金属学全部课件

1、1,第四章 铁碳合金 第一节 铁碳合金系相图,一、组元的特性,1.铁,Fe铁是过渡族元素, 熔点或凝固点为1538, 相对密度是7.87g/cm3。 纯铁从液态结晶为固态后, 继续冷却到1394及912时, 先后发生两次同素异构转变。,2,工业纯铁的机械性能特点：强度低、硬度低、塑性好。,抗拉强度b 180230MPa 屈服极限0.2 100170MPa 延伸率 3050% 断面收缩率 7080% 冲击韧性 ak (1.62)106 J/m2 硬 度 5080HBS,主要机械性能如下：,3,2.碳,游离的碳有石墨和金刚石两种晶体结构，在铁碳合金中的游离态是石墨。石墨(Graphite)具有简单

2、六方晶格。 同一晶面上碳原子以共价键结合,间距0.142nm结合力较强，两层晶面的间距为0.34nm，结合力弱。,C在Fe-C合金中的存在形式有三种： C溶入Fe的不同晶格中形成固溶体； C与Fe形成金属化合物，渗碳体(Fe3C)； C以游离态石墨存在于合金中。,4,石墨的性能特点为耐高温，可导电，有一定的润滑性，但其强度、硬度、塑性和韧性都极低。,渗碳体(cementite)在铁碳合金中是一种亚稳定相，在长时间高温下可分解为铁和石墨： Fe3CFe + C,二、铁碳合金中的基本相,相： C在-Fe中的间隙固溶体，晶体结构为bcc，仅由相形成的组织称为铁素体，记为 F (Ferrite)或。,

3、5,相：C在-Fe中的间隙固溶体，晶体结构为fcc，仅由相形成的组织称为奥氏体，记为 A (Austenite)或。,相： C在-Fe中的间隙固溶体，晶体结构也为bcc，相出现的温度较高，组织形貌一般不观察，也有称高温铁素体。,Fe3C相： 铁和碳生成的间隙化合物，其中碳的重量百分比为6.69%，晶体结构是复杂斜方晶系，仅由Fe3C相构成的组织称为渗碳体，依然记为Fe3C，也有写为Cm (Cementite)。,6,渗碳体的机械性能特点是硬而脆, 大致性能如下：,渗碳体根据生成条件不同有条状、网状、片状、粒状等形态, 对铁碳合金的机械性能有很大影响。,石墨 在铁碳合金中的游离状态下存在的碳为石

4、墨，组织记G 。,L相 碳在高温下熔入液体，相图中标记 L。,7,三、FeFe3C合金相图,1、相图形式,8,2. Fe-Fe3C相图特性点和特性线,9,Fe-C相图中的主要相区,10,11,相图中的特性线： ABCD线为液相线， AHJECF线为固相线。 HJB为包晶反应线 ECF为共晶反应线 PSK为共析反应线(A1线) ES线为碳在奥氏体中的溶解度曲线(Acm) PQ线为碳在铁素体中的溶解度曲线 GS线是合金冷却时自奥氏体中开始析出铁素体的温度线，通常称A3线,12,3. 铁碳合金三相平衡转变,这是一包晶反应，发生在高温，并且在随后的冷却过程中组织还会发生变化。,共晶反应，产物共晶体组织

5、称为莱氏体，记录Ld(Ledeburite),共析反应，产物为两相层片交替分布的共析体组织称为珠光体，记录P(Pearlite),13,4. 相图中相区,五个单相区：液相区 L 高温固溶体 奥氏体 (A) 铁素体 (F) 渗碳体 Fe3C,七个双相区： L L L Fe3C Fe3C Fe3C,三个三相区： HJB线 L ECF线 L Fe3C PSK线 Fe3C,14,第二节 铁碳合金平衡结晶过程分析,铁碳合金按组织、性能、应用特点分为以下类型： 工业纯铁 (C%2.11%) 亚共晶、共晶、过共晶白口铸铁,15,16,一、共析钢(C%0.77%),相转变过程,利用杠杆定律计算出来F和Fe3C

6、两相的含量？,共析转变全部生成共析组织，两相一般为层片状分布，组织为单一的珠光体。两相的重量比两相的厚度比8:1,力学性能介于铁素体与渗碳体之间，即强度 较高，硬度适中，有一定塑性,17,二、亚共析钢(0.0218%C0.77%),组织组成物 ？ 相组成 ？,18,含0.4%C的亚共析钢的组织组成物为F和P, 它们的质量分数为：,钢的组成相为F和Fe3C, 它们的质量分数为：,19,三、过共析钢(0.77%C2.11%),L LAAAFe3CII PFe3CII,含1.2%C的过共析钢的组成相为F和Fe3C； 组织组成物为Fe3CII和P, 它们的质量分数为:,说明：脆性的渗碳体以网分隔了材料

7、，所以材料的性能特点很脆，工程中使用并不希望出现这种组织。,20,四、共晶白口铁(C%4.3%),共晶温度：1148 共晶反应：,高温莱氏体Ld,727时，奥氏体发生共析转变，高温莱氏体转变为变态莱氏体 （珠光体、共晶渗碳体、二次渗碳体）,珠光体：黑色斑点或条块状 Fe3C基体：白色,21,五、亚共晶白口铁(C%=2.114.3%),组织转变：,室温平衡组织：,黑色带树枝状特征的是P，分布在P周围的白色网是Fe3C，具有黑白斑点状特征的是变态莱氏体。,22,七、过共晶白口铁(C%=4.36.69%),组织转变：,白色条状特征的是一次Fe3C，具有黑白点条状特征的是,23,第三节 碳对铁碳合金的

8、影响,一、碳对室温平衡组织的影响,24,25,一. C对平衡组织的影响 引起相组成物中F、 Fe3C相对量的变化： CF、Fe3C 2. 引起组织组成物的变化 C室温组织FF+PPP+Fe3CP+ Fe3C+LdLd Fe3C+Ld Fe3C 3. 引起组织形态的变化： 例Fe3C：C不连续连续网状,26,二、碳对力学性能的影响,硬度 、强度 、塑性 、韧性,27,二. C对力学性能的影响 1. 原因： 1) 室温组织类型、相组成和组织组成物相对量不同 2) 组织的形态与分布不同（尤其应注意Fe3C的分布） 2. 影响： 对钢的影响：（如图3.17所示） C硬度，塑、韧性 强度：先升后降（当C

9、1.0时，Fe3C呈连续网状） 对白口铁的影响：脆性很大，强度很低,硬度、耐磨性很高,28,一、切削加工性 钢的含碳量对切削加工性能有一定的影响。 低C，塑性韧性好，容易粘刀。高碳钢硬度高，严重磨损刀具。 二、可锻性 低碳钢的可锻性较好，随着C增加，可锻性逐渐变差。 三、铸造性 1、流动性主要受化学成分和浇注温度的影响 2、收缩性主要受化学成分和浇注温度的影响,三、对工艺性能的影响,29,三、Fe- Fe3C相图的应用,在钢铁材料选用方面的应用； 在铸造工艺方面的应用； 在热锻、热轧工艺方面的应用 ； 在热处理工艺方面的应用。,在运用Fe-Fe3C相图时应注意以下两点： Fe-Fe3C相图只反

10、映铁碳二元合金中相的平衡状态, 如含有其它元素, 相图将发生变化。 Fe-Fe3C相图反映的是平衡条件下铁碳合金中相的状态, 若冷却或加热速度较快时, 其组织转变就不能只用相图来分析了。,30,第四节 钢中杂质元素对组织性能的影响,一. Si 脱氧剂，（且强化F,提高淬透性） 但SiO2易成为非金属夹杂, Si%0.5% Si+O2SiO2 二. Mn 脱氧剂，除硫剂，（且强化F,提高淬透性）， 但MnO、MnS易成为非金属夹杂物, Mn%0.8% Mn+oMnO Mn+SMnS,31,三. S 有害元素：引起热脆,S 有利作用：提高切削加工性 四. P 不利作用：引起冷脆, P0.045%。

11、 （原因：固溶于F钢强硬度，塑韧性） 有利作用：提高切削加工性,使弹片易碎等,32,五. N、H、O 1. 一般情况下均是有害元素 N 时效形成氮化铁脆化 H 氢脆， 白点塑韧性 O 形成氧化物 非金属夹杂 2. 控制方法： N 加入AlAlN H 冶金时防止进入， 去氢退火 O 加脱氧剂 Si,Mn等,33,第九章 钢的热处理原理,热处理是改变材料性能的一种加工工艺,热处理的作用:,1、强化金属材料，充分发挥材料的潜力,2、热处理可以消除热加工工艺过程中的缺陷,3、是机械零件加工工艺过程中的重要工序,4、使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等特殊 物理化学性能,34,热处理是将固态金属或合金在一定介

12、质中加热、保温和冷却，以改变材料整体或表面组织，从而获得所需性能的一种热加工工艺。,2. 什么是热处理?,35,1.特点：在固态下，只改变工件的组织，不改变形状和尺寸 2.目的:获得所需性能 3.依赖于材料组织结构的改变 4.固态金属在一定介质中 加热、保温、冷却,36,热处理的条件,有固态相变 加热时溶解度显著变化的合金,(只有固态相变的合金才能进行热处理),37,金属固态相变概论 一、概念 固态金属及合金在温度、压力改变时，内部相结构发生相互转变的现象。 固态相变中的变化：晶体结构，化学成分，组织形貌和性能的变化。 固态相变驱动力：新相与母相的自由能差 二、意义 掌握金属的成分、组织结构、

13、性能三者之间的变化规律，就可以控制相变过程，以便获得预期的组织结构，从而使之赋予预期的性能。,38,固态相变的特点,固态相变中由于母相为固体，原晶体有固定的排列和取向，并不能随意改变其形状，转变过程和产物有如下共同特点： 相变阻力大。新相形成除增加界面能外，由于存在体积变化造成应变能，相变阻力比液体凝固大，转变要求较大驱动力，相变发生在较大的过冷度下。 固态相变时自由能的变化G=G相变+G界面+G畸 新旧相之间的界面能：两个相的成分或结构不相同，二者之间存在相界面分隔，界面处的原子在很小的区间内的平衡位置为从一个相到另一相的过渡状态，这样能量较低，但还是高于在各自相区内部平衡态，高出部分组成了

14、它们的界面能。,39,新相形成时的体积应变能：由于成分或结构的差别，新旧两相的比容不同，即比体积也不同，因此在新相形成和长大时必然要发生体积的变化。又因为母相是固体，不象液体那样可以因流动来容纳这个变化，受母相的约束，新相和母相都将产生弹性应变，例如相变时体积要是膨胀，则新相就承受压应力而压缩变形，母相承受拉应力而发生拉伸变形，弹性应变将带来弹性应变能的增加。,新相的形状是相变产生的总应变能与总表面能综合影响的结果。在体积相同的情况下，新相成针状时，应变能较低，界面能较高；新相呈球状时，应变能最高，界面能最低。,40,2. 新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系。一方面新旧之间以原子排列相互接

15、近的晶面为界面，单位面积的能量可降低；另一方面当以切变方式转变时，按这种特定关系原子的切变量较小，易于实现。为保持这种关系，转变往往在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面。所以新相的组织对母相有一定的遗传性。当新旧两相在惯习面上结合在一起时，可保证界面能最小，而界面能最小的相界面可以得到充分的发展，这样可以减小固态相变阻力，促进新相晶核的成长。,41,母相的晶体缺陷对相变起促进作用。如果新相在母相的晶体结构缺陷处形成，原来的晶体缺陷消失，那部分能量的释放可以补充其消耗。缺陷处形核可得到附加能量补充，同时缺陷的存在可加快扩散过程，有利于新相晶体的生长。 易出现过渡相，有些反应不能进行到底

16、，过渡相可以长期保留。这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，转变温度较低，原子扩散慢，稳定相的形核困难。钢中的渗碳体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。,42,按原子迁移分类,根据相变过程中质点的迁移情况，可以将相变分为 扩散型和无扩散型两大类。 扩散型相变的特点是相变依靠原子(或离子)的扩散来进行的。（新相和旧相成分不相同）这类相变较多，如晶型转变、熔体中析晶、气-固相变、液-固相变和有序-无序转变。 无扩散型相变主要是在低温下进行的纯金属(锆、钛、钴等)同素异构转变以及一些合金(Fe-C、Fe-Ni、Cu-Al等)中的马氏体转变。这种相变的新旧相的结构不同，但化学成分相同。 原子运动方式

17、有三种（1）扩散型位移 （2）切边式位移，也称军队式 （3）界面热激活跃迁，原子每次 运动不超过一个原子间距， 跃迁是无规则的,43,为什么钢能热处理?, 固态相变 有相变重结晶 C溶解度显著变化 可固溶强化 热处理温度区间 A1 T TNJEF 热处理第一步 加热奥氏体化,44,转变温度,对应铁碳相图中的线,这些温度点是平衡转变温度，在固态转变中，转变实际发生需要一定的过冷或过热下，显然加热转变的实际发生温度在临界点之上，而冷却转变的实际发生温度在临界点之下。,AC1、AC3、Accm表示加热时的转变温度 Ar1、Ar3、Arcm表示冷却时的转变温度,第一节 钢在加热时的组织转变,45,以共

18、析钢为例,说明奥氏体化中须完成两个过程 C 成分变化：C 的扩散 铁晶格改组：Fe 扩散,奥氏体化中成分组织结构的变化,F + Fe3C A (727 ),成分(C%) 0.0218 6.69 0.77 结构 体心立方 复杂正交 面心立方,46,（一）（共析钢）奥氏体的形成过程,1、形核 （在 F / Fe3C相界面上形核） 2、晶核长大 （F A晶格重构，Fe3C 溶解，C A中扩散） 3、残余Fe3C溶解 4、奥氏体均匀化,47,由Fe-Fe3C状态图知：在A1温度铁素体含约0.0218%C，渗碳体6.69%C，奥氏体含0.77%C。在珠光体转变为奥氏体过程中，原铁素体由体心立方晶格改组为

19、奥氏体的面心立方晶格，原渗碳体由复杂斜方晶格转变为面心立方晶格。所以，钢的加热转变既有碳原子的扩散，也有晶体结构的变化。基于能量与成分条件，奥氏体晶核在珠光体的铁素体与渗碳体两相交界处产生（见图6-2（a），这两相交界面越多，奥氏体晶核越多。 。,奥氏体的形成过程,第一阶段：奥氏体晶核的形成,48,其晶核形成后，它的一侧与渗碳体相接，另一侧与铁素体相接。随着铁素体的转变（铁素体区域的缩小），以及渗碳体的溶解（渗碳体区域缩小），奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大，直至铁素体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。,奥氏体的形成过程,第二阶段：奥氏体的长大,49,由于铁

20、素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“残余渗碳体”存在还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解。,奥氏体的形成过程,第三阶段：残余渗碳体的溶解,第四阶段：奥氏体成分的均匀化,即使渗碳体全部溶解，奥氏体内的成分仍不均匀，在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低，在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需保温足够时间，让碳原子充分扩散，奥氏体成分才可能均匀。,50,奥氏体的形成过程,结论：奥氏体形成经历了以下四个过程： 奥氏体晶核形成 晶核长大 剩余渗碳体溶解 奥氏体均匀化,注解：亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相 同，但其完全奥氏体化的过程有所不同

21、。亚共析钢加热到Ac1 以上时，还存在自由铁素体，这部分铁素体只有继续加热到Ac 3以上时，才能全部转变为奥氏体；过共析钢则只有加热到Accm 以上时，才能获得单一的奥氏体组织。,51,三、影响奥氏体转变的因素,加热温度 加热温度越高，提高原子活动迁移能力，自由能差(动力)大，奥氏体化的进程也越快。 加热速度 材料处于连续加热，奥氏体化的时间自然短，但是均匀化程度差。 含碳量 随碳量的增加，渗碳体与铁素体的界面数量也多，转变速度加快。但过共析钢中，二次渗碳体的溶解要求更高的温度，碳量的增加达到均匀化时间会增加。 合金元素 碳化物形成元素与碳的结合力高于铁，会阻碍碳的扩散迁移；在碳化物消失后，合

22、金元素自己扩散达到均匀，达到均匀奥氏体化的时间要大大延长。 原始组织 珠光体的层片越细，界面数量多，扩散的距离小，转变速度加快，片状珠光体的转变速度高于球化珠光体。,52,四、奥氏体晶粒度及其影响因素,1.奥氏体晶粒度,奥氏体的晶粒度指奥氏体的晶粒尺寸大小，对热处理后的性能有重要影响。在热处理过程中，以后所得到的组织都是有奥氏体转变的产物，奥氏体的晶粒细小，所得到的组织也就细小，通常其力学性能也优越。,描述奥氏体晶粒度有以下三种不同的概念：,1) 起始晶粒度 刚刚完成奥氏体化的晶粒大小称为起始晶粒度，原珠光体的层片本身细小，所有的钢这时都是非常细小、均匀的。实际工程意义不大。 2) 实际晶粒度

23、 在具体的加热温度、保温时间的条件下获得的晶粒大小。它决定于钢的成分和奥氏体化的工艺过程。,53,3) 本质晶粒度 不同的钢在同样的加热条件下，奥氏体的长大倾向性不一样，按冶金部标准，将钢加热到93010，保温8小时得到的实际晶粒度作为该钢的本质晶粒度。,本质晶粒度是一材料特性，表示的是钢在奥氏体化时奥氏体晶粒的长大倾向。其结果小于4级的钢成为本质细晶粒钢。并不是本质细晶粒钢奥氏体化得到的晶粒一定细小，通常加热温度在930以下，本质细晶粒钢奥氏体化得到的晶粒比本质粗晶粒钢细小，超过这个温度或工艺处理不当，结果可能完全相反。,54,2.影响奥氏体晶粒度的因素,加热速度 速度快用的时间少，转变在较

24、高温度，形核率高，最终晶粒尺寸较细小。 保温温度愈高，保温时间长，奥氏体长大速度快，长大的时间多，晶粒变粗； 原始组织，固相转变组织的遗传性，珠光体细小，奥氏体的晶粒也细小；片状比球状细小，非平衡组织往往也可得到细小的奥氏体晶粒。 合金元素(成分) 含碳量增加，奥氏体转变加快，生长时间多，奥氏体晶粒的长大倾向增加；碳化物形成元素(Ti、V、Ta、Nb、Zr、W、Mo、Cr)和碳结合力强，阻碍碳的扩散可阻碍奥氏体晶粒生长；不和碳作用而溶入基体元素(Si、Ni、Cu)对奥氏体晶粒生长无明显的影响；Co、P、Mn对奥氏体晶粒的长大有加速作用。,55,冷却过程热处理工艺的关键部分，对控制热处理以后的组

25、织与性能起着极大作用，不同的冷却速度获不同的组织与性能,第三节 钢在冷却时的组织转变,56,第二节 钢在冷却时的组织转变,钢奥氏体化后，从高温冷却到A1以下，此时奥氏体并不立即转变，而处于热力学不稳定状态，把这种存在于A1温度以下暂未发生转变的不稳定奥氏体称为过冷奥氏体。 过冷A是不稳定的，会转变为其它的组织。钢在冷却时的转变，实质上是过冷A的转变。,引言,(1) 过冷奥氏体,57,两种冷却方式比较,等温冷却：将奥氏体化的钢件迅速 冷却到Ar1以下的某一温度并保温, 使其在该温度下发生组织的转变，然 后再冷却到室温。即恒温发生组织的转变。 连续冷却：将奥氏体化的钢连续冷却到 室温，在冷却过程中

26、一直伴随着组织的转变。 过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据，是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。,58,一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线的建立,过冷奥氏体的等温转变图是表示奥氏体急速冷却到临界点A1 以下在各不同温度下的保温过程中转变量与转变时间的关系曲线.又称C 曲线或TTT曲线。,(1) 将各不同等温温度下测得的转变开始时间和终了时间标注在温度时间(对数)坐标系中，并分别把开始点和终了点连接起来，便得到过冷奥氏体等温转变的开始线和终了线。曲线形状与字母“C”相似，故又称为C曲线。,(2) 测定不同等温温度下共析钢过冷奥氏体的转变量与时间的关系曲线转

27、变的动力学曲线。 快冷到某温度下保温，过冷奥氏体要经过一段时间后才开始转变，这个时间称为转变的孕育期。随后随着时间的延长，转变量不断增加，经过时间后全部转变完毕。,59,TTT曲线特征,A1-Ms 间及转变开始线以左的区域为过冷奥氏体区。 转变终了线以右及Mf以下为转变产物区。 两线之间及Ms与Mf之间为转变区。,60,C 曲线的分析 转变开始线与纵坐标之间的距离为孕育期。 孕育期越小，过冷奥氏体稳定性越小. 孕育期最小处称C 曲线的“鼻尖”。碳钢鼻尖处的温度为550。 在鼻尖以上, 温度较高，相变驱动力小. 在鼻尖以下，温度较低，扩散困难。从而使奥氏 体稳定性增加。,61, C曲线明确表示了

28、过冷奥氏体在不同温度下的等温转变产物。,62,高温转变产物,A1-550Fe、C均扩散 共 析 钢：P(珠光体转变区),化学成分与晶格类型的转变均靠扩散实现 扩散类型,63,2 中温转变产物,550Ms Fe不扩散，C部分扩散 (C过饱和的）+Fe3C的机械混合物 贝氏体类型( B) 化学成分的变化靠扩散实现 但晶格类型的转变非扩散性 半扩散性,64,3 低温转变产物,MsMf：Fe、C均不扩散非扩散型 获得 C 在-Fe 中的过饱和固溶体 马氏体 马氏体类型( M),65, 不同温度下转变产物不同 高温转变产物(A1550) 珠光体( P)扩散型 中温转变产物(550MS) 贝氏体( B)半

29、扩散型 低温转变产物(MSMf) 马氏体( M)非扩散型,2 要点,66, 存在孕育期 过冷奥氏体等温分解所需的准备时间 代表 A过冷稳定性 存在鼻点 孕育期最短， A过冷最不稳定 T转，产物硬度 马氏体是过冷奥氏体连续冷却中的一种转变组织，非等温转变产物。将其画入，使过冷奥氏体等温转变曲线更完备、实用,67,三、 影响 C 曲线的因素,与奥氏体状态有关 1 化学成分 （1） 含碳量 理论：奥氏体中 C%，C 曲线右移 F 相难析出，珠光体转变难进行 实际；亚共析钢：C%，C 曲线右移 过共析：C%，左移,指溶入奥氏体中的C,68,亚共析钢,多了一条先析铁素体析出线,过共析钢,多出 一条 初生

30、 奥氏 体析 出线,69, 除Co、Al（WAl2.5%）外，其它合金元素随Me%，C曲线右移 须溶入 A 中,（2） 合金元素,70,非碳化物形成元素,只改变C曲线位置： 如Co, Al, Ni, Cu, Si,71,强碳化物形成元素的影响,W,Mo,V,Ti,Nb 等改变C 曲线位置和形态,72, 碳化物形成元素改变 C 曲线位置和形状 Cr、W、Mo、V、Ti、Nb、Zr 等 对Ms点的影响 Co、Al 使 Ms 其它合金元素使 Ms,73,愈细，成分及组织愈不均匀，未溶第二相愈多， A 稳定性越差左移 T、t，晶粒粗大，成分、组织均匀，A 稳定性 右移 3 其它： 应力和塑性变形,2

31、奥氏体组织,74,过冷奥氏体在 A1到 550间将转变为珠光体类型组织，它是铁素体与渗碳体的机械混合物，根据奥氏体化温度和奥氏体化程度不同，过冷奥氏体可以形成片状珠光体和粒状珠光体两种组织形态。前者渗碳体呈片状，后者呈粒状。它们的形成条件、组织和性能均不同。,四、珠光体的转变,（1）片状珠光体 （2）粒状珠光体 （3）珠光体的转变过程 （4）伪共析体的转变,75,一、片状珠光体的组织形态 1、概念 1）片状珠光体：过冷奥氏体在 A1到 550间将转变为珠光体类型组织，它是铁素体与渗碳体片层相间的机械混合物 2）珠光体团：片状珠光体的片层位向大致相同的区域称为珠光体团，在一个奥氏体晶粒内，可有几

32、个珠光体团。 3）珠光体片间距：珠光体团中相邻的两片渗碳体（或铁素体）中心之间的距离称为珠光体的片间距，用S0表示。,76,77, 珠光体： 形成温度为A1-650，片层较厚，500倍光镜下可辨，用符号P表示. 索氏体 形成温度为650-600,片层较薄，800-1000倍光镜下可辨，用符号S 表示。 托氏体 形成温度为600-550，片层极薄，电镜下可辨，用符号T 表示。,珠光体、索氏体、托氏体的比较: 珠光体、索氏体、托氏体三种组织无本质区别， 只是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。,78,3、片状珠光体的性能,不同类型的珠光体由于层片间距不同，力学性能在一个较大范围内变化，总体趋势

33、是随着片间距的减小，材料的强度和硬度呈现上升；其塑性和韧性以索氏体为最高，它的组织比珠光体细小且分布均匀，而托氏体因层片的细小，塑性相铁素体的可变形范围小，强度最高，但塑性却下降了。,79,二、粒状珠光体,粒状珠光体：渗碳体呈颗粒状分布在连续的铁素体基体中。它一般通过特定的热处理获得。渗碳体颗粒大小、形状与所采用的热处理工艺有关。渗碳体颗粒的多少与Wc有关。,80,三、珠光体的转变过程,81,二、片状珠光体的形成过程,82,83,四、伪共析体,84,85,当奥氏体过冷到Ms以下,将转变为马氏体类型组织，是碳在-Fe中的过饱和固溶体，用M表示。 马氏体转变是强化钢的重 要途径之一。,马氏体转变时

34、，奥氏体中的碳全部保留到马氏体中.,（一）马氏体的晶体结构,五、马氏体转变,86,马氏体具有体心正方晶格（a=bc） 轴比c/a 称马氏体的正方度。 C% 越高，正方度越大，正方畸变越严重。 当0.25%C时，c/a=1，此时马氏体为体心立方晶格.,87,(二)马氏体的组织形态 马氏体的形态分板条和针状两类。 (1)C%1.0%C时 ， 针状马氏体 立体形态为双凸透镜形的片状。显微组织为针状。在电镜下，亚结构主要是孪晶，又称孪晶马氏体。,88,马氏体片大小不一，马氏体片间不平行，互成一定夹角，第一片马氏体形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用

35、。因此，马氏体片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。 在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。,89,（三）. 马氏体的性能 高硬度是马氏体性能的主要特点。 马氏体的硬度主要取决于其含碳量。 含碳量增加，其硬度增加。,当含碳量大于0.6%时，其硬度趋于平缓。 合金元素对马氏体硬度的影响不大。,马氏体强化的主要原因是过饱和碳引起的固溶强化。 此外，马氏体转变产生的组织细化也有强化作用。 马氏体的塑性和韧性主要取决于其亚结构的形式。针 状马氏体脆性大，板条马氏体具有较好的塑性和韧性.,90,3. 马氏体转变的主要特点 马氏体转变也是形核和长大的过程。其主要特点是： 无扩散性,铁和

36、碳原子都不扩散，因而马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同。,91,(2) 在一个温度范围内进行的 马氏体转变开始的温度称上马氏体点，用Ms 表示.,马氏体转变终了温度称下马氏体点，用Mf 表示.只要温度达到Ms以下即发生马氏体转变。在Ms以下，随温度下降,转变量增加，冷却中断,转变停止。一般钢材的Mf都低于室温，在生产中为了获得更多的马氏体，常采用深冷到室温以下的处理工艺，这种工艺方法称为冷处理。,(3) 转变不完全,即使冷却到Mf 点，也不可能获得100%的马氏体，总 有部分奥氏体未能转变而残留下来，称残余奥氏体，用 A 或 表示。,92,六、 贝氏体转变 1、贝氏体的组织形态 过冷奥氏体在5

37、50- 230 (Ms)间将转变为贝氏 体类型组织，贝氏体用符号B表示。 根据其组织形态不同，贝氏体又分为上贝氏体(B上)和 下贝氏体(B下)., 上贝氏体 形成温度为550-350。 在光镜下呈羽毛状. 在电镜下为不连续棒状的渗碳体分布于自奥氏体晶界 向晶内平行生长的铁素体条之间。,93,下贝氏体 形成温度为350-Ms。 在光镜下呈竹叶状。,在电镜下为细片状碳化物分布于铁素体针内。,2. 贝氏体的力学性能,上贝氏体强度与塑性都较低。 下贝氏体除了强度、硬度较高外，塑性、韧性也较 好，即具有良好的综合力学性能，是生产上常用的强 化组织之一。,94,95,96,7、 过冷奥氏体连续冷却转变图

38、过冷奥氏体连续冷却转变图又称曲线，是通过测定不同冷速下过冷奥氏体的转变量获得的。 1. CCT曲线 将奥氏体化后的材料置于某一定的介质中冷却，随着时间的推移，材料的温度不断下降，奥氏体的分解过程在不同的温度下进行，得到的组织就较复杂。冷却环境不同，或冷却介质不同，材料的冷却速度也就不相同，得到的产物也不相同，对应的性能将不相同。这就是连续冷却过程，为了研究连续冷却过程的转变规律，许多钢也建立了相应的冷却曲线(建立方法与TTT曲线的相同)，即连续冷却曲线，也称CCT曲线。,97,1）、共析钢的CCT曲线 共析钢的CCT曲线没 有贝氏体转变区，在珠 光体转变区之下多了一 条转变中止线。 当连续冷却

39、曲线碰到 转变中止线时，珠光体 转变中止，余下的奥氏 体一直保持到Ms以下转 变为马氏体。,98,连续冷却,由图可知，共析钢以大于vk的速度冷却时，由于遇不到珠光体转变线，可得到的组织为马氏体和残余奥氏体。冷却速度vk称为上临界冷却速度。vk愈小，越易得到马氏体。冷却速度小于vk时，将全部转变为珠光体，vk称为下临界冷却速度。vk愈小，退火所需的时间越长。 即： VVk得到马氏体和残余奥氏体 VVk得到珠光体 VkVVk得到P后，降温到Ms下得到M和残余A,临界冷却速度越小，奥氏体越稳定，因而即使在较慢的冷却速度下也会得到马氏体。这对淬火工艺操作具有十分重要的意义.,99,1、同一成分的CCT

40、在C的右下方，即要获得相同的组织，连续冷却的转变温度要低些，孕育期长些。 2、连续冷却的产物可能是混合物；而且共析钢的连续冷却没有贝氏体生成。 3、两者本质上一样，C曲线可以近似代替CCT曲线。,等温冷却和连续冷却的比较和应用,返 回,100,4、将共析钢加热至780，经保温后，请回答： 若以图示的V1、V2、V3、V4、V5和V6的速度进行冷却，各得到什么组织？,V1：M+A残余、 V2：T+M、 V3：S+T+M+A残余、 V4：S+T、 V5：S， V6：S,101,2）、过共析钢CCT曲线也无贝氏体转变区, 但比共析钢CCT曲线多一条AFe3C转变开始线。由于Fe3C的析出, 奥氏体中

41、含碳量下降, 因而Ms 线右端升高. 3、亚共析钢CCT 曲线有贝氏体转变区，还多AF 开始线, F析出使A含碳量升高, 因而Ms 线右端下降.,102,103,1、什么叫回火？,回火是将淬火后的钢加热至A1点以下某一温度保温一定时间后，使淬火组织转变为稳定的回火组织，以适当方式冷却到室温的热处理工艺。,第4节 钢在回火时的转变,2、为什么（淬火钢）要进行回火？ 淬火后的钢不稳定； 有向稳态组织转变的趋势； 温度低，扩散困难。,3、回火的作用？ 消除内应力，防止变形和开裂； 获得稳定组织和性能。,104,105,106,2）. 马氏体的分解 100-250加热时，马氏体将发生分解,从马氏体中析

42、出-碳化物(- FeXC)，,使马氏体过饱和度降低。析出的碳化物以细片状分布 在马氏体基体上，这种组织称回火马氏体，用M回表 示。,透射电镜下的回火马氏体形貌,107,108,109,110,111,1硬度 低温回火：回火马氏体(500) 回火温度升高，硬度总的趋势是下降。,(1)高碳钢(0.8%C)100左右回火时硬度稍有上升，是由于C 原子偏聚和共格-FexC析出造成的。,(2)200-300回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。,2、淬火钢回火时的性能转变,2、强度和塑性 回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。,2、

43、回火方法分类,1）低温回火 加热温度在250以下进行的回火。 目的：保持淬火工件高硬度和高耐磨性，降低淬火残留应力和脆性。 回火后组织：回火马氏体。 力学性能：5864HRC，高的硬度和耐磨性。 应用范围：各种刃具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火等要求硬而耐磨的零件。,2）中温回火 加热温度在350500之间进行的回火。 目的：使工件获得较高的弹性和强度，适当的韧性和硬度。 回火后组织：回火托氏体。 力学性能：3550HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。 应用范围：各种弹性元件及热锻模等。,3）高温回火 加热温度在500以上进行的回火。 目的：使工件获得强度、塑性和韧性都较好的综合力学

44、性能。 回火后组织：回火索氏体。淬火后进行高温回火的工艺通常称为“调质”处理。 力学性能：200350HBS，较好的综合力学性能。 应用范围：各种较重要的受力结构件。 微观组织分析结果：随着回火温度的升高，马氏体在150 400变化明显；残余奥氏体200开始分解，300消失；内应力不断减小，450基本消失；碳化物成分向渗碳体过渡，尺寸不断增大，超过600会明显加速生长。,115,3、回火脆性,116,117,避免方法： 1）所有的钢几乎都存在第一类回火脆性，因此一般应 避免在250400进行回火。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。

45、。,118,4、淬火后的回火产物与奥氏体直接分解产物的性能比较,119,第十章 钢的整体热处理,热处理的概念 将固态钢材采用适当的方式进行加热、保温和冷却以获得所需组织与性能的工艺。 热处理的目的 （1）提高钢的力学性能 （2）改善钢的工艺性能 热处理的理论依据：铁碳相图,120,121,退火就是将工件加热到适当温度，保温一定时间，然后随炉缓慢冷却的热处理工艺。退火主要用于铸、锻、焊毛坯或半成品零件。 退火工艺可分为完全退火、等温退火、球化退火、去应力退火、均匀化退火等，如图所示。,退火的目的： 调整硬度以便进行切削加工 消除残余应力 细化晶粒，改善组织 为最终热处理做好组织上的准备,一、退火

46、,123,1） 完全退火,将亚共析钢加热到Ac3+2030，保温后随炉缓冷的退火工艺称为完全退火。 目的：降低硬度，消除内应力。 应用范围：亚共析碳钢和合金钢的铸件、锻件、焊接件及热轧型材等。过共析钢不宜采用完全退火。 2）等温退火 将亚共析钢加热到 高于Ac3 、过共析钢加热到高于Ac1，保温后快冷到Ar1以下某一温度保温，然后出炉空冷。 目的：与完全退火相同，但所用时间比完全退火缩短约1/3，并能得到均匀的组织和性能。 应用范围：亚共析、过共析碳钢，合金钢的铸件、锻件等。,124,125,3）球化退火,将共析钢或过共析钢加热到 Ac1 +2030，保温适当时间后缓慢冷却的热处理工艺称为球化

47、退火。 目的：使网状Fe3C或片状滲碳体转变为球状滲碳体，降低硬度，便于切削加工，为淬火作好组织准备。 应用范围：过共析钢和合金工具钢、轴承钢等。,4）均匀化退火 将工件加热到高温10501150 ，并长时间保温，然后缓慢冷却的退火工艺。 目的：消除成份偏析。 应用范围：质量要求高的合金钢铸锭和铸件等。,126,5）去应力退火,将工件加热到 Ac1以下某一温度（一般500650 ），保温后随炉冷却的热处理工艺称为去应力退火。 目的：消除铸、锻、焊的内应力。 应用范围：铸件、锻压件、焊件、切削加工件等。 去应力退火因加热温度低于A1，故不发生组织转变，只消除 内应力。,128,129,130,1

48、31,三、淬火,132,133,134,2、淬火冷却介质,135,3、淬火方法,单液淬火 直接放入某液体介质(水或油)中冷却到室温。方法简单，易于操作。 双液淬火(水淬油冷) 对复杂的碳钢零件，先在水或盐水中快速冷却，躲开鼻子温度，估计温度低于500时立即转入油中，放慢冷却速度继续冷却到室温。操作者的经验控制。,分级淬火 淬入150260硝盐浴中躲过了鼻尖，停留一段时间让表面和心部温度均匀，热应力松弛。取出空冷。 等温淬火 直接淬入硝盐浴中保温，发生贝氏体转变。 深冷处理,136,4、钢的淬透性,137,138,139,140,6、淬火组织缺陷,加热缺陷 过热、过烧、氧化脱碳、奥氏体晶粒过大等

49、。 硬度不足或出现软点 前者是整体硬度低于要求，后者是个别部位硬度低于要求。产生原因有加热不足，冷却介质的冷却能力不够，工件表面不干净，局部散热不良等。 变形与开裂 零件淬火后发生变形是热应力和组织应力综合作用的结构，完全不变形是困难的，但超量的变形甚至开裂则是要防止的。,141,四、回火,一）、回火的定义： 将淬火零件重新加热到低于临界点某一温度保温，亚稳组织将发生转变，这一处理称为回火。 二）、回火原因 ：（1）淬火后系统处于较高的能量状态，使系统不稳定性增加；（2）残留奥氏体是不稳定的；（3）系统中残留了很大的应力。 三）、回火目的：（1）不稳定组织稳定组织； （2）提高塑性和韧性，降低

50、脆性； （3）降低或消除残余应力。,142,1. 淬火钢的回火过程中的转变,淬火后的钢组织为马氏体加残余奥氏体，都是不稳定组织，本身有向稳定组织转变的趋势，回火的加热和保温仅仅是加速这一过程的发展，是转变发生的热处理阶段。,(1) 马氏体的分解(200以下),回火时马氏体中过饱和的碳发生短距离的迁移，形成极细的碳化物(Fe2.4C)，以薄片存在马氏体片中，这种组织称为回火马氏体，马氏体中碳的过饱和度下降，晶格从体心正方向体心立方发展，残余奥氏体基本未发生变化。,(2) 残余奥氏体的分解(200300),马氏体向回火马氏体转变时，由于压应力的减小，残余奥氏体发生分解生产下贝氏体。回火马氏体的组织

51、与下贝氏体非常相象，难区区，分统一称为回火马氏体。碳化物在光学显微镜下是不可见的，组织形貌有原来亮白色变为灰暗色。,143,(3) 回火屈氏体的形成(250400),这时碳的扩散运动能力有所加强，过渡碳化物转变成稳定渗碳体，铁素体的过饱和度明显减少，内应力大大消除，碳化物和母相的共格关系消失，原马氏体片的外形不清晰，大约到400全部完成， 这时的组织为在铁素体上均匀分布极细的渗碳体，称为“回火屈氏体”。在光学显微镜下，可以看到部分残存的原马氏体的痕迹，但看不到碳化物，组织几乎为一片黑。,(4) 碳化物的聚集长大(400以上),到400以上，铁素体已经不是过饱和，一方面铁素体中的缺陷按回复机制不

52、断下降，另一方面，渗碳体的颗粒在界面能的驱使下，以大吃小的合并方式不断长大。得到平衡状的铁素体中分布着颗粒状的碳化物混合组织，称为“回火索氏体”。随着到达的温度愈高，相应渗碳体颗粒就愈大。在光学显微镜下可以看到渗碳体的颗粒。,2、回火方法分类,1）低温回火 加热温度在250以下进行的回火。 目的：保持淬火工件高硬度和高耐磨性，降低淬火残留应力和脆性。 回火后组织：回火马氏体。 力学性能：5864HRC，高的硬度和耐磨性。 应用范围：各种刃具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火等要求硬而耐磨的零件。,2）中温回火 加热温度在350500之间进行的回火。 目的：使工件获得较高的弹性和强度，适当的韧性和

53、硬度。 回火后组织：回火托氏体。 力学性能：3550HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。 应用范围：各种弹性元件及热锻模等。,3）高温回火 加热温度在500以上进行的回火。 目的：使工件获得强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能。 回火后组织：回火索氏体。淬火后进行高温回火的工艺通常称为“调质”处理。 力学性能：200350HBS，较好的综合力学性能。 应用范围：各种较重要的受力结构件。 微观组织分析结果：随着回火温度的升高，马氏体在150 400变化明显；残余奥氏体200开始分解，300消失；内应力不断减小，450基本消失；碳化物成分向渗碳体过渡，尺寸不断增大，超过600会明显加速生长

54、。,147,3. 回火脆性,第一类回火脆性 普通碳钢的韧性在300350附近有一低谷，称为回火脆性。细小薄片状过渡碳化物和刚形成的渗碳体在马氏体的板条边界或马氏体片面的边界析出，硬而脆的碳化物割裂了基体的连续性使钢的韧性下降，残余奥氏体分解的应力加重了脆性的程度，这种在回火时韧性出现谷值的现象成为“回火脆性”。所有的钢几乎都存在第一类回火脆性，因此一般应避免在250400进行回火。,第二类回火脆性 对于含Ni、Cr、Mn的钢在450600时，也出现韧性下降现象，其原因有多种说法，主要认为是回火后冷却时，杂质元素在晶界的偏聚，这个现象称为第二类回火脆性。第二类回火脆性仅在部分材料中发生，并且回火

55、后采用快速冷却可以抑制其发生，因此对具有第二类回火脆性的钢在高温回火后必须采用快速冷却。,1、钢的表面热处理,表面热处理是只对工件表层进行热处理以改变其组织和性能的热处理工艺。常用的方法是表面淬火。 表面淬火是仅对工件表层进行淬火的热处理工艺。 表面淬火不改变零件表层的化学成分，只改变表层的组织，并且心部仍保留原来退火、正火或调质状态的组织。 目的是使工件表层具有高硬度、耐磨性，而心部具有足够的强度和韧性。 工业上常用的表面淬火方法有火焰淬火和感应淬火。,第六节 钢的表面热处理,149,150,151,152,153,154,2、钢的化学热处理简介,二、钢的化学热处理简介,155,156,15

56、7,158,159,160,161,162,163,6.渗碳后的热处理,为保证表层的硬度，渗碳后必需进行淬火低温回火。淬火方法通常有：,利用渗碳加热的温度出炉直接淬火或在空气中稍停留(预冷) 。用于简单、要求不高的工件。 渗碳后期将炉温调节到合适的温度进行控制预冷保温，工件内外温度都降低到某一水平，取出直接淬火。增加保温阶段，产品质量更好一些，主要用于淬透性好的低碳合金钢，在保证表面得到高硬度马氏体的同时，心部得到高韧性的低碳马氏体。 渗碳后出炉空冷(正火)，重新加热到Ac1(3050 )，保温出炉淬火。用于渗碳时晶粒长的较大的钢，正火细化晶粒，防止表面出现网状碳化物，淬火后心部原亚共析钢因加

57、热温度不足、淬透性低转变为铁素体屈氏体。,164,3、热处理工艺位置,1）预先热处理,（1）退火、正火的工序位置 退火和正火作为预先热处理通常安排在毛坯生产之后，粗加工之前。其作用是消除毛坯的内应力，细化晶粒，均匀组织，改善切削加工性，为最终热处理作好组织准备。 退火（或正火）工艺路线一般为： 毛坯生产退火（或正火）切削加工。,（2）调质处理的工序位置 一般安排在粗加工之后，半精加工或精加工之前，其目的是提高零件的综合力学性能。 调质工艺路线一般为： 下料锻造正火（或退火）粗加工调质半精加工（或精加工）。,2）最终热处理,最终热处理包括各种淬火、回火及化学热处理。其工序位置一般安排在半精加工之

58、后，磨削之前。 1）淬火工序位置 (1)整体淬火工艺路线一般为： 下料锻造退火（正火）粗加工、半精加工淬火、回火磨削。 (2)表面淬火工艺路线一般为： 下料锻造退火（正火）粗加工调质半精加工表面淬火低温回火磨削。,2）渗碳工序位置 (1)整体渗碳的工艺路线一般为： 下料锻造退火（正火）粗加工、半精加工渗碳淬火、低温回火磨削。 (2)局部渗碳的工艺路线一般为： 下料锻造退火（正火）粗加工、半精加工保护非渗碳部位渗碳切除防渗余量淬火、低温回火磨削。,3）渗氮工序位置 渗氮零件（38CrMoAlA钢）的工艺路线一般为：下料锻造退火粗加工调质半精加工去应力退火粗磨渗氮精磨或研磨。,168,某连杆用40Cr钢制造，有以下主要工序 退火、下料、锻造、粗加工、精加工、淬火、高温回火 试正确排定其加工工艺路线，并分析其中热处理工序的作用,下料 锻造 退火（正火） 粗加工 淬火 回火 精加工 退火（正火）：消除锻后应力，为切削加工提供合适硬度，为最终热处理作组织准备。 渗碳：提高齿轮表层含碳量 淬火：提高表面硬度及强度等 回火：消除表层的脆性,170,钢的分类及编