钢的等温淬火和马氏体分级淬火

奥氏体等温淬火与马氏体分级淬火：必须区分的术语

这两种处理都会中断直接淬火，但不会形成相同的显微组织。奥氏体等温淬火是一种贝氏体转变处理：将钢奥氏体化后快速冷却至能够形成贝氏体的温度，并保温至所需比例的奥氏体发生转变。马氏体分级淬火是在形成马氏体之前进行的温度均匀化步骤：将钢淬入略高于其马氏体开始温度的介质中，仅保温至工件截面接近均匀温度，然后冷却通过马氏体转变温度区间。马氏体分级淬火钢通常需要在服役前进行回火。

这一差异比淬火介质名称更加重要。盐浴、油浴或其他受控介质本身并不能确定工艺类型。合金成分决定转变曲线的位置和形状；马氏体开始温度、截面尺寸、淬透性、浴温、保温时间、搅拌以及冷却速率共同决定实际的热处理路径。如果在某种钢中，贝氏体在保温期间形成，那么 300 °C 的盐浴可以用于奥氏体等温淬火；但在另一种钢中，如果工件在贝氏体转变发生前就被取出，随后冷却形成马氏体，则同一温度的浴槽可能起到马氏体分级淬火工位的作用。

为什么这些名称经常被混淆

这种混淆源于设备和操作方式确实存在相似之处。在这两种处理中，工件都要先奥氏体化，然后快速转移到温度受控的介质中，并避免从奥氏体化温度直接、无控制地淬冷至室温。与普通淬火相比，这两种工艺制度都可以降低热梯度，而且都可能被非正式地称为“中断淬火”。然而，这些共同特征并不能证明二者会形成相同的转变产物。

浴槽名称进一步增加了混淆。盐浴淬火、热淬火、等温淬火、奥斯贝淬火和中断淬火等术语经常以相互重叠的方式使用，尽管它们描述的可能是设备、温度控制方式或工艺制度，而不是某一种单一的最终相。SAE AMS-H-6875C：钢原材料的热处理涵盖四类钢，并在有明确规定时允许采用奥氏体等温淬火、奥斯贝淬火和马氏体分级淬火。因此，该规范的表述强化了一个关键点：热处理名称必须与所要求的工艺和结果相联系，不能仅仅因为使用了盐浴就推断出工艺类型。

几何形状也会改变对工艺的解读。薄壁零件在马氏体开始温度以上进行短时间保温时，可能使整个厚度方向达到温度均匀。厚壁零件可能需要更长的保温时间；如果该温度处于贝氏体转变区间内，额外的保温时间就可能使贝氏体开始形成或继续转变。相反，贝氏体形成受到延迟的钢，可能在某一保温过程中基本保持奥氏体状态，而另一钢种在相同保温条件下却已经发生转变。因此，同一标称浴温可能在 AISI 52100、AISI 8620 和高淬透性合金中产生不同的组织。

[1][1] ASM Handbook Volume 4A: Martempering of Steels. ASM International. ASM Handbook, 2013.

ASM International 的 2013 年版 ASM 手册第 4A 卷 将奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌和冷却速率列为控制马氏体分级淬火的变量。这些变量属于工艺数据，而不是无关紧要的细节。图纸或工艺规程如果只写“在 300 °C 盐浴中淬火”，就是不完整的，除非同时规定钢种、转移时间、均热判据、保温上限，以及后续的冷却和回火操作。

转变产物决定工艺类型

等温淬火的定义，是在等温保温期间有意促使贝氏体发生转变。 Strong evidence

奥氏体等温淬火的定义在于有意形成贝氏体。奥氏体化后，将钢淬入保持在某一温度范围内的介质中，使奥氏体能够等温转变为贝氏体。2013 年一项针对 AISI 52100 的研究将奥氏体等温淬火描述为：淬入温度约为 200～400 °C 的介质中，并保温至贝氏体形成。具体适用温度范围取决于钢种；合金元素会改变转变动力学，而且上贝氏体和下贝氏体的性能不一定相同。

因此，保温时间是冶金学上的要求，而不仅仅是减小温差的一种手段。如果在预期的贝氏体反应发生之前就取出工件，那么该工艺就没有形成完全奥氏体等温淬火的组织。根据工艺制度的不同，最终材料可能含有贝氏体和马氏体、残留奥氏体，或未转变区域。2020 年一项关于中碳低合金钢短时低温奥氏体等温淬火的研究报告了纳米贝氏体、马氏体和残留奥氏体；其磨损系数比淬火马氏体钢低达 50%。这一结果属于所研究的钢种和工艺制度，不能推广到所有奥氏体等温淬火钢种。

马氏体开始温度（Ms）马氏体开始温度（Ms） 在给定成分和热历史条件下冷却时，马氏体转变开始发生的温度。

马氏体分级淬火的目标不同。浴温选择在略高于钢的马氏体开始温度的位置，通常写作 $M_s$。工件仅在该温度下保温至表面与心部的温度足够接近。随后，通常在空气中或另一种受控冷却条件下，使工件冷却通过马氏体形成温度区间。马氏体是在后续冷却阶段形成的，而不是在浴中保温期间形成的。ASM 2020 年版《热处理主题指南》介绍了这一过程，并指出钢随后必须在服役前进行回火。

其目的在于，在马氏体转变应变发生之前，减小表面与内部之间的温差。这样，热收缩和转变膨胀的发生时间差异不那么严重，与直接淬火相比，可以减少变形和开裂。马氏体分级淬火并不能消除淬火应力，也不能替代回火。未经回火的马氏体可能具有较高硬度，但韧性较差且残余应力过大。

与其猜测，不如通过检测验证这一差异。金相检验可以识别贝氏体、马氏体和残留奥氏体；硬度测试、尺寸检验以及在需要时进行的残留奥氏体测量，可以检验是否达到了规定结果。还应将热处理制度与该钢种的连续冷却转变数据和等温转变数据进行对照。仅凭浴温不足以作为证据。

工艺目的的简要比较

奥氏体等温淬火将钢保持在贝氏体转变温度下，保温时间足以使奥氏体转变为贝氏体。其决定性事件发生在等温保温期间。根据钢种和几何形状的不同，所得组织可以在硬度、韧性、疲劳性能和尺寸稳定性之间实现有益平衡。对于渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320，2013 年发表的 SAE 研究采用了 260、288 和 304 °C 的奥氏体等温淬火温度，并报告称，与渗碳、淬火和回火试样相比，变形显著减小。该结果支持在所测试条件下选择相应工艺，但并不构成对各种热处理工艺的普遍排序。

在略高于马氏体区间的温度下使钢均温，然后较慢冷却，可以在硬度损失很小的情况下减少开裂。 Strong evidence

马氏体分级淬火将钢保持在 $M_s$ 以上，保温时间足以使温度均匀化，然后在冷却过程中进行受控的马氏体转变。其决定性事件是在马氏体形成之前实现温度均匀化，随后进行回火。1946 年关于马氏体形成温度范围的研究直接阐述了这一原理：淬火至略高于马氏体形成温度区间的位置，然后以较慢速度冷却，可以在硬度损失很小的情况下减少开裂。

奥氏体等温淬火关注的是：“这种钢能否在可用的时间和温度范围内转变为所需的贝氏体组织？”马氏体分级淬火关注的是：“该截面能否在转变为马氏体之前，于 $M_s$ 以上实现温度均匀化？”钢的淬透性、截面尺寸、转移延迟、浴温控制和保温时间决定了这些问题的答案。将两种工艺都称为“热淬火”会掩盖这一差异，并可能导致错误的规范、错误的显微组织，或遗漏回火操作。

冶金起点：奥氏体、TTT图与Ms

等温淬火和马氏体分级淬火始于相同的冶金状态：奥氏体。两种工艺的区别出现在后续阶段，即奥氏体化钢材沿着不同的温度–时间路径变化。奥氏体具有面心立方晶体结构，其溶解碳的能力显著高于铁素体。因此，加热进入奥氏体区能够为冷却过程中的受控转变做好碳和合金元素的准备。如果钢材未能充分或适当地奥氏体化，两种处理都无法按照预定的转变程序进行。

奥氏体化与先存相的溶解

奥氏体化不仅仅是达到炉子的设定温度。工件必须充分加热至相关临界温度以上，保温足够长的时间以使整个截面温度均匀，并且应在能够溶解所需先存相、同时避免奥氏体晶粒过度长大的温度下进行处理。适当的温度取决于化学成分、截面尺寸、初始显微组织以及所要求的最终性能。

对于亚共析钢，加热至上临界温度以上会使铁素体和珠光体转变为奥氏体。对于过共析钢，通常选择相应的处理条件，使珠光体以及适当比例的先共析渗碳体溶解，但完全溶解碳化物可能并不可取。合金碳化物会带来另一重复杂性。铬、钼、钒及其他形成碳化物的元素，在普通奥氏体化温度下可能溶解缓慢，或仍有一部分未溶解。它们的溶解会改变奥氏体中的碳含量和合金元素含量，进而改变淬透性、转变动力学以及马氏体开始温度。

AISI 52100说明了为什么必须进行牌号特定的分析。其富铬碳化物群和高碳含量，使其奥氏体化程序不同于普通碳钢。在AISI 52100中能够形成适宜奥氏体的处理条件，不能自动照搬到AISI 8620或AISI 4320。AISI 8620、8822或4320的渗碳表面还存在碳浓度梯度，因此表层和心部未必具有相同的转变温度或相同的马氏体比例。

保温时间具有相互对立的两种影响。时间过短，可能残留未溶解的珠光体、铁素体或碳化物，并导致奥氏体成分不均匀。时间过长则会促进晶粒粗化、氧化、脱碳以及更大的尺寸变化。先前奥氏体晶粒尺寸会影响扩散型转变可利用的形核位置数量，并可能改变淬透性。粗晶奥氏体在冷却过程中可能延迟珠光体或贝氏体的形成，而细晶组织通常更容易通过扩散发生转变。晶粒尺寸也可能使实测转变温度发生偏移，包括Ms；不过其影响通常小于碳含量和合金化学成分的影响。

奥氏体化还会确定时间–温度图的初始条件。在某一奥氏体化温度、保温时间和晶粒尺寸下获得的TTT曲线，不一定适用于按照另一程序奥氏体化的钢材。在淬火开始之前，热历史就已经起作用。

珠光体、贝氏体和马氏体转变区域

时间–温度–转变图表示奥氏体快速达到选定温度并在该温度下保温时所形成的产物。图中常见的“C”形曲线表示扩散型转变的开始和结束，但这些曲线只适用于特定钢种和特定奥氏体化条件。通用的铁–碳图可以帮助说明基本概念，但不能规定每一种工程牌号的工艺程序。

在较高的转变温度下，奥氏体可以形成珠光体。碳在相对较长的距离上扩散，形成交替排列的铁素体和渗碳体。在较低温度下，扩散速度较慢，形成的珠光体也更加细密。但这种转变仍然需要时间。如果冷却通过珠光体区域的速度过慢，部分或全部奥氏体可能在钢材达到贝氏体或马氏体温度范围之前就已经发生转变。

贝氏体形成于低于珠光体区域、且高于马氏体转变开始温度的温度范围内，不过不同合金的具体区域重叠情况并不相同。其形成涉及碳的重新分配和一个切变型成分，产生铁素体贝氏体；碳化物的析出或保留形态则取决于温度和钢材化学成分。上贝氏体和下贝氏体并不是可以互换的组织。保温温度、碳活度、合金化以及转变完成时间都会影响其形貌和性能。

等温淬火有意使奥氏体化钢材进入贝氏体转变温度范围，并在其中保温，直至所需比例的奥氏体发生转变。一项发表于2013年的AISI 52100研究将等温淬火描述为：将钢材淬入保持在约200至400 °C的介质中，并保温至形成贝氏体。该温度区间是对所报告实验的有用描述，并非适用于所有牌号的通用范围。2024年发表于ACS Omega的研究直接说明了两种工艺的区别：等温淬火将奥氏体化钢材保持在贝氏体转变温度，而马氏体分级淬火则在Ms以上短暂保温，随后进行空冷。

马氏体则有所不同。它是在冷却至Ms以下时，通过一种基本无扩散的切变转变形成的。碳被困在过饱和体心四方马氏体晶格中，并且该转变会产生快速的体积变化。随着冷却继续通过马氏体形成温度范围，马氏体的数量不断增加；这一过程通常用Mf，即马氏体终了温度来描述。如果Mf低于室温，或者合金化使转变温度范围降低，部分奥氏体可能保持未转变状态。

因此，必须将冷却曲线与转变动力学进行比较，而不能仅根据淬火介质名称作出判断。连续冷却转变图能够显示实际冷却速率是否避开珠光体和贝氏体的“鼻部”。TTT图显示等温行为，有助于理解保温处理，但不能直接重现大型零件在油、盐浴、聚合物或空气中移动时的温度路径。截面的中心和表面也可能遵循不同的冷却曲线。因此，硬度和相分布不仅取决于名义淬火介质温度，也取决于局部冷却速率。

马氏体开始温度与转变范围

Ms是在规定条件下冷却时马氏体转变开始发生的温度。它不是“钢”的一个通用常数。碳通常会降低Ms，因为碳能够稳定奥氏体；锰、镍、铬和钼等合金元素也会改变奥氏体稳定性并使转变范围发生偏移。渗碳层与低碳心部之间的碳浓度可能不同，从而使这两个区域具有不同的Ms值。

先前奥氏体晶粒尺寸、奥氏体化温度、溶解的碳化物、残余应力，以及此前的加热和冷却历史，也会影响实测的开始和终了温度。残留奥氏体、偏析和局部化学成分变化会进一步增加实际测量的复杂性。因此，图中标示的Ms与规定的化学成分和热历史相关，而不仅仅由钢材牌号决定。

马氏体分级淬火以受控方式利用了这种温度依赖性。ASM Handbook Volume 4A（2013）将其定义为使用油或盐浴的中断淬火，并指出奥氏体化温度、淬火介质温度、保温时间、搅拌以及冷却速率是控制变量。淬火介质温度选择在Ms以上，使零件能够在马氏体开始形成之前实现内部温度均匀化。随后通常在空气中冷却，使其通过马氏体转变范围，并且在使用前必须进行回火。短暂的均温保温旨在减小表面与心部之间的温差；它不是贝氏体等温保温。

等温淬火采取相反的转变目标。它在贝氏体区域内保温足够长的时间，使奥氏体转变为贝氏体，而不是仅仅在Ms以上进行温度均匀化。一项2020年的低温等温淬火研究报告了纳米贝氏体、马氏体和残留奥氏体，并指出在其规定的试验条件下，磨损系数比淬火马氏体钢低最高达50%。这一结果不能推广到所有钢种、几何形状或工艺程序，但它说明了为什么必须针对实际牌号验证转变区域和保温时间。

SAE AMS-H-6875C（2020）涵盖四类钢的热处理要求，并在有规定时允许采用等温淬火、奥氏体贝氏体淬火和马氏体分级淬火。这种允许并不意味着这些工艺可以相互替代。适用的规范、牌号特定的图表、截面尺寸以及实测温度历史，共同决定最终预期得到的是贝氏体、马氏体分级淬火后的马氏体，还是不希望出现的混合组织。

等温淬火的工作原理：淬冷、等温保持与贝氏体转变

等温淬火是一种等温热处理工艺制度，旨在将奥氏体转变为贝氏体。它并不只是马氏体分级淬火的另一种称谓。二者的区别取决于等温保持阶段发生的过程：等温淬火需要将钢保持足够长的时间，以完成预定的贝氏体转变；而马氏体分级淬火仅保持足够长的时间，使温度趋于均匀，随后冷却通过马氏体开始温度，即 $M_s$，从而形成马氏体。

该循环首先将工件加热到临界转变温度范围以上，使组织中要求的部分转变为奥氏体。奥氏体化温度和保温时间取决于钢种、截面尺寸、原始显微组织以及所需的碳分布。过度加热可能导致奥氏体晶粒长大，或使原本应保留的碳化物溶解；加热不足则可能残留铁素体或未溶解的组成相，从而改变最终的转变响应。

淬入贝氏体转变温度范围

奥氏体化后，钢件被快速转移到温度保持在贝氏体转变范围内的浴槽中。对于许多钢种而言，该范围大致为 200～400 °C，但可用的温度窗口取决于具体钢种，并非固定不变。一项关于 AISI 52100 的研究按以下方式定义等温淬火：从奥氏体化温度淬入温度约为 200～400 °C 的介质中，并保持至贝氏体形成。

转移速度必须足够快，以便穿过珠光体区域，同时避免大量奥氏体在冷却途中发生转变。这是一个与时间和温度有关的问题。钢件必须在珠光体孕育期达到之前，穿过其时间-温度-转变图中的珠光体“鼻部”。淬透性、截面厚度、装料方式、浴槽搅拌以及工件与浴槽之间的温差，都会影响这一条件能否满足。小型销件可能很快进入贝氏体温度范围；而大型齿轮齿部或厚板可能冷却不均，即使表面遵循预定工艺，内部仍可能形成珠光体或铁素体。

浴槽可以采用熔盐、油或其他适用于规定温度的受控传热介质。浴槽的名称并不能定义该工艺。根据温度和保持时间的不同，盐浴既可用于等温淬火工艺，也可用于马氏体分级淬火工艺。2024 年发表在 ACS Omega 上的研究以 Ca(NO₃)₂–KNO₃ 熔盐混合物为例，直接说明了这一差别：等温淬火是在贝氏体转变温度下保持已奥氏体化的钢，直至奥氏体转变为贝氏体；而马氏体分级淬火则是在 $M_s$ 以上短暂保持工件，随后进行空冷。

温度控制必须考虑转变过程中释放和吸收的热量，以及进入浴槽的装料所带来的热负荷。搅拌能够减小局部热梯度，并有助于防止较冷或较热的边界层改变实际工艺循环。通常需要通过热电偶、浴槽校准和具有代表性的装料试验，确认装料的芯部、表面及不同位置是否真正遵循预定的温度路径。由于浴槽可能先使表面温度均衡，而中心尚未达到相同温度，因此该工艺对截面尺寸较为敏感。

当目标产物为常规贝氏体时，等温淬火浴槽通常选在钢的有效 $M_s$ 温度以上。在这一温度水平下，奥氏体可以通过扩散辅助、剪切占主导的机制发生转变，而不会立即生成马氏体。如果在预定的贝氏体转变完成之前冷却到 $M_s$ 以下，结果就会发生变化：未转变的奥氏体随后可能转变为马氏体，从而形成混合组织。

保持至所需的奥氏体转变完成

工件达到浴槽温度后，进行等温保持。在此阶段，贝氏体在奥氏体晶界或其他有利位置形核，并向周围奥氏体中长大。碳从贝氏体铁素体中排出并进入剩余奥氏体，从而改变两个区域的稳定性和成分。转变速率取决于温度、合金化学成分、原始奥氏体晶粒尺寸以及已经形成的贝氏体数量。

保持时间不能依据“一英寸一小时”之类的通用规则来确定。它必须以转变数据、经过验证的工艺试验或适用的时间-温度-转变图为依据。较短的保持时间可能会有意地使部分奥氏体保持未转变状态。如果随后冷却到 $M_s$ 以下，这些残余奥氏体可能形成马氏体。较长的保持时间则可能使大部分或几乎全部可转变奥氏体转变为贝氏体，从而减少后续形成的马氏体比例。两种工艺制度都可能是正确的，但会产生不同的硬度、韧性、尺寸响应和残余奥氏体含量。

转变不完全转变不完全 贝氏体反应在所有可转变奥氏体转化之前结束的状态，因而可能留下残余奥氏体或在随后形成马氏体。

由于碳富集使剩余奥氏体稳定化，转变也可能在并非所有奥氏体都转变为贝氏体之前停止。这种状态通常称为不完全转变或不完全反应。在某些合金钢中，富碳残余奥氏体是有利的，因为它能够协调应变并提高韧性；而在其他应用中，过多的残余奥氏体可能导致服役期间或后续冷却过程中的尺寸变化。因此，规范必须规定的不仅是浴槽温度，还包括允许的相组成和验证方法。

等温淬火温度（°C）

由于避免了直接淬入马氏体时所伴随的突然而不均匀的体积变化，等温淬火可以减少变形。2013 年 SAE 对渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 的研究报告称，与渗碳、淬火并回火的试样相比，渗碳并等温淬火的试样变形显著较小。报告中的等温淬火温度为 260、288 和 304 °C。这些结果适用于所测试的化学成分、几何形状和工艺循环条件；不能据此认定所有渗碳零件都能达到相同的变形降低效果。

保持阶段的结束时间可以根据所要求的最低贝氏体比例、硬度范围、尺寸限值或金相组织要求来确定。等温淬火贝氏体钢并不当然需要像马氏体那样进行相同的回火处理。相比之下，马氏体分级淬火钢需要冷却通过 $M_s$ 以形成马氏体，并且在服役前必须进行回火。等温淬火零件仍可能规定进行低温去应力处理，但这属于独立要求，而不是定义其转变过程的步骤。

上贝氏体、下贝氏体与混合组织

浴槽温度会显著影响贝氏体的形态。上贝氏体通常在贝氏体温度范围的较高部分形成。它由束状或板条状贝氏体铁素体组成，板条之间为富碳区域，碳化物可能在其中析出。其形貌和碳化物分布不同于在较低温度下形成的下贝氏体。

下贝氏体在更接近 $M_s$ 的温度下形成。碳分配到周围奥氏体中的时间和迁移能力较小，碳化物则可能在贝氏体铁素体板片或板条内部析出。与上贝氏体相比，这种更细的组织能够提供不同的硬度、强度和韧性平衡。上贝氏体与下贝氏体之间的转变并不存在一个适用于所有钢种的统一温度，因为合金元素会使转变范围发生偏移，并改变碳化物的析出行为。

据报道的研究显示，短时低温等温淬火使磨损系数比淬火马氏体钢最多降低 50%。 Limited evidence

极低温等温淬火可能产生不能简单描述为单一、完全转变的贝氏体产物的组织。2020 年一项关于中碳低合金钢短时低温等温淬火的研究报告称，所得组织包含纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体。在该研究的试验条件下，报告的磨损系数比淬火马氏体钢低最多 50%。这一数据只能作为所测试钢种和磨损试验方法的证据，不能视为对一般性能的保证。

当等温保持在贝氏体反应完成之前被有意终止、选定温度接近较低转变极限，或截面无法均匀冷却时，就会形成混合组织。在后续冷却过程中，未转变的奥氏体可能转变为马氏体；如果碳富集降低了其有效 $M_s$，其中一部分也可能作为残余奥氏体保留下来。因此，最终组织可能包含上贝氏体、下贝氏体、马氏体、残余奥氏体，以及在转移速度过慢时形成的珠光体。

工艺鉴定应在适用时检查硬度、尺寸变化、金相组织中的各相比例以及残余奥氏体。X 射线衍射、显微镜观察、膨胀法以及剖切装料检查，可以确认实际产品是否符合预定工艺制度。2020 年发布的 SAE AMS-H-6875C 涵盖四类钢的热处理要求，并允许在有规定时采用等温淬火、奥氏体贝氏体淬火和马氏体分级淬火。这种许可并不能替代针对具体钢种的工艺循环开发。钢材牌号、淬透性、截面尺寸、浴槽容量和验收标准，仍然决定所选等温淬火工艺在冶金上是否成功。

马氏体分级淬火的工作原理：Ms以上均温，随后形成马氏体

马氏体分级淬火是一种中断淬火工艺，旨在控制马氏体形成的时间和位置。它并不是换了名称的贝氏体等温淬火。在贝氏体等温淬火中，奥氏体保持在贝氏体转变区内，直到其中相当大的一部分或规定比例转变为贝氏体。在马氏体分级淬火中，保温发生在略高于马氏体开始温度（即 Ms）的位置，并且时间足够短，以避免不希望发生的扩散型转变。钢件内部温度均匀后，工件继续冷却并通过马氏体转变区。因此，最终组织是马氏体，而不是贝氏体；在随后进行单独的回火操作之前，该马氏体一直处于未回火状态。

马氏体开始温度以上的中断淬火

《ASM手册》第4A卷将马氏体分级淬火描述为一种使用油或盐浴的中断淬火工艺。钢材首先被加热至规定的奥氏体化温度，在此温度下形成目标奥氏体组织并建立碳的分布。随后，钢材被迅速转移到温度保持在略高于 Ms 的浴槽中。浴槽必须足够迅速地带走热量，以避免形成珠光体或其他高温转变产物；但中断过程又能防止在马氏体开始形成之前，表面温度远低于心部温度。

Ms 并不是适用于所有钢种的统一温度。它取决于碳含量、合金元素、奥氏体晶粒状态、先前的热处理历史，以及在某些情况下冷却后预期保留的残余奥氏体量。因此，普通碳钢和渗碳低合金钢可能需要不同的马氏体分级淬火浴温度。浴温应根据适用的 Ms 并留出足够裕量进行选择，而不能对所有钢号采用一个固定温度。

保温时间是决定该工艺的中断环节。保温必须持续足够长的时间，使表面与中心之间的温差减小；同时又必须足够短，以避免形成贝氏体、珠光体或其他扩散型转变产物。与浴槽名称相比，这一要求更可靠地区分了马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火。熔盐浴可用于这两种工艺；究竟进行哪一种工艺，取决于转变路径和保温制度。

ASM International 于2013年出版的 ASM手册第4A卷指出，奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌和冷却速率都是控制变量。这些变量彼此相互作用。过度搅拌可能会增强表面的散热，而搅拌不足则可能造成浴槽内局部温差。即使浴温名义上高于 Ms，如果控制不良，大批量装炉时仍可能在不同部位形成不均匀的转变制度。

保温期间，温度必须保持足够高，以抑制马氏体的形成。如果工件在浴槽中达到 Ms，马氏体可能在截面尚未均温之前就开始形成。如果保温时间过长或温度过低，则可能形成贝氏体。当技术规范要求获得马氏体时，这就属于工艺失效。

截面内部的温度均匀化

常规淬火会产生很大的温度梯度。表面首先冷却，而内部仍保持较高温度并继续发生热膨胀。当表面降至 Ms 以下时，奥氏体转变为马氏体，同时因晶体结构发生变化而膨胀。此时，心部可能仍为奥氏体，并处于不同的温度。随后，当心部发生转变时，其膨胀受到已经转变的外层材料的约束。这些相互竞争的应变会产生内应力、变形，有时还会导致淬火开裂。

马氏体分级淬火改变了这一时序。高温工件被淬入浴槽，但在 Ms 以上保持一段时间，直到从外部到中心的温度变得更加均匀。随后，在后续冷却步骤中引发马氏体形成，而不是在表面和心部温差很大的情况下形成马氏体。在转变发生时降低温度梯度，可以减小热收缩与转变应变之间的不匹配。

其益处是降低变形和开裂的风险，而不是完全消除这两种现象。薄板、齿轮齿部和重型轴的均温速率各不相同。截面厚度、几何形状、孔洞、截面突变以及零件之间的接触，都会影响热流。钢的淬透性同样十分重要：如果要求获得以马氏体为主的组织，心部必须以足够快的速度通过转变区，以避免形成珠光体或贝氏体。

高淬透性钢种在均温后可能允许采用较慢的冷却速率，而低淬透性钢种则可能需要缩短中断时间并加快冷却。碳含量和合金含量也会改变 Ms 以及转变动力学。因此，浴温和保温时间应根据钢种、截面尺寸、装炉排列方式以及实测热响应来确定，而不应照搬通用表格。[2][2] The Temperature Range of Martensite Formation. Study on martensite formation, 1946. Source details supplied in the article; no URL provided

1946年关于马氏体形成温度范围的研究，将其基本原理描述为：淬火至略高于马氏体形成区的温度，然后以较慢的速度继续冷却。只要钢材不发生不希望的扩散型转变，该方法就能在几乎不牺牲硬度的情况下减少开裂。“较慢”并不意味着可以任意缓慢；它是指在仍以适合该钢种的速率通过转变区的同时，降低热冲击。

空冷与必须进行的回火步骤

均温后，将工件从油浴或盐浴中取出，并冷却通过马氏体转变区，通常采用空气冷却。ASM 的2020年版 热处理主题指南将这一过程描述为：将钢材保持在略高于 Ms 的温度，直到温度均匀化，随后空冷以形成马氏体。在这一阶段，奥氏体发生转变，而不会出现直接淬火所伴随的严重表面—心部温差。

所形成的马氏体处于未回火状态。这一点至关重要。马氏体分级淬火并不因为零件采用了分阶段冷却，就自动包含回火步骤。空冷过程中形成的马氏体硬度高且内部应力大；根据钢种和冷却路径的不同，其中还可能含有残余奥氏体。零件在使用前必须进行单独的回火处理。回火可以降低应力和脆性，并根据技术规范调整硬度、强度、韧性和尺寸稳定性。

回火温度和时间取决于钢种及所需性能。AISI 52100 这类高碳轴承钢，不能采用与 AISI 8620 这类渗碳钢相同的回火制度。渗碳层和低碳心部的响应也不同，因此在适用情况下，必须分别检查两个区域所需达到的性能。

SAE AMS-H-6875C：《钢原材料热处理》涵盖四类钢，并允许在有规定时采用贝氏体等温淬火、奥氏体贝氏体区淬火和马氏体分级淬火。仅凭工艺名称并不能确定验收结果。生产控制可能要求记录奥氏体化温度和浴温、转移时间、中断时间、搅拌条件及回火记录，并进行硬度测试、金相检验和尺寸测量。

验证工作还应检查该工艺制度旨在防止的失效模式。硬度梯度测试可以发现因淬透性不足或中断时间过长而形成的软心部。金相检验可以区分马氏体和贝氏体，并识别珠光体或过量残余奥氏体。热处理前后的尺寸检验可以显示，转变应力的降低是否针对实际几何形状产生了预期的改善。

因此，该工艺具有明确的顺序：奥氏体化；迅速淬入保持在略高于 Ms 的油浴或盐浴中；仅保温至截面均温，同时避免发生扩散型转变；冷却通过马氏体转变区；最后进行回火。如果将保温过程改为贝氏体转变处理，该工艺就变成了贝氏体等温淬火。改变淬火后的回火步骤并非可选项；如果不进行回火，马氏体分级淬火钢本质上仍只是未回火的马氏体钢，只不过采用了受控的形成路径。

微观结构与性能：贝氏体与回火马氏体

等温淬火和分级淬火都可以降低淬火应力，但二者不会产生相同的最终组织。在等温淬火过程中，奥氏体化钢快速冷却至能够形成贝氏体的温度，并在该温度保持足够长的时间，以完成预期的转变。所得组织可能是上贝氏体、下贝氏体，或仍含有未转变奥氏体的混合组织；在最终冷却后，还可能含有马氏体。2013 年一项针对 AISI 52100 的研究将等温淬火温度范围描述为约 200–400 °C，并指出应持续保温直至形成贝氏体。

分级淬火遵循不同的路径。工件在略高于马氏体开始温度的油或盐浴中短暂保温，使整个截面趋于更均匀的温度，然后冷却通过马氏体转变温区。所得马氏体并不是可以直接服役的状态：随后必须进行回火。ASM International 的 Heat Treating Subject Guide（2020 年）明确说明了这一工艺顺序。ASM Handbook 第 4A 卷（2013 年）将奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌以及冷却速率列为控制变量。

这一差异十分重要，因为贝氏体和回火马氏体通过铁素体、碳和碳化物的不同排列方式获得强度。二者的硬度可能存在重叠，但硬度重叠并不意味着其力学行为可以相互替代。

强度、硬度、韧性和延性

贝氏体由切变型转变形成的铁素体区域组成；根据转变温度和合金化学成分的不同，碳会被排斥到奥氏体中，或以碳化物形式析出。上贝氏体通常含有铁素体板条或片层，碳化物位于其间。下贝氏体形成于更低温度下，较细的碳化物分布在铁素体片层内部或与其紧密相关。其具体形貌会随碳含量、合金元素添加量、冷却速率和保温时间而变化。

回火马氏体最初是一种过饱和且高度应变的体心四方相。在回火过程中，碳从马氏体中析出，先形成过渡碳化物，随后形成更稳定的碳化物；同时，基体的四方度和内应力大幅降低。回火温度和持续时间决定了这一过程的进行程度。较低的回火温度可以保持较高硬度，但也会保留相当大的残余应力；较高的回火温度通常会降低硬度，但能够改善韧性和尺寸稳定性。对于含有铬、钼或钒等元素的钢，长时间处理还可能导致进一步软化或二次硬化。

贝氏体和回火马氏体都不存在普遍的硬度优势。细小的下贝氏体可能具有很高的硬度，而上贝氏体可能更软且更具延性。低温回火马氏体组织的硬度可能高于某一种特定的贝氏体组织；然而，较高温度回火也可能使马氏体钢具有更低的硬度和更高的抗断裂能力。在进行比较之前，必须明确碳含量、原始奥氏体晶粒尺寸、合金的淬透性、转变温度以及各组织组分的含量。

韧性同样遵循这一规律。当贝氏体铁素体板条细小且碳化物膜受到控制时，可以兼具良好的强度和抗裂纹萌生能力。粗大的贝氏体、未转变奥氏体，或在最终冷却过程中形成的新鲜高碳马氏体，都可能削弱这一优势。当回火能够释放应力并细化碳化物分布时，回火马氏体可以具有较高韧性；但回火不足会留下脆性组织。过度回火则可能牺牲强度。

延性并非简单取决于选择哪一种工艺。它取决于贝氏体、马氏体、残余奥氏体、碳化物、夹杂物以及任何富碳区域的体积分数和形貌。混合组织可能表现出有用的延伸率，同时仍含有局部脆性组分。因此，应分别测量抗拉强度、屈服强度、冲击能、断裂韧性、疲劳性能和耐磨性，而不能仅根据硬度进行推断。

变形也可能有所不同。针对渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 的研究采用了 260、288 和 304 °C 的等温淬火温度，并报告称，与渗碳、淬火和回火试样相比，其变形显著减少。该结果反映的是所测试的渗碳几何形状和工艺制度，并非普遍保证。分级淬火在形成马氏体之前降低了热梯度，因此与直接淬火相比，也可以减少开裂和变形；不过，马氏体转变仍然会引起体积变化。

残余奥氏体与转变混合组织

等温淬火通常被描述为形成贝氏体，但“贝氏体型”并不一定意味着组织中含有 100% 的贝氏体。如果在奥氏体尚未完全转变之前结束保温，剩余奥氏体可能作为残余奥氏体保留下来，也可能在随后的冷却过程中转变为马氏体。剩余奥氏体中的碳富集可以使其中一部分在室温下稳定存在。因此，最终组织可能是贝氏体加残余奥氏体、贝氏体加马氏体，或同时含有贝氏体、残余奥氏体和马氏体。

这种混合组织会显著影响性能。残余奥氏体可以改善表观延性并吸收转变应变，但也可能在载荷作用下、磨削过程中或服役期间发生转变。该转变可能导致尺寸变化、局部硬化或残余应力。等温淬火保温结束后，由未转变奥氏体形成的马氏体，其硬度可能高于浴中形成的贝氏体，脆性也可能更大。X 射线衍射、金相学、膨胀测量和硬度分布测绘有助于识别这些组织组分；单一的整体硬度值无法做到这一点。[3][3] Short-term low-temperature austempering in medium-carbon low-alloy steel. Metal and Materials International, 2020.

2020 年关于中碳低合金钢短时低温等温淬火的研究说明了这一局限性。报告中的组织含有纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体，而不是单一相。在试验条件下，其磨损系数最多比淬火马氏体钢低 50%。这是一个有明确边界的比较：它仅适用于所研究的钢材、试样制备方式、等温淬火制度、对磨件、载荷和磨损试验。该结果并不能证明每一种等温淬火钢的磨损率都会是每一种淬火回火钢的一半。

分级淬火同样可能产生混合组织，但其预期工艺顺序不同。马氏体开始温度以上的均温保温时间应足够短，以避免形成大量贝氏体。钢材经过马氏体转变温区空冷后，组织中含有马氏体，通常还含有一定量的残余奥氏体以及可能未溶解的碳化物。随后进行回火，改变马氏体基体和碳化物状态。如果奥氏体化处理溶入了过多碳，或者钢材具有较高淬透性而最终冷却路径又不合适，残余奥氏体可能仍然含量较高。

关于改进型分级淬火的 SAE 论文将该工艺区分为：把淬火浴温置于马氏体开始温度以下，以避免形成贝氏体。这一细节说明，仅凭浴温不足以作为充分的工艺标签：浴温与马氏体开始温度之间的关系、保温时间以及冷却路径，共同决定实际形成的相。

为什么性能表述必须针对具体钢种

钢种决定转变动力学。AISI 52100 轴承钢、AISI 8620 渗碳钢、AISI 8822、AISI 4320 以及一种中碳低合金钢，在碳含量、合金元素含量、淬透性、马氏体开始温度、碳化物稳定性和回火响应方面并不相同。即使在同一牌号内，截面尺寸和奥氏体化工艺也可能使中心部位的冷却速率发生足够大的变化，从而产生不同的组织。

规范还规定了允许采用的工艺和验收标准。SAE AMS-H-6875C：Heat Treatment of Steel Raw Materials 涵盖四类钢，并允许在有明确规定时采用等温淬火、奥氏体贝氏体淬火和分级淬火。这一许可并不意味着所有钢种都适用同一个硬度、韧性或残余奥氏体限值。相关材料规范、图纸、热处理工艺规程和检验方法必须规定这些限值。

因此，有效的比较应说明钢种或钢材化学成分、奥氏体化温度、转移时间、浴温、保温时间、冷却方法、回火温度和时间、截面尺寸以及试验方法。硬度应与组织显微 examination 结合；在相关情况下，还应测量残余奥氏体并进行尺寸检验。缺少这些细节时，“等温淬火更坚韧”或“分级淬火硬度更高”之类的表述范围过宽，在技术上并不可靠。

变形、开裂与残余应力控制

为什么直接淬火会产生热应力和相变应力

直接淬火使奥氏体化钢材承受陡峭的温度梯度。表面首先接触冷却介质并发生收缩，而芯部仍保持高温并处于膨胀状态，因此表面受到较热芯部的约束。在冷却初期，表层可能进入受压状态，而芯部承受拉应力。随着冷却继续进行，芯部发生收缩，应力分布可能发生反转。薄截面、尖角、孔洞以及截面厚度变化会放大这些差异，因为它们的冷却速率不同。

继热收缩之后还会发生第二个过程：奥氏体发生转变。在普通碳钢和低合金钢中，马氏体的比体积大于母相奥氏体。马氏体开始形成的温度称为马氏体开始温度，即 $M_s$。如果表层达到 $M_s$ 时芯部仍为奥氏体状态，表层会因马氏体转变而膨胀，而芯部仍继续发生热收缩。相变膨胀并不会在整个截面上均匀发生，因此它不是取代原有热应力，而是叠加在热应力之上。

最终的应力状态取决于转变发生的时序。例如，渗碳齿轮可能首先在富碳渗碳层中发生转变，而低碳芯部随后才发生转变，或者仍有部分保持奥氏体状态。此时，硬度高且相对脆性的马氏体渗碳层可能包含拉伸残余应力，尤其是在几何不连续部位附近。这种组合会促进淬火裂纹的形成。即使没有发生开裂，孔周围或齿部沿截面产生的不均匀收缩也可能导致椭圆度、径向跳动、弯曲或齿距变化。

冷却烈度只是问题的一部分。奥氏体化温度控制晶粒尺寸以及溶解于奥氏体中的碳和合金元素含量；搅拌会改变传热系数；淬透性则决定芯部是转变为马氏体，还是转变为贝氏体或珠光体等较软组织。《ASM Handbook》第4A卷（2013年）指出，奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌和冷却速率都是马氏体分级淬火的重要工艺变量。这些变量同样会影响直接淬火变形，同时还受到几何形状、装炉方式、夹具以及渗碳层状态的影响。

中断淬火如何改变应力历程

马氏体分级淬火改变的是事件发生的顺序，而不仅仅是选择另一种淬火介质。经奥氏体化的高温工件被快速淬入温度保持在其 $M_s$ 温度以上的油或熔盐中。在该温度下保温足够长的时间，使表面和芯部达到更为均匀的温度，但又不能长到足以形成贝氏体或珠光体。随后，工件通常在空气中，或在另一种受控的低烈度冷却条件下，冷却通过马氏体形成温度区间，并在服役前进行回火。

这种温度均匀化降低了马氏体开始形成时存在的热差。表面和芯部仍不会在完全相同的时刻发生转变，马氏体转变仍会产生膨胀，但温度梯度及其引起的约束均有所减小。因此，马氏体分级淬火能够降低变形和淬火开裂的可能性，但并不能消除二者。若构件各部分的冷却时间不同、淬火浴控制不当，或钢材的淬透性导致转变分布不均匀，复杂构件仍可能发生翘曲。

2020年ASM《热处理主题指南》直接描述了这一工艺制度：钢材在 $M_s$ 以上保温，直至温度均匀化；随后空冷，使马氏体形成，最后进行回火。在通常的服役条件下，回火并非可选步骤，因为淬火状态的马氏体具有较高的内应力和有限的抗断裂能力。最终的回火温度和时间必须与钢种、尺寸、硬度要求及残余奥氏体状态相匹配。

等温淬火的目的不同。经奥氏体化的钢材被淬入保持在贝氏体转变温度范围内的浴中——在所报道的 AISI 52100 定义中，该范围约为 200 至 400 °C——并保温至所需比例的奥氏体转变为贝氏体。随后冷却会形成贝氏体组织；如果保温不充分，组织中可能还会存在残余奥氏体或马氏体。2024年发表在 ACS Omega 上的研究区分了这两种工艺制度：等温淬火保温至奥氏体转变为贝氏体，而马氏体分级淬火则是在 $M_s$ 以上短暂均热，随后在冷却过程中形成马氏体。

由于贝氏体是在工件达到相对均匀的淬火浴温度后等温形成的，等温淬火避免了直接淬火中剧烈的表面至芯部热历程。贝氏体转变产生的应变也会在保温过程中分散，而不是使马氏体膨胀集中发生在不断移动的温度梯度中。因此，变形和残余应力可能更低；但这只有在钢材的淬透性、截面尺寸和相变动力学允许整个截面达到淬火浴温度，并在珠光体或不希望形成的马氏体出现之前完成预期转变时才成立。

因此，马氏体分级淬火和等温淬火并不是“低变形淬火”的两个可互换名称。马氏体分级淬火仍会产生马氏体，并且需要随后回火；等温淬火则旨在获得贝氏体，并通过足够长的等温保温来实现这一目标。相关规范可能同时允许这两种工艺路线：涵盖四类钢热处理的 SAE AMS-H-6875C（2020年）规定，在适用要求明确指定时，可采用等温淬火、奥氏体分级淬火和马氏体分级淬火。工艺记录应明确实际的温度—时间路径，而不应仅仅写明零件经过了“盐浴淬火”。

渗碳低合金钢的证据

在所测试的 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 试样中，等温淬火产生的变形小于渗碳后采用常规淬火和回火产生的变形。 Limited evidence

SAE 论文《渗碳低合金钢的等温淬火工艺》（SAE 2013-01-0949）研究了渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320。该研究比较了渗碳后等温淬火的试样与经渗碳、常规淬火及回火处理的试样。等温淬火处理采用了 260、288 和 304 °C 的浴温。报告结果显示，渗碳后等温淬火试样的变形显著较小。

这一发现与应力形成机制相符。渗碳会产生碳浓度梯度：渗碳层具有更高的碳含量、更高的淬透性，并且其 $M_s$ 温度不同于芯部。因此，在直接淬火过程中，渗碳层和芯部会按照不同的时序冷却并发生转变。等温淬火则在构件达到接近淬火浴温度后，通过受控的贝氏体等温保温，取代快速且空间分布不均匀的马氏体转变过程。较低的变形是可信的，也符合冶金学规律；但这并不是适用于每一种齿轮、轴或轴承滚道的通用修正系数。

将这一结论应用于其他构件，首先取决于几何形状。薄环可能很快实现温度均匀化，而厚齿轮轮毂在渗碳层达到淬火浴温度后，芯部可能仍保持高温。AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 的合金含量及淬透性也各不相同，因此相同的浴温并不能保证获得相同的相分数。渗碳层深度、表面碳含量、残余奥氏体、碳化物状态、原奥氏体晶粒尺寸以及渗碳均匀性，都会影响相变应变和开裂敏感性。

夹具和装载方式同样重要。冷却过程中受到约束的构件可能表现出较小的自由位移，但会获得更高的残余应力；支撑较为松弛的构件可能发生更大变形，同时释放部分应力。必须对淬火浴成分、循环状况、装载间距、转移时间和温度均匀性进行验证。热处理前后的尺寸检查、从渗碳层到芯部的硬度梯度检测、金相检验，以及必要时进行的残余应力测量，都比假定某一名称明确的工艺必然保证某种结果更有信息价值。

淬火槽、热量传递与过程控制

淬火槽的选择本身并不能定义整个工艺。等温淬火和马氏体分级淬火都可以使用盐浴或油浴，但二者的温度路径和转变目标不同。在G. A. H. D.等（2013）对AISI 52100的描述中，等温淬火是将奥氏体化后的钢材转移到保持在贝氏体转变温度下的淬火槽中——约为200～400 °C——并保温至形成贝氏体。马氏体分级淬火则是将钢材转移到略高于马氏体开始温度的淬火槽中，使整个截面的温度趋于均匀，随后在空气中冷却，使马氏体更加均匀地形成。之后必须进行回火。

《ASM Handbook》第4A卷（2013）为马氏体分级淬火提供了有用的控制框架：奥氏体化温度、淬火槽温度、保温时间、搅拌方式和冷却速率。这些变量也揭示了为什么在表面上相似的炉内循环条件下，淬火槽工艺仍可能产生不同结果。钢种、截面厚度、淬透性、装料质量、转移延迟时间以及淬火槽状态，共同决定是否真正达到规定的热路径。

油、硝酸盐-亚硝酸盐盐浴与熔盐混合物

油浴常见且实用，但其传热行为会在淬火过程中发生变化。热钢进入油中时，表面可能形成蒸汽膜。这一膜态阶段的传热相对缓慢且不均匀；随着蒸汽膜破裂，核态沸腾能够以更快的速度带走热量，随后转变为较慢的对流冷却。搅拌可以破坏蒸汽膜，并将温度较低的油输送至工件表面。油温、黏度、氧化程度、含水污染、油泥，以及装料质量与淬火槽容积之比，都会改变这一过程。

因此，两个装有相同名义牌号油品的油槽也可能产生不同的冷却曲线。老化油的黏度可能更高，或其润湿行为已经改变。水污染可能导致局部沸腾，严重时还会造成火灾或与蒸汽有关的喷射危险。装料篮过于拥挤会阻碍表面附近的流动，而大量高温装料会提高油温，并减慢后续装料的淬冷过程。因此，相关变量并不只是“油淬”，而是在实际装料量和搅拌条件下测得的冷却响应。

硝酸盐-亚硝酸盐盐浴通常具有较快的传热速度，因为液体能够直接润湿钢材，并且不像油淬那样依赖持续存在的蒸汽膜。熔盐内部的对流可以使盐浴保持相对均匀，钢材表面也能迅速接近盐浴温度。当马氏体分级淬火工件必须通过珠光体或贝氏体区域，同时避免表面与心部之间出现过大的温差时，这种快速传热十分有价值。它也有助于等温淬火工件在转变不均匀进行之前达到选定的贝氏体温度。

盐浴并非无需维护。盐的组成、氧化、含水量、带出损失、盐渣和污染物会影响其熔化行为、黏度、电导率和传热性能。硝酸盐-亚硝酸盐混合物还必须控制工作温度和化学状态，因为分解和污染可能改变盐浴性质并造成安全隐患。工件浸入前必须保持干燥；进入熔盐的水分可能发生剧烈汽化。

Sun等（2024）发表于《ACS Omega》的研究考察了Ca(NO3)2–KNO3熔盐混合物，并将传热测量视为核心问题。对于工艺工程而言，该研究的价值并不在于宣称某一种硝酸钙/硝酸钾比例可以作为通用的等温淬火配方。不同盐组成具有不同的液相线温度、热物性、黏度和可用温度范围。该研究的测量结果有助于建立盐浴组成、温度与传热行为之间的关系，但生产循环仍需要经过验证的冷却曲线、针对具体钢种的转变数据，以及对实际盐浴的控制。

盐浴温度、搅拌与装料效应

盐浴温度是转变变量，而不仅仅是一个炉温设定值。在等温淬火中，盐浴必须保持在所选钢种能够以可接受速率转变为贝氏体的温度范围内。保温应持续到所需的奥氏体向贝氏体转变完成为止，具体可依据时间-温度-转变数据或金相验证确定。在马氏体分级淬火中，盐浴通常保持在略高于马氏体开始温度的水平，该温度通常记作$M_s$，并保温足够长的时间，使表面与心部之间的温差降至可接受水平。保温时间过长或温度过低，可能使贝氏体形成，从而偏离预期的马氏体工艺制度。

搅拌必须按方式和强度加以规定，而不能笼统地描述为“循环良好”。泵流量、叶轮位置、工件运动方式和装料篮设计，共同决定所有表面是否能够接触到相近的流体运动。运动过强可能损伤精密或脆弱工件，或卷入空气；运动不足则会形成滞流区并增大局部冷却差异。盐浴虽然由于直接接触而比油浴具有更快的传热速度，但通常仍需要循环，以便从装料中带走热量并恢复温度均匀性。

装料效应经常被低估。单个小试样所经历的盐浴温度可能近似恒定，而生产装料篮在进入盐浴时可能使盐浴温度下降，并产生一段恢复时间。装料过于紧密时，外部工件与内部工件的冷却可能不同，因为间距会限制流体进入。工件之间应保持足够间隔，以确保盐浴接触和流体循环；夹具的设计还应防止工件嵌套、接触痕迹和盐分滞留。用于工艺鉴定的装料方式应与生产中采用的装料方式一致。

温度测量也会造成差异。炉内热电偶测量的是炉内气氛或附近夹具的温度，并不一定代表钢材心部温度。盐浴控制器可能测量靠近加热器的位置，而最冷区域可能位于其他位置。应使用独立传感器对工作区域进行测绘；安装在具有代表性的工件上的热电偶则可以确定实际的热延迟。对于厚截面工件，表面热电偶可能显示工件已经进入盐浴，而中心仍明显更热。马氏体分级淬火的目的，正是在马氏体形成之前降低这种温差。

淬火烈度与转移时间

淬火烈度描述从钢材中移除热量的速度，但有用的衡量方式是考察钢材通过临界转变温度范围时的完整冷却曲线。油浴搅拌、盐浴循环、盐浴温度、工件几何形状和钢材淬透性都会产生影响。高淬透性钢在某些条件下可以在较大截面内形成马氏体，而低淬透性钢在相同条件下可能部分形成贝氏体或珠光体。截面棱角冷却较快，厚重中心冷却较慢。同一个淬火槽无法保证细销轴和厚齿轮获得相同的组织。

转移延迟始于工件离开奥氏体化炉，结束于工作表面浸入盐浴或油浴的时刻。在此期间，表面可能在空气中冷却，而心部仍接近奥氏体化温度。对于易发生转变的钢种，延迟还可能引起不希望出现的转变，并使一批装料中的第一个工件与最后一个工件产生不同的热历史。采用短而可重复的转移路径、带罩的转移夹具和同步化操作，可以减少这一变异来源。

浸入工件后，淬火槽会进入恢复阶段。进入的装料会从盐浴或油浴中带走热量，拥挤装料篮周围还可能形成局部低温区。控制器可能显示已经达到设定点，而工作区域仍处于恢复过程中。应根据装料位置处实测的盐浴或油浴温度，规定一个明确的恢复限值，并以此决定下一批装料何时进入。没有这一限值，即使名义配方完全相同，连续批次也可能经历不同的冷却速率。

1946年关于马氏体形成温度范围的研究解释了马氏体分级淬火的目的：先淬冷至略高于马氏体形成范围的温度，使温度趋于均匀，然后以较慢速度继续冷却。在钢种和截面适宜的情况下，这种方法能够减少热应力和转变应力，降低开裂和变形风险，同时几乎不牺牲硬度。等温淬火则有不同的要求：盐浴必须在整个贝氏体保温期间保持稳定。一项关于短时低温等温淬火的2020年研究报道了纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体，其磨损系数比淬火马氏体钢低最多50%；但这一结果不能自动适用于其他钢种或其他工艺循环。[4][4] Heat Treatment of Steel Raw Materials. SAE International. SAE AMS-H-6875C, 2020.

SAE AMS-H-6875C（2020）涵盖四类钢，并在有规定时允许采用等温淬火、奥氏体贝氏体淬火和马氏体分级淬火。因此，符合性取决于规定的钢种、工艺制度、设备和验证，而不仅仅取决于盐浴名称。要证明预期的组织转变确实发生，必须具备温度记录、转移时间记录、装料配置记录、盐浴测绘结果、硬度检测、尺寸检验和金相分析。

改进的马氏体分级淬火及其与等温淬火的边界

标准马氏体分级淬火与改进的马氏体分级淬火

马氏体分级淬火和等温淬火都会中断从奥氏体化温度直接降至室温的冷却过程，但其中断的冶金原因不同。等温淬火旨在形成贝氏体；马氏体分级淬火旨在使马氏体形成前的温差减小，从而限制变形和淬火开裂。

在标准马氏体分级淬火中，奥氏体化后的钢件被淬入温度保持在钢的马氏体开始温度（或 Ms）之上的油或熔盐中。工件在该浴中停留的时间仅足以使其表面和芯部接近相同的温度。随后，通常采用空冷，使其通过马氏体转变区。由于马氏体在最后的冷却步骤中形成，因此在使用前必须进行回火。ASM International 的 热处理主题指南（2020）将这一过程描述为：在 Ms 以上保温、温度均匀化、空冷形成马氏体，随后进行回火。

温度并不是依据某一张通用表格选定的。Ms 会随碳含量、合金元素、原始奥氏体晶粒尺寸以及奥氏体状态而变化。例如，渗碳表面的 Ms 可能显著低于低碳含量的芯部。截面厚度也很重要，因为表面散热速度快于中心部位。因此，淬火浴的选择必须依据特定钢种和工件的转变数据，而不能仅依据名义牌号。

ASM 手册第 4A 卷（2013）指出，奥氏体化温度、淬火浴温度、保温时间、搅拌以及冷却速度是控制马氏体分级淬火的变量。这些变量决定工件能否安全地实现温度均匀化，是否开始形成贝氏体，是否在淬火浴中部分转变为马氏体，以及是否产生过大的热应力和转变应力。短时间且受到良好控制的保温是标准工艺的核心。

改进的马氏体分级淬火改变了中断冷却的位置。按照 SAE 对改进的马氏体分级淬火的描述，淬火浴温度低于 Ms，而标准马氏体分级淬火所用的浴温高于 Ms。这并不是对其他方面完全相同的操作进行小幅调整，而是改变了马氏体开始形成的时机，以及工件经历的热过程和转变路径。

低于 Ms 的淬火浴可能使马氏体在钢件仍浸没其中时就开始形成。此时，工件并非只是先冷却到较低的均温温度，然后在之后发生转变。部分奥氏体可能在淬火浴保温期间发生转变，其余部分则在后续冷却过程中发生转变。最终形成的各相比例取决于钢的淬透性、实际浴温、工件在浴中的停留时间以及截面各处的温度分布。

SAE AMS-H-6875C（2020）《钢原材料热处理》涵盖四类钢，并在有明确规定时允许采用等温淬火、奥氏体贝氏体淬火和马氏体分级淬火。这一许可并不意味着这些工艺可以相互替代。工艺规范、图样或采购方要求仍需明确所 intended 的工艺制度和检验标准。如果实际 intended 的是改进的马氏体分级淬火，仅写“马氏体分级淬火”可能并不充分。

淬火浴低于 Ms 为何会改变转变路径

Ms 表示冷却过程中无扩散奥氏体向马氏体转变的大致开始温度。这并不意味着所有奥氏体会在某一固定温度下瞬间转变为马氏体。转变会在一定温度区间内逐步进行，而形成量主要取决于钢冷却到 Ms 以下的程度。保温时间也可能产生间接影响：在转变根据局部温度持续进行的同时，保温使工件能够实现热均匀化。

因此，将淬火浴置于 Ms 以下，会使工件在温度尚未完全均匀化之前进入马氏体转变区。这可以在后续阶段减小表面与芯部之间的温差，但与此同时，转变应变也在发展。标准马氏体分级淬火会将大部分马氏体的形成推迟到温度均匀化之后；改进的马氏体分级淬火则接受较早开始转变，以在热梯度、转变应力和残余奥氏体之间取得不同的平衡。

与等温淬火的边界由保温期间所要实现的相变决定。等温淬火将奥氏体化后的钢件淬入能够形成贝氏体的温度范围，并保温至所需比例的奥氏体完成转变。2013 年一项针对 AISI 52100 的研究将等温淬火描述为：淬入保持在约 200～400 °C 的介质中，并保温至贝氏体形成。ACS Omega 于 2024 年发表的一项研究同样区分了这两种工艺：等温淬火在贝氏体转变温度下保温，而马氏体分级淬火则在 Ms 以上短时间保温，随后空冷形成马氏体。

对于某些钢种，两种工艺的温度范围可能重叠，因此仅凭淬火浴温度不能确定工艺名称。300 °C 的淬火浴对一种牌号可能形成贝氏体，对另一种牌号可能形成马氏体；如果保温时间过短或转变曲线发生重叠，也可能形成混合组织。相关判断应依据该钢种的时间—温度—转变行为或连续冷却转变行为，并通过金相检验加以验证。

一项关于中碳低合金钢短时低温等温淬火的 2020 年研究报道了纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体。其磨损系数最多比淬火马氏体钢低 50%，但这一结果适用于所测试的成分、几何形状和工艺制度，不能自动推广到采用马氏体分级淬火的工件。

等温淬火能够减小变形，因为贝氏体是在相对恒定的温度下形成的，而不是在不受控制的温度梯度中形成的。2013 年一项 SAE 研究发现，在渗碳的 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 钢中，渗碳后等温淬火试样的变形显著小于渗碳后淬火并回火试样；报告的等温淬火温度为 260、288 和 304 °C。这一结果仅为特定渗碳钢组提供了证据，并不能证明所有采用等温淬火的零件都会产生更小的变形。

避免意外形成贝氏体

选择改进的马氏体分级淬火，部分原因在于要使工件在中断冷却期间避开贝氏体形成区。淬火浴必须低于 Ms，同时还必须位于这样一个温度范围内：保温时间不足以使贝氏体形成。如果淬火浴处于该钢具有明显贝氏体转变动力学的温度范围内，或者转移和保温过程过慢，即使工艺被称为马氏体分级淬火，组织中也可能含有贝氏体。

因此，“改进”并不只是简单地“使用更低温度的淬火浴”。工艺制度必须规定奥氏体化条件、转移时间、淬火浴温度、搅拌、允许的保温时间、冷却方法和回火处理。淬火浴温度必须在工件所在位置进行测量，而不能根据炉温或盐浴槽设定温度推定。装载量和盐液循环可能造成足以改变转变路径的局部温度差异。

操作人员还需要掌握钢的淬透性和截面尺寸限制。淬透性较低的钢可能在工件达到预定马氏体转变路径之前，就在芯部形成珠光体或贝氏体。淬透性较高的钢在冷却后可能保留大量奥氏体，尤其是在碳富集或渗碳使 Ms 降低的区域。回火随后可以降低马氏体的脆性并释放转变应力，但无法消除因保温条件不当而形成的贝氏体。

检验应结合硬度分布测绘、金相分析、尺寸检查，并在必要时测量残余奥氏体含量。仅凭表面硬度值，在所有工件中都无法区分完全马氏体组织和马氏体—贝氏体混合组织。因此，实际工艺边界应由规定的热处理制度以及实际形成的相来确定，而不是由淬火浴的名称或标签来确定。

钢种、淬透性与截面尺寸

钢种决定拟定的等温淬火或马氏体分级淬火工艺是否能够使整个零件形成预期组织。碳含量控制能够形成的马氏体量，而铬、锰、镍、钼及其他合金元素会使转变曲线发生偏移并提高淬透性。截面尺寸则决定工件中心温度能够多大程度上跟随淬火浴温度变化。适用于小型试样的工艺，可能会使较大零件的中心部位在规定转变完成之前形成珠光体、铁素体或上贝氏体。

两种处理工艺的区别仍然至关重要。等温淬火将奥氏体化后的钢保持在贝氏体转变温度范围内，直到规定比例的奥氏体转变为贝氏体。马氏体分级淬火在略高于马氏体开始温度的位置中断冷却，使整个截面达到热平衡，然后再冷却通过马氏体形成区。形成的马氏体组织在服役前必须进行回火。仅凭淬火浴温度无法确定工艺类型；真正起决定作用的是转变路径和最终形成的相。

AISI 52100及轴承钢的注意事项

AISI 52100是一种高碳铬轴承钢，通常规定为UNS G52986。其名义成分约为1.00 wt%的碳和1.5 wt%的铬，但适用的材料规范决定允许的成分范围及洁净度要求。该成分使52100钢在淬硬后能够获得较高的硬度和优良的耐磨性，但也使残留奥氏体、碳化物溶解、淬火应力和尺寸变化成为重要问题。

一项关于AISI 52100的研究将等温淬火描述为：从奥氏体化温度淬入保持在约200至400 °C的介质中，并保持至形成贝氏体。这个温度范围是所研究等温淬火工艺的定义，并不是适用于所有轴承截面或所有目标贝氏体形态的通用温度窗口。在该范围的低温段，转变较慢，形成的组织可能更细；在较高温度下，转变可以更快进行，但可能形成较粗大的贝氏体。所选温度还必须考虑钢的时间-温度-转变行为、先前奥氏体晶粒尺寸、碳化物状态和截面厚度。

轴承应用提出的要求不止是名义硬度。滚动接触疲劳会受到非金属夹杂物、碳化物分布、残留奥氏体、残余应力、表面光洁度以及局部转变差异的影响。如果表面达到预期的贝氏体组织，而芯部仍含有珠光体，那么该轴承零件就不能视为成功进行了等温淬火。同样，经过马氏体分级淬火的52100零件与直接油淬相比可能具有较小的变形，但冷却后仍会立即形成未经回火的马氏体，因此仍需回火。回火还能够降低脆性并稳定尺寸，但所选温度必须保持所需的硬度和接触疲劳性能。

小型52100钢环在盐浴中可以迅速达到温度均匀，从而使整个截面在发生明显转变之前进入贝氏体转变区。较大的环、滚子或轴承套圈则可能具有反应明显更慢的中心部位。表面可能已经开始转变，而芯部仍在通过另一个温度区间冷却。因此，保温时间不能仅根据直径确定；必须以最慢的相关位置为依据，并通过硬度检测、金相检验、尺寸测量以及必要时的残留奥氏体分析加以验证。

渗碳AISI 8620、8822和4320

渗碳低合金钢存在一个双区域问题。渗碳会提高表面碳含量，而芯部仍保持较低的碳含量。因此，渗碳层的淬透性和形成马氏体的潜力均高于芯部，但两个区域都必须遵循相互匹配的热循环。碳梯度还会改变马氏体开始温度：高碳渗碳层通常在低于低碳芯部的温度下开始马氏体转变。整个截面不会同时发生转变。

有关渗碳AISI 8620、AISI 8822和AISI 4320的研究采用了260、288和304 °C的等温淬火温度。在这些试验中，渗碳并等温淬火的试样，其变形明显小于渗碳、淬火并回火的试样。这一结果支持的是一种作用机制，而不是笼统结论。等温淬火以受控的等温转变取代了直接淬火所产生的剧烈且不均匀的热冲击和转变冲击，从而减小渗碳层与芯部之间膨胀和收缩的差异。但它并不能消除变形，而且所报告的结果不能自动适用于其他齿轮几何形状、渗碳层深度、渗碳碳势或钢材批次。

AISI 8620，牌号为UNS G86200，含有镍、铬和钼，这些元素有助于渗碳后的芯部淬透性。AISI 8822，牌号为UNS G88220，其合金设计中镍含量高于8620，用于实现不同的渗碳层与芯部响应平衡。AISI 4320，牌号为UNS G43200，同样是一种镍-铬-钼渗碳钢。确切化学成分必须以适用的规范为准，因为碳、锰、镍、铬和钼含量的微小差异都可能使转变开始和结束时间发生变化。

渗碳层与芯部之间的关系是决定性的。如果芯部淬透性不足，即使渗碳层形成了贝氏体或之后形成马氏体，芯部也可能在转移或保温过程中形成珠光体或铁素体。如果等温淬火保温时间对于芯部而言足够长，但对于选定的渗碳层状态而言过长，则渗碳层可能形成不希望的组织形态或过多的残留奥氏体。对于马氏体分级淬火，在均热过程中淬火浴必须保持在相关马氏体开始温度范围之上；空冷后，渗碳层和芯部会在不同的温度区间内发生转变，并且两者都必须进行回火。

厚度、碳梯度与合金响应

实际零件的冷却并不是一条单一曲线。薄齿、小销或窄轴承环可能迅速接近淬火浴温度，而厚齿轮毛坯或轴的中心仍会明显更热。搅拌、装载方式、浴液循环、表面状态以及与夹具的接触也会改变传热速率。ASM Handbook Volume 4A将奥氏体化温度、淬火浴温度、保温时间、搅拌和冷却速率列为马氏体分级淬火的控制变量。这些变量适用于工艺控制，而不仅仅是实验室重复性控制。

淬透性淬透性 钢在规定冷却条件下形成并保持一定深度马氏体组织的能力；它不同于硬度。

淬透性决定芯部在冷却过程中能否避免形成不希望的转变产物。淬透性不同于硬度。硬度描述某一位置测得的抗力；淬透性则描述钢在给定冷却条件下能够形成马氏体组织的深度或截面范围。锰、铬、镍和钼等合金元素通常会延迟珠光体和贝氏体反应，使中心部位有更多时间达到预期的转变区域。但这些元素并不能保证结果均匀，因为奥氏体晶粒尺寸、先前加工过程和碳梯度也会影响转变动力学。

对于等温淬火，冷却曲线上最慢的区域必须在首先穿过珠光体鼻部之前到达贝氏体转变温度范围。随后，淬火浴必须足够迅速地带走热量，以抑制不希望的转变，同时又必须保持足够的受控状态，以防止零件内部产生较大的温差。对于马氏体分级淬火，在工件冷却通过马氏体转变区之前，整个截面必须接近略高于马氏体开始温度的温度。尚未达到温度均匀的厚截面，可能会在表面发生转变，而芯部仍在热收缩，从而增加内部应力和变形。

标准不能替代上述分析。SAE AMS-H-6875C《钢原材料热处理》涵盖四类钢，并在有规定时允许采用等温淬火、奥氏体贝氏体区淬火和马氏体分级淬火。因此，必须将该规范、图样、钢种、截面尺寸和批准的工艺结合起来阅读。验证内容应包括渗碳零件的渗碳层深度测量、芯部和表面硬度、多个位置的显微组织检验、尺寸检查，以及在应用需要时对残留奥氏体或淬火裂纹进行检查。仅凭淬火浴标签，无法证明零件中心遵循了规定的转变工艺。

规范框架：AMS-H-6875C 与工艺文件

SAE AMS-H-6875C《钢原材料的热处理》规定了四类钢的热处理要求。其重要性在于程序性：当适用的材料规范或零件规范要求采用某一种工艺制度时，该文件允许采用等温淬火、奥斯贝淬火和分级淬火。但这种许可并不意味着所有盐浴温度、转移延迟时间、保温时间或冷却方法都获得批准。采购方、设计主管部门或控制性材料规范仍必须明确所需的热处理循环和验收标准。

这一差别很重要，因为这些工艺不会产生相同的转变产物。等温淬火是将奥氏体化后的钢快速降至能够形成贝氏体的温度范围，然后保温，直至所要求的奥氏体向贝氏体的转变基本完成。一项2013年关于 AISI 52100 的研究指出，等温淬火介质保持在约 200 至 400 °C，直至形成贝氏体。确切温度范围取决于钢的化学成分、截面尺寸、淬透性以及所需的贝氏体形态。

分级淬火具有不同的目的。工件被淬入保持在马氏体开始温度以上的油浴或熔盐浴中，该温度通常记作 $M_s$，并仅保温至整个截面的温度实现均匀。随后通常在空气中冷却，使其通过马氏体转变温度区间。马氏体是在后续冷却过程中形成的，而不是在均温保温期间形成的。工件服役前必须进行回火，因为淬火态马氏体含有较高的残余应力，并且可能过于脆化。ASM International 2013年出版的 ASM Handbook Volume 4A 将奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌和冷却速率列为分级淬火的控制变量。

奥斯贝淬火同样是一种规定的中断淬火工艺，但不得将其许可使用视为等温淬火的同义词。该名称描述的是淬火路径和浴槽布置；最终形成的相取决于钢的转变动力学以及实际的时间—温度历程。因此，工艺文件需要说明预期组织是贝氏体、热均温后形成的马氏体，还是控制性规范所允许的其他组织。

AMS-H-6875C 的涵盖范围

AMS-H-6875C 为钢原材料的热处理提供了一般性框架，而不是适用于每一种钢号和几何形状的通用配方。该文件涉及加热、奥氏体化、淬火、冷却、回火和检验等操作的相关要求。文件涵盖四类钢，并在主管工程要求或材料要求作出规定时，允许采用三种替代工艺制度——等温淬火、奥斯贝淬火和分级淬火。

这种表述非常重要。标准可以认可某种工艺，但并不意味着该工艺对某个具体零件必然可接受。例如，某种低合金渗碳钢在一种截面厚度下可能具有足够的淬透性，从而能够获得贝氏体芯部组织；而另一种钢的较大截面在相同的浴中保温时间内则可能无法完全转变。在 SAE 2013-01-0949 研究中，AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 渗碳试样采用等温淬火后，其变形显著小于采用常规渗碳、淬火和回火后的变形。试验采用了 260、288 和 304 °C 的等温淬火温度。这些结果支持在所试验条件下选择相应工艺，但并不能为每个零件规定这些温度。

因此，引用 AMS-H-6875C 的规范应明确材料牌号及其状态、允许采用的热处理路径以及任何补充要求。钢的化学成分控制贝氏体转变的开始和结束、$M_s$ 温度、淬透性、残余奥氏体响应以及回火响应。截面厚度和形状则控制温度梯度，以及芯部温度跟随表面进入浴槽后达到相应温度所需的时间。

何时允许采用等温淬火、奥斯贝淬火或分级淬火

只有当适用规范明确选择等温淬火，或明确接受其作为替代工艺时，才允许采用该工艺。保温时间必须足以完成所要求的贝氏体转变，具体时间应通过工艺鉴定或经验证的时间—温度程序确定。过早结束保温可能导致马氏体和残余奥氏体与贝氏体共存。一项2020年关于中碳低合金钢短时低温等温淬火的研究报告称，试样中同时形成了纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体；在该研究的试验条件下，其磨损系数比淬火马氏体钢低至多50%。这种混合组织说明，仅写明“已等温淬火”并不足以作为验收声明。

当控制性要求规定采用中断淬火以降低热应力和组织转变应力时，允许采用分级淬火。在均温阶段，浴温必须保持在 $M_s$ 以上，并且保温时间不得延长至非预期的贝氏体转变温度范围内，除非该组织为规范所允许。1946年关于马氏体形成温度范围的研究阐述了其基本目的：冷却至马氏体形成温度范围的上方，使温度均匀，然后以较慢速度通过该温度范围继续冷却。该工艺可以减少开裂和变形，但硬度仍取决于马氏体是否完全转变、钢的淬透性以及后续回火。

奥斯贝淬火同样必须与明确的规范和受控的浴槽条件相联系。仅凭工艺名称并不能定义相组成。例如，低于 $M_s$ 的浴温可能会使马氏体在浸入过程中开始形成；而高于 $M_s$ 的浴温则有利于实现与常规分级淬火相关的均温原理。规范必须明确解决这一差异。

工艺规范必须规定的内容

可执行的工艺规范应从确切的钢号和标准牌号开始，并包括产品形态、原始状态，以及在相关情况下的渗碳或脱碳状态。随后应明确所选工艺路径：等温淬火、奥斯贝淬火、分级淬火，或常规淬火与回火。

奥氏体化工艺说明应规定炉型或受控气氛、目标温度、允许范围、加热方式以及保温或均温时间。“加热至奥氏体化”不足以满足生产控制要求。文件应说明计时是从炉温恢复后、装料均温后，还是从工件装入时开始。

浴槽要求同样需要具备明确的精度。应规定介质类型——油、硝酸盐/亚硝酸盐盐浴、水基聚合物或其他经批准的介质——以及工作温度、允许波动范围、相关情况下的浴液体积或装载比、搅拌方向和强度，以及监测频率。一项2024年发表于 ACS Omega 的研究采用 Ca(NO₃)₂–KNO₃ 熔盐混合物，强调了贝氏体保温与 $M_s$ 以上短时保温所产生的不同转变路径。因此，盐浴化学成分是工艺变量，而不仅仅是容器方面的细节。

从炉内到浴槽的转移时间必须规定最大值，并明确测量起止点。规范还应规定浸入方向、进入浴槽时的搅拌、浴中保温时间以及结束保温的判定标准。对于等温淬火，这可能是经鉴定的、足以获得所需贝氏体比例的时间。对于分级淬火，通常是使温度均匀而又不允许形成不可接受贝氏体所需的时间。

保温后的冷却方式必须明确规定：空冷、静止空气冷却、强制风冷或其他经批准的方法，并包括工件离开浴槽时的温度。回火要求应规定淬火后的最短延迟时间、回火温度、达到规定温度后的保温时间、循环次数、炉温均匀性和冷却方法。分级淬火钢在未完成规定回火前不得投入使用。

最后，验收要求必须能够测量。文件应规定硬度测量位置和限值、允许的硬度波动、所要求的显微组织和禁止出现的组织成分、适用时的残余奥氏体限值、表面状态以及尺寸验收要求。变形测量需要规定基准、仪器、抽样频率和允许的最大变化量。鉴定记录应将炉温曲线、浴温记录、转移时间日志、硬度结果、金相检验结果和尺寸报告与相应批次及确切钢号关联起来。没有这些记录，名义上获准采用的工艺制度仍然只是未受控的工艺，而不是符合性证据。

从转变数据到车间参数：设计热处理工艺周期

合理的工艺周期应从钢材和零件本身出发，而不是从某个熟悉的盐浴温度开始。应记录钢种、化学成分、先前热处理状态、截面厚度、形状、表面状态以及所需性能。AISI 52100轴承钢、渗碳AISI 8620钢和中碳低合金钢的转变动力学并不相同，即使它们的零件可以装入同一个盐浴槽中。先前状态同样重要：先前奥氏体晶粒粗大、未溶碳化物、渗碳层深度以及偏析，都可能改变淬透性、转变时间和尺寸响应。

所需的相组成决定工艺方向。等温淬火必须将钢置于贝氏体形成的温度范围内，然后保温至选定体积分数的奥氏体发生转变。分级淬火则是在略高于马氏体开始温度处中断冷却，使整个截面温度均匀，随后在受控冷却过程中形成马氏体。后者在服役前必须进行回火。仅凭浴液名称无法确定工艺类型。

转变数据应确定马氏体开始温度、马氏体终了温度范围、贝氏体开始温度，以及避免形成珠光体或铁素体所需的时间。连续冷却转变图和等温转变图可以提供初步估计，但不能替代针对实际钢种和状态进行的试验。碳含量、合金元素、奥氏体晶粒尺寸以及渗碳层化学成分都会使曲线发生偏移。随后，工艺设计人员应将转变窗口与浴液、装载量、转移时间和零件几何形状相匹配。

ASM Handbook第4A卷（2013年）将奥氏体化温度、浴液温度、保温时间、搅拌和冷却速率确定为分级淬火的控制变量。这些变量彼此相互作用。适用于小试样的浴液温度，在重载进入时可能失效，因为装载物的吸热速度可能高于浴液加热器的恢复速度。因此，工艺制度应由实测零件温度和恢复限值构成，而不能仅由炉温和浴液设定值构成。

选择奥氏体化条件

应根据钢材规范、相平衡信息和预期组织选择奥氏体化温度。温度必须使足够的碳和合金元素溶解，以提供所需的淬透性；但温度过高或保温时间过长会使先前奥氏体晶粒长大、增加残余奥氏体、促进氧化并加剧变形。对于渗碳零件，必须分别考虑心部和渗碳层。渗碳层的碳含量可能显著高于心部，因此其马氏体开始温度和残余奥氏体响应可能存在明显差异。

奥氏体化时间应根据截面尺寸和炉子的升温特性确定，保温期应从最冷的相关位置——而不是炉子显示值——达到规定温度时开始计算。炉温设定值是某一位置的空气温度或控制传感器温度。装炉过程中钢材温度会滞后于该温度，在恢复过程中则可能高于或低于该温度。辐射、与夹具的接触、零件间距以及炉内循环还会造成其他差异。安装在具有代表性的零件上的热电偶通常会显示出延迟升温，并在转移后出现暂态过冲或欠冲。

先前状态决定所需时间。球化退火的AISI 52100钢、正火低合金钢和渗碳AISI 8620钢，即使在相同名义温度下，也可能需要不同的固溶时间。保温过度可能使原本设计为保留的碳化物溶解，而保温不足则会使截面内部产生化学成分差异。在确定生产工艺周期之前，可通过对奥氏体化试样进行金相检验来确认碳化物溶解情况和晶粒尺寸。

对于分级淬火，奥氏体化条件必须形成足够的奥氏体，以确保转变和回火后达到规定硬度。对于等温淬火，还必须避免使奥氏体化学成分和晶粒尺寸导致贝氏体开始温度或孕育时间超出浴液的工作范围。该选择是一种折中，但应依据转变证据作出，而不是依据通用的“加热至某温度”数值。

选择浴液温度和保温时间

应在针对该钢种确定的贝氏体转变范围内选择等温淬火浴液温度。研究表明，AISI 52100曾在约200至400 °C的介质温度范围内进行等温淬火，并持续保温直至形成贝氏体；这一范围只是宽泛的参考，并非通用的生产窗口。2024年发表于ACS Omega的一项研究同样将等温淬火描述为：将奥氏体化后的钢保温在贝氏体转变温度下，直至奥氏体转变为贝氏体。所需保温时间可以从等温转变图中读取，然后通过硬度和金相检验进行确认，因为图中试样的尺寸和先前状态可能与实际零件不同。

等温淬火温度会改变转变速率、贝氏体形态、硬度和残余奥氏体之间的平衡。较低温度通常会延长孕育和转变时间，并可能形成更细的贝氏体组织；较高温度会缩短工艺周期，但可能形成较粗的贝氏体，并产生不同的硬度响应。一项2020年关于短时低温等温淬火的研究报道了纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体组织，其磨损系数比淬火马氏体钢低至多50%。这一结果适用于所研究的钢种和工艺周期，不能推广到所有钢种。

分级淬火浴液温度应设定在略高于马氏体开始温度的位置，并留有足够裕量，以防止均热过程中提前形成马氏体。工件仅在浴液中停留至整个截面的温度趋于一致，随后取出，在马氏体转变温度范围内进行空气冷却，之后再回火。在该温度下保温过久，可能导致贝氏体或其他转变，具体取决于钢种。改进型分级淬火则有意将浴液温度置于马氏体开始温度以下，这是另一种工艺制度，因此这一差异必须体现在书面工艺规范中。

浴液容量不仅仅是槽体积。应测量温度均匀性、搅拌、循环、热恢复能力以及允许的装载物与浴液质量比。以Ca(NO₃)₂–KNO₃为基础的盐浴、油浴或其他介质，其传热取决于黏度、热导率、流动状态和工作温度。当大型或排列密集的装载物进入浴液时，浴液温度可能下降，且恢复速度缓慢。如果钢材在浴液恢复温度之前穿过珠光体开始转变区域，预期的相平衡就会丧失。应记录装载后的最低浴液温度，以及恢复至控制带所需的时间。

保温计时应从零件达到目标温度时开始，而不一定从料架进入浴液时开始。对于厚截面，这需要使用心部热电偶或经过验证的时间关系。薄边缘可能已经开始转变，而心部仍在升温，因此截面尺寸限制和转移时间都应纳入工艺规程。

使用热电偶、试样和中断试验

应将热电偶布置在决定转变的位置：最厚截面的中心、薄边缘、暴露于浴液的表面，以及对于渗碳零件，在条件允许时分别布置于渗碳层和心部。应使用能够耐受炉子和浴液环境的导线及固定方法，并在工作温度范围内验证校准情况。记录的温度曲线应显示炉内加热、奥氏体化、转移、进入浴液、温度均匀化、取出、空气冷却和回火过程。确认工艺周期的是零件温度曲线，而不是炉温设定值。

试样应再现生产材料、先前状态、截面厚度和表面化学成分。简单的薄试样可能响应过快，从而错误地表明浴液容量充足。阶梯试样或具有生产零件形状的见证试样可以揭示表面与心部之间的热滞后。在工艺鉴定期间，应将试样放置在装载物中温度最低、最拥挤以及最具代表性的位置。

中断试验可以提供转变证据。在若干保温时间后取出试样，采用规定的方法进行淬冷或冷却，并检查抛光截面中的贝氏体、马氏体、珠光体、碳化物和残余奥氏体。应从表面到中心以及沿不同方向测量硬度。硬度分布图可以揭示软心部、转变过度的边缘，或单次洛氏硬度读数无法发现的渗碳层深度变化。

尺寸测量必须与这些试验同时进行，但不能替代这些试验。在受控温度下，记录热处理前后的直径、平面度、跳动、长度和变形。2013年一项SAE研究对渗碳AISI 8620、8822和4320试样进行了比较，结果显示，与渗碳后采用常规淬火和回火相比，采用等温淬火后变形显著减小；试验所用等温淬火温度为260、288和304 °C。该结果支持这一工艺逻辑，但并不构成对所有几何形状的普遍保证。

最后，应将金相组织、硬度分布图、必要时的残余奥氏体测量结果以及尺寸数据，与适用的规范进行比较。SAE AMS-H-6875C（2020年）涵盖四类钢，并允许在有规定时采用等温淬火、奥贝淬火和分级淬火。经批准的工艺周期应规定钢种和状态、奥氏体化范围、转移限值、浴液温度和恢复要求、均热或转变判据、冷却方法、回火处理以及检验证据。达到这种明确程度，才能将转变数据转化为可重复的车间参数。

失效模式与诊断性金相分析

对缺陷热处理零件的诊断，应依据其相变路径，而不能仅凭浴液名称判断。等温淬火旨在将奥氏体化钢在贝氏体转变温度下保温，直至形成贝氏体。马氏体分级淬火则不同：工件淬入略高于马氏体开始转变温度的介质中，仅保温至截面温度趋于均匀，随后冷却，使马氏体形成后再进行回火。某一相出现在错误的位置或含量异常，通常表明工艺制度、传热条件或淬透性存在问题。

在非预期阶段形成珠光体或贝氏体

等温淬火零件中出现珠光体，通常说明部分奥氏体在计划的贝氏体等温保温之前进入了珠光体转变区。常见原因是工件从奥氏体化炉转移至盐浴或油浴的速度不足。工件在空气中转移时间过长、装载过于拥挤，或工件下放入浴液时发生延误，都可能使表面发生转变。即使炉温正确，零件仍可能失效，因为其表面已经越过珠光体开始转变曲线。

浴液控制不当也会产生同样的结果。循环不良、装载量过大，或热电偶校准错误的盐浴中，可能存在局部低于规定温度的区域。最先进入冷区的零件可能在达到预定等温淬火温度之前形成珠光体。2013 年关于 AISI 52100 的研究描述了约 200～400 °C 范围内的等温淬火，并将工件保温至贝氏体形成；但这并不意味着可以在该范围内任意选择温度，而无需核查该钢种的相变动力学。碳含量、合金元素添加、奥氏体晶粒尺寸以及截面厚度，都会改变珠光体开始形成前的可用时间。

在金相组织中，珠光体表现为铁素体和渗碳体组成的团，适当放大时通常呈层片状形貌。表面附近的粗大珠光体提示进入浴液缓慢或表面冷却，而贯穿截面的带状区域或孤立区域则提示浴液温度不均匀，或工件与夹具发生接触。硬度分布测绘可以揭示其后果：珠光体区域的硬度明显低于完全贝氏体或马氏体区域。应检查从表面到中心的横截面，并比较零件周向多个位置，而不能仅依据一个抛光视场作出判断。

在原本旨在形成马氏体的工艺制度中，也可能出现贝氏体。在标准马氏体分级淬火中，马氏体开始转变温度（即 Ms）以上的保温阶段是为了均热，而不是进行贝氏体转变保温。保温时间过长、浴液温度处于贝氏体转变区，或在穿越该温度区间时冷却过慢，都会使贝氏体在马氏体形成之前出现。最终组织可能在相邻区域同时出现上贝氏体、下贝氏体和马氏体。2024 年 ACS Omega 的一项研究明确区分了这两种工艺：等温淬火是在贝氏体转变温度下保温，直至奥氏体发生转变；马氏体分级淬火则是在 Ms 以上短时保温后进行空冷。

在归咎于钢材化学成分之前，应先检查浴液记录。ASM Handbook 第 4A 卷指出，奥氏体化温度、浴液温度、保温时间、搅拌和冷却速度是控制马氏体分级淬火的变量。这些变量同样会影响等温淬火处理能否达到预期的相区。热电偶失效、槽体过载或搅拌不足，可能比轻微的成分变化更直接地解释所观察到的显微组织。

转变不完全与残余奥氏体

当奥氏体在冷却或保温过程中未完成预期转变时，就会形成残余奥氏体。在马氏体分级淬火零件中，奥氏体应在随后受控冷却过程中大部分转变为马氏体，但转变量取决于碳含量、合金化程度、冷却速度和最终温度。高碳渗碳层，尤其是渗碳钢中的高碳表层，其 Ms 和 Mf 通常低于低碳心部。因此，在相同冷却循环后，表层可能保留更多残余奥氏体。

等温淬火具有不同的失效模式。如果在贝氏体反应完成之前结束保温，未转变的奥氏体会残留，并可能在后续冷却、服役或磨削过程中转变为马氏体。由此形成的是贝氏体—马氏体—残余奥氏体混合组织，而不是计划中的以贝氏体为主的组织。2020 年一项关于中碳低合金钢短时低温等温淬火的研究报告称，纳米贝氏体、马氏体和残余奥氏体可同时存在；该研究所报告的耐磨系数降低幅度（相对于淬火马氏体钢最高达 50%）仅适用于所研究的材料和工艺制度，不能推广至所有转变不完全的零件。

仅凭硬度不能可靠地鉴定残余奥氏体。残余奥氏体可能足够软，从而降低硬度读数；但压痕过程中发生的应变诱发转变又可能提高表观硬度值。可在硝酸酒精腐蚀后先采用光学金相进行初步筛查；在需要时，再通过 X 射线衍射、磁性方法或定量图像分析确认其显著含量。还应关注尺寸变化、延迟开裂或服役过程中的尺寸增长，因为残余奥氏体可能转变为新生的未回火马氏体。

对于渗碳零件，应分别检查渗碳层和心部。应将表层至心部的硬度梯度与观察到的各相进行对照。硬质渗碳层伴随残余奥氏体，而较软的心部为贝氏体或珠光体，这表明局部相变响应不同，并不一定意味着钢材炉次存在缺陷。相反，如果两个区域的硬度均匀偏低，且都未发现马氏体，则应考虑奥氏体化不足、转移延误过长、淬冷强度不足或浴液温度错误等原因。

裂纹、软区、变形与混合显微组织

裂纹通常由相变应力、热应力、尖锐几何形状、残余应力和过高硬度共同作用造成。马氏体分级淬火在马氏体形成之前减小了表面与心部之间的温差，因此与直接淬火相比，可以减少开裂和变形，但并不能免除回火的必要性。ASM 的《2020 热处理主题指南》指出，马氏体分级淬火钢在服役前必须进行回火。未回火马氏体，尤其是渗碳层中的未回火马氏体，在磨削或承受外加载荷时仍容易开裂。

应分别检查裂纹断面和抛光横截面。淬火裂纹常沿原奥氏体晶界扩展，或从角部、键槽和截面突变处向内部延伸。磨削裂纹通常较浅，并且与磨削方向一致。着色渗透检测可以定位贯穿表面的裂纹，而金相分析可以显示裂纹中是否含有氧化物、脱碳层，或裂纹边缘是否存在新生马氏体。

软区可能由搅拌不良、夹具遮蔽、浴液循环不足、脱碳，或截面尺寸相对于材料淬透性过大造成。变形可能反映加热不均、渗碳不对称、冷却不均，或薄厚区域之间发生转变的时间不同。2013 年关于渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 的 SAE 研究采用了 260、288 和 304 °C 的等温淬火温度，并发现其变形量显著小于渗碳后淬火并回火的试样；但这些结果并不能排除由具体几何形状或装载条件引起的变形。

混合显微组织需要进行空间位置诊断。在适用情况下，应比较边缘、中半径处、中心、齿根和齿顶。将每张显微照片与硬度分布及时间—温度记录进行关联分析。只有在转移时间、浴液温度、搅拌、装载、奥氏体化和回火均已得到核实之后，才应将化学成分、淬透性或材料混料作为首要解释。

等温淬火、分级淬火与常规淬火—回火的比较

即使以相同的奥氏体化钢材为起点，这三种工艺也可能产生显著不同的性能。它们的名称描述的是转变制度，而不仅仅是所使用的淬火液体。油、硝酸盐—亚硝酸盐熔盐以及其他介质都可能用于不止一种工艺；起决定作用的是温度路径、各温度下的停留时间，以及被允许发生的转变。

转变路径与最终显微组织

在常规淬火—回火工艺中，奥氏体化钢材以足够快的速度冷却，以避免大部分珠光体和贝氏体的形成。奥氏体经过马氏体开始温度 $M_s$，并随着冷却继续逐步转变为马氏体。形成的马氏体硬度高，但内应力也很大，因此在服役前必须进行回火。回火会析出含碳化合物、降低内应力，并改变硬度、强度、韧性和尺寸稳定性之间的平衡。

分级淬火改变的是这一过程的时序，而不是其主要产物。工件从奥氏体化温度淬入保持在 $M_s$ 以上的油浴或熔盐浴中。工件仅在其中停留足够长的时间，使表层与心部达到相近的温度。随后通常在空气中冷却，使其通过马氏体形成温度区间。因此，马氏体是在工件大部分截面已经实现热均衡之后形成的，而不是在表面至心部仍存在陡峭温度梯度时形成的。分级淬火并不能免除回火的需要。ASM International 的 热处理主题指南（2020）指出，分级淬火钢在服役前必须进一步回火。

等温淬火遵循不同的转变路径。奥氏体化钢材被淬入保持在贝氏体转变温度区间内的盐浴中，并保温至规定比例的奥氏体转变为贝氏体。2013 年一项针对 AISI 52100 的研究将等温淬火温度范围描述为约 200～400 °C，并指出保温应持续到贝氏体形成。根据碳含量、合金化程度、温度和保温时间的不同，产物可能是上贝氏体、下贝氏体，或含有马氏体和残余奥氏体的混合组织。这一工艺并不只是“延长保温时间的分级淬火”。2024 年发表在 ACS Omega 上的一项研究明确区分了两者：等温淬火需保温至贝氏体转变发生，而分级淬火则是在 $M_s$ 以上短暂保温以使温度均匀化，然后进行空冷。

等温淬火钢可能仍需要后续处理或稳定化步骤，但并不必然采用全马氏体淬火钢所使用的相同回火工艺。具体制度取决于规定的显微组织和服役条件。短时低温等温淬火可形成与马氏体和残余奥氏体共存的纳米贝氏体。在一项 2020 年针对中碳低合金钢的研究中，这种组织产生的磨损系数比淬火马氏体钢测得的磨损系数低最多 50%。这一结果支持该试验条件下的工艺特定优势，但不能据此确立普遍适用的耐磨性排序。

变形与开裂控制目标

常规淬火会使工件受到两种主要的尺寸变化来源影响：热收缩和转变应变。表层先于心部冷却并发生转变，因此随着温度和相分数沿厚度方向变化，整个截面会经历不断变化的应力。复杂形状、尖角、孔、薄厚截面过渡部位以及渗碳层尤其敏感。如果应力超过高温材料或转变中材料局部的强度，就可能发生开裂。

分级淬火通过在马氏体开始形成之前，使钢材在接近但高于 $M_s$ 的温度下保温，来减小温度梯度的影响。这样，表层与心部便可在更加接近的温度区间内发生转变。1946 年一篇关于马氏体形成温度范围的论文将这一原理描述为：淬火至略高于马氏体转变区间的温度，然后缓慢冷却，从而在硬度损失很小的情况下减少开裂。该工艺能够减少变形，但不能保证尺寸完全受控，因为马氏体转变仍会引起体积变化和残余应力。

等温淬火能够减少变形的原因有所不同。相当一部分转变以贝氏体形式在等温条件下发生，而不是在持续降温过程中通过不断移动的马氏体转变前沿发生。贝氏体也具有自身的转变应变；此外，残余奥氏体还可能在加工或服役过程中发生后续转变。因此，如果转变不完全或控制不当，等温淬火可以减少某一类变形，但也可能引入其他尺寸稳定性问题。[5][5] Austempering Process for Carburized Low-Alloy Steels. SAE International. SAE Technical Paper 2013-01-0949, 2013.

渗碳低合金钢的证据说明了几何形状和材料特性的影响。SAE 论文 2013-01-0949 研究了 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 渗碳钢，采用的等温淬火温度为 260、288 和 304 °C。在这些试验中，渗碳并等温淬火的试样，其变形显著小于渗碳、淬火并回火的试样。这一结果不能自动推广到所有渗碳层深度、截面尺寸，或所有炉子与盐浴布置。淬透性决定了心部能否在珠光体形成之前达到预期的转变温度区间，而搅拌、盐浴温度、装载量和转移时间则会影响实际热循环。

比较不具备技术公平性的情况

如果不控制决定转变过程的变量，声称等温淬火比​​分级淬火或常规淬火—回火能够获得更高的硬度、韧性、耐磨性或尺寸稳定性，就是不完整的。试样必须采用相同的钢种，包括相同的炉次和化学状态；相同的几何形状和截面厚度；相同的奥氏体化温度、保温时间、气氛和初始显微组织；以及相当的表面状态、粗糙度、脱碳程度和渗碳层状态。

验收标准也必须与预期功能相匹配。仅比较洛氏硬度可能有利于马氏体组织，却忽略开裂敏感性、残余奥氏体不稳定性、冲击韧性或变形问题。采用单一载荷、对偶件和润滑条件进行的磨损试验，不能为所有接触应用中的组织进行排序。尺寸测量必须注明测量时间，因为残余奥氏体可能在淬火、等温淬火、加工或服役之后发生转变。

规范同样十分重要。SAE AMS-H-6875C（2020）涵盖四类钢的热处理要求，并允许在工艺明确规定时采用等温淬火、贝氏体淬火和分级淬火。因此，验证应包括规定的硬度分布、显微组织、适用时的渗碳层深度、变形限值，以及不存在开裂和不可接受脱碳的证据。ASM《手册》第 4A 卷（2013）将奥氏体化温度、盐浴温度、保温时间、搅拌和冷却速度确定为分级淬火的控制变量。改变其中任何一项，都可能使直接工艺比较失去有效性。

实用参考清单与术语表

制定热处理工艺参数前需要回答的问题

应从所需的微观组织入手，而不是从浴槽名称入手。等温淬火和马氏体分级淬火都可以使用熔盐或油，但二者的转变路径和产物不同。当目标组织为贝氏体时，应规定采用等温淬火。当工件需要在温度均匀化的中断阶段之后形成马氏体，并随后进行回火时，则应规定采用马氏体分级淬火。

应准确记录材料牌号，例如 AISI 52100、AISI 8620、AISI 8822、AISI 4320，或适用的 SAE、ASTM、EN 或 AMS 牌号。化学成分会影响淬透性、碳化物溶解、贝氏体动力学、马氏体开始温度以及残余奥氏体含量。在 AISI 52100 上验证过的工艺，不能自动转用于渗碳 AISI 8620。

记录截面尺寸和形状，包括厚度变化、孔、键槽、尖角以及装料质量。薄环和厚齿轮齿即使置于同一浴槽中，冷却速率也不会相同。应确认材料是渗碳状态还是未渗碳状态。对于渗碳零件，应规定渗层深度、表面碳含量目标、芯部成分，以及预期的贝氏体或马氏体组织适用于渗层、芯部还是两者。

奥氏体化温度必须根据钢种及其状态进行选择。该温度应能够形成所需的奥氏体，同时避免晶粒过度长大、不希望发生的碳化物溶解或异常的残余奥氏体。规范还应说明炉内气氛；在变形受到关注时，应规定加热速率；此外还应规定保温时间、装料排列方式，以及温度所指的是炉温设定值、工件温度，还是实测有效温度。

应规定从炉内转移至淬火浴的时间。转移时间过长或波动过大，可能导致表面冷却、淬透性较差的钢中形成铁素体或珠光体，或导致装料内部热状态不均匀。不要只写“盐浴淬火”，而应说明浴液成分和工作温度。硝酸盐-亚硝酸盐盐浴、油或其他介质具有不同的传热特性和安全操作限值。搅拌、循环、浴液装载量以及浴温恢复能力也应纳入工艺参数。

对于等温淬火，应确定贝氏体转变范围，以及所选截面达到近似均匀温度并完成预期转变所需的时间。对于马氏体分级淬火，应确定马氏体开始温度，即 Ms，并将中断温度设定在其以上。保温的作用是使温度均匀；其目的不是形成贝氏体。随后必须以能够形成马氏体且不会产生过大热梯度的速率冷却。应确认是否必须进行单独回火，并规定回火温度、时间、气氛和循环次数。

最后，应在处理开始前确定验收依据。仅凭硬度不能证明等温淬火形成了贝氏体，也不能证明马氏体分级淬火形成了预期的马氏体组织。当钢种、碳含量、渗碳层或服役要求使残余奥氏体具有重要影响时，应要求进行金相检验、尺寸检验以及残余奥氏体测量。

关键术语：Ms、贝氏体、马氏体、等温淬火、马氏体分级淬火

Ms 即马氏体开始温度，是指在相关条件下冷却时马氏体开始形成的温度。它并不是“钢”的一个通用常数；合金含量、奥氏体中的碳含量、先前的热处理以及应力状态都会对其产生影响。马氏体分级淬火在 Ms 以上中断冷却，使工件内部的温差在马氏体转变开始前得以减小。

马氏体是奥氏体充分快速冷却、从而抑制扩散型产物形成时产生的无扩散转变产物。其板条状或片状形貌以及高硬度源于位移型转变和碳的过饱和。马氏体通常需要随后回火，因为淬火态应力、脆性和尺寸不稳定性在服役中可能无法接受。

贝氏体由奥氏体在低于珠光体区间且高于较低马氏体转变区间的温度范围内形成，但确切的转变范围取决于化学成分和先前奥氏体状态。贝氏体包含伴随碳化物析出或碳富集的铁素体区域，其形貌会随转变温度而变化。如果保温时间过短、浴温不合适，或转变动力学尚未充分确定，等温淬火工件中也可能含有马氏体或残余奥氏体。

等温淬火是指将奥氏体化后的钢淬入能够形成贝氏体的温度，在该温度下保温，直至达到规定的奥氏体向贝氏体转变程度，然后冷却至环境温度。2013 年一项针对 AISI 52100 的研究描述了约 200～400 °C 的等温淬火介质，并保温至贝氏体形成。在渗碳 AISI 8620、AISI 8822 和 AISI 4320 中，试验采用了 260、288 和 304 °C 的等温淬火温度；在所测试的条件下，与传统的渗碳、淬火和回火相比，报告显示其变形更小。这些数值是工艺数据，并非通用设定值。

马氏体分级淬火是一种中断淬火工艺。ASM Handbook 第 4A 卷（2013）指出，奥氏体化温度、浴温、保温时间、搅拌和冷却速率都是控制变量。工件在略高于 Ms 的油浴或盐浴中短暂保温，直到温度均匀化，然后冷却通过马氏体转变区。其目标产物是马氏体，而不是贝氏体；工件在服役前必须随后进行回火。1946 年关于马氏体形成的研究确立了降低开裂的基本逻辑：在转变前降低温度梯度，同时尽量少牺牲可达到的硬度。

因此，这些名称描述的是转变目标。盐浴并不会使某一工艺自动成为等温淬火，短时间保温也不会使其自动成为马氏体分级淬火。是否发生了预期工艺，应由实际观察到的微观组织决定。SAE AMS-H-6875C（2020）涵盖四类钢，并在有规定时允许采用等温淬火、奥斯贝淬火和马氏体分级淬火；但适用的材料要求和产品要求仍具有控制作用。

可重复热处理所需的最低记录

可重复的记录应将材料、热历程、浴液状态和检验结果联系起来。至少应记录：

• 钢材牌号、炉号或批号、截面尺寸、零件几何形状、装料质量，以及渗碳或未渗碳状态；
• 涉及渗碳时，记录渗层深度以及表面或芯部碳含量信息；
• 奥氏体化温度、炉内气氛、加热和保温时间，以及实测装料温度；
• 从炉内到浴槽的转移时间、浴液成分、浴温、搅拌或循环、装料间距以及浴温恢复情况；
• 对于等温淬火，记录均温时间、转变保温温度和持续时间，以及证明贝氏体反应达到规定状态的证据；
• 对于马氏体分级淬火，记录已确定的 Ms（如有）、Ms 以上的浴温、均温保温、最终冷却方法和速率，以及允许马氏体转变开始进行的时点；
• 回火温度、时间、气氛、冷却方法和回火循环次数；
• 硬度测量位置、试验方法、硬度标尺和结果；金相制样过程及代表性图像；相关时记录残余奥氏体的测量方法和百分含量；以及处理前后的尺寸测量结果。

工艺记录应标明仪器校准情况和实际温度曲线，而不仅是名义设定值。存在渗层时，应在表面、芯部和过渡区域检查微观组织。尺寸检验应包括最容易发生变化的部位：外径、内孔、齿形、平面度、跳动，以及厚度变化处的变形。

快速参考：规定钢材牌号、截面尺寸、渗碳或未渗碳状态、奥氏体化温度、转移时间、浴液成分和温度、搅拌、均温或转变保温、最终冷却、回火、硬度、金相检验、相关时的残余奥氏体评估以及尺寸检验。随后验证组织。贝氏体证明实现了等温淬火的目标；均温后形成马氏体并随后回火，则证明实现了马氏体分级淬火的目标。

参考文献

1. [1]ASM International. ASM Handbook Volume 4A: Martempering of Steels. ASM Handbook, 2013. https://dl.asminternational.org/handbooks/edited-volume/18/chapter-abstract/278992/Martempering-of-Steels-1
2. [2]The Temperature Range of Martensite Formation. Study on martensite formation, 1946. Source details supplied in the article; no URL provided
3. [3]Short-term low-temperature austempering in medium-carbon low-alloy steel. Metal and Materials International, 2020. https://doi.org/10.1007/s12540-020-00957-6
4. [4]SAE International. Heat Treatment of Steel Raw Materials. SAE AMS-H-6875C, 2020. https://www.normsplash.com/Samples/SAE/165267379/SAE-AMSH-6875C-2020-en.pdf
5. [5]SAE International. Austempering Process for Carburized Low-Alloy Steels. SAE Technical Paper 2013-01-0949, 2013. https://saemobilus.sae.org/papers/austempering-process-carburized-low-alloy-steels-2013-01-0949