渭师院金属材料学课件03机械制造用结构钢

第3章机械制造用结构钢3.1概述机械制造用结构钢（steelformachinebuilding）:

用以制造承受载荷或传递功和力的机械零件所用的结构钢，用于制造诸如汽车、拖拉机、机床、电站设备、矿山机械、轧机等机械或机器上的轴类、齿轮、连杆、弹簧、齿轮轴、紧固件等。要求：良好的服役性能，高的强度、适当的塑性和韧性、高疲劳强度、良好的制造工艺性，如锻造性、切削加工性等。一般都经过适当热处理后使用。

按生产工艺和用途分：调质钢、弹簧钢、轴承钢、渗碳钢、氮化钢、超高强度结构钢、易切削钢、低碳马氏体钢等服役条件：承受拉伸、剪切、扭转、冲击、振动、摩擦等力的单独作用或几种力的同时作用；工作环境温度大多在-50～100℃之间，且受大气、自然水、润滑油等其它介质的腐蚀。机械零件在制造过程中需要锻、轧、挤、拉拔等热、冷加工，车、刨、镗、铣、磨等切削加工。失效方式：变形和断裂，决定于服役条件和受力状态强化方式：固溶强化、细晶强化、沉淀强化、加工硬化、马氏体相变强化固溶强化细晶强化沉淀强化加工硬化(位错强化）马氏体强化取决于固溶体中的含碳量0.1%C－300MPa不同机械零件的服役条件、失效方式及性能要求轴类零件：服役条件：主要承受弯曲和扭转负荷，并可能受到一定冲击，此外其轴颈部位还会磨损；失效方式：为脆断、疲劳、表面变化等；性能要求：良好的强度，特别是弯、扭复合疲劳强度及韧性，一定的表面硬度弹簧、螺旋弹簧：服役条件：主要承受扭转负荷，板簧主要承受弯曲负荷；失效方式：疲劳断裂和过量变形；性能要求：高的弹性极限，高的疲劳强度滚动轴承：服役条件：承受极高的交变载荷，滚动体与套圈之间工作接触面很小，产生极大的接触应力，且常在润滑介质中工作；滚动轴承（续）：失效方式：接触疲劳、尺寸变化、表面变化、脆断、剪短、腐蚀等；性能要求：高的接触疲劳强度，极高和均匀的硬度和耐磨性，一定的韧性和抗蚀能力齿轮：服役条件：每个齿承受一定的弯曲应力，齿的表面受压应力的作用，啮合的齿相互接触，产生磨损，可能还会受到冲击；失效方式：疲劳，表面变化，脆断，剪断。性能要求：良好的弯曲疲劳强度，表面接触疲劳强度和耐磨性，适当的韧性配合。为了满足上述要求，必须从成分设计和热处理两方面来保证，同时对冶金质量提出高的要求。按热处理状态分类：一般供应或正火状态下使用的钢种：普通质量碳钢、碳素自动机床钢；在整体淬火回火状态下使用的钢种：调质钢――淬火＋高温回火；弹簧钢――淬火＋中温回火；滚动轴承钢――淬火＋低温回火；超高强度钢――淬火＋低温回火下使用的中碳或低碳马氏体型钢；二次硬化型超高强度钢；马氏体时效钢在化学处理后使用的钢种渗碳用钢――渗碳后淬火＋低温回火；氮化用钢――调质处理后氮化高频、中频、工频（表面）淬火用钢表面淬火后低温回火3.2调质钢调质处理：淬火成马氏体后500~650℃间高温回火的热处理工艺。

组织特征：再结晶的细晶粒铁素体基体上分布着弥散的粒状碳化物（回火屈氏体或回火索氏体）。对调质钢的要求：保证钢具有必要的淬透性，高温回火后能获得所要求的综合性能（具有强度、塑性及韧性的良好配合、小的缺口敏感性）。由于机械零件的种类不同，要求淬火后的马氏体层的厚度以及综合机械性能也不同，因而调质钢的合金化差别很大。常用的具有代表性的调质钢，按其淬透性大小可分为：

40，45，45B40Cr，45Mn2，45MnB，35SiMn35CrMn，40CrNi，42MnVB，40MnMoB40CrMnMo，40CrNiMo，35SiMn2MoV碳素调质钢：含碳量为0.03～0.60％，由于其淬透性较低，仅用于制造截面尺寸较小、形状简单或载荷较低的机械零件。合金调质钢：在碳素调质钢的基础上加入一种或几种合金元素，加入的合金元素总量一般不超过5％。合金调质钢的淬透性好，可在油中淬硬，淬火变形小，有更好的强度和韧性配合。常用于截面尺寸大、承受载荷高的重要零件如航空发动机主轴、高速柴油机的曲轴和连杆、汽轮机和发电机的主轴等。

不同化学成分的调质钢，经淬火得到马氏体，回火如果得到相同的抗拉强度，则可得到相近的ss和d。即：不同成分的调质钢，只要淬透性相当，则可互换。但断面收缩率y存在差别，强度越高，差别越显著。碳素调质钢的y低于合金调质钢。调质钢的强度（硬度）取决于铁素体的强度（硬度）和碳化物对铁素体的弥散强化作用。

H=HF+aSH：钢的硬度，

HF：铁素体的硬度，取决于铁素体的颗粒尺寸和固溶于其中的合金元素

a：碳化物的强化系数，S：碳化物颗粒的总表面积；

a、S取决于碳化物颗粒的尺寸、形状、分布、体积分数和性质。3.2.1合金元素的作用通常，调质钢的碳含量一般在0.3~0.5%，以保证有足够体积分数的碳化物相。合金元素的作用：

保证有必需的淬透性――所有在加热过程中固溶于奥氏体中的元素；

Si、Mn：固溶于铁素体中，起固溶强化作用；

Cr、Mo、W、V：阻止渗碳体在高温回火时聚集长大，提高碳化物的弥散强化作用；阻碍a相的再结晶，保持细小的晶粒尺寸，使a相保持足够高的强度；改善冲击韧性――1~1.5%的Mn和Ni通过细化组织和固溶于铁素体中增加交滑移的能力，提高低温韧性，但Si对冲击韧性有不良影响；对高温回火脆性的影响――含有Mn，Cr，Ni，Si等的钢会产生高温回火脆性，而少量的Mo能够减轻高温回火脆性敏感性。例如，40CrMnMo和40CrNiMo钢中，所有合金元素均具有提高淬透性的作用。此外，Mn、Ni还具有固溶强化和提高韧性的作用，Cr和Mo具有阻止渗碳体高温回火时长大，提高碳化物弥散强化作用，Mo还有减轻高温回火脆性的作用。淬透性：P149钢在一定奥氏体化条件下淬成全部或部分马氏体的能力。从硬度上讲，是钢淬火后硬化层深度的量度。通常将具有50%马氏体处确定为淬硬层边界。影响因素：钢的化学成分、奥氏体晶粒尺寸、奥氏体化程度、过冷奥氏体稳定性等。合金元素增加淬透性的能力：NiSiCrMoMnB

在一定的奥氏体化条件下，得到一定淬透性的淬火组织临界冷却速度V临主要决定于钢中碳和合金元素含量。以合金元素总量不超过5%的合金结构钢为例，在C<0.5%，Mn<1.75%，Ni<3%，Cr<2.25%，Mo<1%的条件下：lgV临＝k-[A(%C)+B(%Mn)+C(%Ni)+D(%Cr)+E(%Mo)+FT]K、A、B、C、D、E、F：系数；T：奥氏体化温度调质钢的临界冷却速度与合金元素量间的关系淬透性依据kABCDEF100%M9.814.621.100.540.500.600.001850%M＋50%B8.54.130.860.570.410.940.0012100%B10.73.81.070.700.571.580.0032

钢的淬透能力随合金元素含量的增加而增加，但实际应用中必须考虑到依据淬透性大小而选材的三大原则：从合金极限理论角度出发，正确的合金化必须以淬透性正好适应为极限，过多的合金用量不仅无益而且有害；2.合金元素的单一加入比多种复合加入产生的淬透效果要弱很多，因此尽可能不采用单元高量而采用多元少量复合合金化；3.充分发挥硼在淬透性方面的突出作用，B比Mn大600~900倍，比铬大400~600倍，比镍大1500~2500倍，因此应尽量扩大硼钢的应用。淬硬性：钢淬火后所能获得的最高硬度，主要取决于马氏体的含碳量，与合金元素基本无关。根据对合金元素总量小于5%，含少量Ti、Nb和Zr等的结构钢回归表明：HVM＝127+949C+27Si+11Mn+8Ni+16Cr+21lgVMHVB=-323+185C+330Si+153Mn+65Ni+144Cr+191Mo+lgVB(89+54-55Si-22Mn-10Ni-20Cr-33Mo)HVM：马氏体硬度；VM：马氏体临界冷速HVB：贝氏体硬度；VB：贝氏体临界冷速常用碳含量范围内，回火马氏体强度（sb)的增加为300MPa/0.1%C，但是，较高碳含量（0.5～0.6%)下，钢的塑性韧性降低，焊接性和淬裂倾向性变坏，而C增加产生的强化效果很小，因此调质钢中碳含量一般不超过0.5%。3.2.2热处理特点

预备热处理根据其化学成分和组织特点分为退火、正火或正火＋高温回火。目的：改善热加工不当造成的粗晶组织和带状组织，细化晶粒，获得合适硬度，利于机械加工，并为后续的调质热处理作好组织准备由于钢中碳含量和合金元素含量不同，热加工后的组织具有较大差异：合金元素含量较少的钢：正火后组织多半为珠光体；预备热处理：在800℃左右进行一次退火处理；合金元素含量较高的钢：正火后组织可能成为马氏体或部分马氏体组织。预备热处理：在Ac3线以上温度加热进行正火，然后再在Ac1以下进行高温回火。

最终热处理淬火：大多数钢在850℃左右加热后淬火，具体加热温度根据钢的成分确定；淬火介质则根据钢的淬透性和工件尺寸确定，一般地合金调质钢以油淬为主。高温回火：在500~650℃之间进行，以消除内应力，获得强度、塑性和韧性的良好配合。用调质钢制造的零件除要求良好的综合机械性能外，往往还要求某些部位（例如轴类零件的轴颈或花键部分）具有良好的耐磨性，为此，调质处理后需对该部位进行高频感应表面淬火。值得注意的是：高温回火虽然能使钢中应力完全消除，钢的氢脆破坏性减小，缺口敏感性降低，但是同时存在特有的高温回火脆性，从而增大钢的脆性破坏倾向。经预备热处理后，这类钢的硬度可以由HB380~550降至HB207~240，能够顺利进行切削加工。3.1.3高温回火脆性所谓高温回火脆性是指含有Cr、Mn、Ni、Si等合金元素的低合金钢淬火后在500~600℃回火或在该温度范围缓慢冷却后，钢的韧性明显降低，DBTT升高，断口由穿晶韧性变为沿晶脆性的现象。高温回火脆性产生的直接原因是由于P、S、Sb、As等杂质元素在原奥氏体晶界的平衡偏聚，降低了晶界结合强度，引起晶界脆化。其中P是主要原因。！！碳素钢对高温回火脆性不敏感。为什么碳素钢对高温回火脆性不敏感而低合金钢敏感？

Guttmann从正则溶体模型推导出多元系中溶质原子在晶界的偏析方程（Equilibriumsegregationinaternarysolution:Amodelfortemperembrittlement，M.Guttmann，SurfaceScience，Vol.53(1),1975，P213-227）合金元素与P间存在引力相互作用，促进了杂质原子更多地向晶界富集。

碳化物形成的影响：碳素钢中，C和P之间在晶界存在sitecompetitioneffect，使P在晶界富集减少，C在晶界富集提高晶界结合强度。在低合金钢中，合金元素由于与C形成碳化物，从而降低C的富集，间接地使P的晶界富集增加，同时使晶界偏聚的C提高晶界结合强度的效果减小。如何避免高温回火脆性？从根本上来讲，降低P等杂质元素，例如P≤0.02%，将几乎不出现高温回火脆性。但对机械制造用钢来讲是不经济的。添加抑制回火脆性的合金元素，如≤0.5%Mo。在实际生产中避免容易发生高温回火脆性的温度范围回火，或缩短回火时间，或在稍高于回火脆性温度回火后快速冷却。3.3弹簧钢性能要求：高的弹性极限；高的疲劳强度；足够的韧性和塑性。有时还要求具有导电、无磁、耐高温或耐蚀等性能。分类：冷成型弹簧钢：先通过冷变形或热处理使钢材具备弹簧所要求的性能，再用冷成型的方法制成一定形状的弹簧，之后进行200~400℃的低温退火。由于成型前钢已经处于硬化状态，故只能用于制作小型和简单形状的弹簧。热成型弹簧钢：在成型前不具备弹簧要求的性能，热成型之后进行淬火＋中温回火，使其获得所要求的性能。一般用于制作大型和形状复杂的弹簧。3.3.1合金化特点碳素弹簧钢：C含量介于0.6~0.9%，有65，75，85#碳素弹簧钢。由于淬透性低，仅能用于截面小于12~15mm的小型弹簧。合金弹簧钢：为提高弹簧的淬透性和弹性极限、韧性及疲劳性能等工艺和使用性能，合金弹簧钢的C含量降到0.45~0.7%，主要合金元素为Mn、Cr、Si，此外还加入微量Mo、V、W、Nb、B。

Mn、Cr主要是提高淬透性；

Si主要是提高弹性极限，也能提高淬透性；

Nb、V细化奥氏体晶粒；

B提高淬透性；

Si促使钢在加热时表面脱碳，从而降低疲劳强度，因此热处理时应注意防止脱碳；

W、Mo、Nb、V降低脱碳敏感性。淬透性要求：弹簧工件要求淬火后整个截面都是全马氏体组织，因此要求用全马氏体组织硬度距淬火试样顶端的距离来衡量淬透性的大小，而不是50%M的硬度值处距顶端的距离。成分要求：弹簧钢的洁净度对疲劳性能的影响很大，因此弹簧钢均为优质钢或高级优质钢。我国的典型钢种有：60Mn，65Mn，55Si2Mn，60Si2Mn，50CrMn，50CrV，50CrMnV，55SiMnVB，55SiMnMoVNb。55SiMnMoVNb钢：降低Si量，并加入Mo、V、Nb降低脱碳敏感性，V、Nb细化奥氏体晶粒，Si、Mn能保证足够的淬透性，Si提高钢的弹性极限。3.3.2热处理特点弹簧钢的热处理有：（1）830~880℃淬火＋420~530℃中温回火，得到回火屈氏体组织。回火温度的选择主要是考虑弹性参数与韧性参数的平衡，即保证足够的弹性又保证一定的韧性。例如，50CrV经850℃油淬520℃回火，s0.2＝1080MPa，sb＝1270MPa，d10=10%，y＝45%。（2）等温淬火＋该等温温度回火（3）形变热处理――弹簧钢在热加工温度下进行大变形量轧制，然后趁热成型，待温度降低到淬火温度时及时油淬，随后正常回火。可提高强韧性。弹簧的弯曲和扭转应力在表面处最高，表面氧化(烧损）和脱碳是最忌讳的。加热时一定要严格控制炉内气氛，并尽量缩短加热时间。此外，热处理后，一般还要进行喷丸处理，使表面强化并在表面产生残余压应力，以提高其疲劳强度。加热条件对表面烧损和脱碳的影响（高田勝典，礒川憲二，高Siばね鋼の脱炭におよぼす加熱条件の影響，鐵と鋼:日本鐡鋼協會々誌，Vol.72,No.5(19860304)，pp.S659）随着温度的上升，烧损量按照一定关系增加。在长时间加热的情况下，加热温度超过1100℃后烧损急剧增加。加热温度在1100~1150℃时脱碳深度最大，而且表层碳含量最少。为什么Si-Mn系弹簧钢易脱碳而Cr-Mn系特别是Cr-V系弹簧钢脱碳敏感性极小？钢的脱碳反应受碳向钢材表面的扩散所限制。由菲克第一定律可知：弹簧钢碳含量是通过影响碳浓度梯度来影响钢材的脱碳，碳含量越高，脱碳倾向就越大。而合金元素主要是通过影响钢中碳活度来影响碳的扩散系数，从而影响钢的脱碳反应。Si-Mn系弹簧钢中，Si含量较高，可提高钢中碳活度，从而提高碳的扩散系数，使钢的脱碳倾向增大；Cr-Mn系或Cr-V系弹簧钢中，由于添加的Cr、V、Nb等为碳化物形成元素，提高了碳的扩散激活能，使碳的扩散系数减小，因而脱碳倾向很小，即脱碳敏感性低。如何防止Si-Mn系弹簧钢脱碳，或降低其脱碳敏感性？Si-Mn系弹簧钢铁素体脱碳，不仅在加热过程中脱碳，在g-a转变温度区间650~800℃也发生脱碳，因此在加热炉中无法完全阻止脱碳；2.冷却速度对冷却过程中形成的铁素体脱碳影响很大，在650~800℃温度区间以>15℃/min的速度冷却可防止脱碳；3.增碳。碳含量高的钢材不易产生铁素体脱碳。如果碳含量低，g-a转变温度区间变宽，经由该温度区间所需时间变长，产生铁素体的概率也增大。4.加入碳化物形成元素如Cr，V，Nb等。加入0.5%的Cr，就可使屈服强度提高16%，而且明显改善淬透性和脱碳敏感性。3.4轴承钢对滚动轴承钢的要求：高而均匀的硬度（HRC61~65），高的耐磨性、高的弹性极限和高的接触疲劳强度，适当的韧性，良好的尺寸稳定性，一定的耐蚀性，良好的工艺性能。接触疲劳寿命对钢的组织和性能不均匀特别敏感，因此对轴承钢的基本要求是：纯净、组织性能均匀。纯净：杂质元素及非金属夹杂物要少，减少疲劳裂纹的产生；组织均匀：钢中碳化物要细小，分布均匀。根据不同工作条件，轴承钢分为：高碳铬轴承钢系列，如GCr15，GCr15SiMn等；渗碳轴承钢，如20CrNi2Mo，20Cr2Ni4等；不锈钢轴承钢，如9Cr18，9Cr18Mo等；高温轴承钢，如Cr4Mo4V，Cr15Mo4V2等3.4.1合金化特点及钢种（1）高碳

0.95~1.05%C。保证淬火后马氏体中的碳量在0.6~0.7%，并且组织中有一定数量的碳化物以提高耐磨性。（2）以Cr作为基本合金元素，提高淬透性。Cr溶入渗碳体，形成较稳定的合金渗碳体，淬火加热时溶解较慢，以细小颗粒均匀分布在基体上，阻碍奥氏体晶粒长大，有利于提高耐磨性；Cr增加耐蚀性。但Cr量太高，会增加残留奥氏体量，降低硬度和尺寸稳定性，同时会增加碳化物不均匀性。因此Cr一般控制在1.65%以下。（3）添加Mo、Mn、Si、V等进一步提高淬透性，以制造较大的轴承。同时Mo、V能够起到与Cr相似的作用。（4）严格控制S、P等杂质和Ni、Cu等残余元素含量。P使晶粒粗化，促进脆性；S增加非金属夹杂物量；Ni降低淬火硬度；Cu引起时效硬化。最常用的轴承钢为GCr15，还有GCr9，GCr9SiMn，GCr15SiMn，也有不含Cr的轴承钢，如GMnMoVRE，GSiMoMnV。3.4.2轴承钢的碳化物不均匀性高碳铬轴承钢理想的使用状态下组织为：

回火马氏体基体上分布有一定量细小而均匀分布的颗粒状碳化物及少量残留奥氏体，其中回火马氏体基体中的固溶碳量约在0.45%。然而，轴承钢在冶炼、凝固和加工的实际生产过程中，常常会产生碳化物的不均匀性。主要有：

1.网状碳化物――高碳铬轴承钢为过共析钢，网状碳化物是由二次碳化物析出于奥氏体晶界造成的；

2.带状碳化物――由凝固过程中的枝晶偏析引起。热加工时偏析区域被拉长，拉长的偏析区由于富Cr、C，析出较多碳化物（二次碳化物偏析），沿轧向伸长呈带状分布；

3.液析碳化物――凝固时产生严重枝晶偏析，使局部C、Cr浓度增高到共晶成分，由于共晶液体量很少，发生共晶离异，粗大的共晶碳化物（伪共晶碳化物）从共晶组织离异出来。轧制时被拉成条带状。4.大颗粒碳化物――正火消除网状碳化物时，未溶解的碳化物颗粒在正火保温和随后退火时继续长大而形成；消除办法：网状碳化物－－采用控制轧制，终轧温度控制在Arm和Ar1之间，网状碳化物被破碎，得到未再结晶的奥氏体晶粒，冷却后得到细小索氏体组织，为球化退火创造良好的原始组织；带状碳化物－－长时间退火；液析碳化物－－高温扩散退火，即加热到钢的共晶温度（1130℃）以上，一般为1200℃时进行扩散退火。3.4.3热处理特点(1)控制轧制控制冷却控制轧制的目的：改善碳化物的不均匀性和细化片状珠光体，为后续球化退火处理作组织准备；控制冷却：防止网状碳化物析出和白点产生以及减小钢的内应力

要点：轧前加热和保温保证碳化物完全溶解和成分均匀，控制轧制：保证得到细小的奥氏体，使之随后转变为细小珠光体团。

轧制工艺：1160～1200℃加热，950℃以上奥氏体再结晶区轧制，950℃以下的奥氏体未再结晶区轧制，830～850℃终轧冷却工艺：终轧温度到g相变终了温度（网状碳化物和析出温度范围一般在900~700℃）要求快冷，冷速不低于150~200℃/min。相变终了温度到室温要求缓冷，避免白点形成和减小内应力。(2)球化退火球化退火应得到均匀细粒状珠光体组织，其目的是为淬火作组织准备和降低硬度，以便于切削加工和获得高的表面质量。普通球化退火：790℃±10℃，2~5h――20℃/h冷至650℃出炉等温球化退火：790℃±10℃，2~5h――30℃/h冷至680℃～

720℃2~4h――＜30℃/h冷至650℃出炉

(3)最终热处理淬火淬火温度一般为770~840℃，取决于钢的成分。即在保证淬火加热时获得细小奥氏体晶粒，保留适量（7~9%）的细小均匀分布的颗粒碳化物和奥氏体中溶解适量（0.6~0.7%）的C及合金元素。淬火后的组织为马氏体基体上分布着均匀细小的碳化物＋＜10%的残留奥氏体。例如，GCr15，840℃淬火加热，奥氏体中溶入约0.6%C，0.8%Cr。为防止氧化脱碳，降低疲劳性能和耐磨性，最好采用保护气氛或真空加热。

回火150~200℃回火，例如GCr15钢为160℃±5℃，2.5～3h，其目的是消除组织应力，提高韧性和疲劳性能。对于精密轴承，尺寸稳定性要求很高，必须采用稳定化处理。影响尺寸稳定性的主要因素是内应力、马氏体和残留奥氏体。采用冷处理降低残留奥氏体的量；轴承磨削加工后进行附加回火，降低应力，提高马氏体的稳定性。3.5渗碳钢和氮化钢

表面化学热处理的开发依据：机械零件要求表面层具有高的屈服强度、高的弯曲和接触疲劳强度以及高的耐磨性，而心部具有适当的强度和较好的韧性。3.5.1渗碳钢

利用低碳结构钢进行渗碳，使表面从高碳（0.8~1.1%C）到中心变为低碳（0.1~0.25%）的连续过渡化学成分后，淬火＋低温回火。

心部组织和性能：一般用途的渗碳件心部组织为50%左右的马氏体＋其它非马氏体组织，最终得到从表面到心部的组织为高碳马氏体――低碳马氏体＋珠光体（――珠光体＋铁素体）。重要用途的渗碳件，如航空渗碳齿轮，心部组织为马氏体或马氏体＋贝氏体组织。提高淬透性的合金元素：Cr，Mn，Ni，Mo，B表层组织与性能：表层（渗层）组织要求为全马氏体和细小弥散呈球状分布的合金碳化物。对表面层性能的主要影响为含碳量和渗碳层深度。一般地，渗层C量控制在0.8~1.1%C，深度控制在0.6~2.0mm。渗碳钢的成分设计需要考虑渗层和心部的组织性能淬透性和渗碳工艺性能。组织性能主要取决于碳量，而淬透性和渗碳工艺性能除受含碳量影响外，还强烈受合金元素的影响。按淬透性将渗碳钢分成：15，20；15Cr，20Cr，20MnV，20Mn2B；20CrMnTi、20MnVB，20MnMoB，20Mn2TiB，25MnTiBRE；12CrNi3，20CrMnMo，20SiMnVB；12Cr2Ni4，18Cr2Ni4W，20Cr2Ni4，20CrNi2Mo3.5.1.1合金设计特点及钢种低碳――0.15%～0.25%C，≤0.28%，保证心部性能。Mn：提高淬透性；减轻渗碳层中碳化物聚集成块；加速渗碳层增厚，且不显著增加渗碳层含碳量Cr、W：提高淬透性；形成微细的硬化质点，增加耐磨性；B：强烈提高淬透性Ni：使渗碳钢获得碳梯度小、有一定韧性的表层；Si：提高渗层的淬透性，抑制非马氏体组织的产生；但容易引起渗层氧化缺陷，现代渗碳钢中<0.15%；Ti、V：阻止奥氏体晶粒在高温渗碳时长大。Mo：大大提高渗碳层和心部的淬透性，有利于控制淬火变形；明显抑制渗碳层中贝氏体的形成，有利于得到全马氏体组织；提高渗碳层硬度，增大有效硬化层深；抑制渗层表面的氧化，提高渗层冲击断裂应力和过载疲劳断裂；加快钢的退火软化，有利于改善切削加工性。对渗碳工艺性能的影响：

碳化物形成元素：增大钢表面吸收碳原子的能力，增加渗碳表面碳浓度，有利于增加渗层厚度；阻碍碳在奥氏体中的扩散，因而不利于渗碳层增厚。就总的结果来看，Cr、Mn、Mo有利于渗碳层增厚；而V、Ti、W减小渗碳层厚度。

非碳化物形成元素：降低钢表面吸收碳原子的能力，减小渗碳层碳的浓度，Si影响不大，Ni加速C在g中的扩散，但是总的效果是它们均不利于渗碳层增厚。钢中碳化物形成元素含量过高，将在渗碳层中产生大量块状碳化物，造成表面的脆性，故碳化物和非碳化物形成元素在钢中的含量要适当。Co-Mo共用：提高渗碳层的抗氧化性，并防止渗层中出现贝氏体；Cr-Mo-Ni共用：提高冲击断裂强度、疲劳强度及过载抗力3.5.1.2热处理特点一般零件的渗碳处理温度为930℃，渗碳后将零件预冷至淬火温度直接淬火，最终在约200℃回火。例如：

20CrMnTi钢930℃渗碳处理后，预冷到870℃直接油淬，最终在200℃回火。预冷中渗碳层析出部分二次渗碳体，油淬后可减少渗碳体层中残留奥氏体，提高耐磨性和接触疲劳强度，而心部有较高的强度和韧性。所得性能为：

ss≥834MPa，sb≥980MPa，d≥10%，

y≥45%，ak≥69J/cm2

20Cr2Ni4、18Cr2Ni4W钢930℃渗碳处理后，650℃长时间回火，可使大量残留奥氏体分解，形成颗粒状合金渗碳体。重新加热淬火时，合金渗碳体不完全溶于奥氏体，降低了渗碳层中的合金度，从而降低了淬火后的残留奥氏体含量。3.5.2氮化钢氮化处理后，能获得极高的表面硬度(950~1200HV/67~72HRC)、良好的耐磨性(抗粘着磨损、抗擦伤磨损）、高的疲劳强度和较低的缺口敏感性、一定的抗水、油等介质腐蚀能力、高的热稳定性（500℃下仍能保持高硬度）。氮化处理用于处理某些在较高温度工作的耐磨零件或精密零件，如内燃机曲轴、汽缸套和汽阀、镗床的主轴和主轴套、精密齿轮和业密机床丝杆等。原因：

1.在表面形成高硬度的耐磨g’-Fe4N、e-Fe3-2N等化合物层；

2.表面层渗入N原子后，与氮化物形成元素形成极弥散的合金氮化物，产生弥散强化作用，提高表面层的强度和硬度；

3.表面层渗入氮原子后，发生体积膨胀，因而在表面层内产生了残留压应力，能抵消外力作用下产生的张应力，减少表面疲劳裂纹的产生。氮化处理一般在510~570℃进行3~100h。氮化层的厚度一般为0.3~0.5mm。氮化处理之前的人工处理工序为调质处理，得到稳定的回火索氏体组织，保证使用过程中尺寸稳定。氮化温度低，零件变形小。渗氮钢的化学成分特点：在中碳调质钢的基础上，添加某些合金元素，以提高或改善其渗氮性能和其它力学性能。

N渗入钢中并固溶后引起较大的共格畸变，强化铁素体，更重要的是与钢中的合金元素形成稳定且弥散分布的氮化物或碳氮合金化合物，从而提高硬度。钢中加入形成氮化物元素能使钢吸收氮的能力提高，并使氮化物表层具有良好的附着性。实际应用中氮化钢的合金化：

（1）氮化前需进行调质处理。氮化钢首先应是调质钢，即具有足够的淬透性。铬、锰、钼是提高淬透性的有效元素。

（2）为了使钢在氮化温度下（500～570℃）他长时间加热后仍能保持强度不变，向钢中加入钼和钒。为了防止或减轻高温回火脆性，往往向钢中添加0.2％～0.5％Mo。

（3）氮化时，渗入a相基体的氮原子同固溶于a相中的铬、钼、钨、钒、铝等元素结合，形成合金氮化物，呈细小颗粒，与a相基体保持共格、弥散分布，起沉淀化作用，使氮化层硬度提高，并能在氮化温度下长时间保持弥散状态和高硬度。从以上处理工艺及对性能的要求，钢的合金化原则：氮化工艺性能，即在尽可能短的时间内获得所需要的表面强度、氮化层厚度和显微组织；淬透性；回火性能，即高温回火后心部能获得要求的综合机械性能；稳定性，即在氮化过程中心部的性能不发生明显变化。3.5.2.1氮化工艺性能氮化物形成元素（Al、Ti、Nb、V、Mo、W、Cr）：在a相中形成超显微的氮化物颗粒，对a相起强化作用，Al、Ti、Nb、V最有效，Cr、W、Mo次之。但它们有减小氮化层深度的作用，其原因是由于阻碍N原子的扩散。非氮化物形成元素：阻碍N原子的吸收，降低表面N浓度，减小氮化层深度，所以一般在氮化钢中不用这些元素合金化。

3.5.2.2淬透性强碳化物形成元素Ti、Nb、V等在淬火加热前的退火状态常以MC形式存在，它们的溶解温度都比较高，例如TiC：1050℃～1100℃以上；NbC：950~1000℃以上；VC：900℃以上。在氮化钢中很少利用Ti合金化来提高淬透性，氮化钢的淬透性主要是依靠Cr、Mo。另外为了在氮化过程中生成超显微氮化物，必须使V、Mo、Cr的碳化物大量溶入g中。3.5.2.3回火性能和稳定性

Cr、Mo、V能使钢在高温回火和氮化过程中保持高强度、Mo还能阻止回火脆性。广泛应用的氮化钢有38CrAl、38CrMoAl、35CrMo、40CrV等。38CrMoAl：C0.35~0.42，Si0.20~0.40，Mn0.30~0.60Al0.70~1.10，Cr1.35~1.65，Mo0.15~0.25S≤0.035，P≤0.035，Cu≤0.30调质处理：940℃淬火，油冷或水冷，640℃回火，空冷氮化处理：540℃×70h（低真空变压渗氮为28h）后可获得≥0.4mm的氮化层，具有极高的硬度，HV可达900~1000。不含Al的氮化钢35CrMo氮化后氮化层的硬度可控制在HV500~800。3.6超高强度钢

超高强度钢（sb≥2200MPa）主要是为了满足飞机、火箭等航空、航天器结构上用的高比强度材料而发展起来的，进而应用于常规武器的零件等方面。从材料角度出发，目前实现高强和超高强的方法主要有：马氏体强化型：一般采取淬火＋低温回火－－回火马氏体组织；等温淬火－－马氏体＋下贝氏体组织；二次硬化型（合金碳化物沉淀硬化型）：合金固溶淬火后高温回火使合金碳化物析出而强化；时效强化型：合金固溶淬火后在较高温度下时效析出金属间化合物而强化分类：低合金的中碳结构钢；中合金和高合金的中碳结构钢；高合金的超低碳马氏体时效钢3.6.1低合金超高强度钢（马氏体强化型）以调质钢为基础发展起来的，可用作飞机起落架、飞机机身大梁、火箭发动机外壳、火箭壳体、高压容器等。热处理：淬火＋低温回火强化方式：碳在过饱和a相中的固溶强化、e-Fe2.4C与基体共格产生的沉淀强化、马氏体相变的冷作硬化。回火马氏体的强度主要来源于固溶在马氏体a相中的碳。钢中碳含量在0.2~0.5%范围，低温回火后钢的抗拉强度与钢中的含碳量关系：C=0.3%时，sb可达1700MPa；C=0.4%时，sb可达2000MPa，同时钢具有较好的韧性；C提高到0.5%，sb

可达2300MPa，但韧性和断裂韧性下降较多。sb＝288000w(c)+800MPa

合金化特点C：为保证高强度，碳含量在0.27~0.45%范围。为充分发挥C的强化作用，钢必须具有足够的淬透性，使整个截面上得到马氏体。Mn、Cr、Ni、Mo：提高过冷奥氏体的稳定性，增加淬透性；改善钢的韧性，降低FATT50，这方面Ni效果最强。Si：增加钢的抗回火（低温）稳定性，推迟低温回火脆性。V：细化奥氏体晶粒，改善钢的韧性。

热处理特点低合金超高强度钢的最终热处理为淬火＋低温回火。其超高强度主要来源于回火马氏体中的固溶C的固溶强化、马氏体中晶体缺陷造成的强化。存在的问题：低温回火脆性！低温回火脆性！碳钢中加入合金元素，特别是铬、镍、锰、硅等元素后，在250～350℃范围内回火时产生。此现象也称为第Ⅰ类回火脆性（第一类回火脆性）。

原因：一、在此温度区间发生回火第三转变，e-Fe2.4C溶解，Fe3C在马氏体边界和原奥氏体晶界析出，呈连续薄片状，使晶界的脆断强度降低，在冲击下沿马氏体条边界裂开，产生穿晶断裂。350℃以上Fe3C开始球化，韧性恢复增长。二、杂质元素P、Sn、Sb等在淬火加热时发生在奥氏体晶界的偏聚，经淬火后杂质元素被固定于原奥氏体晶界处。单独某个原因不足以引起沿晶脆性断裂，但是当富集杂质的原奥氏体晶界处在此温度范围内同时还存在Fe3C连续薄膜时，就会加重原奥氏体晶界的脆性，造成沿晶断裂，因而产生低温回火脆性。防止低温回火脆性的措施避免在250~350℃温度范围内回火；生产高纯净钢，降低P、Sn、Sb等杂质元素的含量；添加Si、Al，推迟e-Fe2.4C向Fe3C的转变，将低温回火脆化温度范围推迟到350℃以上，使钢的回火温度可提高到320℃；添加Mo，改善低温回火脆性。目前还没有消除第一类回火脆性的方法。高温回火脆性（第二类回火脆性）重新进行回火并迅速冷却，即可恢复其韧性；提高钢的纯洁度，减少杂质元素含量；加入钼（≈0.5％）、钨（≈1％）40CrNiMo：900℃淬火＋200℃回火，s0.2≥1628MPa，

sb≥1884MPa，d≥10%。Cr、Ni、Mo均提高淬透性，同时改善回火马氏体的韧性。45SiNiCrMoV：927℃正火＋870℃油淬＋300℃两次回火。

s0.2≥1520MPa，sb≥1860MPa，d≥8％，y≥30%，

ak(J/cm2)≥39（对于大截面零件的中心）。V可以细化奥氏体晶粒，Si可以提高抗回火稳定性，将回火温度由

200℃提高到300℃以上，以改善韧性。低合金超高强度钢在超高强度钢中发展最早，成本低廉，生产工艺较为简单，性能已接近2000MPa的sb，因此是超高强度钢的主体。但是，随着强度的升高，塑性和韧性不断下降，易发生早期脆性断裂。此外，由于是中碳钢，有较大的脱碳倾向，热处理后变形较大，不易矫直，焊接性能差。因此，需要开发克服这些缺点的新型超高强度钢来弥补不足。我国典型的低合金超高强度钢：

40CrNiMo，35Si2Mn2MoV，30CrMnSiNi，45SiNiCrMoV等。3.6.2中合金超高强度钢――二次沉淀硬化钢保持中碳量（0.3~0.4%）的前提下，调整Cr、Mo、V量，以达到高温回火下出现碳化物沉淀硬化的目的。热作模具钢的改型钢，典型钢种有4Cr5MoSiV钢。这类钢的含碳量约0.4％，合金元素总含量约8％,具有较高的淬透性，一般零件经高温奥氏体化后，空冷即可获得马氏体组织，500～550℃回火时，由于碳化物沉淀产生二次硬化效应，而达到较高的强度。这类钢的特点是回火稳定性高,在500℃左右条件下使用，仍有较高的强度，一般用于制造飞机发动机零件。合金元素CrMoV形成碳化物Cr7C3Mo2CV4C3稳定性抗回火能力最大硬化温度500℃575℃600~625℃二次硬化元素主要为Mo和V，Cr的贡献很小。但Cr可提高淬硬性、淬透性和耐蚀能力。Mo的碳化物固溶温度较低（约980℃），V的碳化物固溶温度较高（约1120℃），故Mo优于V。V溶入Mo2C中，能增加Mo2C的稳定性。Cr降低Mo2C的稳定性。研究表明：Mo和V的最佳量配合为2%:0.5%；Cr由3%提高到5%后，高温回火下能得到超高强度，但塑性韧性稍有降低。3.6.3高合金超高强度钢――马氏体时效钢马氏体时效钢是为克服低合金超高强度钢的先天不足而开发出来的无碳、利用淬火时马氏体相变产生的高密度缺陷和时效析出金属间化合物产生的沉淀强化效应达到超高强度的一类钢。基本出发点：在Fe-Ni合金马氏体基础上，尽可能根除C的不利影响，使基体得到Fe-Ni型板条马氏体，添加合金元素Ti、Al、Mo、Nb等元素构成无碳（≤0.03%C）铁基合金，利用形成的金属间相产生高温时效强化，从而实现优良的强韧性配合，最大程度降低钢的缺口敏感性、氢脆倾向性和应力腐蚀倾向，并大大改善钢的工艺性。特点：强度高，韧性高，屈强比高；加工硬化系数小；焊接性和成形性良好；热处理工艺简单，尺寸稳定性好。常用于制造航空器、航天器构件和冷挤、冷冲模具等。选择Fe-Ni基的原因：加热及冷却过程中存在相变滞后，马氏体在加热到较高温度后仍不变化，从而实现较高温度下的金属间相时效强化。

Ni能降低Ti、Mo、Al等元素在a-Fe中的溶解度，从而促进其时效强化效果；

Ni降低位错运动抗力和位错与间隙原子间的相互作用能，促进应力松弛，降低钢的淬裂倾向；

Ni降低Ms点，有利于空冷下得到马氏体组织，不仅提供一定的强度，而且有利于沉淀相的均匀形核与长大，实现其细小均匀分布，改善钢的韧性；加入较多Co（8~12%)的原因：有利于得到板条马氏体，并降低钢中的残留奥氏体量，为大量加入降低Ms的合金元素创造条件；降低位错运动抗力和位错与间隙原子间的相互作用能，促进应力松弛，降低钢的淬裂倾向；降低Mo和W在a-Fe中的溶解度，促进时效强化效果，并使

Mo的沉淀相均匀细小分布，得到Mo+Co的协同高强化作用。3.6.2.1合金元素的作用淬透性钢中的强化元素Ti、Al、Mo、Nb都是铁素体形成元素。要能够在淬火时得到马氏体基体，首先必须加入扩大g相区的奥氏体形成元素，同时还必须考虑钢有足够的淬透性，且Ms点不能过低以减少残留g的量。为此，钢含有较高的Ni，以保证淬透性和淬火后得到马氏体，但Ni过高会使Ms点过低，残留g过多，因而应适量。为进一步扩大g相区，提高Ms点，钢中加入一定量的Co。这种高Ni、Co无碳马氏体的强度并不高，而有良好的塑性和韧性，特别是低温塑性和韧性。强化为了提高钢的强度，钢中加入Ti、Al、Mo、Nb等，它们与Ni形成Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Mo、Ni3Nb有序相，Mo和Fe形成Fe2Mo拉维斯相，时效时在马氏体基体上弥散析出，起沉淀强化作用。Mo和Co复合加入，可使强化效应进一步加强。Mo还可降低钢的回火脆性。

塑性和韧性

C、N、P、S等杂质元素，Mn、Si等合金元素都降低钢的塑性和韧性。

C：与Ti、Mo、Nb、Al形成它们自身的化合物，在晶界析出，使韧性和缺口强度降低，并减少Ti、Mo、Nb、Al的有效含量，使强化效应减小。碳若固溶于马氏体中，会钉扎位错，降低马氏体的范性。C>0.03%时塑韧性明显降低，因此规定C小于0.03%，更高要求时C小于0.01%。

N：在钢中形成TiN和NbN，是裂纹源。

S：形成硫化物，降低钢的横向韧性。规定小于0.005%。

P：晶界偏聚，增加脆性断裂倾向。规定小于0.005%。因此，马氏体时效钢必须严格控制这些元素的含量。钢的强度越高，这些元素的控制应越严格。为此，马氏体时效钢必须采用高纯原料冶炼。

耐蚀性Cr：提高合金时效时的强度和抗腐蚀能力马氏体时效钢根据钢的含Ni量可分为18%，20%和25%三种类型，以18Ni钢为主要钢种。18Ni马氏体时效钢的基本成分为：

18%Ni，8%Cr，8%Co，5%Mo，0.1%Al。杂质元素含量＜0.003%C，＜0.1%Mn，＜0.01%Si，＜0.01%P，＜0.01%S。Ti含量为：

0.2%(1400MPa级)，0.4%(1700MPa级)，0.65%(2100MPa级)1700MPa级钢还加入0.003%B、0.02%Zr、0.05%Ca。20Ni马氏体时效钢的主要成分为：

20%Ni、1.4%Ti、0.2%Al、0.4%Nb。25Ni马氏体时效钢的主要成分为：

25%Ni、1.4%Ti、0.2%Al、0.4%Nb。无Ti高Mo+Co型马氏体时效钢，强度已达2800MPa以上，超高强结构钢的现代里程碑，未来可能的结构材料。3.6.2.2热处理特点

热处理包括淬火和时效。18Ni钢：钢加热到800℃以上形成全部奥氏体后，由于合金度高，即使冷却速度缓慢也能在低温下转变为马氏体，一般采用空冷。发生马氏体转变的温度范围为155~100℃，冷却到室温时，除马氏体外，只含有少量残留奥氏体。20Ni钢：由于Ni含量高，淬火到室温后不能得到全部马氏体组织，需要冷处理。25Ni钢：由于Ni含量更高，空冷到室温后的组织为马氏体＋大量残留奥氏体。必须采用：

①

1700℃保温数小时，使g中析出一部分Ti的金属间化合物，降低g的合金度，Ms点升高，再冷处理；

②

施加25%以上冷变形，使Ms点升高，再冷处理。20Ni钢：815℃×1h空冷＋-70℃冷处理＋480℃×3h空冷25Ni钢：815℃×1h空冷＋中间处理＋480℃×3h空冷

18Ni钢：热处理为815℃×1h空冷＋480℃×3h空冷所得性能为：1400MPa级――s0.2＝1324~1420MPa，sb＝1373~1520MPa，

d＝14~16%，y＝65~70%，室温冲击值ak＝81~149J/cm2。1700MPa级――s0.2＝1668~1864MPa，sb＝1717~1913MPa，

d＝10~12%，y＝48~58%，室温冲击值ak＝16~20J/cm2。2100MPa级――s0.2＝2010~2060MPa，sb＝2060~2110MPa，

d＝12%，y＝60%。

3.6.2.3强化机理马氏体时效钢的强度来源于固溶强化，相变强化和时效强化。其中，

固溶强化：效果不超过100~250MPa，对于马氏体时效钢是次要的强化途径；

相变强化：即由于马氏体中高的位错密度造成的强化，效果可达500~600MPa。

时效强化：即沉淀强化，高位错密度的马氏体中，强化相呈高度弥散析出，强化效果在1000MPa以上，是主要强化途径。马氏体时效钢的高韧性、高范性和高断裂韧性来源于存在大量可动位错，没有受到C、N间隙原子的钉扎。另外，400~500℃间时效时，相变引起的显微应力被松弛。3.7高锰钢含锰量在10％以上的一类高锰奥氏体铸钢，在强力冲击载荷下发生冷作硬化，具有高抗冲击磨损性能。依其用途的不同可分为两大类：(1)耐磨钢。基本成分为高锰高碳，碳大部分在1.0％以上。其化学成分为(％)：C0.90～1.50Mn10.0～15.0Si0.30～1.0S≤0.05P≤0.10这类高锰钢的用量最多，常用来制作挖掘机的铲齿、圆锥式破碎机的轧面壁和破碎壁、颚式破碎机岔板、球磨机衬板、铁路辙岔、板锤、锤头、坦克履带板等。(2)无磁钢。这类钢含锰大于17％，碳含量一般均在1.0％以下，常在电机工业中用于制作护环等。钢的密度为7.87～7.98g／cm3。由于碳、锰含量均高，钢的导热能力差。导热系数为12.979W／(m·℃)，约为碳素钢的1/3。由于钢是奥氏体组织，无磁性，其磁导率μ为1.003～1.03(H/m)。组织特征：铸态组织，通常是由奥氏体、碳化物和珠光体所组成。碳化物数量多时，常在晶界上呈网状出现。因此铸态组织的高锰钢很脆，无法使用，需要进行固溶处理。热处理：通常使用的热处理方法是固溶处理，即将钢加热到1050～1100℃保温，消除铸态组织，得到单相奥氏体组织，然后水淬，使此种组织保持到常温－－水韧处理。热处理后钢的强度、塑性和韧性均大幅度提高。

低冲击载荷时，可以达到HB300～400，高冲击载荷时，可以达到HB500～800，而心部仍保持韧性的奥氏体，所以能承受强有力的冲击而不断裂。随冲击载荷的不同，表面硬化层深度可达10～20mm。高硬度的硬化层可以抵抗冲击磨料磨损。在低冲击条件下，因表面形变硬化效果不明显，高锰钢不能发挥材料的优异的抗磨性特性。冷作硬化的本质：奥氏体组织的高锰钢受到冲击载荷时，金属表面发生塑性变形。表面形变强化的结果，在变形层内有明显的加工硬化现象，表层硬度大幅度提高。研究表明，冷作硬化的本质是通过大形变在奥氏体基体中产生大量层错、形变孪晶、e马氏体和a马氏体，使之成为位错运动的障碍。在冲击载荷作用的冷变形过程中，由于位错密度大量增加，位错的交割、位错的塞积及位错和溶质原子的交互作用使钢得到强化。这是加工硬化的重要原因。高锰奥氏体的层错能低，形变时容易出现堆垛层错，从而为e马氏体的形成和形变孪晶的产生创造了条件。形变硬化层中出现高密度位错、位错塞积和缠结。e马氏体和形变孪晶的出现使钢难以变形，尤其是后者的作用更