2024年2月25日发(作者：浦安梦)
钢板基础知识大全
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现在汽车车身主要的原材料是钢板，无论是承载式车身，非承载式车身。按照钢板的生产工艺分主要可分为热轧钢板和冷轧钢板两大类。
一、钢板的种类
冷轧钢板生产工艺（宝钢）：矿石－高炉炼铁－转炉炼钢－连铸（板坯）－热连轧－酸洗－冷连轧－连续退火（－热镀锌）－卷取/其他（电镀锌/纵剪成带/横剪成板/）
热轧钢板生产工艺（宝钢）：矿石－高炉炼铁－转炉炼钢－连铸（板坯）－除鳞－精轧－冷却－卷取－热轧卷（－冷轧）－矫直/纵剪/横剪
二、表征钢板的主要力学性能指标
强度: 金属材料在外力作用下抵抗变形和断裂的能力。屈服强度、抗拉强度是极为重要的强度指标，是金属材料选用的重要依据。强度的大小用应力来表示，即用单位面积所能承受的载荷(外力)来表示，常用单位为MPa。
屈服强度：金属试样在拉力试验过程中，载荷不再增加，而试样仍继续发生变形的现象，称为“屈服”。产生屈服现象时的应力，即开始产生塑性变形时的应力，称为屈服点，用符号σs表示，单位为MPa。一般的，材料达到屈服强度，就开始伴随着永久的塑性变形，因此其是非常重要的指标。
抗拉强度：金属试样在拉力试验时，拉断前所能承受的最大应力，用符号σb表示，单位为MPa。
伸长率：金属在拉力试验时，试样拉断后，其标距部分所增加的长度及原始标距长度的百分比，称为伸长率。用符号δ表示。伸长率反映了材料塑性的大小，伸长率越大，材料的塑性越大。
应变强化指数n：钢材在拉伸中实际应力－应变曲线的斜率。其物理意义是，n值高，表示材料在成形加工过程中变形容易传播到低变形区，而使应变分布较为均匀，减少局部变形集中现象，因此n值对拉延胀形非常重要。
塑性应变比r值：r值表示钢板拉伸时，宽度方向及厚度方向应变比之比值。r值越大，表示钢板越不易在厚度方向变形（越不容易开裂），深冲性越好。
表一 典型的冷轧钢板性能表 EL 1.0-1.6
牌号
DC01(ST12)
DC03(ST13)
DC04(ST14)
DC05(BSC2)
DC06(ST16)
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUSD
三、钢板表面质量
级别
较高级的精整表面
高级的精整表面 FC（O4）
代号
FB（O3）
特征
表面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如划伤、压痕、麻点、辊印及氧化色
产品二面种较好的一面无肉眼可见的明显欠缺，另一面必须至少达到FB的要求
超高级别的精整FD(O5) 产品二面中较好的一面不得有任何缺陷，即不能影响涂漆后的外观质量货电镀σS
130-260
120-240
120-210
110-190
130-260
140-270
120-240
120-210
120-190
110-180
σb
≥270
≥270
≥270
≥260
≥270
≥270
≥270
≥260
≥250
≥250
EL
32
35
39
40
41
40
42
44
46
48
r
－
－
1.5
1.8
2.0
-
1.4
1.6
1.8
2.0
n
－
－
0.18
0.20
0.22
-
0.18
0.20
0.21
0.22
C%
≤0.10
≤0.08
≤0.08
≤0.008
≤0.006
≤0.10
≤0.08
≤0.01
≤0.008
≤0.006
P%
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
Mn％
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
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表面
四、强化因素
一般的，材料的性能由组织（结构）决定，组织由成分（工艺）决定，他们之间构成一个四面体。钢板也是这样，钢板的强化主要是靠成分和组织，下面拿加磷钢和烘烤硬化钢举例说明。
加磷钢：一般的，强化钢板的元素主要有C、Mn、Ti、Nb、Al等，有害的元素主要是P和S。实际上P的强化作用非常明显，仅次于C，但是数量要达到0.04％以上才能使强化作用超过有害的部分，体现出强化作用。加磷钢正是基于这种原理制造的。主要有B170P1, B210P1, B250P1, B180P2(BP340), B220P2(BP380) 。
牌号
B170P1
B210P1
B250P1
B180P2（BP340)
B220P2(BP380)
烘烤硬化钢：
烘烤硬化钢是指在低碳或者超低碳钢中保留一定量的固溶碳原子，必要时加入磷等固溶强化元素来提高强度，钢板成形后经过涂漆烘烤处理后强度进一步提高，同时这种钢板具有很好的成形性能。主要有：
牌号
B140H1
B180H1
B180H2
屈服强度Mpa
140-230
180-280
180-280
抗拉强Mpa
≥270
≥340
≥340
延伸率
41
35
-
烘烤硬化值
≥30
≥30
≥30
C%
≤0.006
≤0.008
≤0.02
P％
≤0.04
≤0.08
≤0.12
Mn%
≤0.4
≤1.00
≤0.40
屈服强度Mpa
170-260
210-310
250-360
180-280
220-320
抗拉强度 Mpa
≥340
≥390
≥440
≥340
≥380
C%
≤0.006
≤0.008
≤0.008
≤0.08
≤0.10
P％
≤0.08
≤0.10
≤0.12
≤0.12
≤0.12
Mn%
≤1.00
≤1.20
≤1.20
≤0.80
≤1.00
后的外观质量，另一面至少达到FB级
DIN标准手册3中所规定的DIN及SEW中钢牌号的组成及其主要符号(完)
序号 特定命名方法
低碳钢钢板：
St+0～30的数字＋表示表面状况或处理类别的字母和数字。
1
例：St4LG, LG－轻平整；
St01Z200, Z－热镀锌，锌层量200g/m2；
对直接用于进一步加工(变形)的热轧板牌号，在St后加上字母W表示。
非合金钢的压力容器(锅炉)用钢板：
2
H＋表示强度等级的罗马数字Ⅰ～Ⅳ
3
变压器用板：
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表示质量等级的字母A～F＋连续的数字，例：A3；
极簿板及镀锡板：
T(Tempergrade)＋硬度平均值，并以下列字母对镀锡层的种类及厚度进行补充描述：
4
H－热镀锡；E－等厚镀锡；D－差厚镀锡
镀锡层重量采用以g/m2为单位的数值表示，例H15/15
为了进一步地标志出钢的特性和制造方法、热处理状态及用途等特性，使用附加字母进行标志，当涉及熔炼和脱氧方式时一般将字母置于原牌号前；当涉及处理状态时一般将字母置于原牌号之后。
字母 含义 例 字母 含义 例
N
A
耐时效钢
Ast35
正火处理
C45N
P
适合于锻压加工的钢
PSt37-3
B
热处理以改善加工性能
42CrMo4B
QSt37-3
q,Q
具有良好冷变形性能的钢
Cq45
BF
热处理以得到一定抗位强度
16MnCr5BF
R
镇静钢或半镇静钢
RSt37-2
BG 热处理得到铁素体-珠光体组织 20MoCr5BG Ro
适用于制造焊管用
RoSt37-3
C
进行处理以得到可剪切性
100Cr6C RR
特殊镇静钢
RRSt13
E 要求具有-50C冲击功最小值的细晶EStE TM
控制轧制钢
StE360.7TM
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粒结构钢
低温韧性钢
TstE460
f
火焰淬火和感应淬火
Cf54 U 沸腾钢(非镇静钢) Ust37-2
G
软化退火
Ck45G U
非处理钢
St37-2U
V
k 低含S和P的非合金优质钢 Ck35
W
经调质处理的钢
StE460V
工具钢
C45W
K
适用于轧制成型的钢
KSt37-2 W
耐热钢
WstE 355
WT
K
冷拉拔钢
St37K
Z
耐大气腐蚀钢
WTSt37-3
有特别冷变形性能的冷轧板
ZSt37-3
L
对应力裂纹腐蚀不敏感钢
LstE36
Z
按SEL096规定对厚度方向性能St52-3Z15
(断面收缩率)有一定要求的钢
含硫量带上下限(约0.20～0.40)
m
的非合金优质钢
Cm45
Z
金属热处理
简述
金属热处理是将金属工件放在一定的介质中加热到适宜的温度，并在此温度中保持一定时间后，又以不同速度冷却的一种工艺。
金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，及其他加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。
为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。
金属热处理的工艺:
热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。
加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行间接热镀锌
St10Z
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加热。
金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件表面碳含量降低)，这对于热处理后零件的表面性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。
加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度，是保证热处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此当金属工件表面达到要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度一致，使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和表面热处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较长。
冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却速度进行淬硬。
金属热处理工艺大体可分为整体热处理、表面热处理和化学热处理三大类。根据加热介质、加热温度和冷却方法的不同，每一大类又可区分为若干不同的热处理工艺。同一种金属采用不同的热处理工艺，可获得不同的组织，从而具有不同的性能。钢铁是工业上应用最广的金属，而且钢铁显微组织也最为复杂，因此钢铁热处理工艺种类繁多。
整体热处理是对工件整体加热，然后以适当的速度冷却，以改变其整体力学性能的金属热处理工艺。钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种基本工艺。
退火是将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然后进行缓慢冷却，目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，获得良好的工艺性能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。正火是将工件加热到适宜的温度后在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。
淬火是将工件加热保温后，在水、油或其他无机盐、有机水溶液等淬冷介质中快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件在高于室温而低于650℃的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺称为回火。退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火”，其中的淬火及回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。
“四把火”随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺。为了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。
把压力加工形变及热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件表面光洁，提高工件的性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。
表面热处理是只加热工件表层，以改变其表层力学性能的金属热处理工艺。为了只加热工件表层而不使过多的热量传入工件内部，使用的热源须具有高的能量密度，即在单位面积的工件上给予较大的热能，使工件表层或局部能短时或瞬时达到高温。表面热处理的主要方法有火焰淬火和感应加热热处理，常用的热源有氧乙炔或氧丙烷等火焰、感应电流、激光和电子束等。
化学热处理是通过改变工件表层化学成分、组织和性能的金属热处理工艺。化学热处理及表面热处理不同之处是后者改变了工件表层的化学成分。化学热处理是将工件放在含碳、氮或其他合金元素的介质(气体、液体、固体)中加热，保温较长时间，从而使工件表层渗入碳、氮、硼和铬等元素。渗入元素后，有时还要进行其他热处理工艺如淬火及回火。化学热处理的主要方法有渗碳、渗氮、渗金属。
热处理是机械零件和工模具制造过程中的重要工序之一。大体来说，它可以保证和提高工件的各种性能，如耐磨、耐腐蚀等。还可以改善毛坯的组织和应力状态，以利于进行各种冷、热加工。
例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性；齿轮采用正确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高；另外，价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，可以代替某些耐热钢、不锈钢；工模具则几乎全部需要经过热处理方可使用。
概述
随着社会和科学技术的发展，对钢材的作用性能要求越来越严格，目前提高钢材性能的方法主要有以下两点：1），在钢中特意加入一些合金元素，也就是用合金化的手段提高钢材的性能（下一章讨论）；2）对钢进行热处理（这一章的内容）。
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钢的热处理有以下途径（三步骤）：固态下进行不同的加热，保温，冷却。
热处理在生产中越来越广泛，据调查，80-90%工件需要进行热处理，象各种工，模具几乎百分之百要求热处理。
根据加热及冷却的不同，热处理可按下面分类：
虽然热处理有很多方法，但它都可归纳为加热，保温，冷却三个步骤，对不同的材料进行不同的热处理，以上三步各部相同，整个这一章我们就讨论的正是这里面的不同及实质。
钢在加热时的转变
从FE-FE3C的分析中我们知道，碳钢在缓慢加热或冷却过程中,经PSK,GS,E线时都会发生组织转变，例如S点, 冷却到S点温度时A
界点。
有一点大家必须明确，以上我们所讨论的FE-FE3C相。
转化> P,加热到S点时P
转化>S,由于在加热过程中，PSK,GS,ES 三条线很重要。以后我们把它们分别简称为 PSK—A1线，GS—A3线，ES—Acm线, 那么在热处理过程中无论是加热还是冷却到这三条线时，温度及这三条上的交点就为平衡临
图的制定是在冷却速度非常缓慢的情况下制定的，而实际生产中，我们则选用较大的过冷度和加热度，因此碳钢不可能恰好在平衡临界点上发生转变，而是冷却时在三条线以下的地方，加热时在三条线以上的地方，并且加热和冷却速度越大，组织转变点偏离平衡临界点也越大，这个概念必须有，为了能够区别以上临界点（A1，A3，Acm），我们则将实际加热时的各临界点用 Ac1，Ac3，Accm表示，冷却时的各临界点我们则选用Ar1,Ar3，Arcm表示。
一.共析钢的奥氏体化过程
“奥氏体”概念：任何成分的钢在热处理时都要首先加热，加热到A1以上温时，开始了P
的A组织我们就称为“奥氏体”，下面我们以共析钢为例，来分析奥氏化过程。
A1点以下的共析钢全为珠光体组织，珠光体是由层片状的铁素体及渗碳体组成的机械混合物，铁素体含碳量很底，在A1点仅为0.0218%, 而渗碳体晶格复杂，含碳量高达6.69%。当加热到A1点以上时，P转变成具有面心立方晶格的奥氏体，A含碳量.77%，因此我们可以得出奥氏体化过程必须进行晶格的改组和铁，碳原子扩散。奥氏化过程我们简单分成以下三个方面：
（一）奥氏体晶核的形成和长大
A(奥氏体)晶核是在F(铁素体)及Fe3C(渗碳体)的界面形成的。为什么在这里形成，原因很多，但最主要的原因，是含奥氏体的碳量界于铁素体及渗碳体两者之间，而这里为形核提供了最良好的条件。
（二）残余渗碳体的溶解
A及F的进晶格相比较，F的晶格较接近A晶格，但含碳量远远不能满足A的需要,因此A一方面不断吞吃F转变为A晶格结构，另一方面又不断溶解Fe3C补充自身含碳量的不足，但是Fe3C的溶解速度远比F转变A晶格速度满得多。
（三）奥氏体的均匀化
残余渗碳体全部溶解后，A中的碳浓度在一段时间内用仍不均匀，在原来渗碳体处含碳量较高，在原来铁素体处含碳量较低，经过一段时间的保温,原子不断的扩散，这是A中的含碳量才变的均匀。
二.影响奥氏体化的因素
（一）加热温度的影响
P
转化转化> S，象这种由加热获得> A,还在A1点以上温度进行，也就是说刚才我们讨论的共析碳钢加热到A1点温度时，并不是立即向A转变，而是经过一段时间才开始转变，这段时间我们称为“孕育期”，孕育期以后才开始“奥氏体化”过程。并且在全过程中，加热温度越高↑（℃），孕育期越短↓（t）,转变时间↓，奥氏体化速度↑(A化)。以上关系是因为，加热温度↑，原子扩散能力↑，“A化”的晶格改组及铁，碳原子扩散也越快。
（二）加热速度的影响
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加热速度越快↑，转变的开始温度，终了温度↑，转变的孕育期和转变所需时间越短↑，奥氏体化的速度越快↑。
（三）原始组织的影响
刚才我们讲了，A的晶格是在铁素体及渗碳体的相界面的地方形成的，因此成分相同的钢，P组织的层片状越细，那么相界面的面积也就越大，形成奥氏体的机会也就越大，形成奥氏体晶核的机会也愈高，A化的速度也愈快。
三.A晶粒的长大
（一） A的晶粒度
晶粒度：是表示晶粒大小的尺度。
起始晶粒度：钢在进行加热时, P刚转变为A，由于A晶粒此时细小均匀，我们称这时的晶粒为A的起始晶粒度。A晶粒形成后，如果继续升温或保温， A晶粒会自动长大，加热温度越高保温时间越长，A晶粒也就长的越大，原因是高温条件下，原子扩 散容易，另外大晶粒吞并小晶粒，减小了边界，也减少了表面能，能量总是趋于最地状态，因此A晶粒越大也就越稳定。
实际晶粒度：钢在某一具体加热条件下（只临界点以上）实际获得奥氏体晶粒大小，它的大小对钢热处理性能影响很大，实际晶粒度总比起始晶粒度要大，它是钢加热临界点以上的温度且保温一定时间，因此A晶粒不同程度的长大。
本质晶粒度：有些钢加热到临界点以后，温度↑，A晶粒迅速长大粗化↑， 我们称它为本质粗晶粒钢， 还有一些钢在930℃以下加热，A晶粒生长很慢，因此晶粒细小，当加热到高温时，A晶粒急剧长大，我们称这种钢为本质细晶粒钢。
二）奥氏体大小对钢机械性能的影响
A晶粒越细小，热处理后钢的机械性能越高，特别是冲击韧性高，因此处理时，希望能够获得细小而均匀的奥氏体晶粒。
过热的概念：这是金属工艺学的一个术语，钢在加热时，如果温度过高A晶粒会长大（粗化），粗化的晶粒降低材料的机械性能我们称这种缺陷为“过热”，需要控制温度在950℃以下，这样一来，本质晶粒钢不易长大，本质粗晶钢不易过热。
四.亚共析碳钢及过共析碳钢加热是的转变
（一）奥氏体化的过程
前面我们在分析Fe-Fe3C相图时，知道亚过共析钢及共析钢组织的不同点在于，除了室温组织中有P外，亚共析碳钢还有先共析铁素体，过共析钢还有先共析二次渗碳体，因此，亚,过共析钢的奥氏体化过程,除了有P 转 化> A外，还有Fe,Fe3C向A转化及溶解的过程。
1.亚共析钢
加热到AC1线以上后P
转化> A，在Ac1-Ac3点升温过程中，共析铁素体F
转化> A，温度到达Ac3点时，亚共析钢A化过程会结束，获取单一的奥氏体组织。
2.过共析钢
加热到AC1线以上后P
转化> A，在Ac1-Acm升温过程中，先共析Fe3CⅡ
转化>A,温度超过Acm点后，过共析碳钢的奥氏体化全部结束，获取单一的奥氏体组织。
（二）奥氏体的晶粒度
从图中可以看出，在相同的温度下，随钢中含碳量增大，A晶粒只寸也在增大，这是因为他们相互碰撞的机会增多，加快了晶粒的长大，但含碳量超过一定限度，A晶粒长大倾向反而减小，这是由于未溶的渗碳体质点阻碍了晶粒长大， 因此钢中含碳量超过某个限度愈多，那么未溶渗碳体也越多，阻碍晶粒长大的作用也愈大，奥氏体晶粒长大倾向也就愈小，我们可以获取较细小的奥氏体实际晶粒度
上一节我们讨论了钢在加热时的转变，而这一节的内容是钢在冷却时的转变，冷却的方式有两种：
1）.连续冷却；
2）.等温冷却。
1. 等温冷却
是把加热到A状态的钢，快速冷却到低于Ar1某一温度，等温一段时间，使A发生转变，然后再冷却到室温。
2. 连续冷却
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把加热到A状态的钢，以不同的冷却速度（空冷，随炉冷，油冷，水冷）连续冷却到室温。
表5-1 45钢经8400C加热后，不同条件冷却后的机械性能
冷却方法
随炉冷却
空气冷却
油中冷却
水中冷却
σb,MN/m2
530
670～720
900
1100
σs,MN/m2
280
340
620
720
δ，%
32.5
15～18
18～20
7～8
ψ，%
49.3
45～50
48
12～14
HRC
15～18
18～24
45～60
52～6
从这个表中，我们可以发现，同是一种钢，加热条件相同，但由于采用不同的冷却条件，钢所表出的机械性能明显不同。
为什么会出现性能上明显的差别？一句话是由于钢的内部组织随冷却速度的不同而发生不同的变化，导致性能上的的差别。
由于Fe-Fe3C相图是在极其缓慢加热或冷却条件下建立的，没有考虑冷却条件对相变的影响，而热处理过程中的过冷奥氏体等温转变曲线和过冷奥氏体连续冷却转变曲线是对这个问题的补充，下面分别讨论。
一.过冷奥氏体的等温转变曲线
过冷奥氏体（A）的概念：
加热到A状态的钢快速冷却到A1线以下后，A处于不稳定状态，但过冷到A1点以下的A并不是立即发生转变，而是经过一个孕育期后才开始转变象这个暂时处在孕育期，处于不稳定状态的A，我们就称作“过冷A”。
（一）.共析碳钢过冷A等温曲线的建立
1).首先将共析碳钢制成许多薄片试样（Ø10*1.5mm）并把它们分成若干组；
2).先取一组放到炉子内加热到AC1以上某一温度保温，使它转变成为均匀细小的奥氏体晶粒；
3).将该试样全部取出迅速放入AC1以下温度（选650ºC）盐炉中，使过冷A进行等温转变；
4).每隔一定时间取一试样投入水中，使在盐炉等温转变过程中的A在水冷时转变为M；
5).观察各试样的显微组织
这些图是共析钢由A冷却到750ºC，并经不同等温时间再水冷到的显微组织，图中亮白色是M（过冷A转变所生成），黑色是A等温转变产物（A 冷 >P）。
6).找出A转变的开始时间和终了时间随时间的增多，在水冷后试样中A等温转变产物（A 转 >P）的量也增多。
（a）图是刚开始转变，黑色是P，白色是M；（e）图是转变结束，产物是P。
7).相同的方法，将个组加热到A，然后迅速投入不同的温度（600ºC，550ºC，500ºC等）；分别找出各温度下A的转变开始和终了时间。
8).将所有的各温度下找出A开始转变点及转变终了点画在温度—时间坐标图上，并将所有的转变开始点连一条线，所有的转变终了点连一条线，所绘出的双C曲线即是过冷奥氏体等温转变曲线。如果将加热奥氏体化了的共析碳钢，迅速冷却到230ºC时，即Ms线，过冷奥氏体会发生马氏体转变，因此230ºC是马氏体的转变温度，M表示马氏体，Ms是M转变开始温度，Mf是M转变终了温度，我们将加热，保温，冷却工艺曲线都舍去，这样我们就得到5-12完善的C曲线图。
（二）.过冷奥氏体等温转变曲线的分析
转变开始线：由过冷奥氏体（A）开始转变点连接起来的线；
转变终了线：由转变终了点连接起来的线；
A稳定区域 ：A1以上是奥氏体稳定区域；
过冷A区域 ：A1以下是转变开始以左的区域；
转变产物区：A1以下是转变终了线以右和Ms点以上的区域；
过冷A及转变产物共存区：转变开始线和转变中了线之间。
过冷到A1线以下的A进行等温转变时，都经过一段孕育期，转变开始线及纵坐标之间的距离即表示孕育期。
举例：转变开始线上的某点到纵坐标之间的距离即表示在该温度下等温转变的孕育期。孕育期长，过冷转变稳定，反之稳定性差 Ms 观察C曲线我们可以发现，在各温度下过冷奥氏体的稳定性不相同，在C曲线的鼻尖处， 约550ºC地方，它的8 / 30
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孕育期最短，表示过冷A最不稳定，由于它的转变速度最快，所以距离纵坐标最近，称“鼻尖”，而在靠近A1点和Ms点处的孕育期较长，过冷A较稳定，转变速度也较慢。
共析碳钢的过冷A在三个不同温度区间，发生三种不同的转变
珠光体——A1点到C曲线鼻尖区间（高温转变），转变产物是珠光体，又称珠光体型转变；
贝氏体——C曲线鼻尖到Ms点区间中温转变，转变产物是贝氏体，又称贝氏体型转变；
马氏体——Ms点以下是低转变，转变产物是马氏体，又称马氏体型转变。
（三）.过冷奥氏体等温转变产物的组织及性能
1.珠光体型转变（又称高温转变）
奥氏体过冷到A1线以下后，向珠光体转变，首先在A晶界处形成渗碳体晶核，然后渗碳体片不断分枝，并且向奥氏体晶粒内部平行长大，我们知道渗碳体的含碳量较高6.69%C，而A仅0.77%C，因此Fe3C片长大的同时，必然使及它相临的奥氏体的含碳量不断降低，而后又促使这部分低碳A转变为铁素体，这样也就形成了由层片状渗碳体及铁素体组成的珠光体。冷却速度对珠光体型的转变影响很大，随过冷度的增加，珠光体中铁素体和渗碳体的片间距离越来越小。
分辨仪器：
光显 ----→①过冷度较小时，获得片层间距离较大的珠光体组织，“P”；
高光显----→②过冷度梢大时，获得片层间距离较小的珠光体组织，又称索氏体，“S”；
电显 ----→③过冷度更大时，获得片层间距离更小的珠光体组织，又称屈氏体，“T”；
珠光体的性能：P的性能取决于片层间的距离，片层间距离越小↓，塑性变形，抗力能力↑，强度，硬度越高↑。
2．贝氏体型转变用（符号“B”表示）
上贝氏体：大约在C曲线鼻尖至350℃范围内
贝氏体：大约在C曲线350℃至MS点温度范围内
贝氏体组织是由含碳过饱和的铁素体及渗碳体组成的两相混合物， 因此A转变成贝氏体也包含了晶格的改组和碳原子的扩散，它的转变过程同样也是经过了固态下形核的长大来完成的，贝氏体的转变温度比珠光体还低，因此在低温下铁原子只能做很小的位移。而不发生扩散，下面我们介绍一下B上和B下：
上贝氏体组织形成过程：
上贝氏体大约是在C曲线鼻尖到350℃温度范围内形成的，首先是在A的低碳区或晶界上形铁素体晶粒，然后向A晶粒内长大，形成图中密集而又相互平行排列的铁素体，由于温度低碳原子的扩散能力弱，铁素体形成时只有部分碳原子迁移到相邻的A体中,来不及迁出的碳原子固溶于铁素体内，而成为含碳过饱和的铁素体，随着铁素体片的增长和加宽，排列在它们之间的奥氏体含碳量迅速增加，含碳量足够高，便在铁素体片间析出渗碳体，形成上贝氏体，上贝氏体在光学显微镜下呈羽毛状。
下贝氏体组织形成过程：
B下大约是在350℃至 MS点温度范围内形成，首先在A的贫碳区形成针状铁素体，然后想四周长大，由于转变温度更低，碳原子的扩散能力更弱，它只能在铁素体内作短距离移动，因 此在含碳过饱和的针形铁素体内析出及长轴成55～60º的碳化物小片，这 种组织称下贝氏体，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态。
B组织的性能：
B上和B下性能相比较，B下不仅具有较高的硬度和耐磨性，而且B下的硬度，韧性和塑性均高于B上。
这个图是共析碳钢的机械性能及等温转变温度的关系，从这个图上可以看出，在350℃上贝氏体温度转变范围内B上的强度，硬度越低，韧性也越低而B下相反（350℃至MS）它的强度，硬度，塑性和韧性的综合机械性能较高，因此生产中常采用等温淬火获取B下组织。
奥氏体过冷到MS线以下，发生马氏体转变“M”，由于马氏体转变是在极快的连续冷却过程中进行的，因此马氏体的转变我们放在过冷奥氏体连续冷却转变一节中讨论。
（四）.亚共析碳钢及过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变
1．C曲线的形状及位置p5-22
是亚共析，共析，过共析碳钢的C曲线，比较三图，不难看出，三者都具有A转变开始线及转变终了线，不过亚共析碳钢的C曲线上多出一条先共析铁素体曲线，过共析碳钢曲线上多出一条先共析渗碳体曲线。通常在热处理加热条件下，亚共析碳钢的C曲线随含碳量的增加向右移，过共析碳钢的C曲线随含碳量的增加向左移，，因此碳钢中共析C曲线的鼻尖离纵坐标最远，过冷A也最稳定。
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2.先共析相的量及形态
随过冷度的增加，亚共析碳钢和过共析碳钢的先共析铁素体或先共析渗碳体的量在逐渐减小，当过冷度达到一定程度后，这种先共析相就不在析出，而由过冷奥氏体直接转变成极细珠光体（屈氏体），这种P的含碳量已不是共析成分（C = 0.77%），这种非共析成分获得的共析组织称伪共析体。转变温度越低↓，先共析相的量越少↓，珠光体量↑，因此钢的性能也就不同。举例：同一成分的亚共析钢，正火比退火后珠光体量多，且片层间距离小，因此钢的强度和硬度提高，韧性也有所改善。
魏氏组织：当奥氏体晶粒特别粗大（过热的钢或铸件中），并且在一定的冷却条件下，先共析相（F，Fe3C）以一定位向呈片状或针状形态在A晶粒内部析出，我们称这种组织为魏氏组织。
魏氏组织使钢的塑性，特别是韧性大为降低，因此生产中常用退火或正火来消除钢中的魏氏组织。
二.过冷奥氏体的连续冷却转变
上一个大问题我们讨论的是过冷A的等温冷却转变，现在我们讨论的是过冷A的连续冷却转变。
（一）.共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立
首先将一组试件经加热到奥氏体化后，它们以不同冷却速度连续冷却，也就是图中所示的V1～V6速度，在冷却过程中我们测各试样比容变化，由奥氏体及其转变产物的比容不同，我们即可测出各种冷却速度下奥氏体转变开始和转变终了的时间及温度，用这些测出的数据我们绘出温度——时间坐标图，然后所有转变开始点和转变终了点分别连接起来，这样便可获得过冷奥氏体的连续冷却曲线，注意：V5 ，V6 冷却速度的转变开始点连成一水平线，这就是 M开始转变线——MS线。
（二）.共析碳钢过冷A连续冷却转变曲线分析
比较P5-25及P5-10两曲线，连续冷却转变有以下主要特点：
1．Ps线是P体型转变开始线； Pf线是P体型转变终了线；AB线是P体型转变中途停止线，冷却曲线遇AB线后，过冷A不再发生P体型转变，而一直保留到MS线以下，A直接转变为M。
2．连续冷却转变曲线上只有C曲线上半部分，而没有下半部分，这说明共析碳钢连续冷却时，只有珠光体型转变，而没有贝氏体转变。
3．P5-25
图中的VK及过冷奥氏体连续冷却转变曲线鼻尖相切，是保证 A在连续冷却过程中不发生分解而全部冷却到M区的最小冷却速度，又称临界冷却速度。
4．在连续冷却过程中，过冷奥氏体的转变，是在一个温度区间内进行的，随冷却速度的增加，转变温度区间逐渐移向低温并随之加宽，而转变时间则缩短。
5．P5-25
冷却速度V，它及转变开始线相交后又及AB线相交，因此珠光体型的转变没有结束，剩余的过冷A在随后冷却时及MS线相交而开始转变为马氏体，因此最后所得到的产物主要是屈氏体和马氏体的混合组织。
（三）.过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用
过冷A连续冷却转变曲线的测定比较困难，因此有些使用广泛的金属材料的连续冷却曲线至今还没测出，目前生产技术方面多是应用过冷奥氏体等温转变曲线近似地来分析奥氏体连续冷却中的转变。
三.马氏体转变
当冷却速度大于临界冷却速度VK ，且过冷到MS线以下，那么过冷奥氏体发生M转变，获得马氏体组织。由于马氏体冷却速度快，转变温度低， 因此A向M转变时γ—Fe—α—Fe的晶格改变速度极快，过饱和的碳来不及以渗碳体形式自α—Fe中析出，而很快由A 直接转变成碳在α—Fe中过饱和固溶体，这就称为马氏体（M）。由于冷却速度快，转变温度降低的关系（C原子来不及移动），因此有A转变为M ，M中含碳量及原A含碳量是相同的。
（一）.马氏体的晶格结构
C轴的晶格常数大于a轴的晶格常数
C/a 称作M的正方度
正方度的产生完全是由于M中过饱和碳原子强制分布在晶胞的某一晶轴的空隙处，结果使α—Fe的体心立方晶格被歪曲，M含碳量越高↑，正方度越大↑，M比容越大↑，由A→M体积变化越大↑，这就是造成高碳钢淬火时容易变形和开裂的原因之一。
（二）.马氏体的组织形态
M的形态主要有两种：一种是片状M（含C多）；另一种是板条状 M（含C少），钢中含碳量越高，淬火组织中片状M就越多，板条状M就越少。
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图5-30 电显微镜下M组织
①在显微镜下我们可以看到在同一视场中，许多长短不一及互成一定角度分布的M，由于片状M形成时一般不能穿过A晶界，而后形成的M又不能穿过先形成的马氏体，所以越是后形成的马氏体片尺寸越少，片状M的立体形态是双凸透镜状，而显微镜下所看到的则是金相试面上的M截面形态，因而呈针状。
②板条状M
它的立体形态呈椭圆形截面的细长条状而它的显微组织在金相试面上是板条状M截面形态。
（三）.M的性能
实验表明：当奥氏体的含碳量大于1%的钢淬火后，马氏体形态为片状M，片状M又称高碳M，当奥氏体的含碳量小于0.2%的钢淬火后，M形态基本为板条状M，因此又称低碳M，当A的含碳量在1%及0.2%之间，则为两种马氏体的混合组织。
M的含碳量增高，强度及硬度也增高，从图中明显看出，含碳量较底时，强度，硬度增高明显。造成硬度，强度提高的主要原因是过饱和的碳原子使晶格正方畸变，产生固溶炭化，同时在M中存在大量的弯晶及位错，它们都会阻碍位错运动，提高塑性变形抗力，从而产生相变强化。另外M的塑性和韧性及含碳量有关，高碳片状M的塑性，韧性很差，而低碳M则不然，它具有较高的塑性及韧性。
表5-2 板条状马氏体及片状马氏体的性能比较
淬火钢中含碳量，%
0.25～0.25
0.77
马氏体形态 σb,MN/m2
板条状
片状
σs,MN/m2 HRC
30～50
66
δ，%
9～17
≈1
ψ，%
40～65
30
σb,J/cm2
60～180
10
1020～1530 820～1330
2350 2040
P5-22表为含碳量不同的板条状及片状M的性能比较，从表中比较可见，片状M性能特点是硬度高而脆性大，板条状M不仅强度，硬度较高，而且还有良好的塑性和韧性。以前人们对M的概念是“硬而脆”，随着科学技术的发展，对板条状M（低碳M）认识不断加深，从而使得低碳M在各领域广泛应用，具有良好的机械性能的低碳M，对节约钢材，减轻设备重量，延长使用寿命，都有重要意义。钢的组织不同，比容也不同，M比容最大，A比容最小，P居中，且M的比容随含碳量增高而增高，钢在淬火后由A—>M，钢件体积必然增大，因而导致淬火件常有变形及开裂事故发生。
（四）.马氏体转变的特点
M转变及我们前面所介绍的相变一样，它也具有形核及长大两个过程，但它及其它相变相比，又有以下特点：
1．马氏体转变是无扩散型转变P，B体型转变都属于扩散型转变，A—>M由于过冷度极大，依次A中的铁，碳原子不能进行扩散，转变是只发生γ—Fe—α—Fe转变，过饱和的碳未析出而形成碳在α—Fe中的过饱和固溶体，因此说M转变是无扩散变。
2．M转变速度快 M形成不需要孕育期，形成仅需10-7秒（0.1微秒）。
3．M转变是在某一温度范围内形成的。过冷奥氏体一大于V1c的速度冷却到Ms点时，就转变为M，冷却到Mf线时，M转变结束。 实验表明：Ms及Mf点的位置及冷却速度无关，而及A的含碳量有关，含碳量越高，Ms及Mf点的温度越低。
4．M转变的不完全性
含碳量超过0.5%后，Mf温度将到室温，因此淬火时，在室温下必然有一部分A被留下来，这部分A称残余A，含碳量高，Ms温度高，淬火后残余A增多。我们不希望残余A出现，但是在保证M转变的条件下，A过冷到Mf点以下，仍有少量的参及奥氏体被留下来，这就是我们所说的“马氏体转变不完全性”。追究M转变为什么会保留残余A？原因是M转变时，体积要膨胀，体积的膨胀使还没转变的A产生多向应力，因此阻止了A—>M，而保留下来A。
冷处理
残余A不仅降低淬火钢的硬度和耐磨性，而且在工件使用过程中，残余A会继续转变成M，使这就要求高精度的工件，如，精密丝杠，精密量具，精密轴承等。为了保证使工件形状，尺寸发生变化，影响工件的尺寸精度，用期间的精度，淬火工件冷却到室温后，在冷却到-78ºC或-183ºC，来最大限度消除残余A，达到增加硬度，耐磨性及尺寸稳定性的目的，这种处理成“冷处理”。
钢的退火及正火
一个零件的生产过程，是由许多道工序所组成，在生产工序中为了某一目的，还会穿插多次热处理，热处理可以分为两类：
预先热处理：消除前道工序造成的缺陷，为随后切削加工。最终热处理作准备；
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最终热处理：使工件满足使用条件下的性能要求。
一.退火
完全退火，等温退火，扩散退火，球化退火，去应力退火，再结晶退火
退火的目的
1．降低钢件硬度，利于切削加工， HB=160~230，最适于切削加工，退火后HB恰在此中；
2．消除残余应力，稳定钢件尺寸并防止变形和开裂；
3．细化晶粒，改善组织，提高钢的机械性能；
4．为最终热处理（淬火，回火）做组织上的准备。
（一）.完全退火
是将亚共析碳钢加热到Ac3线以上约20~60ºC，保温一定时间，随炉缓慢冷却到600ºC以下，然后出炉在空气中冷却。这种退火主要用于亚共析成分的碳钢和和金钢的铸件，锻件及热扎型材，目的是细化晶粒，消除内应力及组织缺陷，降低硬度，提高塑性，为随后的切削加工和淬火做好准备，
上图是30钢的铸件完全退火前后性能比较F的晶粒尺寸越小，强度越高，塑性越高完全退火经加热，保温后，获得晶粒细小的单相A组织，必需以缓慢的冷却速度进行冷却，以保证奥氏体在珠光体的上部发生转变
（二）.等温退火
等温退火是为了保证A在珠光体转变区上部发生转变，因此冷却速度很缓慢，所需时间少则十几小时，多则数天，因此生产中常用等温退火来代替完全退火。等温退火加热及完全退火相同，但钢经A化后，等温退火以较快速度冷却到A1以下，等温应定时间，使奥氏体在等温中发生珠光体转变，然后再以较快速度冷至室温，等温退火时间短，效率高。
（三）.扩散退火（均匀化退火）
实用范围：合金钢铸锭和铸件。
目的：消除和金结晶是产生的枝晶偏析，使成分均匀，故而又称均匀化退火。
工艺：把铸锭或铸件加热到Ac1以上，大约1000~2000ºC，保温10~15小时，再随炉冷却。
特点：高温长时间加热。
钢中合金元素含量越高，加热温度也越高，高温长时间加热又是造成组织过热又一原因，因此扩散退火后需要进行一次完全退火或正火来消除过热。
（四）.球化退火
使用范围：多用于共析或过共析成分的碳钢和合金钢。
目的：球化渗碳体，硬度下降，改善切削加工性能，为淬火做好准备。
工艺：将过共析钢加热到AC1以上约20~40°C保温一定时间，然后缓慢冷却到600°C以下出炉空冷。
工艺特点：低温段时加热和缓慢冷却。
当加热温度超过AC1线后，渗碳体开始溶解，但又未完全溶解，此时片状渗碳体逐渐断开为许多细小的链状或点状渗碳体，弥散发布在奥氏体基体上，同时由于低温短时加热，奥氏体成分也极不均匀，因此在以后缓冷或等温冷却的过程中，以原有的确细小深碳体质点为核心，在奥氏体富集的地方产生新核心，均匀形成颗粒状渗碳体。
（五）.去应力退火（低温退火）
目的：用于消除铸件，锻件，焊接件，冷冲压件以及机加工件中的残余应力，这些残余应力在以后机加工或使用中潜在地会产生变形或开裂。工艺：将工件缓慢加热到600~650°C，保温一定的时间，然后随炉缓慢冷却到200°C再出炉空冷。
二．正火
将钢件加热到临界点（Ac3，Acm）以上，进行完全奥氏体化，然后在空气中冷却，这种热处理称正火，正火的目的及退火相同，只是温度高于退火，且在空气中冷却。
（一）.正火工艺：
正火的加热温度及钢的化学成分关系很大
低碳钢加热温度为Ac3以上100~150°C
中碳钢加热温度为Ac3以上50~100°C
高碳钢加热温度为Ac3以上30~50°C
保温时间及工件厚度和加热炉的形式有关，冷却既可采用空冷也可采用吹风冷却，但注意工件冷却时不能堆放在一起，应散开放置。
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（二）.正火后的组织及性能
正火实际上是退火的一种特殊情况，两者不同之处主要在于正火的冷却速度较退火快，因此有
伪共析组织。
45钢的退火，正火状态的机械性能
状 态
退火
正火
σb,MN/m2
650～700
700～800
δ5,%
15～20
15～20
σb,MN/m2
40～60
50～80
HB
～150
～200
通过这个表我们可以看到正火后的强度，硬度，韧性都比退火后的高,塑性并不降低。
（三）.正火的应用
正火及退火相似，有以下特点：正火钢的机械性能高，操作简便，生产周期短能量耗费少，因
此尽可能选用正火。
正火有以下几方面的应用
1.普通结构件的最终热处理；
正火可以消除铸造或锻造生产中的过热缺陷，细化组织，提高机械性能。
2.改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性；
硬度在160~230HB的金属，易切削加工，金属硬度高，不但难以加工，而且刀具易磨损，能量耗费也大，硬度过低，加工又易粘刀，使刀具发热和磨损，且加工零件表面光洁度也很差。
阴影表示切削加工性能较好和低碳合金钢退火硬度一般都在160HB以下，且切削加工性不良，但选用正火（1点划线），由于珠光体量增加，片层间距变细，从而改善了切削加工性能。
3.作为中碳结构钢制作的较主要零件的预先热处理；
正火常用来为较重要零件进行预先热处理。例如，对中碳结构钢正火，可使一些不正常的组织变为正常组织，消除热加工所造成的组织缺陷，并且它对减小工件淬火变形及开裂提高淬火质量有积极作用。
4.消除过共析钢中的网状二次渗碳体，为球化退火作组织准备，这是因为正火冷却速度比较快，二次渗碳体来不及沿A晶界呈网状析出。
5.对一些大型或形复杂的零件，淬火可能有开裂的危险，正火也往往代替淬火，回火处理，作为这些零件的最终热处理。
钢的淬火
什么是钢的淬火？
首先将钢加热到临界点（Ａc3,Ac1）以上，经过一段时间的保温使钢奥氏体化，然后再以大于临界冷却速度Ｖk进行快速冷却，从而发生Ｍ转变的热处理工艺，称淬火。
淬火的目的？
为了获取Ｍ组织，它是强化钢材最主要的热处理方法。
提示：
Ｍ不是热处理所要求的最后组织，淬火后，钢材还要根据不同的需要，进行不同温度的回火，这样可使淬火Ｍ获取不同的组织，从而使淬火钢零件具有不同的机械性能，充分满足各种工具及零件的使用要求。
一．淬火工艺
（一）.淬火加热温度的选择
淬火温度的高低及钢的化学成分有关
亚共析钢 t＝Ac3+(30～70)°C
共析钢，过共析钢 t＝Ac1+(30～70)°C
亚共析碳钢为什么要加热到Ac3以上完全Ａ化后淬火呢？
若加热温度选在Ac1～Ac3之间，组织中有一部分铁素体存在，在随后的淬火冷却中，由于铁素体不发生变化而保留下来，它的存在是钢的淬火组织中存在软点，降低了淬火钢的硬度，同时它的存在还会影响钢的均匀性，影响机械性能，加热Ac3以上太高也不行，钢的氧化脱碳严重，另一方面Ａ精粒粗大，淬火后Ｍ粗大，钢的性能变坏。
过共析钢的淬火加热温度为什么选择在Ac1～Ac3之间？
首先过共析钢在淬火加热以前，都要经过球化处理，加热到Ac1～Acm之间时组织为Ａ和一部分未溶化的Ｆe3C,，淬火13 / 30
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后，Ａ—>M，Ｆe3C被保留下来，Ｆe3C硬度很高，它的存在，可以提高钢的硬度和耐磨性，如果将过共析钢加热到Ａcm以上淬火，有以下几点不利因素：
1.由于Ｆe3C完全溶入Ａ，钢中含碳量增加，Ｍs点下降，淬火后残余Ａ量增加，反降低了钢的硬度及耐磨性。
2.A精粒粗化，淬火后的M粗大，晶微裂纹增多，钢的脆性大为增加。
上图为T12钢加热Acm以上淬火后所获取的带有显微裂纹的粗化M组织。
3.钢的氧化脱碳严重，降低钢的表面质量。
4.增大淬火应力，增加了工件变形和开裂的倾向。
除了上述钢的淬火加热温度选择原则之外，对同一化学成分的钢，由于工件的形状和尺寸，淬火冷却介质或淬火方法不同，因此淬火加热温度要考虑各种因素的影响，结合具体情况制定。
（二）.加热时间的选择
加热时间指的是升温及保温所需时间，加热时间的长短及很多因素有关，象钢的成分，原始组织，工件形状和尺寸，加热介质，装炉方式，炉温等许多因素有关，确切计算加热时间很困难，课本中只是给出一个经验公式：
t=a*D
t 加热时间；a 加热系数；D 工件有效厚度
表5-5 常用钢的加热系数
钢的种类 工件直径mm
《50
碳钢
〈50
《50
合金钢
〉50
高合金钢
（三）.淬火冷却介质
1．理想淬火冷却速度
前面我们介绍过，加热到A状态的钢，冷却速度必须大于临界冷却速度是才能获得要求的M组织。
但是从此图我们可以看出，要获取M组织，不需要在整过冷却过程中都快速冷却，关键在C曲线鼻尖处，这里奥氏体最不稳定，因此650最不稳定，因此650～550°C温度范围内要快速冷却,而在稍低于A1点和稍高于Ms点处过奥氏体较稳定,为了减少淬火冷却中因工件截面内外温度差引起的热应力,冷却速度应缓慢些,特别是Ms点处,冷却速度太大,工件体积涨大,组织应力也愈大,易引起变形和开裂。
2．常用淬火冷却介质
表5-7 常用淬火冷却介质及其冷却特性
最大冷却速度时
淬火冷却介质
所在温度，℃
静止自来水，20℃
静止自来水，60℃
10%NaCL水溶液，20℃
15%NaOH水溶液，20℃
10号机油，20℃
340
220
580
560
433
冷却速度，℃/s
775
275
2000
2830
230
650～500℃
135
80
1900
2750
60
300～200℃
450
185
1000
775
65
平均冷却速度，℃
①〈600℃箱式炉750～850℃盐浴中预热 炉中加热或预热
0.3～0.4
0.4～0.5
0.45～0.5
0.5～0.55
0.35～0.40 0.3～0.35
800～900℃箱式炉或井式炉中加热
1.0～1.2
1100～1300℃高温盐炉中加热
1.2～1.5
1.2～1.5
1.5～1.8
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10号机油，80℃ 430 230 70 55
各冷却速度值均系根据有关冷却速度特性曲线估算。冷却速度特性曲线通常是用导热率高的银制球形试样（Φ20mm），加热后淬入冷却介质中，利用热电偶测出试样心部温度随冷却时间的变化，并经示波器显示出来。
二．淬火方法
(一).单液淬火法
把加热工件投入一种淬火冷却介质中，一直冷却至室温的淬火方法。
曲线a所示这是一种常用的方法，特点是操作简便，易实现机械化及自动化，缺点是在650～550°C和300～200°C都不理想
（二）.预冷淬火法
将加热的工件从加热炉中取出后，先在空气中预冷一定的温度，然后再投入淬火冷却介质中冷却。
曲线b所示这种方法即可不降低淬火工件的硬度及淬硬层深度的条件下，使热应力大大减小，因此，它对防止变形和开裂有积极措施。
（三）.双液淬火法
把加热的工件先投入冷却能力较强的介质到稍高于Ms点温度，然后立即转入另一冷却能力较弱的介质中，进行发生M转变的淬火。
如图所示，即为双液淬火法，双液淬火的关键是要控制好从第一冷却介质进行到第二冷却介质的温度，温度太高（C点以上）取出缓冷回发生珠光体型转变，太低又发生M转变，失去了双液的意义，又达不到双液淬火的目的。
（四）.分级淬火法
（a）曲线将加热的工件先投入温度在Ms点附近的盐溶或碱溶槽中，停留2～３分钟，然后取出空冷，以获得Ｍ组织的淬火，称分级淬火。分级淬火是通过在Ms点附近的保温，消除了工件内外温差，使淬火热应力减到最小，而且在随后空冷时，可在工件截面上几乎同时形成Ｍ组织，所以可减少组织应力的产生，也减少了变形及开裂的倾向。盐溶或碱溶的冷却能力较小，容易使Ａ稳定性较小的钢在分级过程中形成珠光体，故上法只使用于截面尺寸不大，形状较复杂的碳钢及合金钢件，一般直径小于10～15mm的碳钢工件以及直径小于20～30mm的低碳合金钢工具，以及直径小于20～30mm的低碳合金钢工具。过去分级淬火一般都高于Ms点，而现在较多的该在略低于Ms点温度，这是因为选在Ms点以下，能增加工件在盐溶中的冷却速度，可以获得更深的淬硬性，注意分级淬火不能在Ms点以下太多，否则就成了单液淬火法了。
（五）.等温淬火法
把加热的工件投入温度稍高于Ms点的盐溶或碱溶槽中，保温足够的时间（一般为半小时以上）发生下贝氏体转变后取出空冷，钢等温淬火后组织是贝氏体，故又称为贝氏体淬火。特点：淬火内应力很小，工件不易变形和开裂，而且所获得的下贝氏体组织具有良好的综合机械性能，强度，硬度，韧性也都较高，多用来处理形状复杂，尺寸精度较高，且硬度，韧性也都很高的工件，象各种冷，热冲模，成型工具和弹簧等。另外低碳贝氏体性能不如低碳Ｍ好，因此低碳钢不进行等温淬火，等温淬火实用于中碳以上的钢。
（六）.局部淬火
三．淬火缺陷的防止方法
热处理生产中，由于热处理工艺处理不当，常会给工件带来缺陷，如氧化，脱碳，过热，过烧，硬度不足，变形及开裂等。
（一）.氧化及脱碳
1.氧化是因为钢在有氧化性气体中加热时，会发生氧化而在表面形成一层氧化皮，在高温下，甚至晶界也回会发生氧化。
2.钢在某些介质中加热时，这些介质会使钢表面的含碳量下降，我们称这现象为“脱碳”。减少或防止钢在淬火中氧化及脱碳的方法有：
1）.采用脱氧良好的盐溶炉加热；
2）.在可控保护气氛炉中加热；
3）.在真空炉中加热；
4）.预留足够的加工余量。
（二）.变形和开裂
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淬火中变形及开裂只要是淬火时形成内应力所引起的由内应力形成的原因不同，它可分热应力及组织应力两种热应力引起工件变形特点时：使平面边为凸面，直角边钝角，长的方向变短，短的方向增长，一句话，使工件趋于球形。组织应力引起工件变形的特点却及此相反：使平面变为凹面，直角变为钝角，长的方向变长；短的方向缩短，一句话，使尖角趋向于突出。工件的变形及开裂是热应力及组织应力综合的结果，但热应力及组织应力方向恰好相反，如果热处理适当，它们可部分相互抵消，可使残余应力减小，但是当残余应力超过钢的屈服强度是，工件就发生变形，残余应力超过钢的抗拉强度时，工件就产生开裂。为减小变形或开裂，出了正确选择钢材和合理设计工件的结构外，在工艺上可采取下列措施：
1.采用合理的锻造及预先热处理；
2.采用合理的热处理工艺；
3.采用正确的操作方法；
4.对于淬火易开裂的部分，如键槽，孔眼等用石棉堵塞。
钢的回火
将淬火钢重新加热到A1点以下某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺，称回火。回火是紧接淬火之后的一道热处理工序。
一．回火的目的
1．获得工件所需的组织，以改善性能在通常情况下，钢淬火组织为淬火M和少量残余A，整个组织的性能是强度，硬度很高，但塑性及韧性明显下降，为了调整和改善钢的性能，满足各种工件不同性能的要求，因此需配制适当回火来改变淬火组织。
2．稳定尺寸，淬火后的M和参及A都是不稳定的组织，它们具有自发向稳定组织转变的趋势，这将会引起尺寸的改善，我们可以采用回火使淬火组织转变为稳定组织，从而保证工件在使用过程中不再发生形状和尺寸的改变。
3．消除淬火内应力，工件在淬火后存在很大内应力，如不及时通过回火消除，会引起工件进一步变形甚至开裂。
由以上三点分析我们可以了解到，钢淬火后一般都必须要进行回火处理，回火决定了钢在使用状态的组织和寿命，因此是很主要的热处理工序。
二．淬火钢的回火转变
（一）.回火第一阶段（≤200°C）马氏体分解
当回火温度达100°C以上时，马氏体便开始分解，M中过饱和的碳原子以ε碳化物形式析出，碳的析出降低了M中碳的过饱和度，它的正方度c/a也随之减小，在这一阶段温度较低，马氏体中仅析出一部分过饱和的碳原子，它仍是碳在α—Fe中的过饱和固溶体，在回火的第一阶段中钢的硬度并不降低，但由于ε碳化物的析出，晶格畸变降低，淬火内应力有所减小。
（二）.回火第二阶段（200～300°C）残余A的转变
残余A于200°C分解，至300°C基本结束，残余A分解成下贝氏体，在回火第二阶段中，残余A转变为下贝氏体的同时，M还在继续分解，M的继续分解会使钢的硬度降低，但由于较弱的残余A转变成较应的下贝氏体，因此钢的硬度并没有明显降低，但淬火内应力进一步减小。
（三）.回火第三阶段（300～400°C）碳化物的转变
在回火第三阶段，碳原子从过饱和α固溶体中继续析出，同时ε碳化物也逐渐变为及α固溶体不再有晶格联系的渗碳体（Fe3C），α固溶体中含碳量几乎已将到平衡含碳量，正方度 c/a接近于1，经过第三阶段以后，钢的组织是由铁素体和颗粒状渗碳体所组成，钢的硬度降低，淬火应力到此基本消除。
（四）.回火第四阶段（>400°C）渗碳体聚集长大及α相的再结晶
经过回火第三阶段后，钢的组织虽然已是铁素体和颗粒状渗碳体所组成，但α相（铁素体）仍保留原来M的板条状或片状，而成为多边形晶粒。
表示淬火钢在回火是的变形随温度的升高，渗碳体尺寸增大↑，内应力减小↓，残余A量↑，M含碳量↓。
三．回火转变产物的组织及性能
（一）.回火后的组织
回火产物可分为以下四种组织
1．回火马氏体（<250°C回火产物）
上图为45钢的淬火马氏体和回火马氏体显微组织，它是有过饱和的α固溶体（铁素体）和及起晶格相联系的ε碳化物所组成，回火M仍保留原来M的片状或板条状的形态。
2．回火屈氏体（350～500°C回火产物）
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上图为45钢的回火屈氏体的显微组织，它是有尚未发生再结晶的铁素体和细小均匀渗碳体颗粒所组成的，由于这时铁素体尚未再结晶，因此仍保留着原来M的形态。
3．回火索氏体（500～650°C回火产物）
上图为45钢的回火索氏体显微组织，它是有在结晶的铁素体和均匀分布的细条状渗碳体组成，这时铁素体已发生再结晶，因此它失去了原有M的片状或板条状的形态。
4．回火珠光体（650°C～A1点回火产物）
它是有多边行的铁素体和颗粒状的渗碳体组成的镜相显微组织及球化退火后显微组织相似。
（二）.回火时机械性能的变化
是两种不同成分的钢的机械性能及回火温度的关系
四．回火的种类及应用
（一）.低温回火（150～250°C）
组织：低问回火的组织为回火M；
目的：是在于保持淬火钢的高硬度和高耐磨性，降低淬火内应力和脆性，以免使用是崩裂刀具或过早损坏，它主要用于高碳的切削刀具，量具，冷冲模具，滚动轴承。渗碳体回火后硬度一般为HRC58-64。
（二）.中温回火（350～500°C）
组织：中温回火所得组织为回火屈氏体；
目的：是为了获取较高的屈服强度，弹性极限，较高的韧性，主要用于处理各种弹簧和模具的热处理，回火后的硬度HRC35～50。
（三）.高温回火（500～650°C）
组织：高温回火所得组织为回火索氏体；
目的：是为了获得强度，硬度和塑性，韧性较好的综合机械性能；
调质处理：淬火后高温回火的热处理称调质处理；调质处理多用于重要的结构零件，连杆，螺栓，齿轮及轴类，回火后的硬度一般为HB 200～330。
表5-9 45钢经调质和正火后的性能比较
热处理状态
正火
调质
σb,MN/m2
700～800
750～850
δ，%
15～20
20～25
ak，J/cm2
50～80
80～120
HB
163～220
210～250
组织
细珠光体+铁素体
回火索氏体
5-9表钢经正火后和调质处理后的硬度值接近，但为什么主要的零件一般都选用调质处理而不采用正火？这是由于调质处理后的组织为回火索氏体，其中渗碳体为颗粒状，而正火所得到的索氏体中渗碳体呈片状，调质钢不仅硬度高，且塑性及韧性也高于正火状态。
调质处理一般作为最终热处理，但也可以作为表面淬火和化学热处理的预先热处理。为了保持淬火后的高硬度及尺寸稳定性，淬火后又可进行时效处理（温度低于低温回火）。
五．回火脆性
发生在250～350°C，随温度升高，韧性不仅没提高，反而降低。
钢的淬透性
一．淬透性的意义
淬透性表示的是钢在淬火时所能得到的淬硬层深度。
注意：钢的淬透性和钢的淬硬性是两个完全不同的概念，淬硬性指的是钢在淬火能达到的最高硬度。用不同的钢制成相同形状和尺寸的工件，在同样条件下淬火，淬透性好的钢淬硬层较深，淬透性差的钢淬硬层较浅。
这个图反映了淬火时工件截面上各处冷却速度不同，以圆棒为例，淬火时表面部分冷却速度最大，愈到中心冷却速度愈小，表面部分冷却速度大于该钢的临界冷却速度，淬火后获得Ｍ组织，而心部则获取珠光体。
二．影响淬透性的因素
凡是能够增加过冷奥氏体稳定性的因素，或者说凡是使Ｃ曲线位置右移，减小临界冷却速度的因素，都能提高钢的淬透性。
（一）.钢的化学成分
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在亚共析成份范围内，随含碳量增加，Ｃ曲线右移，因此使钢的临界冷却速度减小，使钢的淬透性提高，过共析钢随含碳量增加，Ｃ曲线左移，钢的临界冷却速度增大，淬透性降低。
（二）.合金元素的影响
除钴和铝（>2.5%）以外的合金元素能使Ｃ曲线右移，也就是说能降低临界冷却速度，使钢的淬透性提高。
（三）.奥氏体化条件
奥氏体化温度越高，成分越均匀。奥氏体越稳定，因此临界冷却速度越小，淬透性越高。
三．淬透性的测定及表示方法
（一）.图５－６４（a）
将试样加热至规定淬火温度后，置于支架上，然后从试样末端喷水冷却，由于试样末端冷却速度最快，越往上冷却的越慢，然后我们沿试样长度方向便能测出各种冷却速度下的不同组织及硬度。
图５－６４（b)这个图就是从喷水冷却的末端每隔一定距离测一硬度点，最后绘成此图“淬透性曲线”，由此可见，４５钢比４０Cr钢硬度下降的快，因此４０Ｃr比４５钢淬透性好。
（二）.临界淬透直径
四．淬透性及机械性能的关系淬透性对钢的机械性能的影响很大
这是用淬透性不同的两种钢材制成的直径相同的轴，已经过调质处理，比较后可见淬透性好的钢材，轴的整个截面都能淬透，淬透性差的轴（b）未淬透，机械性能比较好，二者硬度相同，淬透性差的轴，机械性能越接近心部机械性能越低，韧性表现最明显。
钢的表面淬火
表面淬火是一种不改变钢的化学成分，但改变表层组织的一种局部热处理方法。例如：生产中，有许多零件是在弯曲，扭曲等受力复杂的条件下工作的。这时候零件表层受到比心部高的多的应力作用，而且表面还要不断地被磨损，因此必须使工件表层得到强化，使它具有较高的强度，硬度，耐磨性及疲劳极限，而心部为了能承受冲击载荷的作用，仍应保持足够的塑性及韧性，在这种情况下，以往所介绍的热处理已失效应，至此我们提出钢的表面淬火和化学热处理。
方法：快速加热使钢的表面奥氏体化，不等热量传至中心，立即淬火冷却，这样我们就可获得表层硬而耐磨的M组织，心部仍保持原来塑性，韧性较好的退火，正火，或调质状态的组织。
表面淬火方法较多，常用的有以下两种：1.感应加热表面淬火；2.火焰加热表面淬火。
一．感应加热表面淬火
（一）.感应加热的基本原理
这是一个感应加热表面淬火的示意图，把工件放入有空心铜管绕成的感应器（线圈）内，当线圈通入交变电流后，立即产生交变磁场，那么在工件中就会产生频率相同，方向相反的感应电流，感应电流在工件内形成回路，称“涡流”，且电流密度在工件表面分布不均匀，表面密度大，中心密度小，在工件基本电阻的作用下，表层迅速被加热到淬火温度时而心部仍接近室温，在立即喷水冷却后，就达到表面淬火的目的。
（二）.感应加热频率的选用
1.高频感应加热
频率为200~300KHZ，淬硬层深度为0.5～2mm，主要用于淬硬层较薄的中，小型零件。如：小模数齿轮，中，小型轴的表面淬火。
2.中频感应加热
频率为500～10000HZ，淬硬层深度2～8mm，主要用于处理淬硬层要求较深的零件。如：直径较大的轴类和模数较大的齿轮等。
3.工频感应加热
频率50HZ,淬硬层深度可达10～15mm，要求淬硬层较深的大直径零件，如轧辊，火车车轮。
4.超频感应加热
频率20～40HZ,如：中，小模数的齿轮，花键轴，链轮。
二．火焰加热表面淬火
火焰加热表面淬火是以高温火焰为热源的一种表面淬火法。火焰为乙炔—氧火焰，最高温度3200°C，另外还有煤气—氧火焰，最高温度2000°C,它是将工件快速加热到淬火温度，在随后喷水冷却后，获得所需的表层硬度和淬硬层硬度。
钢的化学热处理
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一．概述
化学热处理是把钢制工件放置于某种介质中，通过加热和保温，使化学介质中某些元素渗入到工件表层，从而改变表层的化学成分，使心部及表层具有不同的组织及机械性能。
特点：及其他热处理相比较，不仅它的组织发生了变化，而且化学成分也发生了变化。
（一）.化学热处理的作用
1.强化表面：提高工件某些机械性能，如：硬度，耐磨性，疲劳极限。
2.保护工作表面：提高工件的物理，化学性能，如：耐高温，耐腐蚀性。
（二）.化学热处理的种类
1.扩散元素使非金属元素能及铁形成间隙固溶体，如渗碳，氮化几渗硼，它们一般都会明显增加钢的表面硬度及耐磨性。
2.扩散元素使金属元素能及铁形成置换固溶体，如渗铬，渗铅，渗硅。渗铬可提高耐磨性和耐腐蚀性；渗铅可增加高温抗氧化性；渗硅可提高耐酸能力。总之是改善表面的物理，化学性能。
（三）.化学热处理的过程
1.分解：化学介质要首先分解出具有活性的原子；
2.吸收：工件表面吸收活性原子而形成固溶体或化合物；
3.扩散：被工件吸收的活性原子，从表面想内扩散形成一定厚度的扩散层。
二．钢的渗碳
渗碳是把钢放在渗碳介质中，加热到单相奥氏体区，保温一定时间，使碳原子渗入钢表层的过程。
（一）.渗碳的目的及用途
有许多的零件，它们在工作时，受力复杂，如汽车，拖拉机的变速齿轮，活塞销，摩擦片及轴类，对这些零件德望要求是表面硬而耐磨，心部强度，韧性要好，且疲劳强度要高，这些性能，仅是选材和加热是很难满足的，高碳钢淬火，低碳钢淬火，感应加热表面淬火都不理想。因此提出渗碳。
（二）.渗碳方法
1．固体渗碳法
零件放在渗碳箱中，四周填满固体渗碳剂，用盖和耐火泥将箱密封，然后放入加热炉，加热到900～950°C，保温一定时间后出炉，就可以获得表层渗碳工件。
2．气体渗碳法
把工件置于密封的加热炉中，通入渗碳剂，加热到渗碳温度900～950°C。
（三）.渗碳体的技术要求
1．渗碳层最佳含碳量0.85～1.05%。
（1）.表面层含碳量过低，淬火+低温回火所得到的是含碳量较低的回火M，这些M硬度低，耐磨性差，疲劳极限也低。
（2）.表面含碳量过高，渗碳层会出现大量块状或网状渗碳体，渗碳层变脆，易脱露，残A的增加。也会使表面硬度，耐磨性下降。
2．合理的渗碳深度
下列属经验公式
轴类：£=（0.1～0.2）R R—半径（mm）
齿数：£=（0.2～0.3）m m—模数（mm）
薄片工件：£=（0.2～0.3）t t—厚度（mm）
这是渗碳齿轮，要求渗碳件按零件论廓均匀分布，均匀的渗碳层有利于提高渗碳齿轮的性能，延长它的寿命。
（四）.渗碳后的组织及热处理
1．渗碳后的组织
渗碳后，工件表层含碳量为0.85~1.05%，从表层到心部含碳量逐渐减少，心部为原来低碳钢的含碳量。这是一个低碳钢渗碳缓冷后的组织，最外层是过共析钢，往里是共析钢，再往里是亚共析钢的过度层，最里边的心部是原始组织。
2．渗碳后的热处理
工件渗碳后必须进行热处理，只有这样才能发挥出渗碳层的作用，渗碳后常见的有以下三种热处理方法：
（1）.直接淬火法
工件的渗碳温度为900~950°C,渗碳后+先预冷+淬火+低回预冷的目的是为了减少淬火变形及开裂，并使表层析出一些碳19 / 30
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化物，降低残A，提高表层硬度，预冷温度略高于Ar3,目的是为避免析出铁素体。
（2）.一次淬火法
渗碳后出炉缓冷+再加热到淬火温度进行淬火+低回
（3）.二次淬火法
渗碳+缓冷+第一次淬火（或正火）（细化心部组织，消除表层网状渗碳体，加热到（850～900°C）；
渗碳+缓冷+第二次淬火（或正火）（改善碳化层组织及性能750～800°C）；
渗碳+缓冷+低回。
汽车安全新屏障—新型车身材料
轿车车身材料主要是金属薄钢板，一般厚度在0.6毫米～2.0毫米。随着现代轿车技术发展，轿车材料要求既有相当的强度也要求重量要轻。采用铝合金的车身材料是一条出路，因为铝材比钢材轻。但是，铝材的加工成本高，而且冲压及焊接技术要求比较特殊，以目前的技术尚不是一般厂家可以做得到的。因此除了个别轿车车身全部用铝合金材外，大部分轿车还是局部零部件是用铝合金，例如车圈、发动机上盖等。
为了使钢材能尽量减少重量又能保持一定的强度，冶金工程师经过多方试验发现在低碳钢内加微量元素如铌（Nb）或者钛（Ti），生成这些微量元素的碳化物，经外理可使轧制钢板的拉拉强度达420牛顿/毫米平方，能够深拉延，变形性好，可制成很薄的钢板，钢板厚度可小到0.5毫米以下。
在这些薄钢板上通过电镀等工艺，涂复锌合金后再涂复一层塑料，既有钢的高强度又有锌、塑料等材料的耐腐蚀性，总质量（重量）又等同于铝合金，十分适宜汽车使用。目前这种具有耐腐蚀镀层的高强度钢板已应用在现代轿车上。
除了高强度薄钢板外，现在还出现一种新型材料“泡沫金属”。“泡沫金属”是20世纪90年代末才出现的新型材料，但应用速度很快，有些新车型已经采用了这种材料。“泡沫金属”主要指泡沫铝合金，它由粉末合金制成。通常的粉末合金是用粉末压制成形，或用金属粉未及塑料的混合物注射模制成形。
在除掉分型剂及增塑剂之后，将压制的坯件烧结（一种温度在1000℃左右的热处理方式），使它们具有一定的特性。烧结的性质及应用范围在很大程度上取决于孔隙率的大小。泡沫铝合金密度很小，当承受很大的外力而变形压缩后，当外力撤去，凭着它自身的弹性可恢复到原来的形状，有点象橡胶。
专家认为，若外来总能量假定为100%，泡沫铝合金变形量为它的60%时，可承受外来总能量的60%。由于它本身具有一定的强度，可以经过多次这样的变形循环而不会损坏。“泡沫金属”的重量很轻，密度只是铝合金材的1/4以下，热膨胀系数及铝合金材料一样，热导率又相当低，加上它的变形恢复性能极佳，又有一定的强度，因此受到汽车业的重视，可以在轻量化及安全性方面显示优势。
目前用泡沫铝合金做成的汽车零部件有发动机舱盖、行李厢盖、翼子板等。在安全性设计中，将泡沫金属用作吸收碰撞能量的主要材料是十分适宜的。因为目前汽车的安全设计不但要考虑乘用人的安全，还要考虑到其外车辆及行人的安全，即当一旦发生碰撞时既可最大程度地保护自己又要最大程度地保护他人，因此在车身易发碰撞区域采用泡沫金属是一种很好的选择。
现在已有一种“三明治”式的夹心零部件，部件里面用“泡沫金属”材料，外面再包裹上很薄的其它硬质金属材料，这样使表面具有一定的硬度，牢固耐磨，内部又能吸收变形能量。“泡沫金属”的种类也是比较多，除了泡沫铝合金外，还有泡沫锌合金、泡沫钢等等，用处各异。“泡沫金属”在汽车上的应用前景十分诱人。
车用材料的新发展
汽车材料的发展是汽车技术发展的重要方面。材料是汽车质量保障的基础，在研制更经济、更安全和更轻便的汽车中，是关键的一环。这几年，铝合金、高强度钢、合成塑料和陶瓷在某些应用领域中，已经成为相互竞争的对手。
铝合金是汽车上应用得最快最广的轻金属，其中的关键在于铝合金本身的性能。目前车用铝合金已经达到重量轻，强度高、耐腐蚀的要求，因此铝合金车圈已经广泛使用，铝合金发动机也屡屡出现。德国奥迪汽车公司在1999年推出的奥迪A2，以全新的轻量化结构，成为世界第一款大批量生产的全铝轿车。奥迪A2的车身采用全铝空间框架车身ASF。所谓ASF概念即仪表板部分由高强度铝结构支撑，空间构架由真空压铸接头的挤压成型段组成，这两者结合成很轻的铝合金车身。从前顶柱到行李舱边，包括车门手把坑都是用铝冲压成形，前柱(A柱)是采用高压铸铝新技术，这是一种用于飞行器结构的高难技术，它能够复合加强并改变材料厚度。由于奥迪A2采用ASF空间结构，使车身重量比传统钢制车身轻40%以上，只有895公斤。
塑料由于重量轻，耐腐蚀、加工容易一直被汽车工程界所重视。塑料主要应用在衬套、装饰件及车身某些部件上。可是人们的追求的目标是应用在整个车身外壳上。目前，已经有人搞出了一种接近真正意义上的塑料汽车，它就是戴姆勒－克莱20 / 30
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斯勒公司生产的CCV(Composite Concept Vehicle)概念车，一种几乎全塑的车身外壳。这款由克莱斯勒公司主持设计的概念车，车身外壳采用PET(聚对苯二甲酸乙二酯)材料模压注塑成形，由4片模压注塑成形的全塑片材(两片内板件,两片外板件)在车身中心线处对接，形成整体式的车身结构。车身材料含有玻璃增强纤维，加强车身的刚度和硬度，还含有稳定剂、冲击延展剂、颜色等添加剂。CCV全塑车身是目前世界上最大的注塑件，要求模具精度高，成型表面平整，而且要控制住塑性材料的流动性，板块粘合要求绝对可靠，CCV解决了这些技术难题，它通过新结构新技术新工艺，开创了全塑车身的发展之路。
钢铁是汽车工业的传统材料。但多年来也不断开发和更新品种，新的钢材品种具有高强度的特点，由于强度增强可以相对减少用料，相应减轻了汽车重量。将来最有前途的是双相钢和烘烤硬化钢，因为它们拥有最好的强度和延伸性。一种由美日等多间钢铁企业计划生产的轻型钢所构成的车身结构，将使车身重量降低20%，并且符合各种性能指标，包括优良的抗碰撞性能。
工程陶瓷主要用在发动机上面。工程陶瓷不是不堪一击的普通陶瓷，它具有良好的综合性能，高温强度高，耐磨性强，隔热性好，密度比低、弹性模量高。因此用它代替金属材料能大幅度提高热机效率，降低能源消耗，从而达到汽车轻量化效果。目前，工程陶瓷已用于制造发动机和热交换器零件。在发动机上应用主要有陶瓷活塞，陶瓷气缸套、陶瓷配气机构零件、陶瓷燃烧室、增压器陶瓷叶轮等。目前工程陶瓷材料存在的问题是价格贵和成品率较低，解决这一问题尚需时日。
在“国家新材料产业发展战略咨询委员会”的指导下，北京麦肯桥资讯有限公司产业研究中心近日推出一系列新材料产业方面的研究报告，涵盖了纳米材料、金属材料、复合材料、化工材料、无机非金属材料、电子信息材料、生物医学材料、建筑材料、能源材料等新材料领域的各个方面，特别是半导体、汽车材料、绿色涂料、纳米粉末、新能源材料、稀土材料、生物医学材料等当前投资热点，使读者能从中了解某一材料领域的发展状况及热点问题。
产业研究中心依托 “国家新材料产业发展战略咨询委员会”和“中国材料研究学会”的特殊背景，拥有一支由有市场、金融、投资深厚背景并熟悉新材料及其上下游产业领域的高素质人才组成的核心团队，并有《中国材料网》《中国高新技术产业导报·新材料周刊》等媒体支持，在产业研究、市场调研、技术战略咨询以及产业发展战略规划等方面具有独特的资源及专家优势，产业研究中心以其及政府、学术机构间的最佳组合而形成的动态产业研究体系，可以为各级政府和企业提供专业、权威的服务。
作为产业研究中心近日推出的主打产品之一，新材料产业研究报告是“国家新材料产业发展战略咨询委员会”根据我国传统材料产业提升、新材料产业的发展需要，组织国内的材料领域的专家、企业家、经济学家等作为专业咨询顾问，由产业研究中心经过深入细致的调研和分析后完成的，研究报告将从研究发展状况、应用方向、市场现状、市场潜力、产业发展背景、资源状况、生产企业、产业链及发展前景等方面对某一材料的产业发展现状及趋势进行阐述和剖析，从而使您能够准确把握市场脉络，洞悉产业趋势，明了投资热点，抢占市场先机，是您投资决策的有力支持，如同在茫茫黑夜中找到一盏指路明灯。
首批我们将推出以下报告：
中国胶粘剂工业的现状及发展趋势
中国胶粘剂工业经过近十年的快速发展，已成为我国精细化工领域热点行业之一，由于胶粘剂具有的特殊优异性能，其应用领域不断拓宽，已从主要用于木材加工、建筑和包装行业扩展到服装、轻工、机械制造、航天航空、电子电器、交通运输、医疗卫生、邮电等领域，成为现代工业、农业和人民生活不可缺少的重要化工产品，特别是作为支柱产业的汽车、建筑行业的发展及胶粘剂及密封剂的发展紧密相关。目前国内胶粘剂生产企业已达１５００多家，品种牌号已达３５００余个。胶粘剂行业已成为我国化工领域发展最快的行业之一，具有极好的发展前景。业内人士认为，今后建筑和汽车用胶粘剂发展应确定的重点，一是发展低甲醛释放量的脲醛树脂胶粘剂。“十五”期间，符合国际标准的脲醛胶将成为主导产品。二是发展聚酰胺胶粘剂……
汽车材料应用发展趋势
随着汽车工业的发展和进步，给汽车材料业带来一个巨大的发展机遇，制造汽车可以选择的材料越来越多，从塑料ＡＢＳ到氨基甲酸乙脂，从金属铝、金属镁到金属钛，而且随着材料技术研究的深入，其选择范围还在不断扩展。入世后我国的汽车材料业不仅不应该削弱反而应该加强。我国的汽车材料工业本身具有自己的特点，一方面因为我国在某些材料领域已经具有一定的竞争力；另一方面，在新材料、新技术方面，我们完全有能力进行开发，这对于降低我国汽车工业零部件的成本是有帮助的，不仅如此，我国某些零部件还应该争取出口并打入国际市场。至今没有一家中国汽车零部件厂商靠“吃住”国内市场就可以达到经济规模效应。２００６年零部件进口关税将从现在的 ２５％ 降到 １０％ ，那时无论进口汽车还是进口零部件组装汽车都会更加便宜。在今后相当长的时间内，汽车用材料将紧紧地围绕着环保、节能、安全、舒适性这４个主题……
覆铜板的技术创新及市场拓展
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我国可降解塑料发展分析
中国磁性材料产业的前景
我国绿色建筑涂料的发展空间
表面工程技术前景广阔
纳米碳酸钙的产业化及应用
生物医学材料产业的发展分析
新型优质耐火材料的市场前景 高性能铝塑复合管的推广应用问题研讨
我国新型油墨市场分析
我国工程塑料产业化前景
锂离子电池在我国的发展应用
我国镁合金产业的发展概况
玻璃纤维工业发展前景展望
我国稀土工业发展概述
我国半导体产业综述
国内光纤光缆行业发展状况
我国高性能陶瓷产业前景分析
我国汽车材料的发展空间广阔
汽车工业的发展将带动材料等一批相关产业的发展，推动我国工业化的进程。为了使汽车材料发展不错过难得的发展机遇，有关部门组织了调研，并针对入世后我国汽车工业的产业政策及有关技术开发等问题，走访了中国汽车工业协会 、国家计委、国家经贸委等单位。
中国汽车工业协会零部件事业部的邓述心认为，入世后我国将面临汽车材料的全球采购问题。但我国是个大国，不能什么材料都进口，否则一是成本高，二是人家会卡我们的脖子。我国的金属材料形势正在好转，而塑料的原材料好多都靠进口。目前，中低档的汽车材料一般国内还能供应，而高档的汽车材料基本上依赖进口。在汽车材料领域中存在一个误区：大家总认为要求高的材料用量少，生产达不到经济规模，但就没想到还有个国际市场，如果国内外两个市场一起考虑规模就大了，效益就好了。
国家计委产业发展司助理调研员王建宇谈及我国汽车工业的产业政策时说，从整体上看我国汽车工业的产业政策变化不会太大，关键是如何适应WTO。他认为：入世后汽车材料可全球采购的说法是不对的。入世降低了关税，从汽车零部件或汽车材料上看，对某种产品来说全球采购也许可行；但如果什么都采购，没有自己的工业体系，只能组装车，这种汽车工业对整个工业不会有拉动力。工业发展是系统的发展，从矿石到原料再到加工所需的零部件，这样才能带动整个工业发展。如果光强调全球采购，将来上游的原材料断档，零部件断档，下游就无法发展。国家强调工业现代化，如果没有基础工业，如何谈现代化？入世后还要考虑反倾销问题，如果原材料进口量过大，导致国内相关产业遭受严重损失，政府就要采取反倾销措施。从企业角度来看全球采购也许可行，但从国家角度来看就不能这样提倡，要提高国内产业的竞争力。如果国内相关产业全垮了，国外相应的产品价格就会猛涨；反之国内如果有了某种产品，国外的相应产品就会马上降价。这种规律已被设备国产化所证明。不管怎样，还是要首先发展自己，而后才能谈得上和国外竞争。
国家经贸委产业政策司陈跃红处长针对入世后汽车工业的技术开发问题发表了看法：汽车工业的技术开发必须持续地搞下去，因为没有技术开发就没有现代化的汽车工业。她也认为：入世后既不是什么汽车材料都全球采购，也不是什么汽车材料都要搞技术开发，对于那些需求量小、难度又较大的品种就没有必要搞开发，可以在国际市场上采购；而对于量大面广、我们又有人力、市场、地理优势的品种则必须进行技术开发，同时使其走向自主开发并具有自主知识产权。在谈到技术开发资金流向问题时，大家的看法是一致的。目前，我国汽车行业中，大厂都是合资的，而且我方不掌握核心技术。一个企业如果不搞技术开发就没有生命力，而合资企业外方一般只愿意在应用技术方面搞开发，而不愿意搞核心技术开发。如果国家技术开发资金拨给合资企业，外文也会因此得到部分拨款，确定把其中一些好处给了外方。国家在合资企业中投资搞技术开发，倒不如在自己的企业中投资搞技术开发，再把这种技术转移到合资企业中去。在合资企业中国家投资搞技术开发的问题确实值得研讨。
歼炳秋认为：汽车工业学会曾举办的一次高层论坛上国内外汽车业的巨头们得出的结论是正确的，即中国加入WTO后，汽车零部件的发展将成为中国汽车工业面临的一次重要机遇。而零部件及材料的关系非常密切，应很好地把握这次机遇。福特公司主管技术的副总裁在《21世纪的汽车材料》一文中指出：在21世纪的汽车工业中，材料将会取得突飞猛进的发展，材料技术将推动汽车工业的发展。材料技术如果不发展，汽车技术就得不到快速发展。在全球采购问题上，他认为并不是全部从国外采购，再说中国也是全球的成员之一，而且是其中很大的一员。全球采购应视为我国汽车材料发展的一次机遇。我们搞材料技术开发是有条件的，一汽、二汽搞研发的技术人员多达300人左右。他表示，就是自己投资也要搞有关材料和关键技术的开发。
宝山钢铁股份有限公司企业标准 Q/BQB 403－2003 冷连轧低碳钢板及钢带 代替Q/BQB 403-1999 BZJ 407-1999
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1 范围
本标准规定了冷连轧低碳钢板及钢带的分类和代号、尺寸、外形、重量、技术要求、检验和试验、包装、标志及质量证明书等。
本标准适用于宝山钢铁股份有限公司生产的厚度为0.30mm～3.5mm的冷连轧低碳钢板及钢带（以下简称钢板及钢带）。
2 规范性引用文件
下列文件中的条款通过本标准的引用而成为本标准的条款。凡是注日期的引用文件，其随后所有的修改单（不包括勘误的内容）或修订版均不适用于本标准，然而，鼓励根据本标准达成协议的各方研究是否可使用这些文件的最新版本。凡是不注日期的引用文件，其最新版本适用于本标准。
GB/T 222－1984 钢的化学分析用试样取样法及成品化学成分允许偏差
GB/T 223 钢铁及合金化学分析方法
GB/T 228－2002 金属材料 室温拉伸试验方法
GB/T 2975－1998 钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备
GB/T 5027－1999 金属薄板和薄带塑性应变比（值）试验方法
GB/T 5028－1999 金属薄板和薄带拉伸应变硬化指数（值）试验方法
GB/T 8170－1987 数值修约规则
Q/BQB 400－2003 冷轧产品的包装、标志及质量证明书
Q/BQB 401－2003 冷连轧钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差
SAE J911－1998 冷轧钢板表面粗糙度和峰值数测量方法
3 分类和代号
3.1 钢板及钢带按用途区分如表1的规定。
表 1
牌 号
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16，St14 –T，BSC 3）
注：括号内的牌号可以使用至2005年年底。
宝山钢铁股份有限公司2003－06－04 发布 2003－12－15 实施
表2
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
表3
表 面结 构
麻 面
光亮表面
4 订货所需信息
4.1 订货时用户应提供如下信息：
a) 产品名称
b) 本产品标准号
c) 牌号
代 号
D
B
代 号
FB（O3）
FC（O4）
FD（O5）
用 途
一般用
冲压用
深冲用
特深冲用
超深冲用
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d) 产品规格及尺寸、不平度精度
e) 边缘状态
f) 表面结构
g) 表面质量级别
h) 包装方式
i) 用途
4.2 如订货合同中未注明尺寸及不平度精度、表面结构、表面质量级别、边缘状态及包装方式，则本标准产品按普通的尺寸及不平度精度、表面结构为麻面、FB级表面质量的切边钢带及切边钢板供货，并按供方提供的包装方式包装。
5 尺寸、外形、重量及允许偏差
钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差按Q/BQB 401的规定。
6 技术要求
6.1 化学成分
6.1.1 钢的化学成分（熔炼分析）应符合表4的规定。
表 4
化 学 成 分 ％
牌号
C
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
aMn
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
P
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
S
≤0.025
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.020
Alt a
≥0.020
≥0.020
≥0.020
≥0.015
≥0.015
Ti b
－
－
－
≤0.20
≤0.20
≤0.10
≤0.08
≤0.08
≤0.008
≤0.006
对于牌号DC01、 DC03和 DC04，当C≤0.01时Alt≥0.015。 b 可以用Nb代替部分Ti，此时Nb和Ti的总含量≤0.20。
6.1.2钢板及钢带的成品化学成分允许偏差应符合GB/T 222的规定。
6.2 冶炼方法
钢板及钢带所用的钢采用氧气转炉冶炼。
6.3 交货状态
6.3.1 钢板及钢带冷连轧后经退火及平整后交货。
6.3.2 钢板及钢带通常涂油供货，所涂油膜应能用碱水溶液除掉，供方保证自制造之日起在通常的非裸包包装、运输、装卸及贮存条件下六个月不生锈。根据需方要求，经供需双方协议并在合同中注明，亦可以不涂油供货。
6.4 力学性能
钢板及钢带的力学性能应符合表5的规定。
表 5
断后伸长率 （L0=80mm，b=20mm） ％ 不牌 号
屈服强度a 抗拉强度 MPa
MPa 不小于
小于
公称厚度 mm
<0.70 0.70～<1.0 1.0～<1.6 ≥1.6
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
130～260
120～240
120～210
110～190
270
270
270
260
28
32
36
38
30
34
38
39
32
35
39
40
34
36
40
41
－
－
1.5
1.8
－
－
0.18
0.20
值b, c 不值b, c 不小于 小于
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DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
a
100～180 250 39 40 41 42 2.0 0.22
当屈服现象不明显时采用RP0.2，否则采用ReL。
b 对于牌号DC04其值、值为和；对于牌号DC05、DC06其值、值为和。当厚度≥1.6mm时，值允许降低0.2；当厚度≥2.0mm时，值和值不作保证。 c ＝(+2+)∕4；＝(+2+)∕4。
6.5 拉伸应变痕
钢板及钢带拉伸应变痕的规定如表6所示。
表6
牌 号
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后3个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
DC06（St16， St14 –T，BSC 3） 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
6.6 表面质量
6.6.1 钢板及钢带表面不得有结疤、裂纹、夹杂等对使用有害的缺陷，钢板及钢带不得有分层。
6.6.2 钢板及钢带各表面质量级别的特征如表7所述。
6.6.3 对于钢带，由于没有机会切除带缺陷部分，因此钢带允许带缺陷交货，但有缺陷的部分不得超过每卷总长度的6％。
表 7
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
6.7 表面结构
表面结构为麻面（D）时平均粗糙度Ra按0.6μm＜Ra≤1.9μm控制，表面结构为光亮表面（B）时平均粗糙度Ra按Ra≤0.9μm控制。
7 检验和试验
7.1 钢板及钢带的外观用肉眼检查。
7.2 钢板及钢带的尺寸、外形应用合适的测量工具测量。
7.3 值是在16％应变时计算得到的；n值是在10％～20％应变范围内计算得到的，当均匀伸长率小于20％时，应变范围为10％至均匀伸长结束。
7.4 每批钢板及钢带的检验项目、试样数量、取样方法、试验方法及取样方向应符合表8的规定。
表 8
序号
1
2
3
4
5
检验项目
化学分析
拉伸试验
塑性应变比 （值）
应变硬化指数（值）
表面粗糙度
试样数量（个）
1/炉
1
1或3
1或3
－
GB/T 2975
取样方法
GB/T 222
试验方法
GB/T 223
GB/T 228
GB/T 5027
GB/T 5028
SAE J911
取样方向
－
横向试样
－
－
－
代 号 特 征
表面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如轻微的划伤、压痕、麻点、辊印及氧FB （O3）
化色等。
FC （O4） 产 品二面中较好的一面无肉眼可见的明显缺欠，另一面必须至少达到FB的要求。
产品二面中较好的一面不得有任何缺欠，即不能影响涂漆后的外观质量或电镀后的外观质量，FD （O5）
另一面必须至少达到FB的要求。
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注：、为一个试样；、为三个试样。
7.5 钢板及钢带应按批验收，每个检验批应由不大于30吨的同牌号、同规格、同加工状态的钢板及钢带组成。
7.6 对于拉伸、塑性应变比（值）和应变硬化指数（值）试验，如有某一项试验结果不符合标准要求，则从同一批中再任取双倍数量的试样进行该不合格项目的复验。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）合格，则整批合格。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）即使有一个指标不合格，则复验不合格。如复验不合格，则已做试验且试验结果不合的单件不能验收，但该批材料中未做试验的单件可逐件重新提交试验和验收。
8 包装、标志及质量证明书
钢板及钢带的包装、标志及质量证明书应符合Q/BQB 400的规定。如需方对包装重量有特殊要求，应在合同中注明。
9 数值修约规则
数值修约规则应符合GB/T 8170的规定。
附录A
（资料性附录）
本标准及采用标准及有关标准相近牌号对照表
表 A.1
标准号 Q/BQB 403-2003
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
附加说明：
本标准及EN 10130-1999的一致性程度为非等效。
本标准代替Q/BQB 403-1999和BZJ 407-1999。
本标准及Q/BQB 403-1999相比主要变化如下：
—— 对牌号进行了修改和整合；
—— 表面质量级别由两种修改为三种；
—— 表面结构由四种修改为两种，并增加了表面粗糙度的控制值；
—— 取消St14按拉延级别分为F、HF和ZF三个级别的规定；
—— 取消标记示例；
—— 取消化学成分中Si和残余元素的规定，对C、S、Alt等元素的含量进行了修改；
—— 对屈服强度、抗拉强度和断后伸长率进行了修改，取消硬度和杯突值的规定，DC04、DC05和DC06增加r值、值的规定；
—— 增加拉伸应变痕的规定；
—— 钢带允许带缺陷部分从8％修改为6％；
—— 修改复验的规定；
—— 增加数值修约规则的规定。
宝山钢铁股份有限公司企业标准 Q/BQB 408－2003 冲压用冷连轧钢板及钢带 代替Q/BQB 408-1999
1 范围
本标准规定了冲压用冷连轧钢板及钢带的分类和代号、尺寸、外形、重量、技术要求、检验和试验、包装、标志及质量证明书等。
本标准适用于宝山钢铁股份有限公司生产的厚度为0.30mm～3.5mm的冲压用冷连轧钢板及钢带（以下简称钢板及钢带）。
2 规范性引用文件
下列文件中的条款通过本标准的引用而成为本标准的条款。凡是注日期的引用文件，其随后所有的修改单（不包括勘误的内容）或修订版均EN EN DIN
1623-(1)-1983
St12
RRSt13
St14
－
－
GB/T5213-2001
－
－
SC1
SC2
SC3
Q/BQB 403-1999 BZJ
407-1999
St12
St13
St14，St14F，St14HF，
St14ZF， St15
BSC2
St16，St14 –T，BSC 3
10130-1999 10130-1991
DC01
DC03
DC04
DC05
DC06
FeP01
FeP03
FeP04
FeP05
FeP06
牌 号
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不适用于本标准，然而，鼓励根据本标准达成协议的各方研究是否可使用这些文件的最新版本。凡是不注日期的引用文件，其最新版本适用于本标准。
GB/T 222－1984 钢的化学分析用试样取样法及成品化学成分允许偏差
GB/T 223 钢铁及合金化学分析方法
GB/T 228－2002 金属材料 室温拉伸试验方法
GB/T 2975－1998 钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备
GB/T 5027－1999 金属薄板和薄带塑性应变比（值）试验方法
GB/T 5028－1999 金属薄板和薄带拉伸应变硬化指数（值）试验方法
GB/T 8170－1987 数值修约规则
Q/BQB 400－2003 冷轧产品的包装、标志及质量证明书
Q/BQB 401－2003 冷连轧钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差
SAE J911－1998 冷轧钢板表面粗糙度和峰值数测量方法
3 分类和代号
3.1 钢板及钢带按用途区分如表1所示。
表 1
牌 号
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
3.2 钢板及钢带按表面质量区分如表2的规定。
表2
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
3.3 钢板及钢带按表面结构区分如表3的规定。
宝山钢铁股份有限公司2003－06－04发布 2003－12－15 实施
表3
表 面 结 构
麻 面
光亮表面
代 号
D
B
代 号
FB（O3）
FC（O4）
FD（O5）
用 途
一般用
冲压用
深冲用
特深冲用
超深冲用
4 订货所需信息
4.1 订货时用户应提供如下信息：
a) 产品名称（钢板或钢带）
b) 本产品标准号
c) 牌号
d) 产品规格及尺寸、不平度精度
e) 边缘状态
f) 表面结构
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g) 表面质量级别
h) 包装方式
i) 用途
4.2 如订货合同中未注明尺寸及不平度精度、表面结构、表面质量级别、边缘状态及包装方式，则本标准产品按普通的尺寸及不平度精度、表面结构为麻面、FB级表面质量的切边钢带及切边钢板供货，并按供方提供的包装方式包装。
5 尺寸、外形、重量及允许偏差
钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差按Q/BQB 401的规定。
6 技术要求
6.1 化学成分
6.1.1 钢的化学成分（熔炼分析）应符合表4的规定。
表 4
化 学 成 分 ％
牌 号
C
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
≤0.10
≤0.08
≤0.010
≤0.008
≤0.006
Mn
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
P
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
S
≤0.025
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.020
Alt a
≥0.020
≥0.020
≥0.015
≥0.015
≥0.015
Ti b
－
－
≤0.20
≤0.20
≤0.20
a 对于牌号BLC 和 BLD，当C≤0.01时Alt≥0.015。 b 可以用Nb代替部分Ti，此时Nb和Ti的总含量≤0.20。
6.1.2钢板及钢带的成品化学成分允许偏差应符合GB/T 222的规定。
6.2 冶炼方法
钢板及钢带所用的钢采用氧气转炉冶炼。
6.3 交货状态
6.3.1 钢板及钢带冷连轧后经退火及平整后交货。
6.3.2 钢板及钢带通常涂油供货，所涂油膜应能用碱水溶液除掉，供方保证自制造之日起在通常的非裸包包装、运输、装卸及贮存条件下六个月不生锈。根据需方要求，经供需双方协议并在合同中注明，亦可以不涂油供货。
6.4 力学性能
钢板及钢带的力学性能应符合表5的规定。
表 5
断后伸长率b（Lo＝50mm，b=25mm）％ 不小于
值c, d 不小值c, d 不小牌号 屈服强度a MPa
抗拉强度 MPa 不小于
270
270
260
250
250
公称厚度 mm
<0.60
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
140～270
120～240
120～210
120～190
110～180
36
38
40
42
44
0.60～<1.0
38
40
42
44
46
1.0～<1.6
40
42
44
46
48
≥1.6
42
44
46
48
50
－
1.4
1.6
1.8
2.0
于
－
0.18
0.20
0.21
0.22
于
a 当屈服现象不明显时采用RP0.2，否则采用ReL。 b 试样为GB/T 228中的P14试样。 c 对于牌号BLD其r值、n值为和；对于牌号BUSD、BUFD、BSUFD其值、n值为和。当厚度≥1.6mm时，r值允许降低0.2；当厚度≥2.0mm时，值和值不作保证。 − d ＝28 / 30
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(+2r+)∕4；＝(+2+)∕4。
6.5 拉伸应变痕
钢板及钢带拉伸应变痕的规定如表6所示。
表6
牌 号
BLC
BLD
无保证期
拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
BUSD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
BUFD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
BSUFD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
6.6 表面质量
6.6.1 钢板及钢带表面不得有结疤、裂纹、夹杂等对使用有害的缺陷，钢板及钢带不得有分层。
6.6.2 钢板及钢带各表面质量级别的特征如表7所述。
表 7
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
代 号 特 征
FB （O3） 表 面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如轻微的划伤、压痕、麻点、辊印及氧化色等。
FC （O4） 产 品二面中较好的一面无肉眼可见的明显缺欠，另一面必须至少达到FB的要求。
产品二面中较好的一面不得有任何缺欠，即不能影响涂漆后的外观质量或电镀后的外观质量，另一面必FD （O5）
须至少达到FB的要求。
6.6.3 对于钢带，由于没有机会切除带缺陷部分，因此钢带允许带缺陷交货，但有缺陷的部分不得超过每卷总长度的6％
6.7 表面结构
表面结构为麻面（D）时平均粗糙度Ra按0.6μm＜Ra≤1.9μm控制，表面结构为光亮表面（B）时平均粗糙度Ra按Ra≤0.9μm控制。
7 检验和试验
7.1 钢板及钢带的外观用肉眼检查。
7.2 钢板及钢带的尺寸、外形应用合适的测量工具测量。
7.3 值是在16％应变时计算得到的；值是在10％～20％应变范围内计算得到的，当均匀伸长率小于20％时，应变范围为10％至均匀伸长结束。
7.4 每批钢板及钢带的检验项目、试样数量、取样方法、试验方法及取样方向应符合表8的规定。
表 8
序号
1
2
3
4
5
检验项目
化学分析
拉伸试验
塑性应变比 （值）
应变硬化指数 （值）
表面粗糙度
试样数量（个）
1/炉
1
1或3
1或3
－
取样方法
GB/T 222
试验方法
GB/T 223
GB/T 228
取样方向
－
横向试样
－
－
－
GB/T 2975
GB/T 5027
GB/T 5028
SAE J911
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注：、为一个试样；、为三个试样。
7.5 钢板及钢带应按批验收，每个检验批应由不大于30吨的同牌号、同规格、同加工状态的钢板及钢带组成。
7.6 对于拉伸、塑性应变比（r值）、应变硬化指数（n值）试验，如有某一项试验结果不符合标准要求，则从同一批中再任取双倍数量的试样进行该不合格项目的复验。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）合格，则整批合格。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）即使有一个指标不合格，则复验不合格。如复验不合格，则已做试验且试验结果不合的单件不能验收，但该批材料中未做试验的单件可逐件重新提交试验和验收。
8 包装、标志及质量证明书
钢板及钢带的包装、标志及质量证明书应符合Q/BQB 400的规定。如需方对包装重量有特殊要求，应在合同中注明。
9数值修约规则应符合GB/T 8170的规定。
附录A
（资料性附录）
本标准及采用标准及有关标准相近牌号对照表
表 A.1
标准号 Q/BQB 408-2003
BLC
BLD
JFS A 2001-1998
JSC270C
JSC270D
JSC270E
JSC270F
JSC260G
GB5213-2001
－
－
SC1
SC2
SC3
牌 号 BUSD
BUFD
BSUFD
附加说明：
本标准及JFS A 2001-1998的一致性程度为非等效。
本标准代替Q/BQB 408-1999。
本标准及Q/BQB 408-1999相比主要变化如下：
—— 表面质量级别由两种修改为三种；
—— 尺寸、外形、重量及允许偏差直接引用Q/BQB 401；
—— 取消标记示例；
—— 增加化学成分的规定；
—— 对屈服强度、断后伸长率、r值和值进行了修改，拉伸试样方向改为横向；
—— 增加拉伸应变痕的规定；
—— 钢带允许带缺陷部分从8％修改为6％；
—— 增加麻面和光亮表面粗糙度的控制值；
—— 修改复验的规定；
—— 增加数值修约规则的规定。
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2024年2月25日发(作者：浦安梦)
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现在汽车车身主要的原材料是钢板，无论是承载式车身，非承载式车身。按照钢板的生产工艺分主要可分为热轧钢板和冷轧钢板两大类。
一、钢板的种类
冷轧钢板生产工艺（宝钢）：矿石－高炉炼铁－转炉炼钢－连铸（板坯）－热连轧－酸洗－冷连轧－连续退火（－热镀锌）－卷取/其他（电镀锌/纵剪成带/横剪成板/）
热轧钢板生产工艺（宝钢）：矿石－高炉炼铁－转炉炼钢－连铸（板坯）－除鳞－精轧－冷却－卷取－热轧卷（－冷轧）－矫直/纵剪/横剪
二、表征钢板的主要力学性能指标
强度: 金属材料在外力作用下抵抗变形和断裂的能力。屈服强度、抗拉强度是极为重要的强度指标，是金属材料选用的重要依据。强度的大小用应力来表示，即用单位面积所能承受的载荷(外力)来表示，常用单位为MPa。
屈服强度：金属试样在拉力试验过程中，载荷不再增加，而试样仍继续发生变形的现象，称为“屈服”。产生屈服现象时的应力，即开始产生塑性变形时的应力，称为屈服点，用符号σs表示，单位为MPa。一般的，材料达到屈服强度，就开始伴随着永久的塑性变形，因此其是非常重要的指标。
抗拉强度：金属试样在拉力试验时，拉断前所能承受的最大应力，用符号σb表示，单位为MPa。
伸长率：金属在拉力试验时，试样拉断后，其标距部分所增加的长度及原始标距长度的百分比，称为伸长率。用符号δ表示。伸长率反映了材料塑性的大小，伸长率越大，材料的塑性越大。
应变强化指数n：钢材在拉伸中实际应力－应变曲线的斜率。其物理意义是，n值高，表示材料在成形加工过程中变形容易传播到低变形区，而使应变分布较为均匀，减少局部变形集中现象，因此n值对拉延胀形非常重要。
塑性应变比r值：r值表示钢板拉伸时，宽度方向及厚度方向应变比之比值。r值越大，表示钢板越不易在厚度方向变形（越不容易开裂），深冲性越好。
表一 典型的冷轧钢板性能表 EL 1.0-1.6
牌号
DC01(ST12)
DC03(ST13)
DC04(ST14)
DC05(BSC2)
DC06(ST16)
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUSD
三、钢板表面质量
级别
较高级的精整表面
高级的精整表面 FC（O4）
代号
FB（O3）
特征
表面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如划伤、压痕、麻点、辊印及氧化色
产品二面种较好的一面无肉眼可见的明显欠缺，另一面必须至少达到FB的要求
超高级别的精整FD(O5) 产品二面中较好的一面不得有任何缺陷，即不能影响涂漆后的外观质量货电镀σS
130-260
120-240
120-210
110-190
130-260
140-270
120-240
120-210
120-190
110-180
σb
≥270
≥270
≥270
≥260
≥270
≥270
≥270
≥260
≥250
≥250
EL
32
35
39
40
41
40
42
44
46
48
r
－
－
1.5
1.8
2.0
-
1.4
1.6
1.8
2.0
n
－
－
0.18
0.20
0.22
-
0.18
0.20
0.21
0.22
C%
≤0.10
≤0.08
≤0.08
≤0.008
≤0.006
≤0.10
≤0.08
≤0.01
≤0.008
≤0.006
P%
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
Mn％
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
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表面
四、强化因素
一般的，材料的性能由组织（结构）决定，组织由成分（工艺）决定，他们之间构成一个四面体。钢板也是这样，钢板的强化主要是靠成分和组织，下面拿加磷钢和烘烤硬化钢举例说明。
加磷钢：一般的，强化钢板的元素主要有C、Mn、Ti、Nb、Al等，有害的元素主要是P和S。实际上P的强化作用非常明显，仅次于C，但是数量要达到0.04％以上才能使强化作用超过有害的部分，体现出强化作用。加磷钢正是基于这种原理制造的。主要有B170P1, B210P1, B250P1, B180P2(BP340), B220P2(BP380) 。
牌号
B170P1
B210P1
B250P1
B180P2（BP340)
B220P2(BP380)
烘烤硬化钢：
烘烤硬化钢是指在低碳或者超低碳钢中保留一定量的固溶碳原子，必要时加入磷等固溶强化元素来提高强度，钢板成形后经过涂漆烘烤处理后强度进一步提高，同时这种钢板具有很好的成形性能。主要有：
牌号
B140H1
B180H1
B180H2
屈服强度Mpa
140-230
180-280
180-280
抗拉强Mpa
≥270
≥340
≥340
延伸率
41
35
-
烘烤硬化值
≥30
≥30
≥30
C%
≤0.006
≤0.008
≤0.02
P％
≤0.04
≤0.08
≤0.12
Mn%
≤0.4
≤1.00
≤0.40
屈服强度Mpa
170-260
210-310
250-360
180-280
220-320
抗拉强度 Mpa
≥340
≥390
≥440
≥340
≥380
C%
≤0.006
≤0.008
≤0.008
≤0.08
≤0.10
P％
≤0.08
≤0.10
≤0.12
≤0.12
≤0.12
Mn%
≤1.00
≤1.20
≤1.20
≤0.80
≤1.00
后的外观质量，另一面至少达到FB级
DIN标准手册3中所规定的DIN及SEW中钢牌号的组成及其主要符号(完)
序号 特定命名方法
低碳钢钢板：
St+0～30的数字＋表示表面状况或处理类别的字母和数字。
1
例：St4LG, LG－轻平整；
St01Z200, Z－热镀锌，锌层量200g/m2；
对直接用于进一步加工(变形)的热轧板牌号，在St后加上字母W表示。
非合金钢的压力容器(锅炉)用钢板：
2
H＋表示强度等级的罗马数字Ⅰ～Ⅳ
3
变压器用板：
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表示质量等级的字母A～F＋连续的数字，例：A3；
极簿板及镀锡板：
T(Tempergrade)＋硬度平均值，并以下列字母对镀锡层的种类及厚度进行补充描述：
4
H－热镀锡；E－等厚镀锡；D－差厚镀锡
镀锡层重量采用以g/m2为单位的数值表示，例H15/15
为了进一步地标志出钢的特性和制造方法、热处理状态及用途等特性，使用附加字母进行标志，当涉及熔炼和脱氧方式时一般将字母置于原牌号前；当涉及处理状态时一般将字母置于原牌号之后。
字母 含义 例 字母 含义 例
N
A
耐时效钢
Ast35
正火处理
C45N
P
适合于锻压加工的钢
PSt37-3
B
热处理以改善加工性能
42CrMo4B
QSt37-3
q,Q
具有良好冷变形性能的钢
Cq45
BF
热处理以得到一定抗位强度
16MnCr5BF
R
镇静钢或半镇静钢
RSt37-2
BG 热处理得到铁素体-珠光体组织 20MoCr5BG Ro
适用于制造焊管用
RoSt37-3
C
进行处理以得到可剪切性
100Cr6C RR
特殊镇静钢
RRSt13
E 要求具有-50C冲击功最小值的细晶EStE TM
控制轧制钢
StE360.7TM
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粒结构钢
低温韧性钢
TstE460
f
火焰淬火和感应淬火
Cf54 U 沸腾钢(非镇静钢) Ust37-2
G
软化退火
Ck45G U
非处理钢
St37-2U
V
k 低含S和P的非合金优质钢 Ck35
W
经调质处理的钢
StE460V
工具钢
C45W
K
适用于轧制成型的钢
KSt37-2 W
耐热钢
WstE 355
WT
K
冷拉拔钢
St37K
Z
耐大气腐蚀钢
WTSt37-3
有特别冷变形性能的冷轧板
ZSt37-3
L
对应力裂纹腐蚀不敏感钢
LstE36
Z
按SEL096规定对厚度方向性能St52-3Z15
(断面收缩率)有一定要求的钢
含硫量带上下限(约0.20～0.40)
m
的非合金优质钢
Cm45
Z
金属热处理
简述
金属热处理是将金属工件放在一定的介质中加热到适宜的温度，并在此温度中保持一定时间后，又以不同速度冷却的一种工艺。
金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，及其他加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。
为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。
金属热处理的工艺:
热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。
加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行间接热镀锌
St10Z
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加热。
金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件表面碳含量降低)，这对于热处理后零件的表面性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。
加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度，是保证热处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此当金属工件表面达到要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度一致，使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和表面热处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较长。
冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却速度进行淬硬。
金属热处理工艺大体可分为整体热处理、表面热处理和化学热处理三大类。根据加热介质、加热温度和冷却方法的不同，每一大类又可区分为若干不同的热处理工艺。同一种金属采用不同的热处理工艺，可获得不同的组织，从而具有不同的性能。钢铁是工业上应用最广的金属，而且钢铁显微组织也最为复杂，因此钢铁热处理工艺种类繁多。
整体热处理是对工件整体加热，然后以适当的速度冷却，以改变其整体力学性能的金属热处理工艺。钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种基本工艺。
退火是将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然后进行缓慢冷却，目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，获得良好的工艺性能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。正火是将工件加热到适宜的温度后在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。
淬火是将工件加热保温后，在水、油或其他无机盐、有机水溶液等淬冷介质中快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件在高于室温而低于650℃的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺称为回火。退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火”，其中的淬火及回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。
“四把火”随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺。为了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。
把压力加工形变及热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件表面光洁，提高工件的性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。
表面热处理是只加热工件表层，以改变其表层力学性能的金属热处理工艺。为了只加热工件表层而不使过多的热量传入工件内部，使用的热源须具有高的能量密度，即在单位面积的工件上给予较大的热能，使工件表层或局部能短时或瞬时达到高温。表面热处理的主要方法有火焰淬火和感应加热热处理，常用的热源有氧乙炔或氧丙烷等火焰、感应电流、激光和电子束等。
化学热处理是通过改变工件表层化学成分、组织和性能的金属热处理工艺。化学热处理及表面热处理不同之处是后者改变了工件表层的化学成分。化学热处理是将工件放在含碳、氮或其他合金元素的介质(气体、液体、固体)中加热，保温较长时间，从而使工件表层渗入碳、氮、硼和铬等元素。渗入元素后，有时还要进行其他热处理工艺如淬火及回火。化学热处理的主要方法有渗碳、渗氮、渗金属。
热处理是机械零件和工模具制造过程中的重要工序之一。大体来说，它可以保证和提高工件的各种性能，如耐磨、耐腐蚀等。还可以改善毛坯的组织和应力状态，以利于进行各种冷、热加工。
例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性；齿轮采用正确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高；另外，价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，可以代替某些耐热钢、不锈钢；工模具则几乎全部需要经过热处理方可使用。
概述
随着社会和科学技术的发展，对钢材的作用性能要求越来越严格，目前提高钢材性能的方法主要有以下两点：1），在钢中特意加入一些合金元素，也就是用合金化的手段提高钢材的性能（下一章讨论）；2）对钢进行热处理（这一章的内容）。
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钢的热处理有以下途径（三步骤）：固态下进行不同的加热，保温，冷却。
热处理在生产中越来越广泛，据调查，80-90%工件需要进行热处理，象各种工，模具几乎百分之百要求热处理。
根据加热及冷却的不同，热处理可按下面分类：
虽然热处理有很多方法，但它都可归纳为加热，保温，冷却三个步骤，对不同的材料进行不同的热处理，以上三步各部相同，整个这一章我们就讨论的正是这里面的不同及实质。
钢在加热时的转变
从FE-FE3C的分析中我们知道，碳钢在缓慢加热或冷却过程中,经PSK,GS,E线时都会发生组织转变，例如S点, 冷却到S点温度时A
界点。
有一点大家必须明确，以上我们所讨论的FE-FE3C相。
转化> P,加热到S点时P
转化>S,由于在加热过程中，PSK,GS,ES 三条线很重要。以后我们把它们分别简称为 PSK—A1线，GS—A3线，ES—Acm线, 那么在热处理过程中无论是加热还是冷却到这三条线时，温度及这三条上的交点就为平衡临
图的制定是在冷却速度非常缓慢的情况下制定的，而实际生产中，我们则选用较大的过冷度和加热度，因此碳钢不可能恰好在平衡临界点上发生转变，而是冷却时在三条线以下的地方，加热时在三条线以上的地方，并且加热和冷却速度越大，组织转变点偏离平衡临界点也越大，这个概念必须有，为了能够区别以上临界点（A1，A3，Acm），我们则将实际加热时的各临界点用 Ac1，Ac3，Accm表示，冷却时的各临界点我们则选用Ar1,Ar3，Arcm表示。
一.共析钢的奥氏体化过程
“奥氏体”概念：任何成分的钢在热处理时都要首先加热，加热到A1以上温时，开始了P
的A组织我们就称为“奥氏体”，下面我们以共析钢为例，来分析奥氏化过程。
A1点以下的共析钢全为珠光体组织，珠光体是由层片状的铁素体及渗碳体组成的机械混合物，铁素体含碳量很底，在A1点仅为0.0218%, 而渗碳体晶格复杂，含碳量高达6.69%。当加热到A1点以上时，P转变成具有面心立方晶格的奥氏体，A含碳量.77%，因此我们可以得出奥氏体化过程必须进行晶格的改组和铁，碳原子扩散。奥氏化过程我们简单分成以下三个方面：
（一）奥氏体晶核的形成和长大
A(奥氏体)晶核是在F(铁素体)及Fe3C(渗碳体)的界面形成的。为什么在这里形成，原因很多，但最主要的原因，是含奥氏体的碳量界于铁素体及渗碳体两者之间，而这里为形核提供了最良好的条件。
（二）残余渗碳体的溶解
A及F的进晶格相比较，F的晶格较接近A晶格，但含碳量远远不能满足A的需要,因此A一方面不断吞吃F转变为A晶格结构，另一方面又不断溶解Fe3C补充自身含碳量的不足，但是Fe3C的溶解速度远比F转变A晶格速度满得多。
（三）奥氏体的均匀化
残余渗碳体全部溶解后，A中的碳浓度在一段时间内用仍不均匀，在原来渗碳体处含碳量较高，在原来铁素体处含碳量较低，经过一段时间的保温,原子不断的扩散，这是A中的含碳量才变的均匀。
二.影响奥氏体化的因素
（一）加热温度的影响
P
转化转化> S，象这种由加热获得> A,还在A1点以上温度进行，也就是说刚才我们讨论的共析碳钢加热到A1点温度时，并不是立即向A转变，而是经过一段时间才开始转变，这段时间我们称为“孕育期”，孕育期以后才开始“奥氏体化”过程。并且在全过程中，加热温度越高↑（℃），孕育期越短↓（t）,转变时间↓，奥氏体化速度↑(A化)。以上关系是因为，加热温度↑，原子扩散能力↑，“A化”的晶格改组及铁，碳原子扩散也越快。
（二）加热速度的影响
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加热速度越快↑，转变的开始温度，终了温度↑，转变的孕育期和转变所需时间越短↑，奥氏体化的速度越快↑。
（三）原始组织的影响
刚才我们讲了，A的晶格是在铁素体及渗碳体的相界面的地方形成的，因此成分相同的钢，P组织的层片状越细，那么相界面的面积也就越大，形成奥氏体的机会也就越大，形成奥氏体晶核的机会也愈高，A化的速度也愈快。
三.A晶粒的长大
（一） A的晶粒度
晶粒度：是表示晶粒大小的尺度。
起始晶粒度：钢在进行加热时, P刚转变为A，由于A晶粒此时细小均匀，我们称这时的晶粒为A的起始晶粒度。A晶粒形成后，如果继续升温或保温， A晶粒会自动长大，加热温度越高保温时间越长，A晶粒也就长的越大，原因是高温条件下，原子扩 散容易，另外大晶粒吞并小晶粒，减小了边界，也减少了表面能，能量总是趋于最地状态，因此A晶粒越大也就越稳定。
实际晶粒度：钢在某一具体加热条件下（只临界点以上）实际获得奥氏体晶粒大小，它的大小对钢热处理性能影响很大，实际晶粒度总比起始晶粒度要大，它是钢加热临界点以上的温度且保温一定时间，因此A晶粒不同程度的长大。
本质晶粒度：有些钢加热到临界点以后，温度↑，A晶粒迅速长大粗化↑， 我们称它为本质粗晶粒钢， 还有一些钢在930℃以下加热，A晶粒生长很慢，因此晶粒细小，当加热到高温时，A晶粒急剧长大，我们称这种钢为本质细晶粒钢。
二）奥氏体大小对钢机械性能的影响
A晶粒越细小，热处理后钢的机械性能越高，特别是冲击韧性高，因此处理时，希望能够获得细小而均匀的奥氏体晶粒。
过热的概念：这是金属工艺学的一个术语，钢在加热时，如果温度过高A晶粒会长大（粗化），粗化的晶粒降低材料的机械性能我们称这种缺陷为“过热”，需要控制温度在950℃以下，这样一来，本质晶粒钢不易长大，本质粗晶钢不易过热。
四.亚共析碳钢及过共析碳钢加热是的转变
（一）奥氏体化的过程
前面我们在分析Fe-Fe3C相图时，知道亚过共析钢及共析钢组织的不同点在于，除了室温组织中有P外，亚共析碳钢还有先共析铁素体，过共析钢还有先共析二次渗碳体，因此，亚,过共析钢的奥氏体化过程,除了有P 转 化> A外，还有Fe,Fe3C向A转化及溶解的过程。
1.亚共析钢
加热到AC1线以上后P
转化> A，在Ac1-Ac3点升温过程中，共析铁素体F
转化> A，温度到达Ac3点时，亚共析钢A化过程会结束，获取单一的奥氏体组织。
2.过共析钢
加热到AC1线以上后P
转化> A，在Ac1-Acm升温过程中，先共析Fe3CⅡ
转化>A,温度超过Acm点后，过共析碳钢的奥氏体化全部结束，获取单一的奥氏体组织。
（二）奥氏体的晶粒度
从图中可以看出，在相同的温度下，随钢中含碳量增大，A晶粒只寸也在增大，这是因为他们相互碰撞的机会增多，加快了晶粒的长大，但含碳量超过一定限度，A晶粒长大倾向反而减小，这是由于未溶的渗碳体质点阻碍了晶粒长大， 因此钢中含碳量超过某个限度愈多，那么未溶渗碳体也越多，阻碍晶粒长大的作用也愈大，奥氏体晶粒长大倾向也就愈小，我们可以获取较细小的奥氏体实际晶粒度
上一节我们讨论了钢在加热时的转变，而这一节的内容是钢在冷却时的转变，冷却的方式有两种：
1）.连续冷却；
2）.等温冷却。
1. 等温冷却
是把加热到A状态的钢，快速冷却到低于Ar1某一温度，等温一段时间，使A发生转变，然后再冷却到室温。
2. 连续冷却
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把加热到A状态的钢，以不同的冷却速度（空冷，随炉冷，油冷，水冷）连续冷却到室温。
表5-1 45钢经8400C加热后，不同条件冷却后的机械性能
冷却方法
随炉冷却
空气冷却
油中冷却
水中冷却
σb,MN/m2
530
670～720
900
1100
σs,MN/m2
280
340
620
720
δ，%
32.5
15～18
18～20
7～8
ψ，%
49.3
45～50
48
12～14
HRC
15～18
18～24
45～60
52～6
从这个表中，我们可以发现，同是一种钢，加热条件相同，但由于采用不同的冷却条件，钢所表出的机械性能明显不同。
为什么会出现性能上明显的差别？一句话是由于钢的内部组织随冷却速度的不同而发生不同的变化，导致性能上的的差别。
由于Fe-Fe3C相图是在极其缓慢加热或冷却条件下建立的，没有考虑冷却条件对相变的影响，而热处理过程中的过冷奥氏体等温转变曲线和过冷奥氏体连续冷却转变曲线是对这个问题的补充，下面分别讨论。
一.过冷奥氏体的等温转变曲线
过冷奥氏体（A）的概念：
加热到A状态的钢快速冷却到A1线以下后，A处于不稳定状态，但过冷到A1点以下的A并不是立即发生转变，而是经过一个孕育期后才开始转变象这个暂时处在孕育期，处于不稳定状态的A，我们就称作“过冷A”。
（一）.共析碳钢过冷A等温曲线的建立
1).首先将共析碳钢制成许多薄片试样（Ø10*1.5mm）并把它们分成若干组；
2).先取一组放到炉子内加热到AC1以上某一温度保温，使它转变成为均匀细小的奥氏体晶粒；
3).将该试样全部取出迅速放入AC1以下温度（选650ºC）盐炉中，使过冷A进行等温转变；
4).每隔一定时间取一试样投入水中，使在盐炉等温转变过程中的A在水冷时转变为M；
5).观察各试样的显微组织
这些图是共析钢由A冷却到750ºC，并经不同等温时间再水冷到的显微组织，图中亮白色是M（过冷A转变所生成），黑色是A等温转变产物（A 冷 >P）。
6).找出A转变的开始时间和终了时间随时间的增多，在水冷后试样中A等温转变产物（A 转 >P）的量也增多。
（a）图是刚开始转变，黑色是P，白色是M；（e）图是转变结束，产物是P。
7).相同的方法，将个组加热到A，然后迅速投入不同的温度（600ºC，550ºC，500ºC等）；分别找出各温度下A的转变开始和终了时间。
8).将所有的各温度下找出A开始转变点及转变终了点画在温度—时间坐标图上，并将所有的转变开始点连一条线，所有的转变终了点连一条线，所绘出的双C曲线即是过冷奥氏体等温转变曲线。如果将加热奥氏体化了的共析碳钢，迅速冷却到230ºC时，即Ms线，过冷奥氏体会发生马氏体转变，因此230ºC是马氏体的转变温度，M表示马氏体，Ms是M转变开始温度，Mf是M转变终了温度，我们将加热，保温，冷却工艺曲线都舍去，这样我们就得到5-12完善的C曲线图。
（二）.过冷奥氏体等温转变曲线的分析
转变开始线：由过冷奥氏体（A）开始转变点连接起来的线；
转变终了线：由转变终了点连接起来的线；
A稳定区域 ：A1以上是奥氏体稳定区域；
过冷A区域 ：A1以下是转变开始以左的区域；
转变产物区：A1以下是转变终了线以右和Ms点以上的区域；
过冷A及转变产物共存区：转变开始线和转变中了线之间。
过冷到A1线以下的A进行等温转变时，都经过一段孕育期，转变开始线及纵坐标之间的距离即表示孕育期。
举例：转变开始线上的某点到纵坐标之间的距离即表示在该温度下等温转变的孕育期。孕育期长，过冷转变稳定，反之稳定性差 Ms 观察C曲线我们可以发现，在各温度下过冷奥氏体的稳定性不相同，在C曲线的鼻尖处， 约550ºC地方，它的8 / 30
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孕育期最短，表示过冷A最不稳定，由于它的转变速度最快，所以距离纵坐标最近，称“鼻尖”，而在靠近A1点和Ms点处的孕育期较长，过冷A较稳定，转变速度也较慢。
共析碳钢的过冷A在三个不同温度区间，发生三种不同的转变
珠光体——A1点到C曲线鼻尖区间（高温转变），转变产物是珠光体，又称珠光体型转变；
贝氏体——C曲线鼻尖到Ms点区间中温转变，转变产物是贝氏体，又称贝氏体型转变；
马氏体——Ms点以下是低转变，转变产物是马氏体，又称马氏体型转变。
（三）.过冷奥氏体等温转变产物的组织及性能
1.珠光体型转变（又称高温转变）
奥氏体过冷到A1线以下后，向珠光体转变，首先在A晶界处形成渗碳体晶核，然后渗碳体片不断分枝，并且向奥氏体晶粒内部平行长大，我们知道渗碳体的含碳量较高6.69%C，而A仅0.77%C，因此Fe3C片长大的同时，必然使及它相临的奥氏体的含碳量不断降低，而后又促使这部分低碳A转变为铁素体，这样也就形成了由层片状渗碳体及铁素体组成的珠光体。冷却速度对珠光体型的转变影响很大，随过冷度的增加，珠光体中铁素体和渗碳体的片间距离越来越小。
分辨仪器：
光显 ----→①过冷度较小时，获得片层间距离较大的珠光体组织，“P”；
高光显----→②过冷度梢大时，获得片层间距离较小的珠光体组织，又称索氏体，“S”；
电显 ----→③过冷度更大时，获得片层间距离更小的珠光体组织，又称屈氏体，“T”；
珠光体的性能：P的性能取决于片层间的距离，片层间距离越小↓，塑性变形，抗力能力↑，强度，硬度越高↑。
2．贝氏体型转变用（符号“B”表示）
上贝氏体：大约在C曲线鼻尖至350℃范围内
贝氏体：大约在C曲线350℃至MS点温度范围内
贝氏体组织是由含碳过饱和的铁素体及渗碳体组成的两相混合物， 因此A转变成贝氏体也包含了晶格的改组和碳原子的扩散，它的转变过程同样也是经过了固态下形核的长大来完成的，贝氏体的转变温度比珠光体还低，因此在低温下铁原子只能做很小的位移。而不发生扩散，下面我们介绍一下B上和B下：
上贝氏体组织形成过程：
上贝氏体大约是在C曲线鼻尖到350℃温度范围内形成的，首先是在A的低碳区或晶界上形铁素体晶粒，然后向A晶粒内长大，形成图中密集而又相互平行排列的铁素体，由于温度低碳原子的扩散能力弱，铁素体形成时只有部分碳原子迁移到相邻的A体中,来不及迁出的碳原子固溶于铁素体内，而成为含碳过饱和的铁素体，随着铁素体片的增长和加宽，排列在它们之间的奥氏体含碳量迅速增加，含碳量足够高，便在铁素体片间析出渗碳体，形成上贝氏体，上贝氏体在光学显微镜下呈羽毛状。
下贝氏体组织形成过程：
B下大约是在350℃至 MS点温度范围内形成，首先在A的贫碳区形成针状铁素体，然后想四周长大，由于转变温度更低，碳原子的扩散能力更弱，它只能在铁素体内作短距离移动，因 此在含碳过饱和的针形铁素体内析出及长轴成55～60º的碳化物小片，这 种组织称下贝氏体，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态。
B组织的性能：
B上和B下性能相比较，B下不仅具有较高的硬度和耐磨性，而且B下的硬度，韧性和塑性均高于B上。
这个图是共析碳钢的机械性能及等温转变温度的关系，从这个图上可以看出，在350℃上贝氏体温度转变范围内B上的强度，硬度越低，韧性也越低而B下相反（350℃至MS）它的强度，硬度，塑性和韧性的综合机械性能较高，因此生产中常采用等温淬火获取B下组织。
奥氏体过冷到MS线以下，发生马氏体转变“M”，由于马氏体转变是在极快的连续冷却过程中进行的，因此马氏体的转变我们放在过冷奥氏体连续冷却转变一节中讨论。
（四）.亚共析碳钢及过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变
1．C曲线的形状及位置p5-22
是亚共析，共析，过共析碳钢的C曲线，比较三图，不难看出，三者都具有A转变开始线及转变终了线，不过亚共析碳钢的C曲线上多出一条先共析铁素体曲线，过共析碳钢曲线上多出一条先共析渗碳体曲线。通常在热处理加热条件下，亚共析碳钢的C曲线随含碳量的增加向右移，过共析碳钢的C曲线随含碳量的增加向左移，，因此碳钢中共析C曲线的鼻尖离纵坐标最远，过冷A也最稳定。
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2.先共析相的量及形态
随过冷度的增加，亚共析碳钢和过共析碳钢的先共析铁素体或先共析渗碳体的量在逐渐减小，当过冷度达到一定程度后，这种先共析相就不在析出，而由过冷奥氏体直接转变成极细珠光体（屈氏体），这种P的含碳量已不是共析成分（C = 0.77%），这种非共析成分获得的共析组织称伪共析体。转变温度越低↓，先共析相的量越少↓，珠光体量↑，因此钢的性能也就不同。举例：同一成分的亚共析钢，正火比退火后珠光体量多，且片层间距离小，因此钢的强度和硬度提高，韧性也有所改善。
魏氏组织：当奥氏体晶粒特别粗大（过热的钢或铸件中），并且在一定的冷却条件下，先共析相（F，Fe3C）以一定位向呈片状或针状形态在A晶粒内部析出，我们称这种组织为魏氏组织。
魏氏组织使钢的塑性，特别是韧性大为降低，因此生产中常用退火或正火来消除钢中的魏氏组织。
二.过冷奥氏体的连续冷却转变
上一个大问题我们讨论的是过冷A的等温冷却转变，现在我们讨论的是过冷A的连续冷却转变。
（一）.共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立
首先将一组试件经加热到奥氏体化后，它们以不同冷却速度连续冷却，也就是图中所示的V1～V6速度，在冷却过程中我们测各试样比容变化，由奥氏体及其转变产物的比容不同，我们即可测出各种冷却速度下奥氏体转变开始和转变终了的时间及温度，用这些测出的数据我们绘出温度——时间坐标图，然后所有转变开始点和转变终了点分别连接起来，这样便可获得过冷奥氏体的连续冷却曲线，注意：V5 ，V6 冷却速度的转变开始点连成一水平线，这就是 M开始转变线——MS线。
（二）.共析碳钢过冷A连续冷却转变曲线分析
比较P5-25及P5-10两曲线，连续冷却转变有以下主要特点：
1．Ps线是P体型转变开始线； Pf线是P体型转变终了线；AB线是P体型转变中途停止线，冷却曲线遇AB线后，过冷A不再发生P体型转变，而一直保留到MS线以下，A直接转变为M。
2．连续冷却转变曲线上只有C曲线上半部分，而没有下半部分，这说明共析碳钢连续冷却时，只有珠光体型转变，而没有贝氏体转变。
3．P5-25
图中的VK及过冷奥氏体连续冷却转变曲线鼻尖相切，是保证 A在连续冷却过程中不发生分解而全部冷却到M区的最小冷却速度，又称临界冷却速度。
4．在连续冷却过程中，过冷奥氏体的转变，是在一个温度区间内进行的，随冷却速度的增加，转变温度区间逐渐移向低温并随之加宽，而转变时间则缩短。
5．P5-25
冷却速度V，它及转变开始线相交后又及AB线相交，因此珠光体型的转变没有结束，剩余的过冷A在随后冷却时及MS线相交而开始转变为马氏体，因此最后所得到的产物主要是屈氏体和马氏体的混合组织。
（三）.过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用
过冷A连续冷却转变曲线的测定比较困难，因此有些使用广泛的金属材料的连续冷却曲线至今还没测出，目前生产技术方面多是应用过冷奥氏体等温转变曲线近似地来分析奥氏体连续冷却中的转变。
三.马氏体转变
当冷却速度大于临界冷却速度VK ，且过冷到MS线以下，那么过冷奥氏体发生M转变，获得马氏体组织。由于马氏体冷却速度快，转变温度低， 因此A向M转变时γ—Fe—α—Fe的晶格改变速度极快，过饱和的碳来不及以渗碳体形式自α—Fe中析出，而很快由A 直接转变成碳在α—Fe中过饱和固溶体，这就称为马氏体（M）。由于冷却速度快，转变温度降低的关系（C原子来不及移动），因此有A转变为M ，M中含碳量及原A含碳量是相同的。
（一）.马氏体的晶格结构
C轴的晶格常数大于a轴的晶格常数
C/a 称作M的正方度
正方度的产生完全是由于M中过饱和碳原子强制分布在晶胞的某一晶轴的空隙处，结果使α—Fe的体心立方晶格被歪曲，M含碳量越高↑，正方度越大↑，M比容越大↑，由A→M体积变化越大↑，这就是造成高碳钢淬火时容易变形和开裂的原因之一。
（二）.马氏体的组织形态
M的形态主要有两种：一种是片状M（含C多）；另一种是板条状 M（含C少），钢中含碳量越高，淬火组织中片状M就越多，板条状M就越少。
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图5-30 电显微镜下M组织
①在显微镜下我们可以看到在同一视场中，许多长短不一及互成一定角度分布的M，由于片状M形成时一般不能穿过A晶界，而后形成的M又不能穿过先形成的马氏体，所以越是后形成的马氏体片尺寸越少，片状M的立体形态是双凸透镜状，而显微镜下所看到的则是金相试面上的M截面形态，因而呈针状。
②板条状M
它的立体形态呈椭圆形截面的细长条状而它的显微组织在金相试面上是板条状M截面形态。
（三）.M的性能
实验表明：当奥氏体的含碳量大于1%的钢淬火后，马氏体形态为片状M，片状M又称高碳M，当奥氏体的含碳量小于0.2%的钢淬火后，M形态基本为板条状M，因此又称低碳M，当A的含碳量在1%及0.2%之间，则为两种马氏体的混合组织。
M的含碳量增高，强度及硬度也增高，从图中明显看出，含碳量较底时，强度，硬度增高明显。造成硬度，强度提高的主要原因是过饱和的碳原子使晶格正方畸变，产生固溶炭化，同时在M中存在大量的弯晶及位错，它们都会阻碍位错运动，提高塑性变形抗力，从而产生相变强化。另外M的塑性和韧性及含碳量有关，高碳片状M的塑性，韧性很差，而低碳M则不然，它具有较高的塑性及韧性。
表5-2 板条状马氏体及片状马氏体的性能比较
淬火钢中含碳量，%
0.25～0.25
0.77
马氏体形态 σb,MN/m2
板条状
片状
σs,MN/m2 HRC
30～50
66
δ，%
9～17
≈1
ψ，%
40～65
30
σb,J/cm2
60～180
10
1020～1530 820～1330
2350 2040
P5-22表为含碳量不同的板条状及片状M的性能比较，从表中比较可见，片状M性能特点是硬度高而脆性大，板条状M不仅强度，硬度较高，而且还有良好的塑性和韧性。以前人们对M的概念是“硬而脆”，随着科学技术的发展，对板条状M（低碳M）认识不断加深，从而使得低碳M在各领域广泛应用，具有良好的机械性能的低碳M，对节约钢材，减轻设备重量，延长使用寿命，都有重要意义。钢的组织不同，比容也不同，M比容最大，A比容最小，P居中，且M的比容随含碳量增高而增高，钢在淬火后由A—>M，钢件体积必然增大，因而导致淬火件常有变形及开裂事故发生。
（四）.马氏体转变的特点
M转变及我们前面所介绍的相变一样，它也具有形核及长大两个过程，但它及其它相变相比，又有以下特点：
1．马氏体转变是无扩散型转变P，B体型转变都属于扩散型转变，A—>M由于过冷度极大，依次A中的铁，碳原子不能进行扩散，转变是只发生γ—Fe—α—Fe转变，过饱和的碳未析出而形成碳在α—Fe中的过饱和固溶体，因此说M转变是无扩散变。
2．M转变速度快 M形成不需要孕育期，形成仅需10-7秒（0.1微秒）。
3．M转变是在某一温度范围内形成的。过冷奥氏体一大于V1c的速度冷却到Ms点时，就转变为M，冷却到Mf线时，M转变结束。 实验表明：Ms及Mf点的位置及冷却速度无关，而及A的含碳量有关，含碳量越高，Ms及Mf点的温度越低。
4．M转变的不完全性
含碳量超过0.5%后，Mf温度将到室温，因此淬火时，在室温下必然有一部分A被留下来，这部分A称残余A，含碳量高，Ms温度高，淬火后残余A增多。我们不希望残余A出现，但是在保证M转变的条件下，A过冷到Mf点以下，仍有少量的参及奥氏体被留下来，这就是我们所说的“马氏体转变不完全性”。追究M转变为什么会保留残余A？原因是M转变时，体积要膨胀，体积的膨胀使还没转变的A产生多向应力，因此阻止了A—>M，而保留下来A。
冷处理
残余A不仅降低淬火钢的硬度和耐磨性，而且在工件使用过程中，残余A会继续转变成M，使这就要求高精度的工件，如，精密丝杠，精密量具，精密轴承等。为了保证使工件形状，尺寸发生变化，影响工件的尺寸精度，用期间的精度，淬火工件冷却到室温后，在冷却到-78ºC或-183ºC，来最大限度消除残余A，达到增加硬度，耐磨性及尺寸稳定性的目的，这种处理成“冷处理”。
钢的退火及正火
一个零件的生产过程，是由许多道工序所组成，在生产工序中为了某一目的，还会穿插多次热处理，热处理可以分为两类：
预先热处理：消除前道工序造成的缺陷，为随后切削加工。最终热处理作准备；
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最终热处理：使工件满足使用条件下的性能要求。
一.退火
完全退火，等温退火，扩散退火，球化退火，去应力退火，再结晶退火
退火的目的
1．降低钢件硬度，利于切削加工， HB=160~230，最适于切削加工，退火后HB恰在此中；
2．消除残余应力，稳定钢件尺寸并防止变形和开裂；
3．细化晶粒，改善组织，提高钢的机械性能；
4．为最终热处理（淬火，回火）做组织上的准备。
（一）.完全退火
是将亚共析碳钢加热到Ac3线以上约20~60ºC，保温一定时间，随炉缓慢冷却到600ºC以下，然后出炉在空气中冷却。这种退火主要用于亚共析成分的碳钢和和金钢的铸件，锻件及热扎型材，目的是细化晶粒，消除内应力及组织缺陷，降低硬度，提高塑性，为随后的切削加工和淬火做好准备，
上图是30钢的铸件完全退火前后性能比较F的晶粒尺寸越小，强度越高，塑性越高完全退火经加热，保温后，获得晶粒细小的单相A组织，必需以缓慢的冷却速度进行冷却，以保证奥氏体在珠光体的上部发生转变
（二）.等温退火
等温退火是为了保证A在珠光体转变区上部发生转变，因此冷却速度很缓慢，所需时间少则十几小时，多则数天，因此生产中常用等温退火来代替完全退火。等温退火加热及完全退火相同，但钢经A化后，等温退火以较快速度冷却到A1以下，等温应定时间，使奥氏体在等温中发生珠光体转变，然后再以较快速度冷至室温，等温退火时间短，效率高。
（三）.扩散退火（均匀化退火）
实用范围：合金钢铸锭和铸件。
目的：消除和金结晶是产生的枝晶偏析，使成分均匀，故而又称均匀化退火。
工艺：把铸锭或铸件加热到Ac1以上，大约1000~2000ºC，保温10~15小时，再随炉冷却。
特点：高温长时间加热。
钢中合金元素含量越高，加热温度也越高，高温长时间加热又是造成组织过热又一原因，因此扩散退火后需要进行一次完全退火或正火来消除过热。
（四）.球化退火
使用范围：多用于共析或过共析成分的碳钢和合金钢。
目的：球化渗碳体，硬度下降，改善切削加工性能，为淬火做好准备。
工艺：将过共析钢加热到AC1以上约20~40°C保温一定时间，然后缓慢冷却到600°C以下出炉空冷。
工艺特点：低温段时加热和缓慢冷却。
当加热温度超过AC1线后，渗碳体开始溶解，但又未完全溶解，此时片状渗碳体逐渐断开为许多细小的链状或点状渗碳体，弥散发布在奥氏体基体上，同时由于低温短时加热，奥氏体成分也极不均匀，因此在以后缓冷或等温冷却的过程中，以原有的确细小深碳体质点为核心，在奥氏体富集的地方产生新核心，均匀形成颗粒状渗碳体。
（五）.去应力退火（低温退火）
目的：用于消除铸件，锻件，焊接件，冷冲压件以及机加工件中的残余应力，这些残余应力在以后机加工或使用中潜在地会产生变形或开裂。工艺：将工件缓慢加热到600~650°C，保温一定的时间，然后随炉缓慢冷却到200°C再出炉空冷。
二．正火
将钢件加热到临界点（Ac3，Acm）以上，进行完全奥氏体化，然后在空气中冷却，这种热处理称正火，正火的目的及退火相同，只是温度高于退火，且在空气中冷却。
（一）.正火工艺：
正火的加热温度及钢的化学成分关系很大
低碳钢加热温度为Ac3以上100~150°C
中碳钢加热温度为Ac3以上50~100°C
高碳钢加热温度为Ac3以上30~50°C
保温时间及工件厚度和加热炉的形式有关，冷却既可采用空冷也可采用吹风冷却，但注意工件冷却时不能堆放在一起，应散开放置。
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（二）.正火后的组织及性能
正火实际上是退火的一种特殊情况，两者不同之处主要在于正火的冷却速度较退火快，因此有
伪共析组织。
45钢的退火，正火状态的机械性能
状 态
退火
正火
σb,MN/m2
650～700
700～800
δ5,%
15～20
15～20
σb,MN/m2
40～60
50～80
HB
～150
～200
通过这个表我们可以看到正火后的强度，硬度，韧性都比退火后的高,塑性并不降低。
（三）.正火的应用
正火及退火相似，有以下特点：正火钢的机械性能高，操作简便，生产周期短能量耗费少，因
此尽可能选用正火。
正火有以下几方面的应用
1.普通结构件的最终热处理；
正火可以消除铸造或锻造生产中的过热缺陷，细化组织，提高机械性能。
2.改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性；
硬度在160~230HB的金属，易切削加工，金属硬度高，不但难以加工，而且刀具易磨损，能量耗费也大，硬度过低，加工又易粘刀，使刀具发热和磨损，且加工零件表面光洁度也很差。
阴影表示切削加工性能较好和低碳合金钢退火硬度一般都在160HB以下，且切削加工性不良，但选用正火（1点划线），由于珠光体量增加，片层间距变细，从而改善了切削加工性能。
3.作为中碳结构钢制作的较主要零件的预先热处理；
正火常用来为较重要零件进行预先热处理。例如，对中碳结构钢正火，可使一些不正常的组织变为正常组织，消除热加工所造成的组织缺陷，并且它对减小工件淬火变形及开裂提高淬火质量有积极作用。
4.消除过共析钢中的网状二次渗碳体，为球化退火作组织准备，这是因为正火冷却速度比较快，二次渗碳体来不及沿A晶界呈网状析出。
5.对一些大型或形复杂的零件，淬火可能有开裂的危险，正火也往往代替淬火，回火处理，作为这些零件的最终热处理。
钢的淬火
什么是钢的淬火？
首先将钢加热到临界点（Ａc3,Ac1）以上，经过一段时间的保温使钢奥氏体化，然后再以大于临界冷却速度Ｖk进行快速冷却，从而发生Ｍ转变的热处理工艺，称淬火。
淬火的目的？
为了获取Ｍ组织，它是强化钢材最主要的热处理方法。
提示：
Ｍ不是热处理所要求的最后组织，淬火后，钢材还要根据不同的需要，进行不同温度的回火，这样可使淬火Ｍ获取不同的组织，从而使淬火钢零件具有不同的机械性能，充分满足各种工具及零件的使用要求。
一．淬火工艺
（一）.淬火加热温度的选择
淬火温度的高低及钢的化学成分有关
亚共析钢 t＝Ac3+(30～70)°C
共析钢，过共析钢 t＝Ac1+(30～70)°C
亚共析碳钢为什么要加热到Ac3以上完全Ａ化后淬火呢？
若加热温度选在Ac1～Ac3之间，组织中有一部分铁素体存在，在随后的淬火冷却中，由于铁素体不发生变化而保留下来，它的存在是钢的淬火组织中存在软点，降低了淬火钢的硬度，同时它的存在还会影响钢的均匀性，影响机械性能，加热Ac3以上太高也不行，钢的氧化脱碳严重，另一方面Ａ精粒粗大，淬火后Ｍ粗大，钢的性能变坏。
过共析钢的淬火加热温度为什么选择在Ac1～Ac3之间？
首先过共析钢在淬火加热以前，都要经过球化处理，加热到Ac1～Acm之间时组织为Ａ和一部分未溶化的Ｆe3C,，淬火13 / 30
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后，Ａ—>M，Ｆe3C被保留下来，Ｆe3C硬度很高，它的存在，可以提高钢的硬度和耐磨性，如果将过共析钢加热到Ａcm以上淬火，有以下几点不利因素：
1.由于Ｆe3C完全溶入Ａ，钢中含碳量增加，Ｍs点下降，淬火后残余Ａ量增加，反降低了钢的硬度及耐磨性。
2.A精粒粗化，淬火后的M粗大，晶微裂纹增多，钢的脆性大为增加。
上图为T12钢加热Acm以上淬火后所获取的带有显微裂纹的粗化M组织。
3.钢的氧化脱碳严重，降低钢的表面质量。
4.增大淬火应力，增加了工件变形和开裂的倾向。
除了上述钢的淬火加热温度选择原则之外，对同一化学成分的钢，由于工件的形状和尺寸，淬火冷却介质或淬火方法不同，因此淬火加热温度要考虑各种因素的影响，结合具体情况制定。
（二）.加热时间的选择
加热时间指的是升温及保温所需时间，加热时间的长短及很多因素有关，象钢的成分，原始组织，工件形状和尺寸，加热介质，装炉方式，炉温等许多因素有关，确切计算加热时间很困难，课本中只是给出一个经验公式：
t=a*D
t 加热时间；a 加热系数；D 工件有效厚度
表5-5 常用钢的加热系数
钢的种类 工件直径mm
《50
碳钢
〈50
《50
合金钢
〉50
高合金钢
（三）.淬火冷却介质
1．理想淬火冷却速度
前面我们介绍过，加热到A状态的钢，冷却速度必须大于临界冷却速度是才能获得要求的M组织。
但是从此图我们可以看出，要获取M组织，不需要在整过冷却过程中都快速冷却，关键在C曲线鼻尖处，这里奥氏体最不稳定，因此650最不稳定，因此650～550°C温度范围内要快速冷却,而在稍低于A1点和稍高于Ms点处过奥氏体较稳定,为了减少淬火冷却中因工件截面内外温度差引起的热应力,冷却速度应缓慢些,特别是Ms点处,冷却速度太大,工件体积涨大,组织应力也愈大,易引起变形和开裂。
2．常用淬火冷却介质
表5-7 常用淬火冷却介质及其冷却特性
最大冷却速度时
淬火冷却介质
所在温度，℃
静止自来水，20℃
静止自来水，60℃
10%NaCL水溶液，20℃
15%NaOH水溶液，20℃
10号机油，20℃
340
220
580
560
433
冷却速度，℃/s
775
275
2000
2830
230
650～500℃
135
80
1900
2750
60
300～200℃
450
185
1000
775
65
平均冷却速度，℃
①〈600℃箱式炉750～850℃盐浴中预热 炉中加热或预热
0.3～0.4
0.4～0.5
0.45～0.5
0.5～0.55
0.35～0.40 0.3～0.35
800～900℃箱式炉或井式炉中加热
1.0～1.2
1100～1300℃高温盐炉中加热
1.2～1.5
1.2～1.5
1.5～1.8
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10号机油，80℃ 430 230 70 55
各冷却速度值均系根据有关冷却速度特性曲线估算。冷却速度特性曲线通常是用导热率高的银制球形试样（Φ20mm），加热后淬入冷却介质中，利用热电偶测出试样心部温度随冷却时间的变化，并经示波器显示出来。
二．淬火方法
(一).单液淬火法
把加热工件投入一种淬火冷却介质中，一直冷却至室温的淬火方法。
曲线a所示这是一种常用的方法，特点是操作简便，易实现机械化及自动化，缺点是在650～550°C和300～200°C都不理想
（二）.预冷淬火法
将加热的工件从加热炉中取出后，先在空气中预冷一定的温度，然后再投入淬火冷却介质中冷却。
曲线b所示这种方法即可不降低淬火工件的硬度及淬硬层深度的条件下，使热应力大大减小，因此，它对防止变形和开裂有积极措施。
（三）.双液淬火法
把加热的工件先投入冷却能力较强的介质到稍高于Ms点温度，然后立即转入另一冷却能力较弱的介质中，进行发生M转变的淬火。
如图所示，即为双液淬火法，双液淬火的关键是要控制好从第一冷却介质进行到第二冷却介质的温度，温度太高（C点以上）取出缓冷回发生珠光体型转变，太低又发生M转变，失去了双液的意义，又达不到双液淬火的目的。
（四）.分级淬火法
（a）曲线将加热的工件先投入温度在Ms点附近的盐溶或碱溶槽中，停留2～３分钟，然后取出空冷，以获得Ｍ组织的淬火，称分级淬火。分级淬火是通过在Ms点附近的保温，消除了工件内外温差，使淬火热应力减到最小，而且在随后空冷时，可在工件截面上几乎同时形成Ｍ组织，所以可减少组织应力的产生，也减少了变形及开裂的倾向。盐溶或碱溶的冷却能力较小，容易使Ａ稳定性较小的钢在分级过程中形成珠光体，故上法只使用于截面尺寸不大，形状较复杂的碳钢及合金钢件，一般直径小于10～15mm的碳钢工件以及直径小于20～30mm的低碳合金钢工具，以及直径小于20～30mm的低碳合金钢工具。过去分级淬火一般都高于Ms点，而现在较多的该在略低于Ms点温度，这是因为选在Ms点以下，能增加工件在盐溶中的冷却速度，可以获得更深的淬硬性，注意分级淬火不能在Ms点以下太多，否则就成了单液淬火法了。
（五）.等温淬火法
把加热的工件投入温度稍高于Ms点的盐溶或碱溶槽中，保温足够的时间（一般为半小时以上）发生下贝氏体转变后取出空冷，钢等温淬火后组织是贝氏体，故又称为贝氏体淬火。特点：淬火内应力很小，工件不易变形和开裂，而且所获得的下贝氏体组织具有良好的综合机械性能，强度，硬度，韧性也都较高，多用来处理形状复杂，尺寸精度较高，且硬度，韧性也都很高的工件，象各种冷，热冲模，成型工具和弹簧等。另外低碳贝氏体性能不如低碳Ｍ好，因此低碳钢不进行等温淬火，等温淬火实用于中碳以上的钢。
（六）.局部淬火
三．淬火缺陷的防止方法
热处理生产中，由于热处理工艺处理不当，常会给工件带来缺陷，如氧化，脱碳，过热，过烧，硬度不足，变形及开裂等。
（一）.氧化及脱碳
1.氧化是因为钢在有氧化性气体中加热时，会发生氧化而在表面形成一层氧化皮，在高温下，甚至晶界也回会发生氧化。
2.钢在某些介质中加热时，这些介质会使钢表面的含碳量下降，我们称这现象为“脱碳”。减少或防止钢在淬火中氧化及脱碳的方法有：
1）.采用脱氧良好的盐溶炉加热；
2）.在可控保护气氛炉中加热；
3）.在真空炉中加热；
4）.预留足够的加工余量。
（二）.变形和开裂
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淬火中变形及开裂只要是淬火时形成内应力所引起的由内应力形成的原因不同，它可分热应力及组织应力两种热应力引起工件变形特点时：使平面边为凸面，直角边钝角，长的方向变短，短的方向增长，一句话，使工件趋于球形。组织应力引起工件变形的特点却及此相反：使平面变为凹面，直角变为钝角，长的方向变长；短的方向缩短，一句话，使尖角趋向于突出。工件的变形及开裂是热应力及组织应力综合的结果，但热应力及组织应力方向恰好相反，如果热处理适当，它们可部分相互抵消，可使残余应力减小，但是当残余应力超过钢的屈服强度是，工件就发生变形，残余应力超过钢的抗拉强度时，工件就产生开裂。为减小变形或开裂，出了正确选择钢材和合理设计工件的结构外，在工艺上可采取下列措施：
1.采用合理的锻造及预先热处理；
2.采用合理的热处理工艺；
3.采用正确的操作方法；
4.对于淬火易开裂的部分，如键槽，孔眼等用石棉堵塞。
钢的回火
将淬火钢重新加热到A1点以下某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺，称回火。回火是紧接淬火之后的一道热处理工序。
一．回火的目的
1．获得工件所需的组织，以改善性能在通常情况下，钢淬火组织为淬火M和少量残余A，整个组织的性能是强度，硬度很高，但塑性及韧性明显下降，为了调整和改善钢的性能，满足各种工件不同性能的要求，因此需配制适当回火来改变淬火组织。
2．稳定尺寸，淬火后的M和参及A都是不稳定的组织，它们具有自发向稳定组织转变的趋势，这将会引起尺寸的改善，我们可以采用回火使淬火组织转变为稳定组织，从而保证工件在使用过程中不再发生形状和尺寸的改变。
3．消除淬火内应力，工件在淬火后存在很大内应力，如不及时通过回火消除，会引起工件进一步变形甚至开裂。
由以上三点分析我们可以了解到，钢淬火后一般都必须要进行回火处理，回火决定了钢在使用状态的组织和寿命，因此是很主要的热处理工序。
二．淬火钢的回火转变
（一）.回火第一阶段（≤200°C）马氏体分解
当回火温度达100°C以上时，马氏体便开始分解，M中过饱和的碳原子以ε碳化物形式析出，碳的析出降低了M中碳的过饱和度，它的正方度c/a也随之减小，在这一阶段温度较低，马氏体中仅析出一部分过饱和的碳原子，它仍是碳在α—Fe中的过饱和固溶体，在回火的第一阶段中钢的硬度并不降低，但由于ε碳化物的析出，晶格畸变降低，淬火内应力有所减小。
（二）.回火第二阶段（200～300°C）残余A的转变
残余A于200°C分解，至300°C基本结束，残余A分解成下贝氏体，在回火第二阶段中，残余A转变为下贝氏体的同时，M还在继续分解，M的继续分解会使钢的硬度降低，但由于较弱的残余A转变成较应的下贝氏体，因此钢的硬度并没有明显降低，但淬火内应力进一步减小。
（三）.回火第三阶段（300～400°C）碳化物的转变
在回火第三阶段，碳原子从过饱和α固溶体中继续析出，同时ε碳化物也逐渐变为及α固溶体不再有晶格联系的渗碳体（Fe3C），α固溶体中含碳量几乎已将到平衡含碳量，正方度 c/a接近于1，经过第三阶段以后，钢的组织是由铁素体和颗粒状渗碳体所组成，钢的硬度降低，淬火应力到此基本消除。
（四）.回火第四阶段（>400°C）渗碳体聚集长大及α相的再结晶
经过回火第三阶段后，钢的组织虽然已是铁素体和颗粒状渗碳体所组成，但α相（铁素体）仍保留原来M的板条状或片状，而成为多边形晶粒。
表示淬火钢在回火是的变形随温度的升高，渗碳体尺寸增大↑，内应力减小↓，残余A量↑，M含碳量↓。
三．回火转变产物的组织及性能
（一）.回火后的组织
回火产物可分为以下四种组织
1．回火马氏体（<250°C回火产物）
上图为45钢的淬火马氏体和回火马氏体显微组织，它是有过饱和的α固溶体（铁素体）和及起晶格相联系的ε碳化物所组成，回火M仍保留原来M的片状或板条状的形态。
2．回火屈氏体（350～500°C回火产物）
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上图为45钢的回火屈氏体的显微组织，它是有尚未发生再结晶的铁素体和细小均匀渗碳体颗粒所组成的，由于这时铁素体尚未再结晶，因此仍保留着原来M的形态。
3．回火索氏体（500～650°C回火产物）
上图为45钢的回火索氏体显微组织，它是有在结晶的铁素体和均匀分布的细条状渗碳体组成，这时铁素体已发生再结晶，因此它失去了原有M的片状或板条状的形态。
4．回火珠光体（650°C～A1点回火产物）
它是有多边行的铁素体和颗粒状的渗碳体组成的镜相显微组织及球化退火后显微组织相似。
（二）.回火时机械性能的变化
是两种不同成分的钢的机械性能及回火温度的关系
四．回火的种类及应用
（一）.低温回火（150～250°C）
组织：低问回火的组织为回火M；
目的：是在于保持淬火钢的高硬度和高耐磨性，降低淬火内应力和脆性，以免使用是崩裂刀具或过早损坏，它主要用于高碳的切削刀具，量具，冷冲模具，滚动轴承。渗碳体回火后硬度一般为HRC58-64。
（二）.中温回火（350～500°C）
组织：中温回火所得组织为回火屈氏体；
目的：是为了获取较高的屈服强度，弹性极限，较高的韧性，主要用于处理各种弹簧和模具的热处理，回火后的硬度HRC35～50。
（三）.高温回火（500～650°C）
组织：高温回火所得组织为回火索氏体；
目的：是为了获得强度，硬度和塑性，韧性较好的综合机械性能；
调质处理：淬火后高温回火的热处理称调质处理；调质处理多用于重要的结构零件，连杆，螺栓，齿轮及轴类，回火后的硬度一般为HB 200～330。
表5-9 45钢经调质和正火后的性能比较
热处理状态
正火
调质
σb,MN/m2
700～800
750～850
δ，%
15～20
20～25
ak，J/cm2
50～80
80～120
HB
163～220
210～250
组织
细珠光体+铁素体
回火索氏体
5-9表钢经正火后和调质处理后的硬度值接近，但为什么主要的零件一般都选用调质处理而不采用正火？这是由于调质处理后的组织为回火索氏体，其中渗碳体为颗粒状，而正火所得到的索氏体中渗碳体呈片状，调质钢不仅硬度高，且塑性及韧性也高于正火状态。
调质处理一般作为最终热处理，但也可以作为表面淬火和化学热处理的预先热处理。为了保持淬火后的高硬度及尺寸稳定性，淬火后又可进行时效处理（温度低于低温回火）。
五．回火脆性
发生在250～350°C，随温度升高，韧性不仅没提高，反而降低。
钢的淬透性
一．淬透性的意义
淬透性表示的是钢在淬火时所能得到的淬硬层深度。
注意：钢的淬透性和钢的淬硬性是两个完全不同的概念，淬硬性指的是钢在淬火能达到的最高硬度。用不同的钢制成相同形状和尺寸的工件，在同样条件下淬火，淬透性好的钢淬硬层较深，淬透性差的钢淬硬层较浅。
这个图反映了淬火时工件截面上各处冷却速度不同，以圆棒为例，淬火时表面部分冷却速度最大，愈到中心冷却速度愈小，表面部分冷却速度大于该钢的临界冷却速度，淬火后获得Ｍ组织，而心部则获取珠光体。
二．影响淬透性的因素
凡是能够增加过冷奥氏体稳定性的因素，或者说凡是使Ｃ曲线位置右移，减小临界冷却速度的因素，都能提高钢的淬透性。
（一）.钢的化学成分
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在亚共析成份范围内，随含碳量增加，Ｃ曲线右移，因此使钢的临界冷却速度减小，使钢的淬透性提高，过共析钢随含碳量增加，Ｃ曲线左移，钢的临界冷却速度增大，淬透性降低。
（二）.合金元素的影响
除钴和铝（>2.5%）以外的合金元素能使Ｃ曲线右移，也就是说能降低临界冷却速度，使钢的淬透性提高。
（三）.奥氏体化条件
奥氏体化温度越高，成分越均匀。奥氏体越稳定，因此临界冷却速度越小，淬透性越高。
三．淬透性的测定及表示方法
（一）.图５－６４（a）
将试样加热至规定淬火温度后，置于支架上，然后从试样末端喷水冷却，由于试样末端冷却速度最快，越往上冷却的越慢，然后我们沿试样长度方向便能测出各种冷却速度下的不同组织及硬度。
图５－６４（b)这个图就是从喷水冷却的末端每隔一定距离测一硬度点，最后绘成此图“淬透性曲线”，由此可见，４５钢比４０Cr钢硬度下降的快，因此４０Ｃr比４５钢淬透性好。
（二）.临界淬透直径
四．淬透性及机械性能的关系淬透性对钢的机械性能的影响很大
这是用淬透性不同的两种钢材制成的直径相同的轴，已经过调质处理，比较后可见淬透性好的钢材，轴的整个截面都能淬透，淬透性差的轴（b）未淬透，机械性能比较好，二者硬度相同，淬透性差的轴，机械性能越接近心部机械性能越低，韧性表现最明显。
钢的表面淬火
表面淬火是一种不改变钢的化学成分，但改变表层组织的一种局部热处理方法。例如：生产中，有许多零件是在弯曲，扭曲等受力复杂的条件下工作的。这时候零件表层受到比心部高的多的应力作用，而且表面还要不断地被磨损，因此必须使工件表层得到强化，使它具有较高的强度，硬度，耐磨性及疲劳极限，而心部为了能承受冲击载荷的作用，仍应保持足够的塑性及韧性，在这种情况下，以往所介绍的热处理已失效应，至此我们提出钢的表面淬火和化学热处理。
方法：快速加热使钢的表面奥氏体化，不等热量传至中心，立即淬火冷却，这样我们就可获得表层硬而耐磨的M组织，心部仍保持原来塑性，韧性较好的退火，正火，或调质状态的组织。
表面淬火方法较多，常用的有以下两种：1.感应加热表面淬火；2.火焰加热表面淬火。
一．感应加热表面淬火
（一）.感应加热的基本原理
这是一个感应加热表面淬火的示意图，把工件放入有空心铜管绕成的感应器（线圈）内，当线圈通入交变电流后，立即产生交变磁场，那么在工件中就会产生频率相同，方向相反的感应电流，感应电流在工件内形成回路，称“涡流”，且电流密度在工件表面分布不均匀，表面密度大，中心密度小，在工件基本电阻的作用下，表层迅速被加热到淬火温度时而心部仍接近室温，在立即喷水冷却后，就达到表面淬火的目的。
（二）.感应加热频率的选用
1.高频感应加热
频率为200~300KHZ，淬硬层深度为0.5～2mm，主要用于淬硬层较薄的中，小型零件。如：小模数齿轮，中，小型轴的表面淬火。
2.中频感应加热
频率为500～10000HZ，淬硬层深度2～8mm，主要用于处理淬硬层要求较深的零件。如：直径较大的轴类和模数较大的齿轮等。
3.工频感应加热
频率50HZ,淬硬层深度可达10～15mm，要求淬硬层较深的大直径零件，如轧辊，火车车轮。
4.超频感应加热
频率20～40HZ,如：中，小模数的齿轮，花键轴，链轮。
二．火焰加热表面淬火
火焰加热表面淬火是以高温火焰为热源的一种表面淬火法。火焰为乙炔—氧火焰，最高温度3200°C，另外还有煤气—氧火焰，最高温度2000°C,它是将工件快速加热到淬火温度，在随后喷水冷却后，获得所需的表层硬度和淬硬层硬度。
钢的化学热处理
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一．概述
化学热处理是把钢制工件放置于某种介质中，通过加热和保温，使化学介质中某些元素渗入到工件表层，从而改变表层的化学成分，使心部及表层具有不同的组织及机械性能。
特点：及其他热处理相比较，不仅它的组织发生了变化，而且化学成分也发生了变化。
（一）.化学热处理的作用
1.强化表面：提高工件某些机械性能，如：硬度，耐磨性，疲劳极限。
2.保护工作表面：提高工件的物理，化学性能，如：耐高温，耐腐蚀性。
（二）.化学热处理的种类
1.扩散元素使非金属元素能及铁形成间隙固溶体，如渗碳，氮化几渗硼，它们一般都会明显增加钢的表面硬度及耐磨性。
2.扩散元素使金属元素能及铁形成置换固溶体，如渗铬，渗铅，渗硅。渗铬可提高耐磨性和耐腐蚀性；渗铅可增加高温抗氧化性；渗硅可提高耐酸能力。总之是改善表面的物理，化学性能。
（三）.化学热处理的过程
1.分解：化学介质要首先分解出具有活性的原子；
2.吸收：工件表面吸收活性原子而形成固溶体或化合物；
3.扩散：被工件吸收的活性原子，从表面想内扩散形成一定厚度的扩散层。
二．钢的渗碳
渗碳是把钢放在渗碳介质中，加热到单相奥氏体区，保温一定时间，使碳原子渗入钢表层的过程。
（一）.渗碳的目的及用途
有许多的零件，它们在工作时，受力复杂，如汽车，拖拉机的变速齿轮，活塞销，摩擦片及轴类，对这些零件德望要求是表面硬而耐磨，心部强度，韧性要好，且疲劳强度要高，这些性能，仅是选材和加热是很难满足的，高碳钢淬火，低碳钢淬火，感应加热表面淬火都不理想。因此提出渗碳。
（二）.渗碳方法
1．固体渗碳法
零件放在渗碳箱中，四周填满固体渗碳剂，用盖和耐火泥将箱密封，然后放入加热炉，加热到900～950°C，保温一定时间后出炉，就可以获得表层渗碳工件。
2．气体渗碳法
把工件置于密封的加热炉中，通入渗碳剂，加热到渗碳温度900～950°C。
（三）.渗碳体的技术要求
1．渗碳层最佳含碳量0.85～1.05%。
（1）.表面层含碳量过低，淬火+低温回火所得到的是含碳量较低的回火M，这些M硬度低，耐磨性差，疲劳极限也低。
（2）.表面含碳量过高，渗碳层会出现大量块状或网状渗碳体，渗碳层变脆，易脱露，残A的增加。也会使表面硬度，耐磨性下降。
2．合理的渗碳深度
下列属经验公式
轴类：£=（0.1～0.2）R R—半径（mm）
齿数：£=（0.2～0.3）m m—模数（mm）
薄片工件：£=（0.2～0.3）t t—厚度（mm）
这是渗碳齿轮，要求渗碳件按零件论廓均匀分布，均匀的渗碳层有利于提高渗碳齿轮的性能，延长它的寿命。
（四）.渗碳后的组织及热处理
1．渗碳后的组织
渗碳后，工件表层含碳量为0.85~1.05%，从表层到心部含碳量逐渐减少，心部为原来低碳钢的含碳量。这是一个低碳钢渗碳缓冷后的组织，最外层是过共析钢，往里是共析钢，再往里是亚共析钢的过度层，最里边的心部是原始组织。
2．渗碳后的热处理
工件渗碳后必须进行热处理，只有这样才能发挥出渗碳层的作用，渗碳后常见的有以下三种热处理方法：
（1）.直接淬火法
工件的渗碳温度为900~950°C,渗碳后+先预冷+淬火+低回预冷的目的是为了减少淬火变形及开裂，并使表层析出一些碳19 / 30
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化物，降低残A，提高表层硬度，预冷温度略高于Ar3,目的是为避免析出铁素体。
（2）.一次淬火法
渗碳后出炉缓冷+再加热到淬火温度进行淬火+低回
（3）.二次淬火法
渗碳+缓冷+第一次淬火（或正火）（细化心部组织，消除表层网状渗碳体，加热到（850～900°C）；
渗碳+缓冷+第二次淬火（或正火）（改善碳化层组织及性能750～800°C）；
渗碳+缓冷+低回。
汽车安全新屏障—新型车身材料
轿车车身材料主要是金属薄钢板，一般厚度在0.6毫米～2.0毫米。随着现代轿车技术发展，轿车材料要求既有相当的强度也要求重量要轻。采用铝合金的车身材料是一条出路，因为铝材比钢材轻。但是，铝材的加工成本高，而且冲压及焊接技术要求比较特殊，以目前的技术尚不是一般厂家可以做得到的。因此除了个别轿车车身全部用铝合金材外，大部分轿车还是局部零部件是用铝合金，例如车圈、发动机上盖等。
为了使钢材能尽量减少重量又能保持一定的强度，冶金工程师经过多方试验发现在低碳钢内加微量元素如铌（Nb）或者钛（Ti），生成这些微量元素的碳化物，经外理可使轧制钢板的拉拉强度达420牛顿/毫米平方，能够深拉延，变形性好，可制成很薄的钢板，钢板厚度可小到0.5毫米以下。
在这些薄钢板上通过电镀等工艺，涂复锌合金后再涂复一层塑料，既有钢的高强度又有锌、塑料等材料的耐腐蚀性，总质量（重量）又等同于铝合金，十分适宜汽车使用。目前这种具有耐腐蚀镀层的高强度钢板已应用在现代轿车上。
除了高强度薄钢板外，现在还出现一种新型材料“泡沫金属”。“泡沫金属”是20世纪90年代末才出现的新型材料，但应用速度很快，有些新车型已经采用了这种材料。“泡沫金属”主要指泡沫铝合金，它由粉末合金制成。通常的粉末合金是用粉末压制成形，或用金属粉未及塑料的混合物注射模制成形。
在除掉分型剂及增塑剂之后，将压制的坯件烧结（一种温度在1000℃左右的热处理方式），使它们具有一定的特性。烧结的性质及应用范围在很大程度上取决于孔隙率的大小。泡沫铝合金密度很小，当承受很大的外力而变形压缩后，当外力撤去，凭着它自身的弹性可恢复到原来的形状，有点象橡胶。
专家认为，若外来总能量假定为100%，泡沫铝合金变形量为它的60%时，可承受外来总能量的60%。由于它本身具有一定的强度，可以经过多次这样的变形循环而不会损坏。“泡沫金属”的重量很轻，密度只是铝合金材的1/4以下，热膨胀系数及铝合金材料一样，热导率又相当低，加上它的变形恢复性能极佳，又有一定的强度，因此受到汽车业的重视，可以在轻量化及安全性方面显示优势。
目前用泡沫铝合金做成的汽车零部件有发动机舱盖、行李厢盖、翼子板等。在安全性设计中，将泡沫金属用作吸收碰撞能量的主要材料是十分适宜的。因为目前汽车的安全设计不但要考虑乘用人的安全，还要考虑到其外车辆及行人的安全，即当一旦发生碰撞时既可最大程度地保护自己又要最大程度地保护他人，因此在车身易发碰撞区域采用泡沫金属是一种很好的选择。
现在已有一种“三明治”式的夹心零部件，部件里面用“泡沫金属”材料，外面再包裹上很薄的其它硬质金属材料，这样使表面具有一定的硬度，牢固耐磨，内部又能吸收变形能量。“泡沫金属”的种类也是比较多，除了泡沫铝合金外，还有泡沫锌合金、泡沫钢等等，用处各异。“泡沫金属”在汽车上的应用前景十分诱人。
车用材料的新发展
汽车材料的发展是汽车技术发展的重要方面。材料是汽车质量保障的基础，在研制更经济、更安全和更轻便的汽车中，是关键的一环。这几年，铝合金、高强度钢、合成塑料和陶瓷在某些应用领域中，已经成为相互竞争的对手。
铝合金是汽车上应用得最快最广的轻金属，其中的关键在于铝合金本身的性能。目前车用铝合金已经达到重量轻，强度高、耐腐蚀的要求，因此铝合金车圈已经广泛使用，铝合金发动机也屡屡出现。德国奥迪汽车公司在1999年推出的奥迪A2，以全新的轻量化结构，成为世界第一款大批量生产的全铝轿车。奥迪A2的车身采用全铝空间框架车身ASF。所谓ASF概念即仪表板部分由高强度铝结构支撑，空间构架由真空压铸接头的挤压成型段组成，这两者结合成很轻的铝合金车身。从前顶柱到行李舱边，包括车门手把坑都是用铝冲压成形，前柱(A柱)是采用高压铸铝新技术，这是一种用于飞行器结构的高难技术，它能够复合加强并改变材料厚度。由于奥迪A2采用ASF空间结构，使车身重量比传统钢制车身轻40%以上，只有895公斤。
塑料由于重量轻，耐腐蚀、加工容易一直被汽车工程界所重视。塑料主要应用在衬套、装饰件及车身某些部件上。可是人们的追求的目标是应用在整个车身外壳上。目前，已经有人搞出了一种接近真正意义上的塑料汽车，它就是戴姆勒－克莱20 / 30
钢板基础知识大全
斯勒公司生产的CCV(Composite Concept Vehicle)概念车，一种几乎全塑的车身外壳。这款由克莱斯勒公司主持设计的概念车，车身外壳采用PET(聚对苯二甲酸乙二酯)材料模压注塑成形，由4片模压注塑成形的全塑片材(两片内板件,两片外板件)在车身中心线处对接，形成整体式的车身结构。车身材料含有玻璃增强纤维，加强车身的刚度和硬度，还含有稳定剂、冲击延展剂、颜色等添加剂。CCV全塑车身是目前世界上最大的注塑件，要求模具精度高，成型表面平整，而且要控制住塑性材料的流动性，板块粘合要求绝对可靠，CCV解决了这些技术难题，它通过新结构新技术新工艺，开创了全塑车身的发展之路。
钢铁是汽车工业的传统材料。但多年来也不断开发和更新品种，新的钢材品种具有高强度的特点，由于强度增强可以相对减少用料，相应减轻了汽车重量。将来最有前途的是双相钢和烘烤硬化钢，因为它们拥有最好的强度和延伸性。一种由美日等多间钢铁企业计划生产的轻型钢所构成的车身结构，将使车身重量降低20%，并且符合各种性能指标，包括优良的抗碰撞性能。
工程陶瓷主要用在发动机上面。工程陶瓷不是不堪一击的普通陶瓷，它具有良好的综合性能，高温强度高，耐磨性强，隔热性好，密度比低、弹性模量高。因此用它代替金属材料能大幅度提高热机效率，降低能源消耗，从而达到汽车轻量化效果。目前，工程陶瓷已用于制造发动机和热交换器零件。在发动机上应用主要有陶瓷活塞，陶瓷气缸套、陶瓷配气机构零件、陶瓷燃烧室、增压器陶瓷叶轮等。目前工程陶瓷材料存在的问题是价格贵和成品率较低，解决这一问题尚需时日。
在“国家新材料产业发展战略咨询委员会”的指导下，北京麦肯桥资讯有限公司产业研究中心近日推出一系列新材料产业方面的研究报告，涵盖了纳米材料、金属材料、复合材料、化工材料、无机非金属材料、电子信息材料、生物医学材料、建筑材料、能源材料等新材料领域的各个方面，特别是半导体、汽车材料、绿色涂料、纳米粉末、新能源材料、稀土材料、生物医学材料等当前投资热点，使读者能从中了解某一材料领域的发展状况及热点问题。
产业研究中心依托 “国家新材料产业发展战略咨询委员会”和“中国材料研究学会”的特殊背景，拥有一支由有市场、金融、投资深厚背景并熟悉新材料及其上下游产业领域的高素质人才组成的核心团队，并有《中国材料网》《中国高新技术产业导报·新材料周刊》等媒体支持，在产业研究、市场调研、技术战略咨询以及产业发展战略规划等方面具有独特的资源及专家优势，产业研究中心以其及政府、学术机构间的最佳组合而形成的动态产业研究体系，可以为各级政府和企业提供专业、权威的服务。
作为产业研究中心近日推出的主打产品之一，新材料产业研究报告是“国家新材料产业发展战略咨询委员会”根据我国传统材料产业提升、新材料产业的发展需要，组织国内的材料领域的专家、企业家、经济学家等作为专业咨询顾问，由产业研究中心经过深入细致的调研和分析后完成的，研究报告将从研究发展状况、应用方向、市场现状、市场潜力、产业发展背景、资源状况、生产企业、产业链及发展前景等方面对某一材料的产业发展现状及趋势进行阐述和剖析，从而使您能够准确把握市场脉络，洞悉产业趋势，明了投资热点，抢占市场先机，是您投资决策的有力支持，如同在茫茫黑夜中找到一盏指路明灯。
首批我们将推出以下报告：
中国胶粘剂工业的现状及发展趋势
中国胶粘剂工业经过近十年的快速发展，已成为我国精细化工领域热点行业之一，由于胶粘剂具有的特殊优异性能，其应用领域不断拓宽，已从主要用于木材加工、建筑和包装行业扩展到服装、轻工、机械制造、航天航空、电子电器、交通运输、医疗卫生、邮电等领域，成为现代工业、农业和人民生活不可缺少的重要化工产品，特别是作为支柱产业的汽车、建筑行业的发展及胶粘剂及密封剂的发展紧密相关。目前国内胶粘剂生产企业已达１５００多家，品种牌号已达３５００余个。胶粘剂行业已成为我国化工领域发展最快的行业之一，具有极好的发展前景。业内人士认为，今后建筑和汽车用胶粘剂发展应确定的重点，一是发展低甲醛释放量的脲醛树脂胶粘剂。“十五”期间，符合国际标准的脲醛胶将成为主导产品。二是发展聚酰胺胶粘剂……
汽车材料应用发展趋势
随着汽车工业的发展和进步，给汽车材料业带来一个巨大的发展机遇，制造汽车可以选择的材料越来越多，从塑料ＡＢＳ到氨基甲酸乙脂，从金属铝、金属镁到金属钛，而且随着材料技术研究的深入，其选择范围还在不断扩展。入世后我国的汽车材料业不仅不应该削弱反而应该加强。我国的汽车材料工业本身具有自己的特点，一方面因为我国在某些材料领域已经具有一定的竞争力；另一方面，在新材料、新技术方面，我们完全有能力进行开发，这对于降低我国汽车工业零部件的成本是有帮助的，不仅如此，我国某些零部件还应该争取出口并打入国际市场。至今没有一家中国汽车零部件厂商靠“吃住”国内市场就可以达到经济规模效应。２００６年零部件进口关税将从现在的 ２５％ 降到 １０％ ，那时无论进口汽车还是进口零部件组装汽车都会更加便宜。在今后相当长的时间内，汽车用材料将紧紧地围绕着环保、节能、安全、舒适性这４个主题……
覆铜板的技术创新及市场拓展
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我国可降解塑料发展分析
中国磁性材料产业的前景
我国绿色建筑涂料的发展空间
表面工程技术前景广阔
纳米碳酸钙的产业化及应用
生物医学材料产业的发展分析
新型优质耐火材料的市场前景 高性能铝塑复合管的推广应用问题研讨
我国新型油墨市场分析
我国工程塑料产业化前景
锂离子电池在我国的发展应用
我国镁合金产业的发展概况
玻璃纤维工业发展前景展望
我国稀土工业发展概述
我国半导体产业综述
国内光纤光缆行业发展状况
我国高性能陶瓷产业前景分析
我国汽车材料的发展空间广阔
汽车工业的发展将带动材料等一批相关产业的发展，推动我国工业化的进程。为了使汽车材料发展不错过难得的发展机遇，有关部门组织了调研，并针对入世后我国汽车工业的产业政策及有关技术开发等问题，走访了中国汽车工业协会 、国家计委、国家经贸委等单位。
中国汽车工业协会零部件事业部的邓述心认为，入世后我国将面临汽车材料的全球采购问题。但我国是个大国，不能什么材料都进口，否则一是成本高，二是人家会卡我们的脖子。我国的金属材料形势正在好转，而塑料的原材料好多都靠进口。目前，中低档的汽车材料一般国内还能供应，而高档的汽车材料基本上依赖进口。在汽车材料领域中存在一个误区：大家总认为要求高的材料用量少，生产达不到经济规模，但就没想到还有个国际市场，如果国内外两个市场一起考虑规模就大了，效益就好了。
国家计委产业发展司助理调研员王建宇谈及我国汽车工业的产业政策时说，从整体上看我国汽车工业的产业政策变化不会太大，关键是如何适应WTO。他认为：入世后汽车材料可全球采购的说法是不对的。入世降低了关税，从汽车零部件或汽车材料上看，对某种产品来说全球采购也许可行；但如果什么都采购，没有自己的工业体系，只能组装车，这种汽车工业对整个工业不会有拉动力。工业发展是系统的发展，从矿石到原料再到加工所需的零部件，这样才能带动整个工业发展。如果光强调全球采购，将来上游的原材料断档，零部件断档，下游就无法发展。国家强调工业现代化，如果没有基础工业，如何谈现代化？入世后还要考虑反倾销问题，如果原材料进口量过大，导致国内相关产业遭受严重损失，政府就要采取反倾销措施。从企业角度来看全球采购也许可行，但从国家角度来看就不能这样提倡，要提高国内产业的竞争力。如果国内相关产业全垮了，国外相应的产品价格就会猛涨；反之国内如果有了某种产品，国外的相应产品就会马上降价。这种规律已被设备国产化所证明。不管怎样，还是要首先发展自己，而后才能谈得上和国外竞争。
国家经贸委产业政策司陈跃红处长针对入世后汽车工业的技术开发问题发表了看法：汽车工业的技术开发必须持续地搞下去，因为没有技术开发就没有现代化的汽车工业。她也认为：入世后既不是什么汽车材料都全球采购，也不是什么汽车材料都要搞技术开发，对于那些需求量小、难度又较大的品种就没有必要搞开发，可以在国际市场上采购；而对于量大面广、我们又有人力、市场、地理优势的品种则必须进行技术开发，同时使其走向自主开发并具有自主知识产权。在谈到技术开发资金流向问题时，大家的看法是一致的。目前，我国汽车行业中，大厂都是合资的，而且我方不掌握核心技术。一个企业如果不搞技术开发就没有生命力，而合资企业外方一般只愿意在应用技术方面搞开发，而不愿意搞核心技术开发。如果国家技术开发资金拨给合资企业，外文也会因此得到部分拨款，确定把其中一些好处给了外方。国家在合资企业中投资搞技术开发，倒不如在自己的企业中投资搞技术开发，再把这种技术转移到合资企业中去。在合资企业中国家投资搞技术开发的问题确实值得研讨。
歼炳秋认为：汽车工业学会曾举办的一次高层论坛上国内外汽车业的巨头们得出的结论是正确的，即中国加入WTO后，汽车零部件的发展将成为中国汽车工业面临的一次重要机遇。而零部件及材料的关系非常密切，应很好地把握这次机遇。福特公司主管技术的副总裁在《21世纪的汽车材料》一文中指出：在21世纪的汽车工业中，材料将会取得突飞猛进的发展，材料技术将推动汽车工业的发展。材料技术如果不发展，汽车技术就得不到快速发展。在全球采购问题上，他认为并不是全部从国外采购，再说中国也是全球的成员之一，而且是其中很大的一员。全球采购应视为我国汽车材料发展的一次机遇。我们搞材料技术开发是有条件的，一汽、二汽搞研发的技术人员多达300人左右。他表示，就是自己投资也要搞有关材料和关键技术的开发。
宝山钢铁股份有限公司企业标准 Q/BQB 403－2003 冷连轧低碳钢板及钢带 代替Q/BQB 403-1999 BZJ 407-1999
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1 范围
本标准规定了冷连轧低碳钢板及钢带的分类和代号、尺寸、外形、重量、技术要求、检验和试验、包装、标志及质量证明书等。
本标准适用于宝山钢铁股份有限公司生产的厚度为0.30mm～3.5mm的冷连轧低碳钢板及钢带（以下简称钢板及钢带）。
2 规范性引用文件
下列文件中的条款通过本标准的引用而成为本标准的条款。凡是注日期的引用文件，其随后所有的修改单（不包括勘误的内容）或修订版均不适用于本标准，然而，鼓励根据本标准达成协议的各方研究是否可使用这些文件的最新版本。凡是不注日期的引用文件，其最新版本适用于本标准。
GB/T 222－1984 钢的化学分析用试样取样法及成品化学成分允许偏差
GB/T 223 钢铁及合金化学分析方法
GB/T 228－2002 金属材料 室温拉伸试验方法
GB/T 2975－1998 钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备
GB/T 5027－1999 金属薄板和薄带塑性应变比（值）试验方法
GB/T 5028－1999 金属薄板和薄带拉伸应变硬化指数（值）试验方法
GB/T 8170－1987 数值修约规则
Q/BQB 400－2003 冷轧产品的包装、标志及质量证明书
Q/BQB 401－2003 冷连轧钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差
SAE J911－1998 冷轧钢板表面粗糙度和峰值数测量方法
3 分类和代号
3.1 钢板及钢带按用途区分如表1的规定。
表 1
牌 号
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16，St14 –T，BSC 3）
注：括号内的牌号可以使用至2005年年底。
宝山钢铁股份有限公司2003－06－04 发布 2003－12－15 实施
表2
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
表3
表 面结 构
麻 面
光亮表面
4 订货所需信息
4.1 订货时用户应提供如下信息：
a) 产品名称
b) 本产品标准号
c) 牌号
代 号
D
B
代 号
FB（O3）
FC（O4）
FD（O5）
用 途
一般用
冲压用
深冲用
特深冲用
超深冲用
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钢板基础知识大全
d) 产品规格及尺寸、不平度精度
e) 边缘状态
f) 表面结构
g) 表面质量级别
h) 包装方式
i) 用途
4.2 如订货合同中未注明尺寸及不平度精度、表面结构、表面质量级别、边缘状态及包装方式，则本标准产品按普通的尺寸及不平度精度、表面结构为麻面、FB级表面质量的切边钢带及切边钢板供货，并按供方提供的包装方式包装。
5 尺寸、外形、重量及允许偏差
钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差按Q/BQB 401的规定。
6 技术要求
6.1 化学成分
6.1.1 钢的化学成分（熔炼分析）应符合表4的规定。
表 4
化 学 成 分 ％
牌号
C
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
aMn
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
P
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
S
≤0.025
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.020
Alt a
≥0.020
≥0.020
≥0.020
≥0.015
≥0.015
Ti b
－
－
－
≤0.20
≤0.20
≤0.10
≤0.08
≤0.08
≤0.008
≤0.006
对于牌号DC01、 DC03和 DC04，当C≤0.01时Alt≥0.015。 b 可以用Nb代替部分Ti，此时Nb和Ti的总含量≤0.20。
6.1.2钢板及钢带的成品化学成分允许偏差应符合GB/T 222的规定。
6.2 冶炼方法
钢板及钢带所用的钢采用氧气转炉冶炼。
6.3 交货状态
6.3.1 钢板及钢带冷连轧后经退火及平整后交货。
6.3.2 钢板及钢带通常涂油供货，所涂油膜应能用碱水溶液除掉，供方保证自制造之日起在通常的非裸包包装、运输、装卸及贮存条件下六个月不生锈。根据需方要求，经供需双方协议并在合同中注明，亦可以不涂油供货。
6.4 力学性能
钢板及钢带的力学性能应符合表5的规定。
表 5
断后伸长率 （L0=80mm，b=20mm） ％ 不牌 号
屈服强度a 抗拉强度 MPa
MPa 不小于
小于
公称厚度 mm
<0.70 0.70～<1.0 1.0～<1.6 ≥1.6
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
130～260
120～240
120～210
110～190
270
270
270
260
28
32
36
38
30
34
38
39
32
35
39
40
34
36
40
41
－
－
1.5
1.8
－
－
0.18
0.20
值b, c 不值b, c 不小于 小于
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DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
a
100～180 250 39 40 41 42 2.0 0.22
当屈服现象不明显时采用RP0.2，否则采用ReL。
b 对于牌号DC04其值、值为和；对于牌号DC05、DC06其值、值为和。当厚度≥1.6mm时，值允许降低0.2；当厚度≥2.0mm时，值和值不作保证。 c ＝(+2+)∕4；＝(+2+)∕4。
6.5 拉伸应变痕
钢板及钢带拉伸应变痕的规定如表6所示。
表6
牌 号
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后3个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
DC06（St16， St14 –T，BSC 3） 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
6.6 表面质量
6.6.1 钢板及钢带表面不得有结疤、裂纹、夹杂等对使用有害的缺陷，钢板及钢带不得有分层。
6.6.2 钢板及钢带各表面质量级别的特征如表7所述。
6.6.3 对于钢带，由于没有机会切除带缺陷部分，因此钢带允许带缺陷交货，但有缺陷的部分不得超过每卷总长度的6％。
表 7
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
6.7 表面结构
表面结构为麻面（D）时平均粗糙度Ra按0.6μm＜Ra≤1.9μm控制，表面结构为光亮表面（B）时平均粗糙度Ra按Ra≤0.9μm控制。
7 检验和试验
7.1 钢板及钢带的外观用肉眼检查。
7.2 钢板及钢带的尺寸、外形应用合适的测量工具测量。
7.3 值是在16％应变时计算得到的；n值是在10％～20％应变范围内计算得到的，当均匀伸长率小于20％时，应变范围为10％至均匀伸长结束。
7.4 每批钢板及钢带的检验项目、试样数量、取样方法、试验方法及取样方向应符合表8的规定。
表 8
序号
1
2
3
4
5
检验项目
化学分析
拉伸试验
塑性应变比 （值）
应变硬化指数（值）
表面粗糙度
试样数量（个）
1/炉
1
1或3
1或3
－
GB/T 2975
取样方法
GB/T 222
试验方法
GB/T 223
GB/T 228
GB/T 5027
GB/T 5028
SAE J911
取样方向
－
横向试样
－
－
－
代 号 特 征
表面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如轻微的划伤、压痕、麻点、辊印及氧FB （O3）
化色等。
FC （O4） 产 品二面中较好的一面无肉眼可见的明显缺欠，另一面必须至少达到FB的要求。
产品二面中较好的一面不得有任何缺欠，即不能影响涂漆后的外观质量或电镀后的外观质量，FD （O5）
另一面必须至少达到FB的要求。
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注：、为一个试样；、为三个试样。
7.5 钢板及钢带应按批验收，每个检验批应由不大于30吨的同牌号、同规格、同加工状态的钢板及钢带组成。
7.6 对于拉伸、塑性应变比（值）和应变硬化指数（值）试验，如有某一项试验结果不符合标准要求，则从同一批中再任取双倍数量的试样进行该不合格项目的复验。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）合格，则整批合格。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）即使有一个指标不合格，则复验不合格。如复验不合格，则已做试验且试验结果不合的单件不能验收，但该批材料中未做试验的单件可逐件重新提交试验和验收。
8 包装、标志及质量证明书
钢板及钢带的包装、标志及质量证明书应符合Q/BQB 400的规定。如需方对包装重量有特殊要求，应在合同中注明。
9 数值修约规则
数值修约规则应符合GB/T 8170的规定。
附录A
（资料性附录）
本标准及采用标准及有关标准相近牌号对照表
表 A.1
标准号 Q/BQB 403-2003
DC01（St12）
DC03（St13）
DC04（St14，St15）
DC05（BSC2）
DC06（St16， St14 –T，BSC 3）
附加说明：
本标准及EN 10130-1999的一致性程度为非等效。
本标准代替Q/BQB 403-1999和BZJ 407-1999。
本标准及Q/BQB 403-1999相比主要变化如下：
—— 对牌号进行了修改和整合；
—— 表面质量级别由两种修改为三种；
—— 表面结构由四种修改为两种，并增加了表面粗糙度的控制值；
—— 取消St14按拉延级别分为F、HF和ZF三个级别的规定；
—— 取消标记示例；
—— 取消化学成分中Si和残余元素的规定，对C、S、Alt等元素的含量进行了修改；
—— 对屈服强度、抗拉强度和断后伸长率进行了修改，取消硬度和杯突值的规定，DC04、DC05和DC06增加r值、值的规定；
—— 增加拉伸应变痕的规定；
—— 钢带允许带缺陷部分从8％修改为6％；
—— 修改复验的规定；
—— 增加数值修约规则的规定。
宝山钢铁股份有限公司企业标准 Q/BQB 408－2003 冲压用冷连轧钢板及钢带 代替Q/BQB 408-1999
1 范围
本标准规定了冲压用冷连轧钢板及钢带的分类和代号、尺寸、外形、重量、技术要求、检验和试验、包装、标志及质量证明书等。
本标准适用于宝山钢铁股份有限公司生产的厚度为0.30mm～3.5mm的冲压用冷连轧钢板及钢带（以下简称钢板及钢带）。
2 规范性引用文件
下列文件中的条款通过本标准的引用而成为本标准的条款。凡是注日期的引用文件，其随后所有的修改单（不包括勘误的内容）或修订版均EN EN DIN
1623-(1)-1983
St12
RRSt13
St14
－
－
GB/T5213-2001
－
－
SC1
SC2
SC3
Q/BQB 403-1999 BZJ
407-1999
St12
St13
St14，St14F，St14HF，
St14ZF， St15
BSC2
St16，St14 –T，BSC 3
10130-1999 10130-1991
DC01
DC03
DC04
DC05
DC06
FeP01
FeP03
FeP04
FeP05
FeP06
牌 号
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不适用于本标准，然而，鼓励根据本标准达成协议的各方研究是否可使用这些文件的最新版本。凡是不注日期的引用文件，其最新版本适用于本标准。
GB/T 222－1984 钢的化学分析用试样取样法及成品化学成分允许偏差
GB/T 223 钢铁及合金化学分析方法
GB/T 228－2002 金属材料 室温拉伸试验方法
GB/T 2975－1998 钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备
GB/T 5027－1999 金属薄板和薄带塑性应变比（值）试验方法
GB/T 5028－1999 金属薄板和薄带拉伸应变硬化指数（值）试验方法
GB/T 8170－1987 数值修约规则
Q/BQB 400－2003 冷轧产品的包装、标志及质量证明书
Q/BQB 401－2003 冷连轧钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差
SAE J911－1998 冷轧钢板表面粗糙度和峰值数测量方法
3 分类和代号
3.1 钢板及钢带按用途区分如表1所示。
表 1
牌 号
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
3.2 钢板及钢带按表面质量区分如表2的规定。
表2
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
3.3 钢板及钢带按表面结构区分如表3的规定。
宝山钢铁股份有限公司2003－06－04发布 2003－12－15 实施
表3
表 面 结 构
麻 面
光亮表面
代 号
D
B
代 号
FB（O3）
FC（O4）
FD（O5）
用 途
一般用
冲压用
深冲用
特深冲用
超深冲用
4 订货所需信息
4.1 订货时用户应提供如下信息：
a) 产品名称（钢板或钢带）
b) 本产品标准号
c) 牌号
d) 产品规格及尺寸、不平度精度
e) 边缘状态
f) 表面结构
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g) 表面质量级别
h) 包装方式
i) 用途
4.2 如订货合同中未注明尺寸及不平度精度、表面结构、表面质量级别、边缘状态及包装方式，则本标准产品按普通的尺寸及不平度精度、表面结构为麻面、FB级表面质量的切边钢带及切边钢板供货，并按供方提供的包装方式包装。
5 尺寸、外形、重量及允许偏差
钢板及钢带的尺寸、外形、重量及允许偏差按Q/BQB 401的规定。
6 技术要求
6.1 化学成分
6.1.1 钢的化学成分（熔炼分析）应符合表4的规定。
表 4
化 学 成 分 ％
牌 号
C
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
≤0.10
≤0.08
≤0.010
≤0.008
≤0.006
Mn
≤0.50
≤0.45
≤0.40
≤0.30
≤0.30
P
≤0.035
≤0.030
≤0.025
≤0.020
≤0.020
S
≤0.025
≤0.025
≤0.020
≤0.020
≤0.020
Alt a
≥0.020
≥0.020
≥0.015
≥0.015
≥0.015
Ti b
－
－
≤0.20
≤0.20
≤0.20
a 对于牌号BLC 和 BLD，当C≤0.01时Alt≥0.015。 b 可以用Nb代替部分Ti，此时Nb和Ti的总含量≤0.20。
6.1.2钢板及钢带的成品化学成分允许偏差应符合GB/T 222的规定。
6.2 冶炼方法
钢板及钢带所用的钢采用氧气转炉冶炼。
6.3 交货状态
6.3.1 钢板及钢带冷连轧后经退火及平整后交货。
6.3.2 钢板及钢带通常涂油供货，所涂油膜应能用碱水溶液除掉，供方保证自制造之日起在通常的非裸包包装、运输、装卸及贮存条件下六个月不生锈。根据需方要求，经供需双方协议并在合同中注明，亦可以不涂油供货。
6.4 力学性能
钢板及钢带的力学性能应符合表5的规定。
表 5
断后伸长率b（Lo＝50mm，b=25mm）％ 不小于
值c, d 不小值c, d 不小牌号 屈服强度a MPa
抗拉强度 MPa 不小于
270
270
260
250
250
公称厚度 mm
<0.60
BLC
BLD
BUSD
BUFD
BSUFD
140～270
120～240
120～210
120～190
110～180
36
38
40
42
44
0.60～<1.0
38
40
42
44
46
1.0～<1.6
40
42
44
46
48
≥1.6
42
44
46
48
50
－
1.4
1.6
1.8
2.0
于
－
0.18
0.20
0.21
0.22
于
a 当屈服现象不明显时采用RP0.2，否则采用ReL。 b 试样为GB/T 228中的P14试样。 c 对于牌号BLD其r值、n值为和；对于牌号BUSD、BUFD、BSUFD其值、n值为和。当厚度≥1.6mm时，r值允许降低0.2；当厚度≥2.0mm时，值和值不作保证。 − d ＝28 / 30
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(+2r+)∕4；＝(+2+)∕4。
6.5 拉伸应变痕
钢板及钢带拉伸应变痕的规定如表6所示。
表6
牌 号
BLC
BLD
无保证期
拉伸应变痕
钢板及钢带在室温条件下储存，在制造后6个月内，保证使用时不出现拉伸应变痕
BUSD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
BUFD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
BSUFD 钢板及钢带在室温条件下储存，保证使用时不出现拉伸应变痕
6.6 表面质量
6.6.1 钢板及钢带表面不得有结疤、裂纹、夹杂等对使用有害的缺陷，钢板及钢带不得有分层。
6.6.2 钢板及钢带各表面质量级别的特征如表7所述。
表 7
级 别
较高级的精整表面
高级的精整表面
超高级的精整表面
代 号 特 征
FB （O3） 表 面允许有少量不影响成型性及涂、镀附着力的缺陷，如轻微的划伤、压痕、麻点、辊印及氧化色等。
FC （O4） 产 品二面中较好的一面无肉眼可见的明显缺欠，另一面必须至少达到FB的要求。
产品二面中较好的一面不得有任何缺欠，即不能影响涂漆后的外观质量或电镀后的外观质量，另一面必FD （O5）
须至少达到FB的要求。
6.6.3 对于钢带，由于没有机会切除带缺陷部分，因此钢带允许带缺陷交货，但有缺陷的部分不得超过每卷总长度的6％
6.7 表面结构
表面结构为麻面（D）时平均粗糙度Ra按0.6μm＜Ra≤1.9μm控制，表面结构为光亮表面（B）时平均粗糙度Ra按Ra≤0.9μm控制。
7 检验和试验
7.1 钢板及钢带的外观用肉眼检查。
7.2 钢板及钢带的尺寸、外形应用合适的测量工具测量。
7.3 值是在16％应变时计算得到的；值是在10％～20％应变范围内计算得到的，当均匀伸长率小于20％时，应变范围为10％至均匀伸长结束。
7.4 每批钢板及钢带的检验项目、试样数量、取样方法、试验方法及取样方向应符合表8的规定。
表 8
序号
1
2
3
4
5
检验项目
化学分析
拉伸试验
塑性应变比 （值）
应变硬化指数 （值）
表面粗糙度
试样数量（个）
1/炉
1
1或3
1或3
－
取样方法
GB/T 222
试验方法
GB/T 223
GB/T 228
取样方向
－
横向试样
－
－
－
GB/T 2975
GB/T 5027
GB/T 5028
SAE J911
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注：、为一个试样；、为三个试样。
7.5 钢板及钢带应按批验收，每个检验批应由不大于30吨的同牌号、同规格、同加工状态的钢板及钢带组成。
7.6 对于拉伸、塑性应变比（r值）、应变硬化指数（n值）试验，如有某一项试验结果不符合标准要求，则从同一批中再任取双倍数量的试样进行该不合格项目的复验。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）合格，则整批合格。复验结果（包括该项目试验所要求的所有指标）即使有一个指标不合格，则复验不合格。如复验不合格，则已做试验且试验结果不合的单件不能验收，但该批材料中未做试验的单件可逐件重新提交试验和验收。
8 包装、标志及质量证明书
钢板及钢带的包装、标志及质量证明书应符合Q/BQB 400的规定。如需方对包装重量有特殊要求，应在合同中注明。
9数值修约规则应符合GB/T 8170的规定。
附录A
（资料性附录）
本标准及采用标准及有关标准相近牌号对照表
表 A.1
标准号 Q/BQB 408-2003
BLC
BLD
JFS A 2001-1998
JSC270C
JSC270D
JSC270E
JSC270F
JSC260G
GB5213-2001
－
－
SC1
SC2
SC3
牌 号 BUSD
BUFD
BSUFD
附加说明：
本标准及JFS A 2001-1998的一致性程度为非等效。
本标准代替Q/BQB 408-1999。
本标准及Q/BQB 408-1999相比主要变化如下：
—— 表面质量级别由两种修改为三种；
—— 尺寸、外形、重量及允许偏差直接引用Q/BQB 401；
—— 取消标记示例；
—— 增加化学成分的规定；
—— 对屈服强度、断后伸长率、r值和值进行了修改，拉伸试样方向改为横向；
—— 增加拉伸应变痕的规定；
—— 钢带允许带缺陷部分从8％修改为6％；
—— 增加麻面和光亮表面粗糙度的控制值；
—— 修改复验的规定；
—— 增加数值修约规则的规定。
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