热处理原理培训讲稿

1、第三章 珠光体转变目录第一章 钢的加热转变第二章 过冷奥氏体转变图第四章 贝氏体转变第五章 马氏体转变第六章 钢的回火转变第七章 钢的热处理工艺1第一章 钢的加热转变1-1 铁碳相图和铁碳合金缓冷后的组织图1-1 铁碳相图2二、铁碳合金缓冷后的组织 在铁碳二元合金系中，含碳量小于2.11%的合金称为钢，含碳量大于2.11%的合金称为铸铁。在钢中，含碳量为0.77%的钢称为共析钢；含碳量小于0.77%的钢称为亚共析钢；含碳量大于0.77%的钢称为过共析钢。 在 室 温 ， 共 析 钢 的 组 织 是 珠 光 体(+Fe3C)；亚共析钢的组织是先共析铁素体+珠光体；过共析钢的组织是二次渗碳体+珠光

2、体。3一、奥氏体晶核的形成( + Fe3C) 0.0218%C 6.69%C 0.77%C 体心立方 复杂斜方 面心立方 奥氏体晶核在铁素体和渗碳体相界面处较易形成，其原因为： (1) 在铁素体和渗碳体两相界面处，碳原子浓度相差较大，有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳浓度；1-2 奥氏体形成的机理4 (2) 在铁素体和渗碳体两相界面处，原子排列不规则，铁原子有可能通过短程扩散由旧相的点阵向新相的点阵转移，促使奥氏体成核； (3) 在铁素体与渗碳体两相界面处形核是在已有的界面上形核，形核时只是将原有界面变为新界面，总的界面能变化较小，需要增加的应变能也较小，并且两相界面处畸变能较高。5二、奥氏体晶

3、体的长大新相界面（奥氏体/铁素体、奥氏体/渗碳体）;碳浓度差五、亚(或过)共析钢中奥氏体的形成三、残留碳化物的溶解铁素体溶解为奥氏体的速度较快;加热时间延长四、奥氏体成分均匀化一定加热速度引起;适当保温时间;原子扩散61-3 奥氏体等温形成动力学 为了获得各温度下奥氏体的形成速度，可将共析碳钢小试样迅速加热到Ac1以上不同温度，如730、745、765、800等等，并在每一个温度下保持一系列不同时间，如1、10、40、100、s，然后在盐水中急冷到室温。测出上述各个试样中马氏体的数量，这些马氏体量就相当于高温下所形成的奥氏体量。 根据所测结果，作出各温度下奥氏体形成量和时间的关系曲线，即为奥氏

4、体等温形成动力学曲线。为便于使用，通常把不同温度下转变相同数量所需的时间绘在温度时间图上，此即为奥氏体等温形成图。7图1-2 奥氏体等温形成动力学曲线(示意图)图1-3 共析碳钢奥氏体等温形成图8 从图1-2和1-3可以看出： (1) 在高于Ac1温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定孕育期之后才开始形成。温度愈高，孕育期愈短。 (2) 奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以后速度逐渐加大，当奥氏体形成量大于50%以后，速度又开始减慢。 (3) 温度愈高，形成奥氏体所需要的全部时间愈短，即奥氏体形成速度愈快。 (4) 在整个奥氏体形成过程中，残留碳化物的溶解，特别是成

5、分均匀化所需的时间最长。91-4 奥氏体晶粒长大及其控制一、奥氏体晶粒度 晶粒度是表示晶粒大小的一种尺度，在研究奥氏体晶粒时，首先要区分三种晶粒度的概念。 1. 初始晶粒度：是指在临界温度以上，奥氏体转变刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。 2. 实际晶粒度：是指在某一具体加热或热加工条件下最终所得的奥氏体晶粒尺寸。10 3. 本质晶粒度：是根据冶金部标准YB27-64规定，将钢加热到93010，保温38小时后，以适当方式冷却，在室温下测定的高温奥氏体晶粒大小。它表示各种钢奥氏体晶粒的长大趋势。晶粒容易长大的称为本质粗晶粒钢，晶粒不容易长大的称为本质细晶粒钢。 YB27-77晶粒评级

6、标准规定，奥氏体晶粒度分为八级，一级最粗大，八级最细小。如果晶粒比八级还细小，可定为九级、十级等；如果比一级还粗大，可用0级、-1级等表示。本质晶粒度为58级的钢称为本质细晶粒钢，11本质晶粒度为14级的钢称为本质粗晶粒钢。晶粒度级别N与放大100倍时每平方英寸(6.45cm2)视野中的平均晶粒数n的关系为：n=2N1二、奥氏体晶粒长大的机理 奥氏体晶粒的长大过程可分为如下三个阶段： 1. 孕育期 2. 不均匀长大期 3. 均匀长大期12图1-4 奥氏体晶粒长大过程示意图13图1-5 本质粗晶粒钢与本质细晶粒钢奥氏体晶粒长大示意图14第二章 过冷奥氏体转变图2-1 过冷奥氏体等温转变图一、过冷

7、奥氏体等温转变图的建立 将奥氏体迅速冷至临界温度以下的一定温度，并在此温度下进行等温，在等温过程中所发生的相变称为过冷奥氏体等温转变。 测定过冷奥氏体等温转变图的方法有金相-硬度法、膨胀法、磁性法、热分析法等。15 将若干共析碳钢小试样加热到奥氏体状态，保温一定时间后迅速冷却到A1点以下不同温度，例如700、650、600等等,随后在各温度下等温，每经过一定时间取出一个试样立即淬入水中。然后，用金相-硬度法确定在给定温度下经一定时间等温后转变产物的类型和转变百分数，将结果绘制成曲线，即为过冷奥氏体等温转变动力学曲线，简称TTT(Time Temperature Transformation)曲

8、线或C曲线。16图2-1 过冷奥氏体等温转变图作法示意图17图2-2 共析碳钢(0.8%C,0.76%Mn)的C曲线18 由图2-2可以看出： 1. 在各不同温度下过冷奥氏体等温分解需要一段准备时间，称为孕育期。 2. 当等温温度从A1点逐渐降低时，相变的孕育期逐渐减短，转变速度加快；温度下降到某一温度时，孕育期最短，转变速度最快，通常把此处称为C曲线的鼻部或拐点；温度再降低，孕育期反而增长，转变速度减慢。19 3. 对于碳钢，在其C曲线鼻部以上为过冷奥氏体高温转变区，生成珠光体；在鼻部以下至Ms点之间为中温转变区，生成贝氏体；在Ms点以下为低温转变区，生成马氏体。 4. 从整体来看，当奥氏体

9、转变为珠光体时，随时间的增长，转变速度增大，但至转变50%以后，转变速度又逐渐降低，直至转变完成。20图2-3 亚共析钢(0.54%C)过冷奥氏体等温转变图21图2-4 过共析钢(1.13%C)过冷奥氏体等温转变图22二、影响奥氏体等温转变图的因素1. 含碳量的影响2. 合金元素的影响3. 加热条件的影响图2-5 合金元素对过冷奥氏体等温转变图位置及形状的影响23 2-2 过冷奥氏体连续冷却转变图一、过冷奥氏体连续冷却转变图的建立 将若干共析碳钢小试样在规定的温度奥氏体化后，以不同的速度连续冷却。在冷却中途的不同时期(即不同温度)分别取出一组试样用盐水急冷，以终止其中的分解转变过程。然后观察金

10、相组织并测定硬度，以确定在各种冷速下连续冷却时的转变开始点和终了点。将这些点画在温度-时间坐标系中，并将转变开始点与终了点各自分别连在一起，绘成连续冷却转变图， 简 称CCT(Continuous Cooling Transformation)曲线。24二、过冷奥氏体连续冷却转变图的分析图2-6 共析碳钢连续冷却转变图25图中CC线为转变中止线；vc是使全部过冷奥氏体都不发生分解，而被过冷到Ms点以下发生马氏体转变的最小冷却速度，称为上临界冷却速度，通常也叫临界冷却速度或临界淬火速度；vc是过冷奥氏体全部转变为珠光体的最大冷速，称为下临界冷却速度。26图2-7 冷却速度对共析碳钢奥氏体转变温度

11、区域(a)及转变产物(b)的影响1-珠光体转变开始线；2-珠光体转变终了线；3-珠光体转变中止线；4-马氏体转变开始线；5-马氏体转变终了线27三、亚(或过)共析碳钢的连续冷却转变曲线图2-8 0.30%C钢连续冷却转变曲线奥氏体化温度：930；时间：30min28图2-9 0.90%C钢连续冷却转变曲线奥氏体化温度：930；时间：30min29第三章 钢的珠光体转变3-1 珠光体的组织形态与性能特点一、珠光体的组织形态 P ( + Fe3C) 面心立方 体心立方 复杂斜方 0.77%C 0.0218%C 6.69%C 根据在铁素体基体上分布的渗碳体形状，珠光体可分为片状珠光体和粒状珠光体。3

12、0图3-1 共析碳钢(0.8%C,0.76%Mn)的C曲线31图3-2 粒状珠光体 典型组织形态为：在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织。32 典型组织形态为：厚片状铁素体与薄片状渗碳体交替排列的片层状组织。图3-3 片状珠光体33图3-4 片状珠光体的片层间距和珠光体团的示意图a) 珠光体的片层间距；b) 珠光体团34 根据片层间距的大小，可将片状珠光体细分为以下三类： (1) 珠光体：在A1650范围内形成，层片较粗，片层间距平均大于0.3m，在放大400倍以上的光学显微镜下便可分辨出层片； (2) 索氏体：在650600范围内形成，层片比较细，片层间距平均为0.10.3m，在大于100

13、0倍的光学显微镜下可分辨出层片； (3) 屈氏体：在600550范围内形成，层片很细，片层间距平均小于0.1m，即使在高倍光学显微镜下也无法分辨出片层，只有在电子显微镜下才能分辨开层片。35二、珠光体的机械性能图3-5 共析碳素钢的珠光体形成温度对片层间距和团直径的影响36图3-6 共析碳素钢珠光体团的直径和片层间距对断裂强度的影响37图3-7 共析碳素钢珠光体团的直径和片层间距对断面收缩率的影响 珠光体团直径和片层间距越小，强度、硬度越高，塑性也越好。38图3-8 共析碳素钢不同组织的应力-应变图1-片状珠光体 2-粒状珠光体 在退火状态下，对于相同含碳量的钢料，粒状珠光体的强度、硬度比片状

14、珠光体低，塑性、切削加工性和淬火工艺性等比片状珠光体好。393-2 珠光体转变的机理 P ( + Fe3C) 面心立方 体心立方 复杂斜方 0.77%C 0.0218%C 6.69%C40一、珠光体的形核图3-9 片状珠光体形核与长大过程示意图41二、珠光体晶核的长大1. 协作长大(1) 纵向长大图3-10 片状珠光体形成时碳原子扩散示意图42(2) 横向长大2. 分枝长大 (a) (b)图3-11 珠光体中渗碳体片的分枝长大(a) 金相照片 (b) 示意图43三、亚(或过)共析钢的珠光体转变图3-12 铁碳准平衡示意图44一、贝氏体的组织形态1. 上贝氏体 在贝氏体转变温度范围内，在接近珠光

15、体转变温度的较高温度区域内形成的贝氏体是上贝氏体。 上贝氏体是一种两相组织，由铁素体和渗碳体组成。 上贝氏体的典型组织形态从整体看呈羽毛状。第四章 钢的贝氏体转变4-1 贝氏体的组织形态及性能特点45图4-1 共析碳钢(0.8%C,0.76%Mn)的C曲线462. 下贝氏体 在贝氏体转变温度范围内，在靠近马氏体转变温度的较低温度区域内形成的贝氏体是下贝氏体。 下贝氏体也是一种两相组织，由含碳量过饱和的铁素体和亚稳定的碳化物组成。 下贝氏体的典型组织形态为：在三维空间呈双凸透镜片状；在光学显微镜下呈黑色针状或竹叶状。47图4-2 碳化物的晶格模型碳化物为密排六方点阵，化学式可写为Fe2.4C。4

16、83. 粒状贝氏体 粒状贝氏体是低碳或中碳合金钢以一定速度连续冷却后所获得的组织，其形成温度稍高于上贝氏体的形成温度，接近于奥氏体转变为贝氏体的最高温度Bs。 粒状贝氏体的组织特征为：块状(等轴状)的铁素体中分布着一些岛状的富碳奥氏体区。 岛状富碳奥氏体区在继续冷却过程中，随冷却条件和过冷奥氏体稳定性的不同，可能产生以下三种情况：(1) 部分或全部分解为铁素体和碳化物；(2) 部分转变为马氏体，这种马氏体和残余奥氏体组成的岛状组织，称为M-A组织；(3) 全部保留至室温。49二、贝氏体的性能特点图4-3 贝氏体形成温度对碳化物弥散度(a)和铁素体晶粒大小(b)的影响图4-4 贝氏体中的碳化物弥

17、散度(a)和铁素体晶粒大小(b)对强度的影响50 上贝氏体的形成温度高，其板条束中铁素体和渗碳体的分布具有明显的方向性，且铁素体和渗碳体的尺寸均较大，因此强度较低。这种组织对裂纹扩展的抗力很小，铁素体板条可作为裂纹扩展的通道，其塑性、韧性低于屈氏体。 下贝氏体的形成温度低，贝氏体中铁素体片较细，且是位错亚结构，碳化物的弥散度也大，与上贝氏体相比，不但强度高，而且韧性好。515-2 贝氏体形成机理及形成特点一、贝氏体形成机理(a)(b)图5-5 贝氏体形成机理示意图(a) 上贝氏体；(b) 下贝氏体52二、贝氏体转变的基本特征1. 形成贝氏体的温度有一个上限，即Bs点。2. 贝氏体转变也是一个形

18、核与长大的过程，一般以铁素体为领先相。3. 贝氏体形成时，铁与合金元素原子不扩散，奥氏体以切变共格的方式转变为铁素体，故贝氏体形成时会产生表面浮凸现象。但是，贝氏体形成时，碳原子是可以扩散的。534. 无论是上贝氏体还是下贝氏体，其中的铁素体与母相奥氏体之间的晶体学位向关系均遵循K-S关系。上贝氏体中铁素体的惯习面为111；下贝氏体中铁素体的惯习面为225。5. 贝氏体转变的速度比马氏体慢得多。6. 对于碳钢，只要等温温度降低到某一温度，奥氏体就可以全部转变为贝氏体；但对于许多合金钢，即使等温温度降低到很低的温度，奥氏体也不能完全转变，仍有部分奥氏体残留下来。7. 贝氏体转变可能与珠光体转变或

19、马氏体转变重叠。54第五章 钢的马氏体转变5-1 马氏体的晶体结构及转变特点一、马氏体的晶体结构1. 碳原子在马氏体点阵中的位置及其分布55图5-1 共析碳钢(0.8%C,0.76%Mn)的C曲线56图5-1 碳原子在马氏体点阵中的可能位置示意图可能位置是：由铁原子组成的扁八面体空隙之中。57图5-2 碳原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵马氏体点阵为：体心正方；c/a称为马氏体的正方度。582. 马氏体的点阵常数和碳含量的关系图5-3 含碳量对马氏体点阵常数的影响59二、马氏体转变的主要特点1. 切变共格和表面浮凸现象图5-4 钢因马氏体转变而产生的表面浮凸60图5-5 马氏体形成时引起

20、的表面倾动61图5-6 马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图 马氏体是以切变方式形成的，马氏体与奥氏体之间界面上的原子既属于马氏体，又属于奥氏体，是共有的；并且整个相界面是互相牵制的，这种界面称之为“切变共格”界面。622. 马氏体转变的无扩散性 马氏体转变的无扩散性有以下实验证据： (1) 碳钢中马氏体转变前后碳的浓度没有变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶格改组：-Fe(C) -Fe(C) 面心立方 体心正方 (2) 马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，并且转变速度极快。633. 具有一定的位向关系和惯习面(1) 位向关系 K-S关系 011111； 按照这样的位向关系，马氏体在母相

21、中可以有24个不同的取向。 图5-7 K-S位向关系示意图64图5-8 钢中马氏体在(111)面上形成时可能有的取向65 西山关系(111)(110)；11-2-110按照西山关系，在每个111面上，马氏体只可能有三种不同的取向，所以总共只有12种可能的马氏体取向。图5-9 西山关系示意图66图5-10 西山关系和K-S关系的比较67 G-T关系111110 差1； 差2。2. 惯习面 马氏体转变时，新相总是在母相的某个晶面族上形成，这种晶面称为惯习面。在相变过程中从宏观上看，惯习面是不发生转动和不畸变的平面，用它在母相中的晶面指数来表示。 钢中马氏体的惯习面随碳含量及形成温度不同而异，常见的

22、有三种：(1) 含碳量小于0.6%时，为111；(2) 含碳量在0.6%1.4%之间时，为225；(3) 含碳量高于1.4%时，为259。随马氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势。683. 马氏体转变是在一个温度范围内完成的图5-11 马氏体转变量与温度的关系Ms马氏体转变开始温度；Mf马氏体转变终了点；A、B残留奥氏体。694. 马氏体转变的可逆性 在某些铁合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以逆马氏体转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变。逆转变开始点用As表示，逆转变终了点用Af表示。通常As温度比Ms温度高。70

23、5-2 马氏体的组织形态及性能特点一、马氏体的组织形态1. 板条状马氏体 板条状马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型马氏体组织。 对于碳钢，板条状马氏体通常在0.2%C时单独存在，0.2%C时与片状马氏体共存。 板条状马氏体与母相奥氏体的晶体学位向关系是K-S关系，惯习面为(111)，但18-8不锈钢中板条状马氏体的惯习面是(225)。71图5-12 板条状马氏体显微组织的晶体学特征示意图72 目前认为板条状马氏体的立体形态有两种： (1) 横截面为椭圆形，呈扁条状，abc，一般a比b大10倍以上。 (2) 横截面为矩形，呈薄板状，abc。 板条状马氏体的亚结构主

24、要是：高密度 缠 结 的 位 错 ， 位 错 密 度 一 般 为0.30.91012cm/cm3。732. 片状马氏体 片状马氏体是中、高碳钢，高镍的铁镍合金等铁系合金中出现的另一种典型马氏体组织。 对于碳钢，片状马氏体只在1.0%C时才单独存在，1.0%C时与板条状马氏体共存。 片状马氏体与母相奥氏体的晶体学位向关系是K-S关系或西山关系，惯习面为(225)或(259)。74图4-13 片状马氏体75图4-14 片状马氏体显微组织示意图 在一个马氏体片中间常有一条明显的筋，称为中脊。它的厚度一般约为0.51m，是112型孪晶。 片状马氏体的亚结构主要是：平行的细小孪晶。76二、马氏体的性能特

25、点1. 马氏体的硬度和强度 钢中马氏体最主要的特性就是高硬度和高强度。图4-15 淬火钢的硬度与碳含量的关系77 马氏体具有高强度和高硬度的原因如下： (1) 固溶强化：过饱和碳原子间隙式固溶于马氏体中引起强烈的正方畸变，形成以碳原子为中心的应力场，这种应力场与位错交互作用使马氏体显著强化。 (2) 亚结构强化：板条状马氏体内的高密度位错，片状马氏体内的精细孪晶，产生亚结构强化。 (3) 时效强化：马氏体形成过程中发生自回火，使碳原子沿晶格缺陷偏聚或碳化物弥散析出，从而产生时效强化。782. 马氏体的塑性与韧性 马氏体的塑性与韧性主要决定于它的亚结构。 位错马氏体既具有高的强度和硬度，又具有良

26、好的塑性与韧性； 孪晶马氏体虽具有高的强度和硬度，但其塑性与韧性却很低。795-3 马氏体转变的动力学特点一、马氏体的变温形成图4-16 连续冷却时马氏体转变动力学曲线80 马氏体变温形成的动力学特点为：降温形成，瞬时成核，瞬时长大，转变速度极快。二、马氏体的等温形成 对于某些Ms点在0以下的Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr和Fe-Mn-C合金，其马氏体转变完全是等温形成。81图5-17 Fe-Ni-Mn合金马氏体等温转变曲线82三、马氏体的爆发形成 有些Ms点在0以下的铁基合金，如Fe-Ni、Fe-Ni-C系合金，当奥氏体过冷到某一转变温度(MB)时，转变就骤然发生，在不到1秒钟的时间内会

27、剧烈地形成相当大量的马氏体，并伴随有可以听见的声响及释放出大量的相变潜热，这种现象称为马氏体的“爆发”式形成。835-6 马氏体转变的理论一、马氏体转变晶体学的经典理论1. Bain畸变模型2. K-S(均匀切变)模型3. G-T模型二、马氏体转变的表象(唯象)理论三、马氏体的形核模型(马氏体转变的位错理论)1. 位错圈相界面模型2. 层错形核模型84图5-18 高碳铬钢中奥氏体的稳定化试验用钢：1.1%C，1.5%Cr；奥氏体化温度：104085转变类型转变类型珠光体转变珠光体转变贝氏体转变贝氏体转变马氏体转变马氏体转变转变温度范围转变温度范围高温转变高温转变(Ar1550)中温转变中温转变

28、(500Ms)低温转变低温转变(Ms以下以下)扩散性扩散性铁原子、合金元铁原子、合金元素原子与碳原子素原子与碳原子均扩散均扩散碳原子扩散，铁与碳原子扩散，铁与合金元素原子不扩合金元素原子不扩散散铁原子、合金元铁原子、合金元素原子与碳原子素原子与碳原子均不扩散均不扩散形核、长大形核、长大与领先相与领先相形核、长大，一形核、长大，一般以渗碳体为领般以渗碳体为领先相先相形核、长大，一般形核、长大，一般以铁素体为领先相以铁素体为领先相形核、长大形核、长大共格性共格性无共格性无共格性具有共格性，产生具有共格性，产生表面浮凸现象表面浮凸现象具有共格性，产具有共格性，产生表面浮凸现象生表面浮凸现象组成相及组

29、织组成相及组织两相组织两相组织-Fe(C)-Fe+Fe3C两相组织两相组织-Fe(C)-Fe(C)+Fe3C(约约350以上以上)-Fe(C)-Fe(C)+FexC(约约350以下以下)单相组织单相组织-Fe(C)-Fe(C)表5-1 珠光体、马氏体与贝氏体转变特点的比较86第六章 钢的回火转变 回火是把淬火钢件加热到低于A1的某一温度，保温一段时间，然后冷却至室温的热处理工艺。一、马氏体中碳原子的偏聚 100以下回火，马氏体中的碳原子将短距离迁移到微观缺陷处，使系统能量降低。 由于含碳量不同，马氏体中可能出现两种不同的偏聚过程：6-1 淬火钢在回火时的组织变化87 (1) 含碳量小于0.2%

30、的马氏体中，间隙碳原子全部偏聚到高密度的位错线上，形成柯氏气团。这是碳原子与位错的弹性应力场交互作用，被弹性地吸引到位错线上的结果，故称为弹性偏聚。此时，马氏体为体心立方点阵，不出现正方度。当马氏体的含碳量为0.2%时，偏聚达饱和状态。 (2) 含碳量大于0.2%的马氏体中，多余的碳原子不再偏聚到位错线附近，而是在垂直c轴的(001)面上偏聚，伴随有化学自由能降低，正方度c/a增大，强度、硬度提高，称为化学偏聚。88二、马氏体的分解与亚稳碳化物的形成 在100以上回火时，马氏体将发生较为明显的分解，使其碳浓度降低，点阵常数c减小，a增大，正方度c/a减小，并析出碳化物。图5-1 0.96%C钢

31、回火时马氏体的含碳量、晶格常数(c/a)比与回火温度及回火时间的关系89 片状马氏体的分解分为两个阶段： 在100150之间回火为马氏体分解的第一阶段，称为二相式分解； 在150以上回火为马氏体分解的第二阶段，称为连续式分解。图5-2 马氏体二相式分解(a)和连续式分解(b)示意图90图5-3 不同含碳量的碳钢中马氏体的含碳量与回火温度的关系(回火时间1小时)91图5-4 1.09%C钢在不同温度回火时马氏体的含碳量与回火时间的关系92 在150250回火时，片状马氏体将分解为片状固溶体和薄片状碳化物的两相组织，称为回火马氏体。 由于碳化物的弥散析出，使得回火马氏体比淬火马氏体易于腐蚀，因而回

32、火马氏体在光学显微镜下呈暗黑色片状组织。 对于含碳量0.2%的板条状马氏体，在100200之间回火时，马氏体一般不析出碳化物，碳原子仍偏聚在位错线附近。93三、残余奥氏体的转变 含碳量超过0.5%的碳钢或低合金钢，淬火后才有一定数量的残余奥氏体存在。 在200300温度区间回火时，残余奥氏体将分解为过饱和固溶体和薄片状碳化物的两相组织，一般认为是回火马氏体或下贝氏体，可用下式表示：RM或B(+-Fe2.4C)94四、碳化物的转变 在250400之间回火时，碳素钢马氏体中过饱和的碳原子几乎全部析出，形成比碳化物更加稳定的碳化物和碳化物。铁碳化合物化学式结构稳定性Fe2.4C六方晶系亚稳定Fe5C

33、2单斜晶系亚稳定Fe3C斜方晶系稳定表5-1 铁碳化合物的组成、结构与稳定性95铁碳化合物惯习面位向关系100(0001)(011)；(10-11)(101)；11-20100=5112(100)(-1-21)；010101；011-111110112(001)(-112)；01011-1；1001-10表5-2 铁碳化合物与母相的位向关系96 碳化物转变也是通过形核与长大方式进行的，依据原有碳化物和新形成碳化物与母相的惯习面和位向关系的异同，可以分为两类： (1) “原位”转变：如果原有碳化物和新形成碳化物与母相的惯习面和位向关系相同，则可原位转变；即通过原有碳化物成分的变化和点阵的重构转化

34、为新碳化物。 (2) “独立”形核长大转变：如果原有碳化物和新形成碳化物与母相的惯习面和位向关系不同，则以独立形核长大方式转变；即原有碳化物溶解，新碳化物在其它部位重新形核和长大。97含碳量碳化物转变情况C%0.2% -Fe3C0.2%C% 0.40.6%-Fe2.4C-Fe5C2-Fe3C表5-3 回火时含碳量不同的马氏体中碳化物的转变情况98图5-5 1.34%C钢回火时三种碳化物析出的范围(虚线表示未确定界限)99五、碳化物的聚集长大与相的回复、再结晶 回火温度高于400后，渗碳体明显聚集长大并球化，无论是片状渗碳体的球化还是粒状渗碳体的长大，均按小颗粒溶解，大颗粒长大的机理进行。 回火

35、温度超过400后，相将发生回复。在回复过程中，相中的位错密度逐渐降低，剩下的位错重新排列成二维位错网络，并将相分割成许多亚晶粒。 回火温度高于600后，相将发生再结晶。在再结晶过程中，等轴状铁素体逐步取代了板条状或针状相。100 淬火钢在回火过程中的组织变化为： 在150250之间回火时，片状马氏体将分解为片状固溶体和薄片状碳化物的两相组织，称为回火马氏体； 在350500之间回火时，碳钢与低合金钢将得到板条状或片状铁素体与细颗粒渗碳体组成的混合物，称为回火屈氏体； 在500A1之间回火时，碳钢与低合金钢将得到颗粒状渗碳体分布于等轴状铁素体基体上的组织，称为回火索氏体。101淬火态淬火态200

36、回火回火400回火回火600回火回火40钢回火转变光学金相组织实例1026-2 钢的回火脆性一、淬火钢回火时机械性能的变化图5-6 淬火钢回火后硬度与回火温度的关系103图5-7 中碳钢(0.41%C，0.72%Mn)的机械性能与回火温度的关系104二、钢的回火脆性图5-8 含0.3%C，1.47%Cr，3.4%Ni钢的冲击韧性与回火温度的关系 回火脆性：随着回火温度升高，钢的冲击韧性反而降低的现象。1051. 低温回火脆性 在250400范围内回火时出现的脆性，称为低温回火脆性。 几乎所有淬成马氏体的钢，在300左右回火后都将或轻或重地出现这种脆性。 如果将已产生这种脆性的工件，在更高温度回

37、火，其脆性将消失；若再将这个工件在300左右回火，其脆性不再出现，故这类回火脆性又称为“不可逆回火脆性”。 不可逆回火脆性与回火后的冷却速度无关。 低温回火脆性产生的主要原因是碳化物转变成的及碳化物沿马氏体板条或片的界面呈薄膜状析106出。韧性的残余奥氏体分解成回火马氏体或下贝氏体也促进此类脆性。2. 高温回火脆性 在450650范围内回火时出现的脆性，称为高温回火脆性。 如果将已产生这种脆性的工件，重新加热到650以上保温，然后快冷，其脆性可以消失；若再次将这个工件加热到650以上慢冷，其脆性又将出现，故这类回火脆性又称为“可逆回火脆性”。 高温回火脆性主要是由锑、磷、锡、砷等微量杂质元素在

38、原奥氏体晶界偏聚所引起。合金钢中铬、锰、镍等元素，不但促进上述微量杂质元素的偏聚，本身也产生晶界偏聚，故增加脆化倾向。107图5-9 0.35%C，0.52%Mn，3.44%Ni，1.05%Cr钢的冲击韧性与回火温度的关系1-回火10小时后水冷 2-回火30分钟后水冷3-回火10小时后炉冷 4-回火30分钟后炉冷108三、回火产物与奥氏体直接分解产物的性能比较图5-10 含0.84%C的碳钢片状与粒状组织的力学性能对比回火索氏体(粒状组织)的性能明显优于索氏体(片状组织)109图5-11 30CrMnSi钢等温淬火和淬火回火后的冲击韧性下贝氏体的性能明显优于回火马氏体110第七章 钢的热处理工

39、艺020040060080005101520时间(小时)温度(oC)图6-1 热处理工艺 所谓热处理工艺，是指把钢加热到预定的温度，在此温度下保持一定时间，然后以预定的速度冷却下来的一种综合工艺。1117-1 钢的退火与正火一、钢的退火 将钢加热到临界点Ac1以上或以下的一定温度，保温一定时间，然后缓慢冷却，以获得接近平衡状态的组织，这种热处理工艺称为退火。 112图6-2 退火与正火的加热温度范围示意图113退火可以达到以下目的： (1) 消除钢锭的成分偏析，使成分均匀化； (2) 消除铸、锻件中存在的魏氏组织或带状组织，细化晶粒和均匀组织； (3) 降低硬度，提高塑性，以便于切削加工； (

40、4) 改善高碳钢中碳化物的形态和分布，为淬火作好组织准备。114图6-3 普通退火()与等温退火()示意图 普通退火是将钢件加热到临界温度(Ac1或Ac3)以上奥氏体化后连续冷却至室温。 等温退火是将钢件加热到临界温度(Ac1或Ac3)以上奥氏体化后，迅速移入另一温度低于Ar1的炉中等温停留，待转变完成后，出炉空冷至室温。1151. 完全退火 将亚共析钢加热至Ac3以上2030，保温足够时间奥氏体化后，随炉缓慢冷却，从而获得接近平衡状态的组织，这种热处理工艺称为完全退火。 完全退火的目的为： (1) 消除铸、锻件中存在的魏氏组织或带状组织，细化晶粒和均匀组织； (2) 消除铸、锻件中存在的内应

41、力，降低硬度，便于切削加工。 完全退火只适用于亚共析钢，不适用于过共析钢。116图6-4 热锻轧钢材完全退火工艺曲线1172. 不完全退火 将亚共析钢在Ac1Ac3之间或过共析钢在Ac1Accm之间两相区加热，保温足够时间后缓慢冷却的热处理工艺，称为不完全退火。 不完全退火的目的是：改善珠光体组织，消除内应力，降低硬度以便切削加工。 亚共析钢不完全退火的温度一般为740780，其优点是加热温度低，操作条件好，节省燃料和时间。1183. 球化退火 球化退火是一种将钢中渗碳体或碳化物由片状变为粒状，均匀分布在铁素体基体上的热处理工艺。主要用于过共析钢，是一种不完全退火。 球化退火的目的是：消除钢中

42、的片状珠光体，代之以粒状珠光体。 经球化退火后的组织有以下优点：由片状珠光体变为粒状珠光体，可降低钢的硬度，改善其切削加工性能；粒状珠光体加热时奥氏体晶粒不易长大，允许有较宽的淬火温度范围，淬火时变形开裂倾向小，即淬火工艺性能好；能获得最佳的淬火组织，即马氏体片细小，残余奥氏体量少，并保留有一定量均匀分布的粒状碳化物。119球化退火的加热温度范围一般为：Ac1+2030图6-5 GCr15轴承钢球化退火工艺曲线1204. 扩散退火 扩散退火是通过高温长时间加热，使合金元素扩散均匀，以消除或减弱枝晶偏析的热处理工艺。主要用于合金钢锭或铸件。 扩散退火温度通常为11001200，保温时间为1015

43、小时。5. 软化退火 软化退火是消除钢锭或合金结构钢锻轧钢材内应力，降低其硬度的热处理工艺。 软化退火温度通常为650720，保温后出炉空冷。1216. 再结晶退火 再结晶退火是将冷加工后的钢材加热至T再Ac1之间，通常为650700，使变形晶粒恢复成等轴状晶粒，从而消除加工硬化的热处理工艺。7. 去氢退火图6-6 防止白点的热处理工艺曲线(a) 碳钢及低合金钢；(b) 中合金钢122二、钢的正火 正火是将钢加热到Ac3或Accm以上约3050，或者更高温度，保温足够时间，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。 根据钢中过冷奥氏体的稳定性和钢的截面大小，正火后可获得不同的组织，如粗细不同的珠光体、

44、贝氏体、马氏体或它们的混合组织。 正火的目的为： (1) 对于大锻件、截面较大的钢材、铸件，用正火来细化晶粒，均匀组织(如消除魏氏组织或带状组织)，为淬火处理作好组织准备，此时正火相当于退火的效果。123 (2) 低碳钢退火后硬度太低，切削加工中易粘刀，光洁度较差。改用正火，可提高硬度，改善切削加工性。 (3) 可以作为某些中碳钢或中碳低合金钢工件的最终热处理，以代替调质处理，具有一定的综合力学性能。 (4) 用于过共析纲，可消除网状二次碳化物，为球化退火作好组织上的准备。1247-2 钢的淬火与回火一、钢的淬火 将钢加热到临界点Ac1或Ac3以上的一定温度，保温一定时间，然后在水或油等冷却介

45、质中快速冷却，这种热处理工艺称为淬火。 淬火的主要目的是：把奥氏体化工件淬成马氏体，以便在适当温度回火后，获得所需要的力学性能。1. 淬火工艺参数的选择(1) 加热温度125图6-7 碳钢的淬火加热温度范围亚共析钢的淬火加热温度为：Ac3+3050过共析钢的淬火加热温度为：Ac1+3050126(2) 保温时间 保温时间是指工件装炉后，炉温回升到淬火加热温度后所需保持的时间。 保温的目的是： 使工件透热，即工件整个截面都达到规定的淬火加热温度； 完成加热时的转变过程，获得所需成分的细晶粒奥氏体。(3) 冷却介质及冷却方法127图6-8 钢的理想淬火冷却曲线128淬火介质冷却速度(/s)在650

46、550区间在300200区间水(18)水(26)水(50)水(74)10%苛性钠水溶液(18)10%氯性钠水溶液(18)矿质机油油水乳状液60050010030120011001007027027027020030030020200表6-1 常用淬火介质的冷却速度129 常用的淬火冷却方法有以下几种： 单液淬火 将奥氏体化后的高温工件迅速投入到一种淬火冷却介质中，连续冷却到室温，这种淬火冷却方式称为单液淬火。 双液淬火 将奥氏体化后的高温工件迅速投入水中急冷，防止工件发生珠光体和贝氏体转变，待工件表面温度接近Ms点时，立即从水中取出，投入油中冷却，在油冷过程中发生马氏体转变，这种淬火冷却方式称

47、为双液淬火。130图6-9 各种淬火方法的冷却曲线示意图(a) 单液淬火 (b) 双液淬火(c) 分级淬火 (d) 等温淬火131 分级淬火 将奥氏体化后的高温工件迅速投入温度略高于Ms点的盐浴或碱浴中，等温停留一段时间(以不发生贝氏体转变为准)，使工件内外温度均匀，然后取出空冷，这种淬火冷却方式称为分级淬火。 等温淬火 将奥氏体化后的高温工件迅速投入温度略高于Ms点的盐浴中，停留足够时间，使过冷奥氏体等温转变为下贝氏体，然后取出空冷，这种淬火冷却方式称为等温淬火。1322. 钢的淬透性 淬透性是指奥氏体化后的钢接受淬火的能力。其大小通常用一定条件下淬火后钢的淬透层深度来表示，它主要取决于钢的

48、临界冷却速度的大小。(1) 工件截面上冷却速度的分布与淬透情况(2) 淬透性的测定方法 断口评级法 按 G B 2 2 7 - 6 3 规 定 ， 试 样 尺 寸 为2020100mm，中间开一个V型缺口；或22100mm，中间开环形缺口，缺口深均为35mm。试样分别加热至133(a)(b)图6-10 工件截面的冷却速度(a)与未淬透区(b)示意图 淬透层深度为：表面至半马氏体区(即由50%马氏体和50%非马氏体组成)的距离。134图6-11 淬硬-未淬硬区过渡部分的马氏体量与硬度变化135760、800、840淬火，从缺口处打断试样，观察断口形貌，对照相应的评级标准图来评定淬透性等级。标准中

49、规定了05六个级别，0级淬透性最小，5级淬透性最大。 此方法适用于碳素工具钢和低合金工具钢。 顶端淬火法 按 G B 2 2 5 - 6 3 规 定 ， 试 样 尺 寸 为25100mm，喷水管内径为12.5mm，喷水口与试样顶端的距离为12.5mm，喷水柱自由高度为65mm。 此方法适用于碳素结构钢和合金结构钢。136(a)(b)图7-12 顶端淬火法示意图(a) 淬火装置；(b) 淬透性曲线 钢的淬透性应表示为J ，d为至水冷端距离；HRC为该处的硬度值。dHRC137图6-13 由淬透性曲线换算为截面上硬度分布的关系曲线(a) 淬入缓动水中；(b) 淬入缓动油中 临界淬透直径是：在某种淬

50、火介质中，圆柱形试样中心刚好为半马氏体时的最大直径。138图6-14 某种钢材的淬透性曲线139图7-15 直径为50mm的某钢材淬火后沿截面的硬度分布图140二、钢的回火 回火是将淬火钢件加热到低于A1的某一温度，保温一段时间，然后以适当方式冷却至室温的热处理工艺。 回火的主要目的为：(1) 获得所需组织以改善性能；(2) 稳定组织与尺寸；(3) 消除内应力。 按回火温度的不同，可将回火分为以下三类： 1. 低温回火 在150250之间进行，回火后组织为回火马氏体。141 目的是在保持高强度、高硬度的前提下，降低钢的淬火内应力，减小其脆性。 主要用来处理刀具、量具、冷作模具、滚动轴承和渗碳件

51、等。 2. 中温回火 在350500之间进行，回火后组织为回火屈氏体。 中温回火后具有最高的弹性极限和足够的韧性。142 主要用来处理各种弹簧，也可用于处理要求高强度的工件，如刀杆、轴套等。 3. 高温回火 在500650之间进行，回火后组织为回火索氏体。 淬火加高温回火的热处理工艺称为调质处理。 调质处理后工件既具有较高的强度，又具有良好的塑性和韧性，即具有高的综合力学性能。 调质处理广泛用于要求高强度并受冲击或交变负荷的重要工件，如连杆、轴等。1437-3 钢的化学热处理 钢的化学热处理是将钢件放在一定温度的化学活性介质中，使一种或几种元素的原子渗入钢件表面，以改变钢件表面层的化学成分，从

52、而获得预期的组织和性能的热处理过程。 与表面淬火相比，化学热处理的主要优点是：(1) 表面强化效果极为显著；(2) 可获得某些特殊的性能，如抗蚀性、抗高温氧化性以及极高的耐磨性。 化学热处理的种类很多，都以渗入钢中的元素命名，如渗碳、氮化、碳氮共渗、渗硼、渗铝等。144 化学热处理应由以下五个基本过程所组成：1. 气氛的形成 为了获得一定的渗层，采用一定的渗剂，在一定的工艺条件下渗剂经过化学反应而形成一定的气氛。例如向工作炉内滴入煤油、丙酮或甲醇、丙酮等渗碳剂，在渗碳温度下，煤油、丙酮或甲醇、丙酮发生裂解，形成由CO、H2、CO2、CH4、H2O等组成的气氛。2. 吸附 由于钢件表面的原子受到

53、的引力作用不平衡，所以有吸附其它质点到其表面以降低表面自由能145的趋势。吸附时，铁对分解产生活性原子有催化作用。例如，在渗碳过程中，以一氧化碳为渗剂时，铁促进它的分解：2COCO2+C。3. 分解反应 当气氛中的其它分子与被吸附的分子相互碰撞或因本身的热振动达到一定能量时就会发生化学分解，析出所需要的活性原子。例如渗碳时：2COCO2+C。 总之，吸附和分解两个步骤，就是工件表面对气体分解反应起催化作用的过程。1464. 吸收 当分解反应析出的活性原子(仍吸附在工件表面)具有足够的能量时，就通过溶解或结合成化合物的形式进入金属表面，即被工件吸收。可用下式说明渗碳时活性碳原子的吸收过程：Fe

54、C吸附 Fe C溶3Fe C吸附 Fe3C5. 扩散 钢的表面吸收活性原子后，渗入元素的浓度大大提高，这样就在表面与内部之间形成了浓度差。在一定的温度下，原子向着低浓度方向扩散，结果便得到一定厚度的扩散层。溶解化合147图6-22 渗碳层的碳浓度分布148一、渗碳 将 低 碳 钢 件 放 入 增 碳 活 性 介 质 中 ， 在900950加热保温，使活性碳原子渗入钢的表面以达到高碳，这种热处理工艺称为渗碳。 由于渗碳工件心部要求具有较高的韧性，因此渗碳用钢是含碳量为0.150.25%的低碳钢或低碳合金钢，如20、20Cr、20CrMnTi、20CrMnMo等。 根据渗碳介质状态的不同，渗碳工艺

55、有气体渗碳、固体渗碳和液体渗碳三种。其中应用最广泛的是气体渗碳。149渗碳层碳浓度(%)0.80.931.151.42疲劳强度(107N/m2)85.392.182.366.61. 渗碳的技术要求(1) 渗碳层含碳量表6-3 渗碳层碳浓度对疲劳强度的影响(2) 渗碳层深度 对 于 一 般 零 件 ， 渗 碳 层 的 含 碳 量 控 制 在0.851.05%之间，渗碳层的深度控制在0.52.0mm之内。150图6-23 18CrMnTi钢950渗碳5.5小时后的耐磨性1-降温到840油淬，200回火1.5小时2-二次加热到840油淬，200回火1.5小时151图6-24 渗碳后截面碳浓度分布15

56、2图6-25 渗碳层深度对18CrMnMo钢疲劳强度的影响153(3) 渗碳层碳浓度梯度 渗碳层碳浓度梯度应当是平缓的，这将有助于加强渗碳层与基体金属之间的结合。(4) 淬火回火后渗碳层表面硬度 淬火回火后渗碳层表面硬度取决于渗碳钢的成分和渗碳后表面的碳浓度，对于低碳钢和低合金钢，淬火回火后渗碳层表面硬度一般要求达到HRC6063；对于中、高合金钢，由于淬火后渗碳层内存在较多的残余奥氏体，所以渗 碳 层 表 面 硬 度 较 低 ， 一 般 只 要 求 达 到HRC5660。1542. 渗碳工艺(1) 渗碳温度 由于碳在铁素体中的溶解度极低，故渗碳处理均在单相奥氏体区进行，渗碳温度必须在Ac3以

57、上，通常为920950。(2) 渗碳时间 渗碳时间主要根据所要求的渗碳层深度、渗碳温度以及钢的成分来确定。在介质的渗碳能力一定的条件下，渗碳层深度是温度和时间的函数。在渗碳温度固定的情况下，渗碳层深度与时间呈抛物线关系。155图6-26 铁碳相图156图6-27 渗碳层的表面碳浓度及碳在渗层中的分布与钢的状态图的关系(a) 在T1Ac3温度进行渗碳；(b) 钢的状态图；(c) 在T2Ac3进行渗碳157图6-28 20钢渗碳温度与碳浓度的关系158图6-29 气体渗碳时温度和时间对渗层深度的影响159图6-30 渗碳时间与渗层深度的关系160 在实际生产中，渗碳温度与时间应恰当配合，既要提高生产率，又要得到给定的渗层深度和表面碳浓度以及渗层碳浓度的合理分布。(3) 渗碳剂消耗量 渗碳剂的用量主要与装炉量及所要求的炉内碳势有关，一般推荐为每平方米渗碳表面积的气体消耗量为0.350.4米3/小时(压力为3060毫米水柱)。1613. 渗碳后的热处理(1) 直接淬火法 将渗碳工件出炉预冷到稍高于心部的Ar3温度，而后直接淬火的热处理工艺叫直接淬火法。淬火后在150200回火23小时。(2) 一次淬火法 工件渗碳后随炉冷却或出炉坑冷或空冷到室温，然后再加热到淬火温度