钢的热处理基本知识

钢的热处理基本知识
吴则豹
1、 概述
1.1 热处理的定义 指将钢在固态下加热、保温、冷却，以改变钢的内部组织结构，从而获得需 要的性能的一种工艺。

1.2 热处理的特点 只通过改变工件的组织来改变性能，不改变其形状。

1.3 热处理的适用范围 只适用固态下发生相变的材料。

1.4 热处理分类 （1）根据加热、冷却方式的不同及钢的组织变化特点的不同，将热处理工 艺分类如下： 普通热处理：退火、正火、淬火和回火 表面热处理：表面淬火、化学热处理 其他热处理：真空热处理、形变热处理、激光热处理 （2）根据在零件生产过程中所处的位置和作用不同来分类 预备热处理：清除前道工序的缺陷，改善其工艺性能，确保后续加工顺利进 行。

最终热处理：赋予工件所要求的使用性能的热处理。

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1.5 热处理原理 描述热处理时钢中组织转变的规律——铁碳相图。

1.6 钢铁材料中的各相 1.6.1 铁素体 A、 晶体结构类型：碳在 α 铁中的固溶体，bcc；溶碳能力最小,最大为
0.02%; B、 ⑴、 ⑵、 C、 生成区间： 高温区：1395℃~1534℃，δ-铁素体 低温区：910℃以下；α-铁素体 性 能 ： HB=80-120,σb=250N/mm^2; 而 塑 性 和 韧 性 很
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好,δ=50%,ψ=70-80%.冷加工后由于晶格破碎， 位错密度增加极易产生加 工硬化现象。

1.6.2 奥氏体 A、 B、 晶体结构类型： 碳在 γ 铁中的固溶体， fcc； 最高溶碳量为 2.06%。

生成区间：碳素钢从 723~1493℃，在实际热处理生产过程中由
于过冷度的作用会残存部分奥氏体，高碳高合金钢中尤其如此。

奥氏 体属于高温稳定相，室温下通常为亚稳态。

C、 性能：强度和硬度低,HB=170-220。

通常在室温下不稳定：
⑴ 结构钢中在应力和温度的作用下会转变为马氏体，使工件变形； ⑵ 不锈钢中会出现孪晶，使工件变脆； ⑶ 锰钢中在应力作用下转变为马氏体，使工件变硬； ⑷ 改变高合金钢的回火特性。

高温合金和某些不锈钢、锰钢中的组织主要就是奥氏体。

1.6.3 碳化物 A 晶体结构类型：铁和碳的化合物(Fe3C)，含碳量为 6.67%。

依据合
金碳化物和复合碳化物的种类分别有 fcc、六角（菱形） 、密排六方、三斜晶 系、四方晶系。

碳在铁中溶解度很小,所以在常温下,钢铁组织内大部分的碳 都是以渗碳体或其他碳化物形式出现 。

B C 生成区间： 1147℃以下。

性能：硬度很高,HRC70-75,耐磨,脆性很大。

1.6.4 珠光体 A 珠光体是铁素体与碳化物的混合体，其形态有片状、球状（粒状） ；
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B C
生成区间：723℃~650℃。

性能：较低的硬度和强度，片状珠光体有良好的切削性能，很差的
冷镦性能，片越粗大变形时越易破碎，即脆性越大。

1.6.5 索氏体 A 很细小的珠光体：退火和正火得到的索氏体多为细片状，在 1000 倍 显微镜下可以清晰分辨片间距； 淬火重新加热到 500-680℃回火后获得的 索氏体多为粒状的碳化物形态+铁素体组织. B 生成区间：依据不同的钢种从 600~650℃到室温；
C、性能：退火和正火得到的索氏体在应力作用时会形成应力集中，导致 早期失效。

淬火+回火后得到的索氏体具有优良的综合机械性能。

1.6.6 屈氏体
A、及其细小的珠光体：多数钢种在特定的退火、正火和淬火状态下可以
得到,光学显微镜下难以分辨其片间距。

B、生成区间：依据不同的钢种从 580℃到室温； C、性能：较高的硬度和极高的弹性极限。

强度和塑性的变化随着珠光体的片的大小、形态和多少呈下列变化 趋势。

1.6.7 马氏体 A、晶体结构类型：过饱和碳或其他元素含量的晶格畸变了的 bcc，马氏 体的显微学特征为孪晶； B、生成区间：快速冷却到 380℃以下； C、性能：HRC46 以上、脆性大。

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1.6.8 贝氏体
A、晶体结构类型：铁素体与碳化物非片层状的混合物。

i.
上贝氏体呈羽毛状铁素体，其上分布着碳化物；通常出现在贝氏 体转变的高温区域。

ii.
下贝氏体呈针状类似马氏体，但针的一侧平直，其上分布着点状 碳化物。

然而下贝氏体的显微学特征为位错。

通常出现在贝氏体 转变的低温区域。

iii.
粒状贝氏体是铁素体基体上分布着岛状的富碳奥氏体的混合组 织；通常在低碳高合金钢中出现。

iv.
无碳奥氏体在贝氏体形成的最高温度区域低碳钢或 Cr、Mo、Ni、 B 钢中往往会出现一种由板条状铁素体束和为转变的奥氏体组成 的，其无碳碳化物分布的组织。

B、性能： 上贝氏体强度低，脆性大。

下贝氏体、粒状贝氏体和无碳奥氏体强度 高，韧性好。

1.6.9 莱氏体 A、组织特征：奥氏体与渗碳体的共晶混合物 。

铁合金溶液含碳量在 2.06%以上时,缓慢冷到 1130℃便凝固出莱氏体. B、生成区间：当温度到达共析温度莱氏体中的奥氏转变为珠光体. 因此,在 723℃以下莱氏体是珠光体与渗碳体机械混合物(共晶混合). C、性能、莱氏体硬而脆(＞HB700),组织形态粗大,不能变形加工,如白 口铁、 在铸态含有莱氏体组织的钢有高速工具钢和 Cr12 型高合金工具钢
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等. 这类钢一般有较大的耐磨性和较好的切削性 1.6.10 网状铁素体 过冷奥氏体在高温下冷却速度较慢时，亚共析钢组织铁素体沿原奥氏体 晶界析出形成的组织。

网状网状铁素体的出现会降低材料的强度。

1.6.11 魏氏组织铁素体 亚共析钢组织过热时铁素体沿原奥氏体晶界析出， 并形成羽毛状的组织。

魏氏组织铁素体的出现会大大降低材料的静强度和承受动载荷的能力。

1.6.12 网状碳化物 过冷奥氏体在高温下冷却速度较慢时，过共析钢组织碳化物沿原奥氏体 晶界析出形成的组织。

网状碳化物的出现会增大材料的脆性。

1.6.13 魏氏组织碳化物 过共析钢组织过热时碳化物沿原奥氏体晶界析出， 并形成羽毛状的组织。

魏氏组织铁素体的出现材料极脆，不能使用。

1.6.14 夹杂物相 夹杂物属于冶金缺陷，热处理过程不能改变其状态。

夹杂物的种类很多， 主要分为： A、 B、 C、 塑性夹杂物：硫化物、某些硅酸盐类金属化合物。

半塑性夹杂物：多数硅酸盐夹杂物，少数氧化物。

脆性夹杂物：多数氧化物、所有的氮化物、碳化物。

1.6.15 空隙 组织中的空洞。

危害：割裂基体的连续性，造成应力集中，形成早期失效。

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1.7 热处理时的过热和过冷现象 由于实际加热或冷却时，又过热或过冷现象，因此，将钢加热时的实际转变 温度分别用 Ac1、 Ac3、 Accm 来表示， 冷却时的实际转变温度分别用 Ar1、 Ar3、 Arcm 来表示。

1.7 热处理工艺 根据热处理原理而制定的温度、时间、介质等参数。

2 钢在加热时的转变
加热是热处理的第一道工序。

加热分两种：一种在临界点 A1 以下的加热， 不发生组织变化，一种是在临界点 A1 以上的加热，目的是获得均匀的奥氏 体组织，这一过程称为奥氏体化。

2.1 奥氏体的形成过程 钢在加热时奥氏体的形成过程也是一个形核和长大的过程。

以共析钢为例， 其奥氏体化过程可简单地分为 4 个步骤，如下图所示。

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第一步：奥氏体晶核形成
奥氏体晶核首先在铁素体和渗碳体的界面上形成， 因为晶面处的成分和结构 对形核有利。

第二步：奥氏体晶核长大 奥氏体晶核形成后，便通过碳原子的扩散向铁素体和渗碳体方向长大。

第三步：残余渗碳体的溶解 铁素体在成分和结构上比渗碳体更接近于奥氏体，因而先于渗碳体消失，而 残余渗碳体则随保温时间延长不断溶解直至消失。

第四步：奥氏体均匀化 渗碳体溶解后，其所在部位碳的含量仍比其他部位高，需通过较长时间的保 温使奥氏体成分逐渐趋于均匀。

亚共析钢和过共析钢的奥氏体化过程与共析钢基本相同， 只是由于先共析铁 素体或二次渗碳体的存在，要获得全部奥氏体组织，必须相应地加热到 Ac3 或 Accm 以上。

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2.2 奥氏体的晶粒大小及其影响因素 钢在加热时所获得的奥氏体晶粒大小将直接影响到冷却后的组织和性能。

2.2.1 奥氏体的晶粒度 起始晶粒度：奥氏体化刚结束时的晶粒大小，此时晶粒细小均匀。

随加热温 度升高或保温时间延长，会出现晶粒长大的现象。

实际晶粒度：在某一具体热处理下得到的奥氏体的晶粒度。

它直接影响钢的 性能。

本质晶粒度：钢在加热时奥氏体晶粒的长大倾向，通常将钢加热到 940±10 ℃奥氏体化后，设法把奥氏体晶粒保留到室温来判断钢的本质晶粒度。

如下 图所示，晶粒度为 1-4 级的是本质粗晶粒钢，5-8 级的是本质细晶粒钢，前 者晶粒长大倾向大，后者晶粒长大倾向小。

在工业生产中，经锰硅脱氧的钢一般都是本质粗晶粒钢，而经铝脱氧的钢、 镇静钢则多为本质细晶粒钢。

需进行热处理的工件，一般应采用本质细晶粒 钢制造。

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2.2.2 影响奥氏体晶粒大小的因素 2.2.2.1 加热温度和保温时间 加热温度高、保温时间长，奥氏体晶粒粗大，即使是本质细晶粒钢，当加热 温度过高时，奥氏体晶粒也会迅速粗化。

2.2.2.2 加热速度 加热速度越快，过热度越大，形核率越高，晶粒越细。

2.2.2.2 合金元素 随奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒长大倾向变大，但如果碳以残余渗碳 体的形式存在，则由于其阻碍晶界移动，反而使长大倾向减小。

同样在钢中 加入碳化物形成元素和氮化物、 氧化物形成元素， 都能阻碍奥氏体晶粒长大。

2.2.2.3 原始组织 接近平衡状态的组织有利于获得细奥氏体晶粒 奥氏体晶粒粗大，冷却后的组织也粗大，从而降低了钢的常温力学性能，尤 其是塑性。

因此，加热时获得细而均匀的奥氏体晶粒是热处理的关键问题之 一。

3 钢在冷却时的转变
冷却是热处理更重要的工序， 因为钢的常温力学性能与其冷却后的组织密切 相关。

钢在不同的冷却速度下可转变为不同的组织，包括平衡组织和非平衡 组织。

3.1 过冷奥氏体的转变产物及转变过程 过冷奥氏体：处于临界点 A1 以下的奥氏体 过冷奥氏体是非稳定组织，迟早要发生转变。

随过冷度的不同，过冷奥氏体
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将发生三种类型转变：珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变。

3.1.1 珠光体转变 3.1.1.1.转变条件：过冷奥氏体在 A1→550℃温度范围内转变为珠光体类型的 组织； 3.1.1.2.转变产物：铁素体与渗碳体片层相间的机械混合组织，根据片层厚薄 的不同，又可细分为： 珠光体(P)：形成温度 A1～650 ℃，片层较厚，500 倍光学显微镜下可辨， 用符号 P 表示，组织如下图所示。

索氏体(S)：形成温度为 650～600℃，片层较薄，800-1000 倍光学显微镜下 可辨，用符号 S 表示，组织如下图所示。

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托氏体(T)：形成温度为 600～550℃，片层极薄，电子显微镜下可辨，用符 号 T 表示，组织如下图所示。

这三种组织无本质区别，只是片层厚度不同，因此其界限也是相对的。

片间 距越小，钢的强度、硬度越高，同时塑性和韧性略有改善。

3.1.2 贝氏体转变 3.1.2.1.转变条件： 过冷奥氏体在 550℃～Ms 对于共析钢而言， 为 230℃） （ Ms 温度范围内将转变为贝氏体型组织。

3.1.2.2.转变产物： Fe3C 与含碳过饱和铁素体的两相机械混合物， 根据贝氏 体的组织形态不同，又分为：
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上贝氏体转变：形成温度 550～350 ℃，用符号（B 上）来表示。

在光镜下 呈羽毛状， 不连续的渗碳体分布于自奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体条 之间。

如下图所示。

上贝氏体性能特点：上贝氏体中铁素体片较宽，碳化物较粗，且分布不均脆 性较大，强度较低，基本上无实用价值。

下贝氏体转变：形成温度为 350℃～Ms，用符号（B 下）来表示。

在光镜下 呈竹叶状，细片状碳化物分布于铁素体针上，如下图所示。

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下贝氏体性能特点：下贝氏体中碳化物细小，分布均匀，除有较高的强度和 硬度外，还有良好的塑性和韧性，是生产上常用组织，因此获得下贝氏体组 织是强化钢材的途径之一。

3.1.2.3.奥氏体转变为贝氏体过程：贝氏体转变也是形核和长大的过程，发生 贝氏体转变时，首先在奥氏体中的贫碳区形成铁素体晶核，其含碳量介于奥 氏体和渗碳体之间，为过饱和铁素体。

上贝氏体的形成过程（如下图所示） ：当转变温度较高（550-350℃）时，条 片状铁素体从奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变宽，其碳原 子向条间奥氏体富集，最后在铁素体条间析出 Fe3C 短棒，奥氏体消失，形 成上贝氏体。

下贝氏体的形成过程（如下图所示）：当转变温度较低（350-230℃）时， 铁素体在晶界或晶内某些晶面上长成针状，由于碳原子扩散能力低，其迁移 不能逾越铁素体片的范围， 碳在铁素体的一定晶面上以断续碳化物小片的形 式析出，形成下贝氏体。

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3.1.3、马氏体转变 3.1.3.1 转变条件：温度区间低于 Ms 点，过冷奥氏体在该温度下不能在恒温 下转变，而是以极大的过冷度连续冷却。

3.1.3.2 转变产物：碳在 α-Fe 中的过饱和间隙固溶体。

根据转变产物形态的 不同，马氏体分为板条马氏体和针状马氏体。

板条马氏体： 其立体形态为细长的扁棒状， 在光镜下为一束束的细条状组织， 每束内条与条之间尺寸大致相同并呈平行排列， 一个奥氏体晶粒内可形成几 个取向不同的马氏体束。

在透射电镜下，板条内的亚结构主要是高密度的位 错，因而又称为位错马氏体。

针状马氏体：其立体性态为双凸透镜性的片状，显微组织为针状。

在透射电 镜下观察表明，其亚结构主要是孪晶，因而又称为孪晶马氏体。

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在一个奥氏体晶粒内，先形成的马氏体横穿整个晶粒，但不能穿过晶界和孪 晶界，后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体，所以越是后形成的马氏 体片越细小。

原始奥氏体晶粒细，转变后的马氏体片也细。

马氏体的形态主要取决于其含碳量，如上图所示，当含碳量小于 0.2%时， 转变后的组织几乎全部是板条马氏体，而当含碳量大于 1.0%时，则几乎全 部是针状马氏体。

含碳量在 0.2%～1.0%时，为板条状和针状马氏体的混合 物 3.1.3.3 马氏体的性能 高硬度是马氏体性能的主要特点。

马氏体的硬度主要取决于其含碳量，含碳 量增加，其硬度也随之提高，当含碳量大于 0.6%时，其硬度趋于平缓，如下 图所示。

合金元素对马氏体的硬度影响不大。

马氏体强化的主要原因是过饱 和碳引起的固溶强化，此外，马氏体转变产生的组织细化也有强化作用。

马 氏体强化是钢的主要强化手段之一，已广泛应用于工业生产中。

3.1.3.4 马氏体转变的特点 无扩散型：铁和碳原子都不发生扩散，因而马氏体的含碳量与奥氏体的含碳 量相同。

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降温形成：只要温度达到 Ms 以下即发生马氏体转变，温度下降，转变量增 加，冷却中断，转变停止，到 Mf 转变终了。

Ms、Mf 与冷却速度无关，取 决于奥氏体中的含碳量。

高速长大：马氏体形成速度极快，瞬间形核，瞬间长大； 转变不完全：即使冷却到 Mf 点，也不可能获得 100%的马氏体，总有部分 残余奥氏体未能转变而残留下来，称为残余奥氏体，用 A′表示。

马氏体转变 后的残余奥氏体量随含碳量的增加而增加，当含碳量达 0.5%后，残余奥氏 体量才显著，如下图所示。

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3.2 过冷奥氏体转变图
在热处理中，通常有两种冷却方式，即等温冷却和连续冷却。

如下图所示， 过冷奥氏体转变图即为描述在这两种冷却方式下过冷奥氏体的转变量和转 变时间之间的关系曲线图。

过冷奥氏体转变图是对钢进行热处理的重要依 据。

3.2.1 过冷奥氏体的等温转变图——C 曲线
概念：指表示奥氏体急速冷却到临界点 A1 以下，在各种不同温度的保温过 程中，转变量与转变时间之间关系的曲线图。

也称 TTT（Temperature Time Transformation）曲线，因为其形状像字母 C,所以又称 C 曲线。

C 曲线是利 用热分析等方法获得的。

3.2.1.1 共析钢 C 曲线的分析
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两条 C 形曲线中，左边的一条及 Ms 是过冷奥氏体转变开始线，右边的一条 及 Mf 线是过冷奥氏体转变终了线。

A1 线、Ms 线、转变开始线及纵坐标所 包围的区域为过冷奥氏体去，转变终了线以右及 Mf 线以下为转变产物区。

转变开始线和转变终了线之间及 Ms 线与 Mf 线之间为转变区。

孕育期：转变开始线与纵坐标之间的距离为孕育期。

孕育期越小，过冷奥氏 体稳定性越小。

孕育期最短处称为 C 曲线的“鼻尖”。

对于碳钢，“鼻尖” 处的温度为 550℃。

过冷奥氏体的稳定性取决于相变驱动力和扩散这两个因 素。

在“鼻尖”以上，过冷度越小，相变驱动力也越小；在“鼻尖”以下， 温度越低，原子扩散越困难，两者都使奥氏体稳定性增加，孕育期增长。

3.2.1.2 影响 C 曲线的因素 影响 C 曲线的主要因素是奥氏体的成分和奥氏体化条件。

A、含碳量的影响：共析钢过冷奥氏体最为稳定，C 曲线最靠右。

由共析钢 成分开始，含碳量增加或减少都使 C 曲线左移，而 Ms 点与 Mf 点则随含碳 量增加而下降。

B、 合金元素的影响： Co 以外， 除 凡溶入奥氏体的合金元素都使 C 曲线右移， 除 Co 和 Al 以外，所有合金元素都使 Ms 与 Mf 点下降。

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C、奥氏体化条件的影响：
3.2.1.3 过冷奥氏体连续冷却转变图 在实际生产中，热处理的冷却多采用连续冷却。

因此，过冷奥氏体连续冷却 转变图对于确定热处理工艺及选材更具有实际意义。

过冷奥氏体连续冷却转 变图又称为 CCT 曲线（Continuous Cooling Transformation） ，它是通过测定 不同冷却速度下过冷奥氏体的转变量和转变时间的关系获得的。

在碳钢中，共析钢的 CCT 曲线（如下图所示）最简单，它没有贝氏体转变 区，在珠光体转变区之下多了一条转变中止线 K。

当连续冷却曲线碰到转变 中止线时，过冷奥氏体中止向珠光体转变，余下的奥氏体一直保持到 Ms 以 下转变为马氏体。

与 TTT 曲线相比，CCT 曲线位于其右下方。

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共析钢的连续转变冷却曲线 图中 Vk 是 CCT 曲线的临界冷却速度，即在连续冷却条件下获得全部马氏体 组织的最小冷却速度。

Vk′为 TTT 曲线的临界冷却速度， Vk′=1.5Vk。

显然， C 曲线越靠右，Vk 越小，过冷奥氏体越稳定。

由于 CCT 曲线获得困难， TTT 曲线容易测得， 而 因而在手册中 TTT 曲线较多。

可用 TTT 曲线定性说明连续冷却时的组织转变情况， 方法是将冷却曲线绘在 C 曲线上，依其与 C 曲线交点的位置来说明最终转变产物。

当冷却缓慢时（炉冷），过冷奥氏体转变为珠光体，冷却较快时（空冷）， 过冷奥氏体转变为索氏体。

采用油冷时，过冷奥氏体先有一部分转变为托氏 体，剩余的奥氏体在冷却到 Ms 以下后转变为马氏体，其室温组织为托氏体+ 马氏体+残余奥氏体。

当冷却速度大于 Vk 时，过冷奥氏体将在 Ms 以下直接 转变为马氏体，其室温组织为马氏体+残余奥氏体。

4 钢的退火和正火
机械零件的一般加工工艺路线如下：
退火和正火主要用于预备热处理， 只有当工件性能要求不高时才作为最终热 处理。

4.1 退火 将钢加热到适当温度保温，然后缓慢冷却（炉冷）的热处理工艺称为退火。

退火后的组织接近于钢在平衡状态下的组织。

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4.1.1 退火目的 ① 调整硬度以便进行切削加工； ② 消除残余内应力，以防止钢件在淬火时产生变形或开裂； ③ 细化晶粒，改善组织，提高力学性能，为最终热处理作准备。

4.1.2 退火工艺 退火的种类很多，常用的有完全退火、等温退火、球化退火、扩散退火、去 应力退火、再结晶退火等类型。

各种退火工艺的加热温度范围如下图所示：
完全退火：将工件加热到 Ac3 +（30～50℃） ，保温后缓冷的退火工艺，完全 退火主要用于亚共析钢，使中碳以上的钢软化以便于切削加工，并消除内应 力。

等温退火：将亚共析钢加热到 Ac3+（30～50℃） ，将共析钢、过共析钢加热 Ac1+（30～50℃） ，保温后快冷到 Ar1 以下的某一温度，并在此温度下停留， 待相变完成后出炉空冷的退火工艺。

等温退火可缩短工件在炉内停留时间， 更适合于孕育期长的合金钢，如下图所示。

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球化退火： 使高碳钢中渗碳体球状化的退火工艺， 将工件加热到 Ac1+ （30～ 50℃）充分保温后缓冷，或者加热后冷却到略低于 Ar1 的温度下保温，从而 使珠光体中的渗碳体球状化的退火工艺。

球化退火主要用于共析钢和过共析 钢，目的在于降低硬度，改善切削加工性能，并为后续热处理作组织准备。

球化退火的组织为铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体，称为球状珠光体（如 下图所示） 。

对于有网状二次渗碳体的过共析钢，在球化退火前先进行正火， 以消除网状渗碳体。

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4.2 钢的正火 正火是将亚共析钢加热到 Ac3+30～50℃， 过共析钢加热到 Accm+30～50℃， 保温后空冷的热处理工艺。

由于正火比退火冷却速度大，因而正火组织比退火细，强度和硬度也比退火 组织高，当碳钢的含碳量小于 0.6%，正火后组织为铁素体加索氏体，当含 碳量大于 0.6%时，正火后组织为索氏体。

对于低、中碳钢的亚共析钢而言，正火的目的与退火的目的相同，即调整硬 度，便于切削加工；细化晶粒，为淬火作组织准备；消除残余内应力。

对于 过共析钢而言，正火是为了消除网状二次渗碳体，为球化退火作组织准备。

对于普通结构件而言，正火可增加珠光体量并细化晶粒，提高强度、硬度和 韧性，作为最终热处理。

从改善切削加工性能的角度出发， 低碳钢宜采用正火； 中碳钢既可采用退火， 也可采用正火；过共析钢在消除网状渗碳体后采用球化退火。

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5 钢的淬火
淬火是将亚共析钢加热到 Ac3+30～50℃，过共析钢加热到 Ac1+30～50℃并 充分奥氏体化后以高于临界冷却速度 Vk 的速度冷却以获得马氏体或其他所 需要的组织的热处理工艺。

5.1 淬火的目的 通过固溶强化提高钢材的强度和硬度，然后再通过适当回火来调整组织使工 件获得所希望的性能。

5.2 加热温度的选择 亚共析钢的淬火加热温度为 Ac3+30～50℃，如果在 A1~A3 两相区加热，始 终存在的铁素体会降低整体固溶强化的效果；如果加热温度过高，奥氏体晶 粒长大会增大热处理后工件的脆性。

共析钢和过共析钢加热温度为 Ac1+30～50℃，此时始终存在有未溶解的碳 化物。

对于过共析钢通常淬回火前一般需要进行正火或球化退火处理，这样 未溶解的细片状或粒状碳化物在加热过程中起到阻碍奥氏体晶粒长大的作 用。

同时未溶碳化物还能提高工件的硬度、强度和耐磨性。

共析钢和过共析 钢加热温度如果在 Acm+30～50℃， 也就是说在奥氏体区加热， 就会造成： A、 碳化物将会全部溶解到奥氏体中去， 马氏体转变开始点 Ms 和结束点 Mf 大大 降低，淬火后残余奥氏体增多，淬火后软点增多、硬度强度降低。

B、加热 过程中随着碳化物的全部溶解奥氏体晶粒迅速粗化，淬火后工件的脆性加 大。

5.3 淬火加热时间的选择 加热时间的选择原则：
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