金属工艺学 课件 3 钢的热处理

3钢的热处理主要内容概述一钢在加热时的组织转变二三钢在冷却时的组织转变四普通热处理五表面热处理六中国古代的金属热处理技术一、概述为什么金属材料要进行热处理？热处理后金属材料内部组织和力学性能会发生怎样的变化？什么是热处理？概述

热处理是将固态金属或合金在一定的介质中加热、保温和冷却，以改变材料整体或表面组织，从而获得所需性能的工艺方法。

热处理是挖掘材料潜能、改善材料性能、保证材料质量、延长使用寿命的一种高效、廉价、快捷的工艺方法。热处理使普通材料达到所需性能成为可能，可大幅改善金属材料的工艺性能和使用性能。

如T10钢经球化处理后，切削性能大大改善；而经淬火处理后，其硬度可以从处理前的20HRC提高到62～65HRC。二、钢在加热时的组织转变2.1奥氏体的转变过程

大多数热处理工艺需要将钢加热到临界温度以上，获得全部或部分奥氏体组织，即进行奥氏体化，然后以不同的冷却速度进行冷却获得不同的组织，最终获得所需要的性能。实际热处理加热和冷却时的相变是在不完全平衡的条件下进行的，相变温度与平衡相变点之间有一定的差异，即过热和过冷。2.1奥氏体的转变过程

欲将共析钢完全变成奥氏体，须将钢加热至Ac1线温度以上，才能实现珠光体向奥氏体的转变。

由于铁素体的含碳量很少，而渗碳体的碳量又很高，所以奥氏体总是在铁素体与渗碳体交界面上成核。形成了的奥氏体晶核一方面不断合并其相邻的铁素体，另一方面渗碳体又不断溶解于奥氏体中，奥氏体晶粒就逐渐增多和长大以至珠光体全部转变为奥氏体。2.2影响奥氏体转变速度的因素加热温度随加热温度的提高，碳原子扩散速度增大，奥氏体化速度加快。加热速度在实际热处理条件下，加热速度越快，过热度越大，发生转变的温度越高，转变所需的时间就越短。碳质量分数碳质量分数增加时，渗碳体量增多，铁素体和渗碳体的相界面增多，因而奥氏体的核心增多，转变速度加快。合金元素钴、镍等增大碳在奥氏体中的扩散速度，加快奥氏体化过程；铬、钼、钒等对碳的亲和力较大，与碳形成难溶解的碳化物，降低碳的扩散能力，减慢奥氏体化过程原始组织原始组织中渗碳体为片状时奥氏体形成速快，因为它的相界面较大。而且渗碳体间距越小，相界面越大，同时奥氏体晶粒中碳浓度梯度也大，所以长大速度更快。三、钢在冷却时的组织转变3.1等温冷却

钢的最终性能不仅与加热时奥氏体晶粒大小有关，还取决于奥氏体冷却转变后的组织。因此，不同的冷却条件下的转变是热处理研究的重点。根据冷却方式的不同，可分为等温冷却和连续冷却两种。热加保温时间温度临界温度连续冷却等温冷却3.1等温冷却

从铁碳合金相图可知，当温度在A1以上时，奥氏体是稳定的，能长期存在。当温度降到A1以下时，奥氏体即处于过冷状态，这种奥氏体称为过冷奥氏体。

等温冷却是使加热到奥氏体的钢，先以较快的冷却速度冷到A1线以下一定的温度，这时奥氏体尚未转变，但成为过冷奥氏体，然后进行保温，使奥氏体在等温下发生组织转变，转变完成后再冷却到室温。

过冷奥氏体是不稳定的，它会转变为其他组织，钢在冷却时的转变，实质上是过冷奥氏体的转变。

过冷奥氏体的等温转变过程和转变产物可用等温转变曲线（TTT曲线——Time，Temperature，Transformation）来分析，简称C曲线。时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1共析碳钢TTT曲线(C曲线)

建立过程示意图MSMf3.1等温冷却3.1等温冷却

根据C曲线的特征，可分三个转变区来讨论。

①A1～650℃，得到层片间距为0.3µm的珠光体，硬度约15～22HRC，记为P；

②650～600℃，得到层片间距为0.25µm的细片珠光体，称为索氏体，硬度约22～27HRC，记为S；

③600〜550℃，得到层片间距约为0.1µm的极细珠光体，称为屈氏体，硬度约27～43HRC，记为T。

1.高温转变区——在曲线的鼻尖（550℃）和A1温度之间发生相变，转变产物为珠光体。转变温度越低，则珠光体越细。3.1等温冷却

珠光体——片间距约为450~150nm，形成于A1~650℃范围内，在光学显微镜下可清晰地分辨出宽条铁素体和细条渗碳体层片状组织（铁素体和渗碳体层的厚度比大约为8：1）。珠光体

索氏体——片间距约为150~80nm，形成于650~600℃范围内，只有在800倍以上的光学显微镜下观察才能分辨出铁素体和渗碳体层片状组织。索氏体屈氏体屈氏体——片间距约为80~30nm，形成于600~550℃范围内，在光学显微镜下已经很难分辨出铁素体和渗碳体层片状组织。

奥氏体向珠光体转变是一种扩散型的生核、长大过程，是通过碳、铁的扩散和晶体结构的重构来实现的。在高温时，扩散速率相对较高，碳原子能够扩散的距离相对较远，从而厚的层状物产生3.1等温冷却

2.中温转变区——共析钢奥氏体过冷到曲线鼻尖和温度Ms之间，形成的是铁素体+渗碳体的机械混合物，介于珠光体与马氏体之间的一种组织，称为贝氏体（Bainite），记为B。温度范围：550～230℃（Ms）转变特征：半扩散型转变转变过程：分步进行贝氏体转变条件：切变A(fcc)F(bcc)C从F中析出ε550～350℃上贝氏体B上

350～230℃下贝氏体B下3.1等温冷却

上贝氏体：形成于550~350℃，基体为铁素体，条状碳化物于铁素体片边缘析出，呈羽毛状；强度、硬度较高（40～55HRC），塑性低、脆性大，生产上很少使用。上贝氏体金相图

下贝氏体：形成于350~230℃，呈细针片状，针状铁素体上布有小片状碳化物，片状碳化物与铁素体的长轴大致是55~60°；具有高强度和硬度（50～60HRC）及良好的塑性和韧性，综合力学性能较好，生产中常采用等温转变获得下贝氏体组织。下贝氏体金相图3.1等温冷却

贝氏体的显微结构非常细小，只能用电子显微镜观察。如图所示是由铁素体基体和伸长的渗碳体颗粒组成。除此之外，围绕针状物的相马氏体。而且，贝氏体相变不会出现先共析相。

注意珠光体相变和贝氏体相变是相互竞争的，一旦合金的一部分转变成珠光体（或贝氏体），若没有重新加热成奥氏体，将不会再转变为贝氏体（或珠光体）。贝氏体结构的透射电子显微镜照片贝氏体晶粒从左下角穿过右上角，其中，被拉长的针状渗碳体颗粒分布在铁素体基体上。围绕贝氏体相是马氏体（15000X）3.1等温冷却

如果将珠光体或贝氏体显微结构的钢加热至低于共析温度，并保温相当长的一段时间，例如，加热到700℃，并保温18~24h，会形成另一种显微结构，被称为球状珠光体。

取代了铁素体和渗碳体交替分布的层状结构（珠光体）和贝氏体的显微结构，渗碳体相以球状颗粒形式存在，并嵌入到连续分布的α相基体中。此相变是通过碳原子扩散产生，组成以及铁素体和渗碳体的相对含量不改变。相变的驱动力是α-Fe3C相界面面积的减小。具有球状珠光体结构的钢的金相照片

细小颗粒为渗碳体，连续相为α-铁素体（1000X）3.1等温冷却

3.低温转变区——共析钢奥氏体过冷到230℃以下陆续转变成为马氏体（Martensite），记为M。

组织：碳在α-Fe中的过饱和固溶体称为马氏体，体心正方结构（BCT），属于单相组织；

特征：马氏体是过冷奥氏体快速冷却，在Ms与Mf点之间的切变方式发生转变的产物，分为板条状马氏体（低碳）和针状马氏体；

性能：马氏体有很高的强度和硬度，但塑性很差，几乎为零，不能承受冲击载荷。转变特点:在一个温度范围内连续冷却完成；转变速度极快，即瞬间形核与长大，相变速率与时间无关；无扩散转变(Fe、C原子均不扩散)，M与原A的成分相同，造成晶格畸变；转变不完全性，冷却到室温时仍残余奥氏体存在。3.1等温冷却

板条状马氏体：又称低碳马氏体，在低、中碳钢及不锈钢中形成，由许多成群的、相互平行排列的板条所组成的板条束。空间形状是扁条状的，一个奥氏体晶粒可转变成几个板条束（通常3到5个）；板条状马氏体金相图

针状马氏体：又称片状马氏体或高碳马氏体，片状马氏体常见于高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中；当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体。在生产中正常淬火得到的马氏体，一般都是隐晶马氏体。针状马氏体金相图针状晶粒为马氏体，白色区域为在快速冷却过程中未发生转变的奥氏体3.1等温冷却

钢的Ms点和Mf点随奥氏体中碳含量增加而降低，因而残余奥氏体量也随奥氏体中碳含量增加而增加。3.2连续冷却

实际生产中，过冷奥氏体转变大多是在连续冷却过程中进行，并且是在不同冷却速度条件下连续冷却，其转变开始及转变终止时间与温度之间的关系称为连续转变图或CCT曲线ContinuousCoolingTransformation)。

图中Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体型组织的开始线，Pf为转变终了线。KKˊ线为过冷奥氏体转变中止线，当冷却到达此线时，过冷奥氏体中止转变。

共析钢以大于vk的速度冷却时，由于遇不到珠光体转变线，得到的组织为马氏体，这个冷却速度称为临界冷却速度。vk越小，钢越易得到马氏体。

共析钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线中没有奥氏体转变为贝氏体的部分，在连续冷却转变时得不到贝氏体组织。

实际上过冷奥氏体的连续转变曲线较难测定，因此一般用过冷奥氏体的等温转变曲线来分析连续转变的过程和产物。3.2连续冷却

由于共析钢在连续冷却时的转变测定较困难，生产中常利用TTT曲线分析估计连续冷却转变的结果，即按TTT与CCT曲线叠加后相交的大致位置，估计连续冷却后得到的组织。v1v2v3vkv4v1相当于随炉冷却速度(退火)，与CCT曲线相交于700～670℃，过冷奥氏体转变为珠光体，硬度为170～230HBW。v2相当于空气中冷却速度(正火)，与CCT曲线相交于650～600℃，过冷奥氏体转变为索氏体，硬度为25～35HRC。3.2连续冷却

v3相当于油中淬火时的冷却速度，与CCT曲线相割于转变开始线，且割于600～450℃，后又与Ms线相交，尽管穿过了贝氏体区，但因在CCT曲线中无贝氏体转变区，所以在连续冷却时不会得到贝氏体组织，而会转变为屈氏体、马氏体和残余奥氏体的混合组织，硬度为45～55HRC。

vk为临界冷却速度，与C曲线相切与鼻部，过冷奥氏体转变为马氏体和残余奥氏体。

v4相当于水中冷却速度(淬火)，与CCT曲线不相交而直接与Ms线相交，过冷奥氏体在A1～Ms线之间来不及分解，在Ms线以下转变为马氏体和残余奥氏体。v1v2v3vkv4四、普通热处理4.1退火

退火(annealing)是将钢件加热到适当温度，保温一定时间并达到所需要求，然后随炉或埋入导热性较差的介质中缓慢冷却，以获得接近Fe—Fe3C相图上平衡状态组织或消除应力的热处理工艺。（1）降低硬度，以利于切削加工或其他种类加工；（2）细化晶粒，提高钢的塑性和韧性；（3）消除内应力，为淬火工序做好组织准备。

退火的目的：

根据处理的目的和要求不同，钢的退火可分为完全退火、等温退火、球化退火、扩散退火（均匀化退火）和去应力退火等。4.1退火

完全退火(fullannealing)，又称重结晶退火，是将钢加热到Ac3线以上20～30℃，保温一定时间而获得完全的奥氏体组织，然后随炉冷却到500℃以下，再出炉并在空气中冷却，最终获得平衡组织铁素体+珠光体。

全退火通过完全重结晶，使热加工中造成的晶粒粗大、不均匀组织细化和均匀化，提高材料的塑性和韧性；使中碳以上的碳钢和合金钢接近平衡状态组织，以降低硬度，改善切削加工性能。由于冷却速度慢，可消除铸件和锻件的内应力。

完全退火主要用于亚共析钢，过共析钢不宜采用，因为加热至Accm以上缓慢冷却时，二次渗碳体会以网状形式沿奥氏体晶界析出，使钢的韧性大大下降，并可能在以后的热处理中引起开裂。完全退火件保温时间取决于钢的化学成分、炉温、装炉方式及装炉量。一般按钢件的有效厚度(1.5min／mm)估算，碳钢件厚度小于25mm保温1h，以后每增加25mm厚延长0.5h。4.1退火

等温退火(isothermalannealing)是将钢件加热到Ac3线以上(对亚共析钢)或Ac1线以上(对共析钢和过共析钢)，保温后较快冷却到稍低于Ac1线温度，即珠光体型转变温度范围内，一直等温保持到奥氏体全部转变为珠光体型组织为止，然后出炉置空气中冷却。

等温退火与完全退火目的、加热方法及保温时间基本相同，但可通过控制等温温度，更快获得所需的均匀组织和性能，退火效果较好，并可大大缩短约一半以上的退火时间，主要用于奥氏体较稳定的合金工具钢和高合金钢等。4.1退火

球化退火(spheroidizingannealing)是将钢件加热到Acl线以上20～30℃，保温较长时间，然后以极其缓慢的速度冷却到600℃以下，再出炉空冷的热处理工艺。

球化退火主要用于消除过共析碳钢及合金工具钢中的网状二次渗碳体及珠光体中的片状渗碳体，使二次渗碳体及珠光体中的渗碳体球化，以降低硬度，改善切削加工性能，并为以后的淬火做好组织准备。由于层片状珠光体较硬，再加上网状渗碳体的存在，不仅使切削加工性变差，刀具磨损增加，而且还易引起淬火变形和开裂。4.1退火

扩散退火(diffusingannealing)，又称均匀化退火，是在略低于固相线温度长期保温的处理方法。

扩散退火主要用于减轻或消除钢锭、铸件、钢坯化学成分及显微组织偏析使其均匀化。

扩散退火在高合金钢应用更为普遍，钢的扩散退火温度高于Ac3，在1100~1200℃之间，退火时间长且依工件截面厚度而定。由于温度高、时间长，该项工艺成本高。4.1退火

再结晶退火(recrystallizationannealing)

是将钢件加热到再结晶温度以上150～250℃，即650～750℃范围内，保温一定时间后随炉冷却，通过再结晶使钢材的塑性恢复到冷变形以前的状况。

低温再结晶退火可用于冷轧、冷拉、冷压等产生加工硬化的各种金属材料处理。4.1退火

去应力退火(stressrelieving)是将钢件随炉缓慢加热(100～150℃/h)至500～650℃，保温一定时间，然后随炉缓慢冷却(50～100℃/h)至300～200℃以下再出炉空冷。

去应力退火又称低温退火，主要用于消除铸件、锻件、焊接件、冷冲压件及机加工件中的残余应力，以消除残余应力的不良影响，稳定尺寸、减少变形，并使钢件在低温退火过程中无组织变化而不降低材料强度。4.2正火

正火(normalizing)是将钢件加热至Ac3(对亚共析钢)或Accm(对过共析钢)以上30～50℃，经保温后从炉中取出并在空气中冷却的热处理工艺。

正火的作用与完全退火相似，正火后的组织：亚共析钢为F+S（索氏体），共析钢为S，过共析钢为S+Fe3CⅡ。

相比完全退火，正火冷却速度快些，得到的S为细片状珠光体，其强度、硬度比珠光体高，但韧性并没有下降，综合机械性能较好。4.2正火

正火一般是使钢的组织正常化，也称为正常化处理，其作用如下：

（1）作为最终热处理

正火可以细化晶粒，使组织均匀化，减少亚共析钢中铁素体含量，使珠光体含量增多并细化，从而提高钢的强度、硬度和韧性。

（2）作为预先热处理

截面较大的合金结构钢件，在淬火或调质处理前常进行正火，获得细小而均匀的组织。

对于普通结构钢零件，机械性能要求不高时，正火可作为最终热处理。

对于过共析钢则可减少二次渗碳体的量，且由于冷却速度较快，抑制了二次渗碳体呈网状析出，为球化退火做组织准备。

（3）取代部分完全退火

正火是炉外冷却，占用设备时间短，生产效率高，而且得到的组织性能比退火要好，故应尽量用正火取代退火。

低碳钢或低合金结构钢退火后硬度太低，不便于切削加工，正火可提高其硬度，改善其切削加工性能。结构钢完全退火、正火工艺规范及工艺曲线正火与退火工艺比较与选择

正火与完全退火作用相似，均可获得珠光体型组织，但两者的最高加热温度略差、冷却速度不同。

同一钢件在正火后的强度和硬度较退火后高，并且钢的含碳量越高，两者的强度和硬度差别越大，对切削加工性影响较大。

钢材最适宜的切削加工硬度为170~230HBW。硬度过高，难以加工，且刀具磨损快；过低则切屑不易断，造成刀具发热和磨损，加工后的零件表面粗糙度很大。正火与退火工艺比较与选择

退火与正火在某种程度上有相似之处，在实际生产中又可替代。那么，在设计时根据什么原则进行选择呢？可以从以下三方面予以考虑：

对于低、中碳结构钢（wc%＜0.5%）以正火作为预先热处理比较合适；高碳结构钢（0.5％＜wc%＜0.7％）选完全退火为宜；高碳工具钢（wc%＞0.8％）则必须选用球化退火作为预备热处理；对于合金钢，由于合金元素的加入，钢的硬度有所提高，故中碳以上的合金钢常采用退火以改善切削加工性。

如钢件性能要求不太高，随后不再进行淬火和回火，那么往往用正火来提高其机械性能。但若零件的形状比较复杂，正火的冷却速度有形成裂纹的危险，则应采用退火。

（1）从切削加工性上考虑

（2）从使用性能上考虑

正火比退火的生产周期短，耗能少，且操作简便，故在可能的条件下，应优先考虑以正火代替退火。

（3）从经济上考虑4.3淬火

淬火（quenching）是将钢加热到Ac3(亚共析钢)或Ac1(共析或过共析钢)以上即30～50℃间，保温一定时间使其奥氏体化，然后在冷却介质中迅速冷却以获得高硬度的马氏体（M）的热处理工艺。

淬火的目的是为了获得马氏体(个别情况下获得贝氏体)组织，以提高钢的硬度和耐磨性，如各种工模具、量具、滚动轴承等均需通过淬火提高硬度和耐磨性。

马氏体是一种碳的质量分数过饱和的α固溶体，过饱和的碳造成了马氏体晶格的严重畸变，致使其变形抗力增大，因此，马氏体具有高的硬度和耐磨性，但塑性和韧性很差。

马氏体的实际硬度与钢中碳的质量分数密切相关，碳的质量分数愈高，马氏体的硬度愈高。绝大多数要求高硬度、高耐磨性的中、高碳钢和合金钢都要进行淬火工艺处理。

淬火是一种复杂的热处理工艺，又是决定产品质量的关键工序之一，淬火后要得到细小的马氏体组织又不至于产生严重的变形和开裂，必须根据钢的成分，零件的大小、形状等，结合C曲线合理地确定淬火加热温度和冷却方式。淬火工艺条件的选择

1.淬火温度

亚共析钢加热温度为Ac3+（30-50℃），淬火后的组织为均匀而细小的马氏体。若加热到Ac3以下时，淬火组织中会保留自由铁素体，使钢的硬度降低。

过共析钢加热温度为Ac1+（30-50℃），加热到Ac1以上两相区时，组织中会保留少量的二次渗碳体，有利于钢的硬度和耐磨性，并且，由于降低了奥氏体中的含碳量，可以改变马氏体的形态，从而降低了马氏体的脆性。此外，还可减少淬火后残余奥氏体的量，保证淬火组织的硬度。

若淬火温度太高，会形成粗大的马氏体，使机械性能恶化，同时会增大淬火应力，使变形和开裂倾向增大。淬火工艺条件的选择

2.加热时间

淬火加热时间包括升温和保温两个阶段。通常以装炉后炉温达到淬火温度所需的时间为升温阶段，并以此为保温时间的开始。保温阶段是指钢件温度均匀并完成奥氏体化所需的时间。

淬火热处理加热时间的长短与很多因素有关，比如钢的成分、原始组织、工件形状和尺寸、加热介质、装炉方式、炉温等许多因素有关。确切计算淬火加热时间很困难，常用下列经验公式计算加热时间：

T=αD式中：T——加热时间（min）；α——加热系数（min/mm）；D——工件有效厚度（mm）。

比如，当碳钢工件D≤50mm，在800~960℃箱式电阻炉中加热时，α=1~1.2（min/mm）。淬火工艺条件的选择

3.淬火介质

常用的淬火介质有水及水溶液、油、熔盐、熔碱等。淬火介质的冷却速度又不能过快，在满足能获得马氏体的条件下，应使冷却速度尽可能低，以减少工件的开裂和变形。

冷却速度：盐水＞水＞盐浴＞油水的冷却能力强，使钢易于获得马氏体，同时也易造成零件的变形和开裂。油的冷却能力低，工件不易产生变形和开裂，但不利于钢的淬硬，一般只能作为合金钢的淬火介质。淬火工艺条件的选择

4.淬火冷却方式

单液淬火是将奥氏体化后的工件放入一种淬火介质中连续冷却到室温的淬火方法，如碳钢在水中淬火，合金钢在油中淬火，操作简单，易于实现机械化与自动化，适用于形状简单的工件。

双液淬火是将奥氏体化工件先放入一种冷却能力较强的介质中，当工件冷到300℃左右时，再放到另外一种冷却能力较弱的介质中冷却。如先水冷后油冷、先水冷后空冷或先油冷后空冷等。

单液淬火

双液淬火

双液淬火的马氏体转变是在冷却能力较低的介质中进行，故产生的内应力较小，可减小变形和开裂的可能性，常用于形状较复杂的工件，如碳素工具钢中的钻头、铰刀。淬火工艺条件的选择

4.淬火冷却方式

分级淬火是将奥氏体化工件放入温度稍高于Ms点(约260℃)的冷却介质(盐浴或碱浴)中，停留2～5min，使工件内外温度达到均匀后取出空冷，以获得马氏体组织，此法仅适用于截面尺寸较小(或厚度小于10mm)的工件。

等温淬火是将奥氏体化工件放入温度稍高于Ms温度(260～400℃)的盐浴中等温一定时间，使过冷奥氏体转变为强度高、韧性好的下贝氏体，然后再用空气中冷却的淬火方法。此法只应用于尺寸要求精确、形状复杂、有较高强韧性的小型工件及工模具，如弹簧、小齿轮及丝锥等。

分级淬火

等温淬火钢的淬透性和淬硬性

1.钢的淬透性

淬透性是指钢在淬火时获得马氏体的能力,它是钢的固有属性，取决于钢的临界冷却速度、过冷奥氏体的稳定性。

淬透性的大小用钢在一定条件下淬火所获得的淬透层深度来表示。

2.钢的淬硬性

淬硬性是指钢淬火后形成的淬火态组织（M+A＇）所达到的最高硬度，即钢在淬火时的硬化能力。钢的淬硬性取决于马氏体含碳量和残余奥氏体数量。4.4回火

回火（quenching）是将淬火钢件加热到Ac1以下某一温度，保温一定时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当方式冷却到室温的热处理工艺。工艺。

淬火钢一般不能直接使用，必须进行回火，为什么？淬火后得到的马氏体和残余奥氏体组织都是不稳定的组织，在工作中有自发向稳定的铁素体和渗碳体组织转变的倾向，会导致零件尺寸的变化；>马氏体的硬度高、脆性大，并存在很大的内应力，易造成工件的变形和开裂；>为了获得所要求的强度、硬度、塑性和韧性，以满足零件的使用要求。>4.4回火

根据回火温度的高低不同，可将回火分为三种：。

（1）低温回火（150~250℃）

目的：降低淬火应力，提高工件韧性，保证淬火后的高硬度（一般为58~64HRC）和高耐磨性。

低温回火时，从淬火马氏体内部会析出ε碳化物（Fe2,4C）薄片，马氏体的过饱和度减小。部分残余奥氏体转变为下贝氏体，但量不多。

回火后组织：回火马氏体+残余奥氏体。其中回火马氏体由嵌入在连续铁素体基体上的非常小且均匀分布的渗碳体颗粒组成（晶体结构为体心四方转变成体心立方）。

应用范围：各种刃具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火等要求硬而耐磨的零件。回火马氏体金相图4.4回火

（2）中温回火（350～500℃）

目的：提高弹性极限和屈服强度，保持较高硬度和一定韧性。

回火后组织：中温回火得到铁素体基体（饱和的针状α相）与大量弥散分布的细粒状渗碳体的混合物，叫做回火屈氏体（回火T）。

应用范围：各种弹簧、发条、热锻模及抗冲击工具等。回火屈氏体金相图4.4回火

（3）高温回火（500～650℃）

目的：使工件获得强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能。

回火后组织：当回火温度升高到400℃以上时，在马氏体中发生回复和再结晶过程，生成新的等轴晶粒，同时渗碳体一定程度粗化，最后形成等轴的α相和颗粒状碳化物的混合物,称为回火索氏体。

应用范围：连杆、转向节等较重要的受力结构件，表面淬火、渗氮的预处理。

性能：强度、塑性和韧性都比较好，硬度一般为25～35HRC。回火索氏体金相图

通常把淬火加高温回火称为调质处理。正火和调质处理组织区别

钢经正火后和调质处理后的硬度值较接近，但为什么主要的零件一般都选用调质处理而不采用正火？45钢经调质和正火后的性能比较

原因：由于调质处理后的组织为回火索氏体，其中渗碳体为颗粒状，而正火所得到的索氏体中渗碳体呈片状，粒状渗碳体对阻止断裂过程的发展比片状渗碳体有利。

调质钢不仅硬度高，且塑性与韧性也高于正火状态。同种材质，不同的热处理工艺，相同的硬度，不同的质量！铁碳合金的相变及力学性能总结

奥氏体贝氏体珠光体+α先共析相马氏体缓慢冷却中等冷速快速冷却回火马氏体重新加热奥氏体分解可能涉及的相变实线箭头代表包含扩散的相变；虚线箭头代表非扩散型相变

假设珠光体、贝氏体、马氏体均通过连续冷却处理得到，且贝氏体仅在合金钢（非普通碳钢）中形成。铁碳合金的相变及力学性能总结

显微成分存在相相排列力学性能（相对）球状珠光体α铁素体+渗碳体

相对小的球状渗碳体颗粒分布在α铁素体基体上

软且具有延展性粗珠光体α铁素体+渗碳体

相对厚的α铁素体和渗碳体交替层

与球状珠光体相比，硬且强度高，但延展性较差细珠光体α铁素体+渗碳体

相对薄的α铁素体和渗碳体交替层

与粗珠光体相比，硬且强度高，但延展性较差贝氏体