钢材热处理优化的关键冶金原理

钢材热处理中的冶金原理

钢材热处理旨在实现钢材冶金组织性能的预期变化。通过热处理，钢材的性能会发生剧烈变化。通常，当钢材被加热至高温奥氏体状态，然后在近平衡条件下缓慢冷却时，可获得非常稳定的钢材组织。这种热处理通常称为退火或正火，产生的组织内部残余应力水平较低，且组织可从 Fe（铁）- C（碳）平衡图中预测。然而，钢材最常需要的性能是高强度和高硬度，这些通常伴随着高水平的残余应力。这是由于从奥氏体状态通过非平衡冷却或淬火产生的亚稳态组织所致。

晶体结构与相

固态纯铁的晶体结构已知存在两种同素异构状态。从室温到 910℃，铁具有体心立方（bcc）晶格，称为 α-铁。在 910℃，α-铁晶体转变为具有面心立方（fcc）晶格的 γ-铁晶体。γ 晶体保持稳定至 1400℃。在此温度以上，它们再次获得 bcc 晶格，称为 δ 晶体。δ 晶体与 α 晶体仅在存在温度区间上有所不同。铁有两个晶格常数：(i) bcc 晶格（α-铁、δ-铁）为 0.286 nm，(ii) fcc 晶格（γ-铁）为 0.364 nm。在低温下，α-铁表现出强铁磁特性。当加热至约 770℃ 时，由于晶格失去铁磁自旋有序性，这种特性消失。770℃ 以上的铁状态称为 β-铁。顺磁性 β 晶体的晶格与 α 晶体相同。

在从一种形式转变为另一种形式的过程中，铁能够发生过冷。这导致加热和冷却时转变点的位置不同。差异取决于冷却速率，称为滞后。字母 'c' 和 'r' 分别指示转变是由于加热还是冷却引起。此外，α-铁转变为 γ-铁时密度的变化导致材料体积突变。有时会产生超过弹性极限的应力而导致失效。γ-铁的密度比 α-铁高约 4%。

铁-碳平衡图

钢材作为 Fe-C 合金，其组织中可以含有纯碳（石墨）或一种称为渗碳体（Fe3C）的化学化合物作为富碳成分。即使在缓慢冷却的钢材中也存在渗碳体（通常需要在高温下长时间保持才能将 Fe3C 分解为 Fe 和 C）。因此，Fe-C 平衡图常被视为 Fe-Fe3C 平衡图。Fe-C 图是稳定的，而 Fe-Fe3C 图是亚稳态的。包含 Fe-C 稳定图和 Fe-Fe3C 亚稳态图的 Fe-C 平衡图如图 1 所示。虚线代表稳定的 Fe-C 图，实线表示亚稳态的 Fe-Fe3C 图。

图 1 铁碳图

在亚稳态 Fe-Fe3C 图中，铁的同素异构形式（δ、γ 和 α）的晶格作为 δ、γ 以及碳在铁中的固溶体的形成位点。当碳贫钢结晶时，δ 固溶体晶体在液相线 AB 和固相线 AH 处析出。δ 固溶体具有 bcc 晶格。在最高温度 1490℃ 时，δ 固溶体含 0.1% C（H 点）。在 1490℃，饱和 δ 固溶体与含 0.5% C 的液相（B 点）发生共析反应，形成 γ-铁中碳的 γ 固溶体，含 0.18% C（I 点）。

若碳含量高于 0.5%，γ 固溶体直接从液相结晶（在液相线 BC 和固相线 IE 处）。在 1130℃，碳在 γ-铁中的极限溶解度接近 2.0%（E 点）。从 1130℃ 降温导致碳在 γ-铁中的溶解度沿 ES 线降低。在 723℃ 时溶解度为 0.8%（S 点）。ES 线对应从 γ 固溶体析出 Fe3C。

随着碳含量增加，γ 晶格向 α 晶格转变的温度降低，转变发生在 GS 和 GP 曲线对应的温度区间。α 相析出曲线 GS 与 Fe3C 析出曲线 ES 相交。S 点为共析点，坐标为 723℃ 和 0.80% C。此时饱和 α 固溶体和 Fe3C 同时从共析浓度 γ 固溶体中析出。α 固溶体晶格与 δ 固溶体晶格相同。在 723℃ 共析温度下，α 固溶体含 0.02% C（P 点）。

进一步降温导致碳在 α-铁中的溶解度降低，室温时仅为百分比的极小分数（D 点）。当碳含量为 2%–4.3% 时，结晶始于 BC 线处 γ 固溶体的析出。碳含量超过 4.3% 时，在 CD 线处析出 Fe3C。所有含碳量超过 2.0% 的铁合金中过剩初生相的析出随后伴随着 γ 固溶体和 Fe3C 在 C 点的共晶结晶，其坐标为 1130℃ 和 4.3% C。Ao 线与磁性转变相关，即从铁磁向顺磁状态的转变。

在稳定的 Fe-C 平衡图中，由于极低的冷却速率，碳（石墨）可直接从液相结晶。此时形成奥氏体和石墨的共晶混合物，而非奥氏体和渗碳体的共晶。图 1 中虚线象征 Fe-石墨体系。这些线位于 Fe-Fe3C 体系线的较高温度处，表明 Fe-石墨体系稳定性更强、更接近完全平衡。这也由高碳钢中大量 Fe3C 加热分解（Fe3C = 3Fe + C）这一事实支持。

在中等冷却速率下，部分钢材可按石墨体系结晶，另一部分按渗碳体体系结晶。两个体系相图中的相平衡线可随特定冷却速率位移。γ-铁（奥氏体）中碳固溶体析出线的位移尤为明显。因此，该图仅对经受相对缓慢冷却速率的钢材完全适用。

碳的影响

α-铁中碳的最大溶解度见于 721℃，等于 0.018% C。经淬火后，碳可保留在 α 固溶体中，但很快通过时效机制开始析出相。在固溶体中，碳可形成：(i) 均匀固溶体，统计上均匀的间隙分布，属罕见情况；或 (ii) 非均匀固溶体，在晶体晶格结构受扰处（晶界、位错）形成簇团。后者为固溶体最可能的状态。形成的簇团阻碍塑性变形时位错的运动，导致塑性流动初期变形的非均匀发展。

为分析碳含量对 Fe-C 合金的影响，需考虑每个结构成分。缓慢冷却的钢材由铁素体和渗碳体或铁素体和石墨组成。

铁素体具有塑性。退火态下铁素体伸长率大（约 40%）、质软（布氏硬度 65-130，视晶粒尺寸而定），在 770℃ 以下具有强铁磁性。在 723℃ 时 0.22% C 溶于铁素体，但室温下固溶体中仅残留千分之几的碳。

渗碳体脆硬，硬度较高（布氏硬度约 800）。210℃ 以下弱磁性，导电导热性差。具有复杂的斜方晶格。通常区分：(i) 初生 Fe3C，从 CD 线液相结晶；(ii) 次生 Fe3C，从 ES 线 γ 固溶体析出；(iii) 三级 Fe3C，从 PQ 线 α 固溶体析出。

石墨质软。导电性差但导热性好。即使在 3000℃-3500℃ 也不熔化。具有六方晶格，轴比 c/a 大于 2。

奥氏体质软（但比铁素体硬）且具延展性。伸长率 40%-50%。导热导电性低于铁素体，为顺磁性。具有 fcc 晶格。

含碳 0%-0.02% 的钢组织由铁素体和三级 Fe3C 组成。碳含量进一步增加导致新结构成分出现——铁素体和 Fe3C 的共析体（珠光体）。珠光体先以单独夹杂物形式出现在铁素体晶粒间，在 0.8% C 时占据整个体积。珠光体表征两相混合物，通常呈片层状结构。当钢材碳含量增至 0.8% 以上时，伴随珠光体形成次生 Fe3C，呈针状。Fe3C 量随碳含量增加而增加。在 2% C 时，显微视场中占 18%。碳含量超过 2% 时出现共晶混合物。快冷钢中，并非所有过剩相（铁素体或 Fe3C）都有时间在共析转变前析出。

含 3.6% C 的合金含有雷氏体（γ-铁中碳固溶体与 Fe3C 的共晶混合物），更准确归类为亚共晶白铸铁。

临界（转变）温度

碳对固态铁的转变有显著影响。Fe-C 平衡图中 GS 和 NL 线的位置表明，碳含量增加导致 A3 点降低、A4 点升高（相对图 1）。因此碳扩展了 δ 相的温度范围。

形成共析体（珠光体）时，加热和冷却曲线出现停顿，标记为 A1 点（加热时 Ac1，冷却时 Ar1）。此现象发生在 0.9% C 处（Fe-C 图中 S 点）。亚共析钢中铁素体析出（穿越 GOS 线）在加热冷却曲线上表现为拐点，记为 A3 点，对应纯铁中 γ-α 转变。Fe3C 析出（穿越 ES 线）先于共析析出，在冷却曲线上表现为弱拐点，记为 Acm 点（加热 Ac,cm，冷却 Ar,cm）。碳对磁性转变温度（A2 点）影响较小。因此 MO 线对应低碳钢的磁性转变。高碳合金中，该转变发生在 GOS 线，对应铁素体析出开始。若碳含量高于 S 点对应值，磁性转变与 A1 温度重合。

渗碳体发生磁性转变。无论碳含量，转变温度为 210℃-220℃，无显著滞后，类似纯铁在 A2 点的磁性转变。

钢材中的组织转变

钢材淬火硬化时，加热至高温将整个组织转变为奥氏体相——高温下稳定的铁碳单相组织。若缓慢冷却，奥氏体转变为珠光体——室温下的平衡相。珠光体组织属退火组织，较软，物理性能低。若快速冷却，形成硬而强的马氏体组织，即碳溶于铁中的亚稳相。此相可回火产生硬度较低、脆性较小的组织。中间冷却速率产生其他组织如贝氏体，但此类组织仅在合金钢中大量产生。共析碳钢主要产生马氏体或珠光体，取决于冷却速率。

奥氏体-珠光体转变

由于奥氏体中溶解的碳，奥氏体 fcc 晶格向铁素体 bcc 晶格的转变受阻。奥氏体晶格有足够空间在晶胞中心容纳碳原子，而铁素体 bcc 晶格无此空间。因此，从奥氏体向铁素体转变时碳溶解度大幅降低。在 β-α 转变中，几乎所有碳从奥氏体晶格析出。按亚稳态 Fe-Fe3C 图，其以渗碳体形式析出。此转变可由三条相互关联的途径定义：(i) γ-铁晶格向 α-铁晶格转变，(ii) 碳以 Fe3C 形式析出，(iii) 碳化物凝聚。

在 A1 点温度，途径 (i) 和 (ii) 几乎同时进行，形成铁素体和渗碳体的片层混合物。溶解的碳原子在晶格中随机分布。因此，Fe3C 在富碳区成核，铁素体在贫碳或无碳区成核。这种碳的重新分布通过扩散进行，取决于温度和时间。

含碳 <0.8% 的亚共析钢缓慢冷却时，转变始于晶界处铁素体形成。晶界作为铁素体结晶中心。碳被迫进入结晶内部。随着铁素体析出，中心体积达到铁素体形成所需浓度。高共析钢（C > 0.8%）缓慢冷却时，穿越 ES 线，Fe3C 在晶界开始析出，晶界同样作为结晶位点。

γ-铁和 α-铁晶格中碳扩散随温度降低而急剧下降，因扩散系数取决于温度。施以适当冷却速率，可增大过冷度至使珠光体形成不可能的程度。

在低温区，转变机制和形成组织特征仅取决于转变发生的温度。按过冷度分为三个转变温度区：(i) 珠光体区，(ii) 中间区，(iii) 马氏体区。这些温度区间可连续从一种转变机制过渡到另一种。转变过程强烈依赖钢中碳及其他元素含量。可由较快机制开始，以较慢机制结束。

珠光体区转变特征为铁素体和碳化物混合物同时形成。游离铁素体或碳化物可在奥氏体晶界析出。两相形成和生长受扩散过程控制。铁及其他元素扩散起重要作用。随温度降低，组织细化，直到铁素体和碳化物扩散结晶需更长时间。

珠光体是在珠光体区转变形成的铁素体和碳化物片层的机械混合物。珠光体结晶核形成率取决于奥氏体对碳化物的过饱和度，随温度降低而增加；也取决于扩散率，随温度降低而减小。珠光体岛生长主要取决于碳和铁原子扩散率。其他因素包括：(i) 过饱和度，(ii) 铁素体形成时的自由能优势。珠光体岛不仅通过新片层形成生长，也通过旧片层各向生长。碳化物片层生长快于铁素体片层。

珠光体形成始于铁素体成核。铁素体和渗碳体片层成核的多次交替及两相片层分支形成平行板扇状珠光体片。珠光体核主要出现在晶格缺陷区：晶界、难溶碳化物、非金属夹杂。珠光体极重要特征是片层间距。随间距减小，钢材强度性能提高。

珠光体区中 Fe3C 形成率和铁素体结晶中心随温度降低而加快。组织细化时片层间距减小。

影响钢材性能的重要特征是珠光体团块尺寸。团块尺寸减小伴随冲击韧性提高和脆性降低。临界脆性温度取决于珠光体形貌。当铁素体和渗碳体片层断裂、铁素体内形成高密度位错时，形成相对高强度珠光体。

Fe3C 球化可获得更好的珠光体断裂强度。珠光体变形、随后加热并保持在接近 Ac1 温度可促进球化。另一种提供较高强度和塑性的方法是珠光体转变期间变形，导致多边形结构形成和渗碳体球化。铁素体-珠光体混合物的屈服强度 (YS) 以加法方式取决于铁素体和珠光体性能。

奥氏体转变

亚共析和高共析钢奥氏体转变中，珠光体转变前伴有过剩相析出——铁素体和次生渗碳体。结构游离过剩相的相对量取决于奥氏体过冷度。随冷却速率增加，过剩铁素体或 Fe3C 量减少。当过冷度充分时，可避免过剩相作为独立结构成分形成。

含少量共析奥氏体的亚共析钢缓慢冷却时，共析铁素体在过剩铁素体晶粒上生长，共析 Fe3C 作为结构游离间层留在晶界。高共析钢中共析体也可发生结构退化。在 A1 点以上极低过冷（700℃ 以上）共析析出形成的渗碳体沉积在次生渗碳体上。可见结构游离铁素体区域。这种伴随相分离的共析转变视为异常。正常共析转变中，铁素体和 Fe3C 以团块形式共同生长，两相规则交替。异常转变中，粗糙铁素体和 Fe3C 混合物无明显共析结构。共析转变机制可从异常转为正常。因此，快冷和显著奥氏体过冷可完全抑制异常转变。

亚共析钢中过剩铁素体以两种形式存在：(i) 致密等轴晶粒，(ii) 取向魏氏片。致密亚共析铁素体析出主要在奥氏体晶界，魏氏片在晶粒内形成。魏氏铁素体仅见于 <0.4% C 且奥氏体晶粒较粗的钢。随奥氏体晶粒尺寸减小，等轴晶粒形式铁素体比例增加。魏氏铁素体在 A3（50℃）至 600℃-550℃ 温度区间形成。随钢材碳含量增加，魏氏铁素体在组织中比例降低。

魏氏铁素体据推测由剪切 γ-α 晶格重排形成，伴随原子有序相关移动。等轴铁素体晶粒通过正常扩散重排生长，原子在 γ/α 界面无序跨越。

强化钢材的一种方法是提供含分散碳化物析出的亚共析铁素体组织。为此，钢材加热至特殊碳化物溶于奥氏体，然后快冷以防止碳化物从奥氏体直接析出，随后亚共析铁素体开始形成。

马氏体转变

马氏体转变源于高温相的淬火（快冷）。碳钢马氏体转变主要特征如下：

• 马氏体转变因钢材从 A1 点以上温度快冷（如水冷）发生。快冷抑制奥氏体向铁素体和碳化物两相混合物的扩散析出。马氏体中碳浓度与奥氏体相同。马氏体转变无扩散发生。
• 奥氏体向马氏体转变始于马氏体起始温度 (Ms)。Ms 通常不依赖冷却速率。马氏体在一定温度区间形成，具体温度由钢材碳含量决定。
• 在 Ms-Mf（马氏体终止）温度区间中止冷却会暂停马氏体形成。此特征区别于珠光体转变。珠光体转变在 A1 点下方恒温下继续至结束，给予足够等温保持时间奥氏体完全消失。马氏体转变留有一定量残余奥氏体。
• 马氏体转变无孵化期。在 Ms 温度下瞬间形成一定量马氏体。
• 冷却至 Ms 以下，马氏体量因新片层快速形成而迅速增加。初始形成片层不随时间生长。
• 马氏体晶格相对奥氏体晶格有规则取向。两晶格间存在特定取向关系。

Ms 温度表征特定成分和特定预处理的钢材。给定钢材中，无论冷却速率，马氏体转变在同一温度开始。此温度取决于钢材成分，随碳含量增加大幅下降。部分碳进入与奥氏体共存的碳化物。提高淬火温度可使碳化物溶于奥氏体，奥氏体碳浓度升高，Ms 点降低。

马氏体形成被视为奥氏体晶格重排的剪切机制。马氏体（剪切）相变机制的特点是原子有序相关移动，移动距离短于原子间距，原子不交换位置。初相中原子在马氏体相中保持邻居关系。这是剪切晶格重排的主要特征。

这种晶格重排性质提供了新旧相界面的相干性。马氏体与初相界面的晶格相干（弹性共轭）保证了即使在低温下界面也能以极高速度向基体移动。原子协同移动距离短于原子间距，导致马氏体晶体生长。

随马氏体晶体生长，相干界面积累弹性应变。达到屈服强度 (YS) 时，相干性被破坏。马氏体晶体与初始基体界面原子变得无序。界面滑移运动变得不可能。因此，马氏体机制的晶体生长终止，此后晶体仅能通过扩散生长。但马氏体转变发生在低温，扩散率极小。故相干性破坏后，马氏体晶体几乎不再生长。

固溶体多形转变的马氏体机制特征为无成分扩散再分布。高温相向低温相马氏体机制转变的必要条件如下。微小过冷度下马氏体转变不可能。因无序晶格重排中弹性变形仅由体积变化决定，而马氏体转变额外取决于初始晶体和马氏体晶体晶格相干性。随过冷度增加，无序重排速率增加、达最大值、再下降。为获得铁中多形转变的马氏体机制，需在 γ 区强过热后极快冷却以抑制正常转变发展。

马氏体形成期间，奥氏体 fcc 晶格重排为类似 α-铁 bcc 晶格的 bcc 正四方马氏体晶格。奥氏体晶格通过 Bain 变形转变为马氏体晶格，即奥氏体四方晶胞沿 c 轴压缩、a 轴同步增大。马氏体晶格四方畸变度 c/a 随马氏体碳浓度直接增加。马氏体晶格在室温保持四方性。初相和马氏体相取向关系已确立。

关于马氏体成核本质有多种假说。多主张在初始基体特殊缺陷位点发生异质成核。

按形态马氏体分两基本类型：片状马氏体和块状马氏体。两者在形状、晶体相互排列、亚结构、习惯面上不同。片（针）状马氏体多见于高碳钢。马氏体晶体呈薄透镜状片。首现片层贯穿单元，将其分成独立部分，但不能穿越基体晶界。故片层尺寸受奥氏体晶粒尺寸限制。新马氏体片在奥氏体断面形成，尺寸受断面尺寸限制。奥氏体晶粒小时，马氏体片极细，显微切片中不可见针状结构，称无结构马氏体，最理想。

块状（叶片）马氏体见于低碳钢和中碳钢。此型马氏体晶体呈相互连接的近似同取向片层，由低角界面分隔。

贝氏体转变

贝氏体转变介于珠光体和马氏体转变之间。贝氏体转变动力学和形成组织同时显示扩散型珠光体转变和无扩散马氏体转变特征。转变结果形成铁素体和碳化物混合物，称为贝氏体。贝氏体转变机制涉及 γ-α 晶格重排、碳再分布、碳化物析出。

贝氏体转变与珠光体、马氏体对应关系如下。贝氏体转变区几乎完全抑制基体成分 Fe 原子扩散运动。因此，因抑制珠光体析出，γ-α 铁素体形成困难。但碳扩散较活跃，导致碳化物析出。中间温区 γ 相晶体像马氏体片一样通过相干生长形成。但 α 相片层形成缓慢而非瞬间。

因中间温区 α 相只能从脱碳 γ 相析出，α 相晶体生长速率取决于碳扩散去除速率。此时奥氏体中马氏体起始点 Ms 上升，马氏体 γ-α 转变在高于给定成分钢典型 Ms 温度下发生。

马氏体转变瞬间碳浓度不变，仅晶格改变形成过饱和 α 固溶体。碳化物在 γ-α 转变后析出。

上贝氏体和下贝氏体分别在中间温区上下部形成。常规界限接近 350℃。上贝氏体呈羽毛状结构，下贝氏体呈针状形貌，接近马氏体。上下贝氏体结构差异源于贝氏体温区上下部碳迁移率差异。

上贝氏体 α 相亚结构类似低碳钢块状马氏体亚结构，下贝氏体 α 相结构接近高碳钢马氏体结构。上贝氏体中碳化物颗粒可在叶片界面和内部析出，表明碳化物直接从奥氏体析出。下贝氏体中碳化物在 α 相内部，因碳化物在 α 相中过饱和固溶碳析出时形成。上下贝氏体 α 相内均显示高密度位错。上贝氏体碳化物相为 Fe3C，下贝氏体为 ε 碳化物 (Fe2C)。随保持时间增加，Fe2C 转变为渗碳体。奥氏体晶粒尺寸对马氏体转变动力学无影响。

回火

回火过程中发生的过程是马氏体析出和再结晶。淬火钢具有亚稳态组织。加热时组织趋向平衡。回火过程性质由淬火钢三大特征决定：(i) 马氏体固溶体强烈过饱和，(ii) 晶格缺陷高密度（位错、低角和大角界、孪生层等），(iii) 存在残余奥氏体。

钢材回火主要过程是伴随碳化物形成的马氏体析出。视回火温度和时间，马氏体析出可分三阶段：(i) 预析出，(ii) 中间亚稳碳化物析出，(iii) 渗碳体析出和凝聚。残余奥氏体可同时析出。因马氏体中位错高密度，其亚结构类似加工硬化钢。故回火时可发生多边化和再结晶。

碳钢回火时，奥氏体中 γ 固溶体过饱和度随钢材碳含量增加而增加。这导致 Ms 温度降低，从块状马氏体向片状马氏体转变。残余奥氏体量也增加。

碳偏析是碳钢回火时发生的首个结构变化。偏析碳可在晶格缺陷处异质成核或在基体中均质成核。偏析碳异质成核发生在淬火期间或淬火后立即发生。

100℃ 以下回火温度形成与晶格缺陷无关的碳原子扁平均质簇团。因铁原子显著位移和弹性畸变出现。随回火温度升高，簇团变大，组成接近 Fe4C。此过程依赖碳扩散。100℃ 以上形成亚稳 Fe2C，具有六方晶格，随碳浓度增加直接从碳簇团出现。亚稳 Fe2C 也可直接从 α 固溶体析出。低温下 Fe2C 以极细（10-100 nm）片状或棒状析出。随回火温度或时间增加，Fe2C 颗粒粗化，在含碳 ≥0.2% 钢中析出。高 Ms 温度钢中，马氏体部分析出伴随过剩碳化物沉积，在马氏体区淬火冷却中获得，故这些钢淬火时发生自回火。

250℃ 以上形成渗碳体。Fe3C 成核两已知机制：(i) 直接从过饱和 α 固溶体析出，Fe3C 颗粒以不稳定碳化物溶解为代价生长；(ii) 中间碳化物晶格向 Fe3C 晶格转变出现 Fe3C。

回火碳化物形成最终阶段为碳化物凝聚和球化。350℃-400℃ 开始强烈进行。600℃ 以上所有 Fe3C 颗粒呈球形，仅发生凝聚。

回火过程中相当大部分用于伴随碳化物沉积的残余奥氏体析出。析出发生在 200℃-300℃ 温区。回火时残余奥氏体转变为下贝氏体。

碳化物形成过程中 α 相碳浓度下降导致相结构变化。马氏体析出习惯分两阶段。第一阶段在 150℃ 以下完成，碳原子迁移率足以形成碳化物片层，但不足以使碳化物通过高碳浓度未析出马氏体区碳扩散而生长。导致马氏体不同区域碳含量不均，四方性不均匀。析出碳化物区四方性低于未析出区。两种不同碳浓度固溶体共存，故称两相析出。两相析出源于初始碳浓度马氏体区新碳化物颗粒沉积。此阶段碳化物颗粒不生长。

第二阶段（150℃-300℃）α 固溶体因碳化物颗粒扩散生长而耗碳，但过程极慢。析出动力学因 α 固溶体碳快速耗尽决定。随后固溶体碳耗尽停止。300℃ 时 α 固溶体残留约 0.1% C。400℃ 以上 α 固溶体完全脱离过剩碳，马氏体向铁素体转变完成。

淬火马氏体片（针）具有高密度位错，与变形钢相当。但未观察到再结晶中心及其向再结晶晶粒发展。因碳化物颗粒钉扎位错和大角界。仅在 600℃ 以上，因凝聚颗粒密度降低，大角界迁移导致再结晶晶粒生长。叶片马氏体形态随之消失。高碳钢比低碳钢阻碍更大，因碳化物密度更高。针状结构保留至约 650℃ 回火温度。

回火引起的结构变化改变钢材性能。变化取决于回火温度和时间。硬度随回火温度升高而下降。

奥氏体转变动力学

等温转变图

为理解奥氏体转变动力学，在恒温下跟踪过程很重要。为此常绘制等温转变 (IT) 图，说明奥氏体析出等温过程。IT 图（图 2）中，转变时间在 X 轴（对数刻度），温度在 Y 轴。可从此图确定孵化期（左曲线）和过程完成所需时间（右曲线）。钢材淬火通过 A3 和 A1 点的瞬间通常作为零时间参考。

达到淬火介质温度所需时间常被忽略。转变曲线初末段行为难以确定转变开始和结束。故 IT 图曲线通常对应一定最终转变体积分数，如转变开始 2%、结束 98%。体积分数值通常不在 IT 图中标示。

图 2 等温转变图

除上述曲线，IT 图常含对应特定转变体积分数的中间曲线，如 20%、50%、80%。转变速率降低致使开始和结束曲线向右位移（向更长持续时间）。淬火加热温度升高导致夹杂减少、奥氏体晶粒粗大时可见此现象。转变速率增加导致曲线左移。这可由：(i) 降低淬火加热温度，(ii) 存在碳化物或夹杂，(iii) 细化奥氏体晶粒解释。对特定钢样，对应最大转变速率的温度（S 型曲线鼻尖）通常无显著变化。

连续冷却转变图

连续冷却转变 (CCT) 图考虑共析钢转变动力学。钢材退火冷却主要转变为奥氏体共析析出铁素体和碳化物混合物。共析转变动力学由 727℃ 奥氏体 IT 图给出。300℃ 以下回火所得组织称回火马氏体。300℃-450℃ 回火见针状结构。450℃-600℃ 回火显示明显点状结构。奥氏体与铁素体-Fe3C 混合物处热力学稳定平衡。过冷奥氏体稳定性由图中常规方法无法记录析出产物的时间段定义。奥氏体过冷度是决定钢材显微组织的主要因素。必要过冷度由连续冷却或等温处理提供。

如前所述，亚共析钢珠光体形成前伴有亚共析铁素体析出。随转变温度降低、过冷度增加，亚共析铁素体析出被抑制。珠光体量增加，碳含量低于共析钢珠光体。最大转变速率区两曲线合并。故 0.4% C 钢形成纯珠光体组织。高碳钢中，即使碳含量降低，铁素体析出仍先于珠光体形成，即使在最大转变速率下，但铁素体量小于小过冷度下形成量。

这些命题对高共析钢渗碳体析出同样适用，但可在相对较小过冷度下抑制。此时珠光体碳含量高于共析钢。连续冷却从 γ 固溶体区抑制亚共析铁素体析出导致 Ar3 随冷却速率增加比 Ar1 降低得快。以特定冷却速率，两点合并为一点，对应形成无铁素体的细片状珠光体型组织。

连续冷却下转变过程也可在温度-时间坐标绘图可视化。故需分析冷却曲线行为以寻找转变过程特征。此图中，铁素体和珠光体起始线比 IT 图向更长时间偏移。因奥氏体晶格准备转变过程所需温度区间增加。结果，仅部分孵化期对 IT 启动有效。此时孵化期为给定区间不同时间有效长度的平均值。此命题可用于从 IT 图计算珠光体区转变起始线行为。反向计算也可能。

类似珠光体区，贝氏体温区过冷奥氏体析出在特定孵化期后开始。贝氏体和珠光体转变动力学相似不仅在于有孵化期，还在于等温保持时转变体积分数先加速后减速增加。同时，如马氏体转变，贝氏体转变中残余奥氏体不完全消失。贝氏体终止曲线每点对应特定量残余奥氏体。类似珠光体转变，贝氏体转变可在等温保持和连续冷却下发生。贝氏体区未转变奥氏体冷却至室温部分转变为马氏体。因贝氏体转变后奥氏体碳含量不均，马氏体主要在富碳区形成。

高合金钢 IT 曲线可被温度区间分隔，其中过冷奥氏体高度稳定。此区间珠光体析出数小时不发生，而过冷度不足以进行贝氏体转变。碳钢中贝氏体转变与珠光体转变并行进行。珠光体转变产物主导高温区，贝氏体转变产物主导低温区。

奥氏体冷却转变在马氏体区时，当冷却速率达到特定值，钢材组织中出现马氏体成分。形成马氏体成分的最小冷却速率称下临界冷却速率。完全抑制珠光体和贝氏体机制转变的速率称上临界冷却速率（淬火）。若奥氏体形成条件（奥氏体化温度和保持时间）和冷却条件（冷却速率超上临界值）恒定，马氏体起始点 Ms 位置仅取决于钢材碳和合金元素含量。

冷却速率高时，马氏体单独针状形成率也高，达到 Ms 温度开始奥氏体向马氏体转变，随后续冷却至更低温度继续。随淬火介质温度降低，形成马氏体量先快后慢增加。提高淬火加热温度（奥氏体化温度）转变也向低温偏移，因更多合金元素进入固溶。等温保持可形成一定量马氏体，但碳钢中不高。等温保持稳定化残余奥氏体。结果后续冷却形成更多马氏体。马氏体形成在 Mf 点停止。影响马氏体稳定化因素间有关系。稳定化效应随组织中马氏体量增加，或马氏体量相同时随温度增加而增大。

CCT 图和 IT 图有密切联系。解决钢材热处理实际问题时，有时需知连续冷却速率如何影响奥氏体转变形成组织。为此，已努力建立奥氏体等温条件和连续冷却条件下转变动力学关系。努力始于不同温度转变过程可加性概念。假定在预设温度保持过冷奥氏体是孵化期一部分。但发现，仅当珠光体转变连续时，计算和实验数据才满意吻合。

若珠光体转变前有共析珠光体析出，或珠光体和贝氏体转变并行，计算数据与实验数据有差异。发现差异因：(i) 占孵化期分数时间的奥氏体保持加速后续中间转变（准备过程），(ii) 亚共析铁素体析出改变奥氏体成分延缓后续中间转变，(iii) 中间区奥氏体部分转变降低低温下该转变速率，促进残余奥氏体增加（因碳重新分布富集未转变奥氏体部分），(iv) 马氏体区冷却速率变化以不同方式影响奥氏体稳定化。

因此，为非共析钢开发了连续冷却奥氏体热力学转变图特殊构建方法。可从中确定完成奥氏体析出特定阶段所需的淬火临界冷却速率或连续冷却速率。

CCT 图是棒材直径函数。钢材马氏体淬火时，需从淬火温度冷却，使奥氏体过冷至 Ms 点以下无时间析出形成铁素体-碳化物混合物。为此冷却速率须小于临界值。临界冷却速率是奥氏体不析出铁素体-碳化物混合物的最小速率。当然，钢材制品截面上冷却速率不均匀。表面可高于临界速率，中心可低于临界速率。

制品不同点临界冷却速率可直接从 IT 图确定。一近似下，由表示奥氏体析出起始的 C 曲线切线斜率给出。此法给出值约为真实临界速率 1.5 倍。用热力学动力学图可更准确确定冷却速率。冷却曲线与热力学动力学图线截点显示相应转变起止温度。

从转变图可确定如提供 40% 马氏体组织的速率，或整个转变在珠光体区发生（完全省略淬火）的速率。因临界淬火速率数据依赖冷却时间、需对应特定温度（直接测量淬火速率几乎不可能），宜指定特定温度区间冷却时间，如从 A3 点到 500℃。图中 A3 点为时间参考。可直接确定临界冷却时间 K（Km 完全马氏体淬火，Kf 铁素体初现，Kp 珠光体区完全转变）。

因末端淬火时冷却时间和后续冷却过程已知，可从转变图确定淬火结果。须记转变图仅对特定熔炼均匀化条件有效。成分或晶粒尺寸偏差导致热力学曲线趋势变化。因提高均匀化温度和时间、晶粒粗大增强奥氏体稳定性。反之，细化晶粒降低临界冷却速率，因晶界增加降低奥氏体稳定性。

淬透性

硬化层深度称为淬透性。这是钢材最重要特性之一。因截面冷却速率不均，奥氏体仅表层转变为马氏体，中心发生珠光体转变。首先，淬透性取决于临界冷却速率。检查制品不同区域温度曲线显示，大直径制品芯部冷却速率低于临界值，故芯部非马氏体淬火硬化。马氏体仅存在表层。

淬火处理后，大截面厚重制品可显示全范围组织：表面马氏体经托氏体-马氏体、托氏体平滑过渡至中心珠光体。样品几何形状影响冷却曲线特征。但相同表面积体积比下，曲线大体吻合。冷却速率最高变化经直径体现。

基于此，为实现厚重制品透硬或产品芯部完全马氏体淬火，必须在整个截面提供临界淬火速率。IT 和 CCT 图可确定此速率。图通常针对不同钢种绘制，考虑不同截面和淬火介质冷却过程。

钢材淬透性取决于钢材成分，特别是碳含量。钢材淬透性图中，每个钢种淬透性通常呈淬透性带。几乎所有现有钢种均已绘制。显示如何实现特定钢材制品淬火。

淬透性也可由 IT 曲线分类。曲线沿 X 轴向右偏移越大，钢材淬透性越大。因 IT 曲线右移源于奥氏体稳定性更好。

提高过冷奥氏体稳定性、增加临界淬火速率导致淬火层深度增加。淬透性取决于所有提高过冷奥氏体稳定性的因素。例如，铬和钨合金化可提高奥氏体稳定性。这些元素降低奥氏体析出速率，可使钢材成为空气淬硬钢。正常杂质含量钢淬透性强度为纯 Fe-C 合金十倍。

提高淬火温度有利于增加淬火深度，因奥氏体均匀化和晶粒粗大。细化晶粒损害淬透性，因晶界影响奥氏体稳定性。淬火深度也取决于淬火介质。冷却强度越大，淬火深度越大。此外，淬火深度取决于制品截面直径。临界直径是给定淬火介质下可透硬的最大截面直径。不同淬火介质临界直径不同，仅表征特定方法提供的淬透性。

淬透性影响钢材力学性能。透硬情况下，截面上性能无差异。否则从表面至中心递减。淬火后回火钢材淬透性对性能影响分析显示：高温有利于截面硬度均匀化。但弱淬透性钢组织仍不均匀。因表面淬火形成马氏体呈晶粒结构，中心保留片层结构。透硬钢全截面呈晶粒结构。这决定不同淬透性钢性能变化特征。与 Fe3C 形态无关的性能（YS、比伸长率、冲击韧性）有差异。

若淬火时析出铁素体，回火钢性能（断裂应力、YS、冲击韧性、缩面率）受损。制品力学性能取决于截面积。为获回火态最佳力学性能，需淬火态全截面提供晶粒结构；即确保淬火态透淬透性。

晶粒尺寸

分析与晶界相关的任何过程或性能时，需了解材料结构。大部分钢材为多晶结构，由晶界分隔的晶粒组成。晶界是多晶钢材基本结构要素之一。晶界代表两个取向不同晶体间界面，是晶体缺陷区域。能移动和吸附杂质，具有高扩散渗透性。

多晶钢材中，晶界决定许多过程动力学。如晶界移动控制再结晶过程。晶界高扩散渗透性决定中等温度扩散依赖过程动力学。钢材脆化与晶界杂质富集相关。

晶界通常分两大类：(i) 低角界，(ii) 大角界。低角界为错位角 <10° 亚晶界，表位错网络或墙。大角界结构复杂得多。晶界结构理解进展与描述观测到的晶界微观性质模型建立相关。

晶粒尺寸测定

给定处理下形成的晶粒尺寸从腐蚀后的显微切片测定。碳钢和合金钢用试剂：1-5 ml HNO3 + 100 ml 乙醇或甲醇。奥氏体钢用硫酸铜-氯化物溶液腐蚀（10g 硫酸铜、50ml 盐酸、50ml 水）。碳钢和低合金钢腐蚀时，试剂使珠光体变暗，显现铁素体晶界、马氏体组织和回火产物。腐蚀率随硝酸量增加而上升。腐蚀时间数秒至一分钟。奥氏体钢腐蚀显现奥氏体结构和晶界。

渗碳法也用于确定奥氏体晶界。样品在渗碳介质（如 40% BaCO3 和 60% 木炭混合物）中加热至 930℃，冷却后腐蚀。

此外用氧化法：显微切片在真空中加热至比淬火温度高 20℃-30℃ 并保温 3 小时。随后通入空气 30-60 秒，水冷。淬火前最好在 930℃-950℃ 硼砂熔体中加热 30-40 秒后水冷。处理后显微切片抛光，在 15% 乙醇盐酸溶液中腐蚀。晶界呈氧化物网络可见。

此外还用奥氏体晶界腐蚀法、铁素体网络法（≤0.6% C 钢）或渗碳体网络法（高共析钢）、珠光体网络法（成分接近共析钢）。

晶粒尺寸通过在 100 倍放大下将观察显微组织与标准比较尺比较确定（比例尺编制使 100 倍下晶粒数 N 对应公式 'n = 8 × 2^n'，n 为显微切片面积每平方毫米晶粒数），或计数单位面积晶粒数，或计算平均公称直径或每立方毫米晶粒数。

加热至临界点以上产生的奥氏体晶界结构很重要，因冷却时奥氏体转变产物（马氏体、珠光体等）在奥氏体晶体内形成。粗大奥氏体晶粒决定淬火时粗大马氏体片状结构，或退火正火时初始奥氏体晶粒界面粗大网状铁素体（渗碳体）析出。珠光体组织也随珠光体晶粒增大而粗化。

已知，粗大钢材晶粒结构（铁素体-珠光体、马氏体等）力学性能较低。故实践中希望钢材为细晶结构。

晶粒细化

可细化粗晶结构，广泛用于钢材热处理。加热钢材至 Ac3 以上温度的晶粒细化，与通过大量奥氏体相成核中心向奥氏体状态转变相关。这些中心发展形成相对细晶结构。Ac3 以上温度，晶粒横截面尺寸 10-30 μm。初始晶粒尺寸与初始结构晶粒无关。无论初始钢材结构细粗，均可极细。恢复奥氏体细晶结构提供冷却钢细晶结构，无论形成何种结构成分（珠光体、贝氏体、马氏体）。因所有转变产物在每个单独奥氏体晶粒内成核。

过剩相（亚共析钢铁素体、高共析钢 Fe3C）在细小奥氏体晶粒界析出，珠光体转变伴随更小珠光体团块出现。细奥氏体晶粒决定形成细针马氏体。这是 Ac3 以上加热相关晶粒细化效应基础。完全退火、正火或淬火时加热钢材至 Ac3 以上伴随再结晶。初始粗晶结构时，再结晶在对应 Ac3 温度的加热温度下导致晶粒细化。

若加热温度远高于 Ac3，晶粒再次粗大，γ-α 转变时预期结构修正不发生。当向奥氏体状态转变在初始结构内部许多中心开始时，晶粒细化尤为显著。形成中心取向随机，与初始结构 α 相取向无关。通常此类中心数量足够多，晶粒尺寸不超 15-30 μm。奥氏体珠光体析出时，奥氏体晶粒分裂为珠光体团块，每个团块可视为独立晶粒，也代表钢材细化。

钢材强化机制

钢材有四种强化机制：(i) 固溶强化，(ii) 晶粒细化强化，(iii) 分散强化，(iv) 加工硬化。

固溶强化是指基体元素晶格中杂质原子数极少，任何热处理条件下均不能形成稳定或亚稳析出相，但杂质原子有利于改善力学性能的现象。杂质原子存在于基体晶格导致晶格畸变，因杂质和基体原子半径差异。进而产生弹性变形场，在施加应力下阻滞滑移面位错运动。此外，杂质原子可在其周围形成杂质气团阻碍位错运动。上述两因素在固溶强化中起主导作用。

统计均匀分布在 α-铁晶格中的碳影响 α-铁结构和性能。碳在 α-铁中溶解度远低于 γ-铁。与两类铁形成间隙固溶体。但 γ-铁晶格有足够大孔隙植入碳原子，α-铁立方晶格则受损。引入碳原子产生四方畸变，类似马氏体晶格但畸变小得多。此外，插入碳原子致使整个 α-铁晶格略微膨胀。故碳影响 α 相性能。实际存在 YS 与 α 固溶体碳浓度依赖关系。碳对 α 相塑性变形阻力的影响源于其与位错强烈相互作用、钉扎位错及碳原子插入后 α 相晶格四方畸变产生的弹性变形。

钢材热处理形成不同结构成分晶格中碳存在也导致其力学性能变化。例：马氏体形成时插入碳原子主要位于间隙位点子晶格之一，引起马氏体晶格额外四方畸变。这因碳原子应力场与位错应力场相互作用增强塑性变形阻力。碳溶于 α 相对钢材力学性能影响也见于铁素体-珠光体转变。部分碳溶于 α 相表明该相固溶强化是提供中间转变产物高强度性能因素之一。

钢材晶粒细化对钢材有强化效果。冲击韧性对奥氏体晶粒尺寸特别敏感，随晶粒粗大而下降。初始奥氏体晶粒内珠光体团块尺寸减小也有利于冲击韧性提高。

虽晶粒尺寸对冲击韧性有显著影响，但对硬度、断裂应力、YS、比伸长率等个别力学性能影响小或无影响。仅实际晶粒尺寸影响钢材性能，遗传尺寸无影响。但热处理工艺过程由遗传晶粒决定。

钢材中，淬火形成过饱和固溶体析出伴随富集合金元素原子的分散颗粒析出。钢材强度（硬度）随这些颗粒析出而增加。这些特性增量随颗粒分散度和体积分数增加而增加。此现象称为分散强化。

过饱和固溶体析出发生于淬火钢加热（时效）过程中。强化源于晶体中位错运动阻力增加，因形成任何类型障碍（屏障）。时效钢中位错遇到阻滞其运动的区域。运动位错与第二相析出物相互作用性质视相形态结构而异。时效对钢材强度性能总效应由：(i) 析出物强度，(ii) 析出物体积分数，(iii) 析出物分散度，(iv) 形态、结构、与基体结合类型，(v) 温度决定。

α-Fe 中碳固溶体冷却至 A1 以下温度时，碳随溶解度降低和温度下降以 Fe3C 形式析出。此过程在足够缓慢冷却、伴随扩散过程下发生，形成渗碳体。骤冷（水淬）时碳无时间析出，出现过饱和 α 固溶体。随后室温存放（自然时效）碳趋于从固溶体析出。富碳区主要出现在基体缺陷段。过饱和固溶体中碳自然时效析出导致强度性能和硬度改善。但塑性性能如缩面率、比伸长率、冲击韧性恶化，见分散强化现象。

随加热温度升高（人工时效），分散强化加速。因温度升高扩散过程强化。α-Fe 过饱和固溶体中碳析出总过程包含若干连续过程。力学性能和硬度对钢材时效发生的结构变化不敏感。性能剧烈变化指示钢材结构状态改变。

仅当过剩晶体以高度分散状态析出时，析出期间力学性能达到最大变化。随后晶体凝聚导致性能退化。

低温时效期间 α-Fe 中碳不同溶解度对钢材性能影响（分散强化）在低碳钢中突出。含碳 >0.4% 钢中因珠光体转变形成 Fe3C 颗粒影响，上述效应不明显。此外，析出相成核可因碳向 Fe3C-铁素体界面迁移而受阻。结果晶格缺陷处碳浓度降低。

冷塑性变形大大加速过饱和固溶体析出。因位错密度增加，位错为析出物异质成核优选位点，空位浓度增加促进碳向簇团扩散。冷加工后时效力学性能变化方式同淬火后时效，即 YS、断裂应力、硬度改变。随时效时间增加，比伸长率和缩面率下降，脆性断裂倾向增强。变化率高于淬火钢。变化性质也不同。淬火后时效硬度达最大值后下降，冷加工后时效硬度随时效时间不下降。随时效温度升高，淬火钢最大硬度降低，冷加工后硬度与时效温度无关。这因大量碳集中在靠近位错处。基体中极少或无簇团均质成核。故簇团不能以其他簇团为代价生长，即不能凝聚。

强化钢材重要方法为变形强化。晶体变形强化可从应力-应变曲线形状判断。曲线实际形状主要取决于金属晶格类型、纯度和热处理。

立方晶格钢强化曲线呈抛物线，六方晶格金属应力应变间近似线性依赖。这表明塑性变形强化主要由位错相互作用决定，与阻滞位错运动结构变化相关。六方晶格金属比立方晶格钢少变形强化倾向，因六方晶格易滑移系较少。立方晶格钢滑移在多个相交平面和方向进行。

加工硬化有三阶段。第一阶段因易滑移，取决于晶体相对外力取向和杂质存在。此阶段应力应变在小加工硬化率下呈线性依赖。位错通常在基滑移系滑移。

第二阶段加工硬化率远高于第一阶段。位错在相交滑移面移动，碰撞形成阻滞其运动的额外障碍。此状态在应力-应变曲线中最广泛。加工硬化率与剪切模量（或任意弹性常数）比值几乎与施加应力和温度无关。少依赖晶体取向和杂质存在。

第三阶段位错分布可能变化。可绕过第二阶段阻滞运动障碍或与位错相互作用。结果加工硬化率低于第二阶段。此阶段因次级滑移系出现可发生部分应力松弛。畸变减少导致变形在初级系继续，摆脱一定数量进入次级系位错。第三阶段变形特征为交叉滑移发展，为位错绕过第二阶段形成障碍主要机制。

钢材热处理工艺

钢材热处理有三大基本工艺：(i) 退火，(ii) 淬火，(iii) 回火。

退火

钢材退火工艺有不同方法：(i) 扩散退火，(ii) 软化，(iii) 相再结晶退火或完全退火（正火、高温或粗晶退火、珠光体化），(iv) 去应力退火和再结晶退火。

扩散退火目的尽可能消除化学成分不均匀，特别是钢材结晶时产生的偏析不均匀。通常在 γ 固溶体区 1100℃-1300℃ 进行。扩散退火主要用于平滑合金元素含量差异，差异源于晶间偏析。随温度升高和加热时间延长表现为树枝晶模糊。微观硬度差异同时消除。整体硬度下降，因高硬度偏析区被消除。达到某平均硬度。扬散退火成败很大程度取决于钢材纯度和偏析。此类退火通常用于改善中等纯度钢性能。

软化用于产生球状珠光体结构。此结构极软，易于拉拔、冷轧等变形。低碳钢经此退火过软。球状珠光体结构在碳浓度 >0.5% 钢中有利。软化另一目标是产生均匀细化结构，淬火后碳细分散。最简单软化法为在略高于 Ac1 温度保持数小时。此时清除前次处理残留马氏体和冷加工加工硬化。软化后冷却可从 600℃ 空冷。软化结构细化仅在 A1 点以上温度实现。

相再结晶退火包含两次 γ-α 转变，导致出现与初始结构完全不同的细粒均匀结构。正火晶粒细化消除魏氏和粗晶铸造结构，这些结构力学性能差。加工硬化态结构不均匀性消除。退火温度越接近 Ac3 点、在此温度保持时间越短，晶粒越细。提高加热速率和冷却速率也利于晶粒细化。

正火时空冷。大尺寸制品截面不同冷却速率需考虑。产生热应力由去应力退火或高温回火消除. 为得细晶结构，仅在转变温度区间快冷。正火加热温度不应远高于转变点，否则晶粒过粗（过热）。过长保持时间同样结果. 最佳加热温度由碳含量决定。

去应力退火和再结晶退火消除冷加工钢中因位错堆积和晶格畸变存在的宏观应力。通常应力极高. 冷加工发生的性能变化可在后续加热中修正. 冷加工度越大，加热温度越低. 视退火温度和时间，冷加工材料发生各种结构变化. 变化分为恢复和再结晶过程。

恢复是再结晶开始前缺陷密度和分布自发变化过程总称. 若恢复不伴随再结晶晶粒内亚晶界形成和迁移，称恢复（restoring）。若亚晶界在晶粒内形成和迁移，恢复称多边化（polygonization）。

恢复无孵化期. 性能在退火开始即变化. 恢复伴随点缺陷重新分布，浓度随后从过剩浓度降至平衡浓度. 同时位错重新分布，异号位错湮灭。

钢材结构从特定退火温度开始剧烈变化. 出现新近平衡晶粒与延伸冷加工晶粒共存. 它们区别于变形基体晶粒，内部结构更完美. 区别于多边化结构，再结晶晶粒由大角界与基体分隔。

以最初冷加工同相晶粒为代价，形成和生长被大角界包围、结构更完美的晶粒，称初级再结晶. 再结晶始于孵化期. 再结晶速率初从零增至最大，后因新晶粒相互接触不断增加而下降。

难溶杂质夹杂（碳化物、氮化物）降低再结晶晶粒生长倾向. 对易晶粒生长铁素体钢尤重要. 强冷加工合金钢再结晶期间可析出另一相。

强变形和接近熔点温度长时间保持（数天）后可见个别晶体强化生长. 此现象称二级或集体再结晶。

淬火

淬火是强化处理. 从固溶体温度区冷却，速率使初生和贝氏体区转变被抑制、形成马氏体. 此状态钢材具有最高硬度. 区分：(i) 正常淬火，主要用于中高碳钢处理；(ii) 表面化学热处理后淬火（渗碳、高温氰化等），用于低碳钢。

正常淬火为提供所需冷却速率，使用不同冷却介质和方法. 水、油、空气可作冷却介质. 许多奥氏体稳定性高的合金钢进行分级淬火. 此法温降小于直接冷至室温，故淬火应力较小。

淬火时甚至在碳含量相对较小钢材中也保留一定量奥氏体. 故无法赋予制品最大硬度. 因奥氏体室温稳定、低温转变为马氏体，钢材进行深冷处理. 此法继续淬火，高残余奥氏体钢浸入液氮 (N2) 或 0℃ 以下淬火混合物。

表面淬火（仅硬化表层至预设深度）用特殊淬火加热制度. 钢材表面充分加热，芯部冷且后续快冷保持未淬火. 表面淬火钢材选择取决于钢材对快速加热冷却敏感性. 故碳浓度限制在 0.7% 以防钢材开裂。

淬火缺陷中主要为过度保持和过热. 表现为马氏体针粗大和粗晶断口. 导致淬火钢高脆性和裂纹形成. 裂纹常在初始奥氏体晶界形成. 淬火温度低或给定温度保持时间过短导致淬火不完全. 此时淬火钢硬度不足。

渗碳是表面使钢材饱和碳和氮的化学热处理. 这些元素间隙法快速溶于铁、能快速扩散至相当深度. 低碳钢渗碳. 渗碳通常 900℃-950℃ 进行. 气体渗碳多用，钢材在以甲烷 (CH4) 为主气体或液体烃（煤油、汽油等）产生气氛中加热. 渗碳旨在富集表层碳. 淬火在渗碳后进行，实现表层强化. 淬火渗碳层比容大于芯部，产生相当压应力，提高钢材疲劳强度。

氰化是在含氰盐浴中使钢材表面饱和碳和氮. 扩散层 C/N 比通过改变介质成分和处理温度控制. 氰化优于渗碳之处：处理时间短、耐磨和耐腐蚀性改善（因表层含氮）。

回火

回火主要目的是在预设冷却度下提供分散结构. 低碳钢淬火即作为回火，即使未经高温回火也有高粘性和相对高强度。

部分钢材油淬时，甚至在贝氏体区转变形成组织比空冷更分散. 但最分散碳化物分布和最有利性能在马氏体回火后获得. 结构分散度对 YS 影响最大. 断裂应力和 YS 改善、断裂应力-YS 比值增加可视为回火效率度量. 回火效率取决于截面积和钢材碳及合金元素含量。

虽透淬需全截面超临界淬火速率，全回火不需此程序. 例：淬火钢表面区马氏体、芯部珠光体，短时回火时碳化物从马氏体析出快于珠光体片层凝聚，回火后芯部硬度有时高于表面区。

无游离铁素体亚共析钢回火给出均匀改善结构. 有铁素体析出时，断裂应力-YS 比降低，冲击韧性低于表面区. 故选择碳和合金元素含量、特定奥氏体化和冷却条件时，须考虑待回火钢制品尺寸. 为使回火给予足够性能，常只需抑制连续冷却中铁素体形成. 仅需极高断裂应力时用骤冷回火. 此时提高淬火温度、增大奥氏体晶粒可改善完全回火敏感性。