金属热处理原理与工艺

1金属热处理原理与工艺第一章绪论34热处理定义金属材料通过加热、保温、冷却三个工艺过程，改变材料内部的组织结构，从而改变材料性能的工艺时间温度热处理工艺曲线热处理过程中温度与时间的关系曲线——热处理工艺曲线5T℃Fe727℃w(c)%LL+δL+γδ+γα

+γα+Fe3Cγ+Fe3Cδγα2.110.02180.77EPGSFe-C相图67热处理的作用热处理在零件加工过程中的位置毛坯制造预备热处理机加工1零件热处理机加工2局部热处理热处理的作用预备热处理(毛坯热处理)零件热处理8例1:Fe-C合金Fe加入0.45%C45钢（平衡）σb硬度～200MPa～500MPa淬火80HBS～

60HRC热处理的作用1.2%C-Fe平衡组织淬火组织硬度硬度例2：齿轮＞200HBS(～20HRC)＞100HBS(<20HRC)65HRC选材：含0.2%C的钢渗碳、淬火淬火钢例3：QBe22%Be-Cu淬火、时效～300MPa1400MPa＞1000MPa9热处理原理课程的主要内容热处理工艺

两张图Fe-C合金相图C-曲线图退火正火淬火回火固溶时效

表面淬火、化学热处理

四把火10课程安排1金属热处理概述钢牌号固态相变2金属的加热合金的时效3钢在加热时的转变钢中奥氏体的形成4钢在冷却时的转变过冷奥氏体转变、珠光体5钢在冷却时的转变马氏体、贝氏体6钢的淬火、回火和正火7表面淬火和化学热处理8复习，习题课，答疑11第一章

金属热处理概述12第一章概述1.1金属的主要性能

物理性能化学性能力学性能工艺性能经济性131.1.1物理性能表面产生残余压应力提高工件力学性能表面产生残余拉应力降低零件力学性能比容：单位质量的物质所占有的容积称为比容，其数值是密度的倒数。

成分不同比容不同内应力(组织应力）CM残余应力组织应力14线膨胀系数：指温度每变化1℃材料长度变化的百分率线膨胀系数不同热应力塑性变形裂纹断裂屈服强度1.1.1物理性能15质量定压热容：当物质吸收热量温度升高时，1kg的物质温度每升高1K所吸收的热量热导率：当温度垂直梯度为1℃/m时，单位时间内通过单位水平截面积所传递的热量

热导率(合金钢)or热容温度差放慢加热冷却速度1.1.1物理性能161.1.2化学性能

金属的化学性能中最重要的是耐腐蚀性和高温抗氧化性。通过热处理可以改变成分分布、组织结构，可以提高耐腐蚀性和抗氧化性。171.1.3力学性能

力学性能是结构材料最重要的性能。通过热处理可以显著提高材料力学性能，满足服役要求，提高零件使用寿命。1强度弹性变形阶段弹性极限弹性模量E塑性变形阶段抗拉强度断裂强度屈服强度高温下蠕变极限变动载荷下疲劳极限18

低碳钢的标称应力-应变曲线1.1.3力学性能192塑性和韧性安全力学性能指标塑性指标断后伸长率断面收缩率韧性指标冲击功韧脆转变温度断裂韧度1.1.3力学性能203硬度划痕法对切断的抗力回跳法弹性变形功的大小压入法塑性变形抗力及应变硬化能力布氏硬度较软的材料洛氏硬度较硬的材料硬度强度4耐磨性磨损量压入法1.1.3力学性能211.1.4工艺性能

锻造流动性焊接成分

塑性加工低强度，高塑性切削加工强度高—

难切削，塑性高—

粘刀

热处理退火，正火——

消除残余应力再结晶退火——

提高塑性221.1.5经济性1原材料费

Ni

W

Mo

V

Nb

Ti

Re

Si

Mn

Cr

2加工费碳素钢退火目的——降低硬度，改善切削加工性能

3热处理正火＜退火/调质＜化学热处理231.2

金属的强化与韧化机制固溶强化融入某种溶质元素来形成固溶体而使金属强化的现象称为固溶强化。在溶质原子浓度适当时，可提高材料的强度和硬度，而其韧性和塑性却有所下降。241.2金属的强化与韧化机制细晶强化

工业上将通过细化晶粒以提高材料强度的方法。这是因为细晶粒受到外力发生塑性变形可分散在更多的晶粒内进行，塑性变形较均匀，应力集中较小；此外，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，越不利于裂纹的扩展。25位错强化塑性变形时，位错的运动是比较复杂的，位错之间相互反应、位错受到阻碍不断塞积、材料中的溶质原子、第二相等都会阻碍位错运动，从而使材料出现加工硬化。1.2金属的强化与韧化机制26第二相强化当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将会产生显著的强化作用。这种强化作用称为第二相强化。第二相强化的主要原因是它们与位错间的交互作用，阻碍了位错运动，提高了合金的变形抗力。1.2金属的强化与韧化机制271.4典型钢种及用途1.4.1钢的分类按合金元素分低合金，中合金，高合金按用途分结构钢，工具钢，特殊性能钢按碳含量分低碳钢(ωc<0.25%)，中碳钢，高碳钢(ωc>0.6%)281.4.2合金元素在钢中的作用①合金元素分类非碳化物形成元素SiNiBAlCuCo置换固溶体弱碳化物形成元素Mn置换固溶体

强碳化物形成元素CrWMoTiVZr置换固溶体/碳化物②合金元素作用固溶强化和韧化形成碳化物提高强度和耐磨性细化晶粒提高淬透性提高回火稳定性产生二次硬化抑制第二类回火脆性1.4典型钢种及用途固溶强化第二相强化细晶强化291.4.3低碳钢ωc<0.25%塑性韧性好，硬度强度低，耐磨性差表面高硬度强度高耐磨性渗碳淬火低温回火心部良好的塑性和韧性齿轮轴类零件耐磨零件钢号：15Mn2

20Cr

20CrMnTi

20CrMnMo

18Cr2Ni4WA

第一位数字表示碳质量分数，用万分数表示1.4典型钢种及用途301.4.4中碳钢ωc=0.25%～0.6%1调质钢良好综合力学性能：高强度，高韧性塑性，应力集中调质处理完全淬火+高温回火合金元素作用：①提高淬透性②抑制第二类回火脆性柴油机曲轴连杆螺栓汽车底盘半轴2弹簧钢高强度，对塑性韧性要求低，几乎无应力集中合金元素作用：①固溶强化②提高回火稳定性③提高淬透性弹簧弹性元件1.4典型钢种及用途311.4.4中碳钢3热作模钢常温/高温性能强度、硬度、耐磨性、塑性、韧性、大尺寸合金元素作用：①固溶强化②提高回火稳定性③提高淬透性，防止第二类回火脆性钢号：调质钢4540Cr42CrMo30CrMnSi中碳钢弹簧钢6565Mn55Si2Mn60Si2Mn

热作模具钢5CrMnMo5CrNiMo3Cr2W8V1.4典型钢种及用途321.4.5高碳钢ωc>0.6%高硬度，高耐磨性

球化退火不完全淬火低温回火

碳素工具钢加工性能好、价格便宜低合金高碳钢淬透性和耐磨性高合金高碳钢耐磨性和红硬性1.4典型钢种及用途33钢的牌号及表示方法低碳钢15Mn220Cr20CrMnTi18Cr2Ni4WA18Cr2Ni4WAωc=0.18%，ωcr=2%,ωNi=4%,ωW<1.5%,A代表高级优质钢中碳钢调质钢4540Cr42CrMo30CrMnSi弹簧钢6565Mn55Si2Mn60Si2Mn热作模具钢5CrMnMo5CrNiMo3Cr2W8V第一位碳质量分数为千分数高碳钢碳素工具钢T7AT8AT12AT代表碳素工具钢，碳含量为千分数，T12A代表ωc=1.2%高级碳素工具钢低合金高碳钢9SiCrCrWMnGCr9GCr9SiMn高碳钢中ωc一般高于1%，高于则不标出，低于则以千分数标出；滚动轴承钢为G开头；高合金高碳钢W18Cr4VCr12W6Mo5Cr4V234钢的牌号及表示方法碳素结构钢钢牌号：“Q＋数字＋字母＋字母”表达；强度、质量、脱氧方法Q＋数字：屈服强度；字母：质量等级符号(A，B，C，D)反映碳素结构钢质量；字母：脱氧方法符号(F沸腾纲，b半镇静钢，Z镇静钢，TZ特殊镇静钢)等四部分按顺序组成。如Q235—A﹒F；Q235→=235MpaA→质量等级AF→脱氧方法为沸腾钢35优质碳素结构钢用2位数字表示碳质量分数例：20钢ωc=0.20%的优质碳素结构钢普通Mn质量分数ωc＜0.25%ωMn=0.35~0.65%

ωc≥0.25%ωMn=0.50~0.80%较高Mn质量分数ωc=0.12~0.60%ωMn=0.70~1.00%

ωc＞0.60%ωMn=0.90~1.20%钢的牌号及表示方法36铸钢铸造碳钢主要用于受冲击载荷作用的、形状复杂的工件。铸钢的牌号由ZG和2组数字组成，前一组数字表示厚度为100mm以下铸件的最低屈服强度，后一组数字表示最低抗拉强度。如ZG230-450；屈服强度≥230Mpa抗拉强度A≥450Mpa

钢的牌号及表示方法37练习2045Mn10FT8A6565MnY12W18Cr4VCr12MoVωc=0.20%，普通Mn质量分数的优质碳素结构钢ωc=0.45%，较高Mn质量分数的优质碳素结构钢ωc=0.10%，优质碳素沸腾钢ωc=0.8%，高级优质碳素工具钢ωc=0.65%，普通Mn质量分数的优质碳素结构钢ωc=0.65%，较高Mn质量分数的优质碳素结构钢ωc=0.12%，易切削钢ωc＞1.0%，ωW=18%，ωCr=4%，ωCV＜1.5%高合金高碳钢ωc＞1.0%，ωCr=12%，ωMo、ωV＜1.5%高合金高碳钢38金属（包括纯金属与合金）和陶瓷等固态材料在温度和压力改变时，组织、结构的变化－－固态相变1.5固态相变概述什么是“相”？合金微观结构中的一个组成部分，这一部分表现出均匀一致的成分和性能，并且与系统的其它部分具有物理上的明显差别和界面。固态转变是金属材料热处理的依据39T℃铁的同素异形转变δ－Feα－Feγ－Fe1394912T℃Pα－Feγ－Feδ－FeL气1atm1534L401.5固态相变概述掌握固态相变规律，采取措施，控制固态相变过程以获得预期的组织和结构，从而获得预期的性能，最大限度地发挥现有金属材料的潜力，并可以根据性能要求开发新型材料相变－组织变化－性能变化411.5.1固态相变的一般特征

大多数固态相变(除调幅分解)都是通过形核和长大过程完成的。1界面及惯习面

2位向关系

3弹性应变能

4温度的影响

5缺陷的影响1.5固态相变概述421界面及惯习面

第一类共格共格界面第二类共格新旧两相相界面半共格界面非共格界面惯习面

新相往往在旧相的某一个特定晶面形成，该晶面即惯习面。通常用母相的晶面指数来表示1.5.1固态相变的一般特征43共格界面

界面两侧的点阵在跨越界面处是一对一地相互匹配，就是说，在跨越界面的方向上，界面两侧的点阵列和点阵面都完全具有连续性的界面。正应力切应力均有畸变1.5.1固态相变的一般特征44

在理想共格条件下（孪晶界），其弹性应变能和界面能都接近于零。实际上，两相点阵均有一定差别，或者点阵类型不同，或者点阵参数不同。因此，即便是两界面完全共格时，相界面附近也会产生弹性应变。一般而言，共格界面界面能较小，而弹性应变较大。共格界面依靠弹性畸变维持。当新相长大而使弹性畸变能增大到一定程度，超过母相的屈服强度时，塑性变形发生，共格关系遭到破坏。1界面及惯习面1.5.1固态相变的一般特征45半共格界面

两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大，则在相界面上不可能做到完全的一一对应，于是在界面上将产生一些位错，以降低界面的弹性应变能，这时界面上两相原子部分地保持匹配，这样的界面称为半共格界面。1界面及惯习面1.5.1固态相变的一般特征46非共格界面1界面及惯习面1.5.1固态相变的一般特征472位向关系新旧相某些低指数晶面（晶向)相互平行。K-S关系：如钢中发生奥氏体（γ）向马氏体（α）的转变时，奥氏体的密排面｛111｝γ与马氏体的密排面｛110｝α平行，马氏体的密排向﹤111﹥α与奥氏体的密排方向﹤110﹥γ平行。记为：｛110｝α||｛111｝γ，﹤111﹥α||﹤110﹥γ1.5.1固态相变的一般特征482位向关系1.5.1固态相变的一般特征493弹性应变能弹性应变能→新旧相比容→体积变化→弹性应变和应力1.5.1固态相变的一般特征503弹性应变能的影响因素完整晶体中产生的弹性应变能新相和母相的比容差新相的形状新相和母相的弹性模量1.5.1固态相变的一般特征51新相形状与相对应变能的关系3弹性应变能1.5.1固态相变的一般特征52固态相变的相变阻力包括界面能和弹性应变能3弹性应变能1.5.1固态相变的一般特征53

固态相变究竟是界面能还是弹性应变能主导，取决于具体条件。

过冷度大，临界晶核尺寸小，单位体积新相面积大，界面能增加巨大，此时界面能起主导，两相界面易取共格方式降低界面能

过冷度小，临界晶核尺寸大，界面能不起主导作用，易形成非共格界面。若两相比容差大，弹性应变能大，形成盘（片）状新相；若两相比容差小，弹性应变能小，形成球状新相。3弹性应变能1.5.1固态相变的一般特征544温度的影响温度从热力学和动力学两个角度影响固态相变热力学：过冷度or过热度自由焓差α

β与

β

α的热力学条件相等具有可逆性但固态相变强烈依赖于原子扩散，而原子扩散系数在升降温过程中不存在对称性所以多数固态相变不可逆1.5.1固态相变的一般特征55扩散对形状的影响温度越低，扩散不易进行，容易析出针（杆）状或片（盘）状的新相；温度越高，扩散容易进行，易形成球状新相4温度的影响1.5.1固态相变的一般特征565晶内缺陷的影响晶体缺陷（晶界、亚晶界、缺陷、空位）能量起伏、结构起伏、成分起伏最大原子扩散速度快，相变应力容易被松弛形核容易1.5.1固态相变的一般特征571.5.2固态相变的形核

绝大多数固态相变都是通过形核和长大完成的。形核是在母相中某些微小区域形成新相所必需的成分和结构，称为晶胚；若晶胚尺寸超过某一临界值，能稳定存在并自发长大，称为晶核。1均匀形核晶界形核2非均匀形核位错形核空位形核58均匀形核

若晶核在母相中无择优的任意分布，称为均匀形核。与液态结晶过程相比，固态相变均匀形核的驱动力是新旧两相的自由能差，而形核的阻力除界面能外还增加了弹性应变能。固态相变均匀形核时系统自由能的总变化为：界面能弹性应变能两相的自由能差

令，可得到新相的临界原子数：形成临界原子数，得到临界形核功：1.5.2固态相变的形核59

由上式可知，及减小，均可使临界形核功变小，易于形成晶核。共格或半共格新相的较小，故应变能是形核的主要阻力新相倾向于呈片状或针状。非共格新相晶面能大，故界面能是形核主要阻力新相倾向于呈球状以减少界面能。1.5.2固态相变的形核均匀形核60均匀形核—形核率与液态结晶相似，固态相变均匀形核时，形核率可用下式表示：固态原子的扩散激活能Q较大，固态相变的弹性应变能又进一步增大了形核功。1.5.2固态相变的形核61晶界形核

多晶体中两个相邻晶粒的边界叫做界面；三个晶粒的共同交界是一条线，叫做晶棱；四个晶粒交于一点，构成一个界隅。界面、界棱和界隅都不是几何意义上的面、线和点，他们都占有一定的体积1.5.2固态相变的形核62晶界形核

界面、界棱和界隅都可以提供其所储存的畸变能来促进形核。在界面形核时，只有1个界面可供晶核吞食；在界棱形核时，可有3个界面提供晶核吞食；在界隅形核时，被晶核吞食的界面有6个。所以，从能量角度来看，界隅提供的能量最大，界棱次之，界面最小。然而，从三种形核位置所占的体积分数来看，界面反而居首位，而界隅最小。1.5.2固态相变的形核63全面考虑这两种因素，晶界不同位置非均匀形核率可综合表达为：为了减少晶核表面积，降低界面能，非共格形核时各界面均呈球冠形。晶界、晶棱和晶隅上的非共格晶核应该分别呈双凸透镜片、两端尖的曲面三棱柱体和球面四面体等形状。1.5.2固态相变的形核晶界形核64

共格和半共格界面一般呈平面。大角度晶界形核时，不能同时与晶界两侧的晶粒都具有一定的晶体学位向关系，新相晶核只能与一侧母相晶粒共格或半共格，而与另一侧母相晶粒非共格。结果将使晶核形状发生改变，一侧为球冠形，另一侧由平面组成。1.5.2固态相变的形核晶界形核65位错形核1围绕位错形核后，位错消失，释放出畸变能。

2对于半共格晶核，原有的位错可以作为补偿错配的界面位错，使形核的能量增值减少。

3在新相与基体成分不同的情况下，由于溶质原子在位错线上偏聚，有利于沉淀相晶核的形成，因此对相变起催化作用。1.5.2固态相变的形核66空位形核

空位通过扩散或利用本身能量提供形核驱动力而促进形核。此外，空位群可凝聚成位错而促进形核。1.5.2固态相变的形核67

1

长大机制（一）半共格界面的迁移半共格界面上存在位错列“台阶机制”要随界面迁移，位错要攀移；台阶侧向移动，位错可滑移

1.5.3晶核的长大68

（二）非共格界面的迁移1.5.3晶核的长大691.5.3晶核的长大

（三）协同型长大机制无扩散型相变，原子通过切变方式协同运动，相邻原子的相对位置不变如马氏体相变，均匀切变方式进行协同型长大，抛光试样表面出现浮凸新相与母相之间有一定的位向关系702长大速率（一）界面控制形长大（无成分变化的新相）1.5.3晶核的长大71原子在母相和新相见往返的频率分别为原子振动频率波兹尔曼常数新旧自由能差激活能激活能谁单原子层厚度为δ，则界面迁移频率为1.5.3晶核的长大722长大速率（二）扩散控制形长大（成分变化的相变，受传质过程，即扩散速度控制）1.5.3晶核的长大731.5.4固态相变动力学热力学解决能否发生相变的问题从动力学教学研究相变速度问题转变量取决于形核率、长大速度和转变时间等温转变对相变研究的意义。相变动力学实质：相变温度-时间-转变量之间的关系74本章小结

四把火比容强化机制钢的分类钢的牌号及表示方法惯习面界面合金元素种类和影响新相母相形状淬火回火退火正火固溶时效表面淬火、化学热处理第二章

金属的加热752.1加热方法及设备2.1.1箱式电阻加热炉以电为能源加热方式：在加热器（电阻丝或带）和工件之间存在气体介质。中、小零件的小批量热处理淬火炉渗碳炉多用炉762.1加热方法及设备2.1.2井式加热炉安放在地面以下，工件垂直入炉装料多，生产率高，温度均匀，适合细长杆件772.1加热方法及设备2.1.3浴炉用液体作为加热或冷却介质的热处理炉通常称为浴炉。介质：熔盐、熔融金属或合金、熔碱、油等装料多，生产率高，温度均匀，适合细长杆件782.2工件表面的热交换2.2.1对流传热（以流体为介质）依靠发热体与工件之间流体（气体或液体）的流动进行热量传递的过程，使热量由温度较高的一方（发热体）传给较低的一方（工件）1流体流动的动力自然对流温度差导致密度不同发生相对沉降强制对流外加动力（风扇）强迫流体流动792.2.1对流传热2流体的流动状态层流流体质点互不混杂，运动轨迹呈有条不紊的线状流动紊流流体质点相互混掺，运动无序，运动要素具有随机性3流体的物理性质热导率、热容、密度、黏度4工件表面形状及其在炉内的放置位置

2.2工件表面的热交换802.2工件表面的热交换2.2.2辐射传热（无介质）任何物体只要温度高于决定零度，就会向各个方向放出辐射能。辐射不需要介质，在真空中也能进行。当辐射能被另一物体吸收后，转化为热能而实现加热。提高炉温、增大受热面积、红外涂层2.2.3传导传热（以炉底板为介质）温度不同的接触物体间或一物体中各部分之间的热能传递过程。

812.3加热温度和时间2.3.1加热时间概念炉温升温时间、工件升温时间、工件透热时间、工件保温时间2.3.2加热温度设备条件、工艺要求、零件尺寸形状、加热制度及方式加热冷却保温Tt热处理周期V加热T，tV冷却822.4相变和组织应力2.4.1过饱和固溶体的脱溶与第二相溶解脱溶：固溶体自高温急冷到固态溶解度曲线以下，由于冷却速度快，沉淀产物来不及析出，形成了过饱和固溶体，然后在较低的温度下这种不稳定的过饱和固溶体随着时间变化发生脱溶分解。时效脱溶过程中会析出各种弥散分布的亚稳定沉淀相，这种亚稳定沉淀相与母相共格或局部共格，使合金强化。急冷过饱和固溶体固溶体脱溶分解析出亚稳定沉淀相832.4.1过饱和固溶体的脱溶与第二相溶解2.4相变和组织应力α固溶体t1急冷α’固溶体固溶处理室温放置or加热析出β相脱溶α固溶体加热到t1以上保温第二相溶解842.4.2成分均匀化2.4相变和组织应力铸件

急冷成分偏析扩散退火液相线以下保温成分均匀2.4.3多行性转变T℃δ－Feα－Feγ－F2.4.4回复、再结晶和应力变化同素异构转变2.4.5组织应力再结晶退火，高温回火去应力退火852.4相变和组织应力退火或正火是将钢加热到一定温度并保温一定时间以后，以缓慢的速度冷却下来，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工艺。

86

（1）完全退火其目的是细化晶粒、降低硬度以改善切削加工性能和消除内应力。（2）等温退火等温退火的加热工艺与完全退火相同。“等温”的含义是，发生珠光体转变时是在Ar1以下珠光体转变区间的某一温度等温进行。等温退火能有效缩短退火时间，提高生产效率并能获得均匀的组织和性能。（3）球化退火球化退火主要用于过共析钢和合金工具钢。其目的是降低硬度、均匀组织、改善切削性能，为淬火作组织准备。获得粒状珠光体。球化退火的加热温度一般为Ac1以上20～30℃。退火87

（4）扩散退火（均匀化退火）扩散退火的特点是，加热温度高（一般在Ac3或Accm以上150～300℃），保温时间长（10h以上）。因此，扩散退火后钢的晶粒粗大，需要进行一次正常的完全退火或正火处理。（5）去应力退火主要用来消除因变形加工及铸造、焊接过程中引起的残余内应力，以提高工件的尺寸稳定性，防止变形和开裂。工艺一般是将工件随炉缓慢加热至500～650℃，经一段时间保温后随炉缓慢冷却至300～200℃以下出炉。

（6）再结晶退火冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当的时间，使变形晶粒重新转变为均匀的等轴晶粒，这种热处理工艺称为再结晶退火。其目的是消除加工硬化、提高塑性、改善切削加工及成形性能。一般钢材的再结晶退火温度为650～700℃。

退火882.5加热时发生的化学反应2.5.1金属加热时的氧化与脱碳1钢铁与氧的相互作用氧化：2Fe+O2→2FeO

3Fe+2O2→Fe3O4

4Fe+3O2→2Fe2O3

脱碳：Fe3C+O2→3Fe+CO2

C+O2→CO22钢铁表面在炉气中的氧化还原反应氢及水蒸气：Fe+Ｈ２O→FeO＋Ｈ２

３Fe+４Ｈ２O→Fe３O４＋４Ｈ２

CO及CO2：Fe+CO2→FeO＋CO

3Fe+４CO2→Fe3O4＋４CO892.5.1金属加热时的氧化与脱碳３钢铁中的其他金属与氧的反应

4Cr+3O2→2Cr2O34Al+3O2→2Al2O3

Si+O2→SiO2４氧化物的性质

Fe3O4和Fe2O3，氧化膜致密，具有一定抗氧化性

FeO组织疏松，氧化皮，抗氧化能力较差提高抗氧化性的基本方法是合金化——Cr、Al、Si2.5加热时发生的化学反应902.5加热时发生的化学反应2.5.2

钢在渗碳气氛中的渗碳反应1在CO气氛中的增碳反应

2CO[C]+CO2[C]向工件表面的奥氏体中溶解2在CH4气氛中的增碳反应

CH4[C]+2H22.5.3

钢在氨气氛中的氮化反应

2NH33H2+2[N]Fe+NH3Fe(N)+3/2H2912.5加热时发生的化学反应2.5.4

金属与其他气氛间的相互作用杂质气体H2S、SO2

2.5.5金属与其他气氛间的相互作用1降低氧分压真空加热、惰性气体保护、有机液体加入炉膛、吸入式气氛2工件表面涂覆氧化涂层

搪瓷涂料、硅酸盐涂料单件或小批量生产3快速加热

减少氧化脱碳92本章小结93过饱和固溶体的脱溶与第二相溶解成分均匀化扩散退火多行性转变回复、再结晶和应力变化去应力退火再结晶退火组织应力=均匀化退火球化退火重结晶退火完全退火不完全退火金属加热时——氧化+

脱碳94第三章

合金的时效95

脱溶沉淀概念

从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程称为脱溶或沉淀，是一种扩散型相变。

基本条件：合金在平衡状态图上有固溶度变化，固溶度随温度降低而减少。时效是有限互溶合金的普遍现象96

脱溶沉淀概念α固溶体(C0)T1缓冷加热到T1以上保温固溶处理加热α(C1)+βα固溶体(C0)97

脱溶沉淀概念T1急冷α’固溶体固溶处理室温放置or加热析出β相自然时效or人工时效沉淀强化/时效强化α固溶体(C0)强度/硬度提高98T℃wCu/%AlLαα+Lα+θ5.49以Al-4%Cu合金为例：固溶处理＋时效室温组织：α+θ强度：200N/mm2淬火（固溶处理）组织：α’强度：250N/mm2放置后：强度：>400N/mm2

从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子偏聚区及亚稳定过渡相的过程—脱溶3.1脱溶沉淀过程99形成溶质原子偏聚区——G.P.区{100}形成薄片状的Cu原子富聚区Cu原子边缘点阵发生畸变，产生应力场，时效硬化3.1脱溶沉淀过程G.P.区的形成G.P.区的特点在过饱和固溶体初期形成，形成速度快，均匀分布晶体结构与母相（过饱和固溶体）相同，与母相保持第一类共格关系界面能小而弹性应变能大在热力学上是亚稳定的1003.1脱溶沉淀过程G.P.区的特点当析出物体积一定时，其弹性应变能按

球状（等轴状）

针状

圆盘状（薄片状）

的顺序依次减小，及球状脱溶相的界面能最小，圆盘状的应变能最小。1013.1脱溶沉淀过程θ’’区的形成（G.P.2区）溶质原子与溶剂原子发生规则排列仍为薄片状，正方结构（与母相相同）晶体结构与母相保持完全共格关系在热力学上是亚稳定的为了保持与母相共格，产生更大的弹性畸变能，使硬度提高（合金达到最大强化阶段）θ’’区的特点102形成与平衡相成分相同，但与母相部分共格过渡相3.1脱溶沉淀过程θ’区的形成不均匀形核仍为薄片状成分与CuAl2相当晶体结构与母相保持部分共格关系在热力学上是亚稳定的对位错运动的阻碍减小，合金的硬度开始降低θ’区的特点103当θ’区长大到一定程度，θ’与α完全脱离，形成平衡相3.1脱溶沉淀过程θ区的形成呈快状晶体结构与母相无共格关系在热力学上是稳定的，独立的平衡相成分CuAl2形成CuAl2后性能下降θ区的特点随着时效温度提高和时间延长，θ相质点聚集长大，合金的强度、硬度进一步降低1043.1脱溶沉淀过程1053.2脱溶过程的热力学分析

脱溶分解过程的能量变化符合一般的固态相变规律，也是通过形核，长大进行的。

脱溶的驱动力也是新、旧相的自由能差，阻力是形成脱溶相的界面能和应变能。

无形核长大——调幅分解脱溶转变的机理分类

形核长大的脱溶1063.2脱溶过程的热力学分析1073.2脱溶过程的热力学分析108

时效过程是过饱和固溶体的分解过程，时效过程往往具有多阶段性，各阶段的脱溶相结构不同，因此显微组织不同，进而导致性能不同。3.3脱溶沉淀后显微组织及性能按脱溶相分布分：局部脱溶、普遍脱溶按与母相界面关系分：共格脱溶、非共格脱溶按脱溶方式和显微组织分：局部脱溶、连续脱溶、非连续脱溶109

局部脱溶优先在晶界、亚晶界、滑移线、位错等缺陷处形核——不均匀形核晶界析出晶界附近无析出带滑移线析出滑移线析出晶界析出与晶界附近无析出带位错线析出3.3.1脱溶沉淀后显微组织1103.3.1脱溶沉淀后显微组织无析出区：脱溶沉淀时在母相晶粒边界出现，既不形成G.P.区，也不析出亚稳相合稳定相，一般会使性能变坏原因：该区域内空位密度低，使溶质原子扩散困难，故G.P.区、亚稳中间相难析出（空位浓度低是由于淬火能确实，靠近晶界的空位扩散到晶界消失所致）解决办法：时效前进行变形来提高空位浓度提高淬火时冷却速度，防止空位向晶界扩散111

连续脱溶（晶内沉淀）均匀形核，与晶界、位错无关；析出相与母相共格，界面能较低3.3.1脱溶沉淀后显微组织

不连续脱溶（珠光体型沉淀）沿晶界不均匀形核，逐步向晶内扩散析出相与一侧母相共格，另一侧非共格析出相呈片状长入无位相关系的晶粒中，在片状析出两侧出现溶质贫化区，析出相向前长成薄片状，与相邻的贫化区形成类P组织连续脱溶112

不连续脱溶（珠光体型沉淀）3.3.1脱溶沉淀后显微组织113局部脱溶加连续脱溶3.3.1脱溶沉淀后显微组织连续脱溶加不连续脱溶不连续脱溶1143.3.2脱溶沉淀后性能1153.3.2脱溶沉淀后性能

时效硬化曲线及影响时效硬化的因素150℃以下时效，硬度随时效时间的延长迅速上升后保持不变——冷时效150℃以上时效，硬度随时效时间的延长，硬度增加，达到最大值后，硬度下降——温时效超过最大值后硬度下降称为——过时效1163.3.2脱溶沉淀后性能1173.3.2脱溶沉淀后性能新相析出———————————硬度增加固溶体贫化（溶质原子脱溶）

硬度减小基体回复再结晶不同阶段，不同因素起主导作用，从而表现为硬度的升高和下降。

硬化变化的原因1183.3.2脱溶沉淀后性能

硬化变化的原因？1193.3.2脱溶沉淀后性能

时效硬化机制时效硬化的本质是析出相与位错之间的交互作用，位错运动受阻使得强度硬度提高。按位错通过析出相的方式，硬化机制分为三种：（1）内应变强化（2）切过颗粒强化（3）绕过颗粒强化1203.3.2脱溶沉淀后性能

时效硬化机制（1）内应变强化析出相点阵结构与点阵常数不同于母相，故析出相周围产生畸变，形成应力场（2）切过颗粒强化——位错切过析出相而强行通过条件：析出相不太硬，并位于滑移面需克服阻力：克服析出相造成的应力场；表面能增加；改变了析出相内部两种原子间的临近关系（3）绕过颗粒强化条件：析出相足够大，而且非常硬作用形式：外力作用下，位错线将在两颗粒间凸出，绕过颗粒继续向前扩展，在析出相周围留下位错圈121绕过颗粒强化切过颗粒强化3.3.2脱溶沉淀后性能122

固溶态强度低于时效态强度的原因？3.3.2脱溶沉淀后性能固溶态形成的应力场不能阻止位错运动，强度低时效态使位错运动受阻，强度硬度提高1233.3.2脱溶沉淀后性能时效初期，G.P.区与母相共格，由内应变强化+切过强化，硬度增加时效中期，θ’’与母相共格，由内应变强化+切过强化，硬度增加时效后期，θ’’粗化，粒子半径增大，位错线能够绕过，硬度减小

时效过程硬化变化的原因124调幅分解125调幅分解126时效强化（硬化）时效的种类：过饱和固溶体

饱和固溶体＋析出相

平衡组织脱溶过程中产生的强度硬度提高的现象称之人工时效自然时效时效过程中的脱溶过程：本章要点127本章要点经固溶（淬火的合金）在室温或低于溶解度温度下时效时，会发生硬化现象，它的本质是脱溶沉淀引起的弥散强化。典型的Al-4%Cu合金的时效硬化过程为：G.P.区→θ’’相→

θ’相→

θ相时效时，随温度和时间的增加，硬度增加；发生过时效后，硬度下降。提高时效温度和增加晶体缺陷可加速时效进行。128习题1）过饱和固溶体时效时的脱溶分解是是一种（）型相变。

A.共格切变

B.扩散

C.自由驱动

D.非共格切变

2）G.P.区发生在室温或者低温下时效的初期，其形成速度

，分布

。（

）

A.很快均匀

B.很慢不均匀

C.很快不均匀D.很慢均匀

3）G.P.区与母相

，界面能

。（）

A．共格较大

B.非共格较大

C.共格较小

D.非共格较小

4）超过极大值后硬度下降称为（）。

A.温时效

B.过时效

C.冷时效

D.自然时效

5）按位错通过析出相的方式，硬化机制可分三类，下列不属于的是（）。

A.内应变强化

B.切过颗粒强化

C.绕过颗粒强化

D.穿过颗粒强化第四章

钢中奥氏体的形成本章主要内容

什么是钢中的奥氏体：结构、组织、性能奥氏体如何形成的奥氏体等温形成动力学（速度、影响因素）连续加热时奥氏体的形成A晶粒长大及控制过热过烧及其校正研究A转变的目的

热处理过程一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的在于改变金属内部组织结构使其满足服役条件所提出的性能要求。欲使材料获得要求的性能，首先要把钢加热，获得A组织（奥氏体化），然后再以不同的方式冷却，发生不同转变，以获得不同的组织。可以控制A转变的条件获得理想的A组织，为后续处理做好组织准备。4.1奥氏体的结构组织与性能奥氏体（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体，存在于共析温度以上，最大碳含量为2.11%4.1.1奥氏体的结构4.1奥氏体的结构组织与性能C在γ-Fe最大溶解度为2.11wt%，远小于理论值20wt%。（八面体间隙半径5.2×10-2nm，C原子半径7.7×10-2nm)C的溶入使晶格发生点阵畸变，使晶格常数增大。C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏。富碳区和贫碳区4.1.2奥氏体的组织4.1奥氏体的结构组织与性能与原始组织、加热速度以及加热转变程度有关颗粒状－经高温保温后，晶粒长大、边界变得平直化，呈等轴多边形，有些内部有孪晶针状－非平衡态含C量低的钢在两相区以适当速度加热（α+γ）原始组织：加热之前的组织4.1.3奥氏体的性能4.1奥氏体的结构组织与性能硬度、屈服强度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易锻造加工。比容小（fcc是最密排的点阵结构），利用此特性可用膨胀仪来测定奥氏体的转变情况。扩散系数小，使热强性好，可用作高温用钢导热性差，线膨胀系数较F和Fe3C高一倍顺磁性，可作为无磁性钢4.2奥氏体的形成平衡组织E②③①E⑤⑥④4.2奥氏体的形成A形成热力学两相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0PA条件是：将P加热到A1以上过热度：转变温度与临界点A1之（ΔT）过热度越大，驱动力越大，转变速度越快加热速度极慢时：过热度＞0即可发生变，即A1加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相变，好象临界点提高了。Ac1－在一定加热速度下（0.125ºC/min)实际测得的临界点4.2奥氏体的形成A形成热力学4.2.1钢的临界温度4.2奥氏体的形成ωC(%)T(℃)A3A1AcmAc3Ac1Accm钢的临界温度

A1温度

A3温度

Acm温度加热时的实际相变温度:Ac1,Ac3,Accm

冷却时的实际相变温度:Ar1,Ar3,ArcmωC(%)T(℃)A3A1Acm加热的目的主要得到奥氏体(A)

把钢加热到临界温度上转变为奥氏体的过程,

称为奥氏体化加速原子的扩散,得到平衡组织4.2.1钢的临界温度4.2奥氏体的形成4.2.1钢的临界温度4.2奥氏体的形成合金元素的影响扩大γ相：Ni，Mn，Cu

稳定的奥氏体组织（奥氏体不锈钢，高锰钢）缩小γ相:Co,Mo,W,Ti

单相铁素体组织（铁素体不锈钢）S点左移：几乎所有合金元素（珠光体）E点左移：几乎所有合金元素（莱氏体）ωC(%)T(℃)A3A1AcmSE1.成分变化：-Fe:0.0218C%;-Fe;Fe3C:6.69C%.2.结构变化：-Fe:体心立方;-Fe：面心立方;Fe3C:复杂结构原子的扩散与晶体结构的重排——扩散型的固态相变第一阶段:奥氏体的形核第二阶段:奥氏体的长大第三阶段:残余渗碳体的溶解第四阶段:奥氏体成分均匀化4.2奥氏体的形成4.2奥氏体的形成共析钢奥氏体的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s第一阶段：奥氏体的形核形核的条件结构起伏能量起伏成分起伏(浓度起伏)形核的位置在缺陷处（相界面上）形成C原子浓度差较大，有利于获得奥氏体形核需要的C浓度；界面原子排列不规则，Fe原子容易通过短程扩散由旧相点阵向新相点阵转变；界面处于高能状态。新相形核有利于消除部分缺陷，降低系统自由能。4.2奥氏体的形成M(A)PFM(A)M(A)AAAPPP第二阶段：奥氏体的长大长大机理渗碳体的溶解碳在奥氏体和铁素体的扩散铁素体继续向奥氏体转变AF4.2奥氏体的形成第三阶段：残余渗碳体的溶解4.2奥氏体的形成继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!A长大是通过γ/α界面γ/Fe3C界面分别向α和Fe3C迁移来实的。由于γ/α界面向α的迁移远比γ/Fe3C界面向Fe3C界面迁移来得快，因此当α已完全转变为γ后，仍然有一部分Fe3C没有溶解，称为残留Fe3C。第三阶段：残余渗碳体的溶解残余渗碳体存在的原因4.2奥氏体的形成相界面碳浓度的的差别铁素体与奥氏体相界面上的浓度差小于渗碳体与奥氏体相界面上的浓度差（Cγ—α-Cα—γ）<（CFe3C-Cγ-Fe3C）溶解一份渗碳体会使几份铁素体转变Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在CA-F与CA-Fe3C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S点成分。当F全部转变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。第三阶段：残余渗碳体的溶解残余渗碳体存在的原因4.2奥氏体的形成w(c)%T℃Fe727℃α

+γα+Fe3Cγ+Fe3CγαEPGST℃Cγ—αCγ—Fe3CFM（A）Fe3CFe3CFe3CM(A)第四阶段：奥氏体成分的均匀化奥氏体成分的特点原铁素体处碳浓度低原渗碳体处碳浓度高奥氏体成分均匀化w(c)%T℃Fe727℃α

+γα+Fe3Cγ+Fe3CγαEPGST℃Cγ—αCγ—Fe3C4.2奥氏体的形成T℃Fe727℃w(c)%LL+δL+γδ+γα

+γα+Fe3Cγ+Fe3Cδγα0.02180.77EPGS亚共析钢的加热过程：过共析钢的加热过程：

F+CemF+Cem+ACem+AAF+CemCem+AA超过Ac1,不完全奥氏体化超过Ac3或Acm,完全奥氏体化珠光体的奥氏体过程+先共析相的奥氏体过程4.2奥氏体的形成形成动力学－制定加热工艺中的保温时间提供依据即奥氏体的转变量与温度和时间的关系本节讨论共析钢和亚共析钢的等温形成动力学4.3奥氏体形成动力学1.等温形成动力学曲线时间－转变量－温度关系曲线2.等温形成动力学图时间－温度－转变量关系图4.3奥氏体形成动力学1.等温形成动力学曲线时间－转变量－温度关系曲线1.转变速率：慢—快—慢2.温度越高、孕育期越短3.温度越高、形成速率越快4.3奥氏体形成动力学2.等温形成动力学图时间－温度－转变量关系图影响奥氏体化的因素（1）加热工艺参数的影响加热温度高、奥氏体形成速度快，转变完成的时间短温度作用最显著加热速度快、奥氏体形成速度快，转变完成的时间短4.3奥氏体形成动力学（2）原始组织的影响原始组织细、奥氏体形成速度快，转变完成的时间短原始组织类型：片层状珠光体与球（粒）状珠光体其他非平衡组织对奥氏体形成速度有影响影响奥氏体化的因素4.3奥氏体形成动力学（3）合金元素的影响影响碳在奥氏体中的扩散速度影响各相的相对量，且在珠光体中的分布不均匀：Ni、Mn细化珠光体组织。

Co、Ni提高扩散速度

Si、Al、Mn影响不大碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等大大降低扩散速度改变钢的临界温度：Ni、Cu、Mn降低A1点，提高过热度；Cr、Mo、Ti、Si提高A1点影响奥氏体化的因素4.3奥氏体形成动力学（4）含碳量的影响含碳量高，奥氏体形成速度快：1.界面多；2.扩散路径短；3.扩散速率快影响奥氏体化的因素4.3奥氏体形成动力学连续加热时奥氏体的形成

意义：钢件在实际热处理时，在绝大多数情况下，例如高频感应加热、火焰表面加热、高温盐浴加热、激光、电子束加热等，奥氏体的形成是连续的加热转变。4.3奥氏体形成动力学4.3奥氏体形成动力学v1<v2<v3<v4共析钢连续加热时A的形成曲线共析钢等温加热时A的形成曲线连续加热奥氏体化特征

在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高相变在一个温度范围内完成可以获得超细晶粒：超快加热时，过热度很大，奥氏体晶核不仅在铁素体－渗碳体界面上形成，还可以在铁素体的亚晶界上形成。所以，形核率很高。此时，加热时间短，奥氏体来不及长大。快速连续加热时形成的奥氏体成分不均匀性增加。4.3奥氏体形成动力学4.4奥氏体晶粒长大及其控制A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于获得优良的性能超细奥氏体结构的应用日本某钢铁公司开发出粒径约为2～3μm的高强度棒钢的疲劳强度比粒径为20μm的钢的抗疲劳强度提高15～30％。通过晶粒微细化可提高钢材的强度。奥氏体晶粒维持微细状态，强度可高达2500MPa。细化晶粒还可显著提高钢材的耐蚀性。1.奥氏体的晶粒度

用标准评级图评定（国家标准）——常用方法奥氏体晶粒度的意义奥氏体晶粒度的表示方法

定义衡量奥氏体晶粒大小的一种尺度

组织遗传单位面积的晶粒数目每个晶粒的平均面积和平均直径4.4奥氏体晶粒长大及其控制几个晶粒度概念：起始晶粒度：是指在临界点温度以上，珠光体刚完全转变为奥氏体时的晶粒度。实际晶粒度：是指在某一具体的加了条件下所得到的实际晶粒大小。本质晶粒度：钢在一定条件下的奥氏体长大的倾向性。是指在标准试验方法下，在93010C保温足够时间（3-8小时）后测得到的晶粒尺寸。4.4奥氏体晶粒长大及其控制4.4奥氏体晶粒长大及其控制国家标准奥氏体晶粒大小与标准金相图片（标准评级图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别1－4级——粗晶粒，5－8级——细晶粒

奥氏体晶粒度的概念起始晶粒度奥氏体形成刚结束时，其晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小起始晶粒度与原始组织、加热温度和速度等有关实际晶粒度表示钢在实际加热条件下奥氏体的晶粒大小4.4奥氏体晶粒长大及其控制本质晶粒度

表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向

本质晶粒度的影响因素本质粗晶粒钢——晶粒大小级别在1～4级本质细晶粒钢——晶粒大小在5～8级本质晶粒度是钢热处理的工艺性能之一4.4奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大现象加热转变终了后，随温度进一步升高，时间继续延长，A晶粒将不断长大的现象。晶粒长大是一自发过程。因为晶粒越大，单位体积内晶粒数越少，晶界面积越小，界面能越小。4.4奥氏体晶粒长大及其控制正常长大：随温度升高，A不断长大异常长大：当温度升高到超过某一定值后晶粒随温度升高急剧长大正常长大4.4奥氏体晶粒长大及其控制异常长大晶粒尺寸与保温时间关系4.4奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大到一定大小后就不再长大。温度越高，长大速度越快，长大停止时晶粒越粗大控制奥氏体晶粒度的工艺措施两相区或临界区加热不完全奥氏体化加热——不完全奥氏体化加热，使奥氏体晶粒细小亚共析钢AC1~AC34.4奥氏体晶粒长大及其控制ωC(%)T(℃)A3A1AcmAc3Ac1Accm零保温:

工件在高温阶段停留时间短，奥氏体晶粒来不及长大，淬火得到更细小的马氏体，故塑性韧性更好。

同时可以缩短热处理工艺周期，降低成本。快速加热加热速率高，转变温度高，过热度大，形核驱动力越大，形核率越大，奥氏体起始晶粒越细小。控制奥氏体晶粒度的工艺措施4.4奥氏体晶粒长大及其控制细化原始组织组织越细小，相界面越多，形核位置越多，形核率越高。控制奥氏体晶粒度的工艺措施4.4奥氏体晶粒长大及其控制循环加热

原始组织越细，奥氏体晶粒越小。

在AC1温度附近进行反复的加热和冷却可以得到超细的奥氏体晶粒形变热处理将高温形变与再结晶相结合的晶粒超细化淬火方法。由于在形变过程和保温时间内，形成奥氏体进行了动态和静态再结晶而得到了超细化的奥氏体晶粒4.4过热过烧及其校正过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界弱化）的现象过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发生了某些使晶界弱化的变化习题1.默绘出与钢热处理相关的Fe-C相图部分。2.分析钢加热奥氏体化的四个阶段。3.奥氏体化形核特征及其机理。4.阐述珠光体中奥氏体化时界面推移情况。5.钢中奥氏体化时的影响因素及其机理。6.试举出现代技术中钢热处理超快速加热及其改善材料组织和性能的实例。7.影响奥氏体晶粒度的因素及其作用机理。阐述对于过共析钢为什么选择在Fe3C和A两相区加热奥氏体化。第五章

过冷奥氏体转变动力学本章主要内容

什么是C曲线（TTT曲线）？

C曲线的测定影响C曲线的因素什么是CCT曲线？什么是临界冷却速度？名词介绍过冷奥氏体钢奥氏体化后，冷却到临界点A1温度以下暂时存在的奥氏体

冷却方式

连续冷却和等温冷却过冷奥氏体等温冷却转变的动力学过冷奥氏体冷却到A1温度以下不同的温度等温保持，过冷奥氏体的转变量（转变的体积分数）与等温时间的关系A15.1四种冷却类型冷却分为平衡冷却和非平衡冷却两大类。在非平衡冷却中又分为等温、恒速和变速冷却平衡冷却慢速冷却——相图等温冷却分级淬火，等温淬火恒速冷却用于研究冷却转变动力学变速冷却一般冷却中常见的冷却条件T/℃时间/sA1650600550500450MSMfA转变的孕育期从某一温度等温开始到开始转变的这段时间称之——C曲线图共析钢过冷A等温转变的C曲线图转变产物过冷奥氏体M+A’孕育期与等温温度有关转变开始线转变终了线M5.2过冷奥氏体等温转变动力学图测定方法金相法、膨胀法、磁性法

等温转变动力学曲线——C曲线图（TTT图）5.2过冷奥氏体等温转变动力学图C曲线图TTT图等温转变动力学曲线——C曲线图

过冷奥氏体在A1下不同的温度等温保持时，转变（转变体积分数、转变组织）与等温温度、等温时间的关系（TTT图）T/℃时间/sA1MSMfA鼻温珠光体转变贝氏体转变马氏体转变PB过冷AM+A’M5.2过冷奥氏体等温转变动力学图四种过冷奥氏体转变产物珠光体上贝氏体下贝氏体马氏体高温转变：Fe，C原子能充分扩散（珠光体转变）中温转变：Fe难以扩散，C原子能扩散（贝氏体转变）低温转变：Fe、C原子均不能充分扩散（马氏体转变）冷却过程中发生的转变按发生转变的温度范围可分为：C曲线的种类马氏体——无扩散型转变贝氏体——半扩散型转变珠光体——完全扩散型转变影响C曲线的因素含碳量的影响形状亚共析钢多一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线过共析钢的C曲线多一条过冷奥氏体析出二次渗碳体的开始线位置

亚共析钢：含碳量增加，C曲线右移过共析钢：含碳量增加，C曲线左移

含碳量增加，MS、Mf下移合金元素的影响形状位置

溶入A中的合金元素使C曲线右移，如Mo、W、Ni、Mn、B等

Co、Al（＞2.5%)除外

溶入A中的合金元素使Ms、Mf点下移，但Co、Al除外

碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti等改变C曲线的形状影响C曲线的因素影响C曲线的因素合金元素的影响A状态的影响位置A组织粗细A成分的均匀性A晶粒中的缺陷A化的参数影响实验测定Ms线Mf线转变开始线转变终了线转变中止线T/℃A1MSMfA共析钢过冷A连续冷却转变的C曲线图转变产物M+A’连续冷却C曲线的含义时间/sM产物＋A转变开始线转变终了线转变中止线过冷奥氏体——CCT图5.3过冷奥氏体连续转变动力学图共析钢CCT图与TTT图的区别比较CCT图位于TTT图右下方区别连续冷却贝氏体转变被抑制等温冷却为单一的组织，连续冷却可能为几种组织的混合共析钢CCT图与TTT图比较过冷奥氏体MT/℃时间/sA1MSMfAM+A’珠光体贝氏体马氏体5.3过冷奥氏体连续转变动力学图临界冷却速度VC

共析钢过冷A全部获得马氏体的最小冷却速度——上临界冷却速度V’C

共析钢过冷A全部获得珠光体的最大冷却速度——下临界冷却速度T/℃A1MSMfA共析钢过冷A连续冷却转变的C曲线图转变产物M+A’时间/sMv1V’CVCv25.3过冷奥氏体连续转变动力学图亚共析钢V1F+PT/℃A1MSMfA共析钢过冷A连续冷却转变的C曲线图M+A’时间/sMv1VCv2A3V2F+T+Mv3V3M(+A’)v4V4M+F(+A’)过共析钢V1P+Fe3CПT/℃A1MSMfA共析钢过冷A连续冷却转变的C曲线图M+A’时间/sMv1VCv2AcmV2T+M+Fe3CПv3V3M+A’淬透性9.3钢的淬透性和淬硬性淬透性定义淬火淬透性

钢件在淬火时获得马氏体的能力。它是钢的本质性能。淬透性表示

在一定条件下，钢件淬火时获得的淬透层的深度表示生产上常用临界淬火直径表示钢的淬透性淬透性的实用意义

正确选用钢材和制订热处理工艺的重要依据之一。淬硬层：工件上的M组织层。淬硬性（可硬性）：在正常淬火条件下，钢能达到的最高硬度，它取决于马氏体中碳的含量。主要与C%有关，C%越高，淬火后M的硬度也愈高。淬火淬硬性淬硬层深度（淬透层深度）：指实际淬火条件下，钢件获得的淬透层深度淬透性的因素

—临界冷却速度奥氏体稳定性淬透性钢中合金元素Me越多，淬透性越好。淬硬性的因素

—钢的含碳量淬透性与淬硬性区别淬硬性—钢件表面获得的最高硬度。定义影响因素淬透性—钢件获得马氏体的能力。习题1）连续冷却转变CCT曲线都处于同种材料的等温转变TTT曲线的______。

A.左上方

C.右上方

B.左下方

D.右下方2）随着奥氏体塑性形变量增大，珠光体转变的孕育期____，C曲线__移。

A.长，左

C.长，右

B.短，左

D.短，右3）画出共析钢等温转变动力学图，并在图中标出转变的开始线和终了线，各区域的组织，珠光体、贝氏体及马氏体转变区和获得马氏体的最低冷却速度曲线4）什么是钢的淬透性？怎么表示？205第六章

珠光体转变和钢的退火与正火2066.1铁素体和珠光体的组织与性能6.1.1铁素体的组织与性能铁素体(ferrite，缩写：FN，用F表示)碳溶入α-Fe中形成间隙固溶体，呈体心立方晶格结构，称为铁素体或α固溶体，用α或F表示，α常用在相图标注中，F在行文中常用。室温下的铁素体的机械性能和纯铁相近。强度硬度低，塑性韧性好207

共析成分的奥氏体在A1～550℃温度范围内停留时，将发生珠光体转变。铁素体和渗碳体两相组成的机械混合物—珠光体6.1铁素体和珠光体的组织与性能整合组织：铁素体和渗碳体成比例两相存在一定位相关系208

珠光体的组织形态片状珠光体球状（粒状）珠光体6.1铁素体和珠光体的组织与性能F（白色基底）+Fe3C(黑)209片状(lamella)粒状(spheroid)6.1铁素体和珠光体的组织与性能F（白色基底）+Fe3C(黑)210