜上所述，剛在冷卻時，過冷奧氏體的轉變產物根據轉變溫度的高低可分為高溫產物珠光體、索氏體、屈氏體，中溫產物上貝氏體、下貝氏體，低溫轉變產物馬氏體。隨著轉變溫度的降低，其轉變產物的硬度增加，韌性變化較為復雜。
鋼的普通熱處理
1.退火
將組織偏離平衡狀態(tài)的鋼加熱到適當溫度，保溫到一定時間，然后緩慢冷卻（隨爐冷卻），獲得接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。退火的目的是調整硬度，便于切削加工。適合加工的硬度為170-250HBS；消除內應力，防止加工中變形；細化晶粒，為最終熱處理作組織準備。常用的退火設備為退火爐（I3-22）。
根據目的和要求分類，鋼的退火分為完全退火、等溫退火、球化退火、擴散退火和去應力退火。各種退火方式的加熱溫度如圖1所示。
圖1 退火方式
⑴完全退火—重結晶退火，鋼加熱到Ac3以上20℃-30℃，保溫一段時間后隨爐冷卻，獲得接近平衡組織的熱處理工藝。目的—通過完全重結晶，使熱加工造成的粗大、不均勻的組織均勻化和細化，以提高性能。或使中碳以上的碳鋼和合金鋼得到接近平衡狀態(tài)的組織，以降低硬度，改善切削加工性能。
應用—亞共析鋼，過共析鋼不宜采用。
⑵等溫退火—是將鋼件或毛坯加熱高于Ac3以上30到50度的溫度保溫適當時間后較快的冷卻到珠光體區(qū)的某一溫度，并等溫保持，使奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w組織，緩慢冷卻。目的—與完全退火相同，但轉變較易控制，對于奧氏體較穩(wěn)定的合金鋼，縮短退火時間。
⑶球化退火—隨爐加熱到Ac1+30-50℃，在較長的保溫一段時間，保證二次滲碳體自發(fā)球化，之后隨爐冷卻。
應用—過共析鋼，如工具鋼、滾珠軸承鋼等。 目的—使二次滲碳體及珠光體中的滲碳體球狀化，以降低硬度，改善切削加工性能，為淬火作準備。球化退火的組織為鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，稱球狀珠光體（I3-23），用P球表示。對于有網狀二次滲碳體的過共析鋼，球化退火前應先進行正火，以消除網狀。
⑷擴散退火—為減少鋼錠、鑄件或鍛坯的化學成分和組織不均勻性，將其加熱到略低于固相線的溫度，長時間的保溫并進行緩慢冷卻工藝。擴散退火后鋼的晶粒很粗大，因此一般再進行完全退火或正火。
⑸去應力退火—為消除鑄造、鍛造、焊接和機加工、冷變形等冷熱加工在工件中造成的殘留內應力而進行低溫退火。將鋼件加熱至低于Ac1的某一溫度，保溫，隨爐冷卻。
2.正火
鋼材或鋼件加熱到Ac3（亞共析鋼）和Accm（過共析鋼）以上30℃—50℃，保溫適當時間后，在自由流動的空氣中均勻冷卻的熱處理工藝為正火。
正火后的組織:亞共析鋼為F+S,共析鋼為S，過共析鋼為S+Fe3CⅡ正火與完全退火的主要差別在于冷卻速度快些，目的是讓鋼組織正常化，亦稱常化處理。
應用：
最終熱處理 正火可以細化晶粒，使組織均勻化，減少亞共析鋼中鐵素體含量，使珠光體含量增多并細化，從而提高鋼的強度、硬度和韌性。對于普通結構鋼零件，機械性能要求不高時，作為最終熱處理。
預先熱處理 對于截面較大的合金結構鋼件，在淬火或調質處理前常進行正火處理。改善切削加工性能 低碳鋼或低碳合金鋼退火后硬度太低，不便于切削，正火提高硬度。
要改善切削加工性能，低碳鋼用正火，中碳鋼用退火或正火,高碳鋼用球化退火方式。
3.淬火
將鋼加熱到相變溫度以上，保溫一段時間，然后快速冷卻獲得馬氏體組織的熱處理工藝。淬火是鋼的最重要的強化方法，常用的淬火設備為淬火爐（I3-24）。
⑴淬火工藝
①淬火溫度的選定
一般情況，亞共析鋼的淬火溫度為Ac3以上30℃—50℃；亞共析鋼淬火后的組織（I3-25） 為馬氏體或馬氏體加殘余奧氏體；共析鋼和過共析鋼的淬火溫度為Ac1以上30℃—50℃。共析鋼淬火后的組織（I3-26）為馬氏體加殘余奧氏體，過共析鋼淬火后的組織（I3-27）為馬氏體加殘余奧氏體加少量滲碳體顆粒。
②加熱時間的確定，加熱時間包括升溫和保溫時間。
③淬火冷卻介質
常用的冷卻介質是水和油，水的溫度控制在30℃以下，在生產上主要用于形狀簡單、截面較大的碳鋼零件的淬火。淬火油一般用于合金鋼的淬火介質。為了減少零件淬火的變形，可用鹽浴作為淬火介質。
④淬火方法
常用淬火方法有單介質淬火、雙介質淬火、分級淬火和等溫淬火。
⑵鋼的淬透性
①鋼的淬透性
鋼接受淬火時形成馬氏體的能力叫做鋼的淬透性。在實際生產中，往往要測定淬火工件的淬透層深度—試樣表面至半馬氏體區(qū)的距離。同樣淬火條件下，淬透層深度越大，則反應鋼的淬透性越好。鋼淬火后硬度會大幅度提高，能夠達到的最高硬度較鋼的淬硬性，主要取決于馬氏體的含碳量。
同一材料的淬硬層深度與工件尺寸、冷卻介質有關。工件尺寸小、介質冷卻能力強，淬硬層深。淬透性與工件尺寸、冷卻介質無關，它只用于不同材料之間的比較，是通過尺寸、冷卻介質相同時的淬硬層深度來確定的。
②影響淬透性的因素
鋼的淬透性由其臨界冷卻速度決定，臨界冷卻速度越小，奧氏體越穩(wěn)定，鋼的淬透性越好。
a碳質量分數—共析鋼淬透性最好。
b合金元素—合金鋼的淬透性比碳鋼好。
c奧氏體化溫度，提高奧氏體溫度增加淬透性。
d鋼中未熔第二相，第二相越多，淬透性降低。
③淬透性曲線應用
利用淬透性曲線，可比較不同鋼種的淬透性，淬透性是選擇鋼材的重要依據。
對于截面承載均勻的重要件，要全部淬透，如螺栓、連桿、模具等。對于承受彎曲、扭轉的零件可不必淬透(淬硬層深度一般為半徑的1/2~1/3)，如軸類、齒輪等。
4.回火
回火—鋼件淬火后，為了消除內應力防止變形或開裂（I3-28），并獲得所要求的組織和性能，將其加熱到Ac1以下某一溫度，保溫一定時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝。常用的回火設備為回火爐（I3-29）。 回火時組織會發(fā)生轉變，組織轉變分為四個階段。
（1）馬氏體的分解
<100℃回火時，鋼的組織無變化。100-200℃加熱時，馬氏體將發(fā)生分解,從馬氏體中析出e-碳化物(e-FeXC)，使馬氏體過飽和度降低。析出的碳化物以細片狀分布在馬氏體基體上，這種組織稱回火馬氏體（I3-30），用M回表示。在光鏡下M回為黑色，A’為白色。<0.2%C時，不析出碳化物。只發(fā)生碳在位錯附近的偏聚。
(2) 殘余奧氏體分解
200-300℃時,由于馬氏體分解，奧氏體所受的壓力下降,Ms上升，A’分解為e-碳化物和過飽和鐵素體，即M回。
(3)e-碳化物轉變?yōu)镕e3C
發(fā)生于250-400℃，此時，e-碳化物溶解于F中，并從鐵素體中析出Fe3C。到350℃，馬氏體含碳量降到鐵素體平衡成分, 內應力大量消除，M回轉變?yōu)樵诒３竹R氏體形態(tài)的鐵素體基體上分布著細粒狀Fe3C組織，稱回火托氏體（I3-31），用T回表示。
(4) Fe3C聚集長大和鐵素體多邊形化
400℃以上，Fe3C開始聚集長大。450℃以上鐵素體發(fā)生多邊形化，由針片狀變?yōu)槎噙呅巍＿@種在多邊形鐵素體基體上分布著顆粒狀Fe3C的組織稱回火索氏體（I3-32），用S回表示。
根據鋼的回火溫度范圍，可將回火分為三類。
⑴低溫回火
回火溫度：150℃—250℃。
回火目的：降低淬火應力，提高工件韌性，保證淬火后的高硬度和高耐磨性。
回火應用：各種高碳鋼工具、模具、滾動軸承以及滲碳和表面淬火零件。
⑵中溫回火
回火溫度：350℃—500℃，得到回火托氏體。
回火目的：高強度、硬度，高的彈性極限及屈服強度；具有一定的塑性、韌性。
回火應用：Wc = 0.5—0.7%碳鋼、合金鋼制造的各種彈簧。
⑶高溫回火
回火溫度：500℃—650℃，得到回火索氏體。
回火索氏體綜合機械性能最好，即強度、塑性和韌性都比較好。
通常把淬火加高溫回火稱為調質處理，廣泛用于各種重要的機械結構件，特別是受交變載荷的零件。
鋼的表面熱處理
鋼的表面熱處理—僅對鋼的表面加熱，冷卻而不改變其成分的熱處理工藝，也叫表面淬火。
具體方法：將工件表面快速加熱到奧氏體區(qū)，在熱量尚未達到心部時立即迅速冷卻，使表面得到一定深度的淬硬層，而心部仍保持原始組織的一種局部淬火方法。
目的：提高表面硬度，保持心部良好的塑韌性。使表面具有高的硬度、耐磨性和疲勞極限；而心部在保持一定的強度、硬度的條件下，具有足夠的塑性和韌性。即表硬里韌。適用于承受彎曲、扭轉、摩擦和沖擊的零件。
表面熱處理常加工的材料有：⑴ 0.4-0.5%C的中碳鋼；由于其含碳量過低，則表面硬度、耐磨性下降。含碳量過高，心部韌性下降；⑵ 鑄鐵，主要提高其表面耐磨性。
表面熱處理的加熱方法主要有兩種。
1.感應加熱表面熱處理
基本原理：交變磁場→感應表面電流→表面加熱，如圖1所示。
圖1 感應加熱淬火
適用鋼種：中碳合金鋼和中碳低合金鋼，如45、40Cr、40MnB。
處理特點：淬火質量好，表層組織細、硬度高、脆性小、生產效率高、便于自動化，缺點是設備昂貴，勞動條件差。
2.火焰加熱表面熱處理
基本原理：用乙炔、氧或煤氣、氧火焰加熱工件表面的工藝，如圖2所示。
圖2 火焰加熱淬火
處理特點：優(yōu)點：方法簡便；無需特殊設備；適用于單件、小批量生產零件。
鋼的化學熱處理
工藝: 將工件置于某種化學介質中，通過加熱、保溫和冷卻使介質中的某些元素滲入工件表層以改變工件表層的化學成分和組織，從而達到“表硬心韌”的性能特點。
1.滲碳
滲碳目的：表面硬度，耐磨性↑，心部保持一定的強度和塑韌性。
滲碳方法：低C鋼在高C介質中加熱到900℃～950℃、保溫→高碳表層（約1.0%）
滲碳工藝：
滲碳溫度—奧氏體的溶碳能力大，因此加熱到Ac1以上。溫度越高，滲碳速度越快，滲碳層越厚。避免晶粒粗大，一般加熱到900℃～950℃。
滲碳時間：滲碳時間由滲碳層厚度決定。
滲碳設備常用滲碳爐，如圖1所示。滲碳材料常用含0.1-0.25%C的低碳鋼。碳高則心部韌性降低。
圖1 滲碳爐
滲碳后的熱處理：
淬火：
直接淬火——晶粒粗大，殘余A多，耐磨性低，變形大。
一次淬火——加熱溫度Ac3以上（心部性能↑）或Ac1以上（表面性能↑）
二次淬火——Ac3以上（心部性能↑）+ Ac1以上（表面性能↑）
低溫回火,150～200℃，消除淬火應力，提高韌性。
2.氮化
工件表面滲入N原子，目的以提高硬度、耐磨性，疲勞強度和耐蝕性。
氮化溫度低(500～600℃)，時間長（20～50h），滲層薄。氮化前調質處理、氮化后無須淬火。
工廠常用氣體氮化法和離子滲氮的方法進行滲氮，氣體氮化法和滲碳方式一樣，不同的是介質為氨。離子滲氮的方法如圖2所示。
圖2 離子滲氮法
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