热处理复习资料.docx
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热处理复习资料
马氏体转变
1，马氏体转变：
钢从奥氏体化状态快速冷却，抑制过冷奥氏体发生珠光体和贝氏体等扩散型和半扩散型转变，在较低的温度下（低于Ms点）发生的无扩散型相变称为马氏体转变。
这是过冷奥氏体的低温转变。
2,M相变只发生点阵重构，而无化学成分变化。
Fe的晶格重组是通过切变方式完成的。
（即铁原子和碳原子都不会发生扩散，马氏体相变是典型的非扩散型相变,属于低温转变。
）
3，马氏体的定义：
对钢而言，马氏体是碳在α－Fe中的过饱和间隙固溶体，是一种单相的亚稳组织。
其确切定义为：
马氏体是母相在过冷状态或是应变过程中按无扩散的、以惯习面为不变平面共格切变的固态相变的产物。
4，淬火马氏体中往往存在着残余奥氏体，残余奥氏体的含碳质量分数高，也很稳定，他们的存在对钢的机械性能产生有利影响。
1）板条马氏体
1，板条马氏体存在于淬火的低碳钢、部分不锈钢、马氏体时效钢中。
淬火中碳钢中含部分板条马氏体。
2，板条马氏体组织形态：
由许多成群的，相互平行排列的板条所组成，空间形态呈扁条状，每个板条为一个单晶体，它们之间以小角度晶界相间。
相邻的板条之间往往存在着着厚度为
10-20nm的薄壳状的残余奥氏体。
许多相互平行的板条组成一个板条束，一个奥氏体晶粒内可以有几个板条束。
采用选择性侵蚀时，在一个板条束内有时可以观察到若干个黑白相间的板条块，块间呈大角度晶界，每个板条块由若干半条组成。
即有两种情况：
①板条组成板条块组成板条束组成板条马氏体
②板条组成板条束组成板条马氏体
3，板条马氏体的亚结构：
板条内存在高密度的位错，其位错密度高达（0.3～0.9）
故又称为位错马氏体。
这些位错分布不均，互相缠绕，形成胞状结构，称为位错胞。
4，晶体学位向：
K-S关系。
（含碳量小于1.4%：
K-S关系:
；含碳量大于1.4%，西山（N）关系）
2）片状马氏体（针状马氏体，孪晶马氏体）
1，片状马氏体存在于淬火的高碳钢及Fe-Ni（质量分数Ni＞29%）合金钢中。
淬火中碳钢中含部分片状马氏体。
2，组织形态：
呈双凸透镜片状（在空间形同铁饼），在光学显微镜下呈针状或竹叶状，如果试样磨面恰好与马氏体平行相切，也可以看到马氏体的片状形态。
马氏体片之间互不平行，呈一定角度分布（60°或120°）。
在原奥氏体晶粒内首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，但一般不穿过晶界，将奥氏体晶粒分割。
随后形成的马氏体不能穿过前者，因而使后来形成的马氏体片愈来愈小。
马氏体片周围往往存在着残余奥氏体。
片状马氏体的最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越粗大，则马氏体片越大。
在电子显微镜中还可以观察到片状马氏体中存在大量的显微裂纹。
3，在含碳量＞1.4%的钢中可以看到马氏体的中脊面，马氏体片呈“Z”字形分布。
在电子显微镜下可以看清楚，中脊面是密度很高的微细孪晶区。
4，高碳型片状马氏体的另一个重要特点，就是存在大量显微裂纹。
这些显微裂纹是由于马氏体高速形成时互相撞击，或马氏体与晶界撞击形成的。
马氏体片越大，显微裂纹越多。
显微裂纹的存在增加了高碳钢的脆性。
5，片状马氏体的亚结构：
主要是孪晶。
因此片状马氏体又称为孪晶马氏体。
但孪晶仅存在于马氏体片的中部，在片的边缘则为复杂的位错网络。
6，晶体学位向：
C%=1.0-1.4%：
K-S关系；C%＞1.4%，西山（N）关系
7，隐晶（针）马氏体：
马氏体转变时，当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨其形态时，这种马氏体称为隐晶马氏体。
在生产中，正常淬火得到的马氏体一般都为隐晶马氏体。
3）影响马氏体形态的因素（马氏体的形成温度；含碳量的影响；合金元素的影响；塑性变形的影响）
1）马氏体的形态及其内部亚结构主要取决于马氏体的形成温度。
马氏体形成温度越高，越容易得到板条马氏体，马氏体形成温度越低，越容易得到片状马氏体，随着马氏体形成温度降低，得到的板条马氏体越少，片状马氏体越多。
Ms＞200℃主要生成板条M，位错亚结构
Ms＜200℃主要生成片状M，孪晶亚结构
Ms＜100℃生成有中脊的，具有“Z”型的片状M
2）含碳量的影响：
实质上是通过影响马氏体的形成温度来影响马氏体形态和内部亚结构。
C%＜0.2%，几乎全部生成板条M
C%0.2-1.0%，板条M+片状M混合组织，且C%↑则M片↑M板↓
C%1.0-1.4%，全部生成片状M
C%＞1.4%，生成有中脊、Z型片状M
（含碳量为0.2%-1.0%的奥氏体在马氏体转变区较高温度先形成板条马氏体，然后在较低温度形成片状马氏体。
）
3）合金元素的影响：
实质上也是通过对马氏体形成温度的影响来影响马氏体的形态和内部亚结构的。
Me↑（除Co、Al外）则Ms、Mf↓∴M板↓M片↑Co随提高Ms点，但也促进片状马氏体的形成。
（注意：
此处指的是溶入奥氏体中的合金元素）
4）塑性变形的影响：
在Ms-Md之间塑性变形，使Ms、Mf↑，M板↑M片↓。
（如果在Ms点以上不太高的温度进行塑性变形，将会显著增加板条马氏体的数量，书上）
4）马氏体的晶体结构
马氏体为碳在α－Fe中的过饱和间隙固溶体，具有体心正方结构。
马氏体的正方度：
c/a。
碳分布在
体心立方的c轴上，引起c轴伸长，a轴缩短，使体心立方晶格发生了正方畸变。
随质量分数的增加，c轴增加，a轴略有降低，c/a不断增加。
含碳量低于0.25%的板条马氏体的正方度很小，c/a≈1，为体心立方晶格。
含碳量越大，畸变越大，正方度越大，因此可以用正方度来表示碳在马氏体中的过饱和程度。
c/a=1+0.046w
合金元素对马氏体的正方度影响不大，因为合金元素在钢中形成置换式固溶体。
5）马氏体的性能
1，硬度和强度
马氏体力学性能的显著特点是具有高硬度和高强度。
马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳质量分数，随含碳量的增加而增大
钢的屈服强度也随碳含量的增加而升高。
合金元素对马氏体的硬度影响不大（∵Me形成置换固溶体），但可提高强度（∵细化晶粒）。
2，马氏体具有高强度高硬度的原因：
固溶强化，相变强化，时效强化，晶界强化
固溶强化：
过饱和间隙原子碳引起晶格畸变，形成一个强烈的应力场，该应力场与位错发生强烈的交互作用，阻碍位错的运动，从而提高马氏体的强度和硬度。
相变强化—马氏体中转变时，在晶体内造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如板条马氏体中高密度的位错，片状马氏体中的孪晶等，这些缺陷会阻碍位错运动，使得马氏体强化。
时效强化—马氏体形成以后，由于一般的点Ms大都处在室温以上，因此在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生“自回火”。
即碳原子和合金元素的原子向位错及其他晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出，定扎位错，使位错难易运动，从而造成马氏体的时效强化。
碳含量越高，时效强化效果愈显著。
晶界强化：
由于相界面阻碍位错运动而造成的马氏体强化。
原始奥氏体晶粒越细小，马氏体束或马氏体片尺寸越小，则马氏体强度越高。
（碳及合金元素在钢中形成碳化物有细化奥氏体晶粒以及马氏体束或片的作用。
）
从以上论述可知，钢的成分（主要是含碳量）是影响马氏体强度和硬度的决定性因素。
其次是亚结构、原始奥氏体晶粒大小和马氏体束的尺寸，但总的来说，影响没有碳含量明显。
3，马氏体的塑性和韧性
马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。
孪晶型（片状）马氏体具有高强度、高硬度，但韧性很差，其特点是硬而脆；在具有相同屈服强度的条件下，位错型（板条）马氏体比片状马氏体的韧性好得多，在具有较高强度、硬度的同时，还具有相当高的塑性和韧性。
原因（亚结构影响韧性的原因）：
片状马氏体①在片状马氏体中孪晶亚结构的存在大大减少了有效滑移系；②片状马氏体在回火时，碳化物沿孪晶面不均匀析出使脆性增大。
而板条马氏体①含碳质量分数低，可以发生“自回火”，减少畸变能，且碳化物分布均匀；
②胞状位错亚结构位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，并且位错运动能缓和局部应力集中，延缓裂纹形核和削减已有裂纹尖端的应力峰，而对韧性有利
4，马氏体的物理性能
马氏体的比容最大，奥氏体的比容最小，这是钢淬火时产生淬火应力，导致变形开裂的主要原因。
随着含碳量增大，珠光体和马氏体的比容差增大。
淬火钢的体积增大。
由于马氏体是碳在α－Fe中的过饱和间隙固溶体，故其电阻比奥氏体和珠光体的高
马氏体具有铁磁性和较高的矫顽力，磁饱和程度随马氏体中碳及合金元素质量分数的增加而下降。
5，淬火钢的强度刚开始随含碳量的增加而增加，但是当含碳量达到0.6%时，淬火钢的硬度接近最大值，含碳量进一步增加，虽然马氏体的硬度会有所提高，但由于残余奥氏体量增加，反而使钢的硬度有所下降。
6，板条马氏体和片状马氏体的性能比较：
马氏体的机械性能主要取决于含碳质量分数，组织形态和内部亚结构。
板条马氏体具有优良的强韧性，同时还具有脆性转折温度低，缺口敏感性和过载敏感性小等特点；片状马氏体的硬度高，但塑性，韧性很差。
原因：
片状马氏体①在片状马氏体中孪晶亚结构的存在大大减少了有效滑移系
②片状马氏体在回火时，碳化物沿孪晶面不均匀析出使脆性增大
③片状马氏体含碳质量分数高，晶格畸变大，淬火应力大，且存在大量的显微裂纹，韧性差；
而板条马氏体①含碳质量分数低，可以发生“自回火”，减少畸变能，且碳化物分布均匀
②胞状位错亚结构位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，并且位错运动能缓和局部应力集中，延缓裂纹形核和削减已有裂纹尖端的应力峰，而对韧性有利
③淬火应力小，不存在显微裂纹，裂纹通过马氏体也不易扩展。
因此通过热处理手段，在保证足够强度、硬度的前提下，尽可能减少孪晶（片状）马氏体的数量，增加位错（板条）马氏体的相对数量，从而可显著提高钢的强韧性，这是充分发挥材料潜力的有效途径。
6）马氏体转变的特点
1，马氏体转变的热力学特点：
由于马氏体转变的阻力很大，马氏体相变要在很大的过冷度下才能发生，即必须深度过冷到Ms点以下才能发生。
奥氏体转变为马氏体必须满足：
①快速冷却υ冷＞υc；
②深度过冷T＜Ms。
快速冷却是为了抑制过冷奥氏体发生珠光体和贝氏体转变；深度过冷是为了获得足够的马氏体转变的驱动力。
马氏体转变阻力除了增加的界面能△Gs以外，还有因为马氏体形成时比容增大以及新旧相之间为了维持共格关系而产生的弹性应变能ΔGe，以及产生宏观均匀和不均匀切变而做功。
由于马氏体与奥氏体之间存在共格晶面，所以△Gs一项数值很小，不是相变的主要阻力；但弹性应变能很大，比表面能△Gs大十几倍，是相变的主要阻力；另外，马氏体转变时的宏观均匀和不均匀切变也会消耗很大的能量，因此，只有深冷，获得有较大的过冷度（ΔT=T0－Ms），使△Gv增大到足以补偿（△Gs+△Ge+ΔGp）时，马氏体才能发生转变，这就是必须过Ms点以下的原因。
2、马氏体转变的晶体学特点***了解
（1）无扩散性：
马氏体转变是以无扩散的方式进行的
马氏体转变属于低温转变，此时碳原子和铁原子都已经失去扩散能力。
因此，马氏体转变是以无扩散的方式进行的。
铁原子的晶格重组是通过原子集体的，有规律的，近程的迁动完成的,原子之间的相对位移不超过一个原子间距。
转变前后奥氏体与马氏体的化学成分相同。
（2）切变性：
马氏体转变时晶格切变过程，在切变过程中完成晶格重组，由面心立方晶格变为体心正方晶格。
（3）共格性：
马氏体转变时，新相和母相的点阵间保持共格联系，即相界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。
而且整个界面是互相牵制的，这种界面称为切变共格界面，他是以母相切变维持共格关系的，故称为第二类共格界面。
（以正应力维持的共格关系称为第一类共格）
（4）严格的位向关系和惯习面
固态相变时新相与母相间往往存在一定的取向关系，而且新相往往又是在母相一定的晶面族上形成，这种晶面称为惯习面。
马氏体转变时惯习面是一个不变平面。
在相变过程中，惯习面不变形也不转动。
惯习面的存在意味着新相某一晶面和母相惯习面的原子排列很相近，能较好地匹配，有助于减少两相间的界面能。
惯习面的存在也表明新相与母相间存在一定取向关系的必然性。
（板条马氏体中板条之间为什么会出现黑白相间，因为取向不一样，即组合不同）
马氏体转变时，惯习面随奥氏体的含碳量不同而不同：
惯习面随马氏体形成温度（Ms）降低有向高指数变化的趋势。
3，马氏体转变的动力学特点：
1）马氏体转变的动力学的主要形式有降温转变和等温转变两种。
等温转变：
马氏体等温转变仅发生在少数合金中，例如Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr以及高碳高锰钢等。
其转变特点：
①在Ms点以下某一温度停留，过冷奥氏体需经过一定的孕育期后才开始形成马氏体；②随等温时间增长，马氏体转变量不断增多，即转变量是时间的函数；③随转变温度的降低，转变速率增大，且孕育期减少，但到达某一转变温度后转变速率反而减慢，且孕育期增长。
（类似TTT图）
等温转变一般都不能使马氏体转变进行到底，因为已形成的马氏体使未转变的奥氏体发生了稳定化。
降温转变：
马氏体降温转变的动力学特点可以归结为：
降温形成、瞬间形核和高速长大。
①大多数钢种（碳钢和低合金钢）其马氏体转变是在连续冷却过程中进行的，亦即在Ms点以下，随温度的下降马氏体形成量不断增加；若停止降温，转变即告中止，而继续降温，则转变复又进行，直至冷到Mf点为止。
马氏体的转变量决定于冷却到达的温度Tg，即决定于Ms点以下的过冷度（△T=Ms-Tg），而与等温停留时间无关。
——降温转变
②奥氏体以大于临界淬火冷却速度υc的速度冷至Ms点以下，立即形成一批马氏体，相变没有孕育期，随着温度下降，瞬间又出现另一批马氏体。
——瞬间形核
③由于马氏体形成时相变驱动力较大，加之相变的共格性的和原子的近程迁移等特点而决定了其长大激活能较小，故其长大速度极快。
每个马氏体片形核后，一般在10-4-10-7s时间内即长大到极限尺寸。
可见，在连续降温过程中马氏体转变量的增加是靠一批批新的马氏体片的不断形成，而不是靠已有马氏体的继续长大。
——高速长大
2）奥氏体的稳定化：
①定义：
奥氏体在外界因素作用下，由于内部结构发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体开始转变或继续转变温度降低和残余奥氏体量增加的转变迟滞现象，称为奥氏体稳定化。
主要包括热稳定化和机械稳定化两大类。
②热稳定化：
奥氏体在冷却过程中，因在某一温度下停留，使未转变的奥氏体变得更稳定，如继续冷却，奥氏体向马氏体转变并不立即开始，而是经过一段时间后才能恢复转变，而且转变量也比连续冷却转变量减小。
这种因等温停留引起奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。
淬火时在Mc以下降低冷却速度也会发生奥氏体的热稳定化现象。
（Mc:
只有温度低于点Mc才能发生热稳定化现象，即发生热稳定化现象的温度有一个临界值。
）
热稳定化原因：
C,N原子在等温停留或缓慢冷却时，向点阵缺陷处偏聚，并定扎位错，使奥氏体强化，从而增大马氏体相变阻力。
（奥氏体强度越大，奥氏体向马氏体转变的相变切变阻力和弹性畸变能越大）
在某一温度下停留时间越长或者相同停留时间下停留温度越低，奥氏体稳定化程度越大，最终得到的马氏体数量越少。
③机械稳定化：
机械强化作用使奥氏体稳定化的现象称为机械稳定化。
主要有相变强化机械稳定化与形变强化机械稳定化两种现象。
相变强化机械稳定化：
当奥氏体淬火至Ms点以下连续冷却时，由于马氏体转变量不断增加，体积膨胀，使剩余的奥氏体受到压应力，发生塑性变形，产生强化，使相变切变阻力增加以及弹性应变能△Ge增高，而出现奥氏体稳定化现象。
（马氏体量不能达到100%的原因）
形变强化机械稳定化：
在点Md以上对奥氏体进行大量塑性变形，使随后的马氏体转变发生困难，点Ms降低，增加残余奥氏体的量。
这种现象称为形变强化机械稳定化。
当形变度较大时，奥氏体中将形成大量高密度位错区和亚晶界，使母相强化，从而引起奥氏体稳定化。
Md：
形变马氏体点：
当温度升高到某一值时塑性变形，不能在该温度下使奥氏体转变为马氏体，这一温度称为相变马氏体点。
在Md以下Ms以上对奥氏体进行塑性变形，能引起马氏体转变，变形量越大，马氏体转变越多，这种现象称为形变诱发马氏体相变
形变诱发马氏体相变可能是由于介稳奥氏体在Md点以下受外力而进行塑变的过程中，所形成的滑移带交截处以及孪晶界、晶粒间等处，因为形成位错网与胞状结构等，产生局部应力集中区，成为马氏体形核的有效地点，因而促进马氏体转变。
在Md点以上产生少量变形，促进随后冷却时M的转变，使Ms↑，M转变量↑残余奥氏体↓
原因：
在Md点以上：
当小量形变时，往往使奥氏体中层错增多，同时在晶界和孪晶处因生成位错网和胞状结构而出现更多的应力集中部位。
这些缺陷组态有利于马氏体的形核。
4、马氏体转变具有可逆性
对于某些合金，奥氏体可以在冷却时转变为马氏体，而已形成的马氏体重新加热时又能无扩散地转变为奥氏体，这种现象称为马氏体转变的可逆性，马氏体直接向奥氏体的转变称为马氏体的逆转变。
（但在一般碳钢中不发生马氏体的逆转变，因为马氏体在加热时分解为铁素体和渗碳体，然后再向奥氏体转变，均为扩散型转变。
通常逆转变开始温度高于Ms）
在一系列铁合金和非铁合金中，如Fe-Ni、Ag-Cd、Cu-Al、Cu-Al-Zn、Ni-Ti和In-TL合金中，均可观察到马氏体的逆转变。
As：
逆转变开始温度
Af：
逆转变终了温度
热弹性马氏体：
对于具有马氏体逆转变而Ms和As相差很小的合金，如Ag-Cd、In-Tl以及Cu-Al合金，若将它们冷到Ms以下，马氏体片随温度降低而长大；当温度回升时，马氏体片又随温度升高而缩小，即温度的升降可引起马氏体片的消长。
具有这种特性的马氏体称为热弹性马氏体，热弹性马氏体的形成是创作形状记忆合金的基础。
形状记忆效应现象：
某些合金在马氏体状态下进行塑性变形后，再将其加热到Af温度以上，便会自动恢复到母相原来的形状，这表明对母相形状具有记忆功能；如将合金再次冷到Mf温度以下，它又会自动恢复到原来经塑性变形后马氏体的形状，这表明对马氏体状态的形状具有记忆功能。
上述现象称为形状记忆效应。
前者称为单程记忆效应，而同时兼有前、后两者时，称为双程记忆效应。
七）Ms点的影响因素：
（碳含量影响Ms点的原因）
Ms点的物理意义：
Ms点是开始发生马氏体转变的温度,是奥氏体和马氏体的两相自由能之差达到马氏体相变所需最小驱动力值时的温度。
奥氏体化学成分对Ms点的影响十分显著，一般说来，Ms点主要取决于钢的化学成分，其中又以碳含量的影响最为显著。
①含碳量的影响：
随着奥氏体中含碳量增加，马氏体转变温度下降（C%↑，Ms、Mf↓），尤其在含碳量为0.2%以下的影响更为强烈。
因为：
a.C%↑，固溶强化效果增加，屈服强度σs↑，晶格的畸变和弯扭增大时，使弹性应变能△Ge增加，而且C%↑，M的比容增加，也使△Ge增加，所以Ms↓；
b.碳是扩大γ区的元素，使γ稳定，即降低γ的体积自由能G，使T0↓,因此当马氏体转变时，C%↑，为获得一定的△Gv，马氏体的转变温度必需下降，即Ms↓。
②合金元素的影响
Co、Al↑,Ms↑
Si、B不影响Ms点
其它合金元素均不同程度↓Ms点。
原因：
从Me对T0、△Ge的影响考虑
如果合金元素加入使T0↓则Ms↓，如使△Ge↑则Ms↓
T0↑则Ms↑，△Ge↓则Ms↑
八）
残余奥氏体：
高碳钢和许多合金钢，其点Ms在室温以上，而点Mf在室温一下，则淬火冷却到室温时将保留相当数量的未转变奥氏体，称之为残余奥氏体。
冷处理：
奥氏体淬火冷至室温后继续深冷，使残余奥氏体继续转变为马氏体，这种低于室温冷却处理方法，称之为冷处理。
奥氏体中碳和合金元素的的质量分数越多，Ms和Mf点越低，（即Ms点越接近室温）则淬火时残余奥氏体量越多。
在很多情况下，即使冷却到Mf点以下仍然得不到100%的马氏体。
——奥氏体相变强化机械稳定化：
当奥氏体淬火至Ms点以下连续冷却时，由于马氏体转变量不断增加，体积膨胀，使剩余的奥氏体受到压应力，发生塑性变形，产生强化，而出现奥氏体稳定化现象。
（为什么我们得不到100%的马氏体？
）
钢淬火后如果要求进行冷处理，为什么要立即进行？
奥氏体热稳定化，时间越长奥氏体稳定化程度越大，残余奥氏体就越多
九）钢中残余奥氏体的存在对性能的影响有时有益有时有害：
1.为减少工件淬火变形而有意识保持一定的残余奥氏体，方法？
①选择含碳量高的碳钢或合金钢，并且适当提高加热温度，延长保温时间。
因为Ms.Mf随溶解到奥氏体中的碳含量的增加而下降，残余奥氏体的含量也就增多；除Co,Al,外合金能降低Ms点；提高加热温度，延长保温时间，溶解到奥氏体中的碳和合金含量会增加。
②热稳定化：
保证大于Vc的情况下，在Mc点以下降低冷却速度，或则在Mc点以下停留一段时间，使奥氏体稳定化。
③机械稳定化：
在Md点以上做大量塑性变形
2.为了保证工件有较高的硬度和耐磨性，而应尽量减少残余奥氏体量，方法？
进行冷处理
选择含碳量少的或则含合金量少的：
或则降低加热温度和时间，使碳不能完全溶入奥氏体中（低温快速，短时间加热）
形变诱发马氏体相变：
在Ms以上Md以下发生塑性变形
在Md点以上发生少量塑性变形，可以提高Ms，Mf点
3，怎样在高碳钢中得到尽可能多的板条马氏体：
低温快速，短时间加热
加热到两相区
淬火和回火
1,淬火的定义：
把钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温并随之以大于临界冷却速度（Vc）冷却，以得到介稳状态的马氏体（或下贝氏体）组织的热处理工艺方法。
（不能根据冷却速度是否大于临界冷却速度来判断是否是淬火）
淬火过程的必要条件：
1，加热温度必须高于临界点以上，（亚共析钢Ac3，过共析钢Ac1），以获得奥氏体组织；2，其后的冷却速度必须大于临界冷却速度Vc，得到的组织委下贝氏体或马氏体，此为淬火的本质。
因此不能只根据冷却的快慢判断是否淬火。
2，淬火的目的：
①提高工具，渗碳零件和其他高强度耐磨机器零件等的硬度、强度和耐磨性。
②结构钢通过淬火和回火之后获得良好的综合机械性能。
③还有一部分工件是为了改善钢的物理和化学性能，如提高磁钢的磁性，不锈钢淬火以消除第二相，从而改善其耐蚀性等。
3，马氏体具有铁磁性，奥氏体具有顺磁性。
4，淬火介质：
为实现淬火目的所使用的冷却介质。
5，理想淬火介质：
具有理想冷却曲线的淬火介质。
理想冷却曲线特点：
①在过冷奥氏体最不稳定的区域（即珠光体转变区，650～400℃），具有较快的冷却速度，以避免过冷奥氏体发生分解，此区域称淬火临界温度区域。
②在低温区（Ms点附近，＜400℃），冷却速度较慢，以减少工件淬火内应力，从而降低淬火变形和开裂倾向。
在低温区是减少淬火应力的关键区，举足轻重，此阶段称淬火危险区。
这样，既可淬硬工件，又可以防止和减少淬火变形和开裂。
6，淬火介质按聚集状态可以分为液态，固态和气态三种，其中最常用的为液态淬火介质。
根据工件淬火冷却过程中，淬火介质是否发生物态变化，可把液态淬火介质分为两大类：
①有物态变化淬火介质：
包括水质淬火剂、油质淬大剂和水溶液等。
淬火介质的沸点低于工件的淬火加热温度，所以当赤热工件淬入其中时，它便会汽化沸腾，使工件强烈散热。
此外，在工件与介质的界面上，还可以辐射、传导、对流等方式进行热交换。
②无物态变化的淬火介质：
包括各种熔盐、熔碱、融熔金属等。
淬火介质的沸点都高于工件的淬火加热温度，所以当赤热工件淬入其中时，它不会汽化沸腾，而只在工件与介质的界面上，以辐射、传导和对流的方式进行热交换，主要靠对流散热，当工件温度较高时，辐射散热也占很大比例。
冷却特性取决于介质的比热、传导系数、导热性、流动性、温差；其冷却特性：
高温区淬火冷速大，而低温区冷速小，所以是较为理想的淬火介质。
7，有物态变化淬火介质淬火冷却时，钢件冷却过程的
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