第五章 钢的热处理.doc

【重点内容】1. 钢加热及保温的目的； 2. 奥氏体晶粒度的概念及影响因素； 3. 共析钢过冷奥氏体等温冷却曲线中各种温度区域内奥氏体的转变产物及组织形貌，性能特点。 4. 过冷奥氏体连续冷却转变曲线的特点，冷却速度对钢的组织变化和最终性能的影响； 5. 各种热处理的定义、目的、组织转变过程，性能变化，用途和适用的钢种，零件的范围。 【本章难点】 本质晶粒度的含义、等温冷却曲线中各种温度区域内奥氏体转变产物的组织形貌，性能特点、退火与正火的工艺及目的、淬火加热温度的选择、淬透性与淬硬性的概念及区别、回火的种类及应用。 【基本要求】1.了解热处理的定义、目的、分类及作用； 2.掌握钢加热和保温的目的； 3.掌握钢在冷却转变时的产物及转变曲线； 4.熟悉钢的退火、正火、淬火、回火的目的、工艺及应用； 5.掌握钢的淬透性概念、影响因素及与淬硬性的区别； 6.了解表面热处理的目的及应用。 前 言 【什么叫钢的热处理】 为了改变钢材内部的组织结构，以满足对零件的加工性能和使用性能的要求所施加的一种综合的热加工工艺过程。 它包括三个环节： 1. 加热到预定的温度（加热）； 2. 在预定的温度下适当保温（保温），保温的时间与工件的尺寸和性能有关； 3. 以预定的冷却速度冷却（冷却）。 如：橡胶机械中的挤出机和注射机中的螺杆等轴类零件的常用材料40Cr（中碳、低合金结构钢），为满足不同的加工和使用性能的要求，须进行不 同的热处理： 图5-1 热处理工艺曲线的示意图 1 炉冷 珠光体（片） 先共析F HB207 易切削的硬度，满足了切削加工的性能的要求。 2 空冷 细片状P 720740MN/m2 先共析F HB250 Jb：7274Kg/mm2 3 油冷 粒状F和 b100Kg/mm2 ak（6kg/cm2 ）60J/cm2 回火 粒状Fe3C组成 强韧性好，从而能够满足这类零件的耐磨损、耐冲击、耐疲劳等性能的要求。 可见，通过热处理可以改变钢的组织和性能，充分发挥材料的潜力，调整材料的机械性能，满足机械零件在加工和使用过程中对性能的要求。所以，在实际生产中凡是重要的零部件都必须经过适当的热处理。 下面介绍两个热处理中常见的概念： 1 热处理工艺： 热处理时的加热温度、保温时间和冷却速度等工序的总和称为热处理工艺。 2 热处理工艺曲线： 将热处理工艺参数标示在温度时间坐标图上，得到的曲线即为热处理工艺曲线。 前面所给出的就是热处理工艺曲线的示意图。 【常见的热处理方法】 根据热处理时加热和冷却方法的不同，常用的热处理方法大致分类如下： 退火 正火 普通热处理 淬火 热处理 回火 表面热处理 表面淬火 火焰加热表面淬火 感应加热表面淬火 化学热处理 渗碳 渗氮 碳氮共渗 1 钢在加热时的转变 钢在加热时的转变实质上是奥氏体的形成。 热处理的第一步就是把这些原始组织加热，使其转变为奥氏体。这第一步质量的好坏，直接影响到最终热处理后钢件的工艺性能和使用性能。 【奥氏体化前的组织】 我们只考虑比较简单的情况即奥氏体化前的组织为平衡组织的情况。 对于 亚共析钢 F+P 共 析 钢 P 过共析钢 Fe3C+P 【奥氏体的形成温度与Fe- Fe3C状态图的关系】 Fe- Fe3C相图是表示铁碳合金在接近平衡状态下相与成分和温度间的关系图，图中的临界点A1、A3和Acm也只是在这样的条件下才适用的。 然而，生产中不可能以无限缓慢的速度加热和冷却，其相变是在非平衡的条件下进行的，研究发现这种非平衡的组织转变有滞后现象。 对于加热：非平衡条件下的相变温度高于平衡条件下的相变温度； 对于冷却：非平衡条件下的相变温度低于平衡条件下的相变温度。 这个温差叫滞后度。 加热转变 过热度 冷却转变 过冷度 且加热与冷却速度越大，温度提高与下降的幅度就越大，导致热度与过冷度越大。此外，过热度与过冷度的增大会导致相变驱动力的增大，从而使相变容易发生。 平衡条件下的临界点：A1 A3 Acm 非平衡加热的临界点：Ac1 Ac3 Accm 非平衡冷却的临界点：Ar1 Ar3 Arcm 用相图表示如下： 图5-2 钢在加热和冷却时的相变临界点 【共析钢奥氏体的形成过程】 当钢由室温加热到Ac1以上温度时，珠光体将转变为奥氏体。 当加热到Accm以上温度时 PA，即 0.02%C 6.69%C 0.8%C b.c.c 复杂斜方 f.c.c 可见，这一转变是由化学成分、晶体结构都不相同的两相组织，转变为另一成分和晶体结构的单相固溶体。 研究表明，由于新形成的A和原来的F以及Fe3C的含碳量和晶体结构相差很大，因而A的形成是一个Fe3C的溶解，F到A的点阵重构以及C在A中扩散的过程。A的形成符合一般的规律，即通过形核长大完成的。 整个奥氏体的形成过程分为四个阶段，即：晶核形成、晶核长大、残余渗碳体的溶解和奥氏体成分的均匀化。 1 奥氏体晶粒的形成： 珠光体是由铁素体和渗碳体两相片层交替组成的，在F和Fe3C两相交界处，原子排列处于过渡状态，能量较高，碳浓度的差别也比较大，有利于在奥氏体形成时碳原子的扩散。此外，由于界面原子排列的不规则，也有利于Fe原子的扩散，导致晶格的改组重建，这样为奥氏体晶核的形成提供了能量、浓度和结构条件，因此，奥氏体优先在F和Fe3C的界面处形核。 2 奥氏体晶核长大： 刚形成的奥氏体晶核内部的碳浓度是不均匀的，与渗碳体相接的界面上碳浓度大于与铁素体相接的界面浓度。由于存在碳的浓度梯度，使碳不断从Fe3C界面通过奥氏体晶核向低浓度的铁素体界面扩散，这样破坏了原来F和Fe3C界面的碳浓度关系，为维持原界面的碳浓度关系，铁素体通过Fe原子的扩散（短程），晶格不断改组为奥氏体，而Fe3C则通过碳的扩散，不断溶入奥氏体中，结果奥氏体晶粒不断向铁素体和渗碳体两边长大，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。 3 残余渗碳体的溶解： 由于Fe3C的晶格结构和含碳量与奥氏体的差别远大于铁素体与奥氏体的差别。所以铁素体优先转变为奥氏体后，还有一部分渗碳体残留下来，被奥氏体包围，这部分残余的Fe3C在保温过程中，通过碳的扩散继续溶于奥氏体，直至全部消失。 4 奥氏体成分的均匀化： Fe3C刚全部溶解时，奥氏体中原先属Fe3C的部位含碳较高，属于F部位含碳较低，随着保温时间的延长，通过碳原子的扩散，奥氏体的含碳量逐渐趋于均匀。 整个共析钢的奥氏体形成过程用示意图表示如下： a) A形核 b) A长大 c) 残余Fe3C溶解 d)A均匀化 图5-3 共析碳钢A形成过程示意图 【亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程】 亚共析钢和过共析钢与共析钢的区别是有先共析相。其奥氏体的形成过程是先完成珠光体向奥氏体的转变，然后再进行先共析相的溶解。这个PA的转变过程同共析钢相同，也是经过前面的四个阶段。 对于亚共析钢，平衡组织F+P，当加热到AC1以上温度时，PA，在AC1AC3的升温过程中，先共析的F逐渐溶入A，同样，对于过共析钢，平衡组织是Fe3C+P，当加热到AC1以上时，PA，在AC1ACCM的升温过程中，二次渗碳体逐步溶入奥氏体中。 【影响奥氏体形成速度的因素】 奥氏体的形成是通过形核与长大实现的，所以凡是影响形核与长大的因素，都影响奥氏体的形成速度。 1. 加热速度的影响 加热速度越快，奥氏体化温度越高，过热度越大，相变驱动力也越大；同时由于奥氏体化温度高，原子扩散速度也加快，提高形核与长大的速度，从而加快奥氏体的形成。 2. 化学成分的影响 钢中含碳量增加，碳化物数量相应增多，F和Fe3C的相界面增多，奥氏体晶核数增多，其转变速度加快。 钢中的合金元素不改变奥氏体的形成过程，但能影响奥氏体的形成速度。因为合金元素能改变钢的临界点，并影响碳的扩散速度，且它自身也存在扩散和重新分布的过程，所以合金钢的奥氏体形成速度一般比碳钢慢，尤其高合金钢，奥氏体化温度比碳钢要高，保温时间也较长。 3. 原始组织的影响 钢中原始珠光体越细，其片间距越小，相界面越多，越有利于形核，同时由于片间距小，碳原子的扩散距离小，扩散速度加快导致奥氏体形成速度加快。同样片状P比粒状P的奥氏体形成速度快。 【奥氏体晶粒大小及其影响因素】 奥氏体晶粒大小对后续的冷却转变以及转变产物的性能有重要的影响。如奥氏体晶粒细，后续冷却转变产物就既强度高又韧性好。一般情况下，奥氏体的晶粒每细化一级，其转变产物的ak值就提高2-4kg/cm2。 1. 奥氏体的晶粒度及其分类 晶粒度是表示晶粒大小的一种尺度。为了研究上的方便，首先要区分三种晶粒度的概念。 （1）起始晶粒度：是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小。 （2）实际晶粒度：是指在某一具体的热处理加热条件下所得到的晶粒尺寸。 （3）本质晶粒度：根据标准试验方法，在93010保温足够时间（3-8小时）后测定的钢中晶粒的大小。 晶粒度的级别与晶粒大小的关系： n：放大100倍进行金相观察时，每平方英寸（6.45cm2）视野中，平均所含晶粒的数目。 N：晶粒度的级别数。 可见，晶粒度的级别越高，N晶粒愈细。 为了区别奥氏体的晶粒度，冶金部规定的标准，将奥氏体的晶粒度分为8级，如图5-4。一般认为1-3级为粗晶粒，4-6级为中等晶粒，7-8级为细晶粒。 具体测定晶粒度的方法：制成金相试样，放在100倍的显微镜下与标准晶粒度等级进行比较，与哪一级的一样大就是哪一级。 图5-4 奥氏体晶粒度评定标准 生产中发现，不同牌号的钢，其奥氏体晶粒的长大倾向是不同的。有些钢的奥氏体晶粒随着加热温度升高会迅速长大；而有些钢的奥氏体晶粒则不容易长大，只有加热到更高温度时才开始迅速长大。一般称前者称为“本质粗晶粒钢”，后者为“本质细晶粒钢”。 在实际生产中遇到一块钢料，如何区分它是本质粗晶粒钢还是本质细晶粒钢，不可能去作一条加热温度与晶粒直径的关系曲线，看是那种长大趋势。所以抓住这两条曲线的主要特征，930左右晶粒大小相差最明显，这一条件下测得的晶粒度正是本质晶粒度。本质晶粒度钢晶粒度在1-4级，细晶粒钢在5-8级左右。反过来，利用测定本质晶粒度的级别就可确定这一钢料是本质粗晶粒钢还是本质细晶粒钢，1-4级本质粗晶粒钢，5-8级本质细晶粒钢。 是不是本质粗晶粒钢的晶粒一定粗而本质细晶粒钢的晶粒就一定细？ 从前面的分析中知，本质晶粒度只代表钢在加热时奥氏体晶粒长大倾向的大小。从图5-5可见，本质粗晶粒钢在较低加热温度下可获得细晶粒，而本质细晶粒钢若在较高温度下加热也会得到粗晶粒。 图5-5 本质细晶粒钢M和本质粗晶粒钢K晶粒长大示意图 2影响奥氏体晶粒大小的主要因素 （1）加热温度 加热温度越高，保温时间足够长，奥氏体晶粒越容易自发长大粗化。当加热温度确定后，加热速度越快，相变时过热度越大，相变驱动力也越大，形核率提高，晶粒越细，所以快速加热，短时保温是实际生产中细化晶粒的手段之一。加热温度一定时，随保温时间延长，晶粒也会不断长大。但保温时间足够长后，奥氏体晶粒就几乎不再长大而趋于相对稳定。若加热时间很短，即使在较高的加热温度下也能得细小晶核。 对同一种钢而言，当奥氏体晶粒细小时，冷却后的组织也细小，其强度较高，塑性、韧性较好；当奥氏体晶粒粗大时，在同样冷却条件下，冷却后的组织也粗大。粗大的晶粒会导致钢的机械性能下降，甚至在淬火时形成裂纹。所以，凡是重要的工件，如高速切削刀具等，淬火时都要对奥氏体晶粒度进行金相评级，以保证淬火后有足够的强度和韧性。可见，加热时如何获得细小晶粒的奥氏体晶粒常常成为保证热处理的关键问题之一。 （2）钢的化学成分 碳：当钢中的碳以固溶态存在时，C，D，晶粒粗化，当钢中的碳以碳化物形成存在时，有阻碍晶粒长大的作用。 对于钢中的合金元素，碳化物形成元素能阻碍晶粒长大，非碳化物形成元素有的阻碍晶粒长大如：Cu、Si、Ni等；有的促进晶粒长大，如P Mn。 实际生产中因加热温度不当，使奥氏体晶粒长大粗化的现象叫“过热”，过热后将使钢的性能恶化，因此控制奥氏体晶粒大小，是热处理和热加工制定加热温度时必须考虑的重要问题。 2 钢的冷却转变 钢的冷却转变实质上是过冷奥氏体的冷却转变。 【过冷奥氏体】 由Fe-Fe3C相图可知，钢的温度高于临界点（A1、A3、Acm）以上时，其奥氏体是稳定的，当温度处于临界点以下时，奥氏体将发生转变和分解。然而在实际冷却条件下，奥氏体虽然冷到临界点以下，并不立即发生转变，这种处于临界点以下的奥氏体称为过冷奥氏体。 随着时间的推移，过冷奥氏体将发生分解和转变，其转变产物的组织和性能决定于冷却条件。 【在冷却转变时，相变温度对转变速度的影响】 对于加热转变 温度升高 相变驱动力增大 原子扩散速度增大 这两个方面对转变速度的影响是一致，均促进转变。 对于冷却转变 温度降低 相变驱动力增大 原子扩散速度降低 这二者对转变速度的影响是不一致的。 对于冷却转变，将这二者综合作用的结果用图来表示，即：其相变温度对转变速度的影响。研究表明二者综合作用的结果，速度曲线是这样的: 图5-6 相变温度对转变速度的影响 可见： （A1-tn）由于温度比较高，扩散因素占主导地位，相变驱动力是这段转变的控制因素，随着温度降低相变驱动力增大，导致转变速度增大。 （tn-Ms）由于温度比较低，扩散比较困难，控制相变速度的是扩散因素，随着温度升高，扩散速度加快导致转变速度增大。 Ms以下，由于温度极低，相变驱动力相当大，Fe、C原子的长距离扩散已不可能，这时扩散转变停止，发生非扩散型相变，即马氏体转变。 以上说明：过冷奥氏体在A1以下转变的温度区间不同，转变方式也不同，因而它的转变产物也不同。 【过冷奥氏体等温转变曲线】 1. 等温转变及等温转变曲线 把奥氏体迅速冷却到Ar1以下某一温度保温，待其分解转变完成后，再冷至室温的一种冷却转变方式。这是研究过冷奥氏体转变的基本方法。 过冷奥氏体等温转变曲线就是在等温冷却转变情况下，转变温度、转变时间和转变产物之间的关系曲线。由于其形状象个“C”字，所以又称C曲线，根据英文名称（Time-Temperature-Transformation Curve）的字头又称为“TTT”曲线。 2. C曲线的建立 C曲线是由实验方法测绘而成的，以共析钢为例，其测定过程如下： （1）将相同尺寸的（101.5mm）共析钢试样加热奥氏体化后保温约15min。 （2）分别淬入Ar1以下某一温度（700、650、600、500）的盐浴炉中进行等温（每一温度下有一组样品），等温的同时记录等温时间，（等温时间可以从几秒到几天）再将每一温度下的一组样品等温不同的时间后从盐浴炉中取出迅速淬入水中。 （3）对淬火样品进行金相显微观察，根据转变产物的颜色和硬度的不同。（转变产物呈暗黑色，未转变的奥氏体冷却后呈白亮色）将金相法和硬度法配合起来分析，使可找出各温度下转变开始和终了的时间。 将这些时间点描绘在“温度时间”坐标上，并把所有的开始点的终了点连接起来，便得到由转变开始线和转变终了线构成的共析钢等温转变的C曲线。 共析钢C曲线中，高于临界点A1的区域为奥氏体的稳定区，纵坐标与转变开始线之间为奥氏体稳定区，其横坐标的长度为过冷奥氏体等温转变的孕育期，两曲线之间为转变区（过冷奥氏体与转变产物的共存区），对共析钢550时，即鼻尖处孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最小。 （logt）以时间的对数为标。 过冷奥氏体的等温转变曲线之所以呈“C”字形是与前面分析的温度对等温冷却转变速度的影响分不开的。 这里的鼻尖温度550就是前面图5-6中的tn温度，由于在tn温度时过冷奥氏体的转变速度最大，所以奥氏体最 图 5-7 共析钢等温转变 C曲线 不稳定，孕育期最短，tn以上温度时，随转变温度的升高，转变速度降低，奥氏体的稳定性增大，导致孕育期增长，同样在tn以下温度时，随温度的降低转变速度降低，奥氏体的稳定性增大，导致孕育期增长，因此使过冷奥氏体等温转变曲线呈“C”字形。 【过冷奥氏体等温转变产物的组织和性能】 从前面的分析中知，过冷奥氏体冷却转变时，转变的温度区间不同，转变方式不同，转变产物的组织性能亦不同。 过冷奥氏体在不同的等温度下会发生三种不同转变： 550以上：珠光体转变；550Ms之间为贝氏体转变；MsMf之间为马氏体转变。Ms和Mf为马氏体转变的开始温度和终了温度。 1.珠光体转变 （1）转变过程： 奥氏体转变为珠光体的过程是一个形核和长大的过程。 当奥氏体过冷到Ar1温度时，由于能量、成分、结构的起伏，导致在奥氏体晶界处形成薄片状的渗碳体核心，Fe3C的含碳量为6.69%，它必须依靠其周围奥氏体不断地供应碳原子而向奥氏体晶内长大，与此同时，它周围的奥氏体的含碳量不断降低，为铁素体的形核创造了有利条件，铁素体晶核便在渗碳体两侧形成，这样就形成了一个珠光体晶核。由于铁素体的溶碳量很低，约为0.02%C，其长大过程中必将过剩的碳排出来，使相邻奥氏体中的含碳量增高，这又为产生新的渗碳体片创造了条件。随着渗碳体片的不断长大，又产生新的铁素体片。如此反复进行，一个珠光体晶核就长大为一个珠光体领域。当一个珠光体晶核向奥氏体晶粒内部长大时，同时又有新的珠光体晶核形成并长大，每个晶核都长大成为一个珠光体领域，直到各个珠光体领域彼此相碰，这时奥氏体完全消失，转变完成。在这一转变过程中既有C原子的扩散又有Fe原子的扩散。 （a） (b) (c) 图5-8 珠光体形成示意图 （2）组织与性能特征： 珠光体片层的粗细与等温转变温度密切相关。 当温度在A1650范围内时，形成片层较粗的珠光体，通常所说的珠光体就指这一类，用“P”表示，其片层形貌在500倍光学显微镜下就能分辨出来。 在650600温度范围内形成层片较细的珠光体，称为索氏体，用“S”表示。要在8001000倍的光学显微镜下才能分辨清楚。 在600550温度范围内形成片层极细的珠光体，称为屈氏体，用“T”表示。它只有在电子显微镜下才能观察清楚。 显然，温度越低，珠光体的层片愈细，片间距也就愈小。（这里的片间距是指珠光体中相邻两片渗碳体间的平均距离。） 珠光体的片间距对其性能有很大的影响。可见，片间距越小，珠光体的强度和硬度就越高，同时塑性和韧性也有所增加。 这是因为珠光体的基体相是铁素体，很软，易变形，而渗碳体片和铁素体片的相界面阻碍铁素体变形，从而提高了强度和硬度。珠光体片间距愈小，相界面积愈大，强化作用愈大，因而强度和硬度升高，同时，由于此时渗碳体片较薄，易随铁素体一起变形而不脆断，因此细片珠光体又具有较好的韧性和塑性。 a)珠光体 b)索氏体 c)屈氏体 图5-9 珠光体组织示意图 2贝氏体转变： （1）转变过程： 将A过冷到550230（Ms点）温度范围内发生贝氏体转变，其转变产物叫贝氏体，用“B”表示，B是由过饱和的铁素体和渗碳体组成的混合物。和珠光体转变不同，由于B转变温度低，因此在B转变过程中只有C原子的扩散，没有Fe原子的扩散发生。 奥氏体转变为B时，先沿奥氏体晶界析出过饱和的铁素体，由于C处于过饱和状态，有从铁素体中脱溶，向奥氏体方向扩散的倾向。 随着密排的铁素体条伸长和变宽，生长着的铁素体中碳原子不断地通过界面而排除到其周围的奥氏体中，导致条间的奥氏体中的碳原子不断富集，当其浓度足够高时，便在条间沿条的长轴方向析出碳化物，形成上贝氏体组织。 对于下贝氏体的形成：由于其在较大的过冷度下形成，碳原子的扩散能力降低，尽管初生的下贝氏体集中的铁素体固溶有较多的碳原子，但碳原子的迁移都没能越过铁素体片的范围，只好在片内沿一定晶面偏聚，并沿与片的长轴成5565度夹角方向沉淀出碳化物粒子，进而形成下贝氏体。 图5-10 上贝氏体的形成 图5-11 下贝氏体的形成 （2）组织特征与性能 上贝氏体在显微镜下呈羽毛状，它是由许多互相平行的过饱和铁素体片和分布在片间的断续细小的渗碳体组成的混合物，用“B上”表示。 其硬度较高，可达HRC4045，但由于其铁素体片较粗，因此塑性和韧性较差，在生产中应用较少。 下贝氏体的形成温度在350Ms，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针叶状，在电镜下观察是由针叶状的铁素体和分布在其上的极为细小的渗碳体粒子组成的。极易腐蚀，故呈黑色针叶状。下贝氏体中的铁素体也是一种过饱和的铁素体，且C的过饱和度大于上贝氏体。下贝氏体用 “B下”表示。其硬度更高，可达HRC5060。因其铁素体针叶较细，故其塑性和韧性较好。 在320350温度等温形成的下贝氏体具有高强度、高硬度、高塑性、高韧性，即具有良好的综合机械性能。 生产中有时对中碳合金钢和高碳合金钢采用“等温淬火”方法获得下贝氏体，以提高钢的强度、硬度、韧性和塑性，其原因就在于此。 3. 马氏体的组织与形态 马氏体用“M”表示。马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方晶格。马氏体转变温度低，铁原子和碳原子都不能扩散，属于非扩散型相变，转变前后新相与母相的成份相同，即M的含碳量与高温奥氏体的含碳量相同。如：共析钢奥氏体中含碳里0.8%，转变成的马氏体的含碳量也是0.8%。 通常铁素体在室温的含碳量小于0.006%，当A由面心立方转变为M改组为体心立方时，多余的碳并不以Fe3C形式析出，而仍保留在体心立方晶格的C轴上，成为过饱和的固溶体，并使其C轴伸长，其余两个a轴缩短，因而将-Fe的体心立方晶格变成为体心正方晶格。 c/a称为马氏体的正方度，其值大于1，马氏体中含碳量愈高，c/a的数值就越大。 大量碳原子的过饱和造成晶格的畸变，使塑性变形的抗力增加；另外，由于马氏体的比容比奥氏体大，当奥氏体转变成马氏体时发生体积膨胀，产生较大的内应力，引起塑性变形和加工硬化。因此，马氏体具有高的强度和硬度。 奥氏体转变后，所产生的M的形态取决于奥氏体中的含碳量，低碳马氏体呈板条状；高碳马氏体呈针叶状。 可见，含碳量0.6%的为板条马氏体；含碳量在0.61.0%之间为板条和针状混合的马氏体；含碳量大于1.0%的为针状马氏体。这两种不同形态的马氏体具有不同机械性能，随着马氏体含碳量的增加，形态从板条状过渡到针叶状，硬度和强度也随之升高，而塑性和韧性随之降低。 可见，低碳马氏体强而韧，而高碳马氏体硬而脆。这是因为低碳马氏体中含碳量较低，过饱和度较小，晶格畸变也较小，故具有良好的综合机械性能。随含碳量增加，马氏体的过饱和度增加，使塑性变形阻力增加，因而引起硬化和强化。当含碳量很高时，尽管马氏体的硬度和强度很高，但由于过饱和度太大，引起严重的晶格畸变和较大的内应力，致使高碳马氏体针叶内产生许多微裂纹，因而塑性和韧性显著降低。 针叶状和板条状马氏体的形态见图5-12。 a) 板条状马氏体 b)针叶状马氏体 图5-12 马氏体的形态 （2）马氏体的转变过程 马氏体转变是在MsMf温度范围内进行的。 当奥氏体过冷到Ms点时，便有第一批马氏体针叶沿奥氏体晶界形核并迅速向晶内长大，由于长大速度极快，它们很快横贯整个奥氏体晶粒或很快彼此相碰而立即停止长大，必须降低温度，才能有新的马氏体针叶形成。如此不断连续冷却便有一批又一批的马氏体针叶不断形成。随温度降低，马氏体的数量不断增多，直至马氏体转变终了温度Mf点，转变结束。（但此时并不可能获得100%马氏体，总有部分奥氏体被保留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏体，用或A表示，可见残余奥氏体就是M转变后剩余的奥氏体，室温下不再发生相变；而过冷奥氏体则是未发生相变，随时间的延长会发生相变的奥氏体。） 对于Ms和Mf点的温度，实验表明：Ms和Mf与冷却速度无关，而奥氏体的成分对其有显著影响，含碳量增加，Ms及Mf点降低，见图5-13。可见，奥氏体中含碳量超过0.5%时，Mf点便下降到室温以下，而一般的淬火操作均是冷却到室温，高于Mf点，必然保留一定量的残余奥氏体。 此外，奥氏体中的合金元素，也会明显降低其Ms和Mf点，从而增加了淬火后的残余A量。 图5-13 含碳量对Ms、Mf的影响 冷处理：对高碳钢或高碳合金钢，为了减少其淬火后残余奥氏体的量，常对其进行“冷处理”。 所谓的冷处理即淬火至室温后，立即将钢件放入干冰酒精等深冷剂中继续冷却到零下温度，使残余奥氏体继续转变为马氏体。 【过冷奥氏体连续冷却转变曲线】 在实际生产中，奥氏体的转变大多是在连续冷却过程中进行，故有必要对过冷奥氏体的连续冷却转变曲线有所了解。 它也是由实验方法测定的，它与等温转变曲线的区别在于连续冷却转变曲线位于曲线的右下侧，且没有C曲线的下部分，即共析钢在连续冷却转变时，得不到贝氏体组织。这是因为共析钢贝氏体转变的孕育期很长，当过冷奥氏体连续冷却通过贝氏体转变区内尚未发生转变时就已过冷到Ms点而发生马氏体转变，所以不出现贝氏体转变。 连续冷却转变曲线又称CCT图（Continuous Cooling Transformation Curve），如图5-14： 图中Ps和Pf表示AP的开始线和终了线，K线表示AP的终止线，若冷却曲线碰到K线，这时AP转变停止，继续冷却时A一直保持到Ms点温度以下转变为马氏体。 图5-14 连续冷却转变曲线 Vk称为临界冷却速度，它是获得全部马氏体组织的最小冷却速度。Vk愈小，钢在淬火时越容易获得马氏体组织，即钢接受淬火的能力愈大。 Vk是TTT图上的临界冷却速度，可见VkVk，用Vk去研究钢在连续冷却时接受淬火能力的大小是不合适的。 在实际生产中，由于连续冷却曲线的测定比较困难，且CCT图少，对于某种钢若找不到它的CCT图，可用TTT图定性地分析其应得到的组织。但定量上不够精确。 【作业题】1. 解释下列名词： 1）奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度、本质晶粒度； 2）珠光体、索氏体、屈氏体、贝氏体、马氏体； 3）奥氏体、过冷奥氏体、残余奥氏体； 2. 何谓本质细晶粒钢？本质细晶粒钢的奥氏体晶粒是否一定比本质粗晶粒钢的细？ 3 钢的普通热处理 普通热处理是将工件整体进行加热、保温和冷却，以使其获得均匀的组织和性能的一种操作。它包括退火、正火、淬火和回火。 【钢的退火与正火】 实际生产中，各种工件在制造过程中有不同的工艺路线，如：铸造（或锻造）退火（正火）切削加工成品；或铸造（或锻造）退火（正火）粗加工淬火回火精加工成品。可见，退火与正火是应用非常广泛的热处理。为什么将其安排在铸造成锻造之后，切削加工之前呢？原因如下： 在铸造或锻造之后，钢件中不但残留有铸造或锻造应力，而且还往往存在着成分和组织上的不均匀性，因而机械性能较低，还会导致以后淬火时的变形和开裂。经过退火和正火后，便可得到细而均匀的组织，并消除应力，改善钢件的机械性能并为随后的淬火作了准备。 铸造或锻造后，钢件硬度经常偏高或偏低，严重影响切削加工。经过退火与正火后，钢的组织接近于平衡组织，其硬度适中，有利于下一步的切削加工。 如果工件的性能要求不高时，如铸件、锻件或焊接件等，退火或正火常作为最终热处理。 1. 钢的退火 退火是将工件加热到临界点以上或在临界点以下某一温度保温一定时间后，以十分缓慢的冷却速度（炉冷、坑冷、灰冷）进行冷却的一种操作。 根据钢的成分、组织状态和退火目的不同，退火工艺可分为：完全退火、等温退火、球化退火、去应力退火等。 （1）完全退火和等温退火 用于亚共析钢成分的碳钢和合金钢的铸件、锻件及热轧型材。有时也用于焊接结构。 目的：细化晶粒，降低硬度，改善切削加工性能。 完全退火工艺： 将工件加热到Ac3以上3050，保温一定时间后，随炉缓慢冷却到500以下，然后在空气中冷却。这种工艺过程比较费时间。为克服这一缺点，产生了等温退火工艺。 等温退火工艺： 先以较快的冷速，将工件加热到Ac3以上3050，保温一定时间后，先以较快的冷速冷到珠光体的形成温度等温，待等温转变结束再快冷。这样就可大大缩短退火的时间。高速钢的等温退火与完全退火的比较。 （2）球化退火 主要用于共析或过共析成分的碳钢及合金钢。 目的：在于降低硬度，改善切削加工性，并为以后淬火做准备。 实质：通过球化退火，使层状渗碳体和网状渗碳体变为球状渗碳体，球化退火后的组织是由铁素体和球状渗碳体组成的球状珠光体。 球化退火工艺： 将钢件加热到Ac1以上3050，保温一定时间后随炉缓慢冷却至600后出炉空冷。同样为缩短退火时间，生产上常采用等温球化退火，它的加热工艺与普通球化退火相同，只是冷却方法不同。等温的温度和时间要根据硬度要求，利用C曲线确定。可见球化退火（等温）可缩短退火时间。 （3）去应力退火（低温退火） 主要用于消除铸件、锻件、焊接件、冷冲压件（或冷拔件）及机加工的残余内应力。这些应力若不消除会导致随后的切削加工或使用中的变形开裂。降低机器的精度，甚至会发生事故。 去应力退火工艺： 将工件随炉缓慢加热（100150/h）至500650（A1点），保温一段时间后随炉缓慢冷却（50100/h），至200出炉空冷。 在去应力退火中不发生组织转变。 在保温过程中（500650）部分弹性变形转变为塑性变形，使内应力下降。退火温度愈高，内应力消除越充分，退火所需的时间越短。 2. 钢的正火： 正火：将工件加热到Ac3或Accm以上3080，保温后从炉中取出在空气中冷却。 与退火的区别是冷速快，组织细，强度和硬度有所提高。当钢件尺寸较小时，正火后组织：S，而退火后组织：P。钢的退火与正火工艺参数见图5-15。 正火的应用： （1）用于普通结构零件，作为最终热处理，细化晶粒提高机械性能。 （2）用于低、中碳钢作为预先热处理，得合适的硬度便于切削加工。 （3）用于过共析钢，消除网状Fe3C，有利于球化退火的进行。 3. 退火和正火的选择 从前面的学习中知，退火与正火在某种程度上有相似之处，在实际生产中又可替代，那么，在设计时根据什么原则进行选择呢？从以下三方面予以考虑： （1）从切削加工性上考虑 切削加工性又包括硬度，切削脆性，表面粗糙度及对刀具的磨损等。 一般金属的硬度在HB170230范围内，切削性能较好。高于它过硬，难以加工，且刀具磨损快；过低则切屑不易断，造成刀具发热和磨损，加工后的零件表面粗糙度很大。对于低、中碳结构钢以正火作为预先热处理比较合适，高碳结构钢和工具钢则以退火为宜。至于合金钢，由于合金元素的加入，使钢的硬度有所提高，故中碳以上的合金钢一般都采用退火以改善切削性。 （2）从使用性能上考虑 如工件性能要求不太高，随后不再进行淬火和回火，那么往往用正火来提高其机械性能，但若零件的形状比较复杂，正火的冷却速度有形成裂纹的危险，应采用退火。 （3）从经济上考虑 正火比退火的生产周期短，耗能少，且操作简便，故在可能的条件下，应优先考虑以正火代替退火。 图5-15 钢的退火与正火工艺参数 【钢的淬火】 1. 淬火的目的 淬火就是将钢件加热到Ac3或Ac1以上3050，保温一定时间，然后快速冷却（一般为油冷或水冷），从而得马氏体的一种操作。 因此淬火的目的就是获得马氏体。但淬火必须和回火相配合，否则淬火后得到了高硬度，高强度，但韧性，塑性低，不能得到优良的综合机械性能。 2. 钢的淬火工艺 淬火是一种复杂的热处理工艺，又是决定产品质量的关键工序之一，（淬火后要得到细小的马氏体组织又不致于产生严重的变形和开裂）就必须根据钢的成分、零件的大小，形状等，结合C曲线合理地确定淬火加热和冷却方法。 （1） 淬火加热温度的选择 马氏体针叶大小取决于奥氏体晶粒大小。为了使淬火后得到细而均匀的马氏体，首先要在淬火加热时得到细而均匀的奥氏体。因此，加热温度不宜太高。只能在临界点以上3050。淬火工艺参数见图5-16。 对于亚共析钢：Ac3+（3050），淬火后的组织为均匀而细小的马氏体。 对于过共析钢：Ac1+（3050），淬火后的组织为均匀而细小的马氏体和颗粒状渗碳体及残余奥氏体的混合组织。如果加热温度过高，渗碳体溶解过多，奥氏体晶粒粗大，会使淬火组织中马氏体针变粗，渗碳体量减少，残余奥氏体量增多，从而降低钢的硬度和耐磨性。 图5-16淬火工艺参数的选择 （2）淬火冷却介质 淬火冷却是决定淬火质量的关键，为了使工件获得马氏体组织，淬火冷却速度必须大于临界冷却速度V临，而快冷会产生很大的内应力，容易引起工件的变形和开裂。所以既不能冷速过大又不能冷速过小，理想的冷却速 度应是如图5-17所示的速度，但到目前为止还没有找到十分理想的冷却介质能符合这一理想的冷却速度的要求。 最常用的冷却介质是水和油，水在650550范围内具有 图5-17 淬火理想的冷却速度 很大的冷却速度（600/s），可防止珠光体的转变，但在300200时冷却速度仍然很快（约为270/s），这时正发生马氏体转变具有如此高的冷速，必然会引起淬火钢的变形和开裂。若在水中加入10%的盐（NaCl）或碱（NaOH），可将650550范围内的冷却速度提高到1100/s，但在300200范围内冷却速度基本不变，因此水及盐水或碱水常被用作碳钢的淬火冷却介质，但都易引起材料变形和开裂。而油在300200范围内的冷却速度较慢（约为20/s），可减少钢在淬火时的变形和开裂倾向，但在650550范围内的冷却速度不够大（约为150/s），不易使碳钢淬火成马氏体，只能用于合金钢。常用淬火油为10#，20#机油。 此外，还有硝盐浴（55%KNO3+45%NaNO2另加35%H2O）、碱浴（85%KOH+15%NaNO2，另加36%H2O）及聚乙烯醇水溶液（浓度为0.10.3%）和三硝水溶液（25%NaNO3+20%KNO3+20%NaNO2+35%H2O）等作为淬火冷却介质，它们的冷却能力介于水与油之间，适用于油淬不硬，而水淬开裂的碳钢零件。 （3）淬火方法 为了使工件淬火成马氏体并防止变形和开裂，单纯依靠选择淬火介质是不行的，还必须采取正确的淬火方法。最常用的淬火方法有如下四种： 单液淬火法 将加热的工件放入一种淬火介质中一直冷到室温。 这种方法操作简单，容易实现机械化，自动化，如碳钢在水中淬火，合金钢在油中淬火。但其缺点是不符合理想淬火冷却速度的要求，水淬容易产生变形和裂纹，油淬容易产生硬度不足或硬度不均匀等现象。 双液淬火法 将加热的工件先在快速冷却的介质中冷却到300左右，立即转入另一种缓慢冷却的介质中冷却至室温，以降低马氏体转变时的应力，防止变形开裂。如形状复杂的碳钢工件常采用水淬油冷的方法，即先在水中冷却到300后在油中冷却；而合金钢则采用油淬空冷，即先在油中冷却后在空气中冷却。 分级淬火法 将加热的工件先放入温度稍高于Ms的硝盐浴或碱浴中，保温25min，使零件内外的温度均匀后，立即取出在空气中冷却。这种方法可以减少工件内外的温差和减慢马氏体转变时的冷却速度，从而有效地减少内应力，防止产生变形和开裂。但由于硝盐浴或碱浴的冷却能力低，只能适用于零件尺寸较小，要求变形小，尺寸精度高的工件，如模具、刀具等。 等温淬火法 将加热的工件放入温度稍高于Ms的硝盐浴或碱浴中，保温足够长的时间使其完成B转变。等温淬火后获得B下组织。 下贝氏体与回火马氏体相比，在含碳量相近，硬度相当的情况下，前者比后者具有较高的塑性与韧性，适用于尺寸较小，形状复杂，要求变形小，具有高硬度和强韧性的工具，模具等。 图5-18 各种淬火方法示意图 3. 钢的淬透性： （1）淬透性的概念 所谓淬透性是指钢在淬火时获得淬硬层的能力。淬硬层一般规定为工件表面至半马氏体（马氏体量占50%）之间的区域，它的深度叫淬硬层深度。不同的钢在同样的条件下淬硬层深度不同，说明不同的钢淬透性不同，淬硬层较深的钢淬透性较好。 淬硬性：是指钢以大于临界冷却速度冷却时，获得的马氏体组织所能达到的最高硬度。钢的淬硬性主要决定于马氏体的含碳量，即取决于淬火前奥氏体的含碳量。 （2）影响淬透性的因素 化学成分 C曲线距纵坐标愈远，淬火的临界冷却速度愈小，则钢的淬透性愈好。对于碳钢，钢中含碳量愈接近共析成分，其C曲线愈靠右，临界冷却速度愈小，则淬透性愈好，即亚共析钢的淬透性随含碳量增加而增大，过共析钢的淬透性随含碳量增加而减小。除Co和Al（2.5%）以外的大多数合金元素都使C曲线右移，使钢的淬透性增加，因此合金钢的淬透性比碳钢好。 奥氏体化温度 温度愈高，晶粒愈粗，未溶第二相愈少，淬透性愈好。 因为奥氏体晶粒粗大使晶界减少，不利珠光体的形核，从而避免淬火时发生珠光体转变。 淬透性的表示方法及应用 钢的淬透性必须在统一标准的冷却条件下，来测定和比较，其测定方法很多。过去为了便于比较各种钢的淬透性，常利用临界直径Dc来表示钢获得淬硬层深度的能力。 所谓临界直径就是指圆柱形钢棒加热后在一定的淬火介质中能全部淬透的最大直径。 对同一种钢Dc油Dc水，因为油的冷却能力比水低。目前国内外都普遍采用“顶端淬火法”测定钢的淬透性曲线，比较不同钢的淬透性。 “顶端淬火法”国家规定试样尺寸为25100mm；水柱自由高度65mm；此外应注意加热过程中防止氧化，脱碳。将钢加热奥氏体化后，迅速喷水冷却。显然，在喷水端冷却速度最大，沿试样轴向的冷却速度逐渐减小。据此，末端组织应为马氏体，硬度最高，随距水冷端距离的加大，组织和硬度也相应变化，将硬度随水冷端距离的变化绘成曲线称为淬透性曲线。 不同钢种有不同的淬透性曲线，工业上用钢的淬透性曲线几乎都已测定，并已汇集成册可查阅参考。由淬透性曲线就可比较出不同钢的淬透性大小。 此外对于同一种钢，因冶炼炉冷不同，其化学成分会在一个限定的范围内波动，对淬透性有一定的影响，因此钢的淬透性曲线并不是一条线，而是一条带，即表现出“淬透性带”。钢的成分波动愈小，淬透性带愈窄，其性能愈稳定，因此淬透性带愈窄愈好。 图5-19 钢的淬透性曲线 应用： 淬透性是机械零件设计时选择材料和制定热处理工艺的重要依据。 淬透性不同钢材，淬火后得到的淬硬层深度不同，所以沿截面的组织和机械性能差别很大。图5-20中表示淬透性不同的钢制成直径相同的轴，经调质后机械性能的对比。图（a）表示全部淬透，整个截面为回火索氏体组织，机械性能沿截面是均匀分布的；（b）表示仅表面淬透，由于心部为层片状组织（索氏体），冲击韧性较低。由此可见，淬透性低的钢材机械性能较差。因此机械制造中截面较大或形状较复杂的重要零件，以及应力状态较复杂的螺栓，连杆等零件，要求截面机械性能均匀应选用淬透性较好的钢材。 受弯曲和扭转力的轴类零件，应力在截面上的分布是