第一节 热处理的发展史
第二节 热处理的理论基础
第三节 钢的热处理
第四节 固溶与时效处理
第四章 金属材料热处理
公元前六世纪, 钢铁兵器逐渐被采用, 为了提高钢
的硬度, 淬火工艺遂得到迅速发展 。 中国河北省易县燕
下都出土的两把剑和一把戟, 其显微组织中都有马氏体
存在, 说明是经过淬火的 。
第一节 热处理的发展史
早在公元前 770～前 222年，中国人在生产实践中就
已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而变化。
白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。
随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火
质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打
制 3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中
国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意
了油和尿的冷却能力。
中国出土的西汉 (公元前 206～公元 24)中山靖王墓中
的宝剑,心部含碳量为 0.15～ 0.4%，而表面含碳量却达
0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人
“手
艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。
1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在
显
微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却
时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转
变为一种较硬的相。 法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英
国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初
步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热
处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程
中金属的氧化和脱碳等。
1850～ 1880年，对于应用各种气体 (诸如氢气、煤
气、
一氧化碳等 )进行保护加热曾有一系列专利。 1889～
1890
年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。
1901～ 1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体
渗碳 ； 30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到
可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一
步控制炉内气氛碳势的方法；
20世纪 60年代以来，热处理技术运用等离子场，发
展了离子渗氮、渗碳工艺 ；激光、电子束技术的应用，
又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。
在铸造, 压力加工和焊接成形过程中, 不可避免地
存在组织缺陷 。 对金属材料进行热处理主要源于提高其
综合机械性能, 符合材料在设计和制备过程中所遵循的
,成分－组织－性能, 的原则 。
第二节 热处理的理论基础
热处理是将金属材料以一定的速度加热到预定温度
并保持预定的时间，再以预定的冷却速度进行冷却的综
合工艺方法。
? 金属材料的强化机制
导致材料失效
的最大应力
结构材料
陶瓷材料高分子材料金属材料
强 度
疲劳强度抗拉强度断裂强度屈服强度
材料强度的唯一性判据
通常研究的结构材料在室温工作条件下，最需要考虑的是屈服
强度和断裂强度 。 断裂强度屈服强度
σb≥σk σb≤σk
脆性材料 塑性材料
脆性材料的强度
通常以 σk表示
塑性材料的强度
通常以 σb表示
大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位
错的运动而发生的，因此，任何阻止位错运动的因素都
可以成为提高金属材料强度的途径 。
?固溶强化,
当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增
加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，
塑性和韧性值下降。
Cu－ Ni固溶体的机械
性能与成分的关系
Al－ Mg固溶体的应力－应变曲线
σb
δ
δ
固溶强化的实质, 晶体结构中的弹性交互作用,电
交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质
原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。
不同溶质原子在位错周围的分布状态
Cotrell气团模型, 溶质原子与位错弹性交互作用的结果，
使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，
降低体系的能量。（它对位错有“钉扎”作用）
? 细晶强化,
合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越
多。细晶强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能
量高这一特点，对材料进行强化。
双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。
双晶粒拉伸示意图 低碳钢的 σs与晶粒大小的关系
在右图中，低碳钢的 σs与晶粒直径平方根的倒数呈线
性关系，可用下式表示：
σs＝ σ0+Kd－ 1/2 …… Hall － Petch公式
细晶强化理论的提出：
（ 1）针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法。
（ 2）在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮。
可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性
和韧性，获得最佳的强韧性配合。
? 加工硬化,
加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强
度、硬度升高；塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变
形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。
曲线分为三阶段
1）易滑移阶段（位错少干扰）
2）线性硬化阶段（位错塞积）
3）抛物线硬化阶段（螺旋位错
启动，位错密度下降）
加工硬化曲线：
晶粒度对加工硬化曲线的影响
加工硬化的实质, 是金属塑性变形时内部产生滑移，使
晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重
畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。
晶体结构对加工硬化曲线的影响
? 时效强化,
时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下
保温析出过渡相、第二相等而实现对材料强化的方法。
? 第二相强化 （ 弥散强化 ）,
通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻
碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。
第二相一般指各种化合物质点。
1） 生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布
的第二相；
2） 也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；
3） 还可通过共析反应获得；
4） 另外还可通过粉末冶金方法获得。
获得第二相的途径：
第二相在基体中的形态及分布：
以钢中 Fe3C的形态与分布为例：
a：过共析钢中,Fe3C呈连续网状分布在 α晶界上。
塑性、强度下降。
b：珠光体中,Fe3C与铁素体呈平行间隔分布。
塑性、强度较高。 （要求珠光体细小，片层间距小）
c,共析钢或过共析钢经球化退火后,Fe3C呈颗粒
状分布在 α晶界上。
强度下降，塑性上升，便于加工。
弥散型两相合金强化的主要影响因素：
1） 颗粒直径
2） 第二相含量（体积分数）
3） 第二相的分布状态
第二相的强化机制：
绕过机制 切割机制
? 复合强化,
利用两种或两种以上的强化方法，来达到塑性金属
材料强化的目的。
钢的形变热处理
固溶强化加工硬化
回火索氏体
第二相强化 细晶强化固溶强化
? 固态相变
塑性金属材料的强化机制表明, 通过热处理中的加
热和冷却过程使合金产生固态相变，从而合金组织发生
变化，最终导致材料性能产生变化。
固态相变 是指固态物质在温度、压力、电场、磁场
改变时，从一种组织结构会转变成另一种组织结构。
材料科学研究中的固态相变主要是指温度改变而产
生的相变。 固态相变主要包括三种基本变化, 1）晶体结
构的变化； 2）化学成分的变化； 3）有序程度的变化。
一种相变可同时包括一种、两种或三种变化。
材料科学遇到的相变习惯上分为 扩散型相变和无扩
散型相变 两大类。
扩散型相变的特点 是通过激活原子运动而产生，要
求温度高，原子活动能力强。纯金属的同素异构转变、
固溶体的多形性转变、以及脱溶转变等均属于此类。
无扩散型相变的特点 是相变中原子不发生扩散、原
子作有规则的近程迁移，以使点阵改组；相变中相邻原
子的相互位置不变。在低温下原子不能扩散时易发生这
类转变，如一些合金中的马氏体相变，某些低温进行的
同素异构转变（ β -Co（ hcp）与 α -Co（ fcc） 。
? 固态相变的热力学条件,
固态相变的热力学所涉及的问题主要是反应能不能
进行，即新相能否形成，最根本的就是反应过程△ G＜ 0
是否成立。
与液态凝固时相比较，固态相变形核增加了一项应
变能，即
△ G ＝ － V△ GV ＋ Sσ＋ V△ Ge
式中,V为新相体积； S为新、旧相的界面积；△ GV
和△ Ge分别表示形成单位体积新相时自由能和应变能；
σ表示新、旧相界单位面积的界面能。
? 固态相变的动力力学条件,
固态相变的动力学主要讨论 相变进行的速率问题,
固态相变的速率是形核率和长大速率的函数，即与相变
温度有关的函数。
动力学除了讨论固态相变过程中的形核和晶粒长大
的速率问题，还包括外界条件（温度、压力和磁场）和
组分对相变过程的影响及控制相变产物的组成等内容。
? 固态相变的晶体学,
固态相变的晶体学主要描述晶体中原有相与新相之
间的晶体学关系，如晶体结构、点阵常数等，分析新相
形成的原子迁移过程。
钢铁材料热处理是通过加热, 保温和冷却方式借以
改变合金的组织与性能的一种工艺方法, 其基本内容包
括热处理原理及热处理工艺两大方面 。
第三节 钢的热处理
钢铁材料的强韧化重要有两个途径：一是对钢铁材
料实施热处理；二是通过调整钢的化学成分，加入合金
元素（亦即钢的合金化原理），以改善钢的性能。
? 钢的热处理原理
?钢的热处理相变温度
钢在加热时, 实际
转变温度往往要偏离平
衡的临界温度, 冷却时
也是如此 。 随着加热和
冷却速度的增加, 滞后
现象将越加严重 。 通常把加热时的临界温度标以字母
,C”,如 AC1,AC3,ACm等；把冷却时的临界温度标以字母
,r”,如 Ar1,Ar3,Arm等 。
? 加热时钢的组织转变
1,奥氏体的形成过程
钢在加热时奥氏体的形成过程又称为 奥氏体化 。 以
共析钢的奥氏体形成过程为例 。
3） 残留渗碳体的溶解,铁素体全部消失以后, 仍有部
分剩余渗碳体未溶解, 随着时间的延长, 这些剩余渗碳
体不断地溶入到奥氏体中去, 直至全部消失 。
1）奥氏体形核,奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体
的界面上形成 。
2）奥氏体晶核长大,奥氏体晶核形成以后，依靠铁、
碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不
断溶入到奥氏体中去而进行的。
4） 奥氏体均匀化,渗碳体全部溶解完毕时, 奥氏体的
成分是不均匀的, 只有延长保温时间, 通过碳原子的扩
散才能获得均匀化的奥氏体 。
AAFPF ACAC ?? ????? ??? 31
亚共析钢的加热过程：
ACFeACFeP cmACⅡACⅡ ?? ????? ??? 33 1
过共析钢的加热过程：
2,奥氏体晶粒大小及其控制
1） 晶粒大小的表示方法
晶粒大小广泛采用的是与标准金相图片（标准评级
图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别。通常将晶粒
大小分为 8级,1级最粗,8级最细。通常 1～ 4级为粗晶粒
度,5～ 8级为细晶粒度。
2） 奥氏体晶粒大小的控制
加热温度与保温时间
加热温度越高, 保温时间越长, 奥氏体晶粒越粗大,
因为这与原子扩散密切相关 。
合金元素 Ti,Zr,V,Nb,Al等, 当其形成弥散稳
定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍
晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大，有利于得到细晶粒
钢。 Mn和 P是促进奥氏体晶粒长大的元素。
加热速度
加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度
越高，可获得细小的起始晶粒。
钢的化学成分
碳全部溶于奥氏体时，随奥氏体中含碳量的增加，
晶粒长大倾向增大。
? 冷却时钢的组织转变
1,钢的冷却方式
热处理时常用的冷却方
式有两种：一是等温冷却
（常用于理论研究）；二是
连续冷却（常用于生产）。
A1
2、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制
通常将处于 A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为 过冷
奥氏体 。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织
转变。
1）等温冷却试验：
（ a） 首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中，在高于共
析温度的条件下进行奥氏体化； （ b） 将上述奥氏体化后
的试样迅速放入另一锡熔炉保温，炉温低于共析温度；
（ c） 依据试样保温时间的差异，分别从炉中取出试样，
置于水中快冷；
（ d） 磨制金相试
样，并观察显微
组织。
在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结
果绘制出 奥氏体钢的等温冷却曲线 。
曲线的左边一条线为 过冷奥氏体转变开始线 ；右边
一条线为 过冷奥氏体转变终了线 。 该曲线下部还有两条
水平线, 分别表示奥氏体向马氏体转变的 开始温度 Ms线
和 转变结束温度 Mf线 。
2）过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析
在 C曲线中, 在不同过冷奥氏体开始出现组织转变
的时间不同, 这段时间称为, 孕育期, 。 其中, 以 C曲
线最突出处 （ 凸点 ） 所对应的温度孕育期最短 。
过冷奥氏体等温冷却曲线形似, C”字, 故俗称 C曲线,
反应了, 温度－时间－转变量, 的关系, 所以 C曲线又称
为 TTT 图 （ Temperature-Time － Transformation
Diagram） 。
板状马
氏体
① 马氏体变温形成，与 t保 无关；
②马氏体转变不完全性，钢
中常存在残余 A（性能下降）,
常要求淬火 T接近 Mf,冷处
理”,
③ 马氏体性能与含碳量有关
非扩散型
（ Fe和 C
均不扩散）
C在 α-
Fe中的
过饱和
固溶体
（ bcc）
240～ -50
M
片（针）
状马氏
体
马
氏
体
板状：低碳钢中,F和 Fe2.4C
的复相组织。
片状：高碳钢中，复相组织。
F饱和 +
Fe2.4C350～ 240B下下贝氏
体
羽毛状：在平行密排的过饱和 F
板条间，不均匀分布短杆（片状）
Fe3C,脆性大，工业上不应用
半扩散型
（只有 C
扩散）
F饱和 +
Fe3C550～ 350B上上贝氏
体
贝
氏
体
间距,0.03～ 0.08μm,2000 ×600～ 550T屈氏体
间距,0.25~0.08μm,1000 ×650～ 600S索氏体
片层间距,0.25～ 1.9μm,500×扩散型
（ Fe和 C
均扩散）
F+Fe3CA1～ 650P珠光体珠
光
体
特 征转变类型相组成转变温
度 /℃
符
号
组织名称
注,w（ c） ≥ 1.0％时形成片状马氏体,HRC,64～ 66； w（ c） ≤ 0.2％时
形成板状马氏体,HRC,30～ 50 。
3、非共析成分碳钢的等温转变
非共析钢的 C曲线与共析钢的 C曲线不同。区别在于：
亚共析钢 曲线 左移,在其上方多了一条过冷奥氏体转变
为铁素体的转变
开始线；
过共析钢 曲
线 右移,在其上
方多了一条过冷
奥氏体析出二次
渗碳体的开始线。
亚共析钢的等温转变图
4、共析钢的连续冷却转变
C曲线（ TTT图）
反应了过冷奥氏体等
温转变的全貌，但在
实际生产中，钢的热
处理大多是采用连续
冷却，因此，测出奥
氏体的连续冷却曲线，
即 CCT图 （ 右图阴影
部分 ），有很大的现
实意义。
Continuous Cooling Transformation Diagram
Vc
临界冷却速度,是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成
马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度，即临界淬火
速度。
? 钢的普通热处理
? 退火
将钢加热到一
定温度进行保温，
缓冷至 600℃ 以下，
再空冷至室温的热
处理工艺。
各种退火和正火的一般加热范围
名称 目的 工艺制度 组织 应用
完全
退火
细化晶粒，消除铸
造偏析，降低硬度，
提高塑性
加热到 AC3＋
20～ 50℃,炉冷
至 550 ℃ 左右空
冷
F＋ P
亚共析钢的
铸、锻、轧
件，焊接件
球化
退火
降低硬度，改善切
削性能，提高塑性
韧性，为淬火作组
织准备
加热到 AC1＋
20～ 40℃,然后
缓冷
片状珠光体和
网状渗碳体组
织转变为球状
共析、过共
析钢及合金
钢的锻件、
轧件等
扩散
退火
改善或消除枝晶偏
析，使成分均匀化
加热到 Tm-100～
200 ℃,先缓冷，
后空冷
粗大组织（组
织严重过烧）
合金钢铸锭
及大型铸钢
件或铸件
再结晶
退火
消除加工硬化，提
高塑性
加热到再结晶
温度，再空冷
变形晶粒变成
细小的等轴晶
冷变形加工
的制品
去应力
退火
消除残余应力，提
高尺寸稳定性
加热到 500～ 650
℃ 缓冷至 200 ℃
空冷
无变化
铸、锻、焊、
冷压件及机
加工件
常用退火工艺制度小结
? 正 火
正火将钢加热到 AC3以上温度并保温，出炉空冷至室温
的热处理工艺。由于正火比退火加热温度略高，冷却速度
大，故珠光体的分散度大，先共析铁素体的数量少，因而
正火后强度、硬度较高。
正火的应用：
① 用正火作为性能要求的一般结构件的最终热处理 。
② 亚共析钢采用正火来调整硬度, 改切削加工性能 。
③ 过共析钢的正火可消除网状碳化物 。
? 淬 火
1、定义,淬火是将钢加热到 AC1或 AC3以上温度并保温，出
炉快速冷却，使奥氏体转变成为马氏体的热处理工艺。
2、淬火的必要性
经过退火或正火的工件只能获得一般的强度和硬度，
对于许多需要高强度、高耐磨条件下工作的零件则必须
淬火与回火处理。
3、钢在淬火时的组织和性能变化
1） 获得马氏体的条件
（ a） 通过加热使钢具有奥氏体组织；
（ b） 冷却速度超过临界冷却速度；
（ c） 在 Ms～ Mf温度范围使过冷奥氏体发生马氏体转变 。
2） 马氏体的形成过程
（ a） 当奥氏体过冷到 MS点时, 首先在晶粒内的某些晶
面上生成马氏体晶核, 并迅速长大；
（ b） 马氏体转变不依靠已形成马氏体晶体的长大, 而
且依靠出现新的马氏体晶核, 即马氏体形成与 t保 无关 。
（ c） 奥氏体 常常不能完全转变成马氏体主要源于生产
上冷却温度没有真正达到 Mf点 。
马氏体形成过程示意图
3） 马氏体的组织形态
马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。
W（ C） ≤ 0.20%时,基本上形成板条状马氏体（也称低碳
马氏体），板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，
又称为位错马氏体。
板条马氏体 片状马氏体
W（ C） ≥ 0.60%时,形成片状马氏体（针状马氏体），片
状马氏体内部的亚结构主要是孪晶。因此，片状马氏体又
称为孪晶马氏体。
0.20 %≤W （ C） ≤ 0.60%时,形成上述两种马氏体的混合
组织，含碳量越高，条状马氏体量越少而片状马氏体量越
多。
4） 马氏体的力学性能
马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构 。 在相
同屈服强度条件下, 板条 （ 位错 ） 型马氏体比片状 （ 孪
晶 ） 型马氏体的韧性好得多 。
马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量, 通常情
况是随含碳量的增加而升高 。
5） 小结
马氏体转变是典型的无扩散性相变 。 马氏体是碳
在 α —Fe中的过饱和固溶体, 具有非常高的强度和硬度
所以, 马氏体转变是强化金属的重要途径之一 。
将钢加热到 Ac1或 Ac3以上，保温一定时间，然后快
速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为 淬火 。
1）淬火加热温度
淬火加热温度的选择应以得到细而均匀的奥氏体晶
粒为原则，以便冷却后获得细小的马氏体组织。亚共析
钢的淬火加热温度通常为 Ac3以上 30～ 50℃ ；过共析钢的
淬火加热温度通常为 Ac1以上 30～ 50℃ 。
4、钢的淬火工艺
2）淬火保温时间
淬火保温时间主要根据钢的成分特点、加热介质和
零件尺寸来确定。
（ a） 含碳量越高, 含合金元素越多, 导热性越差, 则
保温时间就越长；
（ b） 零件尺寸越大, 保温时间越长；
（ c） 生产中常根据经验确定保温时间；
3）淬火冷却速度
淬火冷却介质选择的原则,
（ a） 为保证获得马氏体组织，要求 V冷却 ≥ V临界 ；
（ b） 为保证零件不因淬火应力而开裂，要求 V冷却 不应太
大，应该选择合适的冷却介质。
水, 主要用于形状简单, 截面较大的碳钢零件的淬火 。
油, 一般用作合金钢和某些小型复杂碳素钢件的淬火 。
盐浴, 为了减少零件淬火时的变形, 盐浴也常用作淬火
介质, 主要用于分级淬火和等温淬火 。
采用有机物和无机物等配制而成的 水溶性聚合物淬
火介质, 和 淬火油改性添加剂, 由于冷却能力可调整,
使用中介质浓度可简便测定, 有减少变形, 防止淬裂,
不锈蚀, 免清洗, 无味, 无烟雾, 不着火, 使用温度高,
环保, 少无污染, 正常消耗是传统油淬火的 40%等特点,
因而在国外已普及推广应用 。
但我国仍普遍采用通用的矿物油, 一定比例的氯化
钠水溶液, 碱溶液及硝盐溶液为冷却介质 。 因而造成严
重的污染 。
5、常用淬火冷却方法
为了保证获得所需淬火组织, 又要防止变形和开裂,
必须采用已有的淬火介质再配以各种冷却方法才能解决 。
通常的 淬火方法
包括单液淬火,
双液淬火, 分级
淬火和等温淬火
等, 如图所示 。。
6、钢的淬透性和淬硬性
钢的淬透性 是指钢在淬火时获得马氏体的能力 。 其
大小通常用规定条件下淬火获得淬透层的深度 （ 又称有
效淬硬深度 ） 的距离作为 淬透层深度 。
生产中也常用临界淬火直径表示钢的淬透性 。 所谓
临界淬火直径, 是指圆棒试样在某介质中淬火时所能得
到的最大淬透直径 （ 即心部被淬成 半马氏体 的最大直
径 ）, 用 Do表示 。 在相同冷却条件下, Do越大, 钢的淬
透性越好 。
淬透性的应用：
（ 1）淬透性大的工件易淬透，组织和性能均匀一致；
（ 2）淬火性大的工件在淬火时，可选用冷却能力较小的
淬火介质以减小淬火应力。
（ 3）对受力大而复杂的工件，为确保组织性能均匀一致，
可选用淬透性大的钢。
（ 4）当要求工件表面硬度高，而心部韧性好时，可选用
低淬透性钢。
钢的淬硬性 是指淬火后马氏体所能达到的最高硬度，淬硬
性主要决定于马氏体的碳含量。
? 回 火
1、定义,回火是把淬火后的钢件，重新加热到 A1以下某一
温度，经保温后空冷至室温的热处理工艺。
2、目的,淬火钢件经回火可以减少或消除淬火应力，稳定
组织，提高钢的塑性和韧性，从而使钢的强度、硬度和塑
性、韧性得到适当配合，以满足不同工件的性能要求。
3、回火过程的组织变化：
第一阶段（室温～ 250℃ ）, 马氏体中的过饱和碳原子析出，
形成碳化物 FexC，得到回火马氏体组织。
第二阶段（ 230～ 280℃ ）, 马氏体继续分解，同时残余奥
氏体转变为过饱和固溶体与碳化物，得到回火马氏体组织。
第三阶段（ 260～ 360℃ ）, 马氏体继续分解，碳原子继续
析出使过饱和 α 固溶体转变为铁素体；回火马氏体中的
FexC 转变为稳定的粒状渗碳体，得到铁素体和极细渗碳体
的机械混合物，即回火屈氏体。
第四阶段（ 400℃ 以上）, 碳化物聚集长大，温度越高碳化
物越大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物，即回火
索氏体。
回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，
使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处
理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滚动轴
承和渗碳件等。（ HRC≥60 ）
4、回火的种类：
1）低温回火 （ 150～ 250℃ ）
2）中温回火 （ 350～ 500℃ ）
回火的目的是获得回火屈氏体，具备高的弹性极限和
韧性，并保持一定的硬度，主要用于各种弹簧，锻模、压
铸模等模具。（ 35≤HRC≤45 ）
3）高温回火 （ 500～ 650℃ ）
回火的目的是具备良好的综合机械性能 （ 较高的强
度, 塑性, 韧性 ）, 得到回火索氏体组织 。 一般把淬火
加高温回火的热处理称为, 调质处理, 。 适用于中碳结
构钢制作的曲轴, 连杆, 连杆螺栓, 汽车拖拉机半轴,
机床主轴及齿轮等重要机器零件 。 （ 28≤HRC≤ 33）
需要指出，有些钢在 250～
400℃ 和 450～ 650℃ 的范围内回火
时，其冲击韧性比在较低温度回火
时还显著下降，这种脆化现象称为
回火脆性 。在 250～ 400℃ 回火时出
现的脆性称为 低温回火脆性,又叫
第一类回火脆性 ；而在 450～ 650℃ 温度范围内回火时出现
的脆性称为 高温回火脆性,也叫 第二类回火脆性 。
为防止低温回火脆性，通常的办法是 避免在脆化温度
范围内回火 。防止高温回火脆性的方法是 加热后快冷 。
? 钢的表面热处理
?钢的表面淬火
表面淬火 是将工件表面快速加热到淬火温度, 然后
迅速冷却, 仅使表面层获得淬火组织, 而心部仍保持淬
火前组织的热处理方法 。
1、火焰表面淬火：
火焰表面淬火 是氧炔焰等高温热源将工件表面许速
加热到形变温度以上，然后立即进行低温回火，或利用
工件内部余热自身回火。 这种方法可获得 2～ 6mm的淬
透深度，设备简单，成本低，适于单件或小批量生产。
2、感应表面淬火：
感应加热表面淬火的特点：
① 淬火温度高于一般淬火温度 。
② 淬火后马氏体晶粒细化, 表
层硬度比普通淬火高 2～ 3HRC。
③ 表层存在很大的残余压应力 。
④ 不易产生变形和氧化脱碳 。
⑤ 易于实现机械化与自动化。感应加热淬火后，为了减
小淬火应力和降低脆性，需进行 170～ 200℃ 低温回火。
感应加热是利用电磁感应原理, 表层感应电流密度
大, 温度高；心部几乎不受热 。
钢的化学热处理是指将工件放在一定温度的活性介
质中保温, 使介质中分解出的一种或几种元素的活性原
子被钢件表面吸附并向表层扩散, 从而改变其表层化学
成分, 组织和性能的一种热处理工艺方法 。
? 钢的化学热处理
基本过程,
① 钢件加热时，化学介质分解出渗入元素的活性原子；
② 活性原子被钢件表面吸附和溶解；
③ 原子由表面向内部扩散，形成一定的扩散层。
将钢放入渗碳的介质中加热并保温, 使活性碳原子
1、钢的渗碳：
渗入钢的表层的工艺称为
渗碳 。 其目的是 通过渗碳
及随后的淬火和低温回火，
使表面获得高碳回火马氏
体，具有高硬度、耐磨性
和抗疲劳性能；而心部为
低碳回火马氏体或索氏体，
具有一定的强度和良好的
韧性配合。
气体渗碳示意图
1） 渗碳方法
渗碳方法有气体渗碳, 固体渗碳和液体渗碳 。 目前
广泛应用的是气体渗碳法 。
2） 渗碳后的组织
常用于渗碳的钢为低碳钢和低碳合金钢, 如 15,20、
20Cr,20CrMnTi,12CrNi3等 。 渗碳后缓冷组织自表面至
心部依次为：过共析组织 （ 珠光体 +碳化物 ）, 共析组织
（ 珠光体 ）, 亚共析组织 （ 珠光体 +铁素体 ） 的过渡区,
直至心部的原始组织 。
3）渗碳后的热处理
渗碳后的热处理方法有：直接淬火法、一次淬火法
和二次淬火法。
渗碳后的淬火和低温回火示意图
2、钢的渗氮：
渗氮俗称氮化，是指在一定温度下使活性氮原子渗入
工件表面，在钢件表面获得一定深度的富氮硬化层的热处
理工艺。其目的是提高零件表面硬度、耐磨性、疲劳强度、
热硬性和耐蚀性等。
常用的渗氮方法有 气体渗氮,离子渗氮,氮碳共渗
（软氮化） 等。生产中应用较多的是气体渗氮。
1）渗氮方法
2） 渗氮后的组织
含有 Al,Cr,Mo等
元素的合金钢
C,N和 Fe
的化合物
C,N溶于 α -Fe
的固溶体
弥散合金氮化
物（如 AlN等）
3） 渗氮后的钢件性能
① 氮化层 HRC为 69～ 73，在 600～ 650℃ 有较高红硬性；
② 一般,T渗氮 ＜ T渗碳,无需进一步热处理，渗氮层各性
能均优于渗碳层，工件不易变形；
③ 氮化层比碳化层薄且脆；且 t渗氮 ＞ t渗碳,生产效率低。
④ 为提高工件心部强韧性，需在渗氮前进行调质处理。
碳氮共渗新介质的研制是金属热处理研究的一个重要
领域 。 早期使用的 NaCN等氰盐均有剧毒, 现已禁用 。 新
一代碳氮共渗介质往往同时考虑工艺性能和环保两方面的
因素 。 常用的介质是煤气和氨气的混合物 。
3、钢的碳氮共渗（氰化）：
碳氮共渗 是同时向钢件表面渗入碳和氮原子的化学热
处理工艺，也俗称为 氰化 。碳氮共渗零件的性能介于渗碳
与渗氮零件之间。
? 钢的热处理新工艺介绍
?无氧化加热
利用可控气氛, 即通过精确计量和微机控制技术对
炉内的气体组分加以控制 。 如含碳液体或气体的分解和
裂解的碳浓度的控制 。
1、保护气氛加热：
2、采用保护涂料：
目前钢和钛合金已在热处理中大量利用保护涂料来
避免工件氧化 。 涂料由 Al2O3,SiO2,SiC和其他金属氧化
物以及液态粘结剂配置而成 。
在真空炉中受真空气氛保护, 可防止工件氧化, 减
小变形；但容易引起元素挥发 。 适于中小型零件的处理 。
3、真空热处理：
目前, 实际生产中还采用以下先进工艺：利用高能
量密度对零件作超高速加热, 然后自激淬火, 具有不氧
化, 不脱碳, 变形小, 表面光洁, 提高硬度, 耐磨性和
疲劳强度等的 高频和超高频脉冲热处理 和 激光热处理 以
及 电子束热处理 。
? 超高速加热
强韧化处理 是指同时提高钢件强度和韧性的热处理 。
? 强韧化处理
1、获得板状马氏体：
1）提高淬火加热温度 促进奥氏体中碳的均匀化，以
保证淬火后获得板状马氏体（低碳马氏体）。
2）快速短时低温加热淬火 减少碳化物在奥氏体中的
溶解，使高碳钢中的奥氏体处于亚共析成分（低碳）。
3）锻造余热淬火 将高温锻件直接淬火可得到细晶粒
板状马氏体。
2、超细化处理：
超细化处理 是指将钢在一定的温度条件下，通过数次
快速加热和冷却等方法以获得极细组织，从而达到强韧化
的目的。
3、获得复合组织的淬火：
复合组织 主要是指淬火马氏体和少量铁素体或下贝氏
体（或残余奥氏体）的机械混合物。
复合组织可通过调整热处理工艺获得，它的硬度稍低
，但韧性大幅提高。
? 化学热处理新工艺：
离子轰击热处理,在真空气氛下, 将含 C,N,S等离子
束高速轰击到工件表面，
工件迅速受热升温至碳
化或氮化温度，同时原
子进入工件表面形成渗
碳层或渗氮层等。
离子轰击热处理示
意图如右图所示
? 钢的形变热处理,
形变热处理 是指将变形强化和热处理强化结合起来
的工艺方法 。
形变热处理工艺示意图
第四节 固溶与时效处理
固溶时效处理是有色金属材料如铝合金、钛合金、
高温合金，以及少量钢铁材料如不锈钢以及耐热钢等的
最重要的强化处理手段。
待处理的有色金属铸件
? 固溶时效强化的基本原理及步骤
单独靠固溶作用对合金的强化作用是很有限的, 另一
种更为有效的强化方式就是合金的固溶 （ 淬火 ） 处理 +时
效热处理 。
固溶时效强化示意图
? 固溶时效处理的一般步骤
1、固溶处理：
将合金通过加热到固溶线以上、固相线以下温度保
温，获得成分均匀的固溶体组织。
2、淬火：
将固溶处理好的工件快冷到较低温度，得到过饱和
单相固溶体。（与钢淬火组织不同）
3、时效：
使过饱和固溶体析出细小弥散沉淀相的过程。 自然
时效,室温下时效； 人工时效,在高于室温（固溶温度
与室温之差的 15％到 25％）进行时效。
（ 1）沉淀强化相是硬度高的质点；
（ 2）加入铝中的合金元素应有较高的极限固溶度，且其随
温度降低而显著减小；
（ 3）淬火后形成的过饱和固溶体在时效过程中能析出均匀，
弥散的共格或半共格的亚稳相，基体中能形成强烈的
应变场。
? 沉淀强化的基本条件
脱溶 （ 或沉淀 ） 是指：从过饱和固溶体中析出一个成分
不同的新相或溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程, 属
于固态相变的范畴 。
凡是有固溶度变化的相图，从单相区进行两相区时都
会发生脱溶沉淀。
随着时效时间的延长,将发生下列析出过程（析出序
列）,α → G·P区 → θ// → θ/ → θ
其中 G·P区,θ//,θ/为亚稳定相。（ θ//也可称为 GP2区）
以 Al－ Cu合金为例,
? 过饱和固溶体的时效分解产物
（ 1） G.P区
G.P区的发现,1938年, A.Guinier和 G.D.Prestor用 X射线
结构分析方法各自独立发现, Al－ Cu合金单晶体自然时效
时在基体的 {100}面上偏聚了一些铜原子, 构成了富铜的
碟状薄片 （ 约含铜 90％ ） 。 为纪念这两位发现者, 将这种
两维原子偏聚区命名为 G.P区 。 现在人们把其他合金中的
偏聚区也成为 G.P区 。
G.P区的形状与尺寸,在电子显微镜下观察呈圆盘状, 直
径约为 8nm,厚度约为 0.3～ 0.6nm。
G.P区的晶体结构与界面,Wcu为 0.90时, 是溶质原子富集
区, 它在母相的 {100}晶面上形成, 点阵与基体 α 相相同
（ fcc） 并与 α 相完全共格 。
G.P区形成的原因,G.P区的形核是均匀分布的, 其形核率
与晶体中非均匀分布的位错无关, 而强烈依赖于淬火所保
留下来的空位浓度 （ 因为空位能帮助溶质原子迁移 ） 。 凡
是能增加空位浓度的因素均能促进 G.P区的形成 。 例如：
固溶温度越高, 冷却速度越快, 则淬火后固溶体保留的空
位就越多, 有利于增加 G.P区的数量并使其尺寸减小 。
（ 2） 过渡相,
过渡相的形状与尺寸,Al-Cu合金中有 θ ’’和 θ ’两种过渡
相 。 θ ’’呈圆片状或碟形, 直径为 30nm,厚度为 2nm。 而 θ ’
是光学显微镜下观察到的第一个脱溶产物, 也呈圆片状或
碟形, 尺寸为 100nm数量级 。
过渡相的晶体结构与界面,过渡相往往与基体共格或部分
共格, 且有一定的结晶学位向关系 。 由于过渡相与基体之
间的结构存在差异, 因而其形核功较大 。 为了降低应变能
和界面能, 过渡相往往会在位错, 小角晶界, 层错以及空
位团等处不均匀形核 。 因此, 其形核速率将受材料中位错
密度的影响 。 此外, 过渡相还可能在 G.P区中形核 。
θ ’’相为正方点阵,a＝ b＝ 0.404nm,c＝ 0.768nm,θ ’’相
基本是均匀形核, 分布均匀且与基体完全共格, 它与基
体的位向关系为 {100}θ ’’//{100}基体 。 与 G.P区相比, 在
θ ’’相周围会产生更大的共格应变, 故其强化效果也比
G.P区大 。
θ ’相为正方点阵,a＝ b＝ 0.404nm,c＝ 0.58nm,它与基
体部分共格, 与基体的位向关系为 {100}θ ’//{100}基体 。
θ ’ 相的具体成分为 Cu2Al3.6, 很 接 近 于 平 衡 相 θ
（ CuAl2） 。
（ 3）平衡相：
θ 也是正方点阵,a＝ b＝ 0.905nm,c＝ 0.486nm，一般
与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面
能高，形核功也高。为减小形核功，往往在晶界处形核，
所以平衡相形核
是不均匀的。
共析钢和铝合
金淬火时的组
织变化示意图
? 时效时间对性能的影响
时效时间与强度的关系
第二节 热处理的理论基础
第三节 钢的热处理
第四节 固溶与时效处理
第四章 金属材料热处理
公元前六世纪, 钢铁兵器逐渐被采用, 为了提高钢
的硬度, 淬火工艺遂得到迅速发展 。 中国河北省易县燕
下都出土的两把剑和一把戟, 其显微组织中都有马氏体
存在, 说明是经过淬火的 。
第一节 热处理的发展史
早在公元前 770～前 222年，中国人在生产实践中就
已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而变化。
白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。
随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火
质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打
制 3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中
国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意
了油和尿的冷却能力。
中国出土的西汉 (公元前 206～公元 24)中山靖王墓中
的宝剑,心部含碳量为 0.15～ 0.4%，而表面含碳量却达
0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人
“手
艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。
1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在
显
微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却
时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转
变为一种较硬的相。 法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英
国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初
步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热
处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程
中金属的氧化和脱碳等。
1850～ 1880年，对于应用各种气体 (诸如氢气、煤
气、
一氧化碳等 )进行保护加热曾有一系列专利。 1889～
1890
年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。
1901～ 1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体
渗碳 ； 30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到
可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一
步控制炉内气氛碳势的方法；
20世纪 60年代以来，热处理技术运用等离子场，发
展了离子渗氮、渗碳工艺 ；激光、电子束技术的应用，
又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。
在铸造, 压力加工和焊接成形过程中, 不可避免地
存在组织缺陷 。 对金属材料进行热处理主要源于提高其
综合机械性能, 符合材料在设计和制备过程中所遵循的
,成分－组织－性能, 的原则 。
第二节 热处理的理论基础
热处理是将金属材料以一定的速度加热到预定温度
并保持预定的时间，再以预定的冷却速度进行冷却的综
合工艺方法。
? 金属材料的强化机制
导致材料失效
的最大应力
结构材料
陶瓷材料高分子材料金属材料
强 度
疲劳强度抗拉强度断裂强度屈服强度
材料强度的唯一性判据
通常研究的结构材料在室温工作条件下，最需要考虑的是屈服
强度和断裂强度 。 断裂强度屈服强度
σb≥σk σb≤σk
脆性材料 塑性材料
脆性材料的强度
通常以 σk表示
塑性材料的强度
通常以 σb表示
大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位
错的运动而发生的，因此，任何阻止位错运动的因素都
可以成为提高金属材料强度的途径 。
?固溶强化,
当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增
加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，
塑性和韧性值下降。
Cu－ Ni固溶体的机械
性能与成分的关系
Al－ Mg固溶体的应力－应变曲线
σb
δ
δ
固溶强化的实质, 晶体结构中的弹性交互作用,电
交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质
原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。
不同溶质原子在位错周围的分布状态
Cotrell气团模型, 溶质原子与位错弹性交互作用的结果，
使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，
降低体系的能量。（它对位错有“钉扎”作用）
? 细晶强化,
合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越
多。细晶强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能
量高这一特点，对材料进行强化。
双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。
双晶粒拉伸示意图 低碳钢的 σs与晶粒大小的关系
在右图中，低碳钢的 σs与晶粒直径平方根的倒数呈线
性关系，可用下式表示：
σs＝ σ0+Kd－ 1/2 …… Hall － Petch公式
细晶强化理论的提出：
（ 1）针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法。
（ 2）在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮。
可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性
和韧性，获得最佳的强韧性配合。
? 加工硬化,
加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强
度、硬度升高；塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变
形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。
曲线分为三阶段
1）易滑移阶段（位错少干扰）
2）线性硬化阶段（位错塞积）
3）抛物线硬化阶段（螺旋位错
启动，位错密度下降）
加工硬化曲线：
晶粒度对加工硬化曲线的影响
加工硬化的实质, 是金属塑性变形时内部产生滑移，使
晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重
畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。
晶体结构对加工硬化曲线的影响
? 时效强化,
时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下
保温析出过渡相、第二相等而实现对材料强化的方法。
? 第二相强化 （ 弥散强化 ）,
通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻
碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。
第二相一般指各种化合物质点。
1） 生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布
的第二相；
2） 也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；
3） 还可通过共析反应获得；
4） 另外还可通过粉末冶金方法获得。
获得第二相的途径：
第二相在基体中的形态及分布：
以钢中 Fe3C的形态与分布为例：
a：过共析钢中,Fe3C呈连续网状分布在 α晶界上。
塑性、强度下降。
b：珠光体中,Fe3C与铁素体呈平行间隔分布。
塑性、强度较高。 （要求珠光体细小，片层间距小）
c,共析钢或过共析钢经球化退火后,Fe3C呈颗粒
状分布在 α晶界上。
强度下降，塑性上升，便于加工。
弥散型两相合金强化的主要影响因素：
1） 颗粒直径
2） 第二相含量（体积分数）
3） 第二相的分布状态
第二相的强化机制：
绕过机制 切割机制
? 复合强化,
利用两种或两种以上的强化方法，来达到塑性金属
材料强化的目的。
钢的形变热处理
固溶强化加工硬化
回火索氏体
第二相强化 细晶强化固溶强化
? 固态相变
塑性金属材料的强化机制表明, 通过热处理中的加
热和冷却过程使合金产生固态相变，从而合金组织发生
变化，最终导致材料性能产生变化。
固态相变 是指固态物质在温度、压力、电场、磁场
改变时，从一种组织结构会转变成另一种组织结构。
材料科学研究中的固态相变主要是指温度改变而产
生的相变。 固态相变主要包括三种基本变化, 1）晶体结
构的变化； 2）化学成分的变化； 3）有序程度的变化。
一种相变可同时包括一种、两种或三种变化。
材料科学遇到的相变习惯上分为 扩散型相变和无扩
散型相变 两大类。
扩散型相变的特点 是通过激活原子运动而产生，要
求温度高，原子活动能力强。纯金属的同素异构转变、
固溶体的多形性转变、以及脱溶转变等均属于此类。
无扩散型相变的特点 是相变中原子不发生扩散、原
子作有规则的近程迁移，以使点阵改组；相变中相邻原
子的相互位置不变。在低温下原子不能扩散时易发生这
类转变，如一些合金中的马氏体相变，某些低温进行的
同素异构转变（ β -Co（ hcp）与 α -Co（ fcc） 。
? 固态相变的热力学条件,
固态相变的热力学所涉及的问题主要是反应能不能
进行，即新相能否形成，最根本的就是反应过程△ G＜ 0
是否成立。
与液态凝固时相比较，固态相变形核增加了一项应
变能，即
△ G ＝ － V△ GV ＋ Sσ＋ V△ Ge
式中,V为新相体积； S为新、旧相的界面积；△ GV
和△ Ge分别表示形成单位体积新相时自由能和应变能；
σ表示新、旧相界单位面积的界面能。
? 固态相变的动力力学条件,
固态相变的动力学主要讨论 相变进行的速率问题,
固态相变的速率是形核率和长大速率的函数，即与相变
温度有关的函数。
动力学除了讨论固态相变过程中的形核和晶粒长大
的速率问题，还包括外界条件（温度、压力和磁场）和
组分对相变过程的影响及控制相变产物的组成等内容。
? 固态相变的晶体学,
固态相变的晶体学主要描述晶体中原有相与新相之
间的晶体学关系，如晶体结构、点阵常数等，分析新相
形成的原子迁移过程。
钢铁材料热处理是通过加热, 保温和冷却方式借以
改变合金的组织与性能的一种工艺方法, 其基本内容包
括热处理原理及热处理工艺两大方面 。
第三节 钢的热处理
钢铁材料的强韧化重要有两个途径：一是对钢铁材
料实施热处理；二是通过调整钢的化学成分，加入合金
元素（亦即钢的合金化原理），以改善钢的性能。
? 钢的热处理原理
?钢的热处理相变温度
钢在加热时, 实际
转变温度往往要偏离平
衡的临界温度, 冷却时
也是如此 。 随着加热和
冷却速度的增加, 滞后
现象将越加严重 。 通常把加热时的临界温度标以字母
,C”,如 AC1,AC3,ACm等；把冷却时的临界温度标以字母
,r”,如 Ar1,Ar3,Arm等 。
? 加热时钢的组织转变
1,奥氏体的形成过程
钢在加热时奥氏体的形成过程又称为 奥氏体化 。 以
共析钢的奥氏体形成过程为例 。
3） 残留渗碳体的溶解,铁素体全部消失以后, 仍有部
分剩余渗碳体未溶解, 随着时间的延长, 这些剩余渗碳
体不断地溶入到奥氏体中去, 直至全部消失 。
1）奥氏体形核,奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体
的界面上形成 。
2）奥氏体晶核长大,奥氏体晶核形成以后，依靠铁、
碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不
断溶入到奥氏体中去而进行的。
4） 奥氏体均匀化,渗碳体全部溶解完毕时, 奥氏体的
成分是不均匀的, 只有延长保温时间, 通过碳原子的扩
散才能获得均匀化的奥氏体 。
AAFPF ACAC ?? ????? ??? 31
亚共析钢的加热过程：
ACFeACFeP cmACⅡACⅡ ?? ????? ??? 33 1
过共析钢的加热过程：
2,奥氏体晶粒大小及其控制
1） 晶粒大小的表示方法
晶粒大小广泛采用的是与标准金相图片（标准评级
图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别。通常将晶粒
大小分为 8级,1级最粗,8级最细。通常 1～ 4级为粗晶粒
度,5～ 8级为细晶粒度。
2） 奥氏体晶粒大小的控制
加热温度与保温时间
加热温度越高, 保温时间越长, 奥氏体晶粒越粗大,
因为这与原子扩散密切相关 。
合金元素 Ti,Zr,V,Nb,Al等, 当其形成弥散稳
定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍
晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大，有利于得到细晶粒
钢。 Mn和 P是促进奥氏体晶粒长大的元素。
加热速度
加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度
越高，可获得细小的起始晶粒。
钢的化学成分
碳全部溶于奥氏体时，随奥氏体中含碳量的增加，
晶粒长大倾向增大。
? 冷却时钢的组织转变
1,钢的冷却方式
热处理时常用的冷却方
式有两种：一是等温冷却
（常用于理论研究）；二是
连续冷却（常用于生产）。
A1
2、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制
通常将处于 A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为 过冷
奥氏体 。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织
转变。
1）等温冷却试验：
（ a） 首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中，在高于共
析温度的条件下进行奥氏体化； （ b） 将上述奥氏体化后
的试样迅速放入另一锡熔炉保温，炉温低于共析温度；
（ c） 依据试样保温时间的差异，分别从炉中取出试样，
置于水中快冷；
（ d） 磨制金相试
样，并观察显微
组织。
在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结
果绘制出 奥氏体钢的等温冷却曲线 。
曲线的左边一条线为 过冷奥氏体转变开始线 ；右边
一条线为 过冷奥氏体转变终了线 。 该曲线下部还有两条
水平线, 分别表示奥氏体向马氏体转变的 开始温度 Ms线
和 转变结束温度 Mf线 。
2）过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析
在 C曲线中, 在不同过冷奥氏体开始出现组织转变
的时间不同, 这段时间称为, 孕育期, 。 其中, 以 C曲
线最突出处 （ 凸点 ） 所对应的温度孕育期最短 。
过冷奥氏体等温冷却曲线形似, C”字, 故俗称 C曲线,
反应了, 温度－时间－转变量, 的关系, 所以 C曲线又称
为 TTT 图 （ Temperature-Time － Transformation
Diagram） 。
板状马
氏体
① 马氏体变温形成，与 t保 无关；
②马氏体转变不完全性，钢
中常存在残余 A（性能下降）,
常要求淬火 T接近 Mf,冷处
理”,
③ 马氏体性能与含碳量有关
非扩散型
（ Fe和 C
均不扩散）
C在 α-
Fe中的
过饱和
固溶体
（ bcc）
240～ -50
M
片（针）
状马氏
体
马
氏
体
板状：低碳钢中,F和 Fe2.4C
的复相组织。
片状：高碳钢中，复相组织。
F饱和 +
Fe2.4C350～ 240B下下贝氏
体
羽毛状：在平行密排的过饱和 F
板条间，不均匀分布短杆（片状）
Fe3C,脆性大，工业上不应用
半扩散型
（只有 C
扩散）
F饱和 +
Fe3C550～ 350B上上贝氏
体
贝
氏
体
间距,0.03～ 0.08μm,2000 ×600～ 550T屈氏体
间距,0.25~0.08μm,1000 ×650～ 600S索氏体
片层间距,0.25～ 1.9μm,500×扩散型
（ Fe和 C
均扩散）
F+Fe3CA1～ 650P珠光体珠
光
体
特 征转变类型相组成转变温
度 /℃
符
号
组织名称
注,w（ c） ≥ 1.0％时形成片状马氏体,HRC,64～ 66； w（ c） ≤ 0.2％时
形成板状马氏体,HRC,30～ 50 。
3、非共析成分碳钢的等温转变
非共析钢的 C曲线与共析钢的 C曲线不同。区别在于：
亚共析钢 曲线 左移,在其上方多了一条过冷奥氏体转变
为铁素体的转变
开始线；
过共析钢 曲
线 右移,在其上
方多了一条过冷
奥氏体析出二次
渗碳体的开始线。
亚共析钢的等温转变图
4、共析钢的连续冷却转变
C曲线（ TTT图）
反应了过冷奥氏体等
温转变的全貌，但在
实际生产中，钢的热
处理大多是采用连续
冷却，因此，测出奥
氏体的连续冷却曲线，
即 CCT图 （ 右图阴影
部分 ），有很大的现
实意义。
Continuous Cooling Transformation Diagram
Vc
临界冷却速度,是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成
马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度，即临界淬火
速度。
? 钢的普通热处理
? 退火
将钢加热到一
定温度进行保温，
缓冷至 600℃ 以下，
再空冷至室温的热
处理工艺。
各种退火和正火的一般加热范围
名称 目的 工艺制度 组织 应用
完全
退火
细化晶粒，消除铸
造偏析，降低硬度，
提高塑性
加热到 AC3＋
20～ 50℃,炉冷
至 550 ℃ 左右空
冷
F＋ P
亚共析钢的
铸、锻、轧
件，焊接件
球化
退火
降低硬度，改善切
削性能，提高塑性
韧性，为淬火作组
织准备
加热到 AC1＋
20～ 40℃,然后
缓冷
片状珠光体和
网状渗碳体组
织转变为球状
共析、过共
析钢及合金
钢的锻件、
轧件等
扩散
退火
改善或消除枝晶偏
析，使成分均匀化
加热到 Tm-100～
200 ℃,先缓冷，
后空冷
粗大组织（组
织严重过烧）
合金钢铸锭
及大型铸钢
件或铸件
再结晶
退火
消除加工硬化，提
高塑性
加热到再结晶
温度，再空冷
变形晶粒变成
细小的等轴晶
冷变形加工
的制品
去应力
退火
消除残余应力，提
高尺寸稳定性
加热到 500～ 650
℃ 缓冷至 200 ℃
空冷
无变化
铸、锻、焊、
冷压件及机
加工件
常用退火工艺制度小结
? 正 火
正火将钢加热到 AC3以上温度并保温，出炉空冷至室温
的热处理工艺。由于正火比退火加热温度略高，冷却速度
大，故珠光体的分散度大，先共析铁素体的数量少，因而
正火后强度、硬度较高。
正火的应用：
① 用正火作为性能要求的一般结构件的最终热处理 。
② 亚共析钢采用正火来调整硬度, 改切削加工性能 。
③ 过共析钢的正火可消除网状碳化物 。
? 淬 火
1、定义,淬火是将钢加热到 AC1或 AC3以上温度并保温，出
炉快速冷却，使奥氏体转变成为马氏体的热处理工艺。
2、淬火的必要性
经过退火或正火的工件只能获得一般的强度和硬度，
对于许多需要高强度、高耐磨条件下工作的零件则必须
淬火与回火处理。
3、钢在淬火时的组织和性能变化
1） 获得马氏体的条件
（ a） 通过加热使钢具有奥氏体组织；
（ b） 冷却速度超过临界冷却速度；
（ c） 在 Ms～ Mf温度范围使过冷奥氏体发生马氏体转变 。
2） 马氏体的形成过程
（ a） 当奥氏体过冷到 MS点时, 首先在晶粒内的某些晶
面上生成马氏体晶核, 并迅速长大；
（ b） 马氏体转变不依靠已形成马氏体晶体的长大, 而
且依靠出现新的马氏体晶核, 即马氏体形成与 t保 无关 。
（ c） 奥氏体 常常不能完全转变成马氏体主要源于生产
上冷却温度没有真正达到 Mf点 。
马氏体形成过程示意图
3） 马氏体的组织形态
马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。
W（ C） ≤ 0.20%时,基本上形成板条状马氏体（也称低碳
马氏体），板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，
又称为位错马氏体。
板条马氏体 片状马氏体
W（ C） ≥ 0.60%时,形成片状马氏体（针状马氏体），片
状马氏体内部的亚结构主要是孪晶。因此，片状马氏体又
称为孪晶马氏体。
0.20 %≤W （ C） ≤ 0.60%时,形成上述两种马氏体的混合
组织，含碳量越高，条状马氏体量越少而片状马氏体量越
多。
4） 马氏体的力学性能
马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构 。 在相
同屈服强度条件下, 板条 （ 位错 ） 型马氏体比片状 （ 孪
晶 ） 型马氏体的韧性好得多 。
马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量, 通常情
况是随含碳量的增加而升高 。
5） 小结
马氏体转变是典型的无扩散性相变 。 马氏体是碳
在 α —Fe中的过饱和固溶体, 具有非常高的强度和硬度
所以, 马氏体转变是强化金属的重要途径之一 。
将钢加热到 Ac1或 Ac3以上，保温一定时间，然后快
速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为 淬火 。
1）淬火加热温度
淬火加热温度的选择应以得到细而均匀的奥氏体晶
粒为原则，以便冷却后获得细小的马氏体组织。亚共析
钢的淬火加热温度通常为 Ac3以上 30～ 50℃ ；过共析钢的
淬火加热温度通常为 Ac1以上 30～ 50℃ 。
4、钢的淬火工艺
2）淬火保温时间
淬火保温时间主要根据钢的成分特点、加热介质和
零件尺寸来确定。
（ a） 含碳量越高, 含合金元素越多, 导热性越差, 则
保温时间就越长；
（ b） 零件尺寸越大, 保温时间越长；
（ c） 生产中常根据经验确定保温时间；
3）淬火冷却速度
淬火冷却介质选择的原则,
（ a） 为保证获得马氏体组织，要求 V冷却 ≥ V临界 ；
（ b） 为保证零件不因淬火应力而开裂，要求 V冷却 不应太
大，应该选择合适的冷却介质。
水, 主要用于形状简单, 截面较大的碳钢零件的淬火 。
油, 一般用作合金钢和某些小型复杂碳素钢件的淬火 。
盐浴, 为了减少零件淬火时的变形, 盐浴也常用作淬火
介质, 主要用于分级淬火和等温淬火 。
采用有机物和无机物等配制而成的 水溶性聚合物淬
火介质, 和 淬火油改性添加剂, 由于冷却能力可调整,
使用中介质浓度可简便测定, 有减少变形, 防止淬裂,
不锈蚀, 免清洗, 无味, 无烟雾, 不着火, 使用温度高,
环保, 少无污染, 正常消耗是传统油淬火的 40%等特点,
因而在国外已普及推广应用 。
但我国仍普遍采用通用的矿物油, 一定比例的氯化
钠水溶液, 碱溶液及硝盐溶液为冷却介质 。 因而造成严
重的污染 。
5、常用淬火冷却方法
为了保证获得所需淬火组织, 又要防止变形和开裂,
必须采用已有的淬火介质再配以各种冷却方法才能解决 。
通常的 淬火方法
包括单液淬火,
双液淬火, 分级
淬火和等温淬火
等, 如图所示 。。
6、钢的淬透性和淬硬性
钢的淬透性 是指钢在淬火时获得马氏体的能力 。 其
大小通常用规定条件下淬火获得淬透层的深度 （ 又称有
效淬硬深度 ） 的距离作为 淬透层深度 。
生产中也常用临界淬火直径表示钢的淬透性 。 所谓
临界淬火直径, 是指圆棒试样在某介质中淬火时所能得
到的最大淬透直径 （ 即心部被淬成 半马氏体 的最大直
径 ）, 用 Do表示 。 在相同冷却条件下, Do越大, 钢的淬
透性越好 。
淬透性的应用：
（ 1）淬透性大的工件易淬透，组织和性能均匀一致；
（ 2）淬火性大的工件在淬火时，可选用冷却能力较小的
淬火介质以减小淬火应力。
（ 3）对受力大而复杂的工件，为确保组织性能均匀一致，
可选用淬透性大的钢。
（ 4）当要求工件表面硬度高，而心部韧性好时，可选用
低淬透性钢。
钢的淬硬性 是指淬火后马氏体所能达到的最高硬度，淬硬
性主要决定于马氏体的碳含量。
? 回 火
1、定义,回火是把淬火后的钢件，重新加热到 A1以下某一
温度，经保温后空冷至室温的热处理工艺。
2、目的,淬火钢件经回火可以减少或消除淬火应力，稳定
组织，提高钢的塑性和韧性，从而使钢的强度、硬度和塑
性、韧性得到适当配合，以满足不同工件的性能要求。
3、回火过程的组织变化：
第一阶段（室温～ 250℃ ）, 马氏体中的过饱和碳原子析出，
形成碳化物 FexC，得到回火马氏体组织。
第二阶段（ 230～ 280℃ ）, 马氏体继续分解，同时残余奥
氏体转变为过饱和固溶体与碳化物，得到回火马氏体组织。
第三阶段（ 260～ 360℃ ）, 马氏体继续分解，碳原子继续
析出使过饱和 α 固溶体转变为铁素体；回火马氏体中的
FexC 转变为稳定的粒状渗碳体，得到铁素体和极细渗碳体
的机械混合物，即回火屈氏体。
第四阶段（ 400℃ 以上）, 碳化物聚集长大，温度越高碳化
物越大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物，即回火
索氏体。
回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，
使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处
理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滚动轴
承和渗碳件等。（ HRC≥60 ）
4、回火的种类：
1）低温回火 （ 150～ 250℃ ）
2）中温回火 （ 350～ 500℃ ）
回火的目的是获得回火屈氏体，具备高的弹性极限和
韧性，并保持一定的硬度，主要用于各种弹簧，锻模、压
铸模等模具。（ 35≤HRC≤45 ）
3）高温回火 （ 500～ 650℃ ）
回火的目的是具备良好的综合机械性能 （ 较高的强
度, 塑性, 韧性 ）, 得到回火索氏体组织 。 一般把淬火
加高温回火的热处理称为, 调质处理, 。 适用于中碳结
构钢制作的曲轴, 连杆, 连杆螺栓, 汽车拖拉机半轴,
机床主轴及齿轮等重要机器零件 。 （ 28≤HRC≤ 33）
需要指出，有些钢在 250～
400℃ 和 450～ 650℃ 的范围内回火
时，其冲击韧性比在较低温度回火
时还显著下降，这种脆化现象称为
回火脆性 。在 250～ 400℃ 回火时出
现的脆性称为 低温回火脆性,又叫
第一类回火脆性 ；而在 450～ 650℃ 温度范围内回火时出现
的脆性称为 高温回火脆性,也叫 第二类回火脆性 。
为防止低温回火脆性，通常的办法是 避免在脆化温度
范围内回火 。防止高温回火脆性的方法是 加热后快冷 。
? 钢的表面热处理
?钢的表面淬火
表面淬火 是将工件表面快速加热到淬火温度, 然后
迅速冷却, 仅使表面层获得淬火组织, 而心部仍保持淬
火前组织的热处理方法 。
1、火焰表面淬火：
火焰表面淬火 是氧炔焰等高温热源将工件表面许速
加热到形变温度以上，然后立即进行低温回火，或利用
工件内部余热自身回火。 这种方法可获得 2～ 6mm的淬
透深度，设备简单，成本低，适于单件或小批量生产。
2、感应表面淬火：
感应加热表面淬火的特点：
① 淬火温度高于一般淬火温度 。
② 淬火后马氏体晶粒细化, 表
层硬度比普通淬火高 2～ 3HRC。
③ 表层存在很大的残余压应力 。
④ 不易产生变形和氧化脱碳 。
⑤ 易于实现机械化与自动化。感应加热淬火后，为了减
小淬火应力和降低脆性，需进行 170～ 200℃ 低温回火。
感应加热是利用电磁感应原理, 表层感应电流密度
大, 温度高；心部几乎不受热 。
钢的化学热处理是指将工件放在一定温度的活性介
质中保温, 使介质中分解出的一种或几种元素的活性原
子被钢件表面吸附并向表层扩散, 从而改变其表层化学
成分, 组织和性能的一种热处理工艺方法 。
? 钢的化学热处理
基本过程,
① 钢件加热时，化学介质分解出渗入元素的活性原子；
② 活性原子被钢件表面吸附和溶解；
③ 原子由表面向内部扩散，形成一定的扩散层。
将钢放入渗碳的介质中加热并保温, 使活性碳原子
1、钢的渗碳：
渗入钢的表层的工艺称为
渗碳 。 其目的是 通过渗碳
及随后的淬火和低温回火，
使表面获得高碳回火马氏
体，具有高硬度、耐磨性
和抗疲劳性能；而心部为
低碳回火马氏体或索氏体，
具有一定的强度和良好的
韧性配合。
气体渗碳示意图
1） 渗碳方法
渗碳方法有气体渗碳, 固体渗碳和液体渗碳 。 目前
广泛应用的是气体渗碳法 。
2） 渗碳后的组织
常用于渗碳的钢为低碳钢和低碳合金钢, 如 15,20、
20Cr,20CrMnTi,12CrNi3等 。 渗碳后缓冷组织自表面至
心部依次为：过共析组织 （ 珠光体 +碳化物 ）, 共析组织
（ 珠光体 ）, 亚共析组织 （ 珠光体 +铁素体 ） 的过渡区,
直至心部的原始组织 。
3）渗碳后的热处理
渗碳后的热处理方法有：直接淬火法、一次淬火法
和二次淬火法。
渗碳后的淬火和低温回火示意图
2、钢的渗氮：
渗氮俗称氮化，是指在一定温度下使活性氮原子渗入
工件表面，在钢件表面获得一定深度的富氮硬化层的热处
理工艺。其目的是提高零件表面硬度、耐磨性、疲劳强度、
热硬性和耐蚀性等。
常用的渗氮方法有 气体渗氮,离子渗氮,氮碳共渗
（软氮化） 等。生产中应用较多的是气体渗氮。
1）渗氮方法
2） 渗氮后的组织
含有 Al,Cr,Mo等
元素的合金钢
C,N和 Fe
的化合物
C,N溶于 α -Fe
的固溶体
弥散合金氮化
物（如 AlN等）
3） 渗氮后的钢件性能
① 氮化层 HRC为 69～ 73，在 600～ 650℃ 有较高红硬性；
② 一般,T渗氮 ＜ T渗碳,无需进一步热处理，渗氮层各性
能均优于渗碳层，工件不易变形；
③ 氮化层比碳化层薄且脆；且 t渗氮 ＞ t渗碳,生产效率低。
④ 为提高工件心部强韧性，需在渗氮前进行调质处理。
碳氮共渗新介质的研制是金属热处理研究的一个重要
领域 。 早期使用的 NaCN等氰盐均有剧毒, 现已禁用 。 新
一代碳氮共渗介质往往同时考虑工艺性能和环保两方面的
因素 。 常用的介质是煤气和氨气的混合物 。
3、钢的碳氮共渗（氰化）：
碳氮共渗 是同时向钢件表面渗入碳和氮原子的化学热
处理工艺，也俗称为 氰化 。碳氮共渗零件的性能介于渗碳
与渗氮零件之间。
? 钢的热处理新工艺介绍
?无氧化加热
利用可控气氛, 即通过精确计量和微机控制技术对
炉内的气体组分加以控制 。 如含碳液体或气体的分解和
裂解的碳浓度的控制 。
1、保护气氛加热：
2、采用保护涂料：
目前钢和钛合金已在热处理中大量利用保护涂料来
避免工件氧化 。 涂料由 Al2O3,SiO2,SiC和其他金属氧化
物以及液态粘结剂配置而成 。
在真空炉中受真空气氛保护, 可防止工件氧化, 减
小变形；但容易引起元素挥发 。 适于中小型零件的处理 。
3、真空热处理：
目前, 实际生产中还采用以下先进工艺：利用高能
量密度对零件作超高速加热, 然后自激淬火, 具有不氧
化, 不脱碳, 变形小, 表面光洁, 提高硬度, 耐磨性和
疲劳强度等的 高频和超高频脉冲热处理 和 激光热处理 以
及 电子束热处理 。
? 超高速加热
强韧化处理 是指同时提高钢件强度和韧性的热处理 。
? 强韧化处理
1、获得板状马氏体：
1）提高淬火加热温度 促进奥氏体中碳的均匀化，以
保证淬火后获得板状马氏体（低碳马氏体）。
2）快速短时低温加热淬火 减少碳化物在奥氏体中的
溶解，使高碳钢中的奥氏体处于亚共析成分（低碳）。
3）锻造余热淬火 将高温锻件直接淬火可得到细晶粒
板状马氏体。
2、超细化处理：
超细化处理 是指将钢在一定的温度条件下，通过数次
快速加热和冷却等方法以获得极细组织，从而达到强韧化
的目的。
3、获得复合组织的淬火：
复合组织 主要是指淬火马氏体和少量铁素体或下贝氏
体（或残余奥氏体）的机械混合物。
复合组织可通过调整热处理工艺获得，它的硬度稍低
，但韧性大幅提高。
? 化学热处理新工艺：
离子轰击热处理,在真空气氛下, 将含 C,N,S等离子
束高速轰击到工件表面，
工件迅速受热升温至碳
化或氮化温度，同时原
子进入工件表面形成渗
碳层或渗氮层等。
离子轰击热处理示
意图如右图所示
? 钢的形变热处理,
形变热处理 是指将变形强化和热处理强化结合起来
的工艺方法 。
形变热处理工艺示意图
第四节 固溶与时效处理
固溶时效处理是有色金属材料如铝合金、钛合金、
高温合金，以及少量钢铁材料如不锈钢以及耐热钢等的
最重要的强化处理手段。
待处理的有色金属铸件
? 固溶时效强化的基本原理及步骤
单独靠固溶作用对合金的强化作用是很有限的, 另一
种更为有效的强化方式就是合金的固溶 （ 淬火 ） 处理 +时
效热处理 。
固溶时效强化示意图
? 固溶时效处理的一般步骤
1、固溶处理：
将合金通过加热到固溶线以上、固相线以下温度保
温，获得成分均匀的固溶体组织。
2、淬火：
将固溶处理好的工件快冷到较低温度，得到过饱和
单相固溶体。（与钢淬火组织不同）
3、时效：
使过饱和固溶体析出细小弥散沉淀相的过程。 自然
时效,室温下时效； 人工时效,在高于室温（固溶温度
与室温之差的 15％到 25％）进行时效。
（ 1）沉淀强化相是硬度高的质点；
（ 2）加入铝中的合金元素应有较高的极限固溶度，且其随
温度降低而显著减小；
（ 3）淬火后形成的过饱和固溶体在时效过程中能析出均匀，
弥散的共格或半共格的亚稳相，基体中能形成强烈的
应变场。
? 沉淀强化的基本条件
脱溶 （ 或沉淀 ） 是指：从过饱和固溶体中析出一个成分
不同的新相或溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程, 属
于固态相变的范畴 。
凡是有固溶度变化的相图，从单相区进行两相区时都
会发生脱溶沉淀。
随着时效时间的延长,将发生下列析出过程（析出序
列）,α → G·P区 → θ// → θ/ → θ
其中 G·P区,θ//,θ/为亚稳定相。（ θ//也可称为 GP2区）
以 Al－ Cu合金为例,
? 过饱和固溶体的时效分解产物
（ 1） G.P区
G.P区的发现,1938年, A.Guinier和 G.D.Prestor用 X射线
结构分析方法各自独立发现, Al－ Cu合金单晶体自然时效
时在基体的 {100}面上偏聚了一些铜原子, 构成了富铜的
碟状薄片 （ 约含铜 90％ ） 。 为纪念这两位发现者, 将这种
两维原子偏聚区命名为 G.P区 。 现在人们把其他合金中的
偏聚区也成为 G.P区 。
G.P区的形状与尺寸,在电子显微镜下观察呈圆盘状, 直
径约为 8nm,厚度约为 0.3～ 0.6nm。
G.P区的晶体结构与界面,Wcu为 0.90时, 是溶质原子富集
区, 它在母相的 {100}晶面上形成, 点阵与基体 α 相相同
（ fcc） 并与 α 相完全共格 。
G.P区形成的原因,G.P区的形核是均匀分布的, 其形核率
与晶体中非均匀分布的位错无关, 而强烈依赖于淬火所保
留下来的空位浓度 （ 因为空位能帮助溶质原子迁移 ） 。 凡
是能增加空位浓度的因素均能促进 G.P区的形成 。 例如：
固溶温度越高, 冷却速度越快, 则淬火后固溶体保留的空
位就越多, 有利于增加 G.P区的数量并使其尺寸减小 。
（ 2） 过渡相,
过渡相的形状与尺寸,Al-Cu合金中有 θ ’’和 θ ’两种过渡
相 。 θ ’’呈圆片状或碟形, 直径为 30nm,厚度为 2nm。 而 θ ’
是光学显微镜下观察到的第一个脱溶产物, 也呈圆片状或
碟形, 尺寸为 100nm数量级 。
过渡相的晶体结构与界面,过渡相往往与基体共格或部分
共格, 且有一定的结晶学位向关系 。 由于过渡相与基体之
间的结构存在差异, 因而其形核功较大 。 为了降低应变能
和界面能, 过渡相往往会在位错, 小角晶界, 层错以及空
位团等处不均匀形核 。 因此, 其形核速率将受材料中位错
密度的影响 。 此外, 过渡相还可能在 G.P区中形核 。
θ ’’相为正方点阵,a＝ b＝ 0.404nm,c＝ 0.768nm,θ ’’相
基本是均匀形核, 分布均匀且与基体完全共格, 它与基
体的位向关系为 {100}θ ’’//{100}基体 。 与 G.P区相比, 在
θ ’’相周围会产生更大的共格应变, 故其强化效果也比
G.P区大 。
θ ’相为正方点阵,a＝ b＝ 0.404nm,c＝ 0.58nm,它与基
体部分共格, 与基体的位向关系为 {100}θ ’//{100}基体 。
θ ’ 相的具体成分为 Cu2Al3.6, 很 接 近 于 平 衡 相 θ
（ CuAl2） 。
（ 3）平衡相：
θ 也是正方点阵,a＝ b＝ 0.905nm,c＝ 0.486nm，一般
与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面
能高，形核功也高。为减小形核功，往往在晶界处形核，
所以平衡相形核
是不均匀的。
共析钢和铝合
金淬火时的组
织变化示意图
? 时效时间对性能的影响
时效时间与强度的关系
