《工程材料与热加工基础》-5

5.1钢在加热时的组织转变热处理是将金属或合金在固态下经过加热、保温和冷却等三个步骤，以改变钢的内部组织结构，从而改善钢的性能的一种热加工工艺。机械零件通过适当的热处理可以调整材料的工艺性能和使用性能，充分发挥材料性能的潜力，以满足机械零件在加工和使用过程中对性能的要求。热处理工艺也可以用于消除铸、锻、焊等工件在热加工过程中造成的各种缺陷，细化晶粒，消除偏析，降低内应力和硬度，改善机械加工性能。由此可见，热处理工艺在机械零件加工制造过程中占有重要的地位和作用。随着现代工业技术的发展，对机械零件表面的性能要求越来越高，传统的热处理技术已满足不了要求。为了提高机械零部件运行的可靠性，延长其使用寿命，提高产品的市场竞争力，利用一些表面工程技术对这些机械零部件进行表面改性处理已是提高材料性能的重要措施之一。钢经过热处理后性能之所以发生变化是由于钢经过不同的加热和冷却下一页返回5.1钢在加热时的组织转变过程后，钢的内部组织结构发生了变化。因此，若要制订正确的热处理工艺规范，保证热处理质量，就必须了解钢在不同加热和冷却条件下的组织转变规律。热处理是根据钢在加热和冷却过程中组织转变规律进行的，确定热处理加热温度、保温时间、冷却介质等工艺参数称为热处理工艺。根据工艺方法的不同，钢的热处理分普通热处理(退火、正火、淬火、回火)和表面热处理(表面淬火、表面化学热处理)。根据热处理在零件加工中的作用又可分为预先热处理和最终热处理。若热处理作为机械零件切削加工前的一个中间工序，以改善切削加工性能及为后续工序做组织准备的热处理均为预先热处理，如改善锻、轧、铸毛坯组织的退火和正火。作为获得零件最终使用性能的所有热处理称为最终热处理，如使轴类零件获得良好综合力学性能的淬火加高温回火。因此，大部分机械零件都需要进行合适的热处理。上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变整体热处理的加热、保温都是在各种热处理炉中进行，主要炉子有箱式炉、台车炉、推杆炉、输送带炉、流态粒子炉、可控气氛炉、真空炉等。炉子的质量、性能和自动化程度等是热处理质量保证的重要条件。钢在热处理时，首先要将工件加热，使之转变成奥氏体组织，这一过程称为奥氏体化。加热时奥氏体化的程度及晶粒大小，对其冷却转变过程及最终的组织和性能都有极大的影响。因此了解奥氏体形成规律是掌握热处理工艺的基础。5.1.1钢的临界温度根据铁碳合金相图，共析钢加热到A1线以上，亚共析钢和过共析钢加热到A3线和Acm线以上时才能完全转变为奥氏体。在实际的热处理过程中，按照热处理工艺的要求，加热或冷却都是按一定的速度进行的，因此相变是在非平衡条件下进行的，必然要产生滞后现象，即有上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变一定的过热度或过冷度。在加热时，钢发生奥氏体转变的实际温度比相图中的A1、A3、Acm点高，分别用AC1、AC3、ACcm表示。同样，在冷却时，奥氏体分解的实际温度要比A1、A3、Acm点低，分别用Ar1、Ar3、Arcm表示，如图5-1所示。一般热处理手册中的数值都是以30℃/h〜50℃/h的加热(或冷却)速度所测得的结果，供参考使用。5.1.2奥氏体的形成奥氏体的形成也称为奥氏体化是通过成核及长大的机制来实现的。成核和长大的过程靠铁原子和碳原子的扩散，属于扩散型相变。以共析钢为例，其室温平衡组织由铁素体(F)和渗碳体(Fe3C)两个相组成，只有加热至奥氏体状态，并通过不同的冷却方式转变为不同的组织(包括平衡组织与不平衡组织)，才能获得所需的性能。其转变过程如图5-2所示，也为新相的形核、长大的过程，为共析转变的逆转变上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变过程。根据Fe-Fe3C相图，如图5-1所示，将共析钢加热到A1以上温度后，珠光体处于不稳定状态。首先，在铁素体与渗碳体的交界处产生奥氏体晶核，这是由于F/Fe3C相界面上原子排列不规则以及碳浓度不均匀，为优先形核提供了有利条件，既有利于铁的晶格由体心立方变为面心立方，又有利于Fe3C的溶解及碳向新生相的扩散；其后，就是奥氏体晶核长大的过程，也就是α-Fe向γ-Fe的连续转变和Fe3C向奥氏体的不断溶解。实验表明，在奥氏体长大的过程中，铁素体比渗碳体先消失，因此在奥氏体形成之后还有残余渗碳体不断溶入奥氏体，直到渗碳体全部消失。继续加热时奥氏体中含碳量逐渐均匀化，最终得到细小均匀的奥氏体。而对于亚共析钢(F+P)、过共析钢(P+Fe3CⅡ)，在加热到A1偏上温度时，先是其中的珠光体转变为奥氏体，在继续升温过程中余下的铁素体或二次渗碳体会继续向奥氏体转变或溶解，只有加热温度超过A3或Acm后，才能全部转变或溶入奥氏体。特别地，对过共析钢，在上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变加热到Acm以上全部得到奥氏体时，因为温度较高，且含碳量多，使所得的奥氏体晶粒明显粗大。5.1.3影响奥氏体转变的因素及晶粒大小的控制珠光体向奥氏体的转变刚完成时，奥氏体的晶粒是比较细小的，此时晶粒的大小称为起始晶粒度。由于晶粒的长大是晶界能降低的过程，符合能量最低的原理，所以高温下奥氏体晶粒的长大是一个自发的过程。如果继续升高温度或者延长保温时间，就会得到进一步长大的奥氏体晶粒。高温下奥氏体晶粒的大小(即实际晶粒度)直接影响冷却以后材料的组织，奥氏体晶粒越大，冷却后的组织越粗大，使钢的力学性能尤其是冲击韧性变坏。由于在相变温度A1以上奥氏体的形成过程是通过铁原子和碳原子的扩散进行的，是一种扩散型相变，所以，影响原子扩散的因素都会影响奥氏体的形成过程。上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变(1)加热温度越高、原始晶粒越细(即晶界多)，则奥氏体的形成和长大速度越快，晶粒越粗。(2)加热速度越快，使转变时的过热度越大，则奥氏体的形核速度越快，所得起始晶粒越小。(3)含有Cr、Mo、V、Ti、Nb等碳化物形成元素，则阻碍扩散，减慢转变，阻碍长大。(4)钢中Fe3C多而细，则Fe3C与铁素体的相界面就多，利于奥氏体的形核和长大。(5)保温时间越长，晶粒不断长大，但长大速度会越来越慢。5.1.4奥氏体转变的应用在工程上奥氏体化是对钢材进行多种热加工处理的必要步骤。例如，钢材锻造必须在高温奥氏体区(950℃〜1150℃)进行；欲通过热处理使零件得到强化，首先要加热到奥氏体相区；中、高碳钢为便于上一页下一页返回5.1钢在加热时的组织转变切削加工，常采用奥氏体化+缓慢冷却的工艺;为使某些元素(如C、N、B等)渗入钢铁表层，也多在奥氏体相区进行；采用高频感应电流快速加热，奥氏体的形成只需几秒，而晶粒明显细化。上一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化钢的常温性能不仅与加热时获得的奥氏体晶粒大小、化学成分均匀程度有关，更与奥氏体冷却转变后的最终组织有关。冷却方式有两种：一种是将奥氏体急冷到A1以下某一温度，在此温度进行等温转变，再冷到室温；另一种是将奥氏体在连续冷却条件下进行转变，如图5-3所示。无论采用何种冷却方式，关键是奥氏体在什么温度下进行组织转变。5.2.1共析碳钢的等温转变当奥氏体过冷到临界点A1(即共析线)以下时，就变成不稳定状态的过冷奥氏体，随过冷度△T不同，过冷奥氏体将发生三种类型的组织转变，即珠光体型转变、贝氏体型转变和马氏体型转变。虽然转变类型主要取决于转变温度，但是转变量和速度又与时间密切相关。通常可以用温度、时间和转变量之间关系的过冷奥氏体等温转变曲线表示。奥氏体等温转下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化变曲线(又称C曲线或TTT曲线)综合反映了转变产物与转变温度、时间之间的关系。1.过冷奥氏体等温转变曲线(俗称TTT曲线或C曲线)(1)过冷奥氏体的等温转变曲线的建立(以共析钢为例)。将共析钢制成若干小圆形薄片试样，加热至奥氏体化后，分别迅速放入A1点以下不同温度的恒温盐浴槽中进行等温转变；分别测出在各温度下，过冷奥氏体向其他组织转变的开始时间a1、a2、a3、a4、a5、a6和结束时间b1、b2、b3、b4、b5、b6及转变产物；在温度一时间坐标系上，将各转变开始点和结束点分别用光滑曲线连起来，便得到如图5-4所示的共析钢过冷奥氏体等温转变曲线。图中用对数坐标表示时间。(2)过冷奥氏体的等温转变曲线分析。①各特性线的含义。图5-4(b)中，A1线为奥氏体向珠光体转变的临界温度(即共析线)；Ms(Mf)线为过冷奥氏体向马氏体转变的开始上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化温度(停止温度)。应说明的是马氏体是在连续冷却条件下形成，所以Ms(Mf)线不属于等温转变特征点；左边曲线为过冷奥氏体等温转变开始线，右边曲线为过冷奥氏体等温转变结束线。②区的含义。图5-4(b)中，A1线以上是奥氏体的稳定区；A1线以下，转变开始线以左是过冷奥氏体暂存区；A1线以下，转变结束线以右是转变产物区；转变开始线和转变结束线之间是过冷奥氏体和转变产物共存区。③孕育期。由图5-4(b)可以看出，过冷奥氏体在各个温度的等温转变，并不是瞬间就开始的，而是有一段孕育期(转变开始线与纵坐标间的水平距离)。孕育期随转变温度的降低，先是逐渐缩短，而后又逐渐增长，在曲线拐弯处(或称“鼻尖”)为550℃左右，孕育期最短，过冷A最不稳定，转变速度最快。(3)影响过冷奥氏体等温转变的因素。①碳的质量分数的影响。在正常加热条件下，亚共析钢的C曲线随碳上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化的质量分数的增加向右移。过共析钢的C曲线随碳的质量分数的增加向左移。故在碳素钢中以共析钢的过冷A最为稳定。与共析钢C曲线相比，亚共析钢和过共析钢的C曲线上部，还各多一条先共析相析出线。在过冷奥氏体转变为珠光体前，亚共析钢的过冷A要先析出铁素体，而过共析钢的过冷A要先析出渗碳体。剩下的过冷A的碳质量分数达到共析成分，再发生珠光体类型转变。②合金元素的影响。除钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，都增大过冷A的稳定性，使C曲线右移。③加热温度和保温时间的影响。随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，同时奥氏体晶粒粗大，晶界面积减少，作为奥氏体冷却转变的晶核数量减少，这些都提高过冷奥氏体稳定性，使C曲线右移。上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化5.2.2过冷奥氏体等温转变产物的组织和性能1.珠光体型转变(1)珠光体转变过程。奥氏体转变为珠光体也是成核和长大过程，当过冷奥氏体在A1至550℃范围发生珠光体型转变，首先在奥氏体晶界上产生渗碳体晶核，见图5-5(a)。这种小片状的渗碳体晶核向纵向和横向长大时吸收两侧奥氏体中的碳原子，从而使渗碳体片两侧的奥氏体的碳的质量分数显著降低，为铁素体成核创造了条件，形成铁素体，见图5-5(b)。新形成的铁素体片伴随着渗碳体生长，由于铁素体成核溶碳能力低，在横向生长时，必须向侧面的奥氏体中排除多余的碳。因而显著提高邻近奥氏体的碳的质量分数，这就为形成另两片渗碳体创造条件。如此反复进行，每一个Fe3C晶核都形成一个珠光体团。在一个奥氏体晶粒中最终有许多个珠光体团组成的珠光体组织，见图5-5(c)。上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化珠光体型转变是一种典型的扩散型相变。转变时有两个物理过程同时进行：一是碳原子和铁原子迁移产生高碳的渗碳体和低碳的铁素体；二是晶格重构，由面心立方的奥氏体转变成体心立方的铁素体和复杂立方的渗碳体。(2)珠光体的组织形态及性能。过冷奥氏体在A1至550℃温度范围内将转变成珠光体类型组织。该组织为铁素体和渗碳体层片相间的机械混合物。由于转变温度不同，原子扩散能力不同形成的片层厚度也不同，根据层片的厚薄，这类组织可细分为以下几种。①珠光体。形成温度A1至650℃，片层厚度大于0.4μm，在500倍以下的光学金相显微镜下即可分辨片层，用符号P表示。硬度为160〜250HBS，其组织形貌见图5-6(a)。②索氏体。形成温度为650℃〜600℃，片层厚度在0.2~0.4μm之间，一般在800〜1000倍光学金相显微镜下才可分辨片层，用符号S表示，硬度为25〜35HR，其组织形貌见图5-6(b)。上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化③托氏体。形成温度为600℃〜550℃，片层厚度小于0.2μm，只有在高倍的电子显微镜下才能分辨出片层，用符号T表示，硬度为35〜48HRC，其组织形貌见图5-6(c)。2.贝氏体型转变贝氏体是渗碳体分布在碳过饱和的铁素体基体上的两相混合物，用符号B表示。贝氏体的转变是半扩散型转变，只有碳原子扩散，铁原子不扩散。转变温度不同，形成的贝氏体组织形态也明显不同。通常在550℃〜350℃间形成的称为上贝氏体(B上)，350℃至Ms间形成的称为下贝氏体(B下)，其显微组织如图5-7所示。贝氏体的力学性能与其形态有关。在光学显微镜下，上贝氏体呈羽毛状，即过饱和α固溶体以A晶界向晶内成束的生长，如图5-8所示。上贝氏体中铁素体片较宽，塑性变形抗力较低，同时渗碳体分布在铁素体片层之间，容易引起脆断，因此强度和韧性都较低，没有实用价值；在光学显微镜下，下贝氏体成竹叶状，下贝氏体是由针片状上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化过饱和α固溶体和与其共格的ε碳化物(Fe2.4C)组成，Fe2.4C呈短条状，分布在过饱和的α固溶体针的内部排列成行，并与α过饱和固溶体针的长轴呈55°~60°，如图5-9所示。下贝氏体中铁素体片细小，无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀，所以硬度高、韧性好，具有较好的综合力学性能。生产中常用等温淬火获得下贝氏体组织。贝氏体转变速度主要受碳原子扩散速度影响。转变温度越低，碳原子迁移越困难，因而形成贝氏体的速度也就越慢。过冷奥氏体在Ms点以下直接转变为碳在α-Fe中的过饱和固溶体，称为马氏体，用符号M表示。由于这种转变是在连续冷却过程中进行的，因此将在过冷奥氏体连续冷却转变中介绍。5.2.3过冷奥氏体在连续冷却条件下的转变1.连续冷却转变曲线上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化在实际生产中，过冷奥氏体的转变大多在连续冷却条件下进行，可以测出连续冷却曲线(CCT曲线)，该曲线远比C曲线复杂。钢在连续冷却过程中，只要过冷度与等温转变的过冷度相同，所得的组织与性能是类似的。因此，生产上常采用在C曲线上叠加冷却曲线的方法来分析钢在连续冷却条件下的组织，如图5-10所示。在CCT曲线上Ps和Pf分别表示奥氏体向珠光体转变开始线和终了线，KK’过冷A转变中止线。vK是CCT曲线的临界冷却温度，它是获得马氏体组织的最小冷却速度。值越小，钢在淬火时获得马氏体组织所需的冷却速度越低。如采用油冷v3时，冷却曲线进入转变开始线，则过冷奥氏体A开始转变为托氏体T;温度越低，T越多，A越少，直到冷到KK’线A才停止转变为T，此混合组织(A+T)冷到Ms线时，其中A才又开始转变为马氏体M，但马氏体转变有不完全性，所以最终组织为(M+A’+T)。从曲线v1、v2相应得到珠光体、索氏体。曲线v4系水中冷却，冷速高于与鼻尖相切(临界冷却速度)，避开了P区的转变，过冷到Ms~Mf上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化范围转变为马氏体和少量残留奥氏体。就碳钢而言，连续冷却难以得到贝氏体，那是P转变、B转变与M转变相互竞争的结果。虽然冷却曲线v3与C曲线的B区相割，但因高温区的连续冷却还没有为贝氏体转变创造足够的条件，温度就降至Ms点以下，实现了马氏体相变。以上分析已为实测的共析钢连续冷却转变曲线所证实。2.马氏体转变——低温转变(Ms〜Mf)过冷奥氏体以大于临界冷却速度vK冷却到Ms点以下(230℃)时，将转变为马氏体(M)。与珠光体和贝氏体转变不同，马氏体转变不能在恒温下完成，而是在Ms〜Mf之间的一个温度范围内连续冷却完成。由于转变温度很低，铁和碳原子都失去了扩散能力，因此马氏体转变属于非扩散型转变。马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。(1)马氏体的形成。马氏体的形成也存在一个形核和长大的过程。马氏体晶核一般在奥氏体晶界、孪晶界、滑移面或晶内晶格畸变较大的地方形成。因为转变温度低，铁、碳原子不能扩散，而转变的上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化驱动力极大，所以马氏体是以一种特殊的方式——共格切变的方式形成并瞬时长大到最终尺寸的。所谓共格切变是指沿着奥氏体的一定晶面，铁原子集体地、不改变相互位置关系地移动一定的距离(不超过一个原子间距)，并随即进行轻微地调整，由面心立方晶格改组成体心立方晶格，碳原子原地不动留在新组成的晶胞中。由于溶解度的不同，钢中马氏体的碳总是过饱和的，这些碳原子溶于α-Fe晶格的间隙位置，使c轴伸长，形成体心正方晶格，如图5-11所示。马氏体中碳的质量分数越高，其正方度c/a越大。在马氏体形核与长大过程中，马氏体和奥氏体的界面始终保持共格关系。即界面上的原子为两相共有，其排列方式既属于马氏体晶格也属于奥氏体晶格，同时依靠奥氏体晶格中产生弹性应变来维持这种关系。当马氏体片长大时，这种弹性变形就急剧增加，一旦与其相应的应力超过奥氏体的弹性极限，就会发生塑性变形，从而破坏其共格关系，使马氏体长大到一定尺寸就立即停止。上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化(2)马氏体的组织形态。马氏体的组织形态与钢的成分、原始奥氏体晶粒的大小以及形成条件有关。其形态主要分为两大类，即板条马氏体和片状马氏体。影响马氏体形态的主要因素是奥氏体中碳的质量分数。碳的质量分数低于0.25%时为典型的板条马氏体；碳的质量分数大于1.0%时，几乎全是片状马氏体；碳的质量分数在0.25%~1.0%时，是板条状和片状两种马氏体的混合组织。板条马氏体又称为低碳马氏体，在光学显微镜下它是一束束大致相同并几乎平行排列的细板条组织。马氏体区之间的角度较大，如图5-12所示。在一个奥氏体晶粒内，可以形成不同位向的许多马氏体区。通过高倍透射电镜观察表明，在板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构，所以板条马氏体也称为位错马氏体。片状马氏体又称为高碳马氏体，在光学显微镜下呈针状或双凸透镜状。马氏体片一般不穿越奥氏体晶界，先形成的马氏体片可以横贯整个奥氏体晶粒，尺寸较大，随后形成的马氏体片受到限制而上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化越来越小。相邻的马氏体片一般互不平行，而是呈一定角度排列，如图5-13所示。通过高倍透射电镜观察表明，马氏体片内有大量细小的孪晶亚结构，所以片状马氏体也称为孪晶马氏体。奥氏体晶粒越粗，形成的马氏体片越粗大，反之形成的马氏体片就越细小。在实际热处理加热时得到的奥氏体晶粒非常细小，淬火得到的马氏体片也非常细，以至于在光学显微镜下看不出马氏体晶体形态，这种马氏体也称为隐晶马氏体。(3)马氏体转变的特点。①马氏体转变为非扩散型相变，是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。过饱和的碳在铁中造成很大的晶格畸变，产生很强的固溶强化效应，使马氏体具有很高的硬度。马氏体中含碳越多，其硬度越高。②马氏体以极快的速度(小于10-7s)形成。过冷奥氏体在Ms点以下瞬间形核并长大成马氏体。转变是在Ms~Mf温度范围内连续降温的过程中进行的，即随着温度的降低不断有新的马氏体形核出现并瞬间上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化长大。停止降温，马氏体的增长也停止。由于马氏体的形成速度很快，后形成的马氏体会冲击先形成的马氏体，造成微裂纹，使马氏体变脆，在高碳钢中这种现象尤为严重。③马氏体转变是不完全的，总要残留少量的奥氏体。马氏体点(Ms和Mf)的位置决定于奥氏体的成分。由图5-14可知，随着碳质量分数的增加，Ms和Mf点降低。碳的质量分数高于0.5%时，Mf点已降至室温以下，这时奥氏体即使冷至室温也不能完全转变为马氏体，被保留下来的奥氏体称为残留奥氏体(Ar)。残留奥氏体量随碳质量分数的增加而增加，如图5-15所示。有时为了减少淬火至室温后钢中保留的残留奥氏体量，可将其连续冷到0℃以下(通常冷到-78℃或该钢的彤点以下)进行处理，这种工艺称为冷处理。④奥氏体转变为马氏体时，晶格由面心立方晶格转变为体心正方晶格，结果使马氏体的体积增大，在钢中引起较大的淬火应力，导致淬火工件的变形和开裂。上一页下一页返回5.2钢在冷却时内部组织的变化(4)马氏体的性能。由于马氏体是含碳过饱和的固溶体，其晶格畸变严重，内部又存在大量的位错或孪晶亚结构。各种强化因素综合作用后，其硬度和强度大幅度提高，而塑性、韧性急剧下降，碳的质量分数越高，强化作用越显著。高碳针状马氏体中碳的质量分数较高，晶格畸变严重，淬火应力较大，往往存在许多显微裂纹。其内部的微细孪晶破坏了滑移系，所以塑性和韧性都很差。但隐晶马氏体的韧性比前者要好。低碳板条马氏体中碳的过饱和度小，淬火应力低，不存在显微裂纹。同时其亚结构为分布不均匀的位错，低密度的位错区为位错提供了活动余地，所以板条马氏体的硬度较高，强韧性也好，已得到了广泛的应用。上一页返回5.3钢的退火和正火在机械制造过程中，退火和正火经常作为预先热处理，用以消除铸造、锻造或焊接等热加工工件存在的晶粒粗大、组织不均匀、成分偏析和残留应力过大等缺陷，有时也为最终热处理做好组织上的准备。通过适当的退火和正火后，工件的组织细化，成分均匀，具有较好的力学性能和切削加工性能，对于一些普通的铸件、锻件、焊接件以及不重要的工件，退火和正火也可以作为最终热处理工序。5.3.1退火退火是将钢加热到一定温度并保温一定时间，然后随炉缓慢冷却的热处理工艺。根据退火的工艺特点和不同的目的，退火工艺可分为完全退火、等温退火、球化退火、去应力退火和均匀化退火等。各种钢的退火加热温度范围如图5-16所示。保温时间可参考经验数据。(1)完全退火。完全退火是将钢件完全奥氏体化(加热至以上30℃〜50℃)后，缓慢冷却，获得接近平衡组织的退火工艺。生产中为提高下一页返回5.3钢的退火和正火生产率，一般随炉冷至600℃左右，将工件出炉空冷。完全退火的主要缺点是时间长，特别是对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，退火一般需要几十个小时。完全退火主要用于亚共析钢的铸件、锻件、热轧型材和焊件等，不能用于过共析钢，因为加热到ACcm点以上随后缓冷时，会沿奥氏体晶界析出网状二次渗碳体，使钢韧性降低。(2)等温退火。等温退火是将钢件加热到以上30℃~50℃(亚共析钢)或AC1以上10℃~20℃(共析钢、过共析钢)，保温适当时间后，较快冷却到珠光体转变温度区间的适当温度，并保持等温使奥氏体转变为珠光体类组织，然后在空气中冷却的退火工艺。等温退火与完全退火目的相同，但转变较易控制，所用时间比完全退火缩短约1/3，并可获得均匀的组织和性能。特别是对某些合金钢，生产中常用等温退火来代替完全退火或球化退火。图5-17所示为高速工具钢完全退火与等温退火的比较。上一页下一页返回5.3钢的退火和正火(3)球化退火。球化退火是将共析钢或过共析钢加热到AC1以上10℃〜20℃，保温一定时间后，随炉缓冷至室温或快冷到略低于Ar1温度，保温一段时间，然后炉冷至600℃左右空冷，使钢中碳化物球状化的退火工艺。过共析钢及合金工具钢热加工后，组织中常出现粗片状珠光体和网状二次渗碳体，钢的硬度和脆性增加，切削加工性变差，且淬火时易产生变形和开裂。为消除上述缺陷，可采用球化退火，使珠光体中的片状渗碳体和钢中网状二次渗碳体均呈球(粒)状，这种在铁素体基体上弥散分布着粒状渗碳体的复相组织，称为“粒状珠光体”，如图5-18所示。对于存在有严重网状二次渗碳体的钢，可在球化退火前进行一次正火。近些年来，球化退火应用于亚共析钢已获得成效，只要严格地控制工艺，同样可以获得良好的“粒状珠光体”组织，具有最佳的塑性和较低的硬度，从而有利于冷挤、冷拉、冷冲等冷成形加工。上一页下一页返回5.3钢的退火和正火(4)去应力退火。去应力退火是将钢件加热至AC1以下100℃~200℃，保温后，随炉缓冷至300℃~200℃出炉空冷的退火工艺。其目的主要是消除工件在塑性变形加工、切削加工或焊接中造成的应力以及铸件内存在的残留应力，对形状复杂及壁厚不均匀的零件尤为重要。由于加热温度低于A1点，因此在退火过程中不发生相变。若采用高温退火(如完全退火)，也可以更彻底地消除应力，但会使氧化、脱碳严重，还会产生高温变形，故为了消除应力，一般采用低温退火。(5)扩散退火(均匀化退火)。扩散退火是将铸锭、铸件或锻坯加热到高温(钢熔点以下100℃~200℃)，并在此温度长时间保温(10~15h)，然后缓慢冷却，以达到化学成分和组织均匀化目的的退火工艺。均匀化退火时间长，耗费能量大，成本高，主要用于要求质量高的合金钢铸锭和铸件。扩散退火后，钢的晶粒粗大，因此还要上一页下一页返回5.3钢的退火和正火进行完全退火或正火。(6)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，保持适当的时间，使变形晶粒重新转变为均匀的等轴晶粒的退火工艺。再结晶温度T再=(0.35~0.40)T熔点(K)。再结晶退火只有组织改变，而无相变，目的是消除加工硬化，提高塑性，改善切削加工性能及成形性能。多用于需要进一步冷变形钢件的中间退火，也可作为冷变形钢材及其他合金成品的最终热处理。(7)去氢退火。有时焊件在焊接后搁置时开裂(延迟开裂)，有些大型合金钢锻件和热轧钢坯的断口上会出现白点，这些现象与钢件在冶炼、焊接等过程中吸氢有关。如果在300℃~350℃进行2h去氢退火处理，上述问题就可得到解决或大大减轻。此外，铸铁件表层及一些薄截面处，由于冷速较快，往往会产生白口(未石墨化的共晶莱氏体)，白口组织硬而脆，难以切削。消除白口的退火工艺一般为在850℃~950℃，保温2~5h。炉冷至上一页下一页返回5.3钢的退火和正火400℃~500℃后空冷。5.3.2正火正火是将钢加热到AC3或ACcm以上30℃~50℃，如图5-16所示，完全奥氏体化以后从炉中取出空冷的热处理工艺。正火与退火的主要区别在于冷速不同，由于冷速较快，正火后所得组织要比退火后细一些，强韧性更高，而塑性、韧性稍有下降或不降。当wc<0.6%时，正火组织为铁素体+索氏体，且铁素体的量要少于退火后的量，这是由于较快冷却抑制了部分先共析铁素体形成的缘故；同样，较快的冷却抑制了网状二次Fe3C的析出，使珠光体的含量增多并细化，wc>0.6%时，正火组织几乎全为索氏体。如果过共析钢锻造时的终锻温度过高，且冷却缓慢(如堆放或坑冷时)，就会在原奥氏体晶界上形成粗的碳化物网络。此外，过共析钢如果用完全退火，也会得到网状渗碳体，不仅难于切削加工，淬火时上一页下一页返回5.3钢的退火和正火也极易变形、开裂，力学性能极差。予以消除的最有效的方法就是正火，加热到ACcm以上40℃~60℃，保温0.5~2h后空冷，必要时也可风冷或喷雾冷却。因此，正火可以在一定程度上提高钢的力学性能。正火工艺简单易行，省时节能，生产率高，有时可以作为最终热处理。正火主要用于要求不高的低、中碳钢零件，改善中、低碳钢铸、锻件的性能，尤其是淬火效果不大的厚截面普通零件或有淬裂危险的复杂碳钢件，改善焊接件热影响区的组织和性能等，并可改善低碳钢的切削性。当正火可能造成变形、开裂(如形状十分复杂的零件)或者在需要彻底消除应力的情况，才采用退火作为最终热处理。制作低碳钢工程构件(建筑、桥梁、管道、压力容器等)时，大多采用正火或退火，而机器零件大多须经过淬火与回火热处理。上一页返回5.4钢的淬火与回火钢的淬火是将钢件加热到AC3或AC1相变点以上某一温度，保持一定时间，然后以大于vK的速度冷却获得马氏体组织的热处理工艺。主要目的是通过先获得马氏体，再为以后获得各种力学性能的实用回火组织做准备。而回火则是将淬火后的钢加热至A1以下的某一温度后进行冷却的热处理工艺。一般淬火后的钢都要进行回火，才能使钢具有不同的力学性能，以满足各类零件或工、模具的使用要求。淬火的目的是为了得到马氏体组织，是钢的最主要的强化方式。5.4.1钢的淬火1.淬火的加热温度和加热时间(1)淬火的加热温度。在选择淬火加热温度时，应尽量使获得组织的硬度越大越好，获得的晶粒越小越好。①亚共析钢。淬火温度一般为AC3以上30℃~50℃，淬火后得到均匀细小的马氏体和少量残余奥氏体。若淬火温度过低，则淬火后组织下一页返回5.4钢的淬火与回火中将会有铁素体，使钢的强度、硬度降低；若加热温度超过AC3以上(30℃~50℃)，奥氏体晶粒粗化，淬火后得到粗大的马氏体，钢的力学性能变差，且淬火应力增大，易导致变形和开裂。②共析钢或过共析钢。淬火加热温度为AC1以上30℃~50℃，淬火后得到细小的马氏体和少量残余奥氏体(共析钢)或细小的马氏体、少量渗碳体和残余奥氏体(过共析钢)。由于渗碳体的存在，钢的硬度和耐磨性提高。若温度过高，如过共析钢加热到ACcm以上温度，由于渗碳体全部溶入奥氏体中，奥氏体中碳的质量分数提高，Ms温度降低，淬火后残余奥氏体量增多，钢的硬度和耐磨性降低。此外，因温度高，奥氏体晶粒粗化，淬火后得到粗大的马氏体，脆性增大。若加热温度低于AC1点，组织没发生相变，达不到淬火目的。碳素钢淬火加热温度范围如图5-19所示。实际生产中，淬火加热温度的确定尚需考虑工件形状尺寸、淬火冷却介质和技术要求。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火(2)淬火加热时间。加热时间包括升温时间和保温时间。通常以装炉后温度达到淬火加热温度所需时间为升温时间，并以此作为保温时间的开始；保温时间是指钢件烧透并完成奥氏体均匀化所需时间。加热时间受钢件成分、形状、尺寸、装炉方式、装炉量、加热炉类型、炉温和加热介质等影响。一般用下述经验公式确定，即t=αD式中t——加热时间(min)；

α——加热系数(min/mm)；

D——工件有效厚度(mm)。α和D的数值可查阅有关热处理手册确定。2.淬火的目的(1)提高钢的硬度和耐磨性。工具、轴承等工件一般用高碳钢制造并淬火得到马氏体或下贝氏体，再进行低温回火，以提高其硬度和上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火耐磨性。(2)获得优异的综合力学性能。齿轮(心部)、轴类、结构件等重要机器零件，都要求具有良好的综合力学性能，即高强度和高韧性。一般用中、低碳钢制造并淬火得到马氏体，再进行高温回火。(3)获得某些特殊的物理和化学性能。如不镑钢、耐热钢、磁钢等，都可通过淬火使之得到一定的物理或化学性能。3.淬火介质在淬火工艺中所采用的冷却介质称为淬火介质。淬火介质可以是液体或气体。淬火介质对保证淬火工艺的实施起至关重要的作用。由于过冷奥氏体转变的C曲线上可知，淬火介质的冷却能力必须保证工件以大于临界冷却速度(vk)冷却才能实现淬火，冷速越快，产生的内应力越大，易引起工件变形和开裂。因此，较为理想的淬火介质应该是在C曲线“鼻尖”附近快冷，使冷却曲线不与C曲线相交，而在上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火Ms点附近应尽量慢冷，以减少马氏体转变时产生的组织内应力。这样既保持较高的淬火冷却速度，又不致形成较大的淬火应力。理想的淬火冷却速度如图5-20所示。但到目前为止，尚找不到这种理想冷却介质。目前对淬火介质广泛深入地研究，已出现种类繁多的淬火介质以适应不同材料、不同热处理工艺要求的需要，特别是聚合物淬火介质已经开始推广应用，但目前常用的冷却介质仍是水和油。水是最经济的且冷却能力较强的淬火介质，水的化学稳定性很高，热容量较大，但纯水在650℃〜500℃范围内冷却能力不够强，而在300℃〜200℃范围内又不够缓慢。为了改善水的冷却特性，通常采用方法是在水中加入质量分数为10%~15%的NaCl、NaOH、Na2CO3等物质，可明显提高水在高温区的冷却能力。但在300℃~200℃范围内的冷却能力仍较强，对减少变形不利。例如，当工件用盐水淬火时，由于食盐(NaCl)晶体在工件的表面析出和爆裂，不仅上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火有效地破坏包围在工件表面的蒸汽膜，使冷却加快，而且能破坏在淬火加热时所形成的附在工件表面的氧化铁皮，使它剥落下来，因此，用盐水淬火的工件，容易得到高的硬度和光洁的表面，不易产生软点。但这类淬火介质在300℃〜200℃范围内冷却能力仍较强，这将使工件变形严重，甚至发生开裂，因此这类淬火介质适用于形状简单、尺寸较大的碳素钢件。淬火用的油主要是矿物油，用得较广泛的是L-AN15机油。油的冷却能力在高温区较弱，但在低温区有比较理想的冷却速度，因此，主要用于vk较小的合金钢或小尺寸的碳素钢工件的淬火。熔融状态的盐或碱也常用做淬火介质，称为盐浴或碱浴，它们的冷却能力介于油和水之间，使用温度为150℃〜500℃，这类淬火介质用于形状复杂、变形要求严格、尺寸较小的零件的分级淬火或等温淬火，常用盐浴、碱浴的成分、熔点及使用温度见表5-1。为了寻求理想的介质，大量的研究工作仍在进行，目前提倡使用的上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火水溶性淬火介质，其中有过饱和硝盐水溶液、氧化锌一碱水溶液、水玻璃淬火液、合成淬火液(聚乙烯醇)淬火剂等，这些冷却介质冷却能力可根据体积质量进行调整，性能比较稳定可靠。有的已形成系列产品供应市场。常用淬火介质的冷却能力见表5-2。4.常用淬火方法由于目前还没有理想的淬火介质，因而在实际生产中应根据淬火件的具体情况采用不同淬火方法，常用淬火方法如图5-21所示。(1)单液淬火。单液淬火法是指将淬火加热的工件放人一种淬火介质中，连续冷却到室温的方法。例如，碳素钢在水中淬火，合金钢在油中淬火等均属于单液淬火。这种淬火方法操作简便，易于实现机械化、自动化。但淬火产生的应力较大。(2)双液淬火。将钢件奥氏体化后，先浸入一种冷却能力较强的介质，在钢件到达Ms温度前取出，马上浸入另一种冷却能力较弱的介质中继续冷却的淬火工艺方法。常用的方法是水淬油冷，其优点是上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火利用了两种介质的特点获得了较理想的冷却条件。缺点是操作复杂，在第一种介质中停留时间不易掌握。需要有实践经验，主要用于形状复杂的高碳钢工件及大型合金工件。生产中使用的方法还有水淬空冷、油淬空冷，其作用均是在鼻尖区内较快冷却，而在马氏体点附近冷却要缓慢，以减少淬火应力引起的变形和开裂。(3)马氏体分级淬火。钢材奥氏体化后，随之浸入温度稍高或稍低于钢的马氏体点的液态介质(盐浴或碱浴)中，保持适当时间，待钢件的内外层达到介质温度后取出空冷，以获得马氏体组织的淬火工艺。由于分级淬火M转变时钢件内外温差小，产生内应力小，组织应力小，故可有效地避免钢件变形或开裂。但由于钢件在盐浴或碱浴中冷却能力差，所以只适合尺寸比较小的工件。(4)贝氏体等温淬火。钢材或钢件加热奥氏体化，随之快冷到贝氏体转变区间(260℃~350℃)等温保持，使过冷奥氏体转变成下贝氏体的淬火工艺方法。经这种方法处理的零件强度高，塑性、韧性好，上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火同时淬火应力小，变形小，不用回火处理。多用于形状复杂和要求高的零件。5.钢的淬透性与淬硬性(1)钢的淬透性。淬火时往往会遇到两种情况：一种是工件从表面到中心都获得马氏体组织，从外到里都具有较高硬度，称之为“淬透”了；另一种是工件表层获得马氏体组织，具有较高硬度，而心部是非马氏体组织，其硬度较低，称之为“未淬透”。通常将未淬透的工件上具有高硬度的马氏体组织的这一层称为“淬硬层”。钢件能否淬透与钢的淬火临界冷却速度(vK)有关。工件淬火时，表面与心部的冷却速度是不同的，表面最快，中心最慢，如图5-22所示。如果工件截面某一处的冷速低于临界冷却速度，则不能得到马氏体，从而造成未淬透现象。如果工件截面上各处的冷速都大于淬火临界冷速，则工件从外到里均获得全马氏体，亦即淬透了。所谓钢的淬透性是指规定条件下，钢材获得淬硬层深度的能力。它是上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火钢材固有的一种属性。需要特别强调两个问题，一是钢的淬透性与具体工件的淬透层深度的区别。淬透性是钢的一种工艺性能，也是钢的一种属性，对于一种钢在一定的奥氏体化温度下淬火时，其淬透性是确定不变的。钢的淬透性的大小用规定条件下的淬透层深度表示。而具体工件的淬透层深度是指在实际淬火条件下得到的半马氏体区至工件表面的距离，如图5-23所示，它受钢的淬透性、工件尺寸及淬火介质的冷却能力等诸多因素的影响。二是淬透性与淬硬性的区别。淬硬性是指钢在淬火时的硬化能力，用淬火后马氏体所能达到的最高硬度表示，它主要取决于马氏体中的含碳量。淬透性和淬硬性并无必然联系，如过共析碳钢的淬硬性高，但淬透性低；而低碳合金钢的淬硬性虽然不高，但淬透性很好。(2)淬透性的测定和表示方法。目前测定钢的淬透性的最常用的方法之一是末端淬火法，简称端淬法，如图5-24所示。此法通常用于测定优质碳素结构钢、合金结构钢，也可用于测定弹簧钢、轴承钢、上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火工具钢的淬透性。我国GB225—1988规定的试样形状尺寸及试验原理，将试样按规定的奥氏体化条件加热后，迅速放入试样装置中喷水冷却。水温10℃〜30℃，水压以自由水柱高65mm为准，因试样是一端喷水冷却，故水冷端冷速最快，离水冷端越远，其冷速越慢。冷却完毕后沿试样纵向两侧各磨去0.2~0.5mm，并从水冷端1.5mm处开始，每隔一定距离测定一次硬度，将硬度随距水冷端距离的变化绘成曲线，称为淬透性曲线，如图5-25所示。钢的淬透性值可用表示。其中J表示末端淬透性，d表示至水冷端的距离，HRC为该处测得的硬度值。例如表示距水冷端10mm处试样硬度值是30~35HRC。钢的淬透性有时也用临界淬透直径(D0)表示，把钢加热到A相区，随后在同一淬火介质中淬火，心部得到全部M或50%M组织时的最大直径即D0。比较D0也可判断钢的淬透性。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火(3)影响淬透性的因素。影响钢的淬透性的决定性因素是临界冷却速度临界冷却速度越小，钢的淬透性就越大，临界冷速与钢的化学成分和奥氏体化温度之间有密切关系。在亚共析钢成分范围内，随着碳含量增加，钢的临界冷速降低，淬透性有所增加;在过共析钢范围内，随着碳的质量分数增加，钢的临界冷速反而增加，淬透性降低，特别当碳的质量分数超过1.2%~1.3%时，淬透性将明显下降。除Co外，大多数合金元素如Mn、Mo、Cr、Al、Si和Ni等，都降低钢的临界冷速，提高钢的淬透性。奥氏体化温度对临界冷却速度和淬硬深度有显著影响，有些钢在较高温度下淬火，可以降低临界冷却速度，改善钢的淬透性。可见，钢的淬透性是正确选用钢材和制定热处理工艺的重要依据之一。(4)淬透性对钢力学性能的影响。淬透性对钢的力学性能影响很大，如果工件淬透了，表里的性能均匀一致，能充分发挥钢材的力学性能上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火潜力；如果未淬透，表里的性能便存在差异，尤其在高温回火后，心部的强韧性将比表层低，图5-26表明用两种不同材料制成工件经调质处理后，淬透的和未淬透的力学性能沿工件截面分布的情况。由图可见，二者表面硬度虽然相同，但是其他力学性能有明显差异，淬透的钢，其力学性能沿截面分布是均匀的，而未淬透的钢，心部的力学性能低，尤其是冲击韧度(aK)更低。这是因为淬透工件的调质组织由表及里都是回火索氏体，具有较高的韧性；而未淬透的工件心部是片状索氏体和铁素体，韧性较低。各种结构零件根据其工作条件的不同，对钢的淬透性有不同的要求，如弹簧、热锻模等，要求淬透，而齿轮等要求可以不淬透。(5)淬透性在生产中的应用。淬透性是机械零件设计时选材和制订热处理工艺的重要依据。淬透性不同的钢淬火后得到的淬硬层深度就不同，所以沿截面的组织和力学性能差别很大。图5-27所示为淬透性不同的钢制成直径相同的轴，经调质处理后力学性能的对比。其中上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火图5-27(a)表示全部淬透，整个截面为回火索氏体组织，力学性能沿截面是均匀一致的；图5-27(b)和图5-27(c)表示仅部分淬透，心部为片状珠光体，强度较低，冲击性能更低。由此可见，淬透性越低，钢的综合力学性能越差。因此，对于截面尺寸较大或形状复杂的重要零件，以及应力状态较复杂的螺栓、连杆等零件，要求截面力学性能均匀时应选用淬透性较好的钢。对于承受弯曲和扭转力的轴类零件，在横截面上的应力分布是不均匀的，其外层受力较大，心部受力较小，可考虑选用淬透性较低、淬硬层较浅(如为半径的1/3~1/2)的钢。另外需要注意的是，工件淬火时，由于心部的热量要从表面散出，使得心部和表面的冷却速度不同，而且截面尺寸越大，其冷却速度越低。这表明，截面尺寸不同的工件，实际淬透深度是不同的。这种随工件尺寸增大而热处理强化效果逐渐减弱的现象叫做尺寸效应。在机械设计中引用手册中的数据时，必须对此加以注意。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火(6)钢的淬硬性。淬硬性是指钢在正常淬火条件下，所能达到的最高硬度，淬硬性主要与钢中碳的质量分数有关。更确切地说，它取决于淬火加热时固溶于奥氏体中的碳的质量分数。奥氏体中固溶的碳越多，淬火后马氏体的硬度也就越高。由此可见，淬硬性与淬透性的含义是不同的，淬硬性高的钢，其淬透性不一定高，而淬硬性低的钢，其淬透性也不一定低。5.4.2钢的回火回火是指将淬火后的钢再加热到不超过的温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。1.回火的目的钢淬火后获得马氏体组织不是最终目的，而是通过随后的回火使马氏体发生转变，并控制转变的程度以获得不同的回火组织，使钢具有不同的性能，以满足各类零件及工具的使用要求。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火另外，淬火钢硬度高，脆性大，存在着淬火内应力。淬火马氏体和残留奥氏体也都是亚稳态的组织，在一定条件下，经过一定时间，它们有可能向平衡组织转变。淬火钢在组织和性能上的这些特征不仅限制了其使用，而且还会造成零件形状、尺寸和使用性能的不稳定性，甚至使零件变形、开裂，因此钢淬火后必须进行回火处理。2.淬火钢在回火时的组织和性能变化淬火钢在回火过程中，随着加热温度的提高，其组织和力学性能都会发生变化。根据转变的过程和形成的组织，一般把回火转变分为四个阶段。(1)马氏体的分解(小于200℃)。在200℃以下加热时，马氏体中的碳以ε碳化物的形式析出，马氏体开始分解，其过饱和度减小，晶格的正方度降低，钢的体积收缩。ε碳化物是一个非平衡的过渡相，分子式为Fe2.4C，它以极细的片状分布在马氏体片内，并与母体保持共格关系。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火这种过饱和度有所降低的α固溶体和与其共格弥散分布的ε碳化物组成的组织，称为回火马氏体，用M回表示，其显微组织如图5-28所示。在这个阶段，内应力有所减小，淬火钢的力学性能变化不大。(2)残留奥氏体的转变(200℃〜300℃)。马氏体分解为M回后因体积收缩，减小了对残留奥氏体的压力，在此温度范围内，残留奥氏体可以转变成下贝氏体。残留奥氏体的转变从200℃开始，到300℃基本完成。在这个阶段，虽然马氏体已分解为回火马氏体，降低了钢的硬度，但由于原来比较软的残留奥氏体已转变为硬的下贝氏体，使钢的硬度下降并不显著，屈服强度反而略有上升。(3)回火托氏体的形成(250℃〜400℃)。在此温度范围内，由于碳原子扩散能力的增大，过饱和的固溶体很快转变为铁素体，ε碳化物也逐渐转变为稳定的渗碳体，由最初的薄片状变成细粒状。这种针状铁素体和细粒状渗碳体组成的机械混合物，称为回火托氏体，用T回再表示，其显微组织上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火如图5-29所示。在这个阶段，淬火应力大部分消除，钢的硬度、强度下降，塑性、韧性提高。(4)碳化物的聚集长大(400℃以上)。回火托氏体中的铁素体已达到平衡浓度，但此时铁素体仍保留着原马氏体的针状外形，其内部的位错密度也很高，因此具备回复和再结晶的条件，所以在回火时针状的铁素体也会发生回复和再结晶过程。当温度超过400℃时，回复已很明显。随着温度的升高，逐渐发生再结晶过程，最后形成等轴晶粒的铁素体。与此同时，渗碳体粒子也不断聚集长大，在500℃以上呈颗粒状或球状。这种由多边形的铁素体和粒状渗碳体组成的回火组织称为回火索氏体，用S回表示，其显微组织如图5-30所示。在这个阶段，钢的强度、硬度进一步下降，塑性、韧性进一步上升。在回火过程中，马氏体中碳的质量分数、残留奥氏体数量、内应力和碳化物尺寸的变化如图5-31所示。淬火钢的力学性能随回火温度的变化规律如图5-32所示。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火3.回火的分类和应用根据回火温度和对淬火钢力学性能的要求，一般将回火分为三类：(1)低温回火(150℃~250℃)。低温回火的目的是在保证淬火后工件的高硬度和耐磨性的基础上，降低淬火应力，提高工件韧性。低温回火得到的是回火马氏体组织，硬度可达58-64HRC。它常用于处理高碳工具钢、模具钢、滚动轴承钢及渗碳钢等零件。(2)中温回火(350℃~500℃)。中温回火得到的组织为回火托氏体，它具有高的弹性极限、屈服点及屈强比，同时具有一定的塑性和韧性，硬度一般为35〜45HRC。中温回火常作为各种弹簧的热处理。(3)高温回火(500℃~650℃)。通常把淬火后再进行高温回火的处理称为调质处理。调质处理得到的是回火索氏体组织，具有良好的综合力学性能。在许多重要的机械结构件，如受力比较复杂的连杆，重要的螺栓、齿轮及轴类零件中，得到了广泛应用。中碳钢调质处理后的硬度一般为200~350HBW。上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火调质处理后的力学性能与正火相比，不仅强度高，而且塑性和韧性也较好。这是因为调质后得到的回火索氏体中渗碳体呈颗粒状，而正火得到的索氏体中渗碳体则呈片状，颗粒状的渗碳体对阻止断裂过程中裂纹的扩展比片状渗碳体更有利。4.钢的回火脆性淬火钢随着回火温度的升高，在某些温度范围内有冲击韧性下降的现象，称为钢的回火脆性。按出现回火脆性的温度范围可分为低温回火脆性和高温回火脆性。(1)低温回火脆性。淬火钢在250℃~400℃之间回火时出现的回火脆性称为低温回火脆性，又称为第一类回火脆性。几乎所有的钢都存在这类脆性，是一种不可逆的回火脆性，其产生的原因目前还不清楚。一般不在此温度范围内回火，以避免这类回火脆性的产生。(2)高温回火脆性。一些合金钢，尤其是含Ni、Cr、Mn等合金元素的合金钢，淬火后在400℃~550℃之间回火时出现的脆性现象称为上一页下一页返回5.4钢的淬火与回火高温回火脆性，又称为第二类回火脆性。关于高温回火脆性的原因，一般认为是Sb、Sn、P等杂质元素在原奥氏体偏聚，钢中的Ni、Cr、Mn等合金元素促进杂质的偏聚，而且这些元素也向晶界偏聚，从而加大了这类回火脆性的倾向。对有高温回火脆性的钢，高温回火后宜快冷来抑制回火脆性。在钢中加人W、Mo等合金元素也可以有效地抑制这类回火脆性的产生。上一页返回5.5钢的表面热处理及表面工程技术5.5.1钢的表面淬火钢的表面淬火目的是使零件获得高硬度和高耐磨性，而心部仍保持原来良好的韧性和塑性的一类热处理方法，表面淬火不改变零件表面化学成分，只是通过表面快速加热淬火，改变表面层的组织来达到强化表面的目的。碳的质量分数在0.4%~0.5%的优质碳素结构钢是最适宜表面淬火。这是由于中碳钢经过预先热处理(正火或调质)以后再进行表面淬火处理，既可以保持心部原有良好的综合力学性能，又可使表面具有高硬度和耐磨性。若碳的质量分数过高，尽管淬火后的表面硬度、耐磨性提高，但硬化层的脆性增大，心部的塑性和韧性较低。而低碳钢由于表面强化效果不显著，均很少采用表面淬火工艺。基体组织相当于中碳钢的普通灰铸铁、球墨铸铁、可锻铸铁和合金铸铁，原则上均可进行表面淬火，但以球墨铸铁工艺性为最好。返回下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术根据加热方法不同，表面淬火可分为感应加热表面淬火，火焰加热表面淬火，电接触加热表面淬火以及激光加热表面淬火等几种。工业上应用最多的应为感应加热和火焰加热表面淬火。1.感应表面淬火感应表面淬火采用电磁感应方法使零件表面迅速加热，然后迅速喷水冷却的一种热处理操作方法，其优点是加热速度快，热处理质量好，比普通淬火硬度稍高(2〜3HRC)，脆性小，不易氧化脱碳，变形小，生产率高，易于实现自动化和机械化。(1)感应加热基本原理。当工件放入感应器中，感应器通过中频或高频父流电流后，在感应器周围形成交变磁场，工件在磁场中感应产生同频率的感应电流，这种感应电流的特性是，在工件表面电流密度极大，心部电流密度几乎等于0，这种现象称为集肤效应。频率越高，感应加热深度越浅，由于钢本身具有电阻，因而集中在工件表面的电流可使表层迅速被加热，在数秒内可使工件表面温度返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术达到800℃〜1000℃，而心部温度仍停在室温。图5-33是工件与感应器工作位置和工件截面上电流密度分布，一旦工件表面层温度达到淬火加热温度，便立即喷水冷却，使工件表层淬硬。(2)感应加热的频率。感应加热深度主要取决于电流频率，频率越高，加热深度越浅，为了获得不同的加热深度可选择不同的电流频率，目前工业上常采用的电流频率有以下三种。①高频感应加热。电流频率100〜500kHz，一般常用200〜300kHz，变频设备有电子管和晶体管两种，常用的功率有60kW、100kW、200kW，最大的为400kW，该种频率的感应加热设备淬硬层深度为0.5~2.5mm，适用于中小型轴类、齿轮、花键等。②中频感应加热。电流频率在500〜10kHz，常用为2.5kHz，电源设备为机械式中频加热装置或晶闸管中频发生器，常用功率为50〜500kW，型号有DGC(中频淬火，淬硬层深2〜10mm)和DGT(中频透热)。可用于直径较大的轴类和大中型模数的齿轮淬火、焊接、返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术锻压及轧制前的透热等工艺。③工频加热。电流频率为50Hz，电源设备可利用三相或单相电源变压器。电源功率常在1000〜2000kW之间，淬硬层深10〜20mm，透热层深达70mm，常用于较大直径零件的透热，直径300mm以上零件如轧辊表面淬火等。(3)感应加热表面淬火技术要求。图样上热处理技术要求主要包括表面硬度、硬化层深度、淬硬区分布、预先热处理。①表面硬度。对于不同材料和在不同条件下工作的零件，要求具有不同的表面硬度，但对于中碳钢或中碳低合金钢在感应淬火时应使淬火后的表面硬度达到50〜55HRC，最终硬度由回火工艺确定。②淬硬层深度。增加淬硬层深度可增加零件耐磨性，但也增加工件表面脆性，为了使综合力学性能合理配合，一般选淬硬层深度为半径的1/10左右，对于较小直径的零件(φ10~φ20mm)，可取半径的1/5。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术③淬硬区分布。合理分布淬硬区，可减少工件应力集中的现象，例如，对轴类零件在轴端应保留2〜8mm的不淬硬区，以免轴端产生淬火裂纹。对于花键轴，淬火区应比花键全长大10〜15mm。带孔的轴、孔应倒角，带凸缘的轴，淬硬区应从凸缘根部的处开始，根部不需淬硬，淬硬区距圆角根部距离不应小于5〜8mm。④预先热处理。预先热处理是为保证心部力学性能而采取的热处理方法，对于结构钢，通常采用调质或正火。2.其他表面加热淬火方法(1)火焰加热表面淬火。火焰加热表面淬火是乙炔一氧火焰直接喷射工件表面，使其快速加热，当达到淬火温度时立即喷水冷却，以获得表面硬化效果的表面淬火工艺，如图5-34所示。火焰淬火的淬硬层深度一般是2〜6mm，过深的淬硬层会使工件表面组织过热，易产生淬火裂纹。火焰淬火方法简便，当单件或小批生产的大型工件需要表面淬火时，采用适当的气焊炬便可以完成，目前也有对成批零件返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术进行处理的火焰淬火设备，适合较大直径工件的表面处理。(2)电接触加热表面淬火。电接触加热的原理如图5-35所示。该加热方法是采用低电压、大电流，通过压紧在工件表面的滚轮与工件形成回路，靠接触电阻热实现快速加热，滚轮移去后即进行自激冷淬火。电接触加热表面淬火，可以显著提高工件表面的耐磨性、抗擦伤能力，设备及工艺费用低、工件变形小、工艺简单、不需回火，在机床导轨、汽缸套等形状简单工件上得到广泛应用。(3)激光热处理。激光热处理是采用激光束照射工件表面，使表层快速加热到奥氏体化温度或熔化状态，靠工件本身的热传导迅速自冷而获得一定的淬硬层或熔凝层。采用激光可以进行表面淬火，有选择的局部硬化处理、局部合金化处理等。激光热处理的主要特点如下。①能量密度高，加热速度极快，淬火靠自激冷却。②可以在零件选定表面进行局部淬火。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术③应力变形小，表面光亮，不需进行表面精加工，特别适合中、小零件复杂表面的局部硬化。5.5.2热喷涂技术热喷涂是指在普通钢铁表面上通过乙炔火焰或热等离子体技术涂覆一层特殊的材料涂层，使零件表面获得耐磨、耐蚀、耐高温等性能。达到零件改性，提高使用寿命以及修复严重磨损零件的目的。1.热喷涂方法根据所用热源不同，热喷涂可分为火焰喷涂、电弧喷涂、等离子喷涂和超声速火焰喷涂等。(1)火焰喷涂。火焰喷涂是用氧乙炔作为加热源，用燃气或惰性气流雾化并加速喷涂材料，在基体上沉积形成涂层的方法。火焰喷涂包括线材火焰喷涂和粉末火焰喷涂。①线材火焰喷涂。图5-36是线材火焰喷涂原理图。喷涂用的线材被返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术连续输送到喷嘴，在喷嘴前端被同轴火焰加热熔化并被高速气流雾化加速，喷射在基体表面形成涂层。②粉末火焰喷涂。图5-37是粉末火焰喷涂原理图。喷涂粉末通过送粉管进入火焰，粉末被加热到熔融状态。在气流及焰流带动下，熔融粒子喷射到基体表面形成图层。火焰喷涂的焰流温度比较低，可用于金属材料和塑料的喷涂。(2)电弧喷涂。图5-38是电弧喷涂原理图。送丝机构将两根彼此绝缘的线材成一定角度输送到电弧喷涂枪内，两根线分别与直流低压电源的正、负极相接。在喷嘴处，两根线材的顶端产生电弧使其熔化，同时压缩空气使熔融的液滴雾化并形成喷涂束流沉积在工件表面。电弧喷涂的涂层结合强度高，设备简便，生产率高，成本低，但它只能用于喷涂能导电的金属线材。电弧喷涂适合在大批量钢铁构件上喷涂锌、铝等防护涂层。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术(3)等离子喷涂。等离子喷涂是采用非转移等离子弧作为热源对粉末喷涂材料进行喷涂的工艺方法，图5-39是等离子喷涂原理图。由于等离子火焰温度高达数万摄氏度，几乎可以熔化所有难熔的金属和非金属材料，等离子弧焰流速度也很高，通常为每秒数百米，因此特别适合喷涂一些高熔点的材料，如Al2O3、ZrO2、WC等。等离子喷涂的质量远优于火焰喷涂层，但喷涂效率比较低，设备费用比较高，工作中噪声也比较大。(4)超声速火焰喷涂。超声速火焰喷涂(简称HVOF)是20世纪60年代初期美国Browning工程公司研究开发的喷涂新技术。由于超声速火焰喷涂的涂层非常致密，结合强度很高，已在工业中得到了越来越广泛的应用。超声速火焰喷涂的核心是能使喷涂火焰达到超声速的机构。一定比例的燃料(煤油、乙炔、丙烯和氢气)和氧气在反应腔内燃烧形成高压气流，沿轴向送入的喷涂粉末和燃气一起穿过一个拉瓦尔(Laval)型喉返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术颈进入长枪管，此时熔融粉末被加速，以3倍声速以上的速度喷向基板形成涂层，如图5-40所示。超声速火焰喷涂的射流速度高，但焰流的温度相对比较低，喷涂的质量高于等离子喷涂，但超声速喷涂噪声大，成本比较高。2.热喷涂工艺流程热喷涂工艺流程包括工件表面的预处理、预热、喷涂打底层、喷涂工作层、喷涂的后处理等。(1)工件表面的预处理。它包括工件表面的净化处理和工件表面的粗化处理。①净化处理。清除表面油脂和镑斑。②粗化处理。工件表面粗化处理可以增大基体与涂层之间的结合面积，提高涂层与基体之间的结合牢度。常用的粗化方法有喷砂处理、车削加工和喷涂黏结底层等。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术(2)涂层的后处理。由于喷涂层中存在大量的孔隙，对于一些需要在腐蚀条件下使用的喷涂件要在喷涂后对涂层进行封孔处理。常用的封孔剂有石蜡、树脂、硅酸钠等。5.5.3电刷镀技术电刷镀也叫无槽电镀，电化学原理与电镀相同。电刷镀与传统槽镀最大的区别是工件不需要浸泡在装有电镀液的镀槽中，蘸有镀液的镀笔只需在工件表面做往复运动即可实现涂镀。镀笔通常由高纯石墨制成并与刷镀电源的阳极相接，石墨外面包裹一层可以储存电镀液的绝缘布套。被镀工件接电刷镀电源的负极。电刷镀时，浸满镀液的镀笔以一定的压力和速度在工件表面往复移动，工件与镀笔之间的镀液中的金属离子在电场作用下迁移到工件的表面，金属离子获得电子后还原成金属原子，并在工件表面沉积结晶，形成金属镀层，如图5-41所示。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术常用的刷镀液有快速镀镍、酸性镀镍、中性镀镍、低应力镍等。与普通电镀液相比，刷镀液中的金属离子浓度比较高，可以使用比较大的电流密度，因此电刷镀的沉积速度比较快。电刷镀设备包括刷镀电源、刷镀笔等。刷镀电源为直流电源，输出电压可在0〜50V内连续可调。电源具有输出极性换向、过电流保护和电量计量等功能，以满足刷镀工艺的要求。刷镀笔一般用高纯度石墨制造，将其加工成各种形状，以便与被镀工件的外形相吻合。为了防止短路和储存刷镀液，石墨外包有阳极包套。阳极包套可用涤纶布包裹棉花制成。由于电刷镀具有设备简便、工艺灵活、镀层质量好、沉积速度快和环境污染小等优点，所以电刷镀技术一问世就得到了迅速的发展。电刷镀主要用于以下的领域。(1)对磨损零件、加工超差零件以及表面局部损伤零件的修复，修复工作可以直接在现场进行，大大缩短了维修工期。返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术(2)强化工件表面，使工件表面具有耐磨、耐蚀和减小摩擦因数等特殊性能，如用于模具的修理和表面强化处理。(3)完成一些槽镀难以完成的工作，如对大型构件的局部进行电镀处理。5.5.4化学镀技术化学镀是在没有外电流通过的状态下，借助还原剂，通过可控制的氧化还原反应，使镀液中的金属离子还原成金属沉积在零件表面的一种涂覆方法。化学镀是一个催化还原的过程，还原作用仅仅发生在催化的表面上。如果被镀金属本身就是反应的催化剂，则化学镀的过程就具有自催化的作用。通过反应生成物本身对反应的催化作用使反应不断继续下去，所以化学镀又称自催化镀。目前，用化学镀的方法可以获得镍、铜、银等单金属镀层和合金返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术镀层，其中以化学镀镍应用最为普遍。由于化学镀镍层内含有质量分数为4%~12%的磷，所以化学镀镍也被称之为化学镀镍-磷合金。化学镀镍层是一种无磁性的非晶态镀层，镀后的硬度比较低(约500V)。将化学镀镍层在一定的温度范围加热，非晶态镀镍层会转变为晶态组织，镀层的硬度也随着加热温度的升高而增加。在加热温度为400℃时，镀层的硬度达到最大值(约1000HV)。1.化学镀镍溶液化学镀镍溶液分为酸性镀液和碱性镀液两大类。酸性镀液比较稳定，易于控制，沉积速度较快，镀层中磷的质量分数比较高(2%~11%)。2.化学镀镍工艺镀液温度是影响化学镀镍沉积速度的重要因素之一。镀液温度低于65℃时，沉积速度很慢。随着镀液温度的升高，沉积速度加快，但返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术镀层中的含磷量降低。温度过高或加热不均匀还会引起镀液的自发分解。镀液的pH值也是化学镀镍过程中重要的控制参数。化学镀镍的沉积速度随着镀液pH值的下降而降低。但当镀液pH值大于6时，易产生亚磷酸镍沉淀，引起镀液自发分解。酸性化学镀镍液最佳的pH值通常在4.2~5.0之间。在化学镀镍过程中，镀液的主盐、还原剂不断地消耗，pH值逐渐降低，亚磷酸根逐渐增多，这些都会破坏镀液的化学平衡，影响沉积速度、镀层的质量和镀液的稳定性。因此，在化学镀过程中要经常监测镀液的变化，按消耗量定期补充镍盐、还原剂，调整pH值到设定范围。为保持镀液的稳定性，定期过滤镀液也是必要的。3.化学镀的应用化学镀具有一些电镀无法相比拟的特点，如优良的均镀能力和深镀能力，可在形状复杂的工件表面上沉积厚度均匀的镀层。另外，化学镀返回上一页下一页5.5钢的表面热处理及表面工程技术Ni-P层具有优良的耐磨性能和耐蚀性能，已被广泛用于压力泵、纺织机械零件、汽缸、阀门和磨损件的修复等。尤其是对非金属材料制成的零