α-Fe即体心立方bcc结构Fe；一般称为α相

γ-Fe即面心立方fcc结构Fe；一般称为γ相

（解释一下γ-Fe是面心立方晶格,而α-Fe是体心立方晶格,由于面心比体心排列紧密,所以由前者转化为后者时,体积要膨胀纯铁在室温下是体心立方结构，称为α-Fe。将纯铁加热，当温度到达910℃时，由α-Fe转变为γ-Fe，γ-Fe是面心立方结构。继续升高温度，到达1390℃时，γ-Fe转变为 δ-Fe，它的结构与α-Fe一样，是体心立方结构。纯铁随着温度增加，由一种结构转变为另一种结构，这种现象称为相变。）

A1线：称共析线又称PSK线

A3线：称GS线指冷却时奥氏体开始析出铁素体或加热时铁素体全部深入奥氏体 的转变温度母线

Ac1即珠光体转变为奥氏体温度；

Ac3即亚共析钢完全转变为奥氏体温度线；

Ar1实测奥氏体向珠光体转变温度；

Ar3实测奥氏体冷却时析出铁素体温度线

Acm即过共析钢完全转变为奥氏体温度线

Accm：加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度

Arcm：冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度

注意，实际的相变临界温度不是固定的，一般手册中给出的数据仅供参考。

铁素体F，奥氏体A或γ，珠光体P，莱氏体Ld，贝氏体B，渗碳体Fe3C

索氏体S, 托氏体T，（马氏体M，好像是不太记得了）

共析线：PSK

亚共析线：PS

过共析线：SK

共晶线：ECF

亚共晶：EC

过共晶：CF

完全退火又称为重结晶退火，是将铁碳合金完全奥氏体化，随之缓慢冷却，获得接近平衡状态组织的退火工艺。

不完全退火是将铁碳合金加热到Ac1～Ac3之间温度，达到不完全奥氏体化，随之缓慢冷却的退火工艺。

冷处理可看成是淬火的继续，亦即将淬火后已冷到室温的工件继续深冷至零下温度，使淬火后留下来的残余奥氏体继续向马氏体转变，以达到减少或消除残余奥氏体的目的。

过饱和固溶体：奥氏体化时，晶格中溶入间隙或置换原子，冷却时被保留下来，使得晶格畸变，金属强度增加，过饱和组织不稳定，加热会使溶质原子析出

重结晶：由于温度变化引起晶体重新形核、长大、发生晶体结构的改变。

重结晶的另一个定义：

所谓重结晶是指在已经形成的冰晶体颗粒大小的重新分布,即一些冰晶增大,而另一些减小,并且大的冰晶愈长愈大,小的越来越小,直至消失在耐冻植物内和耐冰昆虫(仅限于细胞外结冰)体内,重结晶抑制作用可能比热滞效应更为重要。

外加：

当冷变形金属加热到足够高的温度以后,会在变形最剧烈的区域产生新的等轴晶粒来代替原来的变形晶粒,这个过程称为再结晶冷变形金属再结晶后,其冷变形组织完全消失,加工硬化状态也随之消失,金属重新获得冷变形前的性能。

　　铁素体：铁素体晶界

圆滑，晶内很少见孪晶或滑移线，颜色浅绿、发亮，深腐蚀后发暗。钢中铁素体以片状、块状、针状和网状存在。纯铁素体组织具有良好的塑性和韧性，但强度和硬

度都很低；冷加工硬化缓慢，可以承受较大减面率拉拔，但成品钢丝抗拉强度很难超过1200MPa。常用铁素体钢丝有铁素体不锈钢丝（0Cr17）和铁-铬

-铝电热合金丝（0Cr25Al5）等。

　　奥氏体：观察Mn13或奥氏体钢1Cr18Ni9Ti的钢丝金相组织可发现，奥氏体的晶界比较直，晶内有孪晶或滑移线。淬火钢中的残余奥氏体分布在马氏体的空隙处，颜色浅黄、发亮。

　　渗碳体：钢中渗碳体

以各种形态存在，外形和成分有很大差异。一次渗碳体多在树枝晶间处析出，呈块状，角部不尖锐；共晶渗碳体呈骨骼状，破碎后呈多角形块状；二次渗碳体多在晶

界处或晶内，可能是带状、网状或针状；共析渗碳体呈片状，退火、回火后呈球状或粒状。在金相图谱中渗碳体白亮，退火状态呈珠光色。一次渗碳体和破碎的共晶

渗碳体只有在莱氏体钢丝，如9Cr18、Cr12、Cr12MoV和W18Cr4V中才能见到，只要热加工工艺得当，冷拉用盘条中的一次渗碳体块度应较

小、无尖角，共晶碳化物应破碎成小块、角部要圆滑，否则根本无法拉拔，渗碳体带轻度棱角的盘条，可以通过正火后球化退火+轻度（Q020%）拉拔+高温再

结晶退火的方法加以挽救。带状和网状渗碳体也是拉丝用盘条中不应出现的组织，这两种组织提高钢的脆性，不利于钢丝加工成形，显著降低成品钢丝的切削性能和

淬火均匀性，对网状25级的盘条可用正火的方法改善网状，一般来说钢丝经冷拉-退火两次以上循环，网状可降低05-1级。

　　珠光体：珠光体是由片状铁素体和渗碳体组成的混合物，其中渗碳体的质量分数为12%，铁素体的质量分数为88%，两者密度相近，在金相图谱中铁素体呈宽条状，渗碳体呈窄条状。

　　莱氏体：常温下，莱

氏体是珠光体、渗碳体和共晶渗碳体的混合物。在高温下形成的共晶渗碳体呈鱼骨状或网状分布在晶界处，经热加工破碎后，变成块状，沿轧制方向链状分布，其块

度和形状对冷加工性能有决定性的影响，热加工变形程度不足、终锻或终轧温度偏高，往往造成共晶渗碳体块度大，带明显的尖角，这样的盘条根本无法冷拔。莱氏

体钢丝热处理的目标是，使经冷拔逐步破碎的共晶渗碳体逐步球化。

具体范围我手头是查不到 马氏体电阻率最高因为固溶程度很大 晶格畸变很多大。珠光体居中 因为其中的渗碳体主要是离子键 当然导电不好。奥氏体导电最好，畸变小，固溶程度小。第三个问题也就解决了 残余奥氏体增加电阻率会减小。

　　硬度不均匀的原因与本身材质、感应器、感应加热工艺、淬火冷却多种因素有关。

　　一、回火马氏体和淬火马氏体的组织差异：

　　回火马氏体的目的是消除残余奥氏体，其组织为马氏体组织

　　淬火马氏体其组织内有一些残余奥氏体组织

　　二、不同回火温度下的马氏体组织：

　　低温回火(150-250℃) 所得到的组织是回火马氏体,其性能是:具有高的硬度(HRC58-64)和高的耐磨性,因内应力有所降低,故韧性有所提高这种回火方法主要用于刃具,量具,拉丝模以及其它要求硬而耐磨的零件

　　钢淬火后的组织是马氏体及少量残余奥氏体,它们都是不稳定的组织,都有向稳定的组织(铁素体和渗碳体两相混合物)转变的倾向但在室温下,原子活动能力很差,这种转变速度极慢随着回火温度的升高,原子活动能力加强,组织转变便以较快的速度进行由于组织的变化,钢的性能也发生相应的变化

　　按回火温度的不同,回火时淬火钢的组织转变可分为四个阶段

　　1 80-200℃马氏体分解,当钢加热到约80℃时,其内部原子活动能力有所增加,马氏体中的过饱和碳开始逐步以碳化物的形式析出,马氏体中碳的过饱和程度不断降低,同时,晶格畸变程度也减弱,内应力有所降低

　　这种出过饱和程度较低的马氏体和极细的碳化物所组成的组织,称为回火马氏体

　　2 200-300℃残余奥氏体分解,当钢加热温度超过200℃时,马氏体继续分解,同时,残余奥氏体也开始分解,转变为下贝氏体或回火马氏体,到300℃时,残余奥氏体的分解基本结束

　　3 300-400℃渗碳体的形成,钢在回火的这一阶段,从过饱和固溶体中析出的碳化物转变为颗粒状的渗碳体(Fe3C)当温度达到400℃时,α固溶体中过饱和的碳已基本完全析出,α-Fe晶格恢复正常,由过饱和固溶体转变为铁素体钢的内应力基本清除

　　4 400℃以上渗碳体的聚集长大,在第三阶段结束时,钢内形成了细粒状渗碳体均匀分布在铁素体基体上的两相混合物,随着回火温度的升高,渗碳体颗粒不断聚集而长大根据混合物中渗碳体颗粒大小,可将回火组织分为二种:400-500℃内形成的组织,渗碳体颗粒很细小,称为回火屈氏体温度升高到500-600℃时,得到细小的粒状渗碳体和铁素体的机械混合物,称为回火索氏体。

1

合金元素对加热时相转变的影响

合金元素影响加热时奥氏体形成的速度和奥氏体晶粒的大小。

(1)对奥氏体形成速度的影响：

Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲合力大,

形成难溶于奥氏体的合金碳化物,

显著减慢奥氏体形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素,

因增大碳的扩散速度,

使奥氏体的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素对奥氏体形成速度影响不大。

(2)对奥氏体晶粒大小的影响：大多数合金元素都有阻止奥氏体晶粒长大的作用,

但影响程度不同。强烈阻碍晶粒长大的元素有：V、Ti、Nb、Zr等；中等阻碍晶粒长大的元素有：W、Mn、Cr等；对晶粒长大影响不大的元素有：Si、Ni、Cu等；促进晶粒长大的元素：Mn、P等。

2

合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响

除Co外,

几乎所有合金元素都增大过冷奥氏体的稳定性,

推迟珠光体类型组织的转变,

使C曲线右移,

即提高钢的淬透性。常用提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。必须指出,

加入的合金元素,

只有完全溶于奥氏体时,

才能提高淬透性。如果未完全溶解,

则碳化物会成为珠光体的核心,

反而降低钢的淬透性。另外,

两种或多种合金元素的同时加入(如,

铬锰钢、铬镍钢等),

比单个元素对淬透性的影响要强得多。

除Co、Al外,

多数合金元素都使Ms和Mf点下降。其作用大小的次序是：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最强,

Si实际上无影响。Ms和Mf点的下降,

使淬火后钢中残余奥氏体量增多。残余奥氏体量过多时,可进行冷处理(冷至Mf点以下),

以使其转变为马氏体;

或进行多次回火,

这时残余奥氏体因析出合金碳化物会使Ms、Mf点上升,

并在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体(即发生所谓二次淬火)。

3

合金元素对回火转变的影响

(1)提高回火稳定性

合金元素在回火过程中推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变(即在较高温度才开始分解和转变)，

提高铁素体的再结晶温度,

使碳化物难以聚集长大，因此提高了钢对回火软化的抗力,

即提高了钢的回火稳定性。提高回火稳定性作用较强的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Co等。

表层组织为回火马氏体+少量残余奥氏体，心部组织为回火索氏体。变速器是用来改变来自发动机的转速和转矩的机构，其齿轮在使用状态下组织有两个，分别是表层组织为回火马氏体+少量残余奥氏体，心部组织为回火索氏体。

18Cr2Ni4WA属于高强度中合金渗碳钢。要使C化物及奥氏体含量不超标可采用渗碳后高温回火900~920℃渗碳，600~650℃回火，深冷处理，油淬后的硬度也就是48左右，想要达到HRC58-63，必须要进行表面渗碳。

18Cr2Ni4WA钢导热性差，线膨胀系数大，淬透性高，在热处理工艺过程中加热和冷却次数多。因此，热处理后零件内应力大，变形量大且无规律性; 18Cr2Ni4WA钢锻造性能不良，过热敏感性大，锻造工艺控制不当还会产生晶粒迅速粗化，直接影响热处理后的质量;因为钢中含有强碳化物形成元素，钨易于造成表面含碳量过高，使渗层中出现大量残余奥氏体，渗后降温直接淬火，残余奥氏体量可达70一80%，采用一次淬火辅以中间长时间高温回火或冷处理，热处理工艺复杂，周期长，成本高;18CrZNi4WA钢回火软化性能差，淬透性高，又含有大量含钨的碳化物，因此切削加工性能差，又由于渗碳层中易出现过高的碳浓度及大量的残余奥氏体，所以在磨削过程中易出现磨削裂纹。在生产实践中，多年来都没能很好解决上述存在的间题。因此，通过大量的试验研究，对18Cr2Ni4W钢热处理工艺方面做了一些改进和完善，以解决或缓解18Cr2Ni4WA钢热处理易出现的种种缺陷间题。

力学性能

抗拉强度 b (MPa)：≥1180

屈服强度 s (MPa)：≥835

伸长率 5 (%)：≥10

断面收缩率 (%)：≥45

冲击功 Akv (J)：≥78

冲击韧性值 kv (J/cm²)：≥98(10)

硬度 ：≤269HB

试样尺寸：试样毛坯尺寸为15mm

热处理规范及金相组织

热处理规范：淬火:第一次950℃,第二次850℃,空冷;回火200℃,水冷、空冷。

应用负荷条件下工作的重要零件，如高速柴油机、重型载重汽车、航空发动机等设备中的一些齿轮、曲轴等。