第五章 钢的热处理.docx

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第五章钢的热处理

第五章钢的热处理

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机械工程材料精品课程网   |   发布时间：

2009-04-22   |   点击次数：

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第五章钢的热处理

定义：

钢的热处理是通过各种特定的加热和冷却方法，使钢件获得工程技术上所需性能的各种工艺过程的总称。

本章重点：

1.钢在加热过程中的奥氏体化过程

2.讨论过冷奥氏体在不同温度范围内的转变过程与转变产物的组织形态与性能。

详细地介绍了珠光体、马氏体、贝氏体转变及其组织形态与性能。

3.热处理工艺主要介绍钢的普通常见的热处理方法，即钢的退火、正火、淬火和回火。

本章简介：

1.奥氏体化过程的影响因素和奥氏体晶粒度

2.钢的淬透性、淬硬性

3.CCT、TTT曲线

4.表面淬火和化学热处理（渗碳、氮化等）。

§5.1钢在加热时的转变

钢加热到Ac1或Ac1以上温度时，将发生珠光体向奥氏体的转变。

这一转变过程是通过铁原子和碳原子的扩散进行的，因此珠光体向奥氏体的转变是一种扩散型相变。

通常将这一转变过程称为钢的奥氏体化。

一.奥氏体的形成过程

以共析钢为例，其室温组织为珠光体，它是由铁素体和渗碳体两相组成的机械混合物；根据Fe－Fe3C相图，当其被加热到Ac1以上温度时，将转变为奥氏体。

转变反应式为：

α（F）＋Fe3C→γ（A）

显然，珠光体向奥氏体的转变过程是一个铁晶格改组和铁、碳原子的扩散过程。

共析钢的奥氏体形成过程如图5.2所示。

它由四个基本过程组成：

即奥氏体的形核、奥氏体晶核的长大、残余渗碳体的溶解以及奥氏体成分的均匀化。

1.奥氏体的形核

铁素体和渗碳体的相界面上碳浓度分布不均匀，原子排列较紊乱，位错、空位密度也较高；易于产生浓度和结构起伏区，也容易满足形核能量的要求，因此奥氏体晶核易于在该处形成。

2.奥氏体晶核的长大

奥氏体晶核一面与渗碳体接触，另一面与铁素体接触。

显然，奥氏体中的含碳量是不均匀的，与铁素体接触处含碳量较低，与渗碳体接触处含碳量较高，因此在奥氏体中出现了碳浓度梯度，引起碳在奥氏体中不断由高浓度一侧向低浓度一侧扩散。

这种奥氏体中碳扩散的结果，破坏了碳浓度的平衡，造成奥氏体与铁素体接触处碳浓度的升高和奥氏体与渗碳体接触处碳浓度的降低。

为了恢复碳浓度的平衡，势必促使铁素体向奥氏体转变以及渗碳体的溶解。

这种碳浓度平衡的破坏与恢复的反复循环过程，使得奥氏体不断向铁素体与渗碳体中延伸长大，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。

3.残余渗碳体的溶解

在奥氏体形成过程中，铁素体先消失，因此奥氏体形成之后，还残存未溶渗碳体。

这些残余渗碳体将随着时间的延长，继续不断地溶人奥氏体，直至全部消失。

4.奥氏体成分的均匀化

当残余渗碳体全部溶解时，奥氏体中的碳浓度仍然是不均匀的，原渗碳体处含碳量较高，而原铁素体处较低。

只有继续延长保温时间，以使碳原子充分扩散，才能获得奥氏体成分的均匀化。

亚共析钢和过共析钢的奥氏体化过程与共析钢基本相同，但因存在先共析铁紊体或二次渗碳体，所以必需加热到Ac1或Accm以上的温度才能获得全部奥氏体组织。

二.影响奥氏体形成速度的因素

奥氏体形成速度与加热温度、加热速度、钢的成分以及原始组织等有关。

加热温度越高，原子的扩散能力越大，奥氏体形成速度越快。

加热速度越快，奥氏体转变温度越高，奥氏体形成速度越快。

随着钢中含碳量的增多，铁素体与渗碳体的相界面积增大，有利于加速奥氏体的形成；钢中合金元素显著影响奥氏体的形成速度。

钢的成分相同时，珠光体越细，奥氏体形成速度越快；层片状珠光体形成奥氏体的速度快于粒状珠光体。

三.奥氏体晶粒大小及其影响因素

1.奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒大小对钢的室温组织和性能有很大影响。

因此，了解奥氏体晶粒度的概念及影响奥氏体晶粒度的因素是十分必要的。

奥氏体晶粒度是表示奥氏体晶粒大小的一种指标，奥氏体晶粒度有三种不同的概念。

1）起始晶粒度：

是指奥氏体形成刚结束、奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。

2）实际晶粒度：

是指钢在具体加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。

3）本质晶粒度：

表示在特定条件下钢的奥氏体晶粒长大的倾向性，它并不代表奥氏体具体的晶粒大小，

有关国家标准规定，把钢加热到930℃±10℃，保温8h后的奥氏体晶粒度即为本质晶粒度。

本质晶粒度为1～4级的钢被认为晶粒长大倾向大，称为本质粗晶粒钢；本质晶粒度为5～8级的钢被认为晶粒长大倾向小，称为本质细晶粒钢。

图5.3为钢的奥氏体标准晶粒度级别图。

应当指出，本质晶粒度只表示钢在一定温度范围内晶粒长大的倾向性。

当加热温度超过一定范围时，本质细晶粒钢的奥氏体晶粒也可能迅速长大，甚至超过本质粗晶粒钢，如图5.4所示。

图5.3钢的奥氏体标谁晶粒度级别图

图5.4本质粗晶粒钢与本质细晶粒钢的晶粒长大倾向

一般用铝脱氧的钢多为本质细晶粒钢，而只用锰硅脱氧的钢为本质粗晶粒钢。

沸腾钢一般为本质粗晶粒钢，而镇静钢一般为本质细晶粒钢。

需经热处理的零件一般都采用本质细晶粒钢制造。

2.影响奥氏体晶粒长大的因素

奥氏体晶粒长大，导致晶界总面积的减少，从而使体系自由能降低。

所以，在高温下奥氏体晶粒长大是一个自发过程。

奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒长大越明显。

随着奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒长大倾向增大。

当奥氏体晶界上存在未溶的渗碳体时，会对晶粒长大起阻碍作用，使奥氏体晶粒长大倾向减小。

钢中加入合金元素，也影响奥氏体晶粒长大。

一般认为，能形成稳定碳化物的元素（如Cr、Mo、W、V、Ti、Nb、Zr）、能形成不溶于奥氏体的氧化物及氮化物的元素（如Al）、促进石墨化的元素（如Si、Ni、Co）、以及在结构上自由存在的元素（如Cu），都会阻碍奥氏体晶粒长大。

而锰、磷则有加速奥氏体晶粒长大的倾向。

§5.2钢在冷却时的转变

钢的奥氏体化不是热处理的最终目的，它是为了随后的冷却转变作组织准备。

因为大多数机械构件都在室温下工作，且钢件性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织，所以研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律，具有更重要的实际意义。

奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，不会发生转变。

奥氏体冷却至临界温度以下，在热力学上处于不稳定状态，要发生转变。

这种在临界点以下存在的不稳定的且将要发生转变的奥氏体，称为过冷奥氏体。

过冷奥氏体的转变产物，决定于它的转变温度，而转变温度又主要与冷却的方式和速度有关。

在热处理中，通常有两种冷却方式，即等温冷却与连续冷却，如图⒌5所示。

连续冷却时，过冷奥氏体的转变发生在一个较宽的温度范围内，因而得到粗细不匀甚至类型不同的混合组织。

虽然这种冷却方式在生产中广泛采用，但分析起来较为困难。

在等温冷却的情况下，可以分别研究温度和时间对过冷奥氏体转变的影响，从而有利于弄清转变过程和转变产物的组织与性能。

一.共析钢过冷奥氏体等温转变曲线

将奥氏体化后的共析钢快冷至临界点以下的某一温度等温停留，并测定奥氏体转变量与时间的关系，即可得到过冷奥氏体等温转变动力学曲线。

图5.6为共析钢在不同温度下的等温转变动力学曲线。

将各个温度下转变开始和终了时间标注在温度——时间坐标中，并连成曲线，即得到共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线，如图5.6所示。

这种曲线形状类似字母“C”，故称为C曲线，亦称TTT图。

它不仅可以表达不同温度下过冷奥氏体转变量与时间的关系，同时也可以指出过冷奥氏体等温转变的产物。

C曲线上部的水平线A1是珠光体和奥氏体的平衡温度，Al线以上为奥氏体稳定区。

C曲线下面的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变开始温度MS点和奥氏体向马氏体转变终了温度Mf点，两条水平线之间为马氏体和过冷奥氏体的共存区。

Al线以下、MS线以上和转变开始曲线以左的区域为过冷奥氏体区；转变开始曲线与转变终了曲线之间为转变过渡区，同时存在奥氏体和珠光体或奥氏体和贝氏体；转变终了曲线以右为珠光体或贝氏体区。

过冷奥氏体等温转变开始所经历的时间称为孕育期，它的长短标志着过冷奥氏体稳定性的大小。

由图⒌6可见，共析钢在550℃左右孕育期最短，过冷奥氏体最不稳定，它是C曲线的“鼻尖”。

在鼻尖以上，孕育期随温度升高而延长；在鼻尖以下，孕育期随温度降低而延长。

二.过冷奥氏体转变及其产物的组织形态与性能

根据过冷奥氏体转变温度的不同，转变产物可分为珠光体、贝氏体和马氏体三种。

共析成分碳钢的过冷奥氏体在A1～550℃之间发生珠光体转变，550℃～MS之间发生贝氏体转变，MS～Mf之间发生马氏体转变。

1.珠光体转变和珠光体的纽织形态与性能

奥氏体向珠光体转变，是通过形核和长大的过程来完成的。

由于转变温度高，铁和碳都能充分扩散，因此珠光体转变是一个扩散型转变。

在一般情况下，珠光体为片状铁素体与渗碳体相间分布的层状组织，如图5.7所示，称之为片状珠光体。

相邻两片渗碳体中心之间的距离称为珠光体的片间距，如图5.8a所示。

片状珠光体中片层方向大致相同的区域称为珠光体团，在一个奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团，如图5.8b所示。

一般认为，片状珠光体是渗碳体和铁素体交替形核与长大的产物。

然而，近年来有人研究指出，片状珠光体是渗碳体片分枝长大的结果，如图5.9所示。

这就是说，一个珠光体团是由一个渗碳体晶粒和一个铁素体晶粒相互穿插而形成的。

珠光体的片间距和珠光体团的尺寸与过冷奥氏体的转变温度有关，转变温度越低，珠光体的片间距越小，珠光体团的尺寸也越小。

根据片间距的大小，珠光体可分为三种，即珠光体、索氏体和托氏体。

一般所谓的片状珠光体，是指在光学显微镜下能明显分辨出片层的珠光体，片间距约为150-450nm。

若片间距小到光学显微镜难以分辨时，则称这种细片状珠光体为索氏体，其片间距约为80～150nm。

在更低的温度下形成的片间距为30～80nm的极细片状珠光体被称为托氏体。

用电子显微镜观察时，不论是索氏体还是托氏体，都是层片状组织，只是片间距不同而已。

必须指出，珠光体组织不是在任何条件下都呈片层状。

如共析钢和过共析钢可通过球化退火使奥氏体转变的珠光体不呈片层状，而是渗碳体呈细小的球状或粒状分布在铁素体基体中，称之为球状珠光体或粒状珠光体，如图5.10所示。

图5.11为共折钢片状珠光体的片间距与机械性能间的关系。

由图可见，随着过冷奥氏体转变温度的降低，珠光体片间距减小，钢的强度和硬度提高，塑性也略有改善。

粒状珠光体与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度与硬度稍低，而塑性与韧性较好，如图3.12所示。

2.马氏体转变和马氏体的组织形态与性能

1）马氏体转变

马氏体转变是指钢从奥氏体状态快速冷却，来不及发生扩散分解而产生的无扩散型的相变，转变产物称为马氏体。

由于马氏体转变的无扩散性，因而马氏体的化学成分与母相奥氏体完全相同。

如共析钢的奥氏体碳浓度为0.8％，它转变成的马氏体的碳浓度也为0.8％。

显然，马氏体是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体。

通常用字母M表示单相马氏体组织。

马氏体转变是通过切变和原子的微小调整来实现γ相向α相转变的。

由于没有原子的扩散，所以固溶于奥氏体中的碳原子被迫保留在α相的晶格中，造成晶格的严重畸变，成为具有一定正方度（c/a）的体心正方晶格，如图5.13所示。

马氏体正方度的大小，取决于马氏体中的含碳量；含碳量越高，正方度越大。

钢中含碳置小于0.2％时，马氏体的正方度几乎等于1，这时马氏体的晶体结构是体心立方。

当钢中含碳量增加时，正方度大于1，马氏体为体心正方结构。

马氏体形成时，马氏体和奥氏体相界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，称这种关系为共格关系。

马氏体转变的切变共格性，在宏观上往往表现为抛光试样马氏体转变后，表面出现浮凸现象。

在通常情况下，过冷奥氏体向马氏体的转变，必须在不断降温条件下转变才能继续进行，冷却过程中断，转变立即停止。

当温度降低到Mf以下时，过冷奥氏体向马氏体转变接近全部完成，但经常有少量奥氏体未转变而被保留下来，称之为残余奥氏体。

在M点低于室温的情况下，则Ms、Mf点越低，冷却到室温时钢中的残余奥氏体量越多。

因此，淬火钢中马氏体和残余奥氏体数量与马氏体转变开始温度Ms及终了温度Mf有关。

钢的化学成分对马氏体转变温度（Ms、Mf）有影响，其中碳可急剧降低马氏体转变开始温度和终了温度，如图5.14、图5.15所示。

2）马氏体的组织形态与性能

钢中马氏体的形态主要有两种，即板条状马氏体和针片状马氏体。

马氏体的形态主要取决于马氏体的含碳量，含碳量低于0.20％时！

马氏体几乎完全为板条状（见图5.16）；含碳量高于1.0％时，马氏体基本为针片状（见图5.17）；含碳量介于0.20％～1.0％之间时，马氏体为板条状和针片状的混合组织。

（4分钟）

板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。

显微组织中，板条马氏体成束状分布，一组尺寸大致相同并平行排列的板条构成一个板条束。

板条束内的相邻板条之间以小角度晶界分开，束与束之间具有较大的位向差。

在板条状马氏体内，存在着高密度位错构成的亚结构，因此板条状马氏体又称为位错马氏体。

针片状马氏体的立体形态呈凸透镜状，显微组织为其截面形态，常呈片状或针状。

针片状马氏体之间交错成一定角度。

由于马氏体晶粒一般不会穿越奥氏体晶界，最初形成的马氏体针片往往贯穿整个奥氏体晶粒，较为粗大；后形成的马氏体针片则逐渐变细、变短。

由于针片状马氏体内的亚结构主要为孪晶，故又称它为孪晶马氏体。

高硬度是马氏体的主要特点。

马氏体的硬度主要受含碳量的影响，如图5.18所示。

在含碳量较低时，马氏体硬度随着含碳量的增加而迅速上升；当含碳量超过0.6％之后，马氏体硬度的变化趋于平缓。

含碳量对马氏体硬度的影响主要是由于过饱和碳原子与马氏体中的晶体缺陷交互作用引起的固溶强化所造成。

板条马氏体中的位错和针片状马氏体中的孪晶也是强化的重要因素，尤其是孪晶对针片状马氏体的硬度和强度的贡献更为显著。

一般认为马氏体的塑性和韧性都很差，实际只有针片状马氏体是硬而脆的，而板条马氏体则具有较好的韧性。

尽可能细化奥氏体晶粒，以获得细小的马氏体组织，这是提高马氏体韧性的有效途径。

3.贝氏体转变和贝氏体的纽织形态与性能

1）贝氏体转变

钢的过冷奥氏体在珠光体转变温度以下、马氏体转变温度以上的温度范围内，发生一种半扩散型相变，称之为贝氏体转变。

转变产物贝氏体通常用字母B表示。

在贝氏体转变过程中，铁原子不扩散，它通过切变完成奥氏体向铁素体的晶格改组；碳原子则通过扩散以碳化物的形式沉淀析出。

贝氏体显然也与珠光体一样，是铁素体和渗碳体的混合物；但是这种铁素体的含碳量高于平衡态铁素体的含碳量，它是碳在α-Fe中过饱和固溶体；而且贝氏体转变温度越低，碳在铁素体中的过饱和度越大。

转变温度不同，所形成的贝氏体的形态和性能也不同。

钢中贝氏体形态主要有两种，即上贝氏体和下贝氏体。

共析碳钢在550～350℃之间，过冷奥氏体转变为上贝氏体；在350℃～Ms之间，过冷奥氏体转变为下贝氏体。

2）贝氏体的组织形态与性能

上贝氏体组织在光学显微镜下呈羽毛状特征，铁素体条成束的从奥氏体晶界向晶内伸展，如图5.19a所示。

在电子显微镜下可以看出，不连续的短杆状或细条状的渗碳体分布在近似平行而密集的铁素体条之间，如图5.20a所示。

在铁素体条内存在位错亚结构，且位错密度随着贝氏体转变温度的降低而增大。

下贝氏体组织在光学显微镜下呈黑色针片状，如图5.19b所示。

其立体形态，同高碳马氏体一样，也呈凸透镜状。

在电子显微镜下可见铁素体针片内规则地分布着细片状碳化物，它们与铁素体的长轴方向约成55°～60°角，如图5.20b所示。

下贝氏体中铁素体的亚结构与上贝氏体一样，也是位错，但其密度高于上贝氏体。

除常见的上贝氏体和下贝氏体之外，在一些低、中碳合金钢中往往还会出现一种粒状贝氏体组织。

它的形成温度一般在上贝氏体形成温度范围的上半部。

图5.21为常见粒状贝氏体的显微组织，其组织特征是在大块状铁素体内分布着一些颗粒状或条状“小岛”。

这些小岛原先是富碳的奥氏体区，在冷却过程中小岛的转变可能有三种情况，即分解为铁素体和碳化物，或发生马氏体转变，或以残余奥氏体形式保留下来。

上贝氏体组织中的铁素体晶粒和碳化物颗粒较粗大，它们的分布都具有明显的方向性。

这种组织形态易使铁素体条间产生脆断。

因此上贝氏体不仅强度、硬度较低，而且韧性较差。

下贝氏体组织中的铁素体针片细小且均匀分布，铁素体内沉淀析出的细片状碳化物亦弥散均匀分布，铁素体内又有高密度位错的亚结构。

因此，下贝氏体的强度、硬度、塑性和韧性均高于上贝氏体，具有优良的综合机械性能。

三.影响过冷奥氏体等温转变的因素

过冷奥氏体等温转变曲线的位置和形状反映了过冷奥氏体的稳定性、等温转变速度及转变产物的性质。

因此，凡是影响C曲线位置和形状的因素都会影响过冷奥氏体的等温转变。

影响C曲线位置和形状的主要因素是奥氏体的成分与奥氏体化条件。

1.含碳量的影响

图5.22表明了含碳量对碳钢C曲线的影响。

由图可见，亚共析钢和过共析钢C曲线的上部各多出了一条先共析相析出线，它表示在发生珠光体转变之前，亚共析钢中要先析出铁素体，过共析钢中要先析出渗碳体。

在正常热处理条件下，亚共析钢的C曲线随含碳量的增加而右移，过共析钢的C曲线随含碳量的增加而左移。

这是由于亚共析钢过冷奥氏体的含碳量越高，先共析铁素体析出速度越慢；过共析钢含碳量越高，未溶渗碳体越多，越有利于过冷奥氏体分解的缘故。

2.合金元素的影响

除Co以外的所有合金元素，当其溶人奥氏体后都能增加过冷奥氏体稳定性，使C曲线右移。

当过冷奥氏体中含有较多的Cr、Mo、W、Ⅴ、Ti等碳化物形成元素时，C曲线的形状还发生变化，甚至C曲线分离成上下两部分，形成两个“鼻子”，中间出现一个过冷奥氏体较为稳定的区域，如图5.23所示。

应当指出，当强碳化物形成元素含量较多时，若在钢中形成稳定的碳化物，在奥氏体化过程中不能全部溶解，而以残留碳化物的形式存在，它们会降低过冷奥氏体的稳定性，使C曲线左移。

3.奥氏体化条件的影响

随着奥氏体化温度的升高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀化，与此同时，未溶碳化物数量减少，奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，这些都降低了过冷奥氏体分解的形核率，使过冷奥氏体稳定性增大，导致C曲线右移。

4.过冷奥氏体连续冷却转变曲线

在实际生产中，典氏体大多是在连续冷却过程中转变的。

尽管根据过冷奥氏体等温转变曲线能近似推测连续冷却条件下过冷奥氏体的转变过程及产物，但不够准确，还必须建立过冷奥氏体连续冷却转变曲线（又称CCT图）。

图5.24为共析碳钢CCT曲线与TTT曲线的对比。

图中实线为CCT曲线，其中左边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转变开始线，右边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转变终了线，下边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转变中止线。

由图可见，CCT曲线位于TTT曲线的右下方，且无C曲线的下半部分。

比较可知，两种转变的主要差别是：

1）共析碳钢连续冷却时，不会发生贝氏体转变。

2）过冷奥氏体连续冷却转变的产物不可能是单一、均匀的组织。

3）过冷奥氏体连续冷却时，转变为珠光体所需的孕育期，要比相应的过冷度下等温转变的孕育期长。

图5.24还表明，冷却速度不同，过冷奥氏体连续冷却转变的产物亦不同。

当冷却速度大于Vc（称为临界冷却速度，它是获得全部马氏体组织的最小冷却速度）时，转变产物为马氏体和残余奥氏体；冷却速度小于Vc’：

时，转变产物全部为珠光体组织；冷却速度在Vc～Vc’：

之间时，转变产物为珠光体和马氏体。

§5.3钢的退火和正火

退火和正火是应用最为广泛的热处理工艺。

在机械零件和工、模具的制造加工过程中，退火和正火往往是不可缺少的先行工序，具有承前启后的作用。

机械零件及工、模具的毛坯退火或正火后，可以消除或减轻铸件、锻件及焊接件的内应力与成分、组织的不均匀性，从而改善钢件的机械性能和工艺性能，为切削加工及最终热处理（淬火）作好组织、性能准备。

一些对性能要求不高的机械零件或工程构件，退火和正火亦可作为最终热处理。

一.退火目的及工艺

退火是钢加热到适当的温度，经过一定时间保温后缓慢冷却，以达到改善组织、提高加工性能的一种热处理工艺。

其主要目的是减轻钢的化学成分及组织的不均匀性，细化晶粒，降低硬度，消除内应力，以及为淬火作好组织准备。

退火工艺种类很多，常用的有完全退火、等温退火、球化退火、扩散退火、去应力退火及再结晶退火等。

不同退火工艺的加热温度范围如图5.25所示，它们有的加热到临界点以上，有的加热到临界点以下。

对于加热温度在临界点以上的退火工艺，其质量主要取决于加热温度、保温时间、冷却速度及等温温度等。

对于加热温度在临界点以下的退火工艺，其质量主要取决于加热温度的均匀性。

1.完全退火

完全退火是将亚共析钢加热到AC3以上20～30℃，保温一定时间后随炉缓慢冷却至500℃左右出炉空冷，以获得接近平衡组织的一种热处理工艺。

它主要用于亚共析钢，其主要目的是细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度和改善钢的切削加工性能。

低碳钢和过共析钢不宜采用完全退火。

低碳钢完全退火后硬度偏低，不利于切削加工。

过共析钢完全退火，加热温度在Acm以上，会有网状二次渗碳体沿奥氏体晶界析出，造成钢的脆化。

2.等温退火

完全退火所需时间很长，特别是对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，往往需要几十小时，为了缩短退火时间，可采用等温退火。

等温退火的加热温度与完全退火时基本相同，钢件在加热温度保温一定时间后，快冷至Ar1以下某一温度等温，使奥氏体转变成珠光体，然后出炉空冷。

图5.26为高速钢的完全退火与等温退火的比较，可见等温退火所需时间比完全退火缩短很多。

Ar1以下的等温温度，根据要求的组织和性能而定；等温温度越高，则珠光体组织越粗大，钢的硬度越低。

3.球化退火

球化退火是使钢中渗碳体球化，获得球状（或粒状）珠光体的一种热处理工艺。

主要用于共析和过共析钢，其主要目的在于降低硬度，改善切削加工性能；同时为后续淬火作好组织准备。

球化退火是将钢件加热到Ac1以上20～30℃，充分保温使未溶二次渗碳体球化，然后随炉缓慢冷却，或在Ar1以下20℃左右进行较长时间保温，使珠光体中的渗碳体球化，随后出炉空冷。

上述两种工艺如图5.27所示。

（1分钟）

对于有网状二次渗碳体的过共析钢，在球化退火之前应进行一次正火，以消除粗大的网状渗碳体。

近年来，球化退火工艺应用于亚共析钢也取得较好的效果，只要工艺控制恰当，同样可使渗碳体球化，从而有利于冷成形加工。

4.扩散退火

扩散退火是将钢锭或铸钢件加热到略低于固相线的温度，长时间保温，然后缓慢冷却，以消除化学成分不均匀现象的一种热处理工艺，扩散退火加热温度通常为Ac1以上150～300℃，具体加热温度视钢种及偏析程度而定，保温时间工般为10～15h。

扩散退火后钢的晶粒非常粗大，需要再进行完全退火或正火。

由于高温扩散退火生产周期长、消耗能量大、生产成本高，所以一般不轻易采用。

5.去应力退火

为了消除冷加工以及铸造、焊接过程中引起的残余内应力而进行的退火，称为去应力退火。

去应力退火还能降低硬度，提高尺寸稳定性，防止工件的变形和开裂。

钢的去应力退火加热温度范围较宽，但不能超过Ac1点，一般在500-650℃之间；去应力退火后的冷却应尽量缓慢，以免产生新的应力。

二.正火目的及工艺

正火是将钢加热到Ac3或Accm以上30～50℃，保温一定时间，然后在空气中冷却以获得珠光体类组织的一种热处理工艺。

正火与退火主要区别在于冷却速度不同，正火冷却速度较快，获得的珠光体组织较细，强度和硬度也较高。

正火与退火的目的相似，但正火态钢的机械性能较高，而且正火生产效率高，成本低，因此在工业生产中