淬火
淬火 将钢从高温奥氏体区快速冷却，使过冷的奥氏体产生非扩散性转变产物──马氏体的金属热处理工艺（见马氏体相变，过冷奥氏体转变图）。
淬火是使钢强化的基本手段之一，将钢淬火成马氏体，随后回火以提高韧性，是使钢获得高综合机械性能的传统方法。为了充分发掘钢的强度，必须首先使钢完全转变成马氏体，即必须以足够快的速率冷却，避免奥氏体在淬火过程中分解成铁素体、珠光体或贝氏体一类组织，这一速率称为临界冷却速率，一般也称作临界冷却速度。有些高合金钢如沉淀硬化型不锈钢（17-7PH钢等），或有色金属如硬铝合金(Al-Cu-Mg系合金)等，也都进行类似淬火的快冷处理，但它们的目的是为了把高温相（分别为奥氏体和α固溶体）保持到室温，使其呈过饱和状态,以后需另通过时效处理才能使材料硬化,这类淬火称为固溶热处理。
从工艺的角度出发,淬火温度和淬火介质的选择,是影响淬火效果的重要因素，而这些都取决于钢和合金的性质。就钢的性质而言，钢在淬火中形成马氏体的能力取决于钢的临界冷却速度（钢的淬透性）。钢的淬透性则是由奥氏体的成分和其他一些因素，如奥氏体晶粒度、合金元素在奥氏体中分布的均匀程度等决定的。确定钢的淬透性至关重要，它是选择淬火工艺参数的重要依据。
淬火加热温度 简称淬火温度，选择标准应以能得到细而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便于冷却后获得细小的马氏体。碳钢的淬火加热温度范围如图1所示。一般亚共析钢的淬火温度为Ac3以上30～50℃，淬火后获得马氏体组织。如淬火温度选在Ac1～Ac3之间,一部分先共析铁素体依然存在；在淬火后的组织中，除马氏体外，将混有低硬度的铁素体，降低力学性能。如加热至Ac3以上的过高温度,奥氏体晶粒粗化，淬火后获得的马氏体组织也粗大，脆性增加；且淬火变形大，易造成淬火开裂。过共析钢的淬火温度为Ac1以上30～50℃;淬火后获得马氏体和未溶的粒状渗碳体组织，残留奥氏体也少。如加热至Acm以上,先共析渗碳体将全部溶入奥氏体，使奥氏体的碳量增加，奥氏体晶粒长大,马氏体转变起始点Ms和终了点Ms降低；淬火后不仅马氏体粗大，而且有大量残留奥氏体。对于低合金钢的淬火温度，可根据其临界温度Ac和Ac3及所含合金元素的性质，参照上述原则确定。若钢中含有强碳化物形成元素，淬火温度一般应偏高些，以加速碳化物的溶解，增大奥氏体中碳和合金元素含量，从而提高过冷奥氏体的稳定性；对于含碳、锰较高的钢，应采用较低的淬火温度，以避免奥氏体晶粒粗化。淬火加热过程中的氧化、脱碳直接影响淬火后工件的使用寿命，为此采用盐浴加热、可控气氛加热或真空加热等方法。
淬火冷却介质 淬火时钢制件中需要得到 100％马氏体的部位，其冷却速度(冷却速率)必须大于临界冷却速度，否则不能充分淬硬和达到要求的淬硬深度。但是冷却速度过大在奥氏体向马氏体转变过程中将产生巨大的组织应力和热应力，使工件变形并有开裂的危险。为了解决上述矛盾,钢的合理的淬火冷却过程应如图2所示。通常要求在珠光体转变区或贝氏体转变区等奥氏体最不稳定区域要快速冷却，以防止其分解，通过马氏体转变区域要较缓慢冷却，以减小奥氏体转变马氏体时出现的应力。常用淬火介质及其冷却速度如表所示。实际生产中可根据钢种的特性选择冷却介质，如碳钢的临界冷却速度大，应选用水、盐水等冷却能力较强的介质;合金钢的临界冷却速度小,可采用比较缓和的介质如油等。
淬火
淬火 钢的淬透性 淬透性是钢的基本性质之一。它不同于淬硬性，后者指马氏体的硬度值，主要决定于钢中含碳量。淬透性的大小是用理想临界直径DI作为指标来衡量的，它是钢棒在冷却烈度（见后文）为∞的介质中冷却时，心部形成50％马氏体时的直径。在其他淬火介质(如水、油等)中冷却时,所得到的临界直径Dc均较DI为小。其中50％马氏体转变量是为了便于测量而人为选定的,可通过金相检验和硬度测量确定。图3中的曲线表示硬化层中含有不同百分数的马氏体时的硬度值和含碳量的关系。一定尺寸的圆棒淬火时，表面和心部的冷却速度显然不同，工件中不同部位的冷却速度与钢的连续冷却转变图的关系见图4a；冷却速度超过临界冷却速度的部分转变成马氏体（影线部分），见图4b；小于临界冷却速度的心部则出现非马氏体组织（套色部分）。很明显，淬透层的深度取决于临界冷却速度的大小，因而可通过加入合金元素来降低钢的临界冷却速度，使钢的淬透层深度增加。最常用的确定钢的淬透性方法是顶端淬火试验。
淬火
淬火
淬火①直接用试棒顶端至半马氏体区的距离J50。
②用临界直径Dc表示 临界直径指钢在一定冷却介质（如油或水）中淬火时能淬透(中心形成50％马氏体)的最大直径，生产中常用以表示淬透性的大小,图7为其示意图。Dc可以从不同直径的钢棒由试验得到，称格罗斯曼(Grossmann)法,也可在用顶端淬火试验得出J50后，利用图8查出的某种介质中淬火时的临界直径Dc。
淬火
淬火 ③用理想临界直径DI表示 临界直径Dc虽然可以在规定介质条件下对钢的淬透性进行定量比较，但仍缺乏普遍意义，因为当淬火介质改变时，虽然钢的淬透性并不改变，但工件的淬透直径却发生变化。为了定量地表示冷却介质的冷却能力而引入了冷却烈度H,静止水的烈度规定为1，以作为和其他淬火介质比较的标准;理想淬火介质（淬火时使热的试棒表面立即冷到介质温度）的H值为无穷大；一些常用实际淬火介质的H值分别为0.02～5不等。这样,钢的淬透性可以简便地用理想临界直径DI加以表示和进行比较。对于某一定成分的钢, DI表示一个圆柱形棒在理想淬火条件下，中心形成50％马氏体时的直径。在用顶端淬火试验确定出J50后,利用图9即可确定出这个钢的DI。图9也可用于查出在不同烈度H下（各种淬火介质下）的Dc。
淬火 奥氏体晶粒度和化学成分对淬透性的影响 奥氏体晶粒度和化学成分是影响淬透性最重要的两个因素。钢的淬透性随奥氏体晶粒度增大和晶粒界面积减小而提高，这是因为可供铁素体和珠光体形核的位置减少，延缓了这些转变的速度。钢中合金元素一般延缓奥氏体分解，使转变曲线(TTT曲线或CCT曲线)右移，从而提高淬透性。为了定量估算它们的影响曾经提出一些计算方法，如格罗斯曼(M.A.Grossmann)和霍洛曼 (J.H.Holloman)所提出的公式，经莫泽尔(A.Moser)和莱格特(A.Legat)改进后得到的计算理想临界直径DI的经验公式为：
DI=D0×2.21％Mn×1.40％Si×2.13％Cr×3.275％Mo×1.47％Ni
其中D0为基本临界直径，主要决定于奥氏体的含碳量和晶粒度，可由图10查出；列于各元素前面的数字是该元素含量（重量）为1％时的淬透性系数，数值越大,表示对淬透性的贡献越大。这样的计算只能用作对淬透性的粗略估算。
淬火 近年来，利用工业上大量积累的Jominy曲线实验数据，运用数理统计方法建立了钢中所含元素与J曲线和硬度(HRC)分布的关系，归纳出如下公式：
淬透性和淬火工艺 为了保证工件淬火时得到完全马氏体组织，一般来说要求选用的钢有足够的淬透性。如图11所示，完全淬透的钢高温回火后，其力学性能沿截面是均匀的;如因钢的淬透性低而使心部未能淬透,则心部的力学性能特别是冲击韧性较低。对于给定成分的钢,选用烈度(H)高的淬火介质可以更快地降低钢件表面温度，增大临界直径Dc。但这将增大温度梯度，引起工件翘曲变形，甚至开裂。因此在实际淬火操作中往往需要采用较缓和的冷却介质，如油或空气流等。这就要求钢有高的淬透性。能在空气中冷却形成马氏体的钢称为空硬钢，如一些高合金模具钢。对中等淬透性的钢已发展出各种间断淬火方法。某些情况下并不要求工件完全淬透，如工具和有些机器部件往往希望高疲劳强度或耐磨的硬表面。表面层淬成马氏体而心部不淬透使表面层中产生压应力，有利于防止疲劳裂纹的形成和阻止在表面所形成的疲劳源的扩展。
淬火 参考书目
W.Crafts & J.L.Lamont，Hardenability and SteelSelection，Isaac Pitman & Sons，London,1949.
A. Moser & A. legat, Die Berechnung der Hrtbarkeit aus.der Chemischen Zusammensetzung，Hrterei-Techn.Mitt.24 1969,H.2.
《金属処理技術便覧》編集委员会編：《金属<処理技術便覧》，日刊工業新聞社，東京，1961。
E.Just,Formeln der Hrtbar Keit,Hrterei-Techn. Mitt.23 1968，H.2.
淬火是使钢强化的基本手段之一，将钢淬火成马氏体，随后回火以提高韧性，是使钢获得高综合机械性能的传统方法。为了充分发掘钢的强度，必须首先使钢完全转变成马氏体，即必须以足够快的速率冷却，避免奥氏体在淬火过程中分解成铁素体、珠光体或贝氏体一类组织，这一速率称为临界冷却速率，一般也称作临界冷却速度。有些高合金钢如沉淀硬化型不锈钢（17-7PH钢等），或有色金属如硬铝合金(Al-Cu-Mg系合金)等，也都进行类似淬火的快冷处理，但它们的目的是为了把高温相（分别为奥氏体和α固溶体）保持到室温，使其呈过饱和状态,以后需另通过时效处理才能使材料硬化,这类淬火称为固溶热处理。
从工艺的角度出发,淬火温度和淬火介质的选择,是影响淬火效果的重要因素，而这些都取决于钢和合金的性质。就钢的性质而言，钢在淬火中形成马氏体的能力取决于钢的临界冷却速度（钢的淬透性）。钢的淬透性则是由奥氏体的成分和其他一些因素，如奥氏体晶粒度、合金元素在奥氏体中分布的均匀程度等决定的。确定钢的淬透性至关重要，它是选择淬火工艺参数的重要依据。
淬火加热温度 简称淬火温度，选择标准应以能得到细而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便于冷却后获得细小的马氏体。碳钢的淬火加热温度范围如图1所示。一般亚共析钢的淬火温度为Ac3以上30～50℃，淬火后获得马氏体组织。如淬火温度选在Ac1～Ac3之间,一部分先共析铁素体依然存在；在淬火后的组织中，除马氏体外，将混有低硬度的铁素体，降低力学性能。如加热至Ac3以上的过高温度,奥氏体晶粒粗化，淬火后获得的马氏体组织也粗大，脆性增加；且淬火变形大，易造成淬火开裂。过共析钢的淬火温度为Ac1以上30～50℃;淬火后获得马氏体和未溶的粒状渗碳体组织，残留奥氏体也少。如加热至Acm以上,先共析渗碳体将全部溶入奥氏体，使奥氏体的碳量增加，奥氏体晶粒长大,马氏体转变起始点Ms和终了点Ms降低；淬火后不仅马氏体粗大，而且有大量残留奥氏体。对于低合金钢的淬火温度，可根据其临界温度Ac和Ac3及所含合金元素的性质，参照上述原则确定。若钢中含有强碳化物形成元素，淬火温度一般应偏高些，以加速碳化物的溶解，增大奥氏体中碳和合金元素含量，从而提高过冷奥氏体的稳定性；对于含碳、锰较高的钢，应采用较低的淬火温度，以避免奥氏体晶粒粗化。淬火加热过程中的氧化、脱碳直接影响淬火后工件的使用寿命，为此采用盐浴加热、可控气氛加热或真空加热等方法。
淬火冷却介质 淬火时钢制件中需要得到 100％马氏体的部位，其冷却速度(冷却速率)必须大于临界冷却速度，否则不能充分淬硬和达到要求的淬硬深度。但是冷却速度过大在奥氏体向马氏体转变过程中将产生巨大的组织应力和热应力，使工件变形并有开裂的危险。为了解决上述矛盾,钢的合理的淬火冷却过程应如图2所示。通常要求在珠光体转变区或贝氏体转变区等奥氏体最不稳定区域要快速冷却，以防止其分解，通过马氏体转变区域要较缓慢冷却，以减小奥氏体转变马氏体时出现的应力。常用淬火介质及其冷却速度如表所示。实际生产中可根据钢种的特性选择冷却介质，如碳钢的临界冷却速度大，应选用水、盐水等冷却能力较强的介质;合金钢的临界冷却速度小,可采用比较缓和的介质如油等。
淬火由表内可以看到，水在550～650℃区域的冷却速度过大，易于使钢淬裂；油在200～300℃区间的冷速过小，不易使淬透性小的钢淬硬。近年来广泛研究采用冷却能力介于水和油之间的冷却介质，使高温区的冷却能力接近于水，低温区的冷却能力接近于油，如水玻璃、过饱和硝酸水溶液、聚乙烯醇溶液等。
淬火淬火淬火顶端淬火试验 或称Jominy试验，是一种测定淬透性的简便方法，在许多国家已标准化。图5a是用标准试样经适当奥氏体化后进行顶端淬火的示意图。顶端淬火时冷却速度由淬火端沿试棒逐渐减小，组织和硬度随之相应地变化，由此得到的硬度变化曲线（图5b）称为淬透性曲线或Jominy曲线。严格地说，这种曲线只对某一炉次的钢有效；对于某一定钢种来说，由于化学成分的差异（成分波动及偏析）、预先热处理工艺的差异（显微组织上的差异），其淬透性曲线可在相当大的范围内波动，形成一个淬透性带(Jominy带)，如图6所示。工业用钢的淬透性曲线几乎都已测定，并汇集成册供查阅参考。根据Jominy试验结果，钢的淬透性大小可通过以下途径确定：
淬火②用临界直径Dc表示 临界直径指钢在一定冷却介质（如油或水）中淬火时能淬透(中心形成50％马氏体)的最大直径，生产中常用以表示淬透性的大小,图7为其示意图。Dc可以从不同直径的钢棒由试验得到，称格罗斯曼(Grossmann)法,也可在用顶端淬火试验得出J50后，利用图8查出的某种介质中淬火时的临界直径Dc。
淬火淬火淬火DI=D0×2.21％Mn×1.40％Si×2.13％Cr×3.275％Mo×1.47％Ni
其中D0为基本临界直径，主要决定于奥氏体的含碳量和晶粒度，可由图10查出；列于各元素前面的数字是该元素含量（重量）为1％时的淬透性系数，数值越大,表示对淬透性的贡献越大。这样的计算只能用作对淬透性的粗略估算。
淬火
淬透性和淬火工艺 为了保证工件淬火时得到完全马氏体组织，一般来说要求选用的钢有足够的淬透性。如图11所示，完全淬透的钢高温回火后，其力学性能沿截面是均匀的;如因钢的淬透性低而使心部未能淬透,则心部的力学性能特别是冲击韧性较低。对于给定成分的钢,选用烈度(H)高的淬火介质可以更快地降低钢件表面温度，增大临界直径Dc。但这将增大温度梯度，引起工件翘曲变形，甚至开裂。因此在实际淬火操作中往往需要采用较缓和的冷却介质，如油或空气流等。这就要求钢有高的淬透性。能在空气中冷却形成马氏体的钢称为空硬钢，如一些高合金模具钢。对中等淬透性的钢已发展出各种间断淬火方法。某些情况下并不要求工件完全淬透，如工具和有些机器部件往往希望高疲劳强度或耐磨的硬表面。表面层淬成马氏体而心部不淬透使表面层中产生压应力，有利于防止疲劳裂纹的形成和阻止在表面所形成的疲劳源的扩展。
淬火W.Crafts & J.L.Lamont，Hardenability and SteelSelection，Isaac Pitman & Sons，London,1949.
A. Moser & A. legat, Die Berechnung der Hrtbarkeit aus.der Chemischen Zusammensetzung，Hrterei-Techn.Mitt.24 1969,H.2.
《金属処理技術便覧》編集委员会編：《金属<処理技術便覧》，日刊工業新聞社，東京，1961。
E.Just,Formeln der Hrtbar Keit,Hrterei-Techn. Mitt.23 1968，H.2.
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