第一章 金属学基础 第二章 钢的热处理基础.doc

目 录第一章 金属学基础3第一节 金属与合金的晶体结构3一、纯金属的晶体结构3二、合金的晶体结构4第二节 纯金属及合金的结晶5一、纯金属的结晶5二、合金的凝固6三、铸锭的组织与缺陷8第三节 FeC（FeFe3C）相图9一、相图中的点、线、区的意义9二、相图分析9三、铁碳合金的平衡结晶过程及组织104、过共析钢的结晶过程（以C1.2的合金为例）13第二章 钢的热处理基础13第一节 钢在加热时的转变14一、奥氏体的形成过程14二、影响A形成速度的因素15第二节 钢在冷却时的转变16一、过冷奥氏体等温转变曲线16二、过冷奥氏体连续冷却转变曲线17第三节 钢的珠光体转变19一、珠光体的组织形态与力学性能19二、珠光体的形成过程20第四节 钢的马氏体转变20一、马氏体的组织形态与力学性能21二、马氏体转变的特点23三、影响马氏体转变的因素24第五节 钢的贝氏体转变24一、贝氏体的组织形态与力学性能24二、贝氏体转变的特点26三、魏氏组织的形成26第六节 钢的退火与正火27一、完全退火27二、不完全退火30三、球化退火31四、扩散退火31五、去应力退火31六、再结晶退火31七、钢的正火32第七节 钢的淬火与回火32一、淬火应力32二、淬火加热33三、淬火冷却33四、淬火方法34五、钢的淬透性35六、钢的回火36七、钢的回火脆性38第一章 金属学基础第一节 金属与合金的晶体结构物质按照其状态分为三种：固体、液体、气体。固体按照其内部原子的排列形式可分为晶体和非晶体。晶体：原子在三维空间中有规则作周期重复排列的物质。非晶体：原子在三维空间中无规则排列的物质。晶体的性能特点是：固定的熔点、规则的外形、各向异性。金属是晶体。金属的特点是：有光泽、导电、具有正的电阻温度系数（随着温度的升高，其电阻升高）一、纯金属的晶体结构1、金属原子间的结合金属原子聚集在一起主要是靠金属键结合的。金属中的原子或正离子能够规则地、紧密地排列在一起的原因是：原子之间的结合能（原子之间的排斥能与原子间的吸引能的代数和）。原子在平衡位置时，结合能最低，此时的原子也最为稳定，原子间就必须保持一定的平衡距离。这就是原子趋于规则排列的主要原因。2、金属学基础常见的几个基本概念点阵（阵点）：为便于研究，往往把构成晶体的实际质点的大小忽略掉，看成是纯粹的几何点。空间点阵：把阵点有规则的周期性重复排列所构成的空间几何图形。晶格：把点阵用直线连接起来形成的空间格子。晶胞：能够完全反映晶格特征的最小几何单元。晶胞的大小和形状常用晶胞的棱边长度（晶格常数）a、b、c及棱边间的夹角、表示。晶面：由一系列原子所组成的平面。晶向：任意两个原子之间连线所指的方向。晶向指数、晶面指数（略） 其值不同，说明其原子密度不同，原子间的结合力就不同，导致不同方向上的力学性能不同，即：金属具有各向异性。3、纯金属的晶体结构布拉菲点阵（布拉菲格子） 见图1-2工业上使用的金属元素中，绝大多数都具有比较简单的晶体结构，其中最为常见的晶体结构有以下三种：体心立方晶格：见图1-6所示。具有体心立方晶格的金属有：Fe、- Fe、Cr、V、Nb、Mo、W等。晶胞中的原子数为2，配位数为8，致密度为0.68。面心立方晶格：见图1-7所示。具有面心立方晶格的金属有：Fe、Co、Ni、Al、Ag等。晶胞中的原子数为4，配位数为12，致密度为0.74。密排六方晶格：见图1-8所示。具有密排六方晶格的金属有：Zn、Mg、Be、Ti、Cd、Co等。晶胞中的原子数为6，配位数为12，致密度为0.74。二、合金的晶体结构合金：在金属的基体上有目的地加入金属或非金属，经熔合后具有金属特性的物质。如：黄铜就是由铜和锌、碳钢就是铁和碳组成的合金。组元：组成合金最基本的、独立的物质。一般的说：组元就是组成合金的元素或是稳定的化合物。例如：黄铜的组元是铜和锌、碳钢的组元是铁和渗碳体（Fe3C）。合金系：由不同的比例的组元组成的一系列合金称为合金系。相：合金中结构、成分、性能相同，并以界面分开的组成部分。由一种固相组成的合金叫单相合金，由几种不同的相组成的合金成为多相合金。组织：用肉眼或借助于放大镜、显微镜看到的金属表面的情景。相结构（相的晶体结构）：1、固溶体合金的组元之间以不同的比例相互混合，混合后形成的固相其相结构与组成合金的某一组元相同，这种固相称为固溶体。 溶剂、溶质固溶体的分类：按照溶质在溶剂中的位置不同可分为间隙固溶体和置换固溶体。按照溶质在溶剂中的溶解度分为有限固溶体和无限固溶体。溶质原子溶入溶剂之后，将使溶剂的晶格常数改变，并使晶格发生畸变，导致合金的强度、硬度升高，这种现象称为固溶强化。通过形成固溶体可以使合金的强度、硬度比纯金属高。2、金属化合物合金的组元之间发生相互作用而形成的一种新相，又叫中间相。其晶格类型和性能均不同于任何一组元。因为在这些化合物中，除了有离子键、共价键外，金属键也参与作用，使它们具有一定的金属性质，所以称为金属化合物。金属化合物又分为：正常价化合物、电子化合物、间隙相和间隙化合物等。性能：硬而脆。在合金中还有一类化合物，其不具有金属的性质，这类化合物是在冶炼过程中带入的杂质，是不希望在合金中存在的物质，所以称为非金属夹杂物。合金的组织可能是单一的固溶体，也可能是固溶体和（一种或几种）金属化合物组成的机械混合物。第二节 纯金属及合金的结晶一、纯金属的结晶凝固由液态到固态的过程称为凝固。结晶如果凝固后的固体是晶体，则这种凝固称为结晶。金属的凝固过程就是结晶过程。因结晶后所形成的组织将直接影响到金属的加工性能和使用性能，因此研究结晶过程是十分必要的。冷却曲线：温度和时间的关系曲线。见图1-10过冷度：金属的实际结晶温度Tn 与理论结晶温度Tm之差，用T来表示。 冷却速度越大，实际结晶温度越低，则过冷度越大。以后提到过冷度越大说明其冷却速度越大。平台出现的原因是：结晶潜热补偿了向周围环境的散热。1、纯金属的结晶过程见下图液态金属过冷至实际结晶温度时，经过一段时间（孕育期）晶核不断长大，与此同时又产生了第二批晶核，晶核不断长大，液态金属不断减少，晶核不断长大，直至各个晶体相互接触，液态金属消耗完毕，结晶过程也就结束。由一个晶核长大而成的晶体称之为单晶体（位向不同，呈现各向异性）；如果由多个晶核长大而成的晶体称为多晶体（呈现各向同性）。2、晶核的形成均匀形核（均质形核、自发形核）晶核由液相中的一些原子团直接形成，不受杂质粒子或外来表面的影响，这种形核方式称为均质形核。非均匀形核（异质形核、非自发形核）依附于液相中的杂质或外来表面形核。3、晶核的长大每一个稳定的晶核出现以后，晶体马上进行长大。因固液界面的微观结构不同，其接纳液相中迁移过来的原子能力也不同，导致晶体长大机制也不同。长大的机制有三种:二维长大机制：原子在光滑的界面上形成具有一个原子厚度并具有一定宽度的大平面原子集团才能使晶粒长大，便形成一个二维晶核。二维晶核的四周有螺型位错长大机制：垂直长大机制：液相原子连续的垂直的向界面添加原子。4、晶体缺陷点缺陷：空位、间隙原子。见图1-12线缺陷：各种类型的位错（刃型位错、螺型位错）见图1-13、1-14面缺陷：主要是晶界、亚晶界、相界。1-15二、合金的凝固1、相图相图：表示合金系中的组织、温度、成分之间关系的一种图解。通过相图可以确定同一合金系中不同成分的合金在不同温度下相的状态（组织）。相图的建立： 介绍纯金属的相图（以纯铁为例） 二元合金相图的建立（以铜镍合金为例、液相线、固相线）见图1-16 杠杆定律：见图1-17 2、固溶体合金的结晶过程匀晶转变 两组元在液态时无限互溶，固态时也无限互溶的二元合金相图叫匀晶相图。这类合金结晶时，都从液相结晶出单相的固溶体，这种结晶过程称为匀晶转变。见图1-18、1-19图1-18中合金的结晶过程：t1时，合金处于液态（液相）=t1时，合金开始从液相中结晶出固相。t1t2时，液相逐渐减少，固相逐渐增加；液相的成分沿着液相线变化，固相的成分沿着固相线变化。组织为：L+t2时，结晶完毕。组织为：tE时：为液相tE时：将发生共晶转变，其转变式为：LEMN。直至液相消失，得到共晶组织。和两个固相的含量可用杠杆定律求出：相的含量： 相的含量: t1时：Lt1时：开始从液相中结晶出固溶体t1t2范围内：L,随着温度的不断下降，L的量逐渐减少，其成分沿AE线变化；相的量逐渐增加，其成分沿AM线变化。这一阶段属于匀晶转变。t2时：相的成分到达M点，液相的成分到达E点。此时，剩余液相将发生共晶转变，转变式为：LEMN。0.0218的铁碳合金均发生共析转变。PSK线称为A1线。4、铁碳合金相图中另外三条重要的固态转变线：GS线：冷却时是奥氏体开始析出铁素体的转变线，加热时是铁素体全部溶入奥氏体的转变终了线，这条线常称为A3线。ES线：碳在奥氏体中的溶解度曲线。称为Acm线。低于此温度时，奥氏体析出的Fe3C称为二次渗碳体，记为Fe3C，以区别从液相线CD直接结晶出的一次渗碳体（Fe3C）。PQ线：碳在铁素体中的溶解度曲线。低于此温度时，铁素体析出的Fe3C称为三次渗碳体，记为Fe3C 。三、铁碳合金的平衡结晶过程及组织铁碳合金的分类：按照组织的不同可分为工业纯铁：C0.0218%亚共析钢： 0.0218 C 0.077碳素钢 共析钢：C0.77过共析钢：0.77 C2.11亚共晶白口铸铁：2.11 C 4.3 白口铸铁 共晶白口铸铁：C4.3 过共晶白口铸铁：4.3 Ct1时：Lt1时：开始从液相中结晶出铁素体。t1t2: 液相发生匀晶转变，转变为铁素体。随着温度的不断下降，铁素体的量不断增加，液相的量不断减少。L。t2时：结晶完毕。t2t3时: 铁素体。随温度的下降组织不变化。t3时：铁素体开始转变成A。T3t4时: 铁素体A。随温度的下降铁素体的量不断减少，A的量不断增加。t4时：铁素体转变成A完毕。T4t5时: A。 随温度的下降组织不变化。t5时：A开始转变成F。T5t6时: A+F。随温度的下降A的量不断减少，F的量不断增加。t6时：A转变成F完毕。T6t7时: F。 随温度的下降组织不变化。t7时：开始从F中析出Fe3C 。t7室温: 随温度的下降F不断析出Fe3C。工业纯铁的室温组织为：FFe3C。见图1-26。2、共析钢（C0.77）的结晶过程在相图中的位置见图1-24，结晶过程见图1-27所示。t1时：Lt1时：开始从液相中结晶出A。t1t2: 液相发生匀晶转变，转变为A。随着温度的不断下降，A的量不断增加，液相的量不断减少。LA。t2时：结晶完毕。t2t3时: A。随温度的下降组织不变化。t3时： A将在恒温下（727）发生共析转变：As FpFe3C。转变产物为珠光体（P）。P中的渗碳体称为共析渗碳体。t1时：Lt1时：开始从液相中结晶出铁素体。t1t2: 液相发生匀晶转变，转变为铁素体。随着温度的不断下降，铁素体的量不断增加，液相的量不断减少。L。t2时：部分液相与铁素体将发生包晶转变。转变式为：LB+H AJ。t2t3时: 包晶转变终了后剩余的液相（因钢的C0.17，故有剩余的L）不断结晶出A。随着温度的不断下降，L的量不断增加，A的量不断减少。组织为L+A。t3时：结晶完毕。T3t4时: A。随温度的下降组织不变化。t4时：开始从A中析出F。T4t5时: AF。 随温度的下降。F的量不断增加，A的量不断减少。F的成分沿GP线变化，A的成分沿GS线变化。t5时：剩余A的含碳量达到0.77，将发生共析转变，转变式为：As FpFe3Ct5室温: 先共析F和P中的F都将析出Fe3C ，因数量很少，可忽略不计。亚共析钢的室温组织为：F+P，见图1-29所示。亚共析钢的含碳量越高，其珠光体的含量月高。利用杠杆定律可以分别计算出先共析F和P的含量（以C0.4的合金为例）：同样，也可以计算出相组成物的含量：还可以根据亚共析钢中平衡组织的中P所占面积，估计出钢的含碳量：CP0.77%式中：P为珠光体在组织中所占面积的百分数。4、过共析钢的结晶过程（以C1.2的合金为例）在相图中的位置见图1-24，结晶过程见图1-30所示。t1时：Lt1时：开始从液相中结晶出A。t1t2: 液相发生匀晶转变，转变为A。随着温度的不断下降，A的量不断增加，液相的量不断减少。LA。t2时：结晶完毕。t2t3时: A。随温度的下降组织不变化。t3时：开始从A中析出Fe3C。t3t4时: AFe3C。 随温度的下降,Fe3C的量不断增加(Fe3C沿A晶界呈网状分布，数量多时，还在晶粒内部呈针状分布)，A的量不断减少，A的成分沿ES线变化。t4时：剩余A的含碳量达到0.77，将发生共析转变，转变式为：As FpFe3Ct4室温: PFe3C （见图1-31）第二章 钢的热处理基础热处理将钢经过加热、保温、冷却，以改变其组织，满足其使用性能的一种工艺方法。常用的热处理形式有：基本热处理、化学热处理、形变热处理。钢能够进行热处理的原因是：钢能够在固态下发生相变（铁能够发生同素异构转变）。A1、A3、Acm称为钢在加热或冷却过程中组织转变的临界温度。实际加热或冷却时，总是存在过热度和过冷度，导致实际的临界温度发生变化：Ac1、Ac3、Accm称为钢在实际加热时的临界温度；Ar1、Ar3、Arcm称为钢在冷却时的临界温度。第一节 钢在加热时的转变一、奥氏体的形成过程钢在加热到一定温度以上时，将形成奥氏体。（以共析钢为例）F Fe3C A 0.0218 6.69 0.77 体心立方晶格 复杂晶格 面心立方晶格奥氏体的形成过程为：A晶核的形成、A晶核的长大、残余Fe3C的长大和A成分的均匀化四个过程。（详略）亚共析钢的A化的过程是在Ac1Ac3之间，有F向A的转变（属于同素异构转变）；过共析钢的A化的过程是在Ac1Accm之间，有Fe3C的溶解。最后形成均匀的A组织。二、影响A形成速度的因素A形成是通过形核和长大两个过程进行的，所以整个过程受原子扩散的控制。影响因素主要是：1、加热温度加热温度越高，原子扩散能力越强，A形成速度越快。2、原始组织在化学成分相同的条件下，组织越细，相界面越多，A形成速度越快。3、化学成分含碳量 含碳量越高，Fe3C含量越高，相界面越多，A形成速度越快。合金元素 不改变A化过程，仅影响A的形成速度：碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V、Ti等）会减慢A的形成速度；非碳化物形成元素（如Co、Ni等）会加速A的形成速度。三、A晶粒的长大1、A晶粒度A晶粒大小将对冷却产物的组织和性能有十分重要的影响，是评定钢加热质量的重要指标之一。几个概念起始晶粒度：实际晶粒度：本质晶粒度：表示钢在一定条件下A晶粒的长大倾向。与钢的脱氧方法和化学成分有关，用Al脱氧的钢为本质细晶粒钢；用Mn、Si脱氧的钢为本质粗晶粒钢。含有碳化物形成元素（如Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等）的钢为本质细晶粒钢（碳化物组织晶粒长大）。2、影响A晶粒长大的因素加热温度越高、保温时间越长。加热速度越快，过热度越大，A实际形成温度越高，起始晶粒度越细。C增加， A晶粒长大倾向增加，但超过某一限度时A晶粒反而细小。Me：形成难溶碳化物的元素（如Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等）会强烈阻止A晶粒长大。非碳化物形成元素（如Si、Ni、Cu）影响不大。Mn、P、S、N等元素溶入A后，会消弱Fe原子间的结合力，加速铁原子的扩散，促进A晶粒的长大。第二节 钢在冷却时的转变按照FeFe3C相图可知，在A1温度以下，奥氏体是不稳定相，它将向珠光体和其它组织转变，在A1温度以下处于不稳定状态的奥氏体叫做过冷奥氏体。奥氏体的冷却方式有两种：（见右图）等温冷却：将处于奥氏体状态的钢迅速冷却至临界点以下某一温度并保温，让过冷奥氏体在该温度下发生组织转变，然后在冷至室温。连续冷却：将处于奥氏体状态的钢以一定的冷却速度冷至室温，使奥氏体在一个温度范围内发生连续转变。一、过冷奥氏体等温转变曲线过冷奥氏体等温转变曲线的建立：见左下图所示。因其曲线形状似英文字母的“C”，故又称C曲线，亦称TTT(Time Temperature Transformation)图。见右下图所示。（一）等温冷却C曲线分析线、区的分析；鼻子。（二）影响C曲线的因素影响C曲线的形状和位置的因素主要有：1、 含碳量：2、 合金元素的影响一般情况下，除Co和Al以外的所有溶入奥氏体中的合金元素，都会增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移，并使Ms点降低。3、奥氏体状态的影响奥氏体成分越均匀，将使C曲线右移。二、过冷奥氏体连续冷却转变曲线1、共析钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立；曲线分析。2、亚共析钢和过共析钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线。3、连续冷却转变曲线的应用第三节 钢的珠光体转变因珠光体转变发生在A1以下比较高的温度范围内，所以又称高温转变。珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相所组成的机械混合物的过程，属于扩散型相变。一、珠光体的组织形态与力学性能按珠光体中渗碳体的形态，可把珠光体分成片状珠光体和粒状珠光体（球化体）（一）片状珠光体1、珠光体领域或珠光体团片状珠光体是由片层相间的铁素体和渗碳体片组成，若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成珠光体领域或珠光体团。在一个奥氏体晶粒内，可形成几个珠光体团（一般为35个）。2、珠光体片间距珠光体团中相邻的两片渗碳体（或铁素体）之间的距离，称为珠光体片间距。它是衡量珠光体粗细的重要指标，主要与过冷度（珠光体的形成温度）有关。3、力学性能片状珠光体的力学性能主要取决于片间距和珠光体团的直径。珠光体团的直径越小，片间距越小，则钢的强度和硬度越高，塑性越好。（二）粒状珠光体（球状珠光体、球化体）1、形态在铁素体基体上分布着颗粒状的渗碳体的组织，称为粒状珠光体。是由片状珠光体经球化退火后而得到的。2、力学性能粒状珠光体的力学性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态和分布状况。钢的成分一定时，渗碳体颗粒越细、形态越趋于球形、分布越均匀，其强度和硬度越高，塑性和韧性越好。在相同成分下，粒状珠光体的硬度比片状珠光体的稍低，但塑性较好，并具有较好的冷加工性能。二、珠光体的形成过程与一般相变相同，珠光体的形成也是由形核和长大两个过程所组成。实验证明，珠光体形成时，领先相（即首先形成的相)可能是渗碳体，也可能是铁素体，大多在奥氏体晶界或相界面上形核。成片机制认为：在奥氏体界面上形成稳定的渗碳体晶核 不断长大 形成一小片渗碳体 周围的奥氏体的碳浓度降低，形成贫碳区，为铁素体形核创造了条件。 使 在渗碳体两侧形成两片铁素体。铁素体形成后与渗碳体一起长大。如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进，交替形核，并同时平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体片层相间基本平行的珠光体领域。直到许多不同取向的珠光体领域相遇，奥氏体全部分解完毕，珠光体转变也就结束，最后得到片状珠光体组织。第四节 钢的马氏体转变1、 马氏体：碳在Fe中形成的过饱和固溶体。2、 性能：具有很高的强度和硬度。3、 马氏体属于低温转变；低温下碳原子和铁原子均不能扩散，所以，马氏体转变是典型的非扩散型相变。一、马氏体的组织形态与力学性能（一）马氏体的组织形态马氏体的组织形态有多种，最为常见的有板条马氏体和片状马氏体。1、 板条马氏体中、低碳钢及马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型马氏体组织，如图2-8所示。图2-9为板条马氏体显微组织结构示意图。别称： 低碳马氏体，含碳量宽厚显微镜下： 平行的板条组成一个板条束，一个原奥氏体晶粒内形成35个束状领域； 每个领域（群）内是由相互平行排列的板条所组成； 电镜暗场下，板条之间往往存在厚度约为102Onm的薄壳(片)状的残留奥氏体。 板条马氏体内有自回火碳化物 色深 2、 片状马氏体片状马氏体是在中、高碳钢和Ni含量的质量分数大于29%的Fe-Ni合金中出现的马氏体。其组织形态如图2-10所示。别称： 高碳马氏体：含碳量1.0 孪晶马氏体：亚结构为孪晶。隐晶马氏体：当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨时，针状马氏体：在光学显微镜下，则呈针状或竹叶状。形态：立体形态：双凸透镜状显微镜下： 针叶状，互不平行，相互之间有一定角度，大小不一；含碳1.42时呈Z字型； 有中脊； 不易发生自回火 色浅，甚至呈白色； 有显微裂纹。在生产中正常淬火得到的马氏体，一般都是隐晶马氏体。片状马氏体的显微组织示意图如图2-11所示。马氏体的周围往往存在着残余奥氏体。 在电子显微镜下可以观察到片状马氏体中存在大量的显微裂纹，这些显微裂纹是由于马氏体高速形成时互相撞击或与晶界撞击所造成的。马氏体片越大，显微裂纹越多，显微裂纹的存在增加了钢的脆性。 (二)马氏体的力学性能 1、马氏体的硬度与强度 其显著特点是强度和硬度高。马氏体的硬度主要取决于它的含碳量，随碳含量的增加，马氏体的硬度增大，所以片状M的强度、硬度高于板条M。当碳含量的质量分数达到0.60%时，淬火钢的硬度接近最大值。当碳含量进一步增加，虽然马氏体的硬度会有所增加，但由于残余奥氏体的含量也增加，会使钢的硬度有所下降。如图2-12所示。合金元素对马氏体的硬度影响不大，但可以提高它的强度。马氏体具有高硬度和高强度，主要是以下几个因素影响所致: (1)固溶强化。主要是碳对马氏体的固溶强化。过饱和的碳原子间隙在Fe晶格中造成晶格畸变形成一个强的应力场，它阻碍位错运动，从而提高了马氏体的硬度和强度。 (2)相变强化。马氏体转变时，会造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如位错或孪晶，它们会阻碍位错运动，从而使马氏体得到强化。 (3)时效强化。马氏体形成后，钢的Ms点大多处在室温以上，因此，在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生自回火，使碳原子和合金元素的原子向位错及其他晶体缺陷处扩散、聚集或碳化物弥散析出，钉扎位错，使位错运动受阻，从而提高马氏体的强度。2、马氏体的塑性和韧性 取决于亚结构：位错马氏体的塑性好；孪晶M的塑性差。板条M具有较高的强度和良好的韧性。片状M：强度、硬度高而脆性大。马氏体的比容最大，奥氏体的最小，珠光体的居中。因M的比容比其他组织的大、含碳量高，所以钢件淬火得到M后，必然引起钢件的体积增大，从而容易导致淬火工件的变形与开裂。二、马氏体转变的特点 (一)马氏体转变的热力学特点 由过冷奥氏体等温转变曲线可知，奥氏体转变为马氏体有两个条件。第一是过冷奥氏体的冷却速度必须大于临界冷却速度Uc，以抑制其发生珠光体或贝氏体转变;第二是奥氏体必须深度过冷，以获得足够的转变驱动力，所以，只有低于Ms点以后才能发生马氏体转变。 (二)马氏体转变的晶体学特点 1、无扩散性 马氏体转变属于低温转变，此时，铁原子和碳原子都已失去扩散能力。因此，马氏体转变是以无扩散方式进行的。 2、切变性 马氏体转变是晶格切变过程，在切变过程中完成晶格重组，由面心立方晶格变成体心立方晶格。 3、共格性 马氏体转变时，新相和母相的点阵间保持了共格关系，即相界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。而且，整个界面是互相牵制的，这种界面叫“切变共格界面” 。 4、严格的位向关系和惯习面 由于马氏体转变时新相和母相之间始终保持着切变共格性，所以马氏体转变后的新相和母相之间存在着严格的晶体学位向关系。三、影响马氏体转变的因素 奥氏体必须过冷到Ms点才能开始马氏体转变，到Mf点结束。 1、化学成分 钢的Ms点主要取决于它的奥氏体成分，其中碳是影响最强烈的因素；随着奥氏体中含碳量的增加，Ms和Mf点都不断下降。溶入奥氏体中的合金元素除Al、Co提高Ms点，Si、B不影响Ms点以外，绝大多数合金元素均不同程度地降低Ms点。一般而言，凡是降低Ms点的合金元素，均会降低Ms点。 2、奥氏体晶粒大小 实践证明，奥氏体晶粒增大会使Ms点升高。 3、奥氏体的强度 随着奥氏体强度的提高，Ms点降低。 4、冷却速度 对于大多数工业用钢而言，连续冷却的冷却速度很大范围内不影响Ms点。第五节 钢的贝氏体转变 中温转变。其转变特点既有珠光体转变特征，又具有马氏体转变特征。是含碳过饱和的F与碳化物组成的机械混合物。用“B”来表示。一、贝氏体的组织形态与力学性能(一)贝氏体的组织形态1、上贝氏体电镜下：成排的含碳过饱和的F片由晶界伸向晶内，其间断断续续地分布着细条状渗碳体。光镜下：羽毛状，见图2-142、下贝氏体：立体形态：呈双凸透镜状。电镜下：含碳过饱和的F针内析出与长轴成5560的碳化物小片。光镜下：黑色针片状。片之间有一定的夹角。B下一侧较为平直（直边）图2-153、粒状贝氏体F为基体，其上分布着粒状或长条状的小岛。形成温度在上贝氏体上限温度。在中、低碳合金钢中发现的。 (二)贝氏体的力学性能贝氏体的力学性能主要取决于它的组织形态。上贝氏体形成温度较高，铁素体条粗大，碳的过饱和度低，因此，其强度和硬度较低。另外，由于碳化物颗粒粗大，且呈断续条状分布，故其韧性也较低。下贝氏体的铁素体针细小，分布均匀，在铁素体内又沉淀析出大量细小的、弥散的碳化物，而且铁素体内还含有过饱和碳和高密度位错，因此，下贝氏体不但强度高，而且韧性也好，缺口敏感性小，韧脆转变温度低。上贝氏体的强度、硬度低，塑性韧性差；下贝氏体强度、硬度高，塑性韧性好。由于粒状贝氏体中的颗粒状或针状铁素体基体中分布着许多小岛，这些小岛又可起到复合强化作用，因此，粒状贝氏体也具有较好的强韧性。二、贝氏体转变的特点 由于贝氏体转变是发生在珠光体与马氏体转变之间的中温区，所以贝氏体转变兼有珠光体转变和马氏体转变的某些特点。与珠光体转变相似，贝氏体转变中发生碳的扩散，与马氏体转变相似，奥氏体向铁素体的晶格改组是通过共格切变方式进行的。因此，贝氏体转变是一个有碳原子扩散的共格切变过程。贝氏体的转变包括铁素体的成长和碳化物的析出两个过程，其形成过程如图2-17所示。在上贝氏体形成温度范围内，首先在奥氏体晶界上或晶界附近的贫碳区形成铁素体晶核，并成排地向奥氏体晶粒内长大，同时条状铁素体前沿的碳原子不断向两侧扩散，而且铁素体中多余的碳也将通过扩散向两侧的相界面移动。由于碳在铁素体中的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度。因而在较低温度情况下，碳在奥氏体晶界处发生富集，当碳浓度富集到一定程度时，便在铁素体间沉淀析出渗碳体，从而得到典型的上贝氏体组织(见图2-14)。在下贝氏体形成温度范围内，由于转变温度低，首先在奥氏体晶界或晶内某些贫碳区形成铁素体晶核，并按切变(共格)方式成片状或透镜状。而此时碳原子在铁素体的某些亚晶界或晶面上聚集，进而沉淀析出细片状的碳化物。在一片铁素体长大时，其他方向的铁素体也会形成，从而获得典型的下贝氏体组织(见图2-15)。三、魏氏组织的形成在亚共析钢或过共析钢中，由高温以较快的冷却速度冷却时，先共析的铁素体或渗碳体从奥氏体晶界上沿着奥氏体的一定晶面向晶内生长，呈针状析出。在光学显微镜下可以观察到从奥氏体晶界上生长出来的铁素体或渗碳体近似平行，呈羽毛状或三角形，其间存在着珠光体的组织。这种组织称为魏氏体组织。实际生产中遇到的魏氏组织大多是铁素体魏氏体组织。其形态如图2-18所示。魏氏组织常伴随着奥氏体晶粒粗大而出现，因此，使钢的力学性能尤其是塑性和冲击韧性显著降低，同时使脆性转折温度升高。魏氏组织容易出现在过热钢中，因此，奥氏体晶粒越粗大，越容易出现魏氏组织。钢由高温较快地冷却下来往往容易出现魏氏组织，慢冷则不易出现。钢中的魏氏组织一般可通过细化晶粒的正火、退火以及锻造等方法加以消除，程度严重的可采用二次正火方法加以消除。第六节 钢的退火与正火将钢加热到适当的温度，保温一定时间，然后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺称退火。正火则是将钢加热到Ac3(对亚共析钢)或Accm(对过共析钢)以上适当的温度，保温一定时间，使之完全奥氏体化，然后在空气中冷却，以得到珠光体类型组织的一种热处理工艺。钢的退火工艺种类很多，各种退火方法的加热温度与3Fe-Fe，C相图的关系如图2-19所示。一、完全退火完全退火是将钢加热到Ac3温度以上，保温足够的时间，使组织完全奥氏体化后缓慢冷却，以获得平衡组织的热处理工艺。完全退火的目的是为了细化晶粒，均匀组织，消除内应力和热加工缺陷，降低硬度，改善切削加工性能和冷塑性变形能力。完全退火温度不宜过高，一般在Ac3以上2030。退火时间不仅要保证工件心部达到所要求的温度，还要保证工件组织转变所需的时间。退火冷却速度应缓慢，以保证奥氏体在Ac3温度以下不大的过冷条件下进行珠光体转变，避免硬度过高。 二、不完全退火不完全退火是将钢加热至Ac1Ac3(亚共析钢)或Ac1Accm(过共析钢)之间，保温后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。主要目的是降低硬度，改善切削加工性能，消除内应力。由于加热到两相区温度，组织没有完全奥氏体化，仅使珠光体发生相变，重新结晶转变为奥氏体。因此，基本上不改变先共析铁素体或渗碳体的形态及分布。表2-2为一些过共析钢的退火工艺，如采用等温退火还可以使片状珠光体球化，为下道工序作组织准备。三、球化退火球化退火是使钢中的碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺，它实际上是属不完全退火的一种退火工艺。球化退火的目的是为了降低硬度，改善机加工性能，以及获得均匀的组织，改善热处理工艺性能，为以后的淬火作组织准备。过共析钢锻件锻后的组织一般为细片状珠光体，如果锻后冷却不当，还会存在网状渗碳体，不仅锻件难于加工，而且增大钢的脆性，淬火时容易产生变形或开裂。因此，锻后必须进行球化退火处理，使碳化物球化以获得粒状珠光体组织。常用的球化退火工艺有三种：一次球化退火；等温球化退火；往复球化退火。四、扩散退火扩散退火又称均匀化退火，其目的是消除晶内偏析，使成分均匀化，扩散退火的实质是使钢中各元素的原子在奥氏体中进行充分扩散。所以扩散退火的温度高、时间长。扩散退火加热温度选择在Ac3或Accm以上150300，保温时间通常是根据钢件最大截面厚度按经验公式来计算，一般不超过15h。保温后随炉冷却，冷至350以下可以出炉。工件经扩散退火后，奥氏体晶粒十分粗大，因此，必须再进行一次完全退火或正火处理，以细化晶粒，消除过热缺陷。五、去应力退火去应力退火的目的是为了消除铸、锻、焊、冷冲件中的残余应力，以提高工件的尺寸稳定，防止变形和开裂。去应力退火是将工件加热至Ac1以下某个温度(一般在500650之间)，保温一定时间后缓慢冷却，冷至200300后出炉，空冷至室温。六、再结晶退火再结晶退火是将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保温适当时间后使变形晶粒重新转变为新的等轴晶粒，同时消除加工硬化和残余应力的热处理工艺。再结晶退火温度高于再结晶温度，而再结晶温度除与金属的化学成分有关外，还与它的变形量有关。一般钢材的再结晶退火温度为650700，保温13h，然后空冷至室温。七、钢的正火正火是将钢加热到Ac3(对亚共析钢)或Accm(对过共析钢)以上适当的温度，保温一定时间，使钢完全转变为奥氏体后进行空冷，以得到珠光体类型组织的一种热处理工艺。正火与完全退火相比，两者的加热温度相同，但正火的冷却速度较快，转变温度较低。因此，亚共析钢正火后析出的铁素体量较退火时少，而珠光体量较多，且它的片间距较小，而过共析钢正火可抑制先共析网状渗碳体的析出。正火后，钢的强度、硬度和韧性较退火的高。第七节 钢的淬火与回火将钢加热到临界点Ac3或Ac1以上的某一温度，保温一定时间，然后以大于临界淬火速度冷却，得到马氏体或贝氏体为主的组织的热处理工艺称为淬火。淬火后，钢的强度和硬度及耐磨性得到显著提高。一、淬火应力工件在淬火过程中往往会发生变形或开裂，这主要是因为存在淬火应力所致。淬火应力可分为热应力和组织应力两种。(一)热应力工件在加热或冷却时，由于不同部位的温度存在差异，导致热胀冷缩的不一致所产生的应力叫热应力。工件淬火后，由热应力所引起的残余应力一般是表层为压应力，心部为拉应力。由于热应力是因为快速冷却时工件截面上温差所造成的，因此冷却速度越大，温差越大，热应力也就越大。此外，淬火温度高，工件尺寸大，材料导热性能差，线膨胀系数大，也会使热应力增大。(二)组织应力工件冷却时，由于温差造成不同部位组织转变不同时而引起的内应力称组织应力。由组织应力引起的残余应力一般表现为表面拉应力、心部压应力。淬火时，由比容最小的奥氏体转变为比容最大的马氏体。冷却过程中，因表面的温度比心部温度低，先发生马氏体转变，导致表面受压应力。随温度降低，次表面也发生马氏体转变，导致表面受拉应力，心部受压应力。组织应力大小与钢在马氏体转变温度范围内的冷却速度、工件尺寸、导热性能和屈服强度以及含碳量、淬透性等因素有关。二、淬火加热淬火加热温度的选择应以获得均匀细小的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后获得细小的马氏体组织。一般为钢的临界点Ac3（亚共析钢）或Ac1（过共析钢）以上3050。如果加热温度太低，不能获得多的马氏体，但如果加热温度太高，则会引起奥氏体晶粒粗大，淬火后得到粗大马氏体，会引起钢的韧性降低。为了使工件各部分均能完成组织转变，需要在淬火加热温度下保温一定时间。影响加热时间的因素主要有加热介质、钢的成分、加热温度、工件的形状、尺寸、装炉方式和装炉量等。三、淬火冷却为了使钢获得马氏体组织，淬火冷却速度必须大于临界冷却速度。但是，如果冷速过大又会使工件的内应力增加，使工件变形或开裂的倾向变大。因此，要合理的确定淬火冷却速度，以达到既使工件能获得马氏体组织又能减小变形和开裂的倾向的目的。要想达到这一目的，重要的是选择适当的淬火介质。淬火介质有水、不同浓度的盐水或碱水和各种矿物油。比较在650冷却介质的冷却能力，一般为:w=lO%NaCl水溶液w=50%NaCl水溶液180左右的碱液柴油机油180左右的硝盐280左右的硝盐。四、淬火方法目前常用的淬火方法有四种，它们的冷却曲线如图2-20所示。 (一)单液淬火 单液淬火就是将加热到奥氏体状态的工件淬入某种淬火介质中，使工件连续冷却至介质温度的淬火方法。其冷却曲线如图2-20曲线1所示。一般的单液淬火就是将碳钢淬入水中，合金钢淬入油中。 (二)双液淬火双液淬火就是将加热到奥氏体状态的工件先在冷却能力强的淬火介质中快速冷却至接近Ms点的温度，然后再移入冷却能力较弱的淬火介质中继续冷却，使过冷奥氏体在缓慢冷却条件下转变为马氏体。其冷却曲线如图2-20曲线2所示。这种方法既可以保证淬火工件得到马氏体组织，又可降低工件的残余应力，从而减少工件变形开裂的倾向。这种方法常用于合金钢中。(三)分级淬火法分级淬火是将加热至奥氏体状态的工件先淬入高于该钢Ms点的热浴中停留一定时