(完整版)金属热处理知识点

1 热处理的目的、分类、条件；
定义：通过加热、保温和冷却的方法，使金属的内部组织结构发生变化，从而获得所要求的性能的一种工艺方法。

目的：1、消除毛坯中的缺陷，改善工艺性能，为切削加工或热处理做组织和性能上的准备。

2、提高金属材料的力学性能，充分发挥材料的潜力，节约材料延长零件使用寿命。

分类：
特点：热处理区别于其他加工工艺如铸造、压力加工等的特点是只通过改变工件的组织来改变性能，而不改变其形状。

热处理条件：
（1）有固态相变发生的金属或合金
（2）加热时溶解度有显著变化的合金
热处理过程中四个重要因素:
(1)加热速度V；(2)最高加热温度T;
(3)保温时间h; (4)冷却速度Vt.
2 什么是铁素体、奥氏体、渗碳体？其结构与性能； Ac1、Ar1、Ac3、Ar3、Accm、Arcm临界温度的意义；奥氏体的形成条件；奥氏体界面形核的原因/条件；以共析钢为例，详细分析奥氏体的形成机理；影响奥氏体转变速度的因素；影响奥氏体晶粒长大的因素；
铁素体：碳溶于α-Fe中形成的间隙固溶体,以F或α表示；
结构：体心立方结构；组织：多边形晶粒
性能：铁素体的塑性、韧性很好（δ=30～50%、aKU=160～200J／cm2），但强度、硬度较低(σb=180～280MPa、σs=100～170MPa、硬度为50～80HBS)。

其力学性能几乎与纯铁相同。

奥氏体：碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体；用A或γ表示
结构：面心立方晶格
性能：奥氏体常存在于727℃以上，是铁碳合金中重要的高温相，强度和硬度不高，但塑性和韧性很好(σb≈400 MPa、δ≈40～50%、硬度为160～200HBS)，易锻压成形。

钢材热加工都在γ区进行。

组织：多边形等轴晶粒，在晶粒内部往往存在孪晶亚结构渗碳体：铁与碳形成的金属化合物，是钢铁中的强化相，高温下可分解，Fe3C →3Fe+C(石墨) 。

结构：复杂斜方
性能：渗碳体中碳的质量分数为6.69%，熔点为1227℃，硬度很高(800HBW)，塑性和韧性极低(δ≈0、aKU≈0)，脆性大。

渗碳体是钢中的主要强化相，其数量、形状、大小及分布状况对钢的性能影响很大。

由于碳在α-Fe中的溶解度很小，因而常温下碳在铁碳合金中主要以Fe3C或石墨的形式存在。

五个重要的成份点: P、S、E、C、F。

四条重要的线: ECF、ES、GS、PSK。

三个重要转变: 包晶转变反应式、共晶转变反应式、共析转变反应式。

两个重要温度: 1148 ℃、727 ℃。

奥氏体
1.奥氏体：碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体；用A或γ表示
结构：面心立方晶格
组织：多边形等轴晶粒，在晶粒内部往往存在孪晶亚结构
性能：奥氏体常存在于727℃以上，是铁碳合金中重要的高温相，强度和硬度不高，但塑性和韧性很好(σb≈400 MPa、δ≈40～50%、硬度为160～200HBS)，易锻压成形。

钢材热加工都在γ区进行。

室温不稳定相
高塑性、低屈服强度（利用奥氏体量改善材料塑性）
顺磁性能（测残余奥氏体和相变点）
线膨胀系数大（应用于仪表元件）
导热性能差（耐热钢）
比容最小（利用残余奥氏体量减少材料淬火变形）
2.Ac1、Ar1、Ac3、Ar3、Accm、Arcm临界温度的意义
Ac1——加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度；
Ar1——冷却时奥氏体向珠光体转变的开始温度；
Ac3——加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体的终了温度；
Ar3——冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的温度；
Accm--加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度
Arcm——冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度
3.奥氏体的形成条件
过热（T>A1）
4.奥氏体界面形核的原因/条件
(1) 易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏.
(2) 在相界面形核使界面能和应变能的增加减少。

△G = -△Gv + △Gs + △Ge
△Gv—体积自由能差，△Gs —表面能，△Ge —弹性应变能
相界面△Gs 、△Ge 较小，更易满足热力学条件△G<0.
5.以共析钢为例，详细分析奥氏体的形成机理
（1）奥氏体的形核
球状珠光体中：优先在F/Fe3C界面形核
片状珠光体中：优先在珠光体团的界面形核，也在F/Fe3C片层界面形核（2）奥氏体的长大
片状珠光体：奥氏体向垂直于片层和平行于片层方向长大.
球状珠光体：奥氏体的长大首先包围渗碳体,把渗碳体和铁素体隔开,然后通
过A/F界面向铁素体一侧推移, A / Fe3C界面向Fe3C一侧推移,使F和Fe3C逐渐消失来实现长大的.
A长大方向基本垂直于片层和平行于片层。

A平行于片层长大速度> 垂直于片层长大速度
（3）残余碳化物的溶解
残余碳化物: 当F完全转变为A时，仍有部分Fe3C没有转变为A，称为残余碳化物。

∵①A/F界面向F推移速度> A/Fe3C界面向Fe3C推移速度
②刚形成的A平均含碳量<P含碳量
残余碳化物溶解:
由Fe3C中的C原子向A中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散, Fe3C向A 晶体点阵改组实现的.
（4）奥氏体的均匀化
奥氏体的不均匀性：即使Fe3C完全溶解转变为奥氏体，碳在奥氏体中的分布仍然不均匀，表现为原Fe3C区域碳浓度高，原F区碳浓度低。

奥氏体的均匀化：随着继续加热或继续保温，以便于碳原子不断扩散，最终使奥氏体中碳浓度均匀一致。

6.影响奥氏体转变速度的因素
温度、成分、原始组织
1、温度的影响
T↗，I ↗，G↗，且I ↗> G↗
各种因素中，T的影响作用最强烈
2、原始组织的影响
片状P转变速度>球状P
薄片较厚片转变快
3、碳含量的影响
C％↗，A形成速度↗
4、合金元素的影响
（1）对A形成速度的影响
改变临界点位置；影响碳在A 中的扩散系数；合金碳化物在A中溶解难易程度的牵制；对原始组织的影响
（2）对A均匀化的影响
合金钢需要更长均匀化时间
7.影响奥氏体晶粒长大的因素
（1）加热温度和保温时间
随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大。

加热温度升高时，保温时间应相应缩短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒。

（2）加热速度：
加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度
（3）钢的碳含量的影响
碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了铁的自扩散系数，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。

共析碳钢最容易长大。

当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥
氏体晶粒长大。

过共析碳钢的加热温度一般选在Ac1 ---- Accm 两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。

（4）合金元素的影响
Mn，P 促进奥氏体晶粒长大：
Mn ---- 在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能；
P ---- 在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数。

强碳氮化物形成元素Ti，Nb，V 形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。

（5）冶炼方法
用Al脱氧，可形成AlN ---- 本质细晶粒钢
用Si、Mn脱氧---- 本质粗晶粒钢
（6）原始组织
主要影响A的起始晶粒。

原始组织越细，起始晶粒越细小。

但晶粒长大倾向大，即过热敏感性增大，不可采用过高的加热温度和长时间保温，宜采用快速加热、短时保温的工艺方法。

3 何谓过冷奥氏体，过冷奥氏体等温转变曲线，转变产物；珠光体的组织形态和性能；珠光体的转变机理与影响因素；
1.珠光体的组织形态和性能
组织形态：层片状、粒状、其他
片状珠光体：其F、Fe3C呈层状分布重量比：F: Fe3C = 8:1
珠光体的存在：钢的退火或正火组织中
力学性能：片间距↘，强度和硬度↗，同时塑性和韧性有所改善
粒状珠光体：在铁素体基体上分布着粒状渗碳体的两相机械混合物称为粒状珠光体。

粒状珠光体一般经球化退火而得到，也可以通过淬火加回火处理得到。

性能：Fe3C 细小，分布均匀，则强度、硬度较高，韧性也↗。

与同成分片状P相比：强度硬度稍低，塑韧性较高
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。

2.何谓过冷奥氏体
过冷奥氏体——处于临界温度之下暂时存在的奥氏体。

3.过冷奥氏体等温转变曲线，转变产物
4.珠光体的转变机理与影响因素
一.片状珠光体的转变机理
两个基本过程：形核＋长大
（1）珠光体的形核
（i）领先相
与化学成分有关
亚共析钢：F
过共析钢：Fe3C
共析钢：两者均可，一般认为是Fe3C
（ⅱ）珠光体形核位置
领先相大多在奥氏体晶界或相界面（奥氏体与先共析相界面）上形核。

因为这些区域缺陷较多，能量较高，原子容易扩散，容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结构起伏的条件。

长大：扩散进行
长大方式：纵向长大，沿着珠光体片长轴方向长大；
横向长大，沿着珠光体片垂直方向长大。

二、粒状珠光体的形成机制
粒状珠光体可通过球化退火和马氏体组织回火得到。

三、亚（过）共析钢的珠光体转变
由偏离共析成分的过冷奥氏体所形成的珠光体称为伪共析体或伪珠光体。

影响因素：
一、奥氏体成分与组织
（1）碳含量
共析成分的C曲线最靠右（共析A最稳定），
成分偏离共析点，C曲线将左移（先析相的析出，
降低过冷A的稳定性）。

成分偏离共析点越多，C曲线左移越多。

（2）奥氏体晶粒度
晶粒细小，可促进P转变
（3）奥氏体成分不均匀性
成分不均匀，有利形核，加速P转变
（4）合金元素
除了Co，大部分使C曲线右移，降低P的转变
二、外界条件
（1）加热温度和保温时间
加热T低，保温t短，将加速P转变
（2）应力和变形
拉应力和变形均加速转变
4 马氏体的定义：晶体结构、组织形态、性能；马氏体具有高硬度、高强度的本质；Ms、Mf点；影响Ms点的主要因素；马氏体的形成条件与转变特点；
1.马氏体的定义：马氏体是C 在α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。

具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。

马氏体相变：钢铁在经过奥氏体化温度后采取快速冷却，抑制其扩散分解，在较低温度（＜Ms）下发生的无扩散型相变。

晶体结构：体心正方晶格（a = b ≠c）轴比c/a ——马氏体的正方度
钢中马氏体的本质：
马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或α'。

其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。

这使得c轴伸长，a轴缩短，晶体结构为体心正方。

其轴比c/a称为正方度，马氏体含碳量愈高，正方度愈大。

马氏体的晶体结构类型（两种）：
体心立方结构（WC<0.2%）
体心正方结构（WC>0.2%）
组织形态：板条，片状，蝴蝶状、薄板状及薄片状
性能：
一. 马氏体的强度和硬度
钢中马氏体的主要特性是高硬度和高强度。

马氏体高强度高硬度的本质
①相变强化
马氏体相变的切变特性，造成马氏体晶体内产生大量的微观缺陷（位错、孪晶、层错等）使马氏体强化，称为相变强化。

②固溶强化
马氏体中以间隙式溶入过饱和碳原子将引起强烈点阵畸变，形成以碳原子为中心应力场，并与位错发生交互作用，使碳原子钉扎位错，强化马氏体。

③马氏体时效强化
马氏体发生碳原子偏聚和析出，从而产生时效强化。

二. 马氏体的塑性和韧性
(1)韧性
马氏体的韧性主要决定于亚结构。

C%:<0.4%，高韧性
>0.4%，韧性低，硬而脆。

仅从韧性考虑，含C量不宜>0.4%
(2)马氏体的相变诱发塑性
在马氏体转变过程中塑性有所增加-----马氏体的相变诱发塑性。

2.马氏体的形成条件与转变特点；
马氏体的形成条件：
（1)快冷V > Vc避免A向P、B转变
（2)深冷T < MS提供足够的驱动力
转变特点：
（1）、表面浮凸效应和共格切变
表面浮凸效应——切变使马氏体表面出现一边凹陷、一边凸起，并带动附近奥氏体也发生弹性切变。

马氏体转变以切变方式进行——界面上原子为马氏体与奥氏体共有。

（2）无扩散相变
（3）M转变的位向关系及惯习面
位向关系
相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化。

作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严格的晶体学位向关
系。

位向关系有：（1）K—S关系
（2）西山（N）关系
（3）G—T关系
惯习面：
马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面就是惯习面。

（4）马氏体转变不完全性（非恒温性）
（5）马氏体转变的可逆性
3.Ms、Mf点
马氏体转变开始的温度称上马氏体点，用Ms 表示。

马氏体转变终了温度称下马氏体点，用Mf 表示.
4.影响Ms点的主要因素
1）化学成分
(1)C%影响
C%的影响最为明显。

C%升高，Ms 和Mf均下降，马氏体转变温度区间移向低温，残余奥氏体量增加。

C%增加，Ms呈连续下降趋势，当C%＜0.6%时，Ms下降比Mf下降显著，当C%增加到C%≥0.6%时，Mf下降缓慢直至基本不变。

2)合金元素
合金元素对Ms点影响比较复杂，多种合金元素同时作用的影响和一种合金元素的影响也不相同。

总体上：
①除了Co、Al 提高Ms外，合金元素均有降低Ms作用。

②强碳化物形成元素加热时溶入奥氏体中很少，对Ms点影响不大。

③合金元素对Ms点的影响表现在影响平衡温度T0和对奥氏体的强化作用。

3）奥氏体化条件
对MS的影响具有双重性，加热温度高和保温时间长，有利于C
及合金元素原子充分溶入到奥氏体中(固溶强化)，降低Ms点；但同时奥氏体晶粒长大，缺陷减少，晶界强化作用降低，切变阻力减小，Ms点有提高趋势。

4）淬火速度——目前观点不统一
一般认为：淬火速度较低时，即淬火温度较高，“C 原子气团”可以形成足够大的尺寸并在缺陷处偏聚，强化奥氏体，使Ms点降低，淬火速度较高时，即淬火温度较低，抑制了“C 原子气团”形成，对奥氏体强化作用降低，使Ms点升高。

也有人为：高速淬火Ms点升高是淬火应力引起的。

5）磁场
(1)增加磁场只是提高Ms点，对Ms点以下的马氏体转变和总的转变量无影响。

(2)转变过程中增加磁场，转变量的增加趋势与未加磁场相同，撤去磁场，转变量又回到未加磁场状态。

(3)磁场对Ms点影响与形变诱发马氏体影响相似，增加磁能补充了相变所需的驱动力，使马氏体相变能够产生。

5 典型贝氏体的形成温度、组织形态和机械性能；贝氏体相变的基本
特征；
1.贝氏体相变的基本特征
兼有P转变与M转变的某些特征。

（1）转变有上、下限温度
（2）转变产物为非层片状
（3）形核及长大
（4）转变的不完全性
（5）转变的扩散性指碳原子的扩散，中温区，Fe及Me原子则不发生扩散（6）贝氏体转变的晶体学BF与母相A之间存在惯习面和位向关系
（7）BF也为碳过饱和固溶体
过饱和程度随B形成温度的降低而增加，但低于M过饱和程度
2.典型贝氏体的形成温度、组织形态和机械性能
一、上贝氏体
1. 形成温度范围
B转变温度区的较高温度区域，对中、高碳钢，约550~350℃。

2. 组织形态
由成束的、大致平行的F板条加碳化物组成。

铁素体（羽毛状）
束内相邻F位向差很小，束与束之间位向差较大；
亚结构是位错；
C％<0.03%，接近平衡浓度；
F有浮凸;
F惯习面{111},与A位向关系接近K—S。

碳化物
θ分布在F条之间，为渗碳体型碳化物
形态取决于含碳量：碳含量低时，沿条间呈不连续粒状或链珠状分布；随钢中含碳量的增加，上贝氏体板条变薄，渗碳体量增多，短杆状，甚至可分布在铁素体板条内。

与A有位向关系，从A中析出;
二、下贝氏体
1、形成温度范围
B转变区域的低温范围形成，约在350℃以下。

碳含量低时，形成温度可略高于350℃。

2、组织形态
F和θ两相混合组织。

贝氏体F的形态与M很相似，亦与A碳含量有关，随碳含量的变化而变化。

碳含量低时呈板条状，高时呈透镜片状，中等时两种形态兼有。

由于B片间互成交角，金相显微镜下常可观察到的“竹叶状”组织。

条状、片状的下贝氏体F，BF内部总有细微碳化物沉淀。

为θ或ε碳化物，碳化物呈极细的片状或颗粒状，排列成行，约以55~60°的角度与下B的长轴相交，且仅分布在F内部。

下贝氏体F亚结构为位错，密度较高可形成缠结。

未发现孪晶亚结构。

下B中碳化物均匀分布在F内。

极细，光镜下无法分辨，与回火M极相似的黑色针状组织，电镜下碳化物呈短杆状，与F长轴成55°~60°角的方向整齐地排列。

下B中碳化物也是θ型，但形成温度低时，最初是ε碳化物，时间延长，ε转变为θ碳化物。

在含Si钢中，由于Si能阻止θ碳化物的析出，故B转变时主要析出ε碳化物。

三、无碳化物贝氏体
钢中含一定量硅或铝时，B组织由板条F及富碳残A组成，F间为富碳A，F与A内均无碳化物析出，是贝氏体的一种特殊形态。

1、形成温度范围：
在B转变的最高温度范围内形成。

2、组织形态
主要由大致平行的F板条组成。

四、粒状贝氏体
低碳或中碳合金钢中以一定的速度连续冷却时获得。

1、形成温度范围：稍高于上B形成温度。

2、组织形态
俞德刚：由条状铁素体构成的铁素体块和其中有序分布的岛状组织所组成。

贝氏体转变产物的力学性能：取决于B形态、尺寸大小和分布，以及B与其它组织的相对量等。

F和θ是B中最主要的组成相，且F是基本，因此F的强度是B强度的基础。

1.贝氏体的强度、硬度随形成温度的降低而提高；
2.下B冲击韧性优于上B，韧脆转化温度明显低于上B，随着上B屈服强度的升高，韧脆转化温度明显上升，而形成下B时，其韧脆转化温度突然下降，以后随屈服强度的升高，韧脆转化温度又升高。

3.贝氏体的抗疲劳性能和耐磨性能
硬度相同时，等温淬火B组织较淬火回火组织有更高的疲劳性能，因B较其他组织具有最佳的强韧性配合，疲劳裂纹的产生和扩展都较困难；此外，在重载和大的冲击载荷工作条件下，应首选B作为使用组织，因为抗冲击耐磨损性能亦以强韧性配合较佳的组织为最好。

6 退火、正火的定义、目的和分类；常用退火工艺方法；退火、正火
后钢的组织和性能；
退火和正火属于预备热处理工艺。

一退火
1 定义：将组织偏离平衡状态的金属或合金加热到适当的温度，保持一定时间，然后缓慢冷却以达到接近平衡状态组织的热处理工艺。

2 目的:均匀化学成分、改善切削加工性能和冷塑性变形性能、消除或减少内应力、为零件最终热处理准备合适的内部组织。

3.分类:根据加热温度分两类：
在临界温度以上的退火（相变重结晶退火），包括完全退火(均匀化退火）、不完全退火、扩散退火、球化退火；
临界温度以下的退火，包括软化退火，再结晶退火，去应力退火.
二正火
1 定义:将钢材或钢件加热到Ac3（对于亚共析钢）或Accm （对于过共析钢）以上适当温度（30~50℃），保温适当时间，使之完全奥氏体化，然后在空气中冷却，以得到珠光体组织的热处理工艺。

2 目的:细化晶粒、提高硬度、获得比较均匀的组织和性能。

常用退火工艺方法
一、扩散退火:
定义：将金属铸锭、铸件、锻件或锻坯在略低于固相线的温度下长期加热，保温后缓慢冷至室温的热处理工艺。

扩散退火又称均匀化退火。

二、完全退火
定义:将钢件或钢材加热到Ac3点以上20~30℃,使之完全奥氏体化，然后缓慢冷却，获得接近于平衡组织的热处理工艺。

或者：将亚共析钢加热到Ac3+
（20~30℃），保温后随炉缓慢冷却到500 ℃以下后在空气中继续冷却。

三、不完全退火
定义:将钢件加热至Ac1和Ac3之间，或Ac1与Accm之间,经保温冷却,以获得接近平衡组织的热处理工艺.
四、球化退火：使钢中的碳化物球化，或获得球状珠光体的退火工艺。

五、再结晶退火
经过冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当时间，使形变晶粒重新转变为均匀的等轴晶粒，以消除形变强化和残余应力的热处理工艺。

六、去应力退火：为了去除由于形变加工、锻造、焊接等所引起的及铸件内存在的残余应力(但不引起组织的变化)而进行的退火。

退火正火后钢的组织和性能
1、组织比较
相同点：均是珠光体型组织
不同点：正火得到的珠光体，过冷度较大，片间距细小；完全退火得到的珠光体片间距较大。

2．性能比较
亚共析钢，正火的强度、硬度、韧性较高，塑性相仿；
过共析钢，退火后强度、硬度、韧性均低于正火的，只有球化退火的，因其所得组织为球状珠光体，故其综合性能优于正火的。

总之，对于含碳量相同的工件，正火后的强度和硬度要高于的退火的。

7 淬火的定义、目的和分类；常用淬火介质；冷却过程三阶段；钢的淬透性及影响因素；淬硬性及影响因素；淬火方法及应用；淬火缺陷；
1.钢的淬火——将钢加热到临界温度（A1 或A3）以上，保温一定时间使其奥氏体化，以大于临界冷却速度进行冷却的工艺。

2.淬火目的：
提高硬度和耐磨性：刀具、量具、磨具
提高强韧性：轴类、杆件、销、受力件
提高硬磁性：用高碳钢、磁钢制的永久磁铁（马氏体磁性）
提高弹性：各类弹簧
提高耐蚀和耐热性：耐热钢和不锈钢
获得M组织
3.淬火分类
按加热温度：完全淬火、不完全淬火、循环加热淬火
按加热速度：普通淬火、快速加热淬火、超快速加热淬火
按加热介质及热源条件：光亮淬火、真空淬火、铅浴加热淬火、盐浴加热淬火、火焰加热淬火、感应加热淬火、高频脉冲淬火、接触电加热淬火、电解液加热淬火、电子束加热淬火、激光加热淬火
按淬火部位：整体淬火、局部淬火、表面淬火
按冷却方式：单液淬火、双液淬火、分级淬火、等温淬火、预冷淬火；马氏体等温淬火、贝氏体等温淬火等
4.常用淬火介质
理想淬火介质具备：高温慢冷；奥氏体鼻子温度快冷；马氏体转变慢冷。

(1)无物态变化的淬火介质
冷却机理:辐射、传导和对流将工件的热量带走，使工件冷却
常用的淬火介质：硝酸盐和碱，使用温度在150～550℃之间。

(2)有物态变化的淬火介质
冷却机理：
辐射、传导和对流将工件的热量带走，使工件冷却
汽化沸腾，使工件强烈散热
冷却能力强
5.冷却过程三阶段
6.钢的淬透性及影响因素
1.淬透性——钢在淬火时能够获得马氏体的能力。

其大小是用规定条件下淬硬层深度来表示。

淬硬层深度——由工件表面到半马氏体区(50%M + 50%P)的深度。

2.影响淬透性的因素
决定因素:临界冷却速度;取决于材料化学成分。

C 曲线越靠右,淬火临界冷却速度越小,钢的淬透性越好
因此使C 曲线右移的元素均使淬透性提高;
一般而言，碳钢的淬透性差，合金钢的淬透性好，且合金元素含量越高，淬透性越好（除Co ）
注意区别：
钢的淬透性 —— 钢材本身的固有属性，与外部因素无关
工件的淬透深度 —— 取决于钢材淬透性, 还与冷却介质、
工件尺寸等外部因素有关。

淬透性与工件尺寸、冷却介质无关。

它只用于不同材料之间的比较。

是在尺寸、冷却介质相同时，用不同材料的淬硬层深度来进行比较的。

7.淬硬性及影响因素
淬硬性: 钢在理想条件下淬火后所能达到的最高硬度。

: 主要取决于马氏体的含碳量。

8.淬火方法及应用
马氏体硬度、韧性与含碳量的关系 C %
1．单液淬火法
概念：把已加热到淬火温度的工件淬入一种淬火介质，使其完全冷却。

如曲线a 所示。

适用条件：
适用于形状简单的碳钢，合金钢工件；
对碳钢直径大于3~5mm的工件水中淬火，更小的可采用油淬；
各类合金钢则以油为常用淬火介质。

2．双液淬火法
概念：把加热到淬火温度的工件，先在冷却能力强的淬火介质中冷却至接近MS 点，然后转入冷却能力弱的淬火介质中冷却至室温。

如曲线b所示。

说明：一般用水做快冷淬火介质，用油或空气做慢冷淬火介质，但较少采用空气，在水中停留时间为每5~6mm有效厚度约1秒。

适用条件：尺寸较大的碳素钢工件。

3．喷射淬火法
概念：向工件喷射水流的淬火方法。

适用条件：主要用于局部淬火。

4．分级淬火法
概念：把工件由奥氏体化温度淬入高于该钢种的马氏体开始转变温度的淬火介质（盐浴或碱浴炉）中，在其中冷却直至工件各部分温度达到淬火介质的温度，然后缓冷至室温，发生马氏体转变。

适用条件：只适用于尺寸较小的工件。

5．等温淬火法
概念：工件淬火加热后，若长期保持在下贝氏体转变区的温度使之完成奥氏体的等温转变，获得下贝氏体组织，这种淬火方法称等温淬火法。

等温淬火目的：获得变形小，硬度高并兼有良好韧性的工件。

9.淬火缺陷
（1）淬火内应力
淬火内应力是造成工件变形和开裂根本原因。

淬火内应力超过材料屈服强度----引起工件变形；。