钢的热处理综述.doc

钢的热处理对钢的热处理有了基本的了解，由于钢的热处理与珠光体、贝氏体、马氏体等组织形态是密不可分的，因此重点学习了钢的几种基本的固态转变及不同组织的力学性能。内容主要是钢的热处理（西北工业大学出版社第三版）第1-8章1 钢的热处理热处理是通过对钢件加热、保温和冷却的操作方法，来改善其内部组织结构，以获得所需要性能的一种加工工艺。Fe - C相图是热处理的基础。近年来出现了很多更加先进复杂的热处理工艺，如碳分配热处理、真空热处理、形变热处理等。对开发研究高性能钢种有着巨大的推动作用。1.1 退火退火是将组织偏离平衡状态的钢加热到适当温度，保温一定时间，然后缓慢冷却（炉冷、坑冷、灰冷），以获得接近平衡状态组织的热处理工艺叫做退火。其目的是减轻钢的成分及组织的不均匀性，细化晶粒，调整硬度，消除内应力，为淬火作组织准备。退火又可分为以下几种：1.1.1完全退火完全退火的加热温度在Ac3以上20-30度，可见完全退火的钢经历了完全奥氏体化过程，因此称之为完全退火。 由定义可以看出，完全退火只适用于亚共析钢，对过共析钢是不适用的，原因是：加热到Accm以上再缓慢冷却会得到平衡组织，即在晶界处会析出网状碳化物，造成钢的脆化。1.1.2 等温退火钢件或毛坯加热到高于Ac3(或Ac1)温度，保持适当时间后，较快地冷却到珠光体温度区间的某一温度并等温保持使奥氏体转变为珠光体型组织，然后在空气中冷却的退火工艺。这样可以大大缩短退火时间。1.1.3 球化退火球化退火是将钢加热到Ac1以上2030，保温一段时间，然后缓慢冷却到略低于Ar1的温度，并停留一段时间，使组织转变完成，得到在铁素体基体上均匀分布的球状或颗粒状碳化物的组织。实质是通过球化退火，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。因此达到了使Fe3C球化，降低硬度、提高韧性，改善切削加工性、为以后淬火做准备的目的。球化退火可适用于过共析钢和共析钢。1.1.4 去应力退火去应力退火是将工件加热至较低温度，保温一定时间后冷却，使工件发生回复，从而消除残余内应力的工艺称为去应力退火。去应力退火的目的是：消除铸、锻、焊件、冷冲压件（或冷拔件）及机加工的残余应力。因此在去应力退火过程中不发生相变。1.1.5 扩散退火 扩散退火又称均匀化退火，它是将钢锭、铸件或锻坯加热至略低于固相线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。其目的是消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，使成分和组织均匀化。、扩散退火后钢的晶粒粗大吗，因此一般需再进行完全退火或正火。1.2 正火正火是将工件加热到Ac3或Accm以上3080，保温后从炉中取出在空气中冷却。与退火的不同之处在于冷却方式的不同。由于采用了较快的冷却速度，因此正火后的组织细，强度硬度提高。比如，共析钢正火后的组织为S、T，而退火后的组织为P。正火有以下几个方面的应用：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；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； 用于过共析钢，消除网状Fe3C，有利于球化退火的进行。退火与正火的主要区别是：正火是完全退火的一种变态或特例，二者仅是冷却速度不同，通常退火是随炉冷而正火是在空气中冷却，正火既适用于亚共析钢也适用于过共板钢，对于共析钢，正火一般用于消除网状碳化物；对于亚共析钢，正火的目的与退火基本相同，主要是细化晶粒，消除组织中的缺陷，但正火组织中珠光体片较退火者细，且亚共析钢中珠光数量多铁素体数量少，因此，经正火后钢的硬度、强度均较退火的高，由此可知，在生产实践中，钢中有网状渗碳体的材料需先经正火消除后方可使用其他工艺，而对热处理后有性能要求的材料，则据要求的不同及钢种不同选择退火工艺，如：要求热处理后有一定的强度、硬度，可选择正火工艺；要求有一定的塑性，尽量降低强度、硬度的则应选择退火工艺。 综上所述，正火和退火应用可总结为：在铸/锻造/焊接之后，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。也会存在硬度偏高或偏低的现象，严重影响后续的切削加工性能。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，退火或正火常作为最终热处理。 1.3 淬火淬火是将钢件加热到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（或下贝氏体）的一种操作。淬火加热温度是淬火工艺的主要参数。它的选择应以得到均匀细小的奥氏体晶粒为原则，以使淬火后获得细小的马氏体组织。为防止奥氏体晶粒粗化，淬火加热温度一般限制在临界点以上30-50范围。亚共析钢的淬火加热温度为Ac3(3050)。得到均匀细小的马氏体组织。 温度过高则形成粗大马氏体组织，严重变形；温度过低则会在组织中出现铁素体，造成硬度不足，形成所谓的“软点”。共析钢和过共析钢的淬火加热温度为 Ac1(3050)，得到组织为共折钢: 均匀细小 M+少量A；过共析钢: 均匀细小M+粒状Fe3C+少量A。有利于获得最佳硬度和耐磨性。淬火有以下几种类型：（1）单液淬火：是将奥氏体化后的钢件淬入一种介质中连续冷却获得马氏体组织的一种淬火方法（2）双液淬火：是先将奥氏体化后的钢件淬入冷却能力较强的介质中冷至接近MS点温度时快速转人冷却能力较弱的介质中冷却，直至完成马氏体转变。 （3）分级淬火：是将奥氏体化后的钢件淬入稍高于MS点温度的盐浴中，保持到工件内外温度接近后取出，使其在缓慢冷却条件下发生马氏体转变。 （4）等温淬火：是将奥氏体化后的钢件淬入高于MS点温度的盐浴中，等温保持，以获得下贝氏体组织的一种淬火工艺。关于临界冷却速度及淬透性的相关内容将在以下内容中总结。1.4 回火回火是将淬火钢加热到临界点Acl以下的某一温度，保温后以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。主要目的是：降低脆性、稳定组织和工件尺寸、获得要求的机械性能。对于回火的理解重点在于掌握回火的四个阶段：100-200发生过度碳化物的析出；200-300发生残余奥氏体的分解；200-350发生过渡碳化物转化为F3C；350以上发生F3C的粗话和球化，以及等轴铁素体晶粒的形成。理解了这四个阶段就不难理解淬火钢回火后机械性能的变化：随着回火温度的升高，钢的强度、硬度连续降低（但是，高碳钢在100左右回火时硬度缺略有提高），而延伸率和断面收缩率缺提高。这样可以看出回火的主要目的是：降低脆性、稳定组织和工件尺寸、获得要求的机械性能。淬火钢回火后的组织和性能决定于回火温度。按回火温度范围的不同，可将钢的回火分为三类：低温回火：回火温度范围一般为150250，得到回火马氏体组织。（HRC58-64）中温回火：回火温度范围通常为350500，得到回火托氏体组织。 （HRC35-45） 高温回火：回火温度范围通常为500650，得到回火索氏体组织。 （HRC25-35）回火过程中要特别注意防止两类回火脆性的发生：回火马氏体脆性，TEM，发生在250-400之间；其原因是残余奥氏体的分解导致TEM（即在板条间产生了F3C薄膜）。这种回火脆性是不可逆的。回火脆性，TE，发生在350-500之间。其原因可参考钢的热处理的P225。这种回火脆性是可逆的。1.5 钢的化学热处理及特种热处理还未认真学习，后续会补充。2 钢的组织转变2.1 钢的过冷奥氏体转变图2.1.1 IT图可以采用金相法、膨胀法、磁性法等建立IT图（TTT、C曲线）。共析钢的C曲线由五条线、孕育期、三种不同转变、六个区组成，如下图 了解影响C曲线的因素是非常重要的，对于合金钢元素的确定及热处理工艺的选择都有很大帮助。（1） 碳的影响亚共析钢C曲线上多一条先共析铁素体析出线；过共析钢C曲线上多一条先共析渗碳体析出线；亚共析碳钢的C曲线随着碳含量的增加向右移；过共析碳钢的C曲线，随着碳含量的增加向左移。在碳钢中以共析钢的过冷奥氏体最为稳定，亦即其C曲线处于最右的位置。（2） 合金元素的影响 非(或弱)碳化物形成元素(如Co、Ni、Mn、S、Cu、B) 除Co外，上述元素均不同程度地同时降低珠光体和贝氏体转变的速度，使C曲线右移，但不改变C曲线的形状。Co的影响：Co溶入奥氏体，使等温转变的开始线和终了线左移，即缩短孕育期，但不改变C曲线的形状。Ni的影响：Ni不改变C曲线的形状，但能显著提高过冷奥氏体的稳定性，延长孕育期，并使鼻子略向下移。随C和Ni含量的增加，C曲线的位置右移，即孕育期增长。Mn的影响：作用与Ni相似，使C曲线右移但不改变其形状。Mn使C曲线右移的作用大于Ni。 碳化物形成元素(如Cr、Mo、W、V、Ti )降低珠光体和贝氏体转变速度，同时使珠光体转变C曲线移向高温和贝氏体转变C曲线移向低温。当钢中合金元素含量较高时，将出现双C曲线的特征。 Cr的影响：Cr显著提高过冷奥氏体的稳定性，使转变孕育期延长；铬含量超过3，两曲线完全分离；铬对贝氏体转变的推迟作用大于对珠光体转变的推迟作用。当Cr含量相近时，碳含量高的其孕育期将更长一些。 Mo的影响：Mo对珠光体转变有强烈的抑制作用，但对贝氏体转变则影响不显著。Mo对非共析钢先共析产物(铁素体或渗碳体)析出的速度也有抑制作用。 W的影响：与Mo相似。但只有当W量较多时(1.0 )才能使珠光体和贝氏体的转变曲线明显分离。（3） 奥氏体化条件钢奥氏体化时，奥氏体成分愈均匀，则奥氏体转变的形核率就愈低，即过冷奥氏体的稳定性愈大，使C曲线愈趋向右移。加热温度偏低，保温时间不足，所获得的奥氏体成分不均匀，有较多量未溶解的第二相存在，将促进过冷奥氏体的分解，使C曲线左移。（4） 塑性变形无论在高温(指奥氏体稳定区)还是低温(指奥氏体亚稳定区)下对奥氏体进行塑性形变，由于形变可促使碳和铁原子的扩散，因而将加速珠光体的转变，使形成珠光体的孕育期缩短；对贝氏体转变的影响表现为高温(奥氏体稳定区)塑性形变对之有减缓作用，使形成贝氏体孕育期延长（原因：由于高温形变时将在奥氏体晶粒中产生多边化亚结构，这在一定程度上破坏了晶粒取向的延续性，使贝氏体转变时铁素体的共格成长受到阻碍而减慢转变过程）；而低温(奥氏体亚稳区)塑性形变对之有加速作用，则孕育期缩短（原因：由于中温形变时将在奥氏体中形成大量位错而促进碳原子扩散，加之奥氏体中一定的应力状态有利于贝氏体的形核，从而加速了转变过程）。 2.1.2 CT图共析钢的CT曲线由五条线、孕育期、两种不同转变、四个区组成，如下图连续冷却转变时，共析钢中不会出现贝氏体。这是由于奥氏体碳浓度高，使贝氏体孕育期大大延长，在连续冷却时贝氏体转变来不及进行便冷却到低温。 左图是亚共析钢的CT图，可以看出有六个区、四种转变。Ms线右端下降，这是由于先共析铁素体的析出和贝氏体的转变使周围奥氏体富碳所致。右图是过共析钢的CT图，可以看出有五个区、三种转变。Ms线右端升高，这是由于先共析渗碳体的析出或发生部分珠光体转变使周围奥氏体贫碳所致。2.1.3 IT图和CT图的应用 确定淬火临界冷却速度等温转变连续转变 分析转变产物及性能V1相当于炉冷得到P；V2相当于空冷得到S；V3相当于油冷得到T和M；V4相当于水冷得到M+Ar 。 确定工艺规程a 普通退火和等温退火 普通退火时，可借助IT图确定钢在慢冷时大致的转变温度范围和所需的冷却时间；等温退火时，可直接从IT图上确定所需的等温温度和等温时间，并可估计出其应得的组织。 b分级淬火 根据IT图可以估计钢件在浴槽中需停留的时间。c等温淬火根据IT图确定等温的温度范围及时间(针对B转变)。d形变热处理根据IT图可以确定形变的温度和时间。 2.2 珠光体转变钢中的珠光体是共析铁素体和碳化物的有机结合体。所谓有机结合是指两相以界面相结合，在界面处原子呈键合状态，两相以一定的位向关系相配合。 + Fe3C。依片间距不同，可以分成珠光体、索氏体、屈氏体三种。普通片状珠光体(P，pearlite)：片间距约为150450nm，在光学显微镜（400）下能够明显分辨出。索氏体(S)：片间距为80150nm，在光学显微镜下（ 1000）分辨。屈氏体(T)：片间距为3080nm，在光学显微镜下只能看到团絮状，只有在电子显微镜下才能观察到片层结构。差别：实质是一致的，只是S0不同，从而使性能有差别。珠光体的片层间距大小主要取决于珠光体的形成温度。在连续冷却条件下，冷却速度愈大，珠光体的形成温度愈低，即过冷度愈大，则片层间距就愈小。 S0与T有关，（T则 S0），与 晶粒度和均匀性无关。其原因是：由于形成温度降低，C原子的扩散能力下降，不易进行较大距离的迁移，因而只能形成片层间距较小的珠光体。但片层间距减小，则使铁素体与渗碳体的相界面积增大，即界面能增加，而这部分增加的能量由增大过冷度所得到的化学自由能差来提供。因此，在一定过冷度下，有一定的片层间距。 若过冷奥氏体在连续冷却过程中分解，珠光体是在一个温度范围内形成的，则在高温形成的珠光体较粗，低温形成的珠光体较细。这种珠光体组织的不均匀将导致机械性能的不均匀，从而影响钢的切削加工性能。因此，应采用一定温度的等温处理（等温正火或等温退火）的方法，来获得粗细相近的珠光体组织，以提高钢的切削性能。（例如：车辆齿轮和轴承的预备热处理均采用等温正火，由此采用相应的等温正火炉）试验证明，奥氏体晶粒大小对珠光体的片层间距没有明显影晌，但影响珠光体团的大小。随珠光体片层间距的减小，珠光体中渗碳体片的厚度减薄。而且，当珠光体的片层间距相同时，随钢中碳含量的降低，渗碳体片也将变薄。 2.3 贝氏体转变贝氏体是中温转变，在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间，过冷奥氏体的一种转变机制转变。在此温度范围内，铁原子已难以扩散，而碳原子还能进行扩散，这就决定了这一转变既不同于铁原子也能扩散的珠光体转变以及碳原子也基本上不能扩散的马氏体转变。2.3.1 贝氏体种类（1） 上贝氏体在B转变区的较高温度范围内形成，对于中、高碳钢约在350550范围内形成，所以上贝氏体也称高温贝氏体。上贝氏体是一种两相组织，是由板条铁素体和渗碳体组成的，成束的大致平行的铁素体板条自A晶粒晶界的一侧或两侧向A晶粒内部长大，渗碳体（有时还有残余A）分布于相板条之间，整体看呈羽毛状。随钢中碳含量的增加，上贝氏体中的相板条更多、更薄，渗碳体的形态由粒状、链球状而成为短杆状，渗碳体数量增多，不但分布于相之间，而且可能分布于各相内部。随形成温度的降低， 相变薄，渗碳体更小，且更密集。（2）下贝氏体一般在350 Ms之间的低温区。也是一种两相组织，由铁素体与碳化物组成。铁素体的立体形态呈片状（或透镜片状），在光学显微镜下呈针状，与片状M相似。形核部位大多在A晶界上，也有相当数量位于A晶内，碳化物为渗碳体或-碳化物，碳化物呈细片状或颗粒状，排列成行，约以5560角度与下贝氏体的长轴相交，并且仅分布在F片内部。钢的化学成份、A晶粒度和均匀化程度对下贝氏体的组织形态影响较小。（3）无碳化物贝氏体在B转变的最高温度范围内形成。是一种单相组织，由大致平行的F板条组成，F板条自A晶界形成，成束地向一侧晶粒内长大，在F板条之间为富碳的A。F板条较宽、间距较大，随转变温度下降，F板条变窄、间距缩小。富碳的A在随后的冷却过程中可能转变为P、B、M或保持不变。所以说无碳化物贝氏体不能单独存在。（4）粒状贝氏体主要是在低碳和中碳合金钢中以一定的速度连续冷却后获得的，如正火、热轧后的空冷、焊缝的热影响区中等。后来的研究，发现等温也可以形成，形成温度稍高于上贝氏体的形成温度。其组织是由F和富碳的A组成。F呈块状（由F针片组成），而富碳的A呈条状在F基体上呈不连续分布。F的C%很低，接近平衡状态，而A的C%确很高。（3）柱状贝氏体一般在高碳碳素钢或高碳中合金钢中当温度处于下贝氏体形成温度范围时出现，F呈放射状，碳化物分布在F内部，形成时不产生表面浮凸。2.3.2 贝氏体的力学性能一般来说，下贝氏体的强度较高，韧性也较好，而上贝氏体的强度低，韧性差。如果将贝氏体条（片）的大小看作是贝氏体的晶粒，则可用Hall-Petch的关系式估算贝氏体的强度。即贝氏体铁素体的晶粒直径越细小，则其强度越高。下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒数量也较多，所以碳化物对下贝氏体强度的贡献也较大；而上贝氏体中碳化物颗粒较粗，且分布在铁素条间，分布极不均匀，所以上贝氏体的强度要比下贝氏体低得多。对贝氏体的强化，铁素体晶粒的细化强化和碳化物的弥散强化是主要的。其它如碳和合金元素的固溶强化和位错亚结构的强化，也有一定的作用。综上所述，影响贝氏体强度的几种因素都与贝氏体形成温度有关，并且都随形成温度降低，作用增强。所以贝氏体的强度随形成温度降低而增强。下贝氏体的韧性优于上贝氏体。从整体上看随贝氏体的形成温度的降低，强度的逐渐增加，韧性并不降低，反而有所增加，这是贝氏体组织力学性能变化的重要特点，也是人们对贝氏体组织感兴趣的主要原因。在高碳钢中，回火马氏体的韧性低于同强度贝氏体的韧性。另外，由于钢的淬透性的不同，某些钢淬火时往往获得马氏体和贝氏体混合组织。对这种混合组织的韧性研究的结果表明：马氏体和贝氏体混合组织的韧性优于单一马氏体和单一贝氏体组织的韧性。这是由于先形成的贝氏体分割原奥氏体晶粒，使得随后形成的马氏体条束变小。2.4 马氏体转变马氏体转变是钢从奥氏体化状态快速冷却，抑制过冷奥氏体发生珠光体和贝氏体等扩散型和半扩散型转变，在较低的温度下（低于Ms点）发生的无扩散型相变为马氏体转变。钢中马氏体的组织形态有板条状马氏体、片状马氏体、蝴蝶状马氏体、薄板状马氏体、薄片状马氏体等五种，其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。（1）板条马氏体 板条马氏体存在于淬火的低碳钢、 部分不锈钢、马氏体时效钢中。淬火中碳钢中含部分板条马氏体。 组织形态呈板条状。 两种情况：板条组成块组成板条束组成板条马氏体 ；板条组成板条束组成板条马氏体。 板条是构成束或块的最基本单元，每一板条均为一单晶。板条之间的界面为小角度晶界，其间往往存在厚度约为10-20nm的薄壳状的残余奥氏体。 块界与束界则为大角度晶界。 （2） 片状马氏体 存在于淬火的高碳钢及Fe-Ni ( WNi29%)合金钢中。淬火中碳钢中含部分片状马氏体。 组织形态是呈凸透镜片状（在空间形同铁饼）。显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为针状马氏体。片状马氏体的亚结构主要是孪晶。因此片状马氏体又称为孪晶马氏体。 片状马氏体之间互不平行，呈一定角度分布（60或120）。在原奥氏体晶粒内首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，随后形成的马氏体不能穿过前者，因而使后来形成的马氏体片愈来愈小。片状马氏体的最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越粗大，则马氏体片越大。 在含碳量1.4%的钢中可以看到马氏体的中脊面，马氏体片呈“Z”字形分布。隐晶（针）马氏体：马氏体转变时，当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨其形态时，这种马氏体称为隐晶马氏体。 （3） 影响马氏体形态的因素马氏体的形态及其内部亚结构主要取决于马氏体的形成温度,而马氏体的形成温度又主要取决于奥氏体的化学成分，即碳和合金元素的含量。马氏体形成温度越高，越容易得到板条马氏体，马氏体形成温度越低，越容易得到片状马氏体，随着马氏体形成温度降低，得到的板条马氏体越少，片状马氏体越多。对于Fe-C合金，马氏体的形成温度： 200 主要生成板条M 200 主要生成片状M 100 生成有中脊的，具有“Z”型的片状M 含碳量的影响：实质上是通过影响马氏体的形成温度来影响马氏体形态和内部亚结构。C%Ms、Mf板条M片状M Fe-C合金中，当 0.2%C， 几乎全部生成板条M 0.2-1.0%C，板条M+片状M混合组织，且C%则M片M板 1.0-1.4%C，全部生成片状M 1.4%C，生成有中脊、Z型片状M板条马氏体大多在200以上形成，片状马氏体主要200以下形成。含碳量为0.2%-1.0%的奥氏体在马氏体转变区较高温度先形成板条马氏体，然后在较低温度形成片状马氏体。合金元素的影响：实质上也是通过对马氏体形成温度的影响来影响马氏体的形态和内部亚结构的。Me（除Co、Al外）则Ms、Mf M板M片 （注意：此处指的是溶入奥氏体