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晶向指數[UVW]，晶向族<uvw>；晶面指數（hkl），晶面族{hkl}；六方晶系晶向指數[uvw]→u=（2U-V）/3，v=（2V-U）/3，t=-（u+v），w=W→[uvtw]

空間點陣和晶體點陣  為便于了解晶體中原子排列的規(guī)律性，通常將實體晶體結構簡化為完整無缺的理想晶體。若將其中每個院子抽象為純幾何點，即可得到一個由無數幾何點組成的規(guī)整的陣列，稱為空間點陣，抽象出來的幾何點稱為陣點或結點。由此構成的空間排列，稱為晶體點陣；與此相應，上述空間點陣稱為晶格。

熱過冷  純全屬在凝固時,其理論凝固溫度(T_m)不變,當液態(tài)金屬中的實際溫度低于T_m時,就引起過冷,這種過冷稱為熱過冷。

成分過冷  在固液界面前沿一定范圍內的液相，其實際溫度低于平衡結晶溫度，出現了一個過冷區(qū)域，過冷度為平衡結晶溫度與實際溫度之差，這個過冷度是由于界面前沿液相中的成分差別引起的，稱為成分過冷。成分過冷能否產生及程度取決于液固界面前沿液體中的溶質濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。

動態(tài)過冷度  當界面溫度T_i<T_m，熔化速率<凝固速率時，晶核才能長大，這時的過冷度稱為動態(tài)過冷度。即只有液固界面取得動態(tài)過冷度，才能使晶核長大。

結構起伏  液態(tài)金屬中大量不停“游動”著的原子團簇不斷地分化組合，由于“能量起伏”，一部分金屬原子（離子）從某個團簇中分化出去，同時又會有另一些原子組合到該團簇中，此起彼伏，不斷發(fā)生著這樣的漲落過程，似乎原子團簇本身在“游動”一樣，團簇的尺寸及其內部原子數量都隨時間和空間發(fā)生著改變的現象。

能量起伏  液態(tài)金屬中處于熱運動的原子能量有高有低，同一原子的能量也在隨時間不停地變化，時高時低的現象。

均勻形核  液相中各個區(qū)域出現新相晶核的幾率都是相同的，是液態(tài)金屬絕對純凈、無任何雜質，喝不喝型壁接觸，只是依靠液態(tài)金屬的能量變化，由晶胚直接生核的理想過程。臨界半徑

非均勻形核  液態(tài)金屬中總是存在一些微小的固相雜質點，并且液態(tài)金屬在凝固時還要和型壁相接觸，于是晶核就可以優(yōu)先依附于這些現成的固體表面上形成，需要的過冷度較小。臨界半徑

非均勻形核的臨界球冠半徑與均勻形核的臨界半徑是相等的。

晶核長大的微觀結構：光滑界面和粗糙界面。

晶粒大小的控制  控制過冷度；變質處理；振動、攪動。

表面細晶區(qū)的形成：當液態(tài)金屬澆入溫度較低的鑄型中時，型壁附近熔體由于受到強烈的激冷作用，產生很大的過冷度而大量非均質生核。這些晶核在過冷熔體中也以枝晶方式生長，由于其結晶潛熱既可從型壁導出，也可向過冷熔體中散失，從而形成了無方向性的表面細等軸晶組織。

柱狀晶區(qū)的形成：在結晶過程中由于模壁溫度的升高，在結晶前沿形成適當的過冷度，使表面細晶粒區(qū)繼續(xù)長大（也可能直接從型壁處長出），又由于固-液界面處單向的散熱條件（垂直于界面方向），處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，以表面細等軸晶凝固層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延伸生長，那些主干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內伸展并抑制相鄰枝晶的生長，在淘汰取向不利的晶體過程中，發(fā)展成柱狀晶組織。

中心等軸晶的形成：內部等軸晶區(qū)的形成是由于熔體內部晶核自由生長的結果。隨著柱狀晶的發(fā)展，熔體溫度降到足夠低，再加之金屬中雜質等因素的作用，滿足了形核時的過冷度要求，于是在整個液體中開始形核。同時由于散熱失去了方向性，晶體在各個方向上的長大速度是相等的，因此長成了等軸晶。

固溶體與金屬化合物的區(qū)別  固溶體晶體結構與組成它的溶劑相同，而金屬化合物的晶體結構與組成它的組元都不同，通常較復雜。固溶體相對來說塑韌性好，硬度較低，金屬化合物硬而脆。

影響置換固溶體溶解度的因素  原子尺寸因素；電負性因素；電子濃度因素；晶體結構因素。

相律  相律 F=C-P+2  壓力為常數時F=C-P+1。F為平衡系統(tǒng)的自由度數，C為平衡系統(tǒng)的組元數，P為平衡系統(tǒng)的相數。他的含義是：在只受外界溫度和壓力影響的平衡系統(tǒng)中，它的自由度數等于系統(tǒng)的組元數和相數之差加上2。

杠桿定律  

ω_L=rb/ab ×100%

成分起伏  液相中總會有某些微笑體積可能偏離液相的平均成分，這些微小體積的成分、大小和位置都是在不斷地變化著，這就是成分起伏。

枝晶偏析  固溶體合金不平衡結晶的結果，使先后從液相中結晶出的固相成分不同，再加上冷速較快，不能使成分擴散均勻，結果就使每個晶粒內部的化學成分很不均勻。先結晶的部分含高熔點組元較多，后結晶的部分含低熔點組元較多，在晶粒內部存在著濃度差別，這種在一個晶粒內部化學成分不均勻的現象，稱為晶內偏析，又稱枝晶偏析。

宏觀偏析  在材料宏觀范圍內出現的成分不均勻偏析。

鐵素體與奧氏體  鐵素體是溶于α-Fe 中的間隙固溶體，為體心立方結構，常用符號F或α表示。奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體，為面心立方結構，常用符號A或γ表示。碳溶于體心立方晶格δ-Fe 中的間隙固溶體，稱為δ鐵素體，以δ表示。奧氏體塑性很好，具有順磁性。

工業(yè)純鐵  含鐵量為ω_C=99.8%~99.9%，塑性和韌性很好，但其強度很低。

滲碳體  Fe₃C，含碳量為ω_C=6.69%，可用C_m表示，具有很高的硬度，但塑性差，低溫下具有一定的鐵磁性。

單相區(qū)——5個

相圖中有5個基本的相，相應的有5個相區(qū)：

液相區(qū)(L)——ABCD以上區(qū)域

δ固溶體區(qū)——AHNA

奧氏體區(qū)(γ)——NJESGN

鐵素體區(qū)(α)——GPQ(Fe₃C)——DFK直線以左
滲碳體區(qū)

兩相區(qū)——7個

7個兩相區(qū)分別存在于兩個相應的單相區(qū)之間：

L+δ——AHJBA
L+γ——BJECB
L+Fe₃C——DCFD
δ+γ——HNJH
γ+α——GPSG
γ+ Fe₃C——ESKFCE
α+ Fe₃C——PQLKSP+ Fe₃C+

三相區(qū)——3個

包晶線——水平線HJB(Lδ+γ)
共晶線——水平線ECF(Lγ+Fe₃C)
共析線——水平線PSK(γ+α+ Fe₃C)

Fe-Fe₃C相圖中的特性點

包晶轉變 發(fā)生在1495℃（水平線HJB），反應式為：L_B+δ_H→γ_J

式中L_0.53——含碳量為0.53%的液相；
δ_0.09——含碳量為0.09%的δ固溶體；
γ_0.17——含碳量為0.17%的γ固溶體，即奧氏體，是包晶轉變的產物。

含碳量在0.09~0.53%之間的合金冷卻到1495℃時，均要發(fā)生包晶反應，形成奧氏體。

共晶轉變發(fā)生在1148℃（水平線ECF），反應式為：L_C→γ_E+Fe₃C

共晶轉變的產物是奧氏體與滲碳體的機械混合物，稱為萊氏體，用L_d表示。凡是含碳量大于2.11%的鐵碳合金冷卻到1148℃時，都會發(fā)生共晶反應，形成萊氏體。

共析轉變發(fā)生727℃（水平線PSK），反應式為：γ_S→α_P+Fe₃C

共析轉變的產物是鐵素體與滲碳體的機械混合物，稱為珠光體，用字母P表示。含碳量大于0.0218%的鐵碳合金，冷卻至727℃ 時，其中的奧氏體必將發(fā)生共析轉變，形成珠光體。 

Fe-Fe₃C相圖中的ES、PQ、GS三條特性線也是非常重要的，它們的含義簡述如下：

ES線（A_cm線）是碳在奧氏體中的溶解度曲線。奧氏體的最大溶碳量是在1148℃時，可以溶解2.11%的碳。而在727℃時，溶碳量僅為0.77%，因此含碳量大于0.77%的合金，從1148℃冷到727℃的過程中，將自奧氏體中析出滲碳體，這種滲碳體稱為二次滲碳體(Fe₃C_II)。

PQ線是碳在鐵素體中的溶解度曲線。727℃時鐵素體中溶解的碳最多(0.0218%)，而在200℃僅可以溶解7×10^-7%C。所以鐵碳合金由727℃冷卻到室溫的過程中，鐵素體中會有滲碳體析出，這種滲碳體稱為三次滲碳體(Fe₃C_III)。由于三次滲碳體沿鐵素體晶界析出，因此對于工業(yè)純鐵和低碳鋼影響較大；但是對于含碳量較高的鐵碳合金，三次滲碳體（含量太少）可以忽略不計。

GS線（A₃線）是冷卻過程中，奧氏體向鐵素體轉變的開始線；或者說是加熱過程中，鐵素體向奧氏體轉變的終了線（具有同素異晶轉變的純金屬，其固溶體也具有同素異晶轉變，但其轉變溫度有變化）。 

純鐵、鋼、白口鐵

1.純鐵——含碳量<0.0218%，顯微組織為鐵素體。

2.鋼——含碳量0.0218%～2.11%，特點是高溫組織為單相奧氏體，具有良好的塑性，因而適于鍛造。根據室溫組織的不同，鋼又可以分為：

亞共析鋼：含碳量0.0218%~0.77%，具有鐵素體α+珠光體P的組織，且含碳量越高（接近0.77%）,珠光體的相對量越多，鐵素體量越少。

共析鋼：含碳0.77%，組織是全部珠光體P。

過共析鋼：含碳量0.77%～2.11%，組織是珠光體P+滲碳體Fe₃C。

3.白口鐵——含碳量2.11%～6.69%，特點是液態(tài)結晶時都有共晶轉變，因而具有良好的鑄造性能。但是即使在高溫也是脆性材料，不能鍛造。根據室溫組織不同，白口鐵又分為：

亞共晶白口鐵：含碳2.11%～4.30%，組織是珠光體P+滲碳體Fe₃C+萊氏體L_d 。

共晶白口鐵：含碳4.30%，組織是萊氏體L_d 。

過共晶白口鐵：含碳4.3%~6.69%，組織是滲碳體Fe3C+萊氏體Ld 。

工業(yè)純鐵在緩慢冷卻過程中發(fā)生的組織轉變主要是同素異晶轉變和Fe₃C_III的析出。

共析鋼從液態(tài)冷卻到室溫要發(fā)生三次組織轉變：勻晶轉變L→γ（奧氏體），共析轉變γ→(α+Fe₃C)（珠光體P）,α中析出三次滲碳體(Fe₃C_III)。室溫下共析鋼的組織組成全部為珠光體（可以忽略Fe₃C_III），共析鋼只有一種組織（忽略Fe₃C_III），即珠光體P，珠光體由α和Fe₃C兩個相組成。應用杠桿定律可以計算出α和Fe₃C兩個相的相對量。

亞共析鋼  含碳0.45%的亞共析鋼是應用十分廣泛的一種鋼，通常稱為45號鋼。45鋼在液態(tài)到室溫的冷卻過程中將發(fā)生以下轉變：勻晶轉變L0.45→L0.53+δ，包晶轉變L0.53+δ→γ0.45，同素異晶轉變γ0.45→α+γ0.77，共析轉變γ0.77→(α+Fe₃C)。室溫下45鋼的組織為：鐵素體α+珠光體P（α+Fe₃C）。所有亞共析鋼的室溫組織都是由鐵素體和珠光體組成，區(qū)別僅在于相對量的差別：含碳量越高（越接近0.77%C），珠光體的量越多、鐵素體的量越少。組織組成物ω_α=49.5%，ω_P=50.5%，相組成物ω_α=94.3%，ω_Fe3C =5.7%。

過共析鋼  在液態(tài)到室溫的冷卻過程中，首先進行勻晶轉變，形成單相固溶體γ；當溫度到達ES線以下時，過飽和的固溶體γ中析出滲碳體（二次滲碳體Fe₃C_II），奧氏體γ的成分變到共析點S(0.77%C)；共析轉變γ0.77→(α+Fe₃C)，形成珠光體P。因此，過共析鋼的室溫組織為珠光體P(α+Fe₃C)+Fe₃C_II。對于過共析鋼，隨著含碳量增高，鋼中Fe₃C_II的量增大。由于大量的Fe₃C_II會形成網狀結構，造成鋼的脆性急劇增高，所以實際生產中使用的鋼含碳量一般都低于1.5%；另外，含有網狀Fe₃C_II的鋼不能直接使用，需要經過鍛造（壓碎Fe₃C_II網）或相應的熱處理后才能使用。

共晶白口鐵  在從液態(tài)緩慢冷卻到室溫的過程中，首先在1148℃進行共晶轉變，液相全部凝固成為高溫萊氏體Ld（共晶組織），在1148℃到727℃之間，萊氏體中的奧氏體γ將按照ES線的變化趨勢析出二次滲碳體Fe₃C_II，而奧氏體在727℃時的含碳量降到0.77%；此時，奧氏體進行共析轉變，將全部轉變成珠光體P。經過共析轉變的萊氏體，稱為低溫萊氏體，用符號Ld 表示，以區(qū)別Ld。珠光體中的滲碳體叫做共析滲碳體，共晶組織中的滲碳體叫做共晶滲碳體。

亞共晶白口鐵  冷卻過程中組織轉變與共晶白口鐵類似，只是在共晶轉變之前，液相中先結晶出奧氏體。到達1148℃時，剩余的液相成份為4.3%C，再往下面，液相的轉變就與共晶白口鐵一樣了。先結晶出來的奧氏體和共晶奧氏體一樣，在以后的冷卻過程中依次析出二次滲碳體（難以明顯看出）和進行共析轉變。室溫下亞共晶白口鐵的平衡組織為：P+Fe₃C_II+Ld 。

過共晶白口鐵  在從液態(tài)到室溫的冷卻過程中，先從液相中結晶出來的是一次滲碳體Fe₃CI，剩余的液相在1148℃進行共晶轉變。因此，過共晶白口鐵的室溫組織為：Fe₃C_I+Ld’。

碳對鋼性能的影響  碳鋼的組成相只有鐵素體和滲碳體兩種，組織組成物有先共析鐵素體、珠光體和二次滲碳體三種。由于鐵素體硬度低、塑性好，滲碳體硬度非常高、塑性為0；所以，由鐵素體和滲碳體均勻混合的珠光體具有良好的綜合性能，即具有良好的強度和硬度,同時也具有較好地塑性和韌性。對于亞共析鋼，隨著含碳量的增加，珠光體的相對量提高，鋼的強度、硬度增高，塑性、韌性下降。對于過共析鋼，隨著含碳量的增加，二次滲碳體數量增加，并且形成網狀結構，不僅造成鋼的塑性、韌性下降，同時也使強度下降；只有硬度增高。

單晶體金屬塑性變形
單晶體塑性變形有“滑移”和“孿生”等不同方式，大多數情況以滑移方式發(fā)生。正應力只能引起晶格的彈性伸長，或進一步把晶體拉斷，切應力可使晶格在發(fā)生彈性歪扭之后，進一步造成滑移。通過大量的晶面滑移，最終使試樣拉長變細。

滑移：晶體的一部分相對于另一部分沿一定晶面發(fā)生相對的滑動。
滑移變形要點：
（1）滑移只能在切應力的作用下發(fā)生
（2）滑移常沿晶體中原子密度最大的晶面和晶向發(fā)生。
這是因為只有在最密晶面（滑移面）之間的面間距及最密晶向（滑移方向）之間的原子間距才最大，因而原子結合力最弱，所以在最小的切應力下使能引起它們之間的相對滑動。
（3）滑移時晶體的一部分相對于另一部分沿滑移方向位移的距離為原子間距的整數倍，滑移的結果會在晶體的表面上造成臺階。
（4）滑移的同時必然伴有晶體的轉動，沿外力方向。

滑移系：滑移面數與滑移方向數的乘積?；葡翟酱?，金屬滑移的可能性越大，即金屬塑性越好。
孿生：當晶體在切應力的作用下發(fā)生孿生變形時，晶體的一部分沿一定的晶面（孿生面）和一定的晶向（孿生方向）相對于另一部分晶體作均勻地切變，在切變區(qū)域內，與孿生面平行的每層原子的切變量與它距孿生面的距離成正比，并且不是原子間距的整數倍。這種切變不會改變晶體的點陣類型，但可使變形部分的位向發(fā)生變化，并與未變形部分的晶體以孿晶界為分界面構成了鏡面對稱的位向關系。通常把對稱的兩部分晶體稱為孿晶，而將形成孿晶的過程稱為孿生。

滑移與孿生的異同：孿生是原子的相對切變距離小于孿生方向上一個原子間距。孿生也是通過位錯運動來實現的。但產生孿生的位錯的柏氏矢量小于一個原子間距。孿生對塑性變形的貢獻比滑移小得多。大多數bcc金屬的孿生臨界切應力大于滑移臨界切應力，所以滑移先于孿生進行；fcc金屬的孿生臨界切應力遠大于滑移臨界切應力，所以一般不發(fā)生孿生變形。

固溶強化：由于固溶體中存在著溶質原子，使得合金的強度和硬度升高，而塑性、韌性下降，這種現象稱為固溶強化。 

加工硬化：在塑性變形過程中，隨著金屬內部組織的變化，金屬的力學性能也將產生明顯的變化，即隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度增加，而塑性、韌性下降，這一現象稱為加工硬化或形變強化。

細晶強化：常溫下，金屬的晶粒越細小，強度硬度提高，同時塑性韌性也越好，這種通過細化晶粒來提高材料強度的方法稱為細晶強化 

彌散強化：在母體金屬中形成析出物(碳化物、氮化物、金屬間化合物等)，析出物具有阻礙位錯運動的作用，在母相呈微細彌散分布狀態(tài)，能提高強度，這一現象稱為彌散強化。冷加工纖維組織  是純金屬和單相合金在冷塑性變形時和變形度很大的條件下，各晶粒伸長成纖維狀形成的組織。 

熱加工纖維組織：在熱加工過程中，鑄錠中的粗大枝晶和各種夾雜物都要沿變形方向伸長，這樣就使枝晶間富集的雜質和非金屬夾雜物的走向逐漸與變形方向一致，一些脆性雜質破碎成鏈狀，塑性的夾雜物變成條帶狀、線狀或片層狀，在宏觀試樣上沿著變形方向變成一條條細線，這就是熱加工鋼中的流線。由一條條流線勾劃出來的組織，叫做熱加工纖維組織。 

形變織構 與單晶體一樣，多晶體在塑性變形時也伴隨著晶體的轉動過程，故當形變量很大時，多晶體中原為任意取向的各個晶粒會逐漸調整其取向而彼此趨于一致，這一現象稱為晶粒的擇尤取向，這種由于金屬塑性變形使晶粒具有擇尤取向的組織叫做形變織構。 同一種材料隨加工方式不同，可能出現不同類型的織構：

（1）絲織構  在拉拔時形成，各晶粒的某一晶向平行或近似平行于拉拔方向，
（2） 板織構  在軋制時形成，各晶粒某一晶面平行于軋制方向，而某一晶向平行于軋制方向。

回復：  即在加熱溫度較低時，僅因金屬中的一些點缺陷和位錯遷移而所引起的某些晶內的變化。晶粒大小和形狀無明顯變化。回復的目的是消除大部分甚至全部第一類內應力和一部分第二類和第三類內應力。

多邊形化：冷變形金屬加熱時，原來處于滑移面上的位錯，通過滑移和攀移，形成與滑移面垂直的亞晶界的過程。多邊形化的驅動力來自彈性應變能的降低。多邊形化降低了系統(tǒng)的應變能。

再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度或保溫足夠時間后，在原來的變形組織中產生了無畸變的新晶粒，位錯密度顯著降低，性能也發(fā)生顯著變化，并恢復到冷變形前的水平，這個過程稱為再結晶。再結晶不是相變。再結晶的目的是釋放儲存能，使新的無畸變的等軸晶粒形成并長大，使之在熱力學上變得更為穩(wěn)定。

動態(tài)回復與再結晶：在再結晶溫度以上進行熱加工時，在塑性變形過程中發(fā)生的，而不是在變形停止后發(fā)生的回復與再結晶。

回復和再結晶的驅動力：金屬處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)，有發(fā)生變化以降低能量的趨勢，預先冷變形所產生的儲存能的降低是回復和再結晶的驅動力。

再結晶形核機制：亞晶長大形核機制、晶界凸出形核機制。

再結晶溫度：經過嚴重冷變形（變形度在70%以上）的金屬，在約1h的保溫時間內能夠完成再結晶（>95%轉變量）的溫度。

擴散機制：空位擴散機制、間隙擴散機制

固態(tài)金屬擴散條件：擴散要有驅動力、擴散原子要固溶、溫度要足夠高、時間要足夠長。

下坡擴散：沿著濃度降低的方向進行的擴散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧?。如鑄錠（件）的均勻化退火、滲碳等過程。

上坡擴散：沿著濃度升高的方向進行的擴散，使?jié)舛劝l(fā)生兩極分化。例如奧氏體向珠光體轉變。

反應擴散：通過擴散使固溶體的溶質組元濃度超過固溶體濃度極限而形成新相的過程稱為反應擴散或相變擴散。反應擴散所形成的新相，既可以是新的固溶體，也可以是各種化合物。

擴散驅動力：擴散的驅動力不是濃度梯度，而是化學位梯度。此外，在溫度梯度、應力梯度、表面自由能差以及電場和磁場的作用下，也可以引起擴散。

擴散激活能：固態(tài)擴散是原子熱激活的過程，固態(tài)原子從原來的平衡位置躍遷到相鄰的平衡位置所必需的能量稱為擴散激活能。

影響擴散的因素：溫度、鍵能和晶體結構、固溶體類型、晶體缺陷、化學成分。

菲克第一、二定律：

如果擴散系數與濃度C、距離x無關，則第二定律可以寫為

共析鋼的加熱轉變
從鐵碳相圖中看到，鋼加熱到727℃（狀態(tài)圖的PSK線，又稱A1溫度）以上的溫度，珠光體轉變?yōu)閵W氏體。這個加熱速度十分緩慢，實際熱處理的加熱速度均高于這個緩慢加熱速度，實際珠光體轉變?yōu)閵W氏體的溫度高于A1，定義實際轉變溫度為Ac1。Ac1高于A1，表明出現熱滯后，加熱速度愈快，Ac1愈高，同時完成珠光體向奧氏體轉變的時間亦愈短。
共析碳鋼（含0.77%C）加熱前為珠光體組織，一般為鐵素體相與滲碳體相相間排列的層片狀組織，加熱過程中奧氏體轉變過程可分為四步進行

第一階段：奧氏體晶核的形成。由Fe-Fe3C狀態(tài)圖知：在A1溫度鐵素體含約0.0218%C，滲碳體含6.69%C，奧氏體含0.77%C。在珠光體轉變?yōu)閵W氏體過程中，原鐵素體由體心立方晶格改組為奧氏體的面心立方晶格，原滲碳體由復雜斜方晶格轉變?yōu)槊嫘牧⒎骄Ц?。所以，鋼的加熱轉變既有碳原子的擴散，也有晶體結構的變化。基于能量與成分條件，奧氏體晶核在珠光體的鐵素體與滲碳體兩相交界處產生，這兩相交界面越多，奧氏體晶核越多。

第二階段：奧氏體的長大。奧氏體晶核形成后，它的一側與滲碳體相接，另一側與鐵素體相接。隨著鐵素體的轉變（鐵素體區(qū)域的縮小），以及滲碳體的溶解（滲碳體區(qū)域縮?。瑠W氏體不斷向其兩側的原鐵素體區(qū)域及滲碳體區(qū)域擴展長大，直至鐵素體完全消失，奧氏體彼此相遇，形成一個個的奧氏體晶粒。

第三階段：殘余滲碳體的溶解。由于鐵素體轉變?yōu)閵W氏體速度遠高于滲碳體的溶解速度，在鐵素體完全轉變之后尚有不少未溶解的“殘余滲碳體”存在，還需一定時間保溫，讓滲碳體全部溶解。

第四階段：奧氏體成分的均勻化。即使?jié)B碳體全部溶解，奧氏體內的成分仍不均勻，在原鐵素體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏低，在原滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏高，還需保溫足夠時間，讓碳原子充分擴散，奧氏體成分才可能均勻。

珠光體轉變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩個必要而充分條件：一是溫度條件，要在Ac1以上加熱，二是時間條件，要求在Ac1以上溫度保持足夠時間。在一定加熱速度條件下，超過Ac1的溫度越高，奧氏體的形成與成分均勻化需要的時間愈短；在一定的溫度（高于Ac1）條件下，保溫時間越長，奧氏體成分越均勻。
還要看到奧氏體晶粒由小尺寸變?yōu)榇蟪叽缡且粋€自發(fā)過程，在Ac1以上的一定加熱溫度下，過長的保溫時間會導致奧氏體晶粒的合并，尺寸變大。相對之下，相同時間加熱，高的加熱溫度導致奧氏體晶粒尺寸的增大傾向明顯大于低的加熱溫度的奧氏體晶粒長大傾向。奧氏體晶粒尺寸過大（或過粗）往往導致熱處理后鋼的強度降低，工程上往往希望得到細小而成分均勻的奧氏體晶粒，為此可以采用：途徑之一是在保證奧氏成分均勻情況下選擇盡量低的奧氏體化溫度；途徑之二是快速加熱到較高的溫度經短暫保溫使形成的奧氏體來不及長大而冷卻得到細小的晶粒。

晶粒度：工程上把奧氏體晶粒尺寸大小定義為晶粒度，并分為8級，其中1～4級為粗晶粒，5級以上為細晶粒，超過8級為超細晶粒。

影響奧氏體晶粒大小的因素：加熱溫度和保溫時間、加熱速度、鋼的化學成分、鋼的原始組織。

鋼在冷卻時的轉變：鋼在奧氏體化后的兩種冷卻方式：等溫冷卻方式、連續(xù)冷卻方式

珠光體轉變及其組織 在溫度A1以下至550℃左右的溫度范圍內，過冷奧氏體轉變產物是珠光體，即形成鐵素體與滲碳體兩相組成的相間排列的層片狀的機械混和物組織。 在珠光體轉變中，由A1以下溫度依次降到鼻尖的550℃左右，層片狀組織的片間距離依次減小。根據片層的厚薄不同，這類組織又可細分為三種。

第一種是珠光體，其形成溫度為A1～650℃，片層較厚，一般在500倍的光學顯微鏡下即可分辨。用符號“P”表示。

第二種是索氏體，其形成溫度為650℃～600℃，片層較薄，一般在800～1000倍光學顯微鏡下才可分辨。用符號“S”表示。

第三種是屈氏體，其形成溫度為600℃～550℃，片層極薄，只有在電子顯微鏡下才能分辨。用符號“T”表示。

實際上，這三種組織都是珠光體，其差別只是珠光體組織的“片間距”大小，形成溫度越低，片間距越小。這個“片間距”越小，組織的硬度越高，屈氏體的硬度高于索氏體，遠高于粗珠光體。 

珠光體轉變過程
奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的過程也是形核和長大的過程。當奧氏體過冷到A1以下時，首先在奧氏體晶界上產生滲碳體晶核，通過原子擴散，滲碳體依靠其周圍奧氏體不斷地供應碳原子而長大。同時，由于滲碳體周圍奧氏體含碳量不斷降低，從而為鐵素體形核創(chuàng)造了條件，使這部分奧氏體轉變?yōu)殍F素體。由于鐵素體溶碳能力低（<0.0218%C），所以又將過剩的碳排擠到相鄰的奧氏體中，使相鄰奧氏體含碳量增高，這又為產生新的滲碳體創(chuàng)造了條件。如此反復進行，奧氏體最終全部轉變?yōu)殍F素體和滲碳體片層相間的珠光體組織。
珠光體轉變是一種擴散型轉變，即鐵原子和碳原子均進行擴散。

貝氏體轉變及其組織
過冷奧氏體在550℃～Ms（馬氏體轉變開始溫度）的轉變稱為中溫轉變，其轉變產物為貝氏體型，所以也叫貝氏體轉變。貝氏體用符號“B”表示，它仍是由鐵素體與滲碳體組成的機械混和物，但其形貌與滲碳體的分布與珠光體型不同，硬度也比珠光體型的高。       根據貝氏體的組織形態(tài)和形成溫度區(qū)間的不同又可將其劃分為上貝氏體（B上）與下貝氏體（B下）。上貝氏體的形成溫度為550℃～350℃，它的硬度比同樣成份的下貝氏體低，韌性也比下貝氏體差，所以上貝氏體的機械性能很差，脆性很大，強度很低，基本上沒有實用價值。下貝氏體的形成溫度為350℃～Ms，它有較高的強度和硬度，還有良好的塑性和韌性，具有較優(yōu)良的綜合機械性能，是生產上常用的組織。獲得下貝氏體組織是強化鋼材的途徑之一。

貝氏體的轉變過程
在中溫區(qū)發(fā)生奧氏體轉變時，由于溫度較低，鐵原子擴散困難，只能以共格切變的方式來完成原子的遷移，而碳原子則有一定的擴散能力，可以通過短程擴散來完成原子遷移，所以貝氏體轉變屬于半擴散型相變。在貝氏體轉變中，存在著兩個過程，一是鐵原子的共格切變，二是碳原子的短程擴散。
當溫度較高（550℃～350℃）時，條狀或片狀鐵素體從奧氏體晶界開始向晶內以同樣方向平行生長。隨著鐵素體的伸長和變寬，其中的碳原子向條間的奧氏體中富集，最后在鐵素體條之間析出滲碳體短棒，奧氏體消失，形成上貝氏體。
當溫度較低（350℃～Ms）時，碳原子擴散能力低，鐵素體在奧氏體的晶界或晶內的某些晶面上長成針狀。盡管最初形成的鐵素體固溶碳原子較多，但碳原子不能長程遷移，因而不能逾越鐵素體片的范圍，只能在鐵素體內一定的晶面上以斷續(xù)碳化物小片的形式析出，從而形成下貝氏體。

馬氏體轉變及其組織

馬氏體組織及其性能特點

過冷奧氏體在馬氏體開始形成溫度Ms以下轉變?yōu)轳R氏體，這個轉變持續(xù)至馬氏體形成終了溫度Mf。在Mf以下，過冷奧氏體停止轉變。除Al、Co元素外，溶解到奧氏體中的元素均使Ms、Mf下降。碳含量增多，Ms、Mf點降低。經冷卻后未轉變的奧氏體保留在鋼中，稱為殘余奧氏體。在Ms與Mf溫度之間過冷奧氏體與馬氏體共存。在Ms溫度以下，轉變溫度越低，殘余奧氏體量越少。隨奧氏體中含碳量的增加Ms和Mf均會降低，可見在同樣的冷卻速度下（或冷卻介質中），奧氏體中含碳量越高，馬氏體中的殘余奧氏體就越多。
馬氏體形成的溫度也是碳原子難以擴散的溫度，它是由過冷奧氏體按無擴散型轉變機制的轉變產物，馬氏體與過冷奧氏體含碳量相等，晶格同于鐵素體體心立方。體心立方晶格的鐵素體在室溫含約0.008%C，對共析鋼馬氏體的晶格內含約0.77%C，為此導致體心立方晶格畸變?yōu)轶w心正方晶格，因此馬氏體是含過飽和碳的固溶體，是單一的相，同高溫、中溫轉變產物有本質區(qū)別。
馬氏體的形貌常有針狀及板條狀兩種，前一種一般出現在高碳鋼中，后一種一般出現在低碳鋼中?！搬槨被颉皸l”的粗細主要取決于奧氏體晶粒的尺寸大小，奧氏體晶粒越大，“針”或“條”越粗。
馬氏體的硬度主要取決于其中含碳量，含碳量越高，馬氏體硬度越高。實際淬火鋼硬度取決于馬氏體，殘余奧氏體，以及其它不轉變物（鐵素體或二次滲碳體）的含量。

馬氏體轉變的特點
馬氏體轉變同樣是一個形核和長大的過程。它的主要特點是：（1）無擴散性；（2）有共格位向關系；（3）在不斷降溫的過程中形成；（4）高速長大；（5）馬氏體轉變的不完全性。

鋼的回火
回火一般是緊接淬火以后的熱處理工藝，回火是淬火后再將工件加熱到Ac1溫度以下某一溫度，保溫后再冷卻到室溫的一種熱處理工藝。         淬火后的鋼鐵工件處于高的內應力狀態(tài)，不能直接使用，必須即時回火，否則會有工件斷裂的危險。淬火后

回火目的在于降低或消除內應力，以防止工件開裂和變形；減少或消除殘余奧氏體，以穩(wěn)定工件尺寸；調整工件的內部組織和性能，以滿足工件的使用要求。

鋼在回火時的轉變
共析鋼在淬火后得到的馬氏體和殘余奧氏體組織是不穩(wěn)定的，存在著向穩(wěn)定組織轉變的自發(fā)傾向?；鼗鸺訜峥杉铀龠@種自發(fā)轉變過程。根據轉變發(fā)生的過程和形成的組織，回火可分為四個階段：

第一階段（200℃以下）：馬氏體分解。

第二階段（200℃～300℃）：殘余奧氏體分解。

第三階段（250℃～400℃）：碳化物的轉變。

第四階段（400℃以上）：滲碳體的聚集長大與α相的再結晶。

回火脆性   隨著回火溫度的升高，鋼的沖擊韌性發(fā)生變化。在250℃～350℃和500℃～650℃鋼的沖擊韌性明顯下降，這種脆化現象稱為回火脆性

（1）低溫回火脆性

淬火鋼在250℃～3500℃范圍內回火時出現的脆性叫做低溫回火脆性，也叫第一類回火脆性。幾乎所有的鋼都存在這類脆性。這是一種不可逆回火脆性，目前尚無有效辦法完全消除這類回火脆性。所以一般都不在250℃～350℃這個溫度范圍內回火。

（2）高溫回火脆性
淬火鋼在500℃～650℃范圍內回火時出現的脆性稱為高溫回火脆性，也稱為第二類回火脆性。這種脆性主要發(fā)生在含Cr、Ni、Si、Mn等合金元素的結構鋼中。這種脆性與加熱、冷卻條件有關。加熱至600℃以上后，以緩慢的冷卻速度通過脆化溫度區(qū)時，出現脆性；快速通過脆化區(qū)時，則不出現脆性。此類回火脆性是可逆的，在出現第二類回火脆性后，重新加熱至600℃以上快冷，可消除脆性。

鋼的淬火   將亞共析鋼加熱到Ac3以上，共析鋼與過共析鋼加熱到Ac1以上（低于Accm）的溫度，保溫后以大于Vk的速度快速冷卻，使奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的熱處理工藝叫淬火。馬氏體強化是鋼的主要強化手段，因此淬火的目的就是為了獲得馬氏體，提高鋼的機械性能。淬火是鋼的最重要的熱處理工藝，也是熱處理中應用最廣的工藝之一。

淬火溫度的確定
淬火溫度即鋼的奧氏體化溫度，是淬火的主要工藝參數之一。選擇淬火溫度的原則是獲得均勻細小的奧氏體組織。亞共析鋼的淬火溫度一般為Ac3以上30℃～50℃，淬火后獲得均勻細小的馬氏體組織。如果溫度過高，會因為奧氏體晶粒粗大而得到粗大的馬氏體組織，使鋼的機械性能惡化，特別是使塑性和韌性降低；如果淬火溫度低于Ac3，淬火組織中會保留未溶鐵素體，使鋼的強度硬度下降。

加熱時間的確定
加熱時間由升溫時間和保溫時間組成。由零件入爐溫度升至淬火溫度所需的時間為升溫時間，并以此作為保溫時間的開始。保溫時間是指零件燒透及完成奧氏體化過程所需要的時間。加熱時間通常根據經驗公式估算或通過實驗確定。生產中往往要通過實驗確定合理的加熱及保溫時間，以保證工件質量。

淬火冷卻介質的確定
淬火過程是冷卻非常快的過程。為了得到馬氏體組織，淬火冷卻速度必須大于臨界冷卻速度Vk。但是，冷卻速度快必然產生很大的淬火內應力，這往往會引起工件變形。
淬火的目的是得到馬氏體組織，同時又要避免產生變形和開裂。
對于理想的淬火冷卻曲線，只要在“鼻尖”溫度附近快冷，使冷卻曲線躲過“鼻尖”，不碰上C曲線，就能得到馬氏體。也就是說，在“鼻尖”溫度以上，在保證不出現珠光體類型組織的前提下，可以盡量緩冷；在“鼻尖”溫度附近則必須快冷，以躲開“鼻尖”，保證不產生非馬氏體相變；而在Ms點附近又可以緩冷，以減輕馬氏體轉變時的相變應力。但是到目前為止，還找不到完全理想的淬火冷卻介質。常用的淬火冷卻介質是水、鹽或堿的水溶液和各種礦物油、植物油。

淬火方法
選擇適當的淬火方法同選用淬火介質一樣，可以保證在獲得所要求的淬火組織和性能條件下，盡量減小淬火應力，減少工件變形和開裂傾向。
（1）單液淬火  它是將奧氏體狀態(tài)的工件放入一種淬火介質中一直冷卻到室溫的淬火方法。這種方法操作簡單，容易實現機械化，適用于形狀簡單的碳鋼和合金鋼工件。
（2）雙液淬火  它是先將奧氏體狀態(tài)的工件在冷卻能力強的淬火介質中冷卻至接近Ms點溫度時，再立即轉入冷卻能力較弱的淬火介質中冷卻，直至完成馬氏體轉變。
（3）分級淬火  它是將奧氏體狀態(tài)的工件首先淬入略高于鋼的Ms點的鹽浴或堿浴爐中保溫，當工件內外溫度均勻后，再從浴爐中取出空冷至室溫，完成馬氏體轉變（見圖6-16曲線3）。
（4）等溫淬火  它是將奧氏體化后的工件在稍高于Ms溫度的鹽浴或堿浴中冷卻并保溫足夠時間，從而獲得下貝氏體組織的淬火方法。

鋼的淬透性
（1）淬透性的概念   鋼的淬透性是指奧氏體化后的鋼在淬火時獲得淬硬層（也稱為淬透層）深度的能力，其大小用鋼在一定條件下淬火獲得的淬硬層深度來表示。
（2）影響淬透性的因素   影響淬透性的主要因素是化學成分，除Co以外，所有溶于奧氏體中的合金元素都提高淬透性。另外，奧氏體的均勻性、晶粒大小及是否存在第二相等因素都會影響淬透性。
（3）淬透性的測定及其表示方法   淬透性的測定方法很多，目前應用得最廣泛的是“末端淬火法”，簡稱端淬試驗。試驗時，先將標準試樣加熱至奧氏體化溫度，停留30～40min，然后迅速放在端淬試驗臺上噴水冷卻。

鋼的淬硬性：表示鋼淬火時的硬化能力，用淬成的馬氏體可能得到的最高硬度表示。它主要取決于馬氏體中的含碳量。含碳量越高，淬硬性越高。

鋼的分類

一、按化學成分分類
按鋼材的化學成分可分為碳素鋼和合金鋼兩大類。
碳素鋼按含碳量多少可分為低碳鋼（C%≤0.25%）、中碳鋼（C%=0.25%～0.60%）和高碳鋼（C%>0.6%）三類。
合金鋼按合金元素的含量又可分為低合金鋼（合金元素總量<5%）、中合金鋼（合金元素總量為5～10%）和高合金鋼（合金元素總量>10%）三類。
合金鋼按合金元素的種類可分為錳鋼、鉻鋼、硼鋼、鉻鎳鋼、硅錳鋼等。

二、按冶金質量分類

按鋼中所含有害雜質硫、磷的多少，可分為普通鋼（S%≤0.055%，P%≤0.045%）、優(yōu)質鋼（S%、P%≤0.040%）和高級優(yōu)質鋼（S%≤0.030%，P%≤0.035%）三類。
此外，按冶煉時脫氧程度，可將鋼分為沸騰鋼（脫氧不完全）、鎮(zhèn)靜鋼（脫氧較完全）和半鎮(zhèn)靜鋼三類。

三、按用途分類
按鋼的用途可分為結構鋼、工具鋼、特殊鋼三大類。
結構鋼又分為工程構件用鋼和機器零件用鋼兩部分。工程構件用鋼包括建筑工程用鋼、橋梁工程用鋼、船舶工程用鋼、車輛工程用鋼。機器用鋼包括調質鋼、彈簧鋼、滾動軸承鋼、滲碳和滲氮鋼、耐磨鋼等。這類鋼一般屬于低、中碳鋼和低、中合金鋼。
工具鋼分為刃具鋼、量具鋼、模具鋼。主要用于制造各種刃具、模具和量具，這類鋼一般屬于高碳、高合金鋼。
特殊性能鋼分為不銹鋼、耐熱鋼等。這類鋼主要用于各種特殊要求的場合，如化學工業(yè)用的不銹耐酸鋼、核電站用的耐熱鋼等。

四、按金相組織分類
按鋼退火態(tài)的金相組織可分為亞共析鋼、共析鋼、過共析鋼三種。
按鋼正火態(tài)的金相組織可分為珠光體鋼、貝氏體鋼、馬氏體鋼、奧氏體鋼等四種。
在給鋼的產品命名時，往往把成分、質量和用途幾種分類方法結合起來。如碳素結構鋼、優(yōu)質碳素結構鋼、碳素工具鋼、高級優(yōu)質碳素工具鋼、合金結構鋼、合金工具鋼、高速工具鋼等

合金元素在鋼中的作用 
合金元素在鋼中可以兩種形式存在：一是溶解于碳鋼原有的相中，另一種是形成某些碳鋼中所沒有的新相。在一般的合金化理論中，按與碳親合力的大小，可將合金元素分為碳化物形成元素與非碳化物形成元素兩大類。常用的合金元素有以下幾種：
非碳化物形成元素：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B；
碳化物形成元素：Mn、Cr、Mo、W、V、Ti、Nb、Zr。
此外，還有稀土元素，一般用符號Re表示。

合金元素對鋼中基本相的影響

鋼的編號

再結晶退火的目的：降低硬度，提高塑性，恢復并改善材料性能。
影響因素：變形程度和退火溫度。

再結晶織構：金屬在再結晶退火形成的織構。
避免措施：1.適當變形度，較低退火溫度，較短保溫時間。2.兩次變形，兩次退火。

退火：形變金屬的組織和性能在加熱時，逐漸發(fā)生變化，向穩(wěn)定態(tài)轉變的過程。

回復：冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變前，即在再結晶晶粒形成前，所產生的某些亞結構和性能變化過程。溫度越高，回復程度越大。
目的：使金屬內部缺陷數量減少，儲存能降低。

高溫回復：1.較高溫回復時，不僅原子有很大的活動能力，而且位錯也開始運動起來：同一滑移面上的異號位錯可以相互吸引而抵消。2.溫度更高時，位錯不但可以滑移，而且可以攀移，發(fā)生多邊化。

多邊化：冷變形后，金屬加熱時，原來處在滑移面上的位錯，通過滑移和攀移，形成與滑移面垂直的亞晶界的過程。

驅動力：彈性應變能的降低。

再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度，或保溫足夠長時間，在原來的變形組織中產生了無畸變的新晶粒，位錯密度顯著降低，性能也發(fā)生顯著變化，并恢復到冷變形水平的過程。

驅動力：預先冷變形所產生的儲存能的降低。

再結晶溫度的影響因素：1.金屬變形度越大，儲存能越大，驅動力越大，再結晶溫度越低。2.金屬的純度越高，再結晶溫度越低。3.形變金屬的晶粒越細小，再結晶溫度越低。4.一定的加熱速度和保溫時間，可以降低再結晶溫度。

再結晶與同素異構轉變的區(qū)別：1.相同部分：都經歷形核與長大。不同點：再結晶前后各晶粒的晶格類型不變，成分不變；同素異構改變發(fā)生了晶格的改變。

起始晶粒度：將鋼加熱到臨界溫度以上，奧氏體邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。

實際晶粒度：鋼在具體熱處理中，獲得的實際奧氏體晶粒大小。

本質晶粒度：標準試驗方法，930度正負10，加熱保溫三小時，側得的晶粒大小。

影響奧氏體晶粒大小的因素：1.加熱溫度越高，保溫時間越長，晶粒大小越大。2.加熱速度越大，過熱度越大，形核度增加大于長大速度，晶粒越小。3.一定含碳量的時候，碳含量越高，晶粒長大傾向越大，超過一定含碳量，相反。4.原始組織越細小，碳的彌散度越大，晶粒越細小

過冷奧氏體：在臨界溫度以下存在且不穩(wěn)定的，將要發(fā)生轉變的奧氏體。

片狀珠光體通過球化退火工藝得到粒狀珠光體的方法：1.將鋼奧氏體化，通過控制奧氏體溫度和時間，使奧氏體的碳濃度分布不均勻，或保留大量未溶滲碳體質點，并在A1溫度線以下較高溫度范圍內緩冷。2.將鋼加熱到略低于A1溫度長時間保溫。

形成片狀珠光體的驅動力：鐵素體和滲碳體之間相界面的減少。

偽共析體：偏離共析成分的亞共析鋼或過共析鋼，過冷到偽共析區(qū)所形成的全部珠光體組織。

馬氏體轉變：鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻抑制其擴散性分解，在較低溫度下，低于MS點發(fā)生的無擴散形相變。

鋼中的馬氏體有兩種結構：體心立方和體心正方，其中體心正方在含碳量較高的鋼中出現。

臨界淬火速度:淬火獲得全部馬氏體組織的最小冷卻速度。

板條狀馬氏體：特點：一條條細條狀組織，條與條之間，以小角度分開，束與束之間以大角度分開。

片狀馬氏體：雙凸透鏡狀，存在大量的顯微裂紋。

這兩種不同形狀的馬氏體形成因素主要取決于奧氏體中碳含量和轉變開始溫度MS.含碳量小于0.2%，全部板條狀馬氏體，大于1%，全部片狀。

碳對馬氏體晶格的固溶強化：間隙原子碳處于a相晶格的扁八面體間隙中，造成晶格的正方畸變而形成一個應力場，該應力場與位錯發(fā)生強烈的交互作用，從而提高馬氏體強度的現象。

相變強化：馬氏體轉變時，在晶體內造成密度很高的晶格缺陷，無論板條狀馬氏體中的高密度位錯，還是片狀馬氏體中的孿晶，都阻礙位錯運動，從而使馬氏體強化的現象。

馬氏體轉變的特點：馬氏體轉變無擴散性，切變共格性，具有特定的慣習面和位相關系，在一個溫度范圍內進行，可逆。

馬氏體轉變動力學的主要形式變溫和等溫轉變兩種。

鋼在珠光體轉變溫度以下，馬氏體轉變溫度以上的溫度范圍內，過冷奧氏體將發(fā)生貝氏體轉變，又稱中溫轉變。（F+C組成的機械混合物） 特點：擴散，有共格的轉變

600-350度 上貝：由許多從奧氏體晶界向晶內平行生長的條狀鐵素體和在相鄰鐵素體條間存在的斷續(xù)的，短桿狀的滲碳體組成的。

Ms-350度  下貝：黑絲針葉狀，雙凸透鏡狀，高密度位錯。

B轉變特點：形核與長大過程  B中鐵素體的形成是按M轉變機制進行的  B中碳化物的分布與形成溫度有關。

回火：將淬火鋼加熱到低于臨界點A1的某一溫度保溫一段時間，使淬火組織轉變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，然后以適當的方式冷卻到室溫的一種熱處理工藝。

殘余奧氏體（200-300度）：高溫區(qū)回火時，先析出碳化物，隨后分解為珠光體。低溫區(qū)回火時，將轉變?yōu)樨愂象w。

回火S：淬火鋼在500-600度回火得到的回復或再結晶S的鐵素體的粗粒狀滲碳體餓機械混合物。

調質處理：淬火加高溫回火，獲得回火S組織的復合熱處理工藝。

回火組織：回火M：在低溫回火（150-250度），屈服極限大大加強，硬度也大大增大，主要用作工具鋼。

回火T：在中溫回火（350-500度），在板條狀或片狀成相基底上彌散析出細球化滲碳體的復合組織。彈簧  

回火S：高溫回火（500-600度），等球狀下的基底上彌散析出粗球狀滲碳體的復合組織。

回火穩(wěn)定性：淬火鋼在回火時抵抗強度和硬度下降的能力。

回火脆性：淬火鋼回火時的沖擊韌度并不是總是隨回火溫度升高時單調地增大，有些鋼在一定的溫度范圍內回火時，其沖擊韌度顯著下降的脆化現象。

250-400溫度范圍內出現的回火脆性低。450-650溫度范圍內出現的回火脆性高，又叫可逆回火脆性。

再結晶退火：把冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上保持適當的時間，使變形晶粒重新轉變?yōu)榫鶆虻容S晶粒，同時消除加工硬化和殘余內應力的熱處理工藝。(當鋼處于臨界冷變形度6%-10%，采用正火或完全退火)

正火：將鋼加熱到Ac3(或Acm)以上適當溫度，保溫以后在空氣中冷卻得到珠光體類組織的熱處理工藝。（實質上完全奧氏體化加偽共析轉變）

主要應用以下幾個方面：1）改善低碳鋼的切削加工性能。2）消除中碳鋼的熱加工缺陷。3）消除過共析鋼的網狀碳化物，便于球化退火。4）提高普通結構件的力學性能

淬火：將鋼加熱到臨界點AC3或AC1以上一定溫度，保溫后大于臨界冷卻速度的速度冷卻得到M（或下B）的熱處理工藝。  目的：使奧氏體化后的工作獲得盡量多的M，然后配以不同溫度回火獲得各種需要的性能。

工作變形或開裂的原因：淬火過程中在工件內由于熱脹冷縮產生的內應力造成的。

內應力：1、熱應力：工件加熱或冷卻時由于內外溫差導致熱脹冷縮不一致而產生的內應力。前期：零件表面承受拉應力，心部承受壓應力。后期：心部受拉應力，表面受壓應力。2.組織應力：工件冷卻過程中，由于內外溫差造成組織轉變不同時，引起內外比體積的不同變化而產生的內應力。組織應力引起的殘留應力在熱應力正好相反，表面為拉應力，心部為壓應力。

退火：將鋼加熱到臨界點AC1以上或以下溫度，保溫以后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。   目的:均勻鋼的化學成分及組織，細化晶粒，調整硬度，消除內應力和加工硬化，改善鋼的成型及切削加工性能，并為淬火做好組織準備。

完全退火：將鋼件或鋼材加熱到AC3以上20-20度，保溫足夠長時間，使組織完全奧氏體化后緩慢冷卻，以獲得近于平衡組織的熱處理工藝，主要用于亞共析鋼。

等溫退火：將A化后的鋼較快地冷至稍低于A1溫度等溫，使A轉變?yōu)镻，再空冷至室溫，則可大大縮短退火時間的退火方法。

不完全退火:將鋼加熱到AC1到AC3（亞共析鋼）或AC1到ACM（過共析鋼）之間，經保溫后緩慢冷卻，以獲得近于平衡組織的熱處理工藝。

目的：主要為了獲得球化珠光體，消除內應力，降低硬度，改善切削加工性能，又稱球化退火。

均勻化退火（擴散退火）：將鋼錠或鑄件，鍛坯加熱到略低于固相線溫度下，長時間保溫然后緩慢冷卻以消除化學成分不均勻現象的熱處理工藝。

目的：消除鑄錠或鑄件在凝固過程中產生的枝晶偏析及區(qū)域偏析，使成分和組織均勻化。

去應力退火：為了消除鑄件鍛件焊接件及機械加工工件中的殘留內應力，以提高尺寸穩(wěn)定性，防止工件變形和開裂，在精加工或淬火之前將工件加熱到AC1以下某個溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝

回火的目的：減少或消除淬火應力，保證相應的組織轉變，提高鋼的韌性和塑性，獲得硬度強度，塑性韌性的適當配合，以滿足各種用途工件的性能要求。

低溫回火：150=250.回火馬氏體，用于刀具量具，滾動軸承，滲碳體及高頻表面淬火工件。

中溫回火：350-500.回火T，主要用于各種彈簧零件及熱鍛模具。

高溫回火：500-650.回火S，適用于中碳結構鋼，或低合金鋼制作的重要的機械零件。

過熱：工件在淬火加熱時，由于溫度過高，或者時間過長，造成奧氏體晶粒粗大的缺陷。

過燒：淬火加熱溫度太高，使奧氏體晶界出現局部融化，或者發(fā)生氧化的現象。

鋼從奧氏體狀態(tài)冷卻至MS點以下所用的冷卻介質，叫做淬火介質。

介質冷卻能力越大，冷卻速度越快，越容易超過鋼的臨界淬火速度，工件越容易淬硬，淬硬層深度越深

水，鹽水，堿水以及各種礦物油

礦物油的優(yōu)點：低溫區(qū)的冷卻速度比水小很多，可大大降低淬火工件的組織應力，減少工件變形開裂的傾向

方法：1.單液淬火法：將加熱到奧氏體狀態(tài)的工件放入某種淬火介質中，連續(xù)冷卻至介質溫度的淬火方法，適用于形狀簡單的碳鋼和合金鋼工件（采用預冷淬火法）

2.雙液淬火法：將加熱到奧氏體狀態(tài)的工件先在冷卻能力較強的淬火介質中冷卻至接近MS點溫度時，再立即轉入冷卻能力較弱的淬火介質中冷卻，直至完成馬氏體轉變。

3.分級淬火法：將奧氏體狀態(tài)的工件，首先淬入溫度略高于鋼的MS點的鹽浴中保溫，當工件內外溫度均勻后，再從浴爐中取出，空冷至室溫，完成馬氏體轉變（適用于尺寸較小的工件，如刀具量具和要求變形很小的精密工件）

4.等溫淬火：將奧氏體化的工件淬入MS點以上某溫度鹽浴中，等溫保持足夠長時間，使之轉變?yōu)镕B組織，然后取出空氣中冷卻的淬火方法（適用于處理形狀復雜，尺寸要求精密的工具，和主要的機器零件）

淬透性：鋼在淬火時，獲得馬氏體的能力，臨界淬火溫度越低，淬透性越好。

淬透層深度：由表面測得50%馬氏體這個位置的距離。

淬硬性：鋼在正常淬火條件下，獲得馬氏體組織的最高硬度，取決于馬氏體中的含碳量。

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