劳动人民在长期的生产斗争实践中，早已认识到：钢件通过加热保温和冷却，可以在很大范围内改变它的组织和性能。无论是退火、正火、淬火、渗碳，都首先需要把钢件加热到奥氏体状态。奥氏体是碳原子固溶于铁的面心立方晶格间隙中的固溶体。
奥氏体的成分，均匀性，晶粒大小，以及在加热以后仍保留在钢中的其它相(未溶入奥氏
体的碳化物、氮化物等)的数量、分布状况等，对在以后冷却时奥氏体的分解过程和分解产
物
及其性能都有很大的影响。同时，钢在加热过程中，也会引起表面质量和成分的变化(氧化和脱碳)，这些都会影响工件的热处理效果。 为了保证热处理能够达到预期的目的，我们就需要掌握钢在加热时奥氏体形成和晶粒长大的规律，并运用这些规律去控制加热工艺。 第一节 奥氏体的形成
一、奥氏体(A)的结构，组织与性能
奥氏体是碳在一Fe中的间隙固溶体，具有面心立方结构。由于体积因素的限制(碳原 子半径为O.077 nm，而一Fe晶体结构的最大间隙即八面体间隙半径为0.053 nm)，碳在一Fe中的最大固溶度只有2.1l％(重量)。
奥氏体的面心立方结构使其具有高的塑性和低的屈服强度，在相变过程中容易发生塑性形变，产生大量位错或出现孪晶，从而造成相变硬化和随后的再结晶、高温下晶粒的反常细化以及低温下马氏体相变的一系列特点。
奥氏体的比容在钢中可能出现的各种组织中为最小。例如在含0.8％C的钢中，奥氏体、
-4-4-43
铁素体和马氏体的比容分别为1.2399×10、1.270 8×10和1.2915×10m／kg。这样， 在奥氏体形成或由奥氏体转变成其它组织时，都会产生体积变化，引起残余内应力和一系列相变特点。
奥氏体的线膨胀系数也比其它组织大，例如在含O.8％C的碳钢中，奥氏体、铁素体、渗碳体和马氏体的线．
－6－6
膨胀系数分别为23.0×lO、14.5×10、
－6－6
12.5×10。和11.5×10。奥氏体具有顺磁性，而铁素体和马氏体则具有铁磁性，因此可以用磁性法研 究钢中的相变。
在铁碳合金中，奥氏体只在A1温度以上才稳定，因此只有用高温显微镜才能观察到它那等轴状的、并带有以{1 1 1}面为孪生面的孪晶晶粒组织(图2—1)。但如果加入足够的合金元素，如锰、镍、钴等，就可以使奥氏体在室温下稳定。
钢在加热时形成奥氏体的温度范围，一般可以根据铁一碳合金状态图(图1—1)来说明。 从铁一碳合金状态图可以看出，组织为珠光体的共析钢，由室温加热到A1温度以下时，除铁索体的含碳量有微量的增高之外，没有其它组织转变。当温度极缓慢地升高到A1稍上时，珠光体就转变为奥氏体。同样，具有自由铁素体和珠光体的亚共析钢，加热到A1稍上时，珠光体转变为奥氏体，自由铁素体则未发生转变，而随着加热温度继续升高，自由铁素体不断转变为奥氏体。当温度升高到A3时，铁素体全部转变为奥氏体。（过共析钢怎样转变？）
但也要指出，奥氏体的形成过程、成分均匀和晶粒大小等的变化情况在铁一碳合金状态图中是反映不出来的。
为了便于讨论，现以共析钢为例说明：
从铁一碳合金状态图中我们知道，加热温度高于A1
点时，珠光体才能转变为奥氏体。在A1点时并不能发生奥氏体转变。这是因为在A1点时，奥氏体的自由能FA与珠光体的自由能FP相等。
图1—3表示珠光体和奥氏体的自由能与温度的关系。由图可知，只有当温度高于A1点时，奥氏体的自由能低于珠光体的自由能，奥氏体才会形成。珠光体向奥氏体转变的相变驱动力是二者的化学自由能差。奥氏体形成温度与A1温度之差称为过热度。加热时，必须有足够的过热度，使体积自由能(奥氏体新相体积与单
位体积化学自由能差的乘积)的降低达到足以克服因奥氏体形成时增加的表面能和弹性畸变能(因固态相变时体积变化而消耗的能量)，奥氏体才能形成。在手册中列出的各种钢的A1温度，是指在规定的加热速度(O.125℃／分)条件下，奥氏体开始形成的温度。它总比钢的共析温度A1要高。
三、奥氏体的形成过程
珠光体到奥氏体的转变，大致可以分四个阶段，即奥氏体晶核的形成、晶体的长大、残余碳化物的溶解和奥氏体的均匀化，其示意图如图1-4的(a)、(b)、(c)、(d)所示。
(2)从能量上考虑，在相界面形核不 仅可以使界面能的增加减小(因为在新界面 形成的同时，会使原有界面部分消失)，而且 也使应变能的增加减小(因为原子排列不大 规则的相界更容易容纳一个新相)。这样，形 核引起的系统自由能总变化△G一一△G，+ △G+△Gs(式(1—1))会因△G。和△G。的减 小而减小，使热力学条件△G<0更容易满 足。图2—7比较清楚地显示了奥氏体优先在 珠光体团界面形核的情况。 (二)奥氏体的长大
当稳定的奥氏体晶核形成以后，长大过 程便开始了。对于球化体来说，奥氏体的长 大首先将包围渗碳体，把渗碳体和铁素体隔 开；然后通过y／口界面向铁素体一侧推移，以
因为在相界面上的位错、空位密度较高，原子排列较不规整，容易获得形成奥氏体时所需要
的能量和浓 度的条件。在等温条件下，随时间的增长，奥氏体晶核从无到有，从少到多，在铁素体和渗碳体相界面上长大。图1-4所示为具有粒状渗碳体的亚共析钢(0．20％C)组
。
织加热到845C
向奥氏体转变的过程。图中深色区域为不同保温时间时所形成的奥氏体(试样经淬火后所
见到的已是马氏体)，白色区域为铁素体。渗碳体在铁素体完全消失之前已被奥氏体包围。
2．奥氏体的长大 如图1—5所示在4。，以上的缸温度，奥氏体晶核形成之后，它一面与渗碳体相接，另一
面便与铁素体相接。在靠近铁素体处的含碳量0a一，较低，因此在奥氏体中出现了碳浓度梯
度，引起了碳在奥氏体中不断地由高浓度向低浓度的扩散。随着碳扩散的进行，奥氏体与铁
素体接触处的碳浓度增高，而使奥氏体与渗碳体接触处的碳浓度降低。因此失去了平衡，为
了恢复平衡，渗碳体势必不断地溶解，又
有碳原子溶入奥氏体，使其含碳量升高而恢复到
(2)从能量上考虑，在相界面形核不仅可以使界面能的增加减小(因为在新界面形成的同时，会使原有界面部分消失)，而且也使应变能的增加减小(因为原子排列不大规则的相界更容易容纳一个新相)。这样，形核引起的系统自由能总变化△G一一△G，+
△G+△Gs(式(1—1))会因△G。和△G。的减 小而减小，使热力学条件△G<0更容易满 足。图2—7比较清楚地显示了奥氏体优先在 珠光体团界面形核的情况。 (二)奥氏体的长大
当稳定的奥氏体晶核形成以后，长大过 程便开始了。对于球化体来说，奥氏体的长 大首先将包围渗碳体，把渗碳体和铁素体隔 开；然后通过y／口界面向铁素体一侧推移，以 及7／Fe。c界面向渗碳体一侧推移，使铁素体和渗碳体逐渐消失来实现其长大过程(图2—8)。
对于珠光体来说，在珠光体团交界处形成的核会向基本上垂直于片层和平行于片层的两个方 向长大(图2—9)。 ’ ，
当奥氏体在球化体中长大以及在珠光体中沿垂直于片层方向长大时，铁素体与渗碳体被 奥氏体隔开，为了获得使铁素体向奥氏体转变所必需的碳量，只能通过碳在奥氏体中的体扩 散，由近渗碳体一侧迁移到近铁素体一侧。图2—10示意地表示了这种情况，图中C，爪。c和c，／。
分别为在略有过热为丁。温度时，与渗碳体和铁素体平衡的奥氏体碳含量，C。／h。c和C们分别为
在丁。温度时，与渗碳体和奥氏体平衡的铁素体碳含量。为了便于观察，将Fe—Fe。C相图放
在图的左侧并将浓度轴放在纵坐标位置，图中并假定各相在相界面处达到了平衡。由图可以 看出，正是由于奥氏体与渗碳体和铁素体之间的平衡浓度差，提供了必要的驱动力，使碳原 子不断从7／Fe。c界面向y／a界面扩散。为了维持相界面处碳浓度的平衡，又要消耗一部分渗
碳体和铁素体，进而促进奥氏体的长大。碳在铁素体中的扩散也会产生类似的效果，这里不
再详述。
然而，当奥氏体在珠光体中沿平行于片层方向长大时，情况则如图2—11所示。这时碳原
子的可能扩散途径是可以在奥氏体中进行(图中的①)，
也可以沿y／a相界面进行(图中的②)。
由于沿相界面扩散时路程较短，且扩散系数较大，途径②应当是主要的。因此，奥氏体沿平 行于片层方向的长大速度要比沿垂直于片层方向的长大速度来得高，图2—12很好地证实了 这一推论，照片中部的奥氏体(现在是马氏体)区说明沿平行于片层方向的长大速度要比沿 垂直方向快些。 、
图2—13是En42钢(英国编号，相当于我国编号法的70钢)在739℃加热】20s后水淬
的组织。它不仅说明了图2—11所示模型的
正确性，也说明了奥氏体在不同方向长大速
度的差异，还说明了在奥氏体形成过程
中，珠
光体中的铁素体总是先消失，剩下的渗碳体 随后溶解。
归纳起来，奥氏体的长大是一个由碳原 子扩散控制的过程。在多数情况下，碳原子 沿7／a相界面的扩散起主导作用，再加上所 处的温度较高，使得奥氏体能够以很高的速 度形成。
(三)残留碳化物的溶解和奥氏体成分 的均匀化
奥氏体的长大是通过7／a界面和7／ F％C界面分别向铁素体和渗碳体迁移来实
现的。由于了／a界面向铁素体的迁移远比了／Fe3C界面向Fe3C的迁移来得快，因此当铁素体
已完全转变为奥氏体后仍然有一部分渗碳体没有溶解·这部分渗碳体又称为残留渗碳体或统 称为残留碳化物(当钢中有碳化物形成元素时)，图2—13证实了这一点。
当残余碳化物全部溶解时，奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的，在原来碳化物的区域，含
碳量较高，在原来铁素体的中心地带，含碳量较低。这就是有时在淬火钢的金相组织中，发 现有类似珠光体的痕迹的原因。如果继续延长保温时间，通过碳的扩散，可使奥氏体的含碳 量逐渐趋于均匀。
应当指出，工业上钢件的热处理加热，并不都要求达到奥氏体均匀化的程度，而是根据 热处理目的，控制在奥氏体形成的不同阶段。
亚共析和过共析钢中，奥氏体的形成过程，基本上与共析钢相同，但是还具有过剩相溶 解的特点。
由图可以看出：①奥氏体形成需要一定的孕育期。孕育期的作用是等待 临界晶核的形成，亦即等待出现适当的能量起伏和浓度起伏，以满足形成一定尺寸晶核的要 求。②等温转变开始阶段，转变速度渐增，在转。变量约_为50％时达最快，然后逐渐减慢。这
是由于在开始阶段，已形成的晶核不断长大，同时又不断形成新的晶核并长大，因此单位时 间内形成的奥氏体越来越多；当转变量超过50％后，未转变的珠光体越来越少，假定形核率
保持不变，新形成的晶核会越来越少；此外，不断长大的奥氏体会越来越多地彼此接触，使 这部分奥氏体的长大速度减小至零，因此单位时间内形成的奥氏体量越来越少。③温度越高， 奥氏体的形成速度越快，因为随着温度的升高，过热度增加，使I临界晶核半径减小，所需的
浓度起伏也减小。
将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示在一个图中是一种更常见的形式．如图2—17所示，图中自左至右的4条曲线分别代表：奥氏体转变开始线(以O.5％奥氏体转变量表示)、奥氏体转变完成线(以99.％奥氏体转变量表示)、碳化物完全溶解线、奥氏体中碳浓度梯度消失线。图2—17又称等温时的时间一温度一奥氏体化图．简称等温TTA图(TTA为Time—Temperature—Austenitization的缩写)，或称奥氏体等温形成动力学图。
测出工业用钢的TTA图，对于指导热处理生产具有重要意义。在这方面，德国科学家做
图10—35是连续升温时的奥氏体转变动力学曲线(CCT图)，图中的各条线的意义与图 10—34相同。由图可见，在连续升温转变的条件下，转变是在一个温度区间完成的，转变的开始温度和终了温度与升温速度有关，加热速度越快，转变开始温度和转变终了温度越高，转变所需的时间也越短。
1)由于合金元素改变了A1、A3或Acm。点的位置，与碳钢相比，如果加热温度相同，其 过热度就不一样。降低A1点的元素(如镍、锰等)增加了过热度，将促进奥氏体形核和长大；提高A，点的元素(如铬、钨、钼、硅等)，降低了过热度将减慢奥氏体的形核和长大。 2)由于合金元素影响碳原子在奥氏体中的扩散系数和残余碳化物的溶解。镍既降低A1，增加过热度，同时又增加碳在奥氏体中的扩散系数，从而加快了奥氏体的形成速度。硅和铝对碳原子在奥氏体中的扩散系数影响不大，由于它们是升高A1降低过热度的元素，因而对奥氏体形成速度还是减慢的。铬、钼、钨、钒、钛等能够形成稳定碳化物的合金元素，它们既升高A1，降低过热度，又显著地降低碳在奥氏体中的扩散系数，从而也就显著地减慢奥氏体的形成速度。上述合金元素是按其所形成碳化物的稳定性逐渐增强的次序排列的。其中以钛所形成的碳化物的稳定性最高。所形成的碳化物越稳定，就越难溶解，就愈减慢奥氏体的形成速度。在实际生产中，为了加速稳定碳化物的溶解，经常采取大幅度提高加热温度的措施。如W18Cr4V高速钢的淬火加热温度竟然提高到1270～1290C，超过Ac1(820—840C)几百度。 3)合金钢加热时奥氏体的均匀化包括两个方面，一是碳的均匀化，另一是合金元素的
均匀化。因此在加热和保温时，对合金钢来说，除了要考虑碳的均匀化外，还得考虑合金元
素的均匀化。合金元素在奥氏体中的扩散速度比碳在奥氏体中的扩散速度要慢一千倍，甚至一万倍。
4)奥氏体中碳化物形成元素的存在又会减小碳在奥氏体中的扩散速度。
因此，大多数合金钢工件的热处理加热温度比同类碳钢工件为高，保温时间也较长。
(2)原始组织的影响 奥氏体化前的原始组织对奥氏体化的速度有明显的影响，原始组 织中碳化物越弥散，铁素体与碳化物的界面越大，碳原子的扩散距离越小，越有利于奥氏体 的生核和长大，加快奥氏体化的速率。正火状态的组织是细片状珠光体，退火状态的组织是 粗片状珠光体，所以正火组织奥氏体化比退火组织奥氏体化快。而原始组织若是球化退火的 粒状珠光体，铁素体与渗碳体的界面最小，奥氏体化最慢。
当奥氏体形成后，碳化物还没有全部溶解以前，奥氏体的晶粒可能已经开始长大，而当 碳化物完全溶解后，随着奥氏体化温度的提高或保温时间的延长，这种晶粒长大现象就变得越来越明显。
晶粒长大是一个自发进行的过程，因为晶粒越大，单位体积晶粒数就越少，晶界面积越小，因而界面能或整个系统的自由能越低。晶粒截面向六边形发展，晶界向平直发展。 一、研究奥氏体晶粒长大的必要性
钢的珠光体、贝氏体和马氏体等组织都是由奥氏体组织转变过来的。因此，奥氏体的晶粒大小必然影响到它们的转变产物的组织和性能。例如用高碳工具钢制造的工具，如果在加热过程中奥氏体晶粒粗大了，则淬火后马氏体也粗大，具有这种粗大马氏体组织的刀具在使用时容易崩刃；又如，有的高速钢制冷变形模具的热处理近年来采用低温淬火，由于降低了淬火温度，奥氏体晶粒变细，含碳量较低，使淬火回火后的模具韧性较高，因此提高了某些冷变形模具的使用寿命。
晶粒细化可以提高钢的强度和韧性，所以研究奥氏体晶粒长大问题，具有重要的实际意 义。
(2)奥氏体的晶粒度 奥氏体晶粒的大小用晶粒度N表示，晶粒度通常分8级评定，1 级最粗，8级最细，若比8级还细，则为超细晶粒。晶粒度级别N，与其金相试样放大100
2G-1
倍下每平方英寸(645.16mm)内晶粒数目n的关系是n=2。通常是将放大100倍的金相图片与标准晶粒度评级图进行对照评级。
根据奥氏体形成过程和晶粒长大情况，奥氏体晶粒度可分为：起始晶粒度、实际晶粒度 和本质晶粒度三种。
起始晶粒度是指珠光体刚刚全部转变为奥氏体时的奥氏体晶粒度，一般情况是，奥氏体的起始晶粒比较细小，在继续加热或保温时，它就要长大。
实际晶粒度是指钢在具体的热处理或热加工条件下实际获得的奥氏体晶粒度。它的大小直接影响钢件的性能。实际晶粒一般总比起始晶粒大，因为热处理生产中，通常都有一个升温和保温阶段，就在这段时间内晶粒有了不同程度的长大。 在不同牌号的钢中，奥氏体晶粒的长大倾向并不同，有些钢的奥氏体晶粒随着加热温度的升高会迅速长大，而有些钢的奥氏体晶粒则不容易长大，我们可将钢的奥氏体晶粒长大倾向分为两类，符合曲线l的钢，晶粒长大倾向大，称为本质粗晶粒钢。符合曲线2的，晶粒长大倾向小，称为本质细晶粒钢。
所以“本质晶粒”并不指具体的晶粒，而是表示某种钢的奥氏体晶粒长大的倾向性。“本质晶粒度”也不是晶粒大小的实际度量，而是表示在规定的加热条件下奥氏体晶粒长大倾向性的高低。即把试样加热到930C，保温3或8小时，并以适当的方法冷却后，在室温下显示和测量奥氏体晶粒大小。晶粒度在1～4级的钢为本质粗晶粒钢，5～8级的钢为本质细晶粒钢。
但是，不能认为本质细晶粒钢在任何温度加热条件下晶粒都不粗化，因为工艺实验规定 的温度是930C，若热处理温度在950～1000C以上，就完全可能得到相反的结果，这时本 质细晶粒钢的实际晶粒反而比本质粗晶粒钢要大，因为在950～1000C以上，本质细晶钢具 有更大的长大倾向。 在工业生产中，一般经铝脱氧的钢大都是本质细晶粒钢，只用锰硅脱氧的钢为本质粗晶 粒钢。沸腾钢一般都为本质粗晶粒钢，镇静钢一般为本质细晶粒钢。需经热处理的工件一 般都采用本质细晶粒钢。
(1)加热温度和时间的影响 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒度越粗大。奥氏体的实际晶粒度的大小，取决于具体的加热温度和保温时间，但主要取决于加热温度。在某一加热温度下，随保温时间的延续晶粒不断地长大，可是在长大到一定的尺寸后，晶粒长大就极为缓慢了。
(2)加热速度的影响 在最高加热温度相同时，加热速度越快，奥氏体晶粒越细小。这是因为，加热速度快，转变温度高，奥氏体的形核率增加，大于长大速度的增加，使奥氏体的起始晶粒度细小；另外快速加热，保温时间短，晶粒来不及长大，最终获得的奥氏体实际晶粒度也细小。因此，快速加热是细化晶粒的手段之一。
（3）随着钢中碳浓度增加，奥氏体晶粒的长大倾向也增大，但是当碳的含量超过某一限度时，奥氏体晶粒反而细小，例如900C加热时含碳量以1.2％为限，这是因为随着碳含量的增加，碳及铁原子在奥氏体中的扩散速度增大，因此加速了晶粒的长大；但是碳浓度超过上述含量后，出现未溶渗碳体，渗碳体可以阻止晶界的推移，所以晶粒反而长得慢，奥氏体实际晶粒较小。
(4)合金元素的影响 合金元素对奥氏体晶粒长大的影响有以下几种情况。钢中加入适量的Ti、Zr、Al、V、Nb、Ta等元素，形成稳定性高，不易聚集长大的碳、氮化合物，强烈地阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体粗化温度显著升高。Cr、w、Mo等元素在钢中形成难熔的碳化物，阻碍奥氏体晶粒长大。Mn、P以及过量的Al在钢中溶入奥氏体，削弱铁原子的结合力，加速铁原子的自扩散，促进奥氏体长大。Si、Ni、Cu等元素对于奥氏体晶粒的长大，没有明显的影响。
（5）钢的原始组织的影响
一般来说，钢的原始组织越细，碳化物弥散度越大，则奥氏体晶粒越细小。与粗珠光体相比，细珠光体总是易于获得细小而均匀的奥氏体晶粒度。在相同的加热条件下，和球状珠光体相比，片状珠光体在加热时奥氏体晶粒易于粗化，因为片状碳化物表面积大，溶解快，奥氏体形成速度也快，奥氏体形成后较早地进入晶粒长大阶段。对于原始组织为非平衡组织的钢，如果采用快速加热、短时保温的工艺方法，或者多次快速加热一冷却的方法，便可获得非常细小的奥氏体晶粒。
三、控制奥氏体晶粒长大和细化晶粒的措施 控制奥氏体晶粒长大的措施有： 1．合理选择加热温度和加热时间
加热温度高一些，奥氏体形成速度就快一些。温度越高，奥氏体晶粒长大倾向越大，实际晶粒就越粗。保温时，随着保温时间的延长也出现奥氏体晶粒长大，但加热温度对晶粒长大的影响要比保温时间的影响显著得多，故加热温度要合理选择。 合金钢中奥氏体的形成和均匀化所需的时间比碳钢长，所以合金钢一般需要较长的加热时间。
2．合理选择钢的原始组织
钢的原始组织对奥氏体晶粒长大有影响，一般来说，片状珠光体比粒状珠光体容易过热，因为片状碳化物溶解快，转变为奥氏体的速度快，奥氏体形成后，就较早地开始长大，所以在生产中对于滚珠轴承钢、工具钢要求其原始组织为粒状珠光体，原因之一就是这种组织不易过热。
3．加入一定量的合金元素
既然晶粒长大是通过晶界原子的移动来实现的，因此，可以加入某些合金元素，采用如下两个途径来限制和推迟晶粒的长大。
一个途径就是加入合金元素，使在晶界上形成十分弥散的化合物，如碳化物、氮化物、氧化物等等，这些弥散化合物都不同程度地对晶界的迁移起机械阻碍作用，阻碍了这些晶粒
长大。不过，这些化合物都有一个溶解温度，一旦达到它的溶解温度而被溶解后，阻止作用就消失，晶粒将迅速长大，这时晶粒长大速度甚至比本质粗晶粒钢还大，如用铝钛脱氧的钢就是这样，又如加入铬、钼、钨、钒、钛等合金元素的钢亦是如此。 另一途径是有些元素如硼及少量稀土元素加入钢中，主要吸附在晶界上并降低晶界的能量，从而减小晶粒长大的动力。
细化晶粒的措施，可采用重结晶处理。
工件经热加工(铸造、锻造、轧制、焊接等)以后，往往造成晶粒粗大，使工件的机械性能降低，同时对最终热处理也将带来不利影响。为此，可以通过重结晶来细化晶粒，例如对于有粗大晶粒的亚共析钢工件，可以用完全退火(或正火)来细化晶粒。 近年来采用的多次循环加热冷却的超细化处理，就是通过反复的重结晶过程来细化奥氏体晶粒，大幅度地提高淬火钢件的综合机械性能。
一、欠热、过热及过烧
钢在加热过程中出现的欠热、过热、过烧等缺陷主要是由于炉温仪表不准或失灵，以及 装炉方法不当，炉温不均匀，在感应加热时工艺参数选择不当，感应器结构不合理等原因造 成的。所谓欠热，即亚共析钢淬火组织中出现铁素体，从而造成淬火钢的硬度不足；或过共 析钢淬火组织中有较多未溶碳化物。所谓过热，即钢在加热时奥氏体晶粒的粗化，淬火后得 到粗大的马氏体组织，使工件性质变脆。而过烧则是不仅发生了奥氏体晶粒的剧烈粗化，而 且还有晶界的氧化，甚至晶界局部熔化，造成工件报废。
为了防止这些缺陷的产生，应该经常检验测温仪表，并采用正确的加热规范和装炉方
法。如果钢件在加热时一旦产生欠热或不太严重的过热时，可将钢件进行一次退火或正火， 而后再重新淬火。
二、氧化、脱碳
钢件在加热过程中，由于周围的加热介质与钢表面的化学作用，会使钢件发生氧化及脱 碳的缺陷，严重的影响了淬火质量。
氧化，是指钢的表面与加热介质中的氧、氧化性气体、氧化性杂质相互作用形成氧化铁 的过程，由于氧化铁皮的形成，将使工件的尺寸减小，表面 光洁度降低，还会严重的影响到淬火时的冷却速度，造成软 点或硬度不足。
钢的氧化虽然是化学反应，但一旦在钢的
表面出现一层氧化膜以后，氧化的速度便主要取决于氧和 铁原子通过氧化膜的扩散速度，如图1-20所示。随着加热 温度的升高，原子扩散速度增大，钢的氧化速度便急剧地增 大，特别是在560C以上时，所形成的氧化膜是以FeO为
主(Fe203、Fe304、Fe0)，它是不致密的，氧和铁原子容易通过这一氧化膜而透入 内部，使氧化层越来越厚，而在560C以下时，氧化膜则由 比较致密的Fe304所构成，所以氧化的速度比较缓慢。 脱碳，是指钢表层中的碳被氧化，使表层含碳量降低， 钢的加热温度越高，钢中含碳量越高(特别是含有高含量的
硅及钼、铝等元素时)，钢便越容易脱碳，由于碳的扩散速度较快，所以钢的脱碳速度总是大于其氧化速度，在钢的氧化层下面，通常总是存在着一定厚度的脱碳层。由于脱碳使钢表层含碳量下降，从而导致钢件淬火后表层硬度不足，疲劳强度下降，而且常使钢在淬火时容易形成表面裂纹。
为了防止氧化、脱碳，根据工件的要求和实际情况，可以采用保护气氛加热、真空加热、 以及用工件表面涂料包装加热等办法；在盐浴中加热时，可以采用经常加入脱氧剂的办法； 以及建立严格的脱氧制度。此外国内有些单位对普通箱式炉略加改造采用滴入煤油的办法 进行保护，也可大大改善加热工件的表面质量。
加热介质中存在的O2、CO2和H2O等都会使钢氧化。钢的氧化分两种：一种是表面氧化， 在钢的表面形成氧化膜；另一种是内氧化，在一定深度的表面层中发生晶界氧化。表面氧化 影响工件的尺寸，内氧化影响工件表面层的性能。
钢的内氧化是在800C以上较长时间加热时发生的，介质中的氧除了进行表面氧化，还沿奥氏体晶界向里扩散使奥氏体晶界氧化。钢中Cr、Si、Ti、Al等合金元素与氧的亲和力远大于Fe，优先被氧化，使晶界附近的合金元素减少，晶界性能变坏。
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