金属热处理原理及工艺.doc

金属热处理原理及工艺 绪 论 这门课对咱们专业是很重要的。 本课程的重要性从本专业研究金属材料及热处理的名称上可想而知，虽然现在改了专业名称，但热处理仍是一门主要专业课。本课程既研究理论问题，又解决实际问题，学好本课对于以后的科研及生产都有益无穷。这里，讲讲什么是金属热处理，其地位和作用，本课内容及要求等等。 一、 什么是金属的热处理 简单地说，金属热处理，就是把金属加热到预定温度，并在此温度保持一定时间，然后以适当的速度冷却下来，从而改变其内部组织结构，得到预期性能（工艺性能，机械性能，物理和化学性能）的一种工艺方法。 如果以温度为纵坐标，以时间为横坐标，则右图中三条曲线即为热处理工艺曲线，可分为三个阶段；加热保温冷却。加热曲线的斜率表示加热速度，冷却也如此。 根据加热介质、方法、速度等的不同及冷却的不同，热处理又可分为若干类型。 例如，退火、正火、淬火、回火，是四种不同的热处理工艺，即传统工艺的四把火，以后都要讲到。 这些方法看起来简单，但其中有很深奥的道理。 处理工艺有很大发展，仅了解这四种传统工艺是远不够的。根据加热方式不同，还可分为感应加热表面淬火，火焰加热表面淬火，离子轰击热处理，真空、激光热处理。 有些热处理是要改变表面化学成分的，如表面增加C的含量为渗C，还有渗N，渗硼等。 总之，金属热处理工艺方法非常多，且还在不断地发展。 二、 热处理在机械制造中的地位和作用 各行各业的发展，如工业、农业、现代国防和现代科学技术的发展与金属材料所占的比重越来越大。现代工业，现代科学技术三大支柱信息，能源，材料。而金属仍然是基本材料，尤以钢铁为主。金属材料制成的零件，在其加工过程中，要经过铸造、锻造、焊接、切削加工、热处理等一系列工序，热处理在其中担负着改进工件性能、充分发挥材料潜力，以提高使用寿命的重要任务。就目前机械工业生产状况而言，机床中要经过热处理的工件占总重量的6070，汽车、拖拉机中占7080，而轴承和各种工、模具则百分之百全部需热处理。近年来，随着工业和科学技术的发展，对于金属材料及其制件在强韧性、耐高温、抗氧化、耐腐蚀、耐磨损等性能方面的要求更加严格，采用热处理零件的比重还将进一步增大，工艺方法将不断改进和增多。以后会在工艺部分加以介绍。 热处理之所以在机械制造中占有重要地位，是由于热处理是强化金属的重要手段。 强化金属的三个重要手段形变，合金化，热处理。 形变强化是通过变形提高位错密度（在金属的晶体点阵中引入大量缺陷）。 合金化，改变化学成分，加入Me，形成固溶体，化合物，是通过固溶强化和第二相的弥散析出来强化的。 固溶强化对于钢铁材料来说只能在体心结构产生强化。在体心结构中，C原子间隙在扁八面体间隙中，造成不均匀畸变（剪切分量不相等），有一较大的切变分量，可以和位错产生较大的交互作用，从而造成强化。而面心结构中溶入C，C处于八面体中，只产生膨胀，而不产生及变，或说造成对称畸变，无上述效果。从Fe-C相图中可知，Fe-C合金在室温下有铁素体，F虽也可固溶强化（体心立方），但C的溶解量太少，效果不大，所以F是一软相。此时可借助热处理方法来强化。 如前所述，热处理通过加热和冷却，发生固态相变或组织状态变化，以达到强化，如共析成分的Fe-C合金（T8钢），室温平衡组织为P，HB 170230，若采用淬火热处理工艺手段（加热冷却），得到M组织，则使硬度提高至HB 650720，M是体心结构，不过饱和地固溶了相当多的C院子，甚至对共析钢来说，全部C原子 ，这就产生了极显著的强化效果。所以，热处理相变强化是一种很有效的强化手段，而其中又以马氏体相变强化效果最好，所以金属中相变理论研究以马氏体相变研究发展最为迅速。当然实际上金属强化往往是几种手段综合起来，互相渗透，互相促进，如在Fe-C合金中，加入Me，成为合金钢。合金钢不经过热处理，其强化成都是有限的，通过热处理可以达到最好的强烈配合，即合金化与热处理的相变强化结合起来，形变与热处理也可结合，互相促进，如现在发展了形变热处理，可有效地改善性能。 根据热处理在工艺路线中的位置，又可分为预先热处理和最终热处理。 预先热处理为后续工艺（冷、热加工）作准备。 最终热处理赋予零件最后使用性能。 如锉刀，一般用T12，含C 1.2工艺流程为坯料热轧（后空冷，相当于正火态，为片状PFe3C，硬度较高）球化退火（预先热处理）机加工（剁齿）淬火回火（最终热处理）。对性能要求较多的零件都要经过这两道热处理工序。 热处理工艺的判选是否合理，工艺操作是否正确，直接影响到零件寿命。“搞好热处理，零件一顶几”，“向热处理要钢”。 如日本高速钢的产量 W18Cr4V，W6Mo5Cr4V2与外国差不多，而我国每年高速钢不够用，要进口，而日本要出口。 热处理的重要作用由此可见一斑。 三、 本课程内容 本课程分为原理及工艺两部分。工艺后面讲。 a 原立课的内容 1、固态相变的基本规律及特征 2、成分组织结构性能之间的关系 3、工艺因素的改进对上述规律的影响 工艺课是原理的具体应用，讲一般规律、共性的东西。 原理部分基本按教科书的顺序讲，但第一章“金属固态相变概论”不讲，两个原因一是一开始就讲许多抽象的相变理论不易被接受，不如在以后各章学到哪部分讲哪部分，二是学时很紧张。 四、 本课程的基本要求 原理部分 1、 掌握金属固态相变的基本规律，其中包括组织转变规律，转变动力学以及影响转变的因素； 2、 了解各种组织与常规力学性能的基本关系； 3、 熟悉常用钢经不同热处理后的组织特征，掌握用光学显微镜识别金属材料不平衡组织的基本方法。 学习方法每个同学都由自己的学习方法，有些同学学习方法还是很不错的，针对本门课的特点，提出两点让大家注意 注意理论结合实际，这门课是理论性实践性都很强的课，没有实际经验，较难，主要要重视实验课，实验课将接触到许多实际问题。对实验课要重视，实验课是很重要的环节，上实验课前，要看实验指导书，之后认真写好实验报告。按规定，三次实验报告布鞋，不能参加考试，相信本班没有三次不交的，不会出现这种情况。 要及时复习 此门课根据前几届的情况看来，有些同学不适应，这门课跟以前学过的课不太一样，不是严密的逻辑推理，实验性的东西较多，有些问题尚未搞清，假设的推论，提法很多，再加上各种影响因素，一条条的，显得繁杂散乱，不好学，解决的方法，就是要及时复习，学完一部分就掌握一部分，不能等到考试前才进行复习，为了督促学生学习，可能进行提问。 设想讲课时，基本的原理，概念可反复讲。 第一章 （奥氏体的形成）钢的加热转变 A的形成 在实际生产中，钢的热处理工艺方法繁多，如正火、淬火、回火及时效表面淬火，化学热处理，形变热处理等。但不管哪一种热处理，都是将工件加热到一定温度，保温一定时间，然后以某种速度冷却下来，可见，加热是钢进行热处理的第一步工序。在绝大多数情况下，钢热处理时总要加热到临界点以上的温度，形成奥氏体组织，然后以预定的速度冷却，得到所要求的组织和性能，钢的热处理质量与加热时的A晶粒度、成分与均匀度等有着密切的关系。因此，研究A的形成规律，便具有重要的理论和实践意义。 1、A的形成概述 实际热处理加热时所发生的相变，常常是非平衡的，难于用Fe-Fe3C相图完全说明问题。为了掌握A形成的规律性，必须研究A形成的热力学条件，形成机理，动力学几影响因素等。 一、 A形成的热力学条件 根据Fe-Fe3C相图，温度在A以下时，碳钢的平衡组织为P（共析钢）或PF（亚共析钢），或PFe3C（过共析钢）。因为珠光体组织是F与Fe3C的混合物，所以从相的组成来说，A温度以下的平衡相为F和Fe3C。当温度超过A后，由两相组成的P，将转变为单相A。随着温度持续升高，亚共析钢的过剩相F将不能转变为A，过共析钢的过剩相Fe3C，也将不断溶入A中，而使A量逐渐增多，其化学成分分别沿GS和ES曲线变化。当加热到GSE线以上时，平衡相均为单相A。 钢加热时的相变动力是新相A与母相之间的体积自由能之差V* 。按固态相变成核理论，A成核时，系统的自由能变化为 系统自由能总变化 Sб为形成A时所增加的界面能，εV为形成A时所增加的应变能。应变能是固态相变特有的。金属发生固态相变时，新、旧相的比容一般不会相同，故转变时必将发生体积变化。由于受到周围旧相约束，新相不能自由膨胀，因此新相与其周围的旧相之间必将产生弹性应变和应力，使系统额外地添加一项弹性应变能。因为A在高温下形成，其相变的应变能较小，（因应变能可通过一定的塑性变形来释放掉），相变的阻力主要是界面能。 图2-4（P15）示出共析钢A和P的体积自由能随温度的变化曲线。它们交于A1点（727℃）。当温度等于727℃时，P与A自由能相等，相变尚不会发生。当温度高于A1时，GACα-γ，因此在A内存在C浓度差。这样，A中的C就要从高浓度的A-Fe3C相界面一边向低浓度的A-F相界面扩散，结果破坏了在该温度（T1）下相界面的平衡浓度，此时A内C的分布如虚线所示。为了维持原来的相界面的局部平衡，Fe3C必须溶入A以供应碳量，使其界面的C浓度恢复到Cγ-Fe3C，同时，在A-F相界面处，F必须转变为A，以使界面处A的C浓度降低到Cα-γ。这样便使A的相界面同时向Fe3C和F中推移，于是A晶核不断长大。 这样的过程反复不断地进行，直至PA转变完毕。 此外，与C在A中扩散的同时，在F中也存在着C的扩散。因为F、A与Fe3C三相共存时，在F中也存在着碳浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ。这种扩散也有促进A长大的作用，但因其C的浓度差小，作用甚微。 三、 残余Fe3C的溶解 在P转变为A的过程中，P中的F全部消失时，Fe3C还未完全溶解，即P中F与Fe3C不是同时消失，原因可以从两方面看。 （1）Fe-Fe3C相图，GS线的斜率较平缓，ES线斜率较陡。T1温度下， 即A的平均C0.8，即其值在S点的左侧，则必然有未溶解完的高C相存在，即残余Fe3C。并且由图可知，转变温度越高，A的平均C越低，则残余Fe3C量越多。有资料表明，共析钢中，735℃为0.77C，760℃为0.69C，780℃为0.61C，850℃为0.51C，900℃为0.46C等。 （2）在A晶体长大过程中，由于A与F相界处的C浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ显著地小于Fe3C和A相界面处的浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ，所以A只需溶解一小部分Fe3C就会使A达到饱和，恢复平衡C；而必须溶解大量的F，才能使A的C趋于平衡。所以长大的A溶解F的速度始终大于溶解Fe3C的速度。虽然F Fe3C≈71，但共析钢中F总是先消失。 随加热时间延长，A中C原子继续扩散，未溶Fe3C则不断溶入A中直至Fe3C完全溶解为止。 四、 A的均匀化 在残余Fe3C刚刚完全溶入A的情况下，C在A内的分布是不均匀的，原来为Fe3C的区域，C较高；而原来是F的区域，C较低。这种C浓度的不均匀性随相变温度的提高而愈加严重。因此，只有经继续加热或保温，借助于C原子的扩散，才能使整个A中C的分布趋于均匀。 3 A等温形成动力学 形成动力学是指形成速度问题。即一定温度下A形成量与保温时间关系的问题。对于实际生产有着重要意义。为简便起见，首先讨论共析钢的A等温形成动力学曲线。 一、 共析碳钢A等温形成动力学 （一） 等温形成动力学曲线的建立 动力学曲线的建立，可以用金相方法，也可以用物理分析方法，用得最多的是金相方法。一般用厚约12mm的薄片金相试样，在盐溶中迅速加热至指定温度，保温一定时间后取出，经淬火、磨制、抛光、腐蚀后，在室温下用光镜观察。因加热转变所得的A在淬火时将转变为M，故根据所观察到的M量的多少即可了解A形成过程。 根据观察所得结果，可以作出在一定温度下等温时，A形成量与等温时间的关系曲线，见图，即称为A等温形成动力学曲线。 由曲线可知，A转变有几个特点 （1）在转变温度等温时，P向A的转变需要经过一段孕育期后才能开始。等温开始到A开始形成的一段时间称为孕育期。因A形成需C扩散，而C扩散需时间。需要孕育期是扩散型相变的特点。 （2）不同温度下孕育期长短不同，等温温度越高，孕育期越短。 （3）A的形成速度在整个转变过程中不同。在转变初期，转变速度随时间的延长而加快。当转变量达到50时，转变速度达到最大，之后，转变速度又随时间的延长而下降。 （4）温度愈高，形成A所需要的时间愈短，即A形成速度愈快。 由此图可以得出各个温度下等温转变开始及终了的时间，将各温度下等温转变开始及终了时间综合绘在转变温度与时间坐标系上，即得到A等温形成动力学图。P22 图2-1 应该指出，图中转变开始曲线1所表示的是形成一定量的能测定的A所需的时间与温度的关系，其位置与所用方法的灵敏度有关。随测量方法精度提高，转变开始曲线向温度坐标靠近。通常，为了使用方便，将能够察觉的一定量（如0.5）A形成以前的一段时间作为A形成的孕育期。转变终了的曲线2所表示的是F完全消失时所需的时间与温度的关系。 前已述及，F完全消失后，Fe3C还需一段时间才能完全溶解。曲线3即为Fe3C完全溶解的曲线。Fe3C消失时，A中的C的分布仍是不均匀的，需要一段时间才能均匀化，曲线4即为A均匀化曲线。 在A形成的各阶段所需时间很不一样。如在780℃，A不到10秒即形成，而残余Fe3C溶解需几百秒，A的均匀化需23小时，即A均匀化所需时间最长。 （二） （A的形核率与长大速度） A等温形成动力学的分析 A等温形成动力学图表示出温度升高A形成速度加快的规律，是由于随着温度升高A成核率和长大速度均增大的缘故。 表2-1（P25）A成核率和长大速度与加热温度关系的实验结果。 下面分别加以分析。 1、 A形核率Ⅰ 研究表明，在A均匀成核的条件下，成核率Ⅰ与温度之间的关系为 （注指数为负值，则指数分子↓，或分母↑都是此项的值↑） （2-1） 式中，C’常数 Q扩散激活能 TAA形成温度 K波耳兹曼常数 *临界形核功 式（2-1）右侧由三项组成，这三项均随温度升高而增加。第一项C’与A核所需碳含量有关。由Fe-Fe3C状态图知，随温度升高，一方面与Fe3C相接触的F的C沿QP延长线增加，另一方面A与F平衡的C沿SG线而降低，结果减小了A成核所需要的C浓度起伏，促进了A成核，C’值增大。 第二项 反映的是原子扩散能力。随温度T升高，Q不变，故 值增加，亦即温度愈高，原子活动能力愈强，能克服位置进行扩散的原子数愈多。能克服位置进行扩散的原子数愈多。 第三项反映的是自由能焓差值对形核的作用。 式中，A与旧相的界面能（或者比界面能） 单位体积A与P之间自由能之差 A’常数 当T↑时，↑，使↓，则↑ 由于这三项的共同作用使形核率I随A形成温度的升高急剧增加。由表2-1可见，当温度从740℃提高到800℃时，I提高了270倍。 2、 A线长大速度v A的线长大速度v，实质上就是A的相界面向F和Fe3C中推移速度的总和。主要取决于C在A中的扩散速度及浓度梯度，而浓度梯度取决于所形成的A的厚度，和随温度改变的浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ（A内的浓度差）导出A向F和向Fe3C推移的线长大速度为 式中，K比例常数 C在A中的扩散系数 A中C的浓度梯度 由上边两式可知，A界面向两侧推移速度正比及，反比于界面两侧C浓度差。（新旧相之间的成分相差越大，相变越难进行）当温度升高时，扩散系数呈指数增加， 因A内浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ增大而增大，界面两侧碳浓度差Cγ-Fe3C-Cα-γ及6.67-Cr-Fe3C均减小，即（2-2）（2-3）式中随温度升高，分子↑，分母↓，故其值Vγ-α、Vγ-Fe3C而增加。 如表2-1所示，当温度由740℃提高到800℃，线长大速度增加了82倍。 由（2-2）（2-3）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度的比值。例如，当A形成温度为780℃时，A向F的推移速度 A向Fe3C中的推移速度 即A相界面向F中的推移速度比向Fe3C中的推移速度快14.8倍。但是一般片状P中F的片厚仅比Fe3C片厚大7倍，所以，A等温形成时，总是F先消失，αγ转变结束后，还含有相当数量的剩余Fe3C未完全溶解，还需要经过剩余Fe3C溶解和A均匀化过程才能获得成分均匀的A。（Vαγ/VαFe3C的比值未必完全符合实际情况，公式计算与实际情况一般有误差） 总之，A形成温度升高时，成核率I和线生长速度V均随温度升高而增大。所以，A形成速度随形成温度升高而单调增大。有一点值得注意随温度的升高，I（成核率）的增大速度比V更快，这一点很有实际意义。（后面讲A晶粒度时，要讲到）（举例 P25表2-1） （三） 影响A形成速度的因素 除温度外，影响P转变为A速度的因素还有转变前的原始组织以及钢中所含的Me。 1、 原始组织的影响 如果钢的成分相同，P层间距离越小（P片越 ），原始组织中K分散度愈大，相界面越多，形核地点增多，成核率便愈大；P层间距离愈小，A中C浓度梯度愈大，扩散速度便愈快；K分散度大使C原子扩散距离缩短，A晶体长大速度增加。所以，原始组织愈细，A形成速度愈快。细片P为原始组织时，A的形成速度较快，粗片P时，A形成速率较慢。 原始组织中K的形状对A形成速度也有影响。粒状P与片状P相比，由于片状P的相接面较大，Fe3C较 ，易于溶解，加热时A容易形成。因形核地点多，原子需扩散距离小，长大速度快。不论在高温还是在低温，原始组织为片状Fe3C时，A形成速度均比粒状Fe3C的大。这在转变温度低时更为显著。 粒状P组织与片状P相比，残余K的溶解和A均匀化都比较慢。 2、 合金元素的影响（P24） 在共析钢中加入Me并不改变A形成机制。但由于Me的加入可以改变临界点的位置，影响C在A中的扩散速度，还可与C形成各种稳定性不同的K，故将影响A的形成速度。 转变温度一定时，临界点的改变意味着过热度的改变，如Ni，Mn等元素可以降低临界点，这就增加了过热度，使A形成速度加快。 固溶于A中的Me可以改变C在A中的扩散速度。Cr，Mo，W等K形成元素降低C在A中的扩散系数，故使转变速度变慢。Co，Ni等提高C在A中的扩散系数，故使转变速度加快。Si，Ae等对在A中的扩散影响不大，故对转变速度无大影响。 Me对A形成速度的影响，也受到合金K向A中溶解难易程度的牵制。钢中加入W，Mo等强K形成元素时，由于形成的特殊K不易溶解，将使A形成速度慢。 另外，钢中的Me在原始组织各相中的分配是不均匀的。在退火状态下，K形成元素主要集中在K相中，而非K形成元素则主要集中在F中，合金元素的这种不均匀分布，一直到K溶解完毕后，还显著地保留在钢中。因而合金钢A形成后，除了C的均匀化外，还进行着Me的均匀化。由于Me的扩散比C困难（其扩散速度比C小103104倍），因而合金钢均匀化所需的时间常常比碳钢长。 二、 过共析钢与亚共析碳钢A等温形成图 过共析碳钢经普通完全退火后的组织是P先共析网状Fe3C（经球化退火的组织是F粒状Fe3C）。这类钢中Fe3C的数量比共析碳钢中多。因此，当加热温度在Ac1Accm之间P刚刚转变为A时，钢中仍由大部分先共析Fe3C和部分共析Fe3C未溶解。只有在温度超过Accm，并经一定时间的保温后，Fe3C才能完全溶解。所需时间当然比共析钢的长，同样，在Fe3C溶解以后，需延长时间才能使C在A中均匀分布。 亚共析钢经普通退火后的组织是P先共析F。而其中P的数量随钢的碳含量降低而减少。对于这类钢，当加热到Ac1以上某一温度P转变为A后，如果保温时间不太长，可能有部分F（必然存在的）和Fe3C被残留下来。保温时间足够时，Fe3C趋于溶解。对于碳含量比较高的亚共析钢，在Fe3C以上，当F全部转变为A后不久，有可能仍有部分Fe3C残留。再继续保温，才能使残留Fe3C溶解和使A成分均匀化。 图2-11（P23）a、b是实测的过共析碳钢（1.2C）及亚共析碳钢（0.45C）的A等温形成图。途中的曲线完全证实了以上论述。比较a、b两图可知，共析过共析及亚共析三类钢的A等温形成图基本上一样，都是由A的形成、残留Fe3C的溶解及成分均匀化几个阶段组成。不同的是亚共析钢多了一条先共析F溶解“完了”曲线。与共析钢相比，过共析钢的K溶解及A成分均匀化需要的时间加长。 但是对于C含量比较少且K为细片状的亚共析碳钢，其A等温形成图并不总是象图b所表示的那样。在A化过程中K或F哪一个是残留相的问题，往往和加热条件有很大关系。当加热到Ac1 Ac3之间，P转变为A，如果保温时间足够长，K溶入A后尚有部分先共析F存在。此时如FeFe3C相图所表明的那样，在Ac1 Ac3之间，钢是由AF两相所组成。图c就是这种情况下的A等温形成图。图中曲线4表示快速加热到Ac3以上某一温度时，F以无扩散方式全部转变为A的温度。从图中可以看出，如果A的形成温度在图中曲线4以上，即使钢的C含量很低，当F刚刚转变为A后Fe3C也可以残留。 4 连续加热时A的形成（P23） 钢件实际热处理时，在绝大多数（如高频感应加热，火焰表面加热，盐溶加热等）情况下，A的形成是（属于外等温的或）连续加热转变。 右图为共析碳钢在连续加热时A形成图。图中各转变曲线是将一系列不同加热速度下测出的相变开始点及终了点分别连结而成的。图中各加热曲线与转变曲线的交点，表示不同加热速度下转变开始及转变的各阶段终了的时间和温度。 曲线清楚的表明，连续加热时A形成的基本过程和等温转变相似，也是由A的（形成）形核及长大（包括成核及长大），残留K溶解和A成分均匀化几个阶段组成。业已证明，影响这些过程的因素也大概与等温形成时相同。但因A的形成是在连续加热条件下进行的，所以（在相变动力学及相变机理上）常常会出现一些等温转变所没有的特点。 一、相变是在一个温度范围内完成的 钢在连续加热时，A形成的各阶段分别在一个温度范围内完成，而且加热速度越大，A形成温度范围愈宽， 对于共析碳钢，当加热速度为103℃/S时，P开始转变为A的温度在800℃左右，转变终了温度在930℃左右，其形成温度间隔约为130℃。而当加热速度为107℃/S时，A开始形成温度提高到830℃左右，而终了温度越为1070℃，其温度间隔大约240℃。（日本林口信泽的文章）由此可知，加热速度越快，A形成温度越高，即随加热速度增大，A形成温度范围向高温推移、扩大，也即过热度↑，这就是造成了它的第二个特点。 二、转变速度随加热速度的增大而增大 由共析碳钢连续加热时的A形成图可知，加热速度越快，转变开始和终了温度越高，转变所需的时间越短，即A形成速度越快。 三、 随加热速度的提高，A成分不均匀性增大 前面已讲过，钢在连续加热时，随加热速度的增大，相变温度也相应提高，转变温度范围增大，因此接触相之间的平衡C浓度产生了显著变化。与F相平衡的AC浓度随A形成温度升高而减小，与Fe3C相平衡的AC浓度，则随A形成温度升高而增大。因此，在快速加热的条件下，因K来不及充分溶解，C原子及Me来不及充分扩散，而使A中C及Me浓度很不均匀。 例如，含0.4C的钢，当以130℃/S加热到900℃时，A中存在着碳浓度可达1.6的高C区，而当以230℃/S加热到960℃时，A中则有1.7C的高碳区存在，见右图。由右图可知，随加热速度的提高，高碳区内最高碳浓度也增大，并向等温方向移动。当然也必然存在贫C区。（当淬火加热温度一定时，随着加热速度增大，相变时间缩短，因而使原为P和F区域内的AC含量差别增大，并且剩余K数量增多，导致A基体的平均碳量降低。）在实际生产中，可能因为加热速度快，保温时间短，而导致亚共析钢淬火后得到C含量低于平均成分的M和尚未完全转变的F及K。这种情况常常是应当避免的，可通过细化原始组织使其减轻。在高碳钢中，则会出现碳含量低于共析成分的低、中碳M及剩余K，这有助于使高C钢获得韧化，常常是有益的，应当加以利用。 四、A起始晶粒随加热速度提高而细化 在快速度加热时，因相变过热度大，A成核率急剧增大，加之加热时间短，A晶粒来不及长大，（经适时淬火）可以获得超细化的A晶粒。例如，采用超高频脉冲加热（时间为10-3S）淬火后，在两万倍的显微镜下也难辨其A晶粒大小。 但应指出，在快速加热到高温获得细晶粒后，如不立即冷却，则细小的A晶粒将很快发生长大。 综上所述，在连续加热时，随加热速度的增大，A形成温度升高可引起A起始晶粒细化；同时，由于剩余K数量随加热速度加快而增多，故A基体的平均碳含量降低，这两个因素都可使高C钢的淬火M获得韧化和强化。近年来发展起来的快速加热，超快速加热淬火均是依据这个原理而达到强韧化处理的目的。