燃气轮机材料基础 课件汇 8钢的热处理 -16有色金属材料

燃气轮机材料基础第五章钢的热处理热处理：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。Tt随炉冷却空冷油冷加热保温（１）钢筋绕成弹簧状；（２）加热钢筋至红热，急剧冷却；（３）将（２）钢筋再次加热（温度相对低）冷却。弹簧热处理过程为什么弹簧状钢筋加热到红热急冷后变得又硬又脆？为什么再次加热和冷却后变得刚柔相济，成为真正的弹簧？热处理热处理原理热处理原理热处理工艺加热转变→奥氏体转变冷却转变珠光体转变贝氏体转变马氏体转变常见热处理工艺普通热处理表面热处理退火淬火（Zhan通蘸）正火回火表面淬火化学热处理实际生产中的临界点§5.1钢在加热时的转变§5.2

钢在冷却时的转变§5.3

钢的退火和正火§5.4钢的淬火§5.5钢的回火§5.6钢的表面淬火§5.7钢的化学热处理§5.1钢在加热时的转变一、奥氏体的形成过程共析钢的奥氏体形成过程：奥氏体的形核奥氏体晶核的长大残余渗碳体的溶解奥氏体成分的均匀化晶体结构的改变：bcc→fccFe、C原子的扩散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。共析碳钢奥氏体等温形成图奥氏体等温形成动力学曲线(示意图)

从图可以看出：

(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，特别是成分均匀化所需的时间最长。亚共析钢的A化：P→A后，先共析F溶解

过共析钢的A化：

P→A后，Fe3CⅡ

溶解§5.1钢在加热时的转变二.、影响奥氏体形成速度的因素

奥氏体形成速度与加热温度、加热速度、钢的成分以及原始组织等有关。加热温度越高，奥氏体形成速度越快加热速度越快，奥氏体形成速度越快含碳量增加，利于奥氏体加速形成合金元素显著影响奥氏体的形成速度组织（珠光体）越细，奥氏体形成速度越快钴、镍等↑；铬、钼、钒等↓；硅、铝、锰等－。§5.1钢在加热时的转变三、奥氏体晶粒大小及其影响因素1.奥氏体晶粒度：

起始晶粒度

实际晶粒度

本质晶粒度奥氏体形成刚结束，奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小奥氏体在具体加热条件下所获得奥氏体晶粒的大小特定条件下钢的奥氏体晶粒长大的倾向性，并不代表具体的晶粒大小特定条件930±10℃，保温8h倾向性本质粗晶粒钢（Mn，Si）本质细晶粒钢（Al）§5.1钢在加热时的转变

温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒长大越明显。晶界上存在未溶的碳化物时，会对晶粒长大起阻碍作用，使奥氏体晶粒长大倾向减小。合金元素，也影响奥氏体晶粒长大，除锰、磷外几乎所有合金元素都阻碍奥氏体晶粒长大。2.影响奥氏体晶粒长大的因素§5.1钢在加热时的转变返回一、奥氏体晶核的形成(α+Fe3C)→

γ0.0218%C6.69%C0.77%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；奥氏体形成的机理

(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。二、奥氏体晶体的长大图1-3共析钢奥氏体形成时各相碳浓度的分布三、残留碳化物的溶解四、奥氏体成分均匀化图1-4珠光体向奥氏体等温转变过程示意图五、亚(或过)共析钢中奥氏体的形成燃气轮机材料基础§5.2钢在冷却时的转变§5.2钢在冷却时的转变1.奥氏体是不是降温到临界温度以下就立即发生转变呢？2.不同的冷却速度是否也得到同一种的组织呢？第二章钢的冷却转变冷却方式：1.等温冷却把加热到A状态的钢，快速冷却到低于Ar1某一温度，等温一段时间，使A发生转变，然后再冷却到室温。2.连续冷却把加热到A状态的钢，以不同的冷却速度（空冷，随炉冷，油冷，水冷）连续冷却到室温。2-1过冷奥氏体恒温转变动力学曲线表45钢经840℃加热后，不同条件冷却后的力学性能冷却方法σb,MPaσs,MPaδ，%ψ，%HRC随炉冷却53028032.549.315～18空气冷却670～72034015～1845～5018～24油中冷却90062018～204845～60水中冷却11007207～812～1452～6一过冷奥氏体恒温转变动力学曲线的建立过冷奥氏体恒温转变动力学曲线：在各种过冷度下，过冷奥氏体向其他组织转变的转变量与恒温保温时间的关系曲线。（TTT）（C曲线）TTT－TemperatureTimeTransformation方法：金相-硬度法、膨胀法、磁性法、热分析法等。步骤:（1）选择一系列试样，将试样加热奥氏体化；（2）将试样在A1点下不同温度保温不同时间；（3）淬水冷却，以保留，固定转变产物；（4）确定各温度、时间下转变产物及转变量；（5）建立转变温度，转变时间与转变产物、转变量的关系曲线。共析碳钢TTT曲线建立过程示意图(1)时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1共析碳钢TTT曲线建立过程示意图(2)二过冷奥氏体恒温转变产物动力学曲线及特点过冷奥氏体等温转变动力学图（TTT图）

过冷奥氏体等温转变曲线又称TTT图,IT图或C曲线。综合反映了过冷奥氏体在冷却时的等温转变温度、等温时间和转变量之间的关系（即反映了过冷奥氏体在不同的过冷度下等温转变的转变开始时间、转变终了时间、转变产物类型、转变量与等温温度、等温时间的关系）。

TTT－TemperatureTimeTransformationIT－IsothermalTransformation1、过冷A等温转变动力学图的基本形式

（一）共析钢的C曲线分析

1.线、区的意义

线：纵坐标为温度，横坐标为时间，临界点A1线，MS线，Mf线，转变开始线，转变终了线。

区：A1以上为稳定A区，过冷A区，过冷A等温转变区（A→P、A→B），转变产物区（P、B），M形成区（A→M）、M转变产物区（M或M+Ar）孕育期最短的部位，即转变开始线的突出部分，称为鼻子。

共析碳钢TTT曲线的分析稳定的奥氏体区过冷奥氏体区A向产物转变开始线A向产物转变终止线

A+产物区产物区A1～550℃;高温转变区;扩散型转变;P转变区。550～230℃;中温转变区;半扩散型转变;

贝氏体(B)转变区;230～-50℃;低温转变区;非扩散型转变;马氏体(M)转变区。时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1MsMf2.转变产物依等温温度不同，大体可分为三个温度区(转变类型)：

(1).P型转变：高温区（临界点A1～550℃）、过冷度小，P型组织转变区，A→P；扩散型相变

(2).M型转变：低温区（在MS以下）、过冷度大，发生M转变的区域，A→M；非扩散型相变

(3).B型转变：中温区（550℃～MS），发生B转变的区域，A→B。半扩散型相变

需要指出的是，在中部区域P转变区和B转变区可能重叠，得到P和B的混合组织；在下部区域M转变和B转变可能重叠，得到M和B的混合组织；孕育期：过冷奥氏体等温转变开始所经历的时间，反映了过冷奥氏体的稳定性§5.2钢在冷却时的转变珠光体贝氏体马氏体为什么呈C字形（存在鼻点）？过冷奥氏体转变速度取决于转变驱动力和扩散能力，而△T↑，△G↑，D↓。在A1~550℃区间,随过冷度增大,原子扩散较快,转变速度较快。550℃以下,随过冷度增大,原子扩散速度越来越慢,因而转变速度减慢。

（二）非共析钢的过冷A等温转变曲图对亚共析钢在发生P转变之前有先共析F析出，因此亚共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析F析出线，且该线随含碳量增加向右下方移动，直至消失。

对过共析钢在发生P转变之前有先共析渗碳体析出，因此过共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析渗碳体析出线，且随含碳量增加向左上方移动，直至消失。

（三）合金钢的过冷A等温转变曲线合金钢的过冷A等温转变曲线由于受碳和合金元素的影响，图形比较复杂。

常见的C曲线有四种形状：

(a)表示A→P和A→B转变线重叠；

(b)表示转变终了线出现的二个鼻子；

(c)表示转变终了线分开，珠光体转变的鼻尖离纵轴远；

(d)表示形成了二组独立的C曲线。综上所述，C曲图为珠光体等温转变、马氏体连续转变、贝氏体等温转变的综合。需指出的是珠光体转变和贝氏体转变可能重叠得到珠光体加贝氏体混合组织。贝氏体转变与M转变也会叠。

影响过冷奥氏体C曲线形状的因素

A的成分：Wc和合金元素奥氏体状态：奥氏体晶粒大小的影响、加热温度和保温时间、原始组织应力塑性变形

影响C曲线的因素1.含碳量的影响随着奥氏体C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当C%增加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。随着C%进一步增加，奥氏体稳定降低，“C”曲线反而左移。同时C%越高，Ms点越低。2.合金元素影响

除Co、Al外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线右移。非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C”曲线位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲线右移，又使其形状分成上下两部分。3.奥氏体晶粒尺寸：奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。反之“C”曲线左移。4.原始组织：钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的形核率越高，同时原始组织越细小有利于C原子扩散，奥氏体形成时达到均匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高，“C”曲线右移。5变形：奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线右移。三、TTT曲线的类型第一种：两组C曲线完全重迭，如亚共析碳钢、含非碳化物形成元素Ni、Cu、Si、<1.5%Mn的合金钢两组C曲线部分重迭，但2个鼻子时间基本相同（不常见），如37CrSi.第二、三种：两组C曲线分离，且两组C曲线鼻子对应的时间有差异。如20Cr、40Cr、12Cr2Ni4、40CrNi、35CrMo、40CrMn（B的时间短）（含少量碳化物形成元素）；GCr15、9Cr、9Cr2、CrMn、CrW、CrWMn（P的时间短）。

第四种：两组C曲线完全分离，P明显右移，只有B转变曲线。如：45Cr3、40Cr2Ni4、35CrNi3Mo、5CrNiMo、5CrNiMoV、3Cr2W8

第五种：两组C曲线完全分离，B明显右移，只有P转变曲线。如：Cr12，Cr5MoV，Cr12MoV，W18Cr4V第六种：两组C曲线强烈右移，0℃»Ms，室温以上只有碳化物析出线而不出现C曲线。如：4Cr14Ni14W2Mo2.2过冷奥氏体转变及其产物的组织形态与性能1.珠光体转变和珠光体的组织形态与性能

在A1～550℃之间，过冷奥氏体（A）→珠光体（P：F+Fe3C）

过冷奥氏体向珠光体转变，是通过形核和长大的过程来完成的；珠光体转变是一个扩散型转变（Fe、C原子都进行扩散）；§5.2钢在冷却时的转变1）珠光体转变特征

共析钢成分易在奥氏体晶界处形核先、过共析钢在先析相上形核

Fe原子的扩散，完成γ相（面心立方）向α相（体心立方）的转变

C原子的扩散，γ相→α相过程中多余的C原子以Fe3C形式析出F渗碳体片间距：相邻两片渗碳体中心之间的距离

一般情况下，珠光体为片状铁素体和片状渗碳体相间分布的层状组织，称为片状珠光体；2）珠光体的组织形态与性能

随着转变温度的降低，片间距减小，强硬度提高，塑韧性也有改善

按照片间距的大小，可将片状珠光体分为珠光体P，索氏体S和托氏体T（屈氏体），片间距P﹥S﹥T；珠光体P3800×索氏体S8000×屈氏体T8000ק5.2钢在冷却时的转变转变温度（℃）片间距（nm）硬度（HRC

）珠光体（P）720～680250～19005～25索氏体（S）680～60080～25025～35托氏体（T）600～55030～8035～40

相同成分条件下，粒状珠光体的强硬度较低，塑韧性较好片状珠光体粒状珠光体§5.2钢在冷却时的转变

除片状珠光体外，还存在球状（粒状）珠光体渗碳体呈细小的粒状或球状分布在铁素体基体上返回2.贝氏体转变和贝氏体的组织形态与性能

钢的过冷奥氏体在珠光体转变温度以下、马氏体转变温度以上的温度范围内，发生一种半扩散型相变，称之为贝氏体转变。转变产物贝氏体，通常用字母B表示。1）贝氏体转变特征

在珠光体和马氏体转变温度之间，过冷奥氏体（A，γ相）→贝氏体（B，过饱和α相+碳化物）

半扩散型转变，介于珠光体和马氏体转变之间；

贝氏体形成时会产生表面浮凸§5.2钢在冷却时的转变

Fe原子不扩散，切变完成晶格改组；

C原子扩散，析出碳化物2）贝氏体的形貌及性能（上贝氏体、下贝氏体）上贝氏体形貌：羽毛状，由成束的、大体上平行的板条状铁素体和条间的呈粒状或条状的渗碳体所组成的非片层状组织。上贝氏体性能：强度和韧性差光学显微照片1300×电子显微照片5000×45钢，上B+下B，×400

§5.2钢在冷却时的转变下贝氏体——针片状，铁素体针片内规则地分布着细片状碳化物。下贝氏体强度、硬度、塑性、韧性均高于上贝氏体，具有良好的综合机械性能F针内定向分布着细小碳化物颗粒电子显微照片12000×T8钢，下B，黑色针状光学显微照片×400§5.2钢在冷却时的转变3马氏体转变和马氏体的组织形态与性能低温转变----M转变(C在α--Fe中过饱和固溶体)

Ms→MfHRC=62~65马氏体转变和马氏体的组织形态与性能

马氏体转变是指钢从奥氏体状态快速冷却，来不及发生扩散分解而产生的无扩散型的相变，转变产物称为马氏体。在Ms点以下，过冷奥氏体（A，γ相）→马氏体（M，α相）

马氏体转变的无扩散性

马氏体转变的瞬时性，转变速度很快（低碳马氏体100mm/s）1）马氏体转变特征§5.2钢在冷却时的转变Fe原子通过切变和原子的微小调整来实现结构的转变（fcc→bcc）；

C原子不扩散，保留在α相中；马氏体转变过程中出现表面浮凸效应。

马氏体转变的不彻底性，马氏体转变具有很大的体积效应，造成较大的内应力M转变在不断的降温过程中形成，至Mf温度，M转变终止，但仍保留部分残余奥氏体；一般生产中快速冷却的室温（Ms和Mf温度之间），保留更多的残余奥氏体，高碳钢可达10-15%；

存在残余奥氏体，对材料的稳定性有很大影响。

马氏体是C在a-Fe中过饱和间隙固溶体，过饱和的C原子处在体心立方的八面体间隙中，体心立方→体心正方，具有一定的正方度2）马氏体的晶体结构及组织形态铁原子碳原子可能位置铁原子的振动范围C%<0.25%，板条M（位错M）C%>1.0%，针状M（孪晶M）C%=0.25~1.0%时，混合M板条M

每个单元呈窄而细长的板条，许多板条总是成群地、相互平行地连在一起针状M（凸透镜状）

空间形态为双凸透镜片状，相邻的马氏体片一般不互相平行，而是呈一定交角分布§5.2钢在冷却时的转变

钢中马氏体的形态主要为板条状和针片状马氏体

其它形态的马氏体

蝶状马氏体：蝴蝶形断面的细长条片

薄片状马氏体：立体组织薄片状，显微组织细长的带状

ε马氏体：具有密排六方结构的马氏体

较高的强度和硬度，C%↑→M硬度↑低碳M塑韧性较好，高碳M，塑韧性差，并且存在显微裂纹。尽可能细化奥氏体粒度，是细化马氏体晶粒提高马氏体韧性的有效手段时效强化§5.2钢在冷却时的转变3）马氏体的性能固溶强化亚结构强硬度高2.3过冷奥氏体连续转变动力学

过冷奥氏体连续冷却转变图（又称CCT图或CT图）：综合反映了过冷奥氏体在连续冷却时的转变温度、时间和转变量之间的关系（即反映了过冷奥氏体在不同的冷却速度下转变的转变开始时间、转变终了时间、转变产物类型、转变量与转变温度、转变时间的关系）。

CCT－ContinuousCoolingTransformation

冷却速度对转变产物的影响基本形式

（一）共析钢CCT图分析共析钢过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式如图，该图的纵坐标为温度，横坐标为时间，采用对数坐标。

1、线、区的意义

线：纵坐标为温度，横坐标为时间，A1线，MS、Mf线、P转变开始线，P转变终了线，P转变中止线。

区：稳定A区，过冷A区，过冷A连续冷却P转变区（A→P），M形成区（A→M）、转变产物区（P、M）。

注意：共析钢的过冷奥氏体连续冷却转变图无贝氏体转变一冷却速度对转变产物的影响当V>Vc时，A过→M当V<Vc’时，A过→P当Vc<V<Vc’时，A过→M+P实际中由于CCT曲线测量难，可用TTT曲线代替CCT曲线作定性分析，判断获得M的难易程度。二亚共析钢、过共析钢的连续冷却曲线

(二）非共析钢CCT图分析

1.亚共析钢CCT图亚共析钢CCT图与共析钢CCT图有很大的差别，亚共析钢CCT图出现了先共析F析出区和贝氏体转变区。马氏体转变开始线与等温转变动力学图不同，MS不再为水平线，而是向右下侧倾斜，这是由于珠光体与贝氏体的转化，使奥氏体得到富化，而使MS降低的缘故。

35CrMo钢的过冷奥氏体连续转变动力学图，图内有各种产物存在的区域和各种速度的冷却曲线。冷却曲线终端的小圆圈内数字为转变产物的硬度值，可为洛氏硬度或维氏硬度。

冷却曲线与转变终了线交点处的数字为该产物所占的百分数。根据各冷却曲线通过的区域及其与转变终了线交点处的数字，就可断定在该冷速下冷却可得到的转变产物及其所占的百分数。

2.过共析钢CCT图过共析钢CCT图与共析钢CCT图相似，无贝氏体转变区，不同的是出现了先共析Fe3C析出区。MS也不为水平线，而是向右上侧倾斜，这是由于马氏体转变前有先共析Fe3C析出或部分珠光体转变，使周围奥氏体贫碳，而使MS升高的缘故。

三、共析碳钢TTT曲线与CCT曲线的比较稳定的奥氏体区时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1MsMfCCT曲线TTT曲线1、CCT曲线相对于TTT图向右下方移动

2、CCT曲线只有相当于TTT图上半部分

3、共析、过共析钢的CCT图上不出现B相变。

4、转变在一个温度范围内完成，往往获得混合组织

主要由于C%高，B体相变需要扩散较多碳原子，相变速度太慢，从而在实际冷却条件下，难以实现相变对成分的要求。母相C%高，导致切变阻力增大，难以实现按切变机制实现点阵改组的模式。Ms线发生曲折F先析出，B相变，使A的C%↑，使之向下曲折（Ms下降）。部分P相变，使A的C%↓，Ms↑，向上曲折。

5、存在临界冷却速度（Vc）过冷奥氏体转变曲线的应用1.从CCT曲线可以知道不同冷却速度下所经历的转变以及应得的组织和性能，可以确定钢的临界冷却速度。2.根据TTT曲线可以确定等温淬火、分级淬火、等温退火等热处理规程。3.利用TTT曲线替代CCT曲线，可以定性研究过冷奥氏体的转变复习题1.过冷奥氏体转变有那些类型？受那些元素影响？2.共析钢C曲线上各线、区域的意义，解释为何C形？3.影响过冷奥氏体等温转变曲线的因素有那些？燃气轮机材料基础§5.3钢的退火和正火§5.3

钢的退火和正火

铜棒Ø24mm如何消除拉拔过程中的硬化现象？

电缆线Ø0.15mm

切削件的硬度在170～230HB范围内，切削性能较好。

刀具具有较高的韧性时，不容易发生崩刃。切削件的硬度如何调整？刀具如何才能具有较高的韧性？季裂加工过程（铸、锻、焊、切削）产生的内应力如何消除加工过程中产生的内应力？§5.3

钢的退火和正火在实际的制造过程中，常见的工艺路线如：退火和正火是应用最为广泛的热处理工艺！！

为什么将其安排在铸/锻造与切削加工之间呢?为什么退火与正火有着非常广泛的应用?§5.3

钢的退火和正火

在铸造/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，因而机械性能也不均匀，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，退火或正火常作为最终热处理。

§5.3

钢的退火和正火一.钢的退火

二.钢的正火三.退火和正火的选择§5.3

钢的退火和正火

2退火的分类：高温退火（相变重结晶退火）

T加热>Ac1(2)

低温退火完全退火不完全退火与球化退火等温退火扩散退火T加热<Ac1去应力退火再结晶退火去氢退火工艺参数:定义：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。目的：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，为淬火作组织准备返回§5.3

钢的退火和正火（1）完全退火TtAc3+20-30ºCAc3Ac1工艺规范特点：工艺：完全奥氏体化；组织：层片状珠光体。适用范围：含碳0.30~0.60%的中碳钢、合金钢的铸、锻、热轧、焊件的预备热处理。名称由来：经历完全奥氏体化过程问题2：奥氏体区的温度区间很大，如果你是热处理工程师，你认为完全退火应该具体在哪一个温度段保温？问题1:在相图的哪一个区域可以获得完全奥氏体组织？完全退火的目的：①细化、均匀化，粗大、不均匀组织②得到接近平衡组织→调整硬度→切削性③消除内应力§5.3

钢的退火和正火加热温度：Ac3以上20-30度温度过高：奥氏体晶粒粗大，综合机械性能下降（霍尔佩奇公式）温度过低：不能得到均匀的单相奥氏体，温度较低热处理效率低。§5.3

钢的退火和正火

对结构钢、弹簧钢、热作模具钢等的完全退火退火加热速度取100～200℃/h，保温时间如下式：τ=8.5+Q/4（h）对于亚共析钢锻轧钢材完全退火主要是消除锻后的组织及硬度的不均匀性,改善切削加工性能,为后续的热处理做好组织准备.保温时间:τ=(3~4)+(0.4~0.5)Q(h)冷却速度:一般碳钢小于200℃/h，而碳钢,低合金钢:100℃/h高合金钢:50℃/h出炉温度:600℃以下晶粒细化的原因：完全退火→相变重结晶过程.α→γ→ααγα40钢退火前后金相组织——晶粒细化

45#钢锻后与完全退火后机械性能

状态σb(Mpa)σs(Mpa)δ(%)

ψ(%)

αk(kJ.m-2)HB锻后650－750300－4005－1520－40200－400230完全退火600－700300－35015－2040－50400－600200完全退火后强硬度有所下降，而塑韧性较大幅度提高应用范围：亚共析钢，共析钢，

不适用于过共析钢。

答：完全退火不能用于过共析钢，因为加热到Accm以上再缓慢冷却时会得到平衡组织，即在晶界处析出网状渗碳体，造成钢的脆化。反问：过共析钢的平衡组织？网状渗碳体问题：为什么不适用于过共析钢呢？§5.3

钢的退火和正火完全退火组织P+F问题：亚共析钢（共析钢）的平衡状态组织？返回§5.3

钢的退火和正火（2）球化退火——不完全退火的一种

Ac1+20-30ºCAcm

或Ac3Ac1Tt工艺规范特点：工艺：不完全奥氏体化；组织：球状或粒状珠光体。目的：降低硬度，改善切削加工性能；获得均匀组织，改善热处理工艺性经淬火、回火后获得优良的综合机械性能

适用范围：含C量较高的工、模具钢的预备热处理。工艺关键：Fe3C形态控制控制奥氏体化程度球的大小控制控制过冷奥氏体冷却转变的温度球化退火目的：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。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。§5.3

钢的退火和正火球化退火工艺：Ac1以上20-40度保温，缓冷应用范围：过共析钢，共析钢组织：球状P（F+球状FeC3）返回§5.3

钢的退火和正火片状与球状珠光体组织切削性能比较层片状珠光体粒(球)状珠光体刀具T12钢球化退火与完全退火的性能比较：

球化退火的强硬度更低，塑韧性更好，碳化物对基体的分割更均匀、彻底，更利切削加工状态σb(Mpa)δ(%)ψ(%)HB完全退火8101530230球化退火6202040160T12钢完全退火与球化退火后组织与性能比较（3）等温退火Ac1Ac3Ar1Tt等温完全退火等温球化退火优点：周期短，组织更均匀，是完全退火和球化退火工艺的改进。

炉子要求比较高，最好采用分段控温的连续加热炉，小批量生产时可采用两台炉子（加热炉和保温炉）进行操作。等温退火：先以较快的速度，将工件加热到Ac3以上30～50℃，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，使奥氏体转变成珠光体，待等温转变结束再快冷。这样就可大大缩短退火的时间。完全退火的缺点：所需时间很长，特别是对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，往往需要几十小时解决：为了缩短退火时间，可采用等温退火。§5.3

钢的退火和正火可见等温退火所需时间比完全退火缩短很多。等温温度根据要求的组织和性能而定：等温温度越高，则珠光体组织越粗大，钢的硬度越低。返回§5.3

钢的退火和正火（4）扩散退火1：定义：

扩散退火又称均匀化退火。将金属铸锭或锻坯，在稍低于固相线的温度下长期加热，消除或减少化学成分偏析及显维组织的不均匀性，以达到均匀化的目的的热处理工艺。2：工艺：a):一般均匀化温度可选择在高于0.8～0.9T熔，但低于固相线温度。b):碳钢一般选择1100～1200度.c):合金钢为使其共晶碳化物充分溶解，温度允许提高到1150～1250度（4）扩散退火工艺规范特点目的适用范围(1)高温，长时间(2)需再经重结晶工艺（完全退火或正火）以细化晶粒消除或减轻偏析、带状组织合金钢锭、大型铸钢件Acm

或Ac3Acm

或Ac3＋200~300ºCtT

为减少钢锭、铸件或锻坯的化学成分和组织不均匀性，将其加热到略低于固相线（固相线以下100℃～200℃）的温度，长时间保温（10h～15h），并进行缓慢冷却的热处理工艺，称为扩散退火或均匀化退火。返回§5.3

钢的退火和正火

扩散退火后钢的晶粒很粗大，因此一般再进行完全退火或正火处理。（5）再结晶退火与去应力退火（低温退火）工艺名称工艺规范目的适用范围再结晶退火①①消除加工硬化②完全消除残余应力冷塑性变形件去应力退火②消除内应力，防止工件变形铸、锻、焊、冲压、机加工件Ac1①②tT650－700ºC300－650ºC去应力退火目的：消除铸、锻、焊件、冷冲压件（或冷拔件）及机加工件的切削加工或使用中的变形和开裂；降低机器的精度；甚至会发生事故。§5.3

钢的退火和正火残余内应力。

将工件随炉缓慢加热至500～650℃（＜A1点），保温一段时间后随炉缓慢冷却，至200℃出炉空冷。退火温度愈高，内应力消除越充分，退火所需的时间越短。在去应力退火中不发生相变。返回§5.3

钢的退火和正火（6）去氢退火去氢退火热轧后锻件冷却到300-650ºC（珠光体或贝氏体区），长时间保温减小或消除钢中的氢重要的结构件工艺参数的选择必须能造成氢在钢中的溶解度小而扩散速度比较大的条件。

§7-2正火的目的、用途和工艺1

定义：钢加热到Ac3或Acm以上的A区域，保持 一定时间后在空气中冷却，以获得接近平 衡态组织的工艺。与退火相比：

加热温度较高；冷却速率较快；获得组织较细（索氏体）

——强硬度与塑韧性较高；生产效率较高Acm

或Ac3Ac1Acm

或Ac3＋30~50ºCT温度选择：Ac3+30~50℃

为缩短工件在高温时的停留时间，而心部又能达到要求得加热温度，采用稍高于完全退火的温度。保温时间以工件烧透为准。状态σb(Mpa)δ(%)

ψ(%)

αk(kJ.m-2)HB正火700－80015－2020－40500－800220完全退火650－70015－2040－50400－600200状态结构钢工具钢软的中等的硬的退火～125～160～185～220正火～140～190～230～270碳钢正火与退火后的硬度（HB）正火与退火态45#钢机械性能注：正火态强硬度与塑韧性均较高2正火的目的 ①细化晶粒，消除铸锻焊件组织缺陷；

②提高低碳钢的硬度，改善切削加工性能；

③消除高碳钢网状二次渗碳体，为球化退火做组织准备；

④型材或大型复杂铸钢件的最终热处理应注意的问题：1．低碳钢正火的目的：提高切削性能。2．中碳钢正火应根据钢的成分及工件尺寸来确定冷却方式。含碳量较高，含有合金元素，可采用较缓慢冷却速度，如在静止空气中或成堆堆放冷却，反之则采用较快冷却速度3．过共析钢正火：消除网状碳化物，可采用较大冷速，如鼓风，喷雾，甚至油冷，水冷至Ar1点以下，取出空冷。4．双重正火：过热组织或铸件粗大铸造组织，采用两次正火第一次正火：AC3+150~200℃第二次正火：A3+30~50℃目的是为了细化组织。正火的应用（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Fe3CⅡ，有利于球化退火的进行。（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。返回§5.3

钢的退火和正火（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，操作简便，故在可能的条件下，应优先考虑正火。（1）从切削加工性上考虑一般金属的硬度在HB170～230范围内，切削性能较好。高则过硬，难加工，刀具磨损快；低则切屑不易断，刀具发热和磨损，加工后零件表面粗糙度大。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、工具钢和中碳以上合金钢则以退火为宜。§5.3

钢的退火和正火正火和退火工艺总结§5.3

钢的退火和正火退火：完全退火(等温退火)、不完全退火(球化退火)、扩散退火、再结晶退火、去应力退火。正火：空冷、吹风冷、喷雾冷。正火与退火的选用

（1）含0．25％C以下的钢，在没有其它热处理工序时，可用正火来提高强度。

（2）对渗碳钢，用正火消除锻造缺陷及提高切削加工性能。但对含碳低于0．20％的钢，如前所述，应采用高温正火。对这类钢，只有形状复杂的大型铸件，才用退火消除铸造应力。

（3）对含碳0．25—0.50％的钢，一般采用正火。其中含碳0．25—0.35％钢，正火后其硬度接近于最佳切削加工的硬度。对含碳较高的钢，硬度虽稍高(200HB)，但由于正火生产率高，成本低，仍采用正火。只有对合金元素含量较高的钢才采用完全退火。（4）对含碳0．50—0．75％的钢，一般采用完全退火。因为含碳量较高，正火后硬度太高，不利于切削加工，而退火后的硬度正好适宜于切削加工。此外，该类钢多在淬火、回火状态下使用，因此二般工序安排是以退火降低硬度，然后进行切削加工，最终进行淬火、回火。

（5）含碳0．75～1．0％的钢，有的用来制造弹簧，有的用来制造刀具。前者采用完全退火作预备热处理，后者则采用球化退火。诚然，当采用不完全退火法使渗碳体球化时，应先时行正火处理，以消除网状渗碳体，并细化珠光体片。

（6）含碳大于1，0％的钢用于制造工具，均采用球化退火作预备热处理。§5.4钢的淬火

淬火的定义和目的

钢的淬火工艺钢的淬透性§5.4

钢的淬火

概念：将钢件加热到Ac3或Ac1以上30～50℃，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。目的：获得马氏体（或下贝氏体）。下Ｂ板条Ｍ针状Ｍ返回淬火加热温度的选择

淬火冷却介质淬火方法中国古代淬火技术§5.4

钢的淬火返回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30一50℃范围。细小细小淬火加热温度的选择亚共析钢:

温度：Ac3＋(30～50℃)。组织：均匀细小的马氏体组织。温度过高:粗大马氏体组织，严重变形温度过低:组织中出现铁素体，硬度不足。“软点”淬火加热温度的选择共析钢和过共析钢温度：Ac1＋(30～50℃)

组织：共析钢: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。

温度过高：粗大的M+较多A’，降低了钢的硬度和耐磨性，增大淬火变形和开裂倾向。温度过低：？淬火加热温度的选择淬火加热温度的选择为得到马氏体组织，淬火冷却速度必须大于临界冷却速度Vk。但这必然会产生很大的内应力，往往会引起工件变形和开裂，为此人们提出了理想的淬火冷却曲线。淬火加热温度的选择返回时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1MsMf

在“鼻尖”温度以上，在保证不出现珠光体类型组织的前提下，可以尽量缓冷；在“鼻尖”温度附近则必须快冷，以躲开“鼻尖”，保证不产生非马氏体相变；而在Ms点附近又可以缓冷，以减轻马氏体转变时的相变应力。

淬火冷却介质高温区（650-550oC）低温区（300-200oC）理想介质快慢水慢快盐水快快油慢慢碱/硝盐浴慢特慢淬火冷却介质生产中常用的淬火介质应用水形状简单、硬度要求高、变形度要求不高的碳钢盐水油合金钢和小尺寸碳钢碱/硝盐浴截面不大、形状复杂、变形要求严格的合金钢淬火冷却介质单液淬火：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点温度时快速转入冷却能力较弱的介质中冷却，直至完成马氏体转变。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。

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。淬火冷却介质直径为10mm的共析钢小试样加热Ac１+60℃，用图1-6所示的冷却曲线进行冷却，分析其所得到的组织，说明各属于什么热处理方法。答：

a—M+A′单液淬火

b—M+A′分级淬火

c—T+M+A′油冷淬火

d—下B 等温淬火

e—S 正火

f—P 完全退火

g—P 等温退火亚共析钢连续冷却转变炉冷→F+P空冷→F+S油冷→T+M水冷→M过共析钢连续冷却转变炉冷→P+Fe3CⅡ空冷→S+Fe3CⅡ油冷→T+M+A'水冷→M+A'返回

中国在春秋晚期已掌握冶铁技术。战国时期，冶铁业已逐渐盛行，到了晚期，不仅能炼出高碳钢，并掌握了淬火技术，于是开始进入以铁兵器代替铜兵器的时代。战国晚期还出现了铁制铠甲。西汉《史记·天官书》中有“水与火合为淬”一说，正确地说出了钢铁加热、水冷的淬火热处理工艺要点。

《汉书·王褒传》中记载有“清水淬其锋”的制剑技术。明代科学家宋应星在《天工开物》一书中对钢铁的退火、淬火、渗碳工艺作了详细的论述。返回钢的淬透性一、淬透性的概念

钢的淬透性是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力，其大小可用钢在一定条件下淬火获得淬透层的深度表示。淬透层越深，表明钢的淬透性越好。淬透层深度：由工件表面→半马氏体点(50%M)的深度HBσbσsak（a）（b）（c）淬火得M组织淬火后未得M组织工件淬硬层与冷却速度的关系淬透性与淬硬性？淬透性是钢淬火时获得M的能力！淬硬性是钢淬火获得M的硬度！淬透性与具体工件的淬透深度？淬透性是钢的一种属性，在相同的奥氏体化温度下淬火时，其淬透性是不变的！具体工件的淬透深度是指在实际生产条件下得到半马氏体区至工件表面的距离，是不确定的，受淬透性、工件尺寸、冷却介质等的影响。钢的淬透性淬透性与淬硬性

淬硬性：钢淬火时的硬化能力，用淬成M可能得 到的最高硬度表示。

——取决于M中的C%.

淬透性：钢的临界冷却速度－合金元素。

淬透性淬硬性钢种小低碳素结构钢(20)小高碳素工具钢(T12A)大低低碳合金结构钢(20Cr2Ni4A)大高高碳高合金工具钢(W18Cr4V)二、淬透性的影响因素

主要为化学成分，除Co外，合金使VK↓,淬透性↑奥氏体的均匀性、晶粒大小及是否存在第二相等因素都会影响淬透性钢的淬透性二、淬透性影响因素——与影响C曲线的因素一致（1）钢的化学成分：

C含量及合金元素（2）奥氏体晶粒度：

奥氏体晶粒尺寸增大，淬透性提高。（3）奥氏体化温度：提高奥氏体化温度，提高淬透性。

（4）第二相及其分布:

奥氏体中未溶的非金属夹杂物和碳化物的存在以及其大小和分布，影响过冷奥氏体的稳定性，从而影响淬透性。

实际淬透层深度：淬透性、工件大小、淬火介质

（1）临界直径法生产中也常用临界淬火直径表示钢的淬透性。临界淬火直径——圆棒试样在某介质中淬火时所能得到的最大淬透直径（即心部被淬成半马氏体的最大直径），用Do表示。在相同冷却条件下，Do越大，钢的淬透性越好。三

淬透性的实验测定方法油淬水淬M非M

（2）顶端淬火法—端淬法该法为乔迈奈等于1938年建议采用的，因而国外常称为“Jominy”端淬法．

端淬曲线、端淬曲线带

各种钢的淬透性曲线可以参考《合金钢手册》

顶端淬火法φ25×100，1.53.04.56.07.59.010.512.013.515.0010203040506070距端面距离/mmHRC40Cr45三、淬透性的测定及表示方法

测定钢的淬透性的最常用的方法是末端淬火法（简称端淬法）。先将标准试样加热至奥氏体化温度，停留30～40min，然后迅速放在端淬试验台上喷水冷却，从试样的末端开始向上测量硬度值，得出硬度沿轴线方向的分布。

淬透性实验钢的淬透性四、淬透性曲线的应用

根据淬透性曲线可以比较不同钢种的淬透性大小利用淬透性曲线可以确定钢棒的临界淬火直径利用淬透性曲线可推导圆钢淬火后横截面上的硬度分布淬透性与机械设计钢的淬透性5.5钢的回火回火的主要目的是：降低脆性稳定组织和工件尺寸获得要求的机械性能

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。一、淬火钢在回火时的转变与回火组织1.淬火钢在回火时的转变

残余奥氏体转变200-300℃碳化物的转变250-400℃渗碳体聚集长大和α相再结晶400℃以上马氏体分解80-350℃第五章钢的热处理2.回火组织

碳钢的主要回火组织分为三类：回火马氏体含C过饱和的α固溶体和ε碳化物回火屈氏体板条状或片状铁素体与细颗粒渗碳体回火索氏体颗粒状渗碳体分布于等轴状铁素体基体二、回火钢的性能淬火钢在回火过程中，回火温度—回火组织—钢的性能之间存在着一一对应关系。回火温度越高，钢的硬度越低在较低温度（200-300℃）回火时，因淬火引起的内应力被消除，钢的屈服强度和抗拉强度都得到提高。第五章钢的热处理三、回火种类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150～250℃，得到回火马氏体组织。（HRC58-64）中温回火：回火温度范围通常为350～500℃，得到回火托氏体组织。

（HRC35-45）高温回火：回火温度范围通常为500～650℃，得到回火索氏体组织。（HRC25-35）调质处理四、回火脆性1.低温回火脆性

淬火钢在250～400℃温度范围内回火出现的脆性称为低温回火脆性，也叫第一类回火脆性。

2.高温回火脆性淬火钢在500-650℃温度范围内回火出现的脆性称为高温回火脆性，又叫第二类回火脆性。

不可逆回火脆性可逆回火脆性，快速冷却可消除5.6钢的表面淬火概念：表面淬火是采用快速加热的方法使工件表面奥氏体化，然后快冷获得表层淬火组织，而心部仍保持原来组织的一种热处理工艺。应用：中低碳钢和中低碳合金钢特点：

a.加热速度快(几秒——几十秒)b.加热时实际晶粒细小，淬火得到极细马氏体

c.残余压应力，提高寿命

d.不易氧化、脱碳、变形小

e.工艺易控制，设备成本高表面淬火方法

1.

感应加热表面淬火

（１）

（２）

2.火焰加热表面淬火

3.

接触电阻加热表面淬火

4.

电解液加热表面淬火

5.

激光加热表面淬火5.6钢的表面淬火感应加热表面淬火感应加热表面淬火示意图集肤效应示意图图5-28感应加热表面淬火示意图感应加热的基本原理

感应加热是利用电磁感应原理，使工件表面产生密度很高的感应电流，将工件表层迅速加热。2.感应加热表面淬火的种类

1)高频感应加热表面淬火

2)中频感应加热表面淬火

3)工频感应加热表面淬火

火焰加热表面淬火激光表面处理示例核电站阀门盖修复船用阻尼套激光强化齿圈激光淬火齿弧激光表面处理电解液加热表面淬火

将工件淬火部位浸入电解液中，工件接阴极，电解槽接阳极。接较高电压的直流电后，电解液发生电解，在阴极上生成氢气，围绕工件表面形成氢气膜，电流流经电阻大的氢气膜时产生大量的热量。迅速将浸入的工件表面层加热到淬火温度；断电后氢气膜消失，电解液变为冷却介质，使工件表面层淬火。电接触加热表面淬火5.7钢的化学热处理一、化学热处理的基本过程化学热处理过程是一个比较复杂的过程。一般将它看成由渗剂的分解、工件表面对活性原子的吸收和渗入工件表面的原子向内部扩散三个基本过程组成。二、钢的渗碳将低碳钢放人渗碳介质中，在900～950℃加热保温，使活性碳原子渗入钢件表面以获得高碳渗层的化学热处理工艺称为渗碳。主要目的是提高工件表面的硬度、耐磨性和疲劳强度，同时保持心部具有一定强度和良好的塑性与韧性。1.渗碳方法气体渗碳 固体渗碳 液体渗碳

零件渗碳剂试棒盖泥封渗碳箱第五章钢的热处理2.渗碳层成分、组织和厚度

低碳钢渗碳后，表层含碳量可达过共析成分，由表往里碳浓度逐渐降低，直至渗碳钢的原始成分渗碳件缓冷后，表层组织为珠光体加二次渗碳体；心部为铁素体加少量珠光体组织；两者之间为过渡层，越靠近表层铁素体越少一般规定，从表面到过渡层一半处的厚度为渗碳层的厚度。

3.渗碳后的热处理直接淬火一次淬火钢的渗氮（气体氮化）概念：在一定温度(一般在AC1以下)使活性氮原子渗入工件表面的化学热处理工艺目的：提高工件表面硬度、耐磨性、耐蚀性及疲劳强度钢的碳氮共渗

概念：在一定温度下同时将碳、氮原子渗入工件表层的奥氏体中,并以渗碳为主的化学热处理工艺。分类中温气体碳氮共渗、低温气体碳氮共渗（气体软氮化）

TheEnd燃气轮机材料基础174

第6章碳钢和合金化原理175合金钢，在碳钢的基础上，有意识地加入一些合金元素（Me）的钢。常加入元素有锰(Mn)、硅(Si)、铬(Cr)、镍(Ni)、稀土(RE)等元素。

碳钢价格低廉，工艺性能好，力学性能能够满足一般工程和机械的使用要求，是工业中用量最大的金属材料，但工业生产不断对钢提出更高的要求。1、淬透性差2、回火稳定性差3、综合机械性能低4、不能满足某些特殊场合要求碳钢不足具体表现合金钢弥补碳钢缺点引言（1）使用性能方面：低温韧性高，高温下蠕变强度、硬度及抗氧化性高，耐蚀性好等；（2）工艺性能方面：具有良好的热塑性、冷变形性、切削性、淬透性和焊接性等。176Me与铁、碳及合金元素之间的相互作用，改变了钢铁中各相的稳定性，并产生了许多新相，从而改变了原有的组织或形成新的组织，在宏观上表现为改变了钢铁材料的使用和工艺性能。合金钢的优点改良原因1771.1碳钢简介1.2钢的合金化原理主要内容碳钢中的常存杂质碳钢的分类Me在钢中的存在形式Me与铁和碳的相互作用Me对Fe-Fe3C相图的影响Me对钢的相变的影响Me对钢强韧化的影响Me对钢工艺性的影响178重点及基本要求1.了解碳钢中的常存元素及其影响、碳钢的分类。2.

掌握合金元素在钢中的存在形式，与铁和碳的相互作用，对Fe-Fe3C相图、对钢的热处理及组织与性能的影响规律。几个基本概念合金元素：特别添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构、物理、化学和机械性能的化学元素。杂质：冶炼时由原材料以及冶炼方法、工艺操作而带入的化学元素。碳钢：含碳量在0.0218-2.11%范围内的铁碳合金。合金钢：在碳钢基础上加入一定量合金元素的钢。179低合金钢：一般指合金元素总含量小于或等于5%的钢。中合金钢：一般指合金元素总含量在5～10%范围内的钢。高合金钢：一般指合金元素总含量超过10%的钢。微合金钢：合金元素(如V,Nb,Ti,Zr,B)含量小于或等于0.1%，而能显著影响组织和性能的钢。1801811.1碳钢简介182生产流程图183一、碳钢中的杂质（一）常存杂质：1.锰（Mn）和硅（Si）

炼钢过程中随脱氧剂或者由生铁残存而进入钢中的。

Mn：在碳钢中的含量一般小于0.8%。可固溶，也可形成高熔点MnS（1600℃）夹杂物。MnS在高温下具有一定的塑性，不会使钢发生热脆，加工后硫化锰呈条状沿轧向分布。

Si：在钢中的含量通常小于0.5%。可固溶，也可形成SiO2夹杂物。Mn和Si是有益杂质，但夹杂物MnS、SiO2将使钢的疲劳强度和塑、韧性下降。1.1碳钢简介1842．硫（S）和磷（P）S：在固态铁中的溶解度极小，S和Fe能形成FeS，并易于形成低熔点共晶。发生热脆(裂)。P：可固溶于α-铁，但剧烈地降低钢的韧性，特别是低温韧性，称为冷脆。磷可以提高钢在大气中的抗腐蚀性能。S和P是有害杂质，但可以改善钢的切削加工性能。

1.1碳钢简介185（二）隐存杂质―氮（N）、氢（H）、氧（O）N：在α-铁中可溶解，含过饱和N的钢经受冷变形后析出氮化物—机械时效或应变时效。N可以与钒、钛、铌等形成稳定的氮化物，有细化晶粒和沉淀强化。

H：在钢中和应力的联合作用将引起金属材料产生氢脆。O：在钢中形成硅酸盐2MnO•SiO2、MnO•SiO2或复合氧化物MgO•Al2O3、MnO•Al2O3。

N、H、O是有害杂质。1.1碳钢简介（三）偶存杂质―Cu、Sn、Pb、Ni、Cr等

与炼钢过程中所使用的矿石和废钢有关。1861.1碳钢简介187二、碳钢的分类400C1400C1200C1000C800C600C1600CFe1%C2%C3%C4%C5%C6%C6.70%CLgadSteelCastIron1．按钢中的碳含量（1）按Fe-Fe3C相图分类亚共析钢：

0.0218%≤wc≤0.77%共

析

钢：

wc

=0.77%过共析钢：

0.77%＜wc≤2.11%（2）按钢中碳含量的多少分类低碳钢：

wc

≤0.25%中碳钢：0.25%＜wc≤0.6%高碳钢：

wc＞0.6%1.1碳钢简介亚过SE1882．按钢的质量（品质即S、P含量）可分为：

（1）普通碳素钢：wS≤0.05%，wP≤0.045%。

（2）优质碳素钢：wS≤0.035%，

wP≤0.035%。

（3）高级优质碳素钢：wS≤0.02%，wP≤0.03%。

（4）特级优质碳素钢：wS≤0.015%，

wP≤0.025%。

1.1碳钢简介1893．按钢的用途分类，碳钢可分为

（1）碳素结构钢：主要用于各种工程构件，如桥梁、船舶、建筑构件等。也可用于不太重要的机件。

（2）优质碳素结构钢：主要用于制造各种机器零件，如轴、齿轮、弹簧、连杆等。

（3）碳素工具钢：主要用于制造各种工具，如刃具、模具、量具等。

（4）一般工程用铸造碳素钢：主要用于制造形状复杂且需一定强度、塑性和韧性零件。1.1碳钢简介190

4．按钢冶炼时的脱氧程度分类，可分为

（1）沸腾钢：指脱氧不彻底的钢，代号为F。

（2）镇静钢：指脱氧彻底的钢，代号为Z。

（3）半镇静钢：指脱氧程度介于沸腾钢和镇静钢之间，代号为b。

（4）特殊镇静钢：指进行特殊脱氧的钢，代号为TZ。

1.1碳钢简介1911.2钢的合金化原理钢中常用的合金元素192ⅠA

0H

ⅡA

ⅢA

ⅣA

ⅤA

ⅥA

ⅦA

He

LiBeBCNOFNeNaMgⅢB

ⅣB

ⅤB

ⅥB

ⅦB

ⅧBⅠB

ⅡB

AlSiPSClArKCaSeTi

V

Cr

Mn

Fe

CoNiCuZnGaGeAsSeBrKrPbSrYZr

Nb

Mo

TcRuRhPdAgCdInSnSbTeIXeCsBaLa

Hf

Ta

W

ReOsIrPtAuHgTlPbBiPoAtRn表中字体颜色为绿色和蓝色的元素为钢中常见合金元素；字体颜色为蓝色的元素为钢中常见碳化物形成元素。1931.2钢的合金化原理一、合金元素在钢中的存在形式Me与钢中铁之间形成铁基固溶体Me与碳、氮形成碳化物和氮化物Me之间或Me与铁之间形成金属间化合物Me的存在形式1941．形成铁基固溶体

（1）形成铁基置换固溶体①Ni、Co、Mn、Cr、V等元素可与Fe形成无限固溶体。其中Ni、Co和Mn形成以γ-Fe为基的无限固溶体，Cr和V形成以α-Fe为基的无限固溶体。②Mo和W只能形成较宽溶解度的有限固溶体。如α-Fe(Mo)和α-Fe(W)等。③Ti、Nb、Ta只能形成具有较窄溶解度的有限固溶体；Zr、Hf、Pb在Fe具有很小的溶解度。

1.2钢的合金化原理195（2）形成铁基间隙固溶体①对α-Fe，间隙原子优先占据的位置是八面体间隙。

②对γ-Fe，间隙原子优先占据的位置是八面体或四面体间隙。③间隙原子的溶解度随间隙原子尺寸的减小而增加，即按B、C、N、O、H