意加入一些合金元素，也就是用合金化的手段提高钢材的性能（下一章讨论）；2）对钢进行热处理（这一章的内容）。
钢的热处理有以下途径（三步骤）：固态下进行不同的加热，保温，冷却。
热处理在生产中越来越广泛，据调查，80-90%工件需要进行热处理，象各种工，模具几乎百分之百要求热处理。 根据加热与冷却的不同，热处理可按下面分类：
虽然热处理有很多方法，但它都可归纳为加热，保温，冷却三个步骤，对不同的材料进行不同的热处理，以上三步各部相同，整个这一章我们就讨论的正是这里面的不同与实质。 钢在加热时的转变
从FE-FE3C的分析中我们知道，碳钢在缓慢加热或冷却过程中,经PSK,GS,E线时都会发生组织转变，例如S点, 冷却到S点温度时A 界点。
有一点大家必须明确，以上我们所讨论的FE-FE3C相。
转 化
> P,加热到S点时P
转 化
> S,由于在加热过程中，PSK,GS,ES 三条线很重要。以后我们把它们分别简称为 PSK—A1
线，GS—A3线，ES—Acm线, 那么在热处理过程中无论是加热还是冷却到这三条线时，温度与这三条上的交点就为平衡临
图的制定是在冷却速度非常缓慢的情况下制定的，而实际生产中，我们则选用较大的过冷度和加热度，因此碳钢不可能恰好在平衡临界点上发生转变，而是冷却时在三条线以下的地方，加热时在三条线以上的地方，并且加热和冷却速度越大，组织转变点偏离平衡临界点也越大，这个概念必须有，为了能够区别以上临界点（A1，A3，Acm），我们则将实际加热时的各临界点用 Ac1，Ac3，Accm表示，冷却时的各临界点我们则选用Ar1,Ar3，Arcm表示。 一.共析钢的奥氏体化过程
“奥氏体”概念 ：任何成分的钢在热处理时都要首先加热， 加热到A1以上温时，开始了P 得的A组织我们就称为“奥氏体”，下面我们以共析钢为例，来分析奥氏化过程。
A1点以下的共析钢全为珠光体组织，珠光体是由层片状的铁素体与渗碳体组成的机械混合物，铁素体含碳量很底，在A1点仅为0.0218%, 而渗碳体晶格复杂，含碳量高达6.69%。当加热到A1点以上时，P转变成具有面心立方晶格的奥氏体，A含碳量.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。奥氏化过程我们简单分成以下三个方面：
（一）奥氏体晶核的形成和长大
A(奥氏体)晶核是在F(铁素体)与Fe3C(渗碳体)的界面形成的。为什么在这里形成，原因很多，但最主要的原因，是含奥氏体的碳量界于铁素体与渗碳体两者之间，而这里为形核提供了最良好的条件。 （二）残余渗碳体的溶解
A与F的进晶格相比较，F的晶格较接近A晶格，但含碳量远远不能满足A的需要,因此A一方面不断吞吃F转变为A晶格结构，另一方面又不断溶解Fe3C补充自身含碳量的不足，但是Fe3C的溶解速度远比F转变A晶格速度满得多。 （三）奥氏体的均匀化
残余渗碳体全部溶解后，A中的碳浓度在一段时间内用仍不均匀，在原来渗碳体处含碳量较高，在原来铁素体处含碳量较低，经过一段时间的保温,原子不断的扩散，这是A中的含碳量才变的均匀。 二.影响奥氏体化的因素 （一）加热温度的影响
P 转 化 转 化 > S，象这种由加热获
> A,还在A1点以上温度进行，也就是说刚才我们讨论的共析碳钢加热到A1点温度时，并不是立即向A转变， 而
是经过一段时间才开始转变，这段时间我们称为“孕育期”，孕育期以后才开始“奥氏体化”过程。并且在全过程中，加热温度越高↑（℃），孕育期越短↓（t）,转变时间↓，奥氏体化速度↑(A化)。 以上关系是因为，加热温度↑，原子扩散能力↑，“A化”的晶格改组及铁，碳原子扩散也越快。
（二）加热速度的影响
加热速度越快↑，转变的开始温度，终了温度↑，转变的孕育期和转变所需时间越短↑，奥氏体化的速度越快↑。 （三）原始组织的影响
刚才我们讲了，A的晶格是在铁素体与渗碳体的相界面的地方形成的，因此成分相同的钢，P组织的层片状越细，那么相界面的面积也就越大，形成奥氏体的机会也就越大，形成奥氏体晶核的机会也愈高，A化的速度也愈快。 三.A晶粒的长大 （一） A的晶粒度
晶粒度：是表示晶粒大小的尺度。
起始晶粒度：钢在进行加热时, P刚转变为A，由于A晶粒此时细小均匀，我们称这时的晶粒为A的起始晶粒度。A晶粒形成后，如果继续升温或保温， A晶粒会自动长大，加热温度越高保温时间越长，A晶粒也就长的越大，原因是高温条件下，原子扩 散容易，另外大晶粒吞并小晶粒，减小了边界，也减少了表面能，能量总是趋于最地状态，因此A晶粒越大也就越稳定。
实际晶粒度：钢在某一具体加热条件下（只临界点以上）实际获得奥氏体晶粒大小，它的大小对钢热处理性能影响很大，实际晶粒度总比起始晶粒度要大，它是钢加热临界点以上的温度且保温一定时间，因此A晶粒不同程度的长大。
本质晶粒度：有些钢加热到临界点以后，温度↑，A晶粒迅速长大粗化↑， 我们称它为本质粗晶粒钢， 还有一些钢在930℃以下加热，A晶粒生长很慢，因此晶粒细小，当加热到高温时，A晶粒急剧长大，我们称这种钢为本质细晶粒钢。 二）奥氏体大小对钢机械性能的影响
A晶粒越细小，热处理后钢的机械性能越高，特别是冲击韧性高，因此处理时，希望能够获得细小而均匀的奥氏体晶粒。 过热的概念：这是金属工艺学的一个术语，钢在加热时，如果温度过高A晶粒会长大（粗化）， 粗化的晶粒降低材料的机械性能我们称这种缺陷为“过热”，需要控制温度在950℃以下，这样一来，本质晶粒钢不易长大，本质粗晶钢不易过热。
四.亚共析碳钢与过共析碳钢加热是的转变 （一）奥氏体化的过程
前面我们在分析Fe-Fe3C相图时，知道亚过共析钢与共析钢组织的不同点在于，除了室温组织中有P外，亚共析碳钢还有先共析铁素体，过共析钢还有先共析二次渗碳体，因此，亚,过共析钢的奥氏体化过程,除了有P 转 化> A外，还有Fe,Fe3C向A转化与溶解的过程。
1.亚共析钢
加热到AC1线以上后P 转化
> A，在Ac1-Ac3点升温过程中， 共析铁素体F
转 化
> A，温度到达Ac3点时，亚共析钢A
化过程会结束，获取单一的奥氏体组织。
2.过共析钢
加热到AC1线以上后P > A，在Ac1-Acm升温过程中，先共析Fe3CⅡ
体化全部结束，获取单一的奥氏体组织。 （二）奥氏体的晶粒度
从图中可以看出，在相同的温度下，随钢中含碳量增大，A晶粒只寸也在增大，这是因为他们相互碰撞的机会增多，加快了晶粒的长大，但含碳量超过一定限度，A晶粒长大倾向反而减小，这是由于未溶的渗碳体质点阻碍了晶粒长大， 因此钢中含碳量超过某个限度愈多，那么未溶渗碳体也越多，阻碍晶粒长大的作用也愈大，奥氏体晶粒长大倾向也就愈小，我们可以获取较细小的奥氏体实际晶粒度
上一节我们讨论了钢在加热时的转变，而这一节的内容是钢在冷却时的转变，冷却的方式有两种： 1）.连续冷却； 2）.等温冷却。 1. 等温冷却
转化
转化
>A,温度超过Acm点后，过共析碳钢的奥氏
是把加热到A状态的钢，快速冷却到低于Ar1某一温度，等温一段时间，使A发生转变，然后再冷却到室温。 2. 连续冷却
把加热到A状态的钢，以不同的冷却速度（空冷，随炉冷，油冷，水冷）连续冷却到室温。
表5-1 45钢经8400C加热后，不同条件冷却后的机械性能 冷 却 方 法 随炉冷却 空气冷却 油中冷却 水中冷却 σb,MN/m2 530 670～720 900 1100 σs,MN/m2 280 340 620 720 δ，% 32.5 15～18 18～20 7～8 ψ，% 49.3 45～50 48 12～14 HRC 15～18 18～24 45～60 52～6 从这个表中，我们可以发现，同是一种钢，加热条件相同，但由于采用不同的冷却条件，钢所表出的机械性能明显不同。
为什么会出现性能上明显的差别？一句话是由于钢的内部组织随冷却速度的不同而发生不同的变化，导致性能上的的差别。
由于Fe-Fe3C相图是在极其缓慢加热或冷却条件下建立的，没有考虑冷却条件对相变的影响，而热处理过程中的过冷奥氏体等温转变曲线和过冷奥氏体连续冷却转变曲线是对这个问题的补充，下面分别讨论。 一.过冷奥氏体的等温转变曲线
过冷奥氏体（A）的概念：
加热到A状态的钢快速冷却到A1线以下后，A处于不稳定状态，但过冷到A1点以下的A并不是立即发生转变，而是经过一个孕育期后才开始转变象这个暂时处在孕育期，处于不稳定状态的A，我们就称作“过冷A”。 （一）.共析碳钢过冷A等温曲线的建立
1).首先将共析碳钢制成许多薄片试样（?10*1.5mm）并把它们分成若干组；
2).先取一组放到炉子内加热到AC1以上某一温度保温，使它转变成为均匀细小的奥氏体晶粒； 3).将该试样全部取出迅速放入AC1以下温度（选650oC）盐炉中，使过冷A进行等温转变； 4).每隔一定时间取一试样投入水中，使在盐炉等温转变过程中的A在水冷时转变为M； 5).观察各试样的显微组织
这些图是共析钢由A冷却到750oC，并经不同等温时间再水冷到的显微组织，图中亮白色是M（过冷A转变所生成），黑色是A等温转变产物（A 冷 >P）。
6).找出A转变的开始时间和终了时间随时间的增多，在水冷后试样中A等温转变产物（A 转 >P）的量也增多。 （a）图是刚开始转变，黑色是P，白色是M；（e）图是转变结束，产物是P。
7).相同的方法，将个组加热到A，然后迅速投入不同的温度（600oC，550oC，500oC等）；分别找出各温度下A的转变开始和终了时间。
8).将所有的各温度下找出A开始转变点与转变终了点画在温度—时间坐标图上，并将所有的转变开始点连一条线，所有的转变终了点连一条线，所绘出的双C曲线即是过冷奥氏体等温转变曲线。如果将加热奥氏体化了的共析碳钢，迅速冷却到230oC时，即Ms线，过冷奥氏体会发生马氏体转变，因此230oC是马氏体的转变温度，M表示马氏体，Ms是M转变开始温度，Mf是M转变终了温度，我们将加热，保温，冷却工艺曲线都舍去，这样我们就得到5-12完善的C曲线图。 （二）.过冷奥氏体等温转变曲线的分析
转变开始线：由过冷奥氏体（A）开始转变点连接起来的线； 转变终了线：由转变终了点连接起来的线； A稳定区域 ：A1以上是奥氏体稳定区域； 过冷A区域 ：A1以下是转变开始以左的区域；
转变产物区：A1以下是转变终了线以右和Ms点以上的区域； 过冷A与转变产物共存区：转变开始线和转变中了线之间。
过冷到A1线以下的A进行等温转变时，都经过一段孕育期，转变开始线与纵坐标之间的距离即表示孕育期。
举例：转变开始线上的某点到纵坐标之间的距离即表示在该温度下等温转变的孕育期。孕育期长，过冷转变稳定，反之稳定性差 Ms 观察C曲线我们可以发现，在各温度下过冷奥氏体的稳定性不相同，在C曲线的鼻尖处， 约550oC地方，它的孕育期最短，表示过冷A最不稳定，由于它的转变速度最快，所以距离纵坐标最近，称“鼻尖”，而在靠近A1点和Ms点处的孕育期较长，过冷A较稳定，转变速度也较慢。
共析碳钢的过冷A在三个不同温度区间，发生三种不同的转变
珠光体——A1点到C曲线鼻尖区间（高温转变），转变产物是珠光体，又称珠光体型转变； 贝氏体——C曲线鼻尖到Ms点区间中温转变，转变产物是贝氏体，又称贝氏体型转变； 马氏体——Ms点以下是低转变，转变产物是马氏体，又称马氏体型转变。 （三）.过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能 1.珠光体型转变（又称高温转变）
奥氏体过冷到A1线以下后，向珠光体转变，首先在A晶界处形成渗碳体晶核，然后渗碳体片不断分枝，并且向奥氏体晶粒内部平行长大，我们知道渗碳体的含碳量较高6.69%C，而A仅0.77%C，因此Fe3C片长大的同时，必然使与它相临的奥氏体的含碳量不断降低，而后又促使这部分低碳A转变为铁素体，这样也就形成了由层片状渗碳体与铁素体组成的珠光体。冷却速度对珠光体型的转变影响很大，随过冷度的增加，珠光体中铁素体和渗碳体的片间距离越来越小。 分辨仪器：
光显 ----→①过冷度较小时，获得片层间距离较大的珠光体组织，“P”；
高光显----→②过冷度梢大时，获得片层间距离较小的珠光体组织，又称索氏体，“S”； 电显 ----→③过冷度更大时，获得片层间距离更小的珠光体组织，又称屈氏体，“T”；
珠光体的性能：P的性能取决于片层间的距离，片层间距离越小↓，塑性变形，抗力能力↑，强度，硬度越高↑。 2．贝氏体型转变用（符号“B”表示） 上贝氏体：大约在C曲线鼻尖至350℃范围内 贝氏体：大约在C曲线350℃至MS点温度范围内
贝氏体组织是由含碳过饱和的铁素体与渗碳体组成的两相混合物， 因此A转变成贝氏体也包含了晶格的改组和碳原子的扩散，它的转变过程同样也是经过了固态下形核的长大来完成的，贝氏体的转变温度比珠光体还低，因此在低温下铁原子只能做很小的位移。而不发生扩散，下面我们介绍一下B上和B下： 上贝氏体组织形成过程：
上贝氏体大约是在C曲线鼻尖到350℃温度范围内形成的，首先是在A的低碳区或晶界上形铁素体晶粒，然后向A晶粒内长大，形成图中密集而又相互平行排列的铁素体，由于温度低碳原子的扩散能力弱，铁素体形成时只有部分碳原子迁移到相邻的A体中,来不及迁出的碳原子固溶于铁素体内，而成为含碳过饱和的铁素体，随着铁素体片的增长和加宽，排列在它们之间的奥氏体含碳量迅速增加，含碳量足够高，便在铁素体片间析出渗碳体，形成上贝氏体，上贝氏体在光学显微镜下呈羽毛状。
下贝氏体组织形成过程：
B下大约是在350℃至 MS点温度范围内形成，首先在A的贫碳区形成针状铁素体，然后想四周长大，由于转变温度更低，碳原子的扩散能力更弱，它只能在铁素体内作短距离移动，因 此在含碳过饱和的针形铁素体内析出与长轴成55～60o的碳化物小片，这 种组织称下贝氏体，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态。 B组织的性能：
B上和B下性能相比较，B下不仅具有较高的硬度和耐磨性，而且B下的硬度，韧性和塑性均高于B上。
这个图是共析碳钢的机械性能与等温转变温度的关系，从这个图上可以看出，在350℃上贝氏体温度转变范围内B上的强度，硬度越低，韧性也越低而B下相反（350℃至MS）它的强度，硬度，塑性和韧性的综合机械性能较高，因此生产中常采用等温淬火获取B下组织。
奥氏体过冷到MS线以下，发生马氏体转变“M”，由于马氏体转变是在极快的连续冷却过程中进行的，因此马氏体的转变我们放在过冷奥氏体连续冷却转变一节中讨论。
（四）.亚共析碳钢与过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变 1．C曲线的形状与位置p5-22
是亚共析，共析，过共析碳钢的C曲线，比较三图，不难看出，三者都具有A转变开始线与转变终了线，不过亚共析碳钢的C曲线上多出一条先共析铁素体曲线，过共析碳钢曲线上多出一条先共析渗碳体曲线。通常在热处理加热条件下，亚共
析碳钢的C曲线随含碳量的增加向右移，过共析碳钢的C曲线随含碳量的增加向左移，，因此碳钢中共析C曲线的鼻尖离纵坐标最远，过冷A也最稳定。 2.先共析相的量与形态
随过冷度的增加，亚共析碳钢和过共析碳钢的先共析铁素体或先共析渗碳体的量在逐渐减小，当过冷度达到一定程度后，这种先共析相就不在析出，而由过冷奥氏体直接转变成极细珠光体（屈氏体），这种P的含碳量已不是共析成分（C = 0.77%），这种非共析成分获得的共析组织称伪共析体。转变温度越低↓，先共析相的量越少↓，珠光体量↑，因此钢的性能也就不同。举例：同一成分的亚共析钢，正火比退火后珠光体量多，且片层间距离小，因此钢的强度和硬度提高，韧性也有所改善。 魏氏组织：当奥氏体晶粒特别粗大（过热的钢或铸件中），并且在一定的冷却条件下，先共析相（F，Fe3C）以一定位向呈片状或针状形态在A晶粒内部析出，我们称这种组织为魏氏组织。
魏氏组织使钢的塑性，特别是韧性大为降低，因此生产中常用退火或正火来消除钢中的魏氏组织。 二.过冷奥氏体的连续冷却转变
上一个大问题我们讨论的是过冷A的等温冷却转变，现在我们讨论的是过冷A的连续冷却转变。 （一）.共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立
首先将一组试件经加热到奥氏体化后，它们以不同冷却速度连续冷却，也就是图中所示的V1～V6速度，在冷却过程中我们测各试样比容变化，由奥氏体与其转变产物的比容不同，我们即可测出各种冷却速度下奥氏体转变开始和转变终了的时间与温度，用这些测出的数据我们绘出温度——时间坐标图，然后所有转变开始点和转变终了点分别连接起来，这样便可获得过冷奥氏体的连续冷却曲线，注意：V5 ，V6 冷却速度的转变开始点连成一水平线，这就是 M开始转变线——MS线。 （二）.共析碳钢过冷A连续冷却转变曲线分析
比较P5-25与P5-10两曲线，连续冷却转变有以下主要特点：
1．Ps线是P体型转变开始线； Pf线是P体型转变终了线；AB线是P体型转变中途停止线，冷却曲线遇AB线后，过冷A不再发生P体型转变，而一直保留到MS线以下，A直接转变为M。
2．连续冷却转变曲线上只有C曲线上半部分，而没有下半部分，这说明共析碳钢连续冷却时，只有珠光体型转变，而没有贝氏体转变。 3．P5-25
图中的VK与过冷奥氏体连续冷却转变曲线鼻尖相切，是保证 A在连续冷却过程中不发生分解而全部冷却到M区的最小冷却速度，又称临界冷却速度。
4．在连续冷却过程中，过冷奥氏体的转变，是在一个温度区间内进行的，随冷却速度的增加，转变温度区间逐渐移向低温并随之加宽，而转变时间则缩短。 5．P5-25
冷却速度V，它与转变开始线相交后又与AB线相交，因此珠光体型的转变没有结束，剩余的过冷A在随后冷却时与MS线相交而开始转变为马氏体，因此最后所得到的产物主要是屈氏体和马氏体的混合组织。 （三）.过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用
过冷A连续冷却转变曲线的测定比较困难，因此有些使用广泛的金属材料的连续冷却曲线至今还没测出，目前生产技术方面多是应用过冷奥氏体等温转变曲线近似地来分析奥氏体连续冷却中的转变。 三.马氏体转变
当冷却速度大于临界冷却速度VK ，且过冷到MS线以下，那么过冷奥氏体发生M转变，获得马氏体组织。由于马氏体冷却速度快，转变温度低， 因此A向M转变时γ—Fe—α—Fe的晶格改变速度极快，过饱和的碳来不及以渗碳体形式自α—Fe中析出，而很快由A 直接转变成碳在α—Fe中过饱和固溶体，这就称为马氏体（M）。由于冷却速度快，转变温度降低的关系（C原子来不及移动），因此有A转变为M ，M中含碳量与原A含碳量是相同的。 （一）.马氏体的晶格结构
C轴的晶格常数大于a轴的晶格常数 C/a 称作M的正方度
正方度的产生完全是由于M中过饱和碳原子强制分布在晶胞的某一晶轴的空隙处，结果使α—Fe的体心立方晶格被歪曲，M含碳量越高↑，正方度越大↑，M比容越大↑，由A→M体积变化越大↑，这就是造成高碳钢淬火时容易变形和开裂的原因之一。
（二）.马氏体的组织形态
钢板基础知识大全
