第3章机器零件用合金结构钢
第二部分
低碳马氏体型结构钢
低碳低合金马氏体型结构钢
低碳中合金马氏体型结构钢
低合金中碳马氏体型超高强度结构钢
马氏体时效钢
马
氏
体
型
结
构
钢
的
类
型
3.5马氏体型结构钢
3.5马氏体型结构钢
一、低碳马氏体型结构钢
1.低碳低合金马氏体型钢
?背景：中碳（合金）结构钢经通常的热处理后，
其强度与塑性、韧性是一对互为消长的矛盾。
?低碳马氏体型结构钢的组织特点：低碳(合金)结
构钢淬火后形成位错板条马氏体+板条相界残余
奥氏体薄膜+板条内部自回火或低温回火析出的
细小分散碳化物，可实现强、韧、塑性的最佳配
合。
?低碳马氏体型结构钢的性能特点：
在静载下具有良好的强度和塑性、韧性的配合,
即使C含量提高到0.25%，这种优良性能仍然存
在；
低碳马氏体型结构钢不仅在静载下具有低的缺
口敏感性，而且还具有低的疲劳缺口敏感性。
低碳马氏体型结构钢与中碳调质钢相比较，其
冷脆倾向性小。
如从室温到低温（≤-60℃）系列冲击试
验中，若取室温α
k
值的40%时的温度作为
脆性转变温度T
C
，那么低碳马氏体的冷脆
转变温度为T
C
≤-60℃--70℃；而40Cr钢
调质态的T
C
为-50℃。
?低碳马氏体表现出较高的韧性和塑性的原
因：
板条束是脆性断裂的最小断裂单元，板条束的
宽度愈小，钢的脆性转化温度愈低；
奥氏体晶粒愈细，淬火得到的马氏体板条束宽
度也愈窄，韧性也愈好；
板条马氏体的板条束是平行长成的，不象针状
马氏体非平行成长而发生相互撞击造成微裂
纹，这显然也不降低钢的韧性。
板条马氏体的相界还常常存在连续或不
连续的残余奥氏体薄膜，这种塑性第二相
的存在也促进实现低碳马氏体性能的优化：
沿马氏体板条相界呈薄膜分布的奥氏体可
以使裂纹分支，增加能量消耗；
也可以钝化裂纹，导致应力集中下降；
在应力作用下诱导残余奥氏体向马氏体转
变而释放应力。
?典型钢种：
我国研制成功的低碳马氏体型高强
度冷镦螺栓用钢15MnVB(15MnB)和石油机
械用钢20SiMn2MoVA(25SiMn2MoVA)等。
15MnVB钢经880℃淬火+200℃回火后具
有比40Cr钢调质处理优良的综合力学性
能，既具有较高的强度又具有良好的韧性
和低的冷脆转化温度。
这种钢制造的螺栓的静强度比40Cr螺
栓提高了三分之一以上，从而使螺栓承载
能力提高了45%-70%，这不仅显著改进了汽
车螺栓的质量，而且还能满足大功率新型
车型的设计要求。
15MnVB钢的设计还简化了生产流程，提高了
冶金工艺质量。
38Cr（或40Cr）铸锭后，钢锭冷却速度快，
易产生裂纹，因而要求“红送”或在热态装
炉退火。
而15MnVB钢的裂纹敏感性小，钢锭不需要红
送或退火，这给生产带来了很大的方便。
2.低碳中合金马氏体型结构钢
?低碳低合金马氏体型结构钢在强、韧性结合方
面取得了很大的成功。但对于强度和韧性的不
同配合要求，还可以通过增加合金元素来适当
增加强度或韧性：
增加合金元素的含量以增加钢的韧性，如
18Cr2Ni4WA钢。由于此钢中含有4%的Ni，因而
改善了室温和低温韧性和断裂韧性，可用于大
马力高速柴油机曲轴等。
提高合金元素的含量还可增加强度，以获得更
高的强度要求。
?25Si2Mn2CrNiMoV低碳中合金马氏体型超高
强度钢的设计思路为：
第一是保证韧性，强化低碳马氏体：有效利
用碳的强化；充分发挥Si、Mn、Ni和Mo的固
溶强化；
第二是发挥低碳马氏体韧性高的优越性，并
探索进一步改善韧性的途径。具体在以下
四个方面：
（1）在合金化强化马氏体的同时，使其亚结构
基本上保持位错型。
合金元素影响马氏体亚结构的一般规律为：
缩小A相区的元素（如Cr、Mo、W、V等）只形
成位错马氏体，而扩大A相区的元素（如C、
Mn、Ni）在含量低时也只形成位错马氏体，
只有加入量较高时，才能形成孪晶马氏体。
因此，这类钢通常采用多组元、少含量的合
金化原则，以优化马氏体的亚结构。
（2）在马氏体板条相界形成稳定的残余奥氏
体薄膜。通常，扩大A相区的合金元素均有利
于在板条相界产生残余奥氏体薄膜，其中以Mn、
Ni为典型代表，因此低碳中合金马氏体超高
强度钢的设计中，在考虑Mn、Ni的固溶强化
的同时，也希望通过的加入Mn、Ni保证残余
奥氏体薄膜的出现。
（3）在保证必要强度的情况下，尽可能
提高回火温度，以使塑性、韧性得到较
大的恢复。同时还要设法抑制回火马氏
体的脆性，加入Si、Mo。
（4）采用精选原料、真空熔炼和细化晶粒
（添加0.2V%），以减少杂质元素的含量或改
变其分布，也有利于改善钢的韧性。
?综上所述，
从强化、韧化和保证所需要的组织结构三个
方面综合考虑，Si、Mn、Ni和Mo是这类钢成
分设计时主要考虑的元素。
次要考虑的合金元素还有：
从改善淬透性和提高耐蚀性来考虑，加入
1%左右的Cr也是必要的。
从细化晶粒的角度来考虑，加入V可以细
化晶粒，改善强韧性。
因此25Si2Mn2CrNiMoV钢的合金设计
思路是合金化与强韧性机理综合运用的典
型例子之一。
二、低合金中碳马氏体型超高强度结构钢
?背景
飞行器提速的需要
当飞行器的马赫数（Machnumber）M=2时，飞行
器表面温度达到100℃-200℃；
当M=3时，飞行器表面温度达到200℃-300℃；
当M=4时，飞行器表面温度达到540℃。
航
天
飞
机
外
蒙
皮
的
承
受
温
度
高强钢与高强度铝合金、钛合金的竞争
由于铝合金在低于150℃时具有最高的比强
度，且成形性好，因此铝合金是马赫数小于2的
飞行器（飞机）的主要结构材料。
钛合金在马赫数M=2.5-3.5范围内（即温度在
250℃-450℃）具有最高的比强度，但钛合金的
价格昂贵，且工艺性能较差。
?超高强度钢主要用于航空航天器上的高比强度
的结构如：
制造飞机起落架
飞机机身大梁或骨架
火箭发动机外壳
高压容器及常规武器的某些零件等。
?低合金中碳马氏体型超高强度结构钢是在调质
钢的基础上发展起来的。
调质钢经调质处理（淬火+高温回火）得到的
回火索氏体组织不能充分发挥碳在提高钢的强
度方面的潜力。
淬火后如采用低温回火则得到中、低碳马氏
体，可以发挥碳在过饱和相的固溶强化、α-
Fe
2.4
C与基体共格产生的沉淀强化以及马氏体
相变引起的冷作硬化。
?合金化：
碳：
当钢中碳含量每增加0.10%时，钢的强度约
增加300MPa：
如钢中碳含量为0.30%时，钢的强度可获得
1700MPa左右；
当碳含量提高到0.40%时，钢的强度增加到
2000MPa左右；
当碳含量提高到0.50%时，钢的强度增加到
2300MPa左右。
σ
b
=288000×C%+800(MPa)
必须指出的是，碳含量增加时，虽然能增加
钢的强度，但是钢的塑性和韧性是下降的；
同时工艺性能（如加工性、焊接性）也随之
恶化。
因此,通过增加碳含量来提高钢的强度受
对钢的韧性和塑性要求的限制，一般在
0.20%-0.50%的范围内。
合金元素：
加入的合金元素为Si、Mn、Cr、Ni、Mo
等，以有效地提高钢的过冷奥氏体的稳定
性，从而提高钢的淬透性，提高钢的强度。
加入V、Nb等合金元素，以细化奥氏体晶
粒，从而细化淬火后的马氏体，有效地提
高钢的塑性和韧性。
由于Si可以增加钢的抗回火稳定性，并能
使回火马氏体脆性温度移向高温区。如钢中加
入1%-2%的硅，可以使回火马氏体脆性温度推高
到350℃。
这样就可以把这类钢的回火温度提高到
300℃-320℃，从而可以在保证高强度的同时，
适当改善塑性和韧性。
采取提高钢的纯度，降低钢中夹杂物、
气体及有害杂质元素含量的措施。如采用
真空冶炼、真空自耗和电渣重熔后，杂质
元素和夹杂物质量分数可显著下降。从而
进一步改善低合金中碳超高强度钢的韧性。
?典型钢种：
40CrNi2Mo(4340)：钢中的铬和锰主要是提高淬
透性；镍和铬的组合可有效地提高淬透性并能
很好改善回火马氏体的韧性。
300M（40SiNiCrMoV）：在40CrNi2Mo钢的基础上
加入钒和硅并提高钼含量的300M中，加入钒可以
细化奥氏体晶粒，硅可提高钢的回火稳定性，将
回火温度由200℃提高到300℃以上，以改善韧性。
300M钢有高的淬透性和强韧性，特别是大截
面钢材。经过真空感应炉冶炼和电渣重熔成
锭，再经过两次镦粗拔长开坯，由于钢的纯
净度大大提高，在大截面上钢的横向力学性
能得到改善，纵向和横向的断裂韧性基本一
致。300M钢可用于制造大型飞机的起落架等
重要结构材料。
三、马氏体时效钢
?背景
低合金中碳马氏体型钢在超高强度结
构钢中发展的最早，成本低廉，生产工艺
较为简单，性能已接近2000MPa的抗拉强
度，因此，其产量仍居超高强度钢总产量
的首位。随着强度的升高，塑性、韧性不
断下降，容易发生材料的早期脆性破坏。
?马氏体时效钢的合金化
合金化原理：
马氏体时效钢的高强度来源于合金元素的固溶
强化、马氏体相变的强化和时效析出金属间化
合物的沉淀强化。
由于马氏体时效钢的强化效应是由于置换元素
在马氏体中固溶及沉淀析出所造成的，且这些
置换元素大都是铁素体形成元素，因此要能够
得到马氏体基体，必须加入扩大A相区的元素。
?合金化元素：
主加元素Ni
Ni的加入可以保证马氏体的形成，从而增加基
体的强度，并降低其它合金元素在基体中的溶
解度；
Ni的加入能降低点阵中位错运动抗力和位错与
间隙元素之间交互作用能量，促进应力松弛，
从而减少脆性断裂倾向；
Ni的加入还有利于马氏体中的沉淀相的均匀形
核与成长，这种均匀沉淀将促进良好的塑性变
形特性和高的延性。
加入一定量的Co
降低残余奥氏体含量：随着镍含量的增加，MS
点也会下降，因此要控制镍的加入量；加入Co
能升高MS点；
增加钢中扩大A相区的能力，降低点阵中位错
运动抗力和位错与间隙元素之间交互作用能
量，促进板条马氏体的形成。
这种无碳板条马氏体的特征是具有高密度均匀
分布的位错，提供了大量潜在的形核位置和保
证了较高的扩散速率，从而保证时效过程中获
得细小的沉淀物。
加入合金元素镍、钛、铝、钼、铌等，以形成金属
间化合物Ni
3
Al、Ni
3
Ti、Ni
3
Mo和Fe
2
Mo相等的沉淀
硬化相。
马氏体时效钢的板条马氏体具有良好的塑性和韧
性，又有较好的低温塑性和韧性。其原因在于板条
马氏体中具有大量数目的可动位错，组织中可动位
错的利用率的增加不仅改善塑性，而且使解理断裂
缩小到最低限度。
马氏体时效钢的板条马氏体的强度并不高，但配合
金属间化合物沉淀强化后可获得最佳的强韧性。
加入合金元素钼和钴
产生协同效应：合金
元素钼和钴在形成沉
淀强化的同时，还会
形成一些附加的效应。
如钼和钴的复合加
入，使沉淀强化效应
进一步加强——协同
效应。
?产生协同效应的原因：
Co减小含钼强化相的溶解度，使更多的强化相
在时效过程中析出；
Mo还可以降低马氏体时效钢的回火脆性。
Ti除了形成沉淀相以外，还会与残余碳或氮形
成钛的碳氮化合物而细化钢的组织，但它们常
沉淀在奥氏体晶界引起各向异性效应，并降低
钢的塑性。
Al对马氏体也有一定的强化效应，然而它损害
时效前后的延性。
严格控制冶炼过程中钢中杂质元素含量。
碳固溶于马氏体中的碳会形成气团，钉扎位错，
降低马氏体的塑性；碳与钼、钛、铌能形成稳定
的碳化物，在晶界上析出时使钢的韧性降低，缺
口敏感性增加，同时还减少其有效含量，使强化
效应减少。
氮在钢中形成TiN和NbN，会作为裂纹源。
少量硅和锰有强化作用，但对韧性有害。
硫形成硫化物，降低钢的横向性能。
马氏体时效钢的典型热处理工艺为：
815℃固溶处理，随后空冷至室温，合金冷却时转
变为马氏体。由于合金中Ni含量很高以及几乎不存
在C，钢的淬透性极高，因而常常在空气中冷却。固
溶处理后其硬度在30-35HRC之间，很容易进行进一
步的机械加工。
马氏体时效钢的硬化是通过480℃时效3-6h来完成的。
由于时效过程中形成金属间化合物Ni
3
Al、Ni
3
Ti、
Ni
3
Mo和Fe
2
Mo相等的沉淀硬化相仅引起很小的尺寸变
化，因而它可以作为产品的最终热处理。
?马氏体时效钢的优越性能
在高强度水平下还具有优越的韧性；
比许多常用合金结构钢有较好的氢脆和应力腐
蚀抗力；
在固溶处理和时效以后均可进行焊接而不需要
预热。
这类钢的高合金度和生产工艺极其严格，这使
得钢的生产成本很高。
?典型钢种热处理及性能：
钢号
热处理工艺
σ
/MPa
σ
/MP
δ
/%
ψ
/%
14/1665/67
45
53
11
12
1400-
1550
1800
1900
1350-
1450
1750
1800
815℃固溶1h空冷
+480℃时效3h空
冷
815℃固溶1h空冷
+480℃时效3h空
冷
815℃固溶1h空冷
+750℃时效4h+冷
处理+4350℃时效
1h空冷
Ni18Co9Mo5TiAl
Ni20Ti2AlNb
Ni25Ti2AlNb
应用于航空、航天的重要构件：如大型火箭
发动机壳体、空间运载工具的扭力棒悬挂体、
火箭发动机零件、直升飞机的柔性转动轴、
飞机起落架部件、旋转机翼式飞机的铰链结
合部件、水翼艇及潜艇的零部件。也用于制
造高压容器、螺栓、紧固件和机枪弹簧、枪
管、喷油泵零件、低温服役零件及机加工工
具的指度盘等。
3.6特殊用途钢
低温用钢（耐寒钢）
易削钢（自动机钢）
无磁钢
钢轨钢
特
殊
用
途
的
结
构
钢
抗氢钢
大锻件用钢
耐磨钢
重点介绍耐磨钢，易削钢、大锻件用钢自学。
一、高锰钢（耐磨钢）
高锰钢是指含10%-
14%Mn和0.9%-1.4%C的合
金钢。
铸态组织：奥氏体+网
状碳化物。
淬火组织：固溶处理后可以得到单相奥氏
体组织，这种奥氏体组织软且有很高的韧
性，并具有低的屈服强度。
硬度180HB-220HB，冲击韧性大于150J/cm
2
，
σ
0.2
=250MPa-400MPa，σ
b
=800MPa-
1000MPa，δ
5
=35%-55%，ψ=40%-50%，
α
KU
=180J/cm
2
。
?高锰钢的性能特点及冷作硬化的本质
性能特点：这种组织的钢在受到冲击载荷及
高压力的作用下，其表面层将迅速产生加工硬
化，从而产生高耐磨的表面层，而内层仍然保
持优良的冲击韧性，因此即使零件磨损到很
薄，仍能承受较大的冲击载荷而不破裂。
冷作硬化的本质：是通过大量
形变在奥氏体基体中产生大量层
错、形变孪晶、ε-马氏体和α-
马氏体，成为位错运动的障碍。
经强烈冲击后，钢的表面硬度极
大地提高到500HB左右，而心部仍
保持韧性的奥氏体，所以能承受
强有力的冲击载荷而不破裂。
高锰钢的成分特点：
高锰钢中碳含量：自1.0%增至1.5%时，表面硬
化后的硬度增加，耐磨性可提高2-3倍，强度亦
提高，但冲击韧性下降，增加开裂倾向，故碳含
量以1.15%-1.25%范围为最合适。
锰可以扩大γ相区，增加奥氏体的稳定性。通
常Mn/C的比值应为9-11，以保证获得奥氏体的组
织。
Mn/C比值的确定：
对于耐磨性要求较高、冲击韧性要求略低、形
状不太复杂或薄壁的零件，碳含量可选1.2%-
1.3%，锰含量为11%-14%，Mn/C比取低限；
相反，对于冲击韧性要求较高、耐磨性要求略
低、形状复杂或厚壁的零件，碳含量可选0.9%-
1.1%，锰10%-13%，Mn/C比可取高限。
高锰钢中加入2.0%-4.0%Cr或适量的Mo和V，能
形成细小的碳化物，提高屈服强度、冲击韧
性和抗磨性。
加入稀土金属元素：可以进一步提高钢液的
流动性，增加钢液充填铸型的能力，减少热
裂倾向，显著细化奥氏体晶粒，延缓铸后冷
却时在晶界上析出碳化物；稀土元素还能显
著提高高锰钢的冷作硬化效应及韧性，提高
使用寿命。
高锰钢的热处理
通常将钢加热到单相奥氏体相区的温度范围保
温，使网状碳化物充分溶入奥氏体，然后水
冷，获得单相奥氏体组织。这种固溶处理又称
水韧处理。
水韧处理后的高锰钢受到冲击载荷后，表面会
产生加工硬化，而内部仍是高塑性的奥氏体。
因此它兼有高硬度、高耐磨性及高的塑性。
需要注意的是，如果从高温慢冷，或
者在400℃-800℃温度区间等温保温，
那么将会使奥氏体发生γ→γ+α+K
（碳化物）反应，得不到所要求的组
织状态。
用于制造要求耐磨及耐冲击的一些零件。如用于
制造挖掘机的铲斗、碎石机的颚板、衬板等。高
锰钢还大量用于挖掘机、拖拉机、坦克等的履带
板、主动轮和履带支承滚轮等。
在碎石机械中用高锰钢做颚板材料时，它的耐磨
性特别好。当颚板受到冲击应力时，表面层的硬
度迅速提高，即使在表面层磨损以后，新暴露出
的表面又会呈现同样高的硬度，一直可以使用到
尺寸报废。
在铁路交通运输工业中，高锰钢用于铁道上的辙
岔、辙尖、转辙器及小半径转弯处的轨条等。用
高锰钢制造这些零件时，不仅由于它具有良好的
耐磨性，而且由于材质坚韧，不易突然断裂。
由于高锰钢是非磁性的，也可以用于既耐磨又
抗磁化的零件，如吸料器的电磁铁罩。
必须指出的是，选用高锰钢做耐磨零件
时，应先了解其工作条件。在无压力的
条件下，由于无加工硬化现象，高锰钢
并不比其它具有相同硬度的钢更为耐磨。
二、易削钢(自学）
?背景:
切削加工性是钢的重要工艺性能之一。自动机床
的广泛应用，对高强度钢的切削加工性能提出了
新的要求，即要求提高切削加工速度，提高机械
加工的生产率，延长刀具寿命，降低成本，为此
发展了易切削钢（这类钢也称为自动机钢）。
金属材料的切削加工性不仅和材料中的非金
属夹杂物或金属间化合物的数量、形态、性能、
分布等有关，而且还受材料的硬度和组织状态影
响。
3.6特殊用途钢
?合金化的目的：
改变α和γ固溶体的性能（如P）；
改变非金属夹杂物的组成、性能并起变质作用
（如S、Se、Te等）；
形成不溶于固溶体基体的金属夹杂（P）。
?易切削钢中常加入的合金元素是S、P、Se、
Te、Pb、Ca等。
形成MnS、MnTe、PbTe、CaS、α-CaO?SiO
2
、
2CaO?Al
2
O
3
?SiO
2
等，或Pb的金属夹杂物。
热轧时，夹杂物沿轧向伸长，呈条状或纺锤状，
破坏钢的连续性，减少切削时对刀具的磨损。
?值得指出的是，在含硫易切削钢中，Mn/S比一
般控制在2.5-4.5之间，过高的Mn/S比使MnS夹杂
长宽比增高，对性能不利。
强调切削性高于力学性能的低碳易切削钢，硫的
质量分数通常为0.24%-0.33%；
要求冷镦或焊接的低碳易切削钢，硫的质量分数
必须控制在0.04%-0.13%的范围内；
中碳易切削钢中的硫，不应超过0.18%。
?易切削钢牌号：
在钢号前加“Y”，代表“易切削钢”（汉语拼音“易”
的第一个字母）。Y后面的阿拉伯数字表示平均含
碳量（以万分之几计）。
加S和加P的易切削钢的牌号在符号Y和阿拉伯数字
后不加易切削元素符号。
较高Mn含量的加S和加P的易切削钢的牌号在符号Y
和阿拉伯数字后加Mn元素符号。
对含Ca、Pb等易切削元素的易切削钢，在符号Y和
阿拉伯数字后加易切削元素符号。
三、大锻件用钢（自学）
?背景：
航空、航天、国防、电力、造船及重型机械等
工业的发展要求制造大型零件。如电站设备中
的转子、大马力柴油机曲轴、轧钢机的冷热轧
辊等，这些重要的大截面零件通常要求用大锻
件生产。
?工艺特点：
由于大锻件的锻造加工变形不均匀，通常不能
一次锻成，而需要多次加热、锻造。
大锻件一般只能采取缓慢的回火冷却速度，以
减少残余应力。因此对大锻件用钢必须注意组
织的均匀性、晶粒的细化等问题。
?类型：
大锻件优质碳素结构钢
一般大锻件都可以使用优质碳素结构钢。对于要
求综合机械性能的大锻件用钢，其碳含量不易过
高，因为碳的增加会降低锻件的塑性和韧性，增
加脆断倾向，而且偏析较大，故一般碳含量均在
0.2%~0.4%的范围内。
对于要求耐磨的零件可以适当提高碳含量，例如
热轧辊、耐磨齿轮等。
大锻件合金结构钢
要求性能高的大锻件可以采用合金结构钢，如
34CrNiMo、34CrNi3Mo、20MnMoNb、42MnMoV、
50SiMnMoV等钢种。
42MnMoV可用在300mm-500mm截面范围内代替
40CrNi、42CrMo等钢制造齿轮或齿轮轴；
50SiMnMoV是一种大截面中碳贝氏体型钢，用于
制造500mm-900mm截面轧钢机齿轮轴，以代替
34CrNi3Mo钢。
?大锻件用钢的热处理
大锻件用钢锻后的预先热处理和最终热处理。
预先热处理的目的：
一方面可以防止钢中产生白点，特别是碱性平炉冶炼的大
锻件用钢。
对白点敏感的低碳钢（含碳量小于0.3%，含锰量小于0.3%）
和对白点敏感性较小的中碳钢，在锻后空冷或坑冷
（500℃~600℃装入缓冷坑）便可防止白点发生。
对截面较大的碳钢和对白点敏感的合金钢锻件，锻后则必
须进行专门的热处理。
另一方面还可以提
高化学成分的均匀
性，细化与调整锻
件在锻造过程中所
形成的粗大的不均
匀组织，消除锻造
应力，降低硬度，
为切削加工和最终
热处理作组织准备。
预先热处理工艺：
调整和细化大锻件晶粒的热处理通常用多次正火。
第一次正火采用较高的加热温度（通常加热到AC3
以上100℃~150℃），通过奥氏体的再结晶可以打
破钢中存在的重结晶后的新旧相之间的织构关系而
消除原始粗大组织；
第二次正火选用不致引起晶粒显著长大的温度。对
于真空处理的钢液，由于其氢含量已经较低，因此
细化晶粒以改善锻件最终热处理后的组织与性能成
为锻后热处理主要考虑的因素。
最终热处理的目的：
保证使用性能。
对于多数碳钢和一些低合金钢，锻后热处理
能够获得一般技术条件所要求的力学性能，
可以作为最终热处理。
对于大多数大锻件用钢，为了获得所要求的
组织和性能，必须采用最终热处理。
最终热处理工艺：
通常采用淬火或正火及随后高温回火的热处理
工艺。
加热温度：为使大锻件负偏析区达到淬火或正
火温度，以适应有偏析引起的各部位不同的转变
特性，因此大锻件用钢的淬火或正火温度与小件
相比一般取上限温度。对于碳偏析比较严重的大
型锻件，可根据上、下端不同的含碳量，采用不
同的淬火或正火加热温度。
淬火或正火的冷却速度和终冷温度：
基本原则是：
高、中合金钢大锻件心部冷却速度要能抑制
珠光体和上贝氏体组织出现（要求高温性能
者例外），使心部奥氏体过冷到贝氏体，转
变终了点与马氏体点之间的温度，并在回火
前实现充分转变。也可以降低热应力。因此
必须严格控制大锻件淬火或正火的冷却速
度和终冷温度。
通常根据组织和性能的要求选择冷却介质
大锻件正火或淬火常用的冷却方式通常有：
空冷（自然空冷、鼓风冷却）、油淬、
水淬、间歇冷却（水-油、水-空、油-空）、
喷雾和喷水冷却等。
心部终冷温度的控制原则
高合金钢在200℃-350℃；中合金钢在
300℃-450℃；低合金钢在450℃左右；碳
钢在550℃左右。
大锻件淬火或正火后，由于内应力较大，应及时进行
回火处理，间隔时间一般不超过2h-3h，其目的是消
除或降低锻件中的内应力，得到稳定的回火组织，以
满足综合性能要求。在回火过程中还继续起去氢作
用，以消除氢脆现象。
必须指出的是，大锻件的回火加热和冷却也必须控制
其速度。对于用回火脆性倾向较大的钢制造的大锻件
可以在引起脆性的区域快冷（水或油中）至350℃，
然后空冷，并在不引起回火脆性的温度下（450℃）
再进行补充回火，可使残余应力降低至最低水平。
|
|
