热处理原理与工艺教学概论PPT

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1、热处理原理与工艺热处理原理与工艺参考教材：机械出版社，参考教材：机械出版社， 候旭明候旭明 Heat treatment Theory and Technology 联系方式联系方式姓姓 名名：王宇王宇电电 话话：18072517981 办公室地址办公室地址：B号楼313-2Q Q：1755106539第第1次课次课本次课主要内容：本次课主要内容： 1. 热处理的基本概念；热处理的基本概念； 2. 热处理的发展过程；热处理的发展过程； 3. 本门课程的主要内容，学习目的，意义及本门课程的主要内容，学习目的，意义及要求，考试方法；要求，考试方法； 4. 固态相变的定义，分类及基本特征；固态相变的

2、定义，分类及基本特征； 5. 固态相变的形核与长大（钢在加热时的奥固态相变的形核与长大（钢在加热时的奥氏体转变）。氏体转变）。问题的引出：问题的引出：1. 什么是热处理？2. 热处理的作用？将固态金属通过特定的将固态金属通过特定的加热和冷却，使之发生加热和冷却，使之发生组织转变以获得所需性组织转变以获得所需性能的一种工艺过程。能的一种工艺过程。p 材料科学的发展历史材料科学的发展历史材料与人类的生活息息相关u工程上 桥梁，机械，船舶，航天，兵器等u日常生活中1.2 金属热处理在现代工业中的地位金属热处理在现代工业中的地位u冶金，机械，航空，兵器等工业部门不可缺冶金，机械，航空，兵器等工业部门不

3、可缺少的技术；少的技术；u提高产品质量和寿命的关键工序；提高产品质量和寿命的关键工序；u发挥金属材料潜力，达到机械零部件轻量化发挥金属材料潜力，达到机械零部件轻量化的重要手段；的重要手段；u为开发新型材料提供了基础。为开发新型材料提供了基础。成分成分工艺工艺性能性能材料的三要素材料的三要素1.3 热处理的发展概况热处理的发展概况民间技艺阶段民间技艺阶段实验技术科学阶段实验技术科学阶段理论科学阶段理论科学阶段西汉时代已有淬火处理的钢西汉时代已有淬火处理的钢剑（辽宁三道壕出土）剑（辽宁三道壕出土）炼钢赤刀，用之切玉如泥焉炼钢赤刀，用之切玉如泥焉n 明代宋应星明代宋应星天工开物天工开物十十九九世世纪

4、纪后后期期，钢钢加加热热/ /冷冷却却时时，内内部部组组织织变变化化性能变化的内部原因性能变化的内部原因 英国英国 Robert Austen Fe-CRobert Austen Fe-C相图相图 德国德国 AdophAdoph Martens Martens 金相显微镜金相显微镜 austenite austenite martensitemartensite 马氏体相变理论马氏体相变理论 新的新的强韧化工化工艺1.4 1.4 本课程的主要内容，学习的意义，目的，方法本课程的主要内容，学习的意义，目的，方法p主要内容主要内容金属固态相变基础金属固态相变基础钢中奥氏体的形成钢中奥氏体的形成珠光

5、体，马氏体，贝氏体转变珠光体，马氏体，贝氏体转变钢的过冷奥氏体转变图钢的过冷奥氏体转变图钢的回火转变钢的回火转变钢的退火，正火，淬火与回火钢的退火，正火，淬火与回火p学习的意义学习的意义系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法法 ；加深对热处理规律的认识；加深对热处理规律的认识； 培养学生应用所学知识去分析和解决实际问培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的能力。题的能力。p学习的方法学习的方法 理论联系实际理论联系实际 参考书：参考书：1. 田荣璋田荣璋. 金属热处理金属热处理. 冶金工业出版社，冶金工业出版社，1985年；年；2. 王希琳王希琳. 金

6、属材料及热处理金属材料及热处理. 水利电力出版社，水利电力出版社，1992年；年；3夏立芳编夏立芳编.金属热处理工艺学金属热处理工艺学.哈尔滨工业大学出哈尔滨工业大学出版社版社,2005年。年。考试方式考试方式考试采取闭卷形式。考核方式：笔试（考试采取闭卷形式。考核方式：笔试（50%），实），实验（验（30%），平时成绩（），平时成绩（20%）第一章第一章 奥氏体的形成奥氏体的形成1.1 奥氏体及其形成机理奥氏体及其形成机理1.1.1 奥氏体奥氏体的的结构结构及其存在范围及其存在范围图图2-1 奥氏体的单胞奥氏体的单胞n 奥氏体是奥氏体是碳碳溶于溶于-Fe 中的中的间隙固溶体隙固溶体n 碳碳原

7、原子子位位于于八八面面体体间隙隙中中心心，即即FCC晶晶胞的中心或棱胞的中心或棱边的中点的中点n 八面体八面体间隙半径隙半径 0.52 碳原子半径碳原子半径 0.77 点点阵畸畸变统计分布，浓度起伏图图2-2 Fe-C 相图相图n 奥奥氏氏体体相相区区： NJESGN包围的区域包围的区域 GS线线 - A3线线 ES线线 - Acm线线 PSK线线 - A1线线n 碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的最最大大溶溶解度为解度为2.11wt% (10at%)n 碳碳原原子子的的溶溶入入使使 -Fe的的点点阵阵畸畸变变，点点阵阵常常数数随随碳碳含量的增加而增大含量的增加而增大1.1.2 奥氏体的奥氏体的性能

8、性能n 奥奥氏氏体体的的比比容容最最小小，线线膨膨胀胀系系数数最最大大，且且为为顺顺磁磁性性（无无磁磁性性）。利利用用这这一一特特性性可可以以定定量量分分析析奥奥氏氏体体含含量量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。n 奥奥氏氏体体的的导导热热系系数数较较小小，仅仅比比渗渗碳碳体体大大。为为避避免免工工件的变形，不宜采用过大的加热速度。件的变形，不宜采用过大的加热速度。n 奥奥氏氏体体塑塑性性很很好好，S 较较低低，易易于于塑塑性性变变形形。故故工工件件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。的加工常常加热到奥氏体单相区进行。1.1.3 奥氏体

9、形成的奥氏体形成的热力学条件热力学条件图图2-3 自由能和温度关系图自由能和温度关系图G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在晶体缺陷处形在晶体缺陷处形核引起的自由能降低核引起的自由能降低n 相相变变必必须须在在一一定定的的过过热热度度T下下，使使得得GV 0，才才能能得得到到GM）（2）加热速度）加热速度u 对具有非平衡组织的合金钢：对具有非平衡组织的合金钢： 慢速加热或快速加热，容易出现组织遗传；中速加热可能避免出现组织遗传；3. 奥氏体晶粒的反常细化反常细化 过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至Ac3以上的正常加热温度，有可能得到粗大的奥氏

10、体晶粒，出现组织遗传，但如果加热到更高的温度（Ac3+100200），则奥氏体晶粒不仅不粗化，反而形成了细小的，晶体学位向不同的奥氏体晶粒，这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化。非相变奥氏体的自发再结晶4. 控制控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法 （1）对非平衡组织非平衡组织的过热钢，可以采用中中速加热速加热，得到细小的奥氏体晶粒 （2）对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火一次退火或高温回火 （3）利用奥氏体的自发再结晶自发再结晶，快速加热至临界点以上100200，然后淬火 （4）对低合金钢，可采用多次正火多次正火使过热得到校正。思考思考 实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶实际晶粒度

11、表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，因钢种及冶炼方法的不粒长大的倾向性，因钢种及冶炼方法的不同而异。同而异。作作 业业1. 名词解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒名词解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度；遗传；组织遗传度；遗传；组织遗传2. 简要叙述影响奥氏体形成速度的因素。简要叙述影响奥氏体形成速度的因素。3. 与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的特点。特点。4. 简述影响奥氏体晶粒长大的因素。简述影响奥氏体晶粒长大的因素。5. 预习。预习。第二章第二章 珠光体相变珠光体相变2.1 珠光体的组织形态与性能特点珠光体的组织形态与性能

12、特点2.1.1 过冷奥氏体转变过冷奥氏体转变图图3-1 TTT 曲线曲线n 过过冷冷奥奥氏氏体体等等温温转转变变动动力力学学图图，TTT曲曲线线，C曲曲线，线，IT曲线。曲线。n 反反映映温温度度-时时间间-转转变变量量三者之间的关系。三者之间的关系。图图3-2 共析碳钢共析碳钢 C 曲线曲线Mf高温高温中温中温低温低温n A1 550 ，Fe、C原子均可扩散。原子均可扩散。n 共共析析分分解解成成珠珠光光体体 - 铁铁素素体体与与渗渗碳碳体两相层片状机械混合物。体两相层片状机械混合物。n 珠珠光光体体团团(或或领领域域) - 片片层层方方向向大大致致相相同同的的珠珠光光体体，在在一一个个奥奥

13、氏氏体体晶晶粒粒内内可可以形成以形成35个珠光体团。个珠光体团。（1 1）高温转变）高温转变图图2-3 层片状珠光体示意图层片状珠光体示意图原奥氏体晶界原奥氏体晶界珠光体团珠光体团（2）中温转变）中温转变n 550 220 ，C 原原子子可可扩扩散散，Fe原原子子不不能扩散。能扩散。n 形形成成贝贝氏氏体体-过过饱饱和和铁铁素素体体与与渗渗碳碳体体的的非非层片状层片状 混合物。混合物。 上上贝贝氏氏体体：550 稍稍下下形形成成，羽羽毛毛状状。在在平平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。 下下贝贝氏氏体体：220 稍稍上上形形成成，针针状状。在在针针

14、状状铁素体内分布有细小渗碳体。铁素体内分布有细小渗碳体。图图3-4 (a) 上贝氏体上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体下贝氏体 X400n 非非扩扩散散型型相相变变：Fe、C原原子子均均不不发发生生扩扩散散，生生成成的的马马氏氏体体与与原原奥奥氏氏体体成成分分相相同。同。n 马氏体：碳在马氏体：碳在-Fe中的过饱和固溶体。中的过饱和固溶体。n 马马氏氏体体相相变变是是变变温温型型相相变变，相相变变开开始始点点 Ms ，终了点，终了点 Mf 。 （3）低温转变）低温转变图图3-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体低碳钢中的板条马氏体 (X80) (b) 高碳钢中的针状高碳钢中的针状(片状片状)马氏

15、体马氏体 (X400)2.1.2 珠光体的组织形态珠光体的组织形态 珠光体珠光体：由铁素体和渗碳体组成的机械混合物。：由铁素体和渗碳体组成的机械混合物。 珠光体团珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体片：若干大致平行的铁素体与渗碳体片 组成一个珠光体领域，也称珠光体团。组成一个珠光体领域，也称珠光体团。 珠光体片层间距珠光体片层间距：珠光体中一对铁素体片与渗碳：珠光体中一对铁素体片与渗碳 体片的厚度之和。体片的厚度之和。 形成温度形成温度() 片层间距片层间距 (nm)珠光体珠光体 P Ar1 650 150 450索氏体索氏体 S 650 600 80 150屈氏体屈氏体 T 600 550

16、 30 80（2）粒状珠光体）粒状珠光体n 铁素体基体上分布着铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体颗粒状渗碳体的组织称为的组织称为 粒状珠光体，也叫粒状珠光体，也叫球状球状珠光体。珠光体。（1）片状珠光体：渗碳体为片状的珠光体。）片状珠光体：渗碳体为片状的珠光体。2.1.3 珠光体的片层间距珠光体的片层间距 S0 n 珠珠光光体体的的片片层层间间距距与与转转变变温温度度有有关关，与与过过冷冷度度成成反比。反比。图图3-1 珠光体片层间距珠光体片层间距S0 定义：珠光体中一对铁素体片与渗碳体片的厚度之和。定义：珠光体中一对铁素体片与渗碳体片的厚度之和。 在在一一定定的的过过冷冷度度下下，若若S0过过大

17、大，原原子子所所需需扩扩散散的的距距离离就就要要增增大大，这这将将使使转转变发生困难。变发生困难。 若若S0过过小小，由由于于相相界界面面面面积积增增大大，使使界界面面能能增增大大，这这时时GV不不变变，这这会会使使相相变变驱驱动动力力降降低低，也也会会使使相相变变不不易易进进行。所以一定的行。所以一定的T对应一定的对应一定的 S0 。n 原因：原因：n 原因：原因：T 愈愈大大，碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散能能力力愈愈小小，扩扩散散距距离离变变短短。另另外外， GV 会会变变大大，可可以以增增加加较较多多的的界界面面能能，所所以以 S0 会变小。会变小。n 原原奥奥氏氏体体晶晶粒粒大

18、大小小对对 S0 无无明明显显影影响响。但但原原奥奥氏氏体体晶晶粒粒越越细细小小，珠珠光光体体团团直直径径也越细小。也越细小。位向关系位向关系u珠光体形成时，新相（渗碳体与铁素体）与母相（奥氏体）有着一定的晶体学位向关系，使新相和母相原子在界面上能够较好匹配。 铁素体与奥氏体之间保持K-S关系：渗碳体与奥氏体之间保持Pitsch关系：2.1.4 珠光体的珠光体的力学性能力学性能n 片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距间距S0 。n

19、片层间距片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，愈小，强度、硬度愈高， 符合符合Hall-Petch 关系：关系：s = 0 + kS0-1 n 粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径直径 df ），）， 也也符合符合Hall-Petch 关系：关系：s = 0 + kdf-1/2 2.2 珠光体转变的机理珠光体转变的机理 2.2.1 珠光体形成的热力学珠光体形成的热力学图图3-2 自由能自由能-成分曲线成分曲线n 在在A1（T1）温温度度，、Fe3C 三三相相的的自自由由能能-成成分分曲曲线有一共切线。线有一共切线。n 在在A1温温度度以以下下

20、温温度度T2 ， 、Fe3C 三三相相间间可可作作三三条条共共切切线线，共共析析成成分分的的奥奥氏氏体体的的自由能在三条共切线之上。自由能在三条共切线之上。（1）珠光体形成时的领先相）珠光体形成时的领先相n 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。先相。n 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。n 亚共析钢中，铁素体为领先相。亚共析钢中，铁素体为领先相。2.2.2 片状珠光体的形成机制片状珠光体的形成机制 n 珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。 珠光体的形核：珠光体的形核：在在

21、奥奥氏氏体体晶晶界界上上先先形形成成一一小小片片渗渗碳碳体体（长长成成片片状状是是为为了了减减少少应应变变能能），通通过过邻邻近近奥奥氏体不断供应碳原子而长大。氏体不断供应碳原子而长大。(0.77%C) (0.0218%C) + Fe3C(6.69%C)(面心立方面心立方) (体心立方体心立方) (复杂斜方复杂斜方) 珠光体的纵向长大：珠光体的纵向长大：由由于于形形成成了了/，/Fe3C相相界界面面，在在相相界界面面前前沿沿相相中中产产生生浓浓度度差差C- C-k ，从从而而引引起起碳碳原原子子由由前前沿沿向向Fe3C前前沿沿扩扩散散，扩扩散散的的结结果果破破坏坏了了相相界界面面的的碳碳浓浓度

22、度平平衡衡，为为了了恢恢复复碳碳浓浓度度平平衡衡，渗渗碳碳体体和和铁铁素素体体就就要要向向奥奥氏氏体体中中纵纵向长大。向长大。 珠光体的横向生长：珠光体的横向生长：Fe3C的的横横向向生生长长使使周周围围奥奥氏氏体体产产生生贫贫碳碳区区，当当碳碳浓浓度度下下降降到到C-k时时，在在Fe3C两两侧侧通通过过点点阵阵重重构构，形形成成两两小小片片铁铁素素体体。同同样样，铁铁素素体体的的横横向向生生长长也也将将产产生生富富碳碳区区，这这又又促促使使渗渗碳碳体体片片的的形形核核生生长长。如如此此协协调调地地交交替替形形核核生生长长，从而形成铁素体、渗碳体从而形成铁素体、渗碳体片片相间的层相间的层片组织

23、。片组织。 珠光体的横向生长：珠光体的横向生长：铁铁素素体体片片由由于于其其两两侧侧渗渗碳碳体体片片的的形形成成而而停停止止横横向向增增厚厚，渗渗碳碳体体片片的的横横向向生生长长亦亦然然，故故珠珠光光体体的横向生长很快就停止。的横向生长很快就停止。 在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。3.2.3 球状珠光体的形成机制球状珠光体的形成机制 图图2-5 母相中的第二相母相中的第二相母相母相 -Fe第二相第二相 Fe3CCr=C-k 由由于于片片状状渗渗碳碳体体的的表表面面积积大大于于同同体体积积的的球球状状渗渗碳碳体体，在在球球化化退退火火时时，将将会会

24、自自发发球球化。化。 与与渗渗碳碳体体尖尖角角接接壤壤处处的的铁铁素素体体碳碳浓浓度度 C-k 大大于于与与平平面面接接壤壤处处的的碳碳浓浓度度，在在铁铁素素体体内内将将引引起起碳碳原原子子扩扩散散，结结果果界界面面碳碳浓浓度度平平衡衡被被打打破破，为为维维持持碳碳浓浓度度平平衡衡，渗渗碳碳体体尖尖角角处处会会溶溶解解，而而平平面面处处会会向向外外生生长长，最最后后形形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体成各处曲率半径相近的粒状渗碳体。图图3-6 片状渗碳体溶断机制片状渗碳体溶断机制渗渗碳碳体体片片内内亚亚晶晶界界的的存存在在，会会产产生生一一界界面面张张力力，为为保保持持界界面面张张力力平平衡衡，

25、在在亚亚晶晶界界处处会会出出现现沟沟槽槽。由由于于沟沟槽槽两两侧侧曲曲率率半半径径较较小小，此此处处渗渗碳碳体体将将溶溶解解，而而使使曲曲率率半半径径增增大大，破破坏坏了了界界面面张张力力的的平平衡衡，为为恢恢复复平平衡衡，沟沟槽槽将将进进一一步步加加深深，直直至至渗渗碳碳体体溶断。溶断。图图3-7 片状渗碳体在片状渗碳体在 A1 温度以下球化过程示意图温度以下球化过程示意图当当奥奥氏氏体体化化不不充充分分时时，也也会会以以未未溶溶颗颗粒粒状状渗渗碳碳体体作作为为形形核核核核心心，直直接接形形成成球球状状珠光体。珠光体。生产中球化退火和调质处理均可得到粒状珠光体生产中球化退火和调质处理均可得到

26、粒状珠光体 对有网状碳化物的过共析钢，一般应先进对有网状碳化物的过共析钢，一般应先进行正火以消除网状碳化物，然后再进行球行正火以消除网状碳化物，然后再进行球化退火：化退火：u有网状碳化物的过共析钢在Ac1Ac3之间加热时，网状碳化物也会发生断裂和球化，但所得碳化物颗粒较大，且往往呈多角形，“一”字形或“人”字形；u网状碳化物为先共析相，采用正常的球化退火无法消除网状碳化物，为使其断裂，球化所需的温度应高于正常球化退火温度。2.3 珠光体转变的动力学珠光体转变的动力学2.3.1 形核率形核率n 形形成成温温度度较较高高时时，扩扩散散较较易易，形形核核功功起起主主导导作作用用，由由于于温温度度降降

27、低低，形形核核功功下下降降，故故形形核核率率增增加加。至至一一定定温温度度时时，扩扩散散起起主主导导作作用用，温温度度降降低低，扩扩散困难，形核率下降。散困难，形核率下降。n 形核率随转变温度的降低先增后减，在形核率随转变温度的降低先增后减，在550附近有一极大值。附近有一极大值。图图3-8 形核率与转变温度的关系形核率与转变温度的关系5503.3.2 长大速度长大速度图图3-8 长大速度与转变温度的关系长大速度与转变温度的关系550n 长长大大速速度度随随转转变变温温度度的的降降低低也也是是先先增增后后减减，在在550附附近近也有一极大值。也有一极大值。3.3.3 珠光体转变动力学曲线珠光体

28、转变动力学曲线图图3-9 珠光体转变的动力学曲线珠光体转变的动力学曲线n 当当N、G不不随随转转变变时时间间改改变变时时，Johnson-Mehl方程方程：n 当当N随随转转变变时时间间改改变变时时，Avrami方程方程：从上图可以看出：1.各温度下的转变都有孕育期；2.随温度的降低，孕育期先减小后增加；3.转变温度一定时，转变速度随时间先增加后减小，在50%处达到最大；4.亚共析钢左上方有一条先共析铁素体析出线；5.过共析钢左上方有一条先共析渗碳体析出线。(a)(b)图图3-10 亚共析钢亚共析钢(a)和过共析钢和过共析钢(b)的的C曲线曲线 含碳量含碳量 亚共析钢：亚共析钢： C%，铁素体

29、形核率，铁素体形核率；另外，相变另外，相变 驱动力驱动力G- ，所以珠光体转变，所以珠光体转变 速度下降，速度下降，C 曲线右移。曲线右移。3.3.4 影响珠光体转变动力学的因素影响珠光体转变动力学的因素（1）钢的化学成分）钢的化学成分n 若若加加热热温温度度高高于于Accm： C% ，渗渗碳碳体体形形核核率率升升高高；另另外外，碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散系系数数增增大大，从从而而使使珠光体的孕育期缩短，转变加速，珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。曲线左移。n 若若加加热热温温度度在在Ac1Accm：C%，获获得得不不均均匀匀奥奥氏氏体体及及Fe3C，有有利利于于珠珠光光体体

30、的的形形核核，故故孕孕育育期期缩缩短，转变加速，短，转变加速，C曲线左移。曲线左移。过共析钢：钢的碳含量钢的碳含量奥氏体的碳含量奥氏体的碳含量 合金元素合金元素 除除Co以以外外，只只要要合合金金元元素素溶溶入入奥奥氏氏体体中中 ，均均使使奥奥氏氏体体的的稳稳定定性性增增大大，从从而而减减慢慢奥奥氏氏体体分分解为珠光体，解为珠光体，C曲线右移。曲线右移。n 在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲曲线最靠右。线最靠右。u通过影响碳在奥氏体中的扩散速度，影响珠光体转变动力学；u改变奥氏体向铁素体同素异构转变的速度u通过合金元素在奥氏体中的扩散与再分配u通过改变临界点u

31、通过影响珠光体的形核率和长大速度u通过改变界面能合金元素改变珠光体转变动力学的途径合金元素改变珠光体转变动力学的途径n 奥奥氏氏体体成成分分的的不不均均匀匀，有有利利于于高高碳碳区区形形成成Fe3C，低低碳碳区区形形成成铁铁素素体体，并并加加速速碳碳原原子子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。n 未未溶溶渗渗碳碳体体的的存存在在，既既可可作作为为先先共共析析渗渗碳碳体体的的晶晶核核，亦亦可可作作为为珠珠光光体体领领先先相相渗渗碳碳体体的的晶核，故可加速珠光体的形成。晶核，故可加速珠光体的形成。（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物（3）钢的原始组织）钢

32、的原始组织n 原始组织越粗大，珠光体形成速度就越快。原始组织越粗大，珠光体形成速度就越快。（5）奥氏体化加热温度和保温时间）奥氏体化加热温度和保温时间n 奥奥氏氏体体化化温温度度越越高高，保保温温时时间间越越长长，奥奥氏氏体体晶晶粒粒尺尺寸寸越越大大，并并且且成成分分趋趋于于均均匀匀化化，减减少少了了珠珠光光体体形形核核所所需需的的浓浓度度起起伏伏和和形形核核位位置置，从从而而减慢珠光体的形成，使减慢珠光体的形成，使C曲线右移。曲线右移。（4）奥氏体晶粒度）奥氏体晶粒度n 奥奥氏氏体体晶晶粒粒的的细细化化，可可增增加加珠珠光光体体的的形形核核位位置，从而促进珠光体的形成。置，从而促进珠光体的形

33、成。n 拉拉应应力力和和塑塑性性变变形形造造成成点点阵阵畸畸变变和和位位错错密密度度增增高高，显显著著提提高高了了珠珠光光体体的的形形核核率率，促促进进珠珠光光体体转转变变，使使C曲曲线线左左移移。塑塑性性形形变变温温度度越越低低，变变形形程程度越大，这种加速作用越显著。度越大，这种加速作用越显著。n 在在等等向向压压应应力力作作用用下下，由由于于原原子子迁迁移移阻阻力力增增 大大，阻阻碍碍了了 Fe、C 原原子子的的扩扩散散，同同时时点点阵阵改改组组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。（6）应力和塑性变形3.4 先共析转变和伪共析转变3.4.1 先共析

34、转变先共析转变研究对象研究对象：亚共析钢或过共析钢亚共析钢或过共析钢定义定义：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变称为出先共析相的转变称为先共析转变先共析转变。u析出的先共析铁素体的量取决于奥氏体的碳含量析出的先共析铁素体的量取决于奥氏体的碳含量和冷却速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共和冷却速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共析铁素体量越少。析铁素体量越少。u先共析铁素体的析出是一个形核和长大的过程。先共析铁素体的析出是一个形核和长大的过程。u成核位置：奥氏体晶界成核位置：奥氏体晶界3.4.2 亚共析钢先共析铁素体的析出n 在在奥奥氏氏

35、体体晶晶界界上上形形成成的的晶晶核核，一一侧侧为为共共格格，另另一侧为非共格。一侧为非共格。（1）形形成成温温度度较较高高时时，非非共共格格晶晶界界易易迁迁移移，向向奥奥氏体晶粒一侧长成球冠状。氏体晶粒一侧长成球冠状。 若若原原奥奥氏氏体体含含碳碳量量较较高高，析析出出的的铁铁素素体体量量较较少少，则铁素体易长成网状。则铁素体易长成网状。 若若原原奥奥氏氏体体含含碳碳量量较较低低，析析出出的的铁铁素素体体量量较较多多，且且单单位位体体积积排排出出的的碳碳原原子子较较少少，非非共共格格界界面面更更易易迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布。迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布。（2）形形成成温温度度较较低

36、低时时，铁铁原原子子不不易易作作长长距距离离扩扩散散，使使非共格晶界不易迁移，这时主要依靠非共格晶界不易迁移，这时主要依靠共格界面共格界面迁移。迁移。n 铁铁素素体体晶晶核核将将通通过过共共格格界界面面向向与与其其有有位位向向关关系系的的奥奥氏氏体体晶晶粒粒内内长长大大，为为减减小小应应变变能能，铁铁素素体体呈呈片片状状沿沿奥奥氏氏体体某某一一晶晶面面向向晶晶粒粒内内生生长长，该该惯惯习习面面为为 111。所所以以片片状状铁素体常常呈现为彼此平行，或互成铁素体常常呈现为彼此平行，或互成60、90角。角。n 这种先共析片状铁素体通常称为这种先共析片状铁素体通常称为魏氏组织铁素体魏氏组织铁素体。先

37、共析铁素体的形态先共析铁素体的形态块状块状：与奥氏体无共格关系：与奥氏体无共格关系网状网状：与奥氏体无共格关系：与奥氏体无共格关系片状片状：与奥氏体保持共格关系：与奥氏体保持共格关系化学成分化学成分奥氏体晶粒大小奥氏体晶粒大小冷却速度冷却速度长大方式长大方式形状形状3.4.3 过共析钢先共析渗碳体的析出过共析钢先共析渗碳体的析出析出区域：析出区域：ESG形态：形态：粒状；网状或针状粒状；网状或针状魏氏组织渗碳体：魏氏组织渗碳体：在奥氏体晶粒粗大，成分在奥氏体晶粒粗大，成分均匀的情况下，粒状的可能性小，一般呈针均匀的情况下，粒状的可能性小，一般呈针状或网状，此时的先共析渗碳体称为魏氏组状或网状，

38、此时的先共析渗碳体称为魏氏组织渗碳体。织渗碳体。3.4.4 伪共析转变伪共析转变定义：定义：非共析成分的奥氏体经快冷而进入非共析成分的奥氏体经快冷而进入ESG区域后将发生共析转变，即分解为铁素体与渗区域后将发生共析转变，即分解为铁素体与渗碳体的混合组织，这种共析转变称为伪共析转变。碳体的混合组织，这种共析转变称为伪共析转变。伪共析组织仍属于珠光体类型的组织；伪共析组织仍属于珠光体类型的组织；伪共析转变的分解机制及分解产物的组织特征伪共析转变的分解机制及分解产物的组织特征 与珠光体转变完全相同。与珠光体转变完全相同。伪共析组织中铁素体和渗碳体的量与珠光体伪共析组织中铁素体和渗碳体的量与珠光体 中

39、的量不同。奥氏体的碳含量越高，渗碳体的中的量不同。奥氏体的碳含量越高，渗碳体的 量就越多。量就越多。l产生伪共析转变的条件产生伪共析转变的条件奥氏体的碳含量奥氏体的碳含量过冷度过冷度含碳量越接近共析成含碳量越接近共析成分，过冷度越大，越分，过冷度越大，越容易发生伪共析转变容易发生伪共析转变3.4.5 魏氏组织魏氏组织1.定义：定义：工业上将具有针状先共析铁素体或工业上将具有针状先共析铁素体或 先共析渗碳体加珠光体的组织叫先共析渗碳体加珠光体的组织叫魏氏组织。魏氏组织。l前者叫铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体前者叫铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体 魏氏组织。魏氏组织。 一次魏氏组织铁素体：一次魏氏组

40、织铁素体：从从奥氏体中奥氏体中直接析出的直接析出的针状先共析铁素体。针状先共析铁素体。二次魏氏组织铁素体：二次魏氏组织铁素体：从从网状铁素体网状铁素体长出的长出的针状先共析铁素体。针状先共析铁素体。图图3-13 一次魏氏组织铁素体一次魏氏组织铁素体 d) 二次魏氏组织铁素体二次魏氏组织铁素体 e)2. 魏氏组织的形态u 亚共析钢中的魏氏组织铁素体，单个的形貌是针状；u按它们的分布状态来看，则有羽毛状的；三角形的，也可能是几种形态混合。3. 魏氏组织的形成条件和基本特征形成条件和基本特征u魏氏组织铁素体是按成核，长大机理形成的，魏氏组织铁素体的尺寸随等温时间的延长而增大；u魏氏组织铁素体形成时，

41、也会产生表面浮凸现象；u魏氏组织铁素体是沿奥氏体中一定的晶面析出的，惯习面为（111），并于奥氏体之间存在K-S位向关系。u魏氏组织的形成有一个上限温度Ws点。在这个温度以上，魏氏组织不能形成。奥氏体晶粒越细， Ws点越低。u奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织。u当钢的碳含量超过0.6%时，魏氏组织铁素体较难形成。u在连续冷却时，魏氏组织只在一定冷却速度下才能形成，过慢或过快的冷却速度都会抑制它的产生。u钢中加入Mn，会促进魏氏组织铁素体的形成，而加入Mo；Cr；Si等阻碍魏氏组织的形成。3. 魏氏组织的力学性能力学性能u强度降低u塑性和冲击韧性显著降低u韧脆转变温度升高抗拉强度（MPa）屈

42、服强度（MPa）伸长率（%）断面收缩率（%）冲击韧性（J.cm-2）严重魏氏严重魏氏组织组织5243379.517.512.74晶粒细化晶粒细化66944226.151.551.94表表1 魏氏组织对魏氏组织对45钢力学性能的影响钢力学性能的影响u珠光体的强度，硬度高于铁素体，而低于贝氏体，渗碳体和马氏体；u塑性和韧性则高于贝氏体，渗碳体和马氏体；3.5 珠光体的力学性能珠光体的力学性能化学成分化学成分热处理工艺热处理工艺力学性能力学性能1.片状珠光体的力学性能硬度：160280HBW抗拉强度：784882MPa伸长率：20%25%钢中珠光体的力学性能，主要决定于钢的钢中珠光体的力学性能，主要

43、决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。化学成分和热处理后所获得的组织形态。片状珠光体的力学性能与珠光体的片间距，珠片状珠光体的力学性能与珠光体的片间距，珠光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸有关。尺寸有关。随珠光体团直径及片间距的减小，珠光体的随珠光体团直径及片间距的减小，珠光体的强度，硬度及塑性将升高。强度，硬度及塑性将升高。共析成分的片状珠光体的力学性能主要取决于共析成分的片状珠光体的力学性能主要取决于奥氏体化温度以及珠光体形成温度。奥氏体化温度以及珠光体形成温度。强度和硬度随片层间距减小而增大的原因：位错强度和硬度随片层间距减小而增

44、大的原因：位错 塞积和运动塞积和运动塑性塑性冲击韧性：极小值冲击韧性：极小值2. 粒状珠光体的性能粒状珠光体的性能 成分相同时，比片状珠光体强度硬度稍低，但塑成分相同时，比片状珠光体强度硬度稍低，但塑性较好；性较好；疲劳强度比片状珠光体高；疲劳强度比片状珠光体高；可切削性，冷挤压时成形性好，加热淬火时变形，可切削性，冷挤压时成形性好，加热淬火时变形，开裂倾向小；开裂倾向小；其性能还取决于碳化物颗粒的大小，形态与分布。其性能还取决于碳化物颗粒的大小，形态与分布。3. 铁素体+珠光体的力学性能u固溶强化元素的含量（C；Mn；Si；N）u显微组织中铁素体和珠光体的相对量u铁素体晶粒的直径u珠光体的片

45、层间距（1）强度，硬度 （2）塑性（3）冲击韧性4. 形变珠光体的力学性能派登脱处理 ： 高碳钢或中碳钢高碳钢或中碳钢Ar1以下的铅浴中等温以下的铅浴中等温奥氏体化奥氏体化获得索氏体获得索氏体进行深度冷拔进行深度冷拔优异的强韧性配合优异的强韧性配合索氏体具有良好的冷拔性能的原因：索氏体具有良好的冷拔性能的原因：片层间距小，使位错沿最短途径滑移的可能性增加；片层间距小，使位错沿最短途径滑移的可能性增加；渗碳体片很薄，在进行较强塑性变形时它能够产生弹渗碳体片很薄，在进行较强塑性变形时它能够产生弹 性弯曲和塑性变形。性弯曲和塑性变形。深度冷变形可使索氏体产生显著强化的原因深度冷变形可使索氏体产生显著

46、强化的原因铁素体内的位错密度大大增加；铁素体内的位错密度大大增加；铁素体的亚晶粒明显细化，点阵畸变明显增大；铁素体的亚晶粒明显细化，点阵畸变明显增大；渗碳体部分溶解脆化，使铁素体含碳量过饱和，渗碳体部分溶解脆化，使铁素体含碳量过饱和， 产生更大的固溶强化。产生更大的固溶强化。冷变形越大，铁素体内的位错密度增加的幅度也冷变形越大，铁素体内的位错密度增加的幅度也越大，亚晶粒细化越明显，铁素体含碳量过饱和越大，亚晶粒细化越明显，铁素体含碳量过饱和度越大，强化效果越明显。度越大，强化效果越明显。3.6 钢中碳化物的相间沉淀钢中碳化物的相间沉淀1.定义：定义：含有强碳（氮）化物形成元素的过冷奥氏体，含有

47、强碳（氮）化物形成元素的过冷奥氏体，在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）化物的析出，称为相间析出，又称相间沉淀。化物的析出，称为相间析出，又称相间沉淀。 2. 相间沉淀的条件：相间沉淀的条件： 含碳量低并有强碳化物形成元素（含碳量低并有强碳化物形成元素（Mo；Nb；V；Ti） 碳及合金元素均溶于奥氏体中碳及合金元素均溶于奥氏体中 奥氏体化温度适宜奥氏体化温度适宜 在一定温度范围内（在一定温度范围内（800500） 冷却速度适中冷却速度适中3. 相间沉淀产物的形态与性能u相间沉淀的组织特征：铁素体中有呈带状分布的粒状珠光体u相间沉淀产物

48、的性能主要取决于细晶强化；沉淀强化和固溶强化，并以沉淀强化和细晶强化为主。作业作业1. 名词解释：珠光体；珠光体团；魏氏组织；先共析转变；组织遗传2. 试述在实际生产中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传？3. 以共析钢为例，试述片状珠光体的转变机制，并用铁碳相图说明片状珠光体形成时碳的扩散行为（要求绘图）。4. 影响珠光体转变的动力学因素有哪些？5. 珠光体片层间距大小与哪些因素有关？对机械性能有何影响？6. 先共析铁素体析出的形态有几种？先共析渗碳体析出的形态有几种？对机械性能有何影响？7. 何谓相间沉淀？相间沉淀的条件是什么？相间沉淀钢的强度由哪几种基本强化机制提供？其中哪些强化机制贡献最大？马马

49、氏氏体体：碳碳在在-Fe 中中的的过过饱饱和和间间隙隙固固溶溶体体，具具有体心正方点阵结构。有体心正方点阵结构。n 成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。n 碳碳原原子子位位于于-Fe的的bcc扁扁八八面面体体间间隙隙中中心心，即即点阵各棱边中央和面心位置。点阵各棱边中央和面心位置。n 体心正方点阵体心正方点阵 bct - 马氏体。马氏体。第四章 马氏体相变4.1 马氏体的晶体结构马氏体的晶体结构一、定义一、定义图图4-1 奥氏体的正八面体间隙奥氏体的正八面体间隙 a) 马氏体的扁八面体间隙马氏体的扁八面体间隙 b) 扁八面体扁八面体：u 长轴为长轴为 ，短轴

50、为，短轴为c u-Fe点点阵阵中的中的这这个扁八面体个扁八面体间间隙在短隙在短轴轴方向上的方向上的半径半径仅为仅为0.19埃，而碳原子有效半径埃，而碳原子有效半径为为0.77埃，埃，因此，在平衡状因此，在平衡状态态下，碳在下，碳在-Fe中的溶解度极小中的溶解度极小（0.006%）。）。u一般一般钢钢中中马马氏体的碳含量氏体的碳含量远远远远超超过这过这个数个数值值，所，所以会引起点以会引起点阵发阵发生生严严重畸重畸变变。u短短轴轴方向的方向的铁铁原子原子间间距伸距伸长长36%，而在另外两个，而在另外两个方向方向则则收收缩缩4%，使体心立方，使体心立方变变成体心正方点成体心正方点阵阵。 二、 马氏

51、体点阵常数和碳含量的关系c、a、及、及 正方度正方度 c/a 与钢中碳含量成线性关系：与钢中碳含量成线性关系： c = a0 + P a = a0 - P （4-1） c/a = 1 + P 其中：其中： a0 = 2.861 （-Fe点点阵阵常数）常数） 、 为为常数常数 P - 马马氏体的含碳量（氏体的含碳量（wt%）图图4-2 点阵常数与碳含量的关系点阵常数与碳含量的关系 c/a = 1 + 0.046 P （4-2）n 碳原子在马氏体点阵中的分布：碳原子在马氏体点阵中的分布：碳碳原原子子发发生生有有序序分分布布，80%优优先先占占据据c轴轴方方向向的的八八面面体体间间隙隙位位置置，20

52、%占占据据其其它它两两个个方方向向的的八八面面体体间间隙隙位位置置，此此时时出出现现（4-2）式式的的正正方度。方度。三、马氏体的正方度n 定义：定义：c/a 值低于或高于（值低于或高于（4-2）式的正方度。）式的正方度。n 原因：原因：主要由于碳原子在主要由于碳原子在 x，y，z 三个方向三个方向的分布发生了改变。的分布发生了改变。四、新生马氏体的异常正方度图图4-3 马氏体形成时引起的表面倾动马氏体形成时引起的表面倾动 表面浮凸现象表面浮凸现象倾动面倾动面（1）切变共格和表面浮凸现象4.2 马氏体相变的主要特征（2）马氏体相变的无扩散性）马氏体相变的无扩散性n 钢钢中中马马氏氏体体相相变变

53、时时无无成成分分变变化化，仅仅发发生生点点阵改组。阵改组。n 可可以以在在很很低低的的温温度度范范围围内内进进行行，并并且且相相变变速度极快。速度极快。n 原原子子以以切切变变方方式式移移动动，相相邻邻原原子子的的相相对对位位移不超过原子间距，近邻关系不变。移不超过原子间距，近邻关系不变。n 马马氏氏体体往往往往在在母母相相的的一一定定晶晶面面上上开开始始形形成成，这这一一定定的的晶晶面面即即称称为为惯惯习习面面。马马氏氏体体和和母母相相的的相相界界面面，中脊面都可能成为惯习面。中脊面都可能成为惯习面。n 钢钢中中：0.5%C，惯惯习习面面为为111，0.51.4%C，为为225，1.51.8

54、%C，为，为259。n 直直线线划划痕痕在在倾倾动动面面处处改改变变方方向向，但但仍仍保保持持连连续续，且且不不发发生生扭扭曲曲。说说明明马马氏氏体体与与母母相相保保持持切切变变共共格格，惯惯习习面面未未经经宏宏观观可可测测的的应应变变和和转转动动，即即惯惯习习面面为为不不变平面变平面。（3）具有特定的位向关系和惯习面）具有特定的位向关系和惯习面n 倾动面一直保持为平面。倾动面一直保持为平面。n 发发生生马马氏氏体体相相变变时时，虽虽发发生生了了变变形形，但但原原来来母母相相中中的的任任一一直直线线仍仍为为直直线线，任任一一平平面面仍仍为为平平面面，这这种变形即为均匀切变。种变形即为均匀切变。

55、n 造造成成均均匀匀切切变变且且惯惯习习面面为为不不变变平平面面的的应应变变即即为为不不变平面应变。变平面应变。不变平面不变平面图图4-5 三种不变平面应变三种不变平面应变 a）膨胀）膨胀 b）孪生时的切变）孪生时的切变 c）马氏体相变时）马氏体相变时-切变切变 + 膨胀膨胀n 相变以共格切变方式进行。相变以共格切变方式进行。 K-S 关系：关系： 111110M ; M n由由于于3个个奥奥氏氏体体方方向向上上(每每个个方方向向上上有有2种种马马氏氏体体取取向向)可可能能有有6种种不不同同的的马马氏氏体体取取向向,而而奥奥氏氏体体的的 111 晶晶面面族族中中又又有有4种种晶晶面面，从而马氏

56、体共有从而马氏体共有24种取向种取向（变体）。（变体）。u马氏体和奥氏体具有一定的位向关系 111110M ; M n 按按西西山山关关系系，在在每每个个111面面上上，马马氏氏体体可可能能有有3种种取取向向，故故马马氏氏体体共共有有12种种取取 向向（变体）。（变体）。 西山关系： G-T关系：关系： 和和 K-S关系略有偏差关系略有偏差 111110M 差差10 M 差差20 K-S关系和西山关系的比较：关系和西山关系的比较： 晶面关系相同，只是晶面内的方向相差晶面关系相同，只是晶面内的方向相差 5016。图图4-10 转变量转变量-时间关系时间关系 （4）马氏体相变是在一个温度范围内完成

57、的MS-马氏体相变开始点。马氏体相变开始点。Mf -马氏体相变终了点。马氏体相变终了点。n MS 点点以以下下，无无需需孕孕育育，转转变变立立即即开开始始，且且以以极极大大速速度度进进行行，但但很很快快停停止止，不不能能进进行行到到终终了了，需需进进一一步降温。步降温。图图4-11 转变量转变量-温度关系温度关系n 在在Mf点点以以下下，虽虽然然 转转 变变 量量 未未 达达 到到100%，但但转转变变已已不不能进行。能进行。n 如如Mf点点低低于于室室温温，则则淬淬火火到到室室温温将将保保留留相相当当数数量量的的未未转转变变奥奥氏氏体体，称称为为残残余奥氏体。余奥氏体。n A M Ms ,

58、Mf ; As , Af ; As Ms n 钢中中马氏氏体体加加热时，容容易易发生生回回火火分分解解， 从从马氏体中析出碳化物。氏体中析出碳化物。n Fe-0.8%C钢以以5000/S快快速速加加热，抑抑制制回回火火转变，则在在590600发生逆生逆转变。（5）马氏体相变的可逆性（6）马氏体的亚结构）马氏体的亚结构 定义定义：马氏体组织内出现的组织结构称为马氏体组织内出现的组织结构称为 马氏体的亚结构。马氏体的亚结构。u低碳马氏体：位错低碳马氏体：位错u高碳马氏体：孪晶高碳马氏体：孪晶u有色金属：孪晶或层错有色金属：孪晶或层错马氏体转变区别于其他转变的最基本的特点：马氏体转变区别于其他转变的

59、最基本的特点：转变以切变共格方式进行；转变以切变共格方式进行；转变的无扩散性。转变的无扩散性。4.3.1 板条马氏体板条马氏体n 在在低低中中碳碳钢钢、马马氏氏体体时时效效钢钢、不不锈锈钢钢、Fe-Ni合合金金中中出出现现，形形成成温温度度较高。较高。n 特特征征：每每个个单单元元的的形形状状为为窄窄而而细细长长的的板板条条，并并且且许许多多板板条条总总是是成成群群地相互平行地聚集一起。地相互平行地聚集一起。图图4-12 板条马氏体示意图板条马氏体示意图4.3 马氏体的组织形态及其亚结构n 许许多多相相互互平平行行的的板板条条组组成成一一个个板板条条束束，它它们们具具有有相同的惯习面。相同的惯

60、习面。n 板板条条马马氏氏体体的的惯惯习习面面为为111，位位向向关关系系为为K-S关系。关系。n 每每个个惯惯习习面面上上可可能能有有六六种种不不同同的的取取向向，板板条条束束内内具具有有相相同同取取向向的的小小块块称称为为板板条条块块，常常常常呈呈现现为为黑黑白白相间的块。相间的块。n 板板条条马马氏氏体体的的亚亚结结构构为为高高密密度度位位错错，所所以以板板条条马马氏体也称为位错马氏体氏体也称为位错马氏体 。 n 不不呈呈孪孪晶晶关关系系的的板板条条间间存存在在一一层层残残余余奥奥氏氏体体簿簿膜膜，这这种种微微量量的的残残余余奥奥氏氏体体对对板板条条马马氏氏体体的的韧韧性性贡贡献献很很大

61、。大。 n 呈呈孪孪晶晶关关系系的的板板条条间间就就不不存存在在这这种种残残余余奥奥氏氏体体薄薄膜。膜。特点：u宽度为0.10.2微米，长度为10微米u平行具有一定方向排列u位错密度为0.30.9 cm-2u满足k-s关系图图4-14 片状马氏体示意图片状马氏体示意图225或或 259n 在在中中、高高碳碳钢钢，高高镍镍的的Fe-Ni合合金金中中出出现现，形形成成温温度较低。度较低。4.3.2 片状马氏体n 先先形形成成的的第第一一片片马马氏氏体体横横贯贯整整个个奥奥氏氏体体晶晶粒粒，使使后后形形成成的的马马氏氏体体片片的的大大小小受受到到限限制制。后后形形成成的的马马氏氏体体片片，则则在在奥

62、奥氏氏体体晶晶粒粒内内进进一一步步分分割割奥奥氏氏体体晶晶粒粒，所以后形成的马氏体片越来越短小。所以后形成的马氏体片越来越短小。n 片片状状马马氏氏体体的的立立体体外外形形呈呈双双凸凸透透镜镜状状，多多数数马马氏氏体体片片的的中中间间有有一一条条中中脊脊面面，相相邻邻马马氏氏体体片片互互不不平平行行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。n 惯惯习习面面：随随形形成成温温度度的的下下降降，由由225变变为为259，位向关系由，位向关系由K-S关系变为西山关系。关系变为西山关系。n 亚亚结结构构为为细细小小孪孪晶晶，一一般般集集中中在在中中脊脊面面附附近

63、近，片片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大。的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大。n 马马氏氏体体片片互互成成交交角角，后后形形成成的的马马氏氏体体片片对对先先形形成成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹。的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹。特点：特点：u片与片之间不平行片与片之间不平行u存在中脊（高密度孪晶相变区）存在中脊（高密度孪晶相变区）u与母相保持与母相保持k-s关系关系 u孪晶厚度为孪晶厚度为50埃左右埃左右4.3.3其他形状的马氏体 蝶状马氏体薄片状马氏体马氏体（1）化学成分和形成温度的影响）化学成分和形成温度的影响n Ms点高点高 - 形成板条马氏体。形成板条

64、马氏体。 Ms点低点低 - 形成片状马氏体。形成片状马氏体。n C% Ms 板条板条M 板条板条M+片状片状M 片状片状M 位错位错M 孪晶孪晶M4.3.3 影响马氏体形态及其亚结构的因素随碳含量增加及温度降低，马氏体形态由板条状向片状转化。随碳含量增加及温度降低，马氏体形态由板条状向片状转化。合金元素：合金元素：u缩小相区的元素均促使得到板条马氏体u扩大相区的元素均促使得到片状马氏体（2）奥氏体屈服强度的影响在在Ms点时，奥氏体的屈服强度点时，奥氏体的屈服强度小于小于206MPa； 就形成惯习面为就形成惯习面为（111）的的板条板条马氏体或氏体或（225）的的片片状状马氏体氏体屈服强度屈服强

65、度大于大于206MPa时，则形成惯习面时，则形成惯习面 为为（259）的的片片状马氏体状马氏体亚结构亚结构 （111）-位错位错 （225）-位错位错+孪晶孪晶 （259）-单一孪晶单一孪晶n 随随着着形形成成温温度度的的下下降降，孪孪生生的的临临界界分分切切应应力力较较低低，变变形形方方式式逐逐渐渐过过渡渡为为以以孪孪生生进进行行，形形成成亚亚结结构构为为孪孪晶晶的的片片状马氏体状马氏体。n 若若奥奥氏氏体体的的S低低于于206MPa，应应力力在在奥奥氏氏体体中中以以滑滑移移方方式式松松弛弛。由由于于形形成成的的马马氏氏体体强强度度较较高高，应应力力在在马马氏氏体体中中只只能能以以孪孪生生方

66、方式式松松弛弛，则则形形成成惯惯习习面面为为 (225)的的片片状状马氏体马氏体。n 若若奥奥氏氏体体的的S超超过过206MPa，相相变变应应力力在在两两相相中中均均以以孪生方式松弛，则形成孪生方式松弛，则形成惯习面为惯习面为 (259)的片状马氏体的片状马氏体。 （3）奥氏体的层错能 层错能越低，越易于形成位错马氏体。 层错能越高，越易于形成孪晶马氏体。n C% 0.3%的的 低低 碳碳 钢钢 、 低低 碳碳 低低 合合 金金 钢钢，如如20#、15MnVB钢钢等等，组组织织为为板板条条马马氏氏体体，具具有有高高强强度度、高高韧韧性性、低的冷脆转化温度。低的冷脆转化温度。4.3.4 工业用钢

67、淬火马氏体的金相形态（1）低碳钢中的马氏体）低碳钢中的马氏体n 如如45#、40Cr 钢钢等等，淬淬火火后后为为板板条条马马氏体氏体+片状马氏体的混合组织。片状马氏体的混合组织。n 由由于于通通常常选选用用较较低低的的奥奥氏氏体体化化温温度度，淬淬火火后后获获得得的的组组织织极极细细，光光学学显显微微镜镜较较难分辨。难分辨。（2）中碳结构钢中的马氏体n 如如 T8、T12钢，为片状马氏体。钢，为片状马氏体。n 通通常常采采用用不不完完全全加加热热淬淬火火（在在Ac1稍稍上上加加热热，保保留留一一定定量量未未溶溶渗渗碳碳体体颗颗粒粒），获获得得隐晶马氏体隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。渗碳体颗

68、粒的混合组织。n 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨。隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨。（3）高碳工具钢中的马氏体n T0为为相相同同成成分分的的马马氏氏体体和和奥奥氏氏体体两两相相热热力学平衡温度，此时力学平衡温度，此时 G = 0G 称称为为马马氏氏体体相相变驱动力。变驱动力。图图4-16 自由能自由能-温度关系温度关系4.4 马氏体相变热力学4.4.1 相变驱动力相变驱动力图图4-17 无扩散相变无扩散相变 的的T0温度温度n 相相变变化化学学驱驱动动力力用用来来提提供供切切变变能能量量、亚亚结结构构储储存存能能、膨膨胀胀应应变变能能、共共格格应应变变能能、界界面面能能等等，所所以以要

69、要有有足足够够大大的的相相变变驱动力。驱动力。一、一、定义定义 Ms点为奥氏体和马氏体两相自由能之点为奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力（临界驱动差达到相变所需的最小驱动力（临界驱动力）时的温度。力）时的温度。二、二、 Ms点在生产实践中的重要意义点在生产实践中的重要意义uMs点决定淬火马氏体的亚结构和性能点决定淬火马氏体的亚结构和性能uMs点是分级淬火的分级温度和水油淬火的点是分级淬火的分级温度和水油淬火的转油温度选择依据转油温度选择依据4.4.2 Ms 点及其影响因素点及其影响因素uMs点还决定着淬火后得到的残余奥氏体量点还决定着淬火后得到的残余奥氏体量多少，而控制一定量

70、的残余奥氏体则可以多少，而控制一定量的残余奥氏体则可以达到减小变形开裂，稳定尺寸及提高产品达到减小变形开裂，稳定尺寸及提高产品质量等目的。质量等目的。板条马氏体与片状马氏体的比较板条马氏体与片状马氏体的比较特征板条马氏体片状马氏体惯习面（111）（225）（259）位向关系K-S关系K-S关系西山关系形成温度Ms350Ms200100Ms100合金成分（%C）0.311.41.12组织形态1. 板条自晶界向晶内平行排列成群2. 板条宽0.10.2微米，长约10微米3.一个奥氏体晶粒内包含几个板条群1.凸透镜片状中间稍厚2.初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小3.片间交角较大，互相撞击

71、，容易形成显微裂纹4. 片的中央有脊特征板条马氏体片状马氏体亚结构1. 位错2. 位错密度随碳含量升高而增大3. 有时亦可见到少量的细小孪晶1. 孪晶 ： 宽度约为50埃，以中脊为中心组成相变孪晶区2. 随Ms点降低，相变孪晶区增大3. 片的边缘部分为复杂的位错组列形成过程1. 降温成核，新的马氏体板条只在冷却过程中产生2. 长大速度较低，一个板条体大约在10-4s内形成3.无爆发性转变1. 降温成核，新的马氏体片只在冷却过程中产生2. 长大速度较快，一个片体大约在10-7s内形成3. 当Ms0时，在（259）上析出时有爆发性转变。 碳含量碳含量C% Ms ，Mf 0.4%0.6%图图4-18

72、 Ms 与碳含量关系与碳含量关系A3无扩散无扩散转变转变（1）奥氏体的化学成分）奥氏体的化学成分三、影响三、影响Ms点的因素点的因素 合金元素合金元素 除除 Co、Al外，其它合金元素均降低外，其它合金元素均降低Ms 点。点。 解释：解释：n 碳碳或或者者合合金金元元素素降降低低A3点点，降降低低奥奥氏氏体体的的自自由由能能并并提提高高马马氏氏体体（过过饱饱和和铁铁素素体体）的的自自由由能能，也也降降低了低了T0 温度，从而降低温度，从而降低Ms 点。点。n碳碳或或者者合合金金元元素素固固溶溶强强化化了了奥奥氏氏体体，s ，使使切切变所需能量增高，所需能量增高，Ms 。 奥氏体晶粒细化奥氏体晶

73、粒细化 Ms 晶粒细化晶粒细化 s 切切变阻力阻力 Ms （2）奥氏体的晶粒大小和强度奥氏体的晶粒大小和强度（3）冷却速度冷却速度当冷却速度达到一定数值时，提高当冷却速度达到一定数值时，提高Ms点。点。一般工业用淬火介质的冷却速度对一般工业用淬火介质的冷却速度对Ms点点基本没有影响。基本没有影响。（4）应力和塑性形变）应力和塑性形变单向拉伸提高Ms点单项压缩提高Ms点三向压缩降低Ms点n 在在Ms点点以以上上一一定定温温度度范范围围内内，因因塑塑性性变变形而诱发马氏体转变称为形变诱发马氏体。形而诱发马氏体转变称为形变诱发马氏体。n 塑塑性性变变形形能能促促生生马马氏氏体体的的最最高高温温度度称

74、称为为Md 点点，高高于于此此温温度度的的塑塑性性变变形形将将不不会会产产生应变诱发马氏体。生应变诱发马氏体。4.4.3 形变诱发马氏体n 在在MsMd之之间间对对奥奥氏氏体体进进行行塑塑性性变变形形，为为向向马马氏氏体体转转变变提提供供了了机机械械驱驱动动力力，从从而而使使相相变变可可以以在在较较高高的的温温度度发发生生，即即相相当当于于升高了升高了Ms温度。温度。n 在在MsMd温温度度范范围围的的塑塑性性变变形形度度越越大大，由由形形变变诱诱发发的的马马氏氏体体量量越越大大。但但对对未未转转变变的的奥奥氏氏体体，在在随随后后的的冷冷却却过过程程中中，马马氏氏体体相变却受到了抑制（发生了机

75、械稳定化）。相变却受到了抑制（发生了机械稳定化）。n 在在奥奥氏氏体体冷冷却却过过程程中中，对对奥奥氏氏体体进进行行塑塑性性变变形形，当当形形变变量量足足够够大大时时，将将抑抑制制随随后后冷冷却却时时的的马马氏氏体体转转变变，Ms点点降降低低，残残余余奥奥氏氏体体量量增增多多，这种现象称为这种现象称为奥氏体的机械稳定化奥氏体的机械稳定化。n 少少量量塑塑性性变变形形对对马马氏氏体体转转变变有有促促进进作作用用，而而超超过过一一定定量量的的塑塑性性变变形形将将对对马马氏氏体体转转变变产产生生抑抑制作用。制作用。4.4.4 奥氏体的机械稳定化存在区间：存在区间：Md点以上；点以上；Md和和Ms之间

76、以及之间以及Ms以下以下n 当当变变形形量量小小时时，增增加加了了奥奥氏氏体体中中有有利利于于马氏体形核的晶体缺陷。马氏体形核的晶体缺陷。n 当当变变形形度度较较大大时时，在在奥奥氏氏体体中中形形成成大大量量亚亚晶晶界界和和高高密密度度位位错错区区，奥奥氏氏体体产产生生加加工工硬硬化化，屈屈服服强强度度提提高高，阻阻碍碍切切变变过过程程，从从而使奥氏体稳定化。而使奥氏体稳定化。原因：区分以下几个点的区分以下几个点的含义含义：Ms：马氏体转变开始点Mf：马氏体转变终了点Md：可获得形变马氏体的最高温度：可获得形变马氏体的最高温度Ad：可获得形变奥氏体的最低温度：可获得形变奥氏体的最低温度As：马

77、氏体转变为奥氏体的开始点Af：马氏体转变为奥氏体的终了点：马氏体转变为奥氏体的终了点4.4.5 Fe-C合金片状马氏体显微裂纹的形成合金片状马氏体显微裂纹的形成1. 形成原因形成原因过去认为：由于马氏体相变时比容增大而引起过去认为：由于马氏体相变时比容增大而引起的显微应力增大而形成的。的显微应力增大而形成的。近年来金相分析表面：片状马氏体形成时的近年来金相分析表面：片状马氏体形成时的互相碰撞所致。互相碰撞所致。2. 形成显微裂纹的敏感度Sv 定义：单位马氏体体积中出现的显微裂 纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度。影响因素：碳含量碳含量；奥氏体晶粒大小；淬火奥氏体晶粒大小；淬火冷却温度和马

78、氏体转变量。其中冷却温度和马氏体转变量。其中奥氏体晶奥氏体晶粒大小粒大小具有非常重要的影响。具有非常重要的影响。晶粒尺寸：奥氏体晶粒越大，初期形成的奥氏体晶粒越大，初期形成的马氏体片越大，产生的内应力越高，被其马氏体片越大，产生的内应力越高，被其他马氏体撞击的机会也越多，显微裂纹就他马氏体撞击的机会也越多，显微裂纹就越多。越多。奥氏体晶粒相同时奥氏体晶粒相同时，碳含量越高碳含量越高，奥氏体奥氏体与马氏体的比体积差越大，与马氏体的比体积差越大，Sv就越大。就越大。淬火冷却温度淬火冷却温度越低，马氏体形成量越多，越低，马氏体形成量越多，Sv越大，但在马氏体转变分数超过越大，但在马氏体转变分数超过2

79、7%后，后，Sv不再增加。不再增加。原因后期形成的马氏体片小，原因后期形成的马氏体片小，不易形成显微裂纹。不易形成显微裂纹。回火：在实际生产中，可通过改变钢的成分、采用在实际生产中，可通过改变钢的成分、采用较低的淬火加热温度或缩短加热保温时间、较低的淬火加热温度或缩短加热保温时间、等温淬火或淬火后及时回火等，来降低或避免等温淬火或淬火后及时回火等，来降低或避免高碳马氏体中显微裂纹的产生。高碳马氏体中显微裂纹的产生。200600如果在淬火过程中已经产生了显微裂纹，则可如果在淬火过程中已经产生了显微裂纹，则可采取采取及时回火及时回火使部分显微裂纹通过弥合而消失。使部分显微裂纹通过弥合而消失。u高碳

80、钢过热淬火容易开裂，是因为奥氏体晶粒粗大和马氏体碳含量过高而引起显微裂纹敏感度增大的缘故。u生产中趋于采用较低的加热温度和较短的保温时间，以减少马氏体的碳含量，并获得细小的晶粒。u通常过共析钢采用不完全淬火获得隐晶马氏体，不易产生显微裂纹，使其具有良好的综合力学性能。结论结论隐晶马氏体：隐晶马氏体： 片状马氏体的最大尺寸取决于原奥氏体晶片状马氏体的最大尺寸取决于原奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越大，当最大尺寸的马氏体小到光学显微镜大，当最大尺寸的马氏体小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体。无法分辨时，便称为隐晶马氏体。4.5.1 马氏体的形

81、成马氏体的形成n 马氏体相变也是通过形核与长大进行。马氏体相变也是通过形核与长大进行。n 变变温温时时，在在Ms点点以以下下，无无孕孕育育期期，瞬瞬时时形核，瞬时长大，转变速度极快。形核，瞬时长大，转变速度极快。n 马氏体量随温度下降而增加。马氏体量随温度下降而增加。 4.5 马氏体相变动力学1. 变温转变变温转变n 降降温温时时，马马氏氏体体量量的的增增加加是是靠靠新新马马氏氏体体的的不不断断产产生生，而而不不是是靠靠先先形形成成马马氏体的长大。氏体的长大。2. 等温转变等温转变 （1）AR40%时在原马氏体上长大，时在原马氏体上长大， AR50%时则重新形核长大时则重新形核长大（2）等温转

82、变不能进行到底）等温转变不能进行到底（3）有孕育期）有孕育期（4）通过热激活形核）通过热激活形核3. 爆发式转变爆发式转变（1）转变速度极快）转变速度极快（2）转变过程中伴有响声，并释放大量相变）转变过程中伴有响声，并释放大量相变潜热。潜热。（3）具有较多的惯习面）具有较多的惯习面4. 表面马氏体转变 表面马氏体表面马氏体：在大尺寸块钢表面，往往在在大尺寸块钢表面，往往在Ms点以上就能形成马氏体，其形态、长大点以上就能形成马氏体，其形态、长大速率和晶体学特征等都和整块试样在速率和晶体学特征等都和整块试样在Ms以以下形成的马氏体不同，这种马氏体称为表下形成的马氏体不同，这种马氏体称为表面马氏体。

83、面马氏体。（1）等温条件下形成（2）需要孕育期，但长大速度极慢原因？原因？n 马马氏氏体体转转变变通通常常不不能能进进行行到到底底，有有一一部部分分未未转转变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。 AR - retained austeniten 通通常常淬淬火火只只淬淬到到室室温温为为止止，高高于于很很多多钢钢的的Mf 点，冷却不充分，形成点，冷却不充分，形成AR 。4.5.2 残余奥氏体n 为为了了减减少少淬淬火火至至室室温温后后钢钢中中的的AR量量，可可将将其其继继续续冷冷却却至至零零下下（Mf 点点以以下下）进进行行处处理理，称称为为冷冷处处理。理。n

84、凡是降低凡是降低Ms 点的因素均提高点的因素均提高AR 量。量。n AR量量和和Ms 点点一一样样，主主要要取取决决于于奥奥氏氏体体的的化化学学成分：成分： C% Ms AR 合金元素合金元素 Ms AR 因本身较软，会降低淬火钢的硬度；因本身较软，会降低淬火钢的硬度； 不稳定，易使零件产生变形开裂；不稳定，易使零件产生变形开裂；可提高某些钢的韧性和塑性。可提高某些钢的韧性和塑性。n 残余奥氏体的作用：4.5.3 奥氏体的热稳定化n定定义义：奥奥氏氏体体由由于于内内部部结结构构在在外外界界条条件件下下发发生生了了某某种种变变化化，使使其其转转变变为为马马氏氏体体能能力力减减低低的的现现象象，称

85、称为为奥奥氏氏体体的的稳稳定定化化。表表现现为为点点降降低低、AR 量量增多。增多。n有两大类：有两大类：热稳定化热稳定化 机械稳定化机械稳定化-塑性变形引起塑性变形引起n 淬淬火火时时因因缓缓慢慢冷冷却却或或在在冷冷却却过过程程中中停停留留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。图图4-21 奥氏体热稳定化现象示意图奥氏体热稳定化现象示意图 在在Ms 点以下等温停留点以下等温停留n 将将引引起起点点降降低低以及以及 AR 量增多。量增多。等温停留 奥奥氏氏体体的的热热稳稳定定化化是是由由于于在在适适当当温温度度停停留留过过程程中中，奥奥氏氏体体中中的的碳碳、氮

86、氮原原子子与与位位错错发发生生交交互互作作用用形形成成柯柯垂垂尔尔气气团团，从从而而强强化化了了奥奥氏氏体体，使使马马氏氏体体相相变变的的阻阻力力增增大大所致。所致。 奥氏体热稳定化的本质：u影响热稳定化的因素影响热稳定化的因素 （1）已转变马氏体量的多少已转变马氏体量的多少。已转变马氏体量越多，等温停留时所产生的热稳定化程度越大。（2）等温停留时间等温停留时间。在一定的等温温度下，停留的时间越长，则达到的奥氏体稳定化程度越高。（3）化学成分化学成分。以C、N最为重要。钢中碳含量增高可使热稳定化程度增大。（4）原子的热运动原子的热运动。C、N原子在适当的温度下向点阵缺陷偏聚（C、N原子钉扎位错

87、），因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。1. 定义：定义：若将已经热稳定化的奥氏体加热到一定若将已经热稳定化的奥氏体加热到一定温度以上，由于热运动加剧，柯垂尔气团中的原温度以上，由于热运动加剧，柯垂尔气团中的原子将会脱离位错使柯垂尔气团消失，从而使热稳子将会脱离位错使柯垂尔气团消失，从而使热稳定化作用降低或消失，这种现象叫反稳定化现象。定化作用降低或消失，这种现象叫反稳定化现象。2. 出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而异。异。3. 高速钢高速钢中出现反稳定化的温度约为中出现反稳定化的温度约为500550，利用高速钢的反稳定化，通过

88、多次利用高速钢的反稳定化，通过多次550 回火可回火可以降低残余奥氏体含量，提高回火后硬度。以降低残余奥氏体含量，提高回火后硬度。4.5.4 奥氏体的反稳定化奥氏体的反稳定化4. 在热处理实践中，利用奥氏体的热稳定化在热处理实践中，利用奥氏体的热稳定化可以协调淬火后工件变形和硬度之间的矛可以协调淬火后工件变形和硬度之间的矛盾，具有重要意义。盾，具有重要意义。560,1h560,1h560,1h冷校直260,3h600,12min.1280,10min.温温度度时间时间高速钢高速钢W18Cr4V热处理工艺曲线热处理工艺曲线反稳定化的应用反稳定化的应用4.6.1 K-S 均匀切变模型均匀切变模型4

89、.6 马氏体相变晶体学模型n 三个步骤：三个步骤： 第第一一次次较较大大量量的的均均匀匀切切变变 (主主切切变变)： 第二次小量切变：第二次小量切变： 晶格调整：晶格调整：图图4-22 K-S 切变模型切变模型图图4-23 马氏体与奥氏体的共格关系及其破坏马氏体与奥氏体的共格关系及其破坏n 随随马马氏氏体体长长大大，靠靠近近界界面面的的奥奥氏氏体体弹弹性性切切应应变变也也愈愈来来愈愈大大，当当应应力力值值超超过过奥奥氏氏体体的的屈屈服服极极限限时时，将将发发生生塑塑性性变变形形，界界面面共共格格联联系系被被破破坏坏。这这时时的的马马氏氏体体要要通通过扩散才能继续长大，实际上马氏体已停止长大。过

90、扩散才能继续长大，实际上马氏体已停止长大。n G-T 模型为两次切变模型：模型为两次切变模型： 第一次切变第一次切变 为为宏宏观观均均匀匀切切变变，发发生生宏宏观观变变形形，产产生生表表面面浮浮凸凸；并并发发生生点点阵阵改改组组，形形成成马马氏氏体体点点阵结构。阵结构。4.6.2 G-T 模型n为为微微观观不不均均匀匀切切变变，也也称称为为晶晶格格不不变变切切变变，可以是滑移，也可以是孪生。可以是滑移，也可以是孪生。n切切变变的的结结果果，无无宏宏观观变变形形，晶晶格格不不变变。同同时时，降降低低了了应应变变能能（应应力力松松弛弛），在在马马氏氏体内产生位错或孪晶亚结构。体内产生位错或孪晶亚结

91、构。 第二次切变图图4-24 晶格不变切变示意图晶格不变切变示意图n C% 硬度硬度n C 0.6%以以后后，淬淬火火钢钢硬硬度度下下降降的的原原因因主主要要是是由由于于残残余余奥奥氏氏体体量的增加。量的增加。4.7 马氏体的性能4.7.1 马氏体的强度和硬度马氏体的强度和硬度 固溶强化固溶强化 间间隙隙式式碳碳原原子子造造成成的的点点阵阵不不对对称称畸畸变变，产产生生一一个个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。 时效强化时效强化 碳碳原原子子在在马马氏氏体体晶晶体体缺缺陷陷处处（位位错错、孪孪晶晶界界）的的偏聚，以及碳化物的弥散析出。偏聚，

92、以及碳化物的弥散析出。n 马氏体的强化机制： 相变（亚结构）强化相变（亚结构）强化 亚亚结结构构强强化化，高高密密度度位位错错以以及及微微细细孪孪 晶，阻碍位错运动。晶，阻碍位错运动。 马马氏氏体体晶晶体体（原原奥奥氏氏体体晶晶粒粒）尺尺寸寸越越 细小，强度越高。细小，强度越高。n 低低碳碳位位错错型型马马氏氏体体具具有有相相当当高高的的强强度度和和良良好好的的韧韧性性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差。n 高碳孪晶型马氏体高碳孪晶型马氏体高脆性的原因：高脆性的原因： 亚亚结结构构为为细细小小孪孪晶晶，滑滑移移系系少少，位位错错不不易易开开动，容易引

93、起应力集中。动，容易引起应力集中。 容易产生显微裂纹。容易产生显微裂纹。4.7.2 马氏体的塑性与韧性1. 定义：金属及合金在相变过程中屈服强度屈服强度显著下降，塑性显著增加显著下降，塑性显著增加，这种现象称为相变塑性。2. 马氏体的相变塑性可增加伸长率增加伸长率和显著提高钢的韧性钢的韧性。3. 相变塑性在生产上的应用。如高速钢拉刀淬火时的热校直。4.7.3 马氏体的马氏体的相变塑性相变塑性 马氏体的比容远大于奥氏体马氏体的比容远大于奥氏体 钢钢在在淬淬火火时时要要发发生生体体积积膨膨胀胀，产产生生内内应应力力、 变变形、开裂。形、开裂。 马氏体具有铁磁性马氏体具有铁磁性 钢钢在在淬淬火火后后

94、，矫矫顽顽力力升升高高，导导磁磁率率下下降降。马马氏氏体的含碳量越高，矫顽力越高。体的含碳量越高，矫顽力越高。马氏体的电阻率高马氏体的电阻率高 马氏体的电阻率比奥氏体和珠光体都高。马氏体的电阻率比奥氏体和珠光体都高。4.7.4 马氏体的物理性能作业作业1. 什么是马氏体？简要回答马氏体转变的主要特征。什么是马氏体？简要回答马氏体转变的主要特征。2. 什么是马氏体显微裂纹敏感度？影响显微裂纹敏什么是马氏体显微裂纹敏感度？影响显微裂纹敏感度的因素有哪些？感度的因素有哪些？3.简要回答钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌简要回答钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征，晶体学特点和亚结构，并说明他们的性

95、能特征，晶体学特点和亚结构，并说明他们的性能差异。差异。4.简要叙述影响马氏体形态及其内部亚结构的因素。简要叙述影响马氏体形态及其内部亚结构的因素。5.什么是什么是Ms点？点？Ms点在生产实践中有何重要意义？点在生产实践中有何重要意义？影响影响Ms点的因素有哪些？点的因素有哪些？6.马氏体转变动力学有哪几种类型？各有什马氏体转变动力学有哪几种类型？各有什么特点？么特点？7.名词解释：奥氏体的稳定化、奥氏体热稳名词解释：奥氏体的稳定化、奥氏体热稳定化、奥氏体机械稳定化、相变塑性定化、奥氏体机械稳定化、相变塑性8.简要回答马氏体具有高强度和高硬度的原简要回答马氏体具有高强度和高硬度的原因。因。美国

96、冶金学家美国冶金学家Edgar C. Bain(Sept. 14, 1891 - Nov. 27, 1971) United States Steel Corporation贝氏体贝氏体 - Bainite第五章 贝氏体相变奥氏体奥氏体：austenite珠光体珠光体：pearlite马氏体：马氏体：martensite贝氏体：贝氏体：bainite铁素体：铁素体：ferrite渗碳体：渗碳体：cementite图图5-1 共析碳钢共析碳钢 C 曲线曲线Mf高温高温中温中温低温低温n 中温转变：中温转变：550MS n 下贝氏体下贝氏体-良好的综合力学性能。良好的综合力学性能。5.1 贝氏体转

97、变的基本特征1. 贝氏体转变有上、下限温度贝氏体转变有上、下限温度 在在A1以以下下，MS以以上上，有有一一转转变变的的上上限限温温度度BS点点和和下下限限温温度度Bf 点点，碳钢的碳钢的BS点约为点约为550。Bf 点可以高于点可以高于Mf，也可以低于，也可以低于Mf 贝贝氏氏体体转转变变产产物物为为相相与与碳碳化化物物的的两两相相混混合合物物，为为非非层层片片状状组组织织。相相（即即贝贝氏氏体体铁铁素素体体BF）形形态态类类似似于于马马氏氏体体而而不不同同于珠光体中的铁素体。于珠光体中的铁素体。2. 转变产物为非层片状相相变变时时C扩扩散散重重新新分分配配，相相长长大大速速度度受受钢钢中中

98、C C的的扩散控制，因而很慢扩散控制，因而很慢。3. 贝氏体转变通过形核及长大方式进行通过形核与长大进行，等温转变动力学图是通过形核与长大进行，等温转变动力学图是C形。形。贝贝氏氏体体长长大大时时，在在平平滑滑试试样样表表面面有有浮浮凸凸现现象象发发生生，这说明这说明-Fe-Fe可能按共格切变方式长大可能按共格切变方式长大。图图5-3 合金钢合金钢 C曲线曲线图图5-2 共析碳钢共析碳钢 C曲线示意图曲线示意图4. 转变的不完全性 转转变变结结束束时时总总有有一一部部分分未未转转变变的的A，继续冷却，继续冷却AM，形成，形成B+M+AR组织。组织。5. 转变的扩散性碳原子可扩散碳原子可扩散铁及

99、合金元素的原子不可扩散铁及合金元素的原子不可扩散碳原子可在奥氏体中扩散，也可碳原子可在奥氏体中扩散，也可 在铁素体中扩散在铁素体中扩散6. 转变的晶体学特征 贝贝氏氏体体形形成成时时，有有表表面面浮浮凸凸，位向关系和惯习面接近于马氏体。位向关系和惯习面接近于马氏体。铁素体的碳含量一般均为过饱和；过饱和度随形成温度的降低而增加；低于马氏体的过饱和度，7. 贝氏体铁素体也为碳过饱和固溶体（1）形成温度范围）形成温度范围在在贝贝氏氏体体相相变变的的较较高高温温度度区区域域形形成成，对对于中、高碳钢于中、高碳钢, 大约在大约在350550 区间。区间。1. 上贝氏体5. 2 贝氏体的组织形态（2）组织

100、形态n 其其形形态态在在光光镜镜下下为为羽羽毛毛状状，也也叫叫羽羽毛毛状状贝贝氏氏体体。组组织织为为一一束束平平行行的的自自A晶晶界界长长入入晶晶内内的的BF板板条条。BF板板条条与与M板板条条相相近近，但但在在铁铁素素体体板板条条之之间间分分布有不连续碳化物。布有不连续碳化物。n BF板板条条内内亚亚结结构构为为位位错错，与与A的的位位向向关关系系为为K-S关关系系，惯惯习习面面为为111A。碳碳化化物物惯惯习习面面为为227 A，与与A有有确确定定的位向关系。的位向关系。n 形形成成温温度度对对上上贝贝氏氏体体组组织织形形态态影影响响显著。显著。n 在在贝贝氏氏体体相相变变的的低低温温转转

101、变变区区形形成成，大约在大约在350以下。以下。2.下贝氏体（1）形成温度范围）形成温度范围（2）组织形态n 贝贝氏氏体体铁铁素素体体呈呈板板条条状状或或透透镜镜片片状状，形形态态与与片片状状马马氏氏体体很很相相似似。但但下下贝贝氏氏体体铁铁素素体体中中的的亚亚结结构构为为位位错错，不不存存在在孪孪晶晶。片片内内存存在在排排列列整整齐齐的的细细小小碳碳化化物。物。n BF与与A的的位位向向关关系系为K-S关关系系，惯惯习习面面为为110A。碳碳化化物物与与BF间有确定的位向关系。间有确定的位向关系。n 在在靠靠近近BS的的温温度度处处形形成成，由由平平行行板板条条铁铁素素体体束束及及板板条条间

102、间未未转转变变的的富富碳奥氏体组成。碳奥氏体组成。3. 无碳化物贝氏体无碳化物贝氏体n BF核核在在A晶晶界界上上形形成成后后，向向晶晶内内一一侧侧成成束束长长大大。板板条条比比较较宽宽，板板条条间间距距离离也也较较大大，且且两两者者均均随随形形成成温温度度的的下下降降而而变变小小。板板条条间间为为富富碳碳的的A，在在随随后后冷冷却却时时转转变变为为M或或保保留留至至室室温温成成为为AR 。n BF与奥氏体的位向关系为与奥氏体的位向关系为K-S关系，惯习面为关系，惯习面为111A 。思考题思考题 高速钢（高速钢（W18Cr4V）拉刀，）拉刀，1280加热淬加热淬火（空冷）至室温，冷校直时容易发

103、生断火（空冷）至室温，冷校直时容易发生断裂，若先在裂，若先在600盐浴中冷至内外均热，然盐浴中冷至内外均热，然后在后在260盐浴中等温盐浴中等温3h空冷，再在室温下空冷，再在室温下冷校直时则不易发生断裂，冷校直后在冷校直时则不易发生断裂，冷校直后在560加热回火加热回火3次，硬度达次，硬度达HRC6366，工艺流程如下图。试回答以下问题。工艺流程如下图。试回答以下问题。560,1h560,1h560,1h冷校直260,3h600,12min.1280,10min.温温度度时间时间高速钢高速钢W18Cr4V热处理工艺曲线热处理工艺曲线1.为什么要在为什么要在600保温至工件内外均热？保温至工件内

104、外均热？2.在在260保温保温3h的目的何在？对钢的淬火的目的何在？对钢的淬火组织有何影响？组织有何影响？3.为什么经上述处理后冷校直时不易发生断为什么经上述处理后冷校直时不易发生断裂（裂（Ms=228）？）？4.为什么要为什么要3次回火？主要目的何在？次回火？主要目的何在？5.260等温等温3h，工艺时间太长，应如何改，工艺时间太长，应如何改进？进？n 贝氏体相变的驱动力也是两相自由能之差。贝氏体相变的驱动力也是两相自由能之差。n 铁铁素素体体的的自自由由能能随随着着碳碳过过饱饱和和度度的的增增加加而而增加。增加。5.2 贝氏体相变的热力学条件5.2.1 贝氏体相变的热力学条件贝氏体相变的热

105、力学条件n铁素体为领先相；铁素体为领先相；n转变过程中有碳原子的扩散；转变过程中有碳原子的扩散；n贝氏体形成时的点阵的改组是通过切变方式贝氏体形成时的点阵的改组是通过切变方式进行的。进行的。G = V gv + S + V与马氏体转变与马氏体转变相比相比MsBs图图5-8 奥氏体和贝氏体自由能与温度的关系奥氏体和贝氏体自由能与温度的关系 n 由由于于碳碳在在BF中中的的不不断断脱脱溶溶，增增加加了了新新相与母相间的自由能差（相与母相间的自由能差（G）。）。n 另另外外，BF中中碳碳的的脱脱溶溶还还使使其其比比容容降降低低，从从而而减减少少作作为为相相变变阻阻力力的的比比容容应应变变能能，这些都

106、会促进这些都会促进BF的进一步长大。的进一步长大。5.3 贝氏体相变的动力学影响因素5.3.1 贝氏体转变动力学的特点贝氏体转变动力学的特点（1）贝贝氏氏体体转转变变速速度度比比马马氏氏体体转转变变速速度慢得多。度慢得多。（2）贝氏体转变的不完全性贝氏体转变的不完全性u等等温温温温度度降降至至某某一一温温度度时时，奥奥氏氏体体可可以全部转变为贝氏体；以全部转变为贝氏体；u等等温温温温度度即即使使降降到到很很低低的的温温度度，仍仍不不能完全转变，仍有部分奥氏体残留下来。能完全转变，仍有部分奥氏体残留下来。 残留奥氏体在继续保温过程中可能发生的残留奥氏体在继续保温过程中可能发生的转变：转变：随等温

107、时间延长，残留奥氏体一直保持不变随等温时间延长，残留奥氏体一直保持不变（如（如4340钢在钢在510等温）；等温）；等温温度较高时，残留下来的奥氏体可能转等温温度较高时，残留下来的奥氏体可能转化为珠光体。化为珠光体。（3）可能与珠光体转变或与马氏体转变重叠）可能与珠光体转变或与马氏体转变重叠珠光体转变先于贝氏体转变：珠光体转变先于贝氏体转变：贝氏体转变先于珠光体转变：贝氏体转变先于珠光体转变：在在MsMf温度范围的某一温度并保持恒定温度范围的某一温度并保持恒定后，奥氏体有一部分先转变为马氏体，以后，奥氏体有一部分先转变为马氏体，以后其余部分发生贝氏体转变。后其余部分发生贝氏体转变。5.3.1

108、贝氏体等温转变动力学n 贝贝氏氏体体等等温温转转变变动动力力学学图图也也呈呈C形形，也也有有一一鼻鼻子子。转转变变在在BS点点温温度度以以下下才才能能进进行行，随随转转变变温温度度降降低低，转转变变速速度度先增后减。先增后减。n 奥奥氏氏体体中中碳碳含含量量的的增增加加，转转变变时时需需要要扩扩散散的的原原子子数数量量增增加加，转转变变速速度下降。度下降。5.3.2 影响贝氏体转变动力学的因素（一）碳含量及合金元素的影响（一）碳含量及合金元素的影响n 除除Al、Co外外，合合金金元元素素都都或或多多或或少少地地降降低低贝贝氏氏体体转转变变速速度度，同同时时也也使使贝贝氏氏体体转转变变的的温温度

109、度范范围围下下降降，从从而而使使珠珠光体与贝氏体转变的光体与贝氏体转变的C曲线分开。曲线分开。n 奥奥氏氏体体晶晶粒粒越越大大，晶晶界界面面积积越越少少，形形核核部部位位越越少少，孕孕育育期期越越长长，贝贝氏氏体体转转变变速速度度下降。下降。（二）奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响n 随随奥奥氏氏体体化化温温度度和和保保温温时时间间的的增增加加，贝贝氏体转变速度先降后增。氏体转变速度先降后增。（三）应力和塑性变形的影响n 拉应力拉应力加快贝氏体转变。加快贝氏体转变。n 在在较较高高温温度度的的形形变变使使贝贝氏氏体体转转变变速速度度减减慢慢；而而在在较较低低温温度度的的形形变变却却使转变速度加

110、快。使转变速度加快。（四）冷却时在不同温度下停留的影响（四）冷却时在不同温度下停留的影响图图5-13 冷却时不同温度停留的三种情况冷却时不同温度停留的三种情况 曲曲线线1：在在珠珠光光体体相相变变与与贝贝氏氏体体相相变变之之间间的的过过冷冷奥奥氏氏体体稳稳定定区区停停留留，会会加速随后的贝氏体转变速度。加速随后的贝氏体转变速度。 曲线1： 原原因因：在在等等温温停停留留时时从从奥奥氏氏体体中中析析出出了了碳碳化化物物，降降低低了了奥奥氏氏体体中中碳碳和和合合金金元元素素的的浓浓度度，即即降降低低了了奥奥氏氏体体的的稳稳定定性性，所以使贝氏体转变加速。所以使贝氏体转变加速。 曲曲线线2：在在贝贝

111、氏氏体体形形成成温温度度的的高高温温区区停停留留，形形成成部部分分上上贝贝氏氏体体，然然后后再再冷冷至至贝贝氏氏体体相相变变的的低低温温区区，将将降降低低贝贝氏氏体体转转变变的的速速度度，即即奥奥氏氏体体发发生生了了稳稳定化。定化。 曲曲线线3：先先冷冷至至低低温温，形形成成少少量量马马氏氏体体或或下下贝贝氏氏体体，然然后后再再升升至至较较高高温温度度，则则先先形形成成的的少少量量马马氏氏体体和和下下贝贝氏氏体将加速随后的贝氏体转变速度。体将加速随后的贝氏体转变速度。原因原因：由于较低温度的预先部分转变使奥氏由于较低温度的预先部分转变使奥氏体点阵发生畸变（或应变），从而加速了体点阵发生畸变（或

112、应变），从而加速了贝氏体的成核，即所谓应变促发成核加速贝氏体的成核，即所谓应变促发成核加速了贝氏体的形成。了贝氏体的形成。u等温淬火等温淬火：将奥氏体化的钢淬入温度稍高将奥氏体化的钢淬入温度稍高于于Ms点的盐浴或碱浴中，停留一定时间后点的盐浴或碱浴中，停留一定时间后取出空冷，即可获得下贝氏体组织。取出空冷，即可获得下贝氏体组织。u优点优点： 具有良好的综合力学性能具有良好的综合力学性能淬火应力小，适用于形状复杂及要求较高的淬火应力小，适用于形状复杂及要求较高的小型件。小型件。 5.3.3 钢中贝氏体组织的获得 贝贝氏氏体体转转变变的的领领先先相相是是铁铁素素体体，在在转转变变温温度度下下，奥奥

113、氏氏体体中中存存在在浓浓度度起起伏伏，BF核核在在贫贫碳碳区区形形成成。较较高高温温度度时时，BF在在奥奥氏氏体体晶晶界界形形核核；较较低低温温度度时时（下下贝贝氏氏体体），BF大多在奥氏体晶粒内形核。大多在奥氏体晶粒内形核。5.4 贝氏体转变的机理（一）贝氏体转变机理概述（一）贝氏体转变机理概述 BF以以共共格格切切变变方方式式长长大大，但但长长大大速速度度缓缓慢慢，这这是是因因为为受受碳碳原原子子向向周周围奥氏体的扩散所控制。围奥氏体的扩散所控制。 形形成成的的BF为为碳碳的的过过饱饱和和固固溶溶体体，形形成成温温度度越越低低，过过饱饱和和度度越越大大。在在BF形形成成的的同同时时，将将发

114、发生碳的脱溶，析出碳化物。生碳的脱溶，析出碳化物。n 高温范围转变，组织为高温范围转变，组织为BF+富碳富碳A。BF在在奥奥氏氏体体晶晶界界形形核核，初初形形成成的的BF过过饱饱和和度度很很小小，以以共共格格切切变变方方式式向向晶晶粒粒内内一一侧侧长长大大，形形成成相相互互平平行行的的BF板板条条束。束。（二）无碳化物贝氏体的形成机理与与此此同同时时，由由于于转转变变温温度度较较高高，在在BF中中的的碳碳原原子子可可以以越越过过BF/A相相界界面向面向A中扩散，直至达到平衡浓度。中扩散，直至达到平衡浓度。通通过过相相界界面面进进入入A的的碳碳能能很很快快向向远远离离界界面面处处扩扩散散，不不至

115、至于于在在界界面面附附近近产产生积聚，从而不会从生积聚，从而不会从A中析出碳化物。中析出碳化物。在在随随后后的的冷冷却却过过程程中中，富富碳碳奥奥氏氏体体可可以以转转变变为为马马氏氏体体，也也可可以以保保持持到到室温而成为富碳的残余奥氏体。室温而成为富碳的残余奥氏体。n中中温温范范围围转转变变，在在350550，组组织织为为BF + Fe3C，形态为羽毛状形态为羽毛状。 BF在在奥奥氏氏体体晶晶界界形形核核，以以共共格格切切变变方方式式向向晶晶粒粒内内一一侧侧长长大大，形形成成相相互互平平行行的的BF板条束。板条束。（三）上贝氏体的形成机理与与此此同同时时，碳碳原原子子越越过过BF/A相相界界

116、面面向向A中扩散。中扩散。由由于于转转变变温温度度降降低低，进进入入相相界界面面附附近近A中中的的碳碳原原子子已已不不能能向向远远处处扩扩散散，尤尤其其是是铁铁素素体体板板条条间间奥奥氏氏体体中中的的碳碳原子，在这些地方将产生碳的堆积。原子，在这些地方将产生碳的堆积。随随着着BF的的长长大大，铁铁素素体体板板条条间间奥奥氏氏体体中中的的碳碳含含量量显显著著升升高高，当当超超过过Acm线线的的延延长长线线时时，将将从从奥奥氏氏体体中中析析出出不不连连续续的的碳碳化化物物（Fe3C），从从而而形形成成羽羽毛状上贝氏体。毛状上贝氏体。n 可可见见，上上贝贝氏氏体体的的转转变变速速度度受受碳碳在在奥奥

117、氏体中的扩散所控制。氏体中的扩散所控制。n 低温范围转变，低温范围转变， 350。BF大大多多在在奥奥氏氏体体晶晶粒粒内内通通过过共共格格切变方式形成，形态为透镜片状。切变方式形成，形态为透镜片状。（四）下贝氏体的形成机理与与此此同同时时，由由于于温温度度低低，BF中中碳碳的的过过饱饱和和度度很很大大。同同时时，碳碳原原子子已已不不能能越越过过BF/A相相界界面面扩扩散散到到奥奥氏氏体体中中去去，所所以就在以就在BF内部析出细小的碳化物。内部析出细小的碳化物。随随着着BF中中碳碳化化物物的的析析出出，自自由由能能进进一一步步降降低低，以以及及比比容容降降低低所所导导致致的的应应变变能能下下降降

118、，将将使使已已形形成成的的BF片片进进一一步步长长大大。同同时时，在在其其侧侧面面成成一一定定角角度度也也将将形成新的下贝氏体铁素体片。形成新的下贝氏体铁素体片。n 可可见见，下下贝贝氏氏体体的的转转变变速速度度受受碳碳在在铁铁素体中的扩散所控制。素体中的扩散所控制。 综综上上所所述述，不不同同形形态态贝贝氏氏体体中中的的铁铁素素体体都都是是通通过过切切变变机机制制形形成成的的。只只是是因因为为形形成成温温度度不不同同，使使铁铁素素体体中中碳碳的的脱脱溶溶以以及及碳碳化化物物的的形形成成方方式式不不同同，从从而而导导致致贝贝氏体的组织形态不同。氏体的组织形态不同。5.5 贝氏体的力学性能（一）

119、贝氏体的强度（一）贝氏体的强度n 贝贝氏氏体体的的强强度度随随形形成成温温度度的的降降低低而提高。而提高。 贝氏体铁素体的粗细（细化强化）贝氏体铁素体的粗细（细化强化）形形成成温温度度越越低低，贝贝氏氏体体铁铁素素体体越越细细，晶界越多，强度越高。晶界越多，强度越高。n 影响贝氏体强度的因素：n碳碳化化物物颗颗粒粒越越小小，分分布布越越弥弥散散，贝贝氏氏体体强强度度越高越高。n下下贝贝氏氏体体中中碳碳化化物物颗颗粒粒较较小小，颗颗粒粒数数量量较较多多，且且分分布布均均匀匀，故故下下贝贝氏氏体体的的强强度度高高于于上贝氏体。上贝氏体。n 贝贝氏氏体体形形成成温温度度越越低低，碳碳化化物物颗颗粒粒

120、越越小小、越多，强度越高。越多，强度越高。 碳化物颗粒大小与分布（弥散强化） 铁素体过饱和度及位错密度铁素体过饱和度及位错密度随随贝贝氏氏体体形形成成温温度度的的降降低低，BF的的碳碳过过饱饱和和度度及及位位错错密密度度均均增增加加，导导致强度增加。致强度增加。贝氏体形成温度越低，强度越高贝氏体形成温度越低，强度越高（二）贝氏体的韧性n 在在350以以上上，组组织织中中大大部部分分为为上上贝贝氏体时，冲击韧性大大下降。氏体时，冲击韧性大大下降。1. 贝氏体的冲击韧性和脆性转变温度贝氏体的冲击韧性和脆性转变温度n 上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的原因：上上贝贝氏氏体体由由彼彼此此平平行行的的BF

121、板板条条构构成成，好好似似一一个个晶晶粒粒；而而下下贝贝氏氏体体的的BF片片彼彼此此位位向向差差很很大大，即即上上贝贝氏氏体体的的有有效效晶晶粒粒直直径径远远远远大于下贝氏体。大于下贝氏体。上上贝贝氏氏体体碳碳化化物物分分布布在在BF板板条条间间，形形成成脆脆性通道。性通道。n 总总之之，随随着着贝贝氏氏体体形形成成温温度度的的降降低低，强强度度逐逐渐渐增增加加，韧韧性性并并不不降降低低，反反而而有有所所增增加加，使使下下贝贝氏氏体具有优良的综合力学性能。体具有优良的综合力学性能。2. 影响冲击韧性的因素影响冲击韧性的因素（1）铁素体板条及其束的尺寸）铁素体板条及其束的尺寸 板条越厚，板条束的

122、直径越大，脆性转变温度越高。（2）碳化物的形态及分布）碳化物的形态及分布u上贝氏体：碳化物与铁素体的界面处易于萌生微裂纹病迅速传播。u下贝氏体：不易产生裂纹，一旦产生裂纹，又被大量碳化物及高密度位错所阻止。（3）奥氏体晶粒度）奥氏体晶粒度上贝氏体：晶粒细化将有助于提高韧性。下贝氏体：细化奥氏体晶粒对韧性的提高不明显。（1）在较高强度水平，当强度相同时： 下贝氏体淬火+回火钢（2）强度相同时 低碳钢贝氏体回火后板条马氏体 高碳钢中：下贝氏体回火孪晶马氏体（3）工业上，马氏体+贝氏体3. 贝氏体和马氏体回火组织冲击韧性的对比贝氏体和马氏体回火组织冲击韧性的对比较淬火回火组织具有更高的抗疲劳性能；较

123、淬火回火组织具有更高的抗疲劳性能； 原因原因：贝氏体组织有最佳的强韧性配合，贝氏体组织有最佳的强韧性配合，疲劳裂纹的产生和扩展都比较困难疲劳裂纹的产生和扩展都比较困难。具有优良的耐磨性能。具有优良的耐磨性能。（三）贝氏体的抗疲劳性能和耐磨性能作业作业1. 简要回答贝氏体转变的基本特征。2. 钢中贝氏体组织有哪几种主要形态？简要叙述上贝氏体和下贝氏体的形成机理。3. 影响贝氏体转变动力学的因素有哪些？4. 为什么说下贝氏体比上贝氏体具有更好的综合力学性能？珠光体转变珠光体转变贝氏体转变贝氏体转变马氏体转变马氏体转变转变温度范围转变温度范围Ar1 550550 Ms 350 ，-Fe(C) + F

124、e3C 350 ，-Fe(C) + FexC单相组织单相组织-Fe(C)合金元素合金元素扩散扩散不扩散不扩散不扩散不扩散表表 5-1 珠光体、马氏体、贝氏体转变特点的比较珠光体、马氏体、贝氏体转变特点的比较6.1.1 过冷奥氏体等温转变图的建立过冷奥氏体等温转变图的建立过过冷冷奥奥氏氏体体等等温温转转变变：将将奥奥氏氏体体迅迅速速冷冷却却到到临临界界温温度度以以下下的的一一定定温温度度，并并在在此此温温度度下下等等温温，在在等等温温过过程中所发生的相变称为过冷奥氏体等温转变。程中所发生的相变称为过冷奥氏体等温转变。TTT 图图-Time Temperature TransformationC

125、曲线曲线第六章 过冷奥氏体转变图6.1 过冷奥氏体等温转变图过冷奥氏体等温转变图图图6-1 从从S曲线曲线(a)到到C曲线曲线(b)转变开始转变开始转变终了转变终了孕育期孕育期鼻子鼻子n 孕育期孕育期 Incubation Period转转变变开开始始线线与与纵纵坐坐标标轴轴之之间间的的距距离离，表表示示在在各各不不同同温温度度下下过过冷冷奥奥氏氏体体等等温温分分解解所所需需的的准准备备时时间。间。n 鼻鼻子子-C 曲曲线线上上转转变变开开始始线线的的突突出出部部，孕孕育期最短的部位。育期最短的部位。过冷奥氏体等温转变图的作用：u转变开始和终了时间u转变产物的类型以及转变量与温度和时间的关系。

126、n 金相硬度法金相硬度法奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同。奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同。n 膨胀法膨胀法奥氏体和转变产物的比容不同。奥氏体和转变产物的比容不同。n 磁性法及电阻法磁性法及电阻法 奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性。奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性。C 曲线的测定方法金相法测等温转变图的步骤：金相法测等温转变图的步骤：1. 将试样（将试样（101015151.5mm）放入）放入浴炉中浴炉中加加热保温一段时间（热保温一段时间（ 10101515min ）2. 取出迅速淬入取出迅速淬入恒温盐浴槽恒温盐浴槽，等温保持一定，等温保持一定时间后取出淬入盐水中，使尚未转变的奥时间后

127、取出淬入盐水中，使尚未转变的奥氏体转变为马氏体氏体转变为马氏体3. 磨成金相试样，用磨成金相试样，用光镜光镜观察确定在给定温观察确定在给定温度下保持一定时间后转变度下保持一定时间后转变所得产物的类型所得产物的类型和转变量和转变量，会出，会出转变量与时间转变量与时间的关系曲线，的关系曲线，即得等温转变动力学曲线。即得等温转变动力学曲线。1. 具有单一的C曲线碳钢、含Si、Ni、Cu、Co等元素的钢鼻尖温度为5006006.1.2 C曲线的基本类型2（3）.曲线呈双C形Cr、Mo、W、V使珠光体转变温度范围上升，或使贝氏体转变温度范围下降。随着合金元素含量的增加，两条C曲线逐渐分离，最后完全分开。

128、珠光体转变显著减慢，但对贝氏体转变影响较小，则为第二种类型。贝氏体转变速度显著减慢，而对珠光体转变速度影响不大，则为第三种类型。4. 只有贝氏体转变的C曲线含碳量低（0.25%）而含Mn、Cr、Ni、W、Mo量高的钢。 如：18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA扩散型的珠光体转变受到极大阻碍，只出现贝氏体转变的C曲线。5. 只有珠光体转变的C曲线中碳高铬钢3Cr13、3Cr13Si、4Cr13等6. 在Ms点以上不出现C曲线，但可能有碳化物析出的C形曲线。奥氏体钢原则原则：C曲线鼻子尖离纵轴远近、重叠不重叠、两曲线在纵轴方向上的远近。1. 具有单一C曲线碳钢、含Si、Ni、Cu、Co等元

129、素的钢鼻尖温度为500600另一种分类方法：另一种分类方法：2. P与B转变重叠，两个C曲线鼻子尖离纵轴相等，但转变温度不一样。3. P与B转变部分重叠，两个C曲线鼻子尖离纵轴不相等，转变温度不一样。4. P与B转变分离，转变温度不一样，P推迟多（即离纵轴远）。5. P与B转变分离，转变温度不一样，B推迟多。6. 没有P转变，只有B转变 没有B转变，只有P转变 只出现一个碳化物C曲线（1）碳含量）碳含量亚亚共共析析钢钢中中，随随碳碳含含量量的的上上升升, C曲曲线线右右移移；过过共共析析钢钢中中，随随碳碳含含量量的的上上升升，C曲曲线线左左移移。因因此此，共共析析钢钢的的C曲曲线线离离纵纵轴轴

130、最最远远，共共析析钢钢的的过冷奥氏体最稳定。过冷奥氏体最稳定。6.1.3 影响C曲线的因素（2）合金元素）合金元素除除Co、Al以以外外，合合金金元元素素均均使使C曲曲线线右右移移，即即增加过冷奥氏体的稳定性，具体影响见图增加过冷奥氏体的稳定性，具体影响见图6-4。（3）加热条件）加热条件奥奥氏氏体体化化温温度度越越高高，保保温温时时间间越越长长，则则形形成成的的奥奥氏氏体体晶晶粒粒越越粗粗大大，成成分分也也越越均均匀匀，同同时时也也有有利利于于难难溶溶碳碳化化物物的的溶溶解解。所所有有这这些些都都降降低低奥奥氏氏体体分分解解时时的的形形核核率率，增增加加奥奥氏氏体体的的稳稳定定性性，使使C曲

131、线右移。曲线右移。（4）奥氏体的高温和低温形变）奥氏体的高温和低温形变形变量越大，珠光体转变孕育期越短，即加速珠形变量越大，珠光体转变孕育期越短，即加速珠光体转变。光体转变。 （1）形变奥氏体处于完全再结晶状态）形变奥氏体处于完全再结晶状态 细化奥氏体晶粒细化奥氏体晶粒 （2）形变奥氏体处于完全加工硬化）形变奥氏体处于完全加工硬化-回复状态回复状态 促进了晶内与晶界形核促进了晶内与晶界形核 （3）形变奥氏体析出大量细小的形变诱发碳化物）形变奥氏体析出大量细小的形变诱发碳化物 形变诱发碳化物促进了珠光体的形核。形变诱发碳化物促进了珠光体的形核。 下图为亚共析钢的下图为亚共析钢的TTT曲线，给出不

132、同冷曲线，给出不同冷却条件下的室温金相组织。却条件下的室温金相组织。思考题思考题A3A1T/t/sMsV4V2V3V1V5n CCT 曲线曲线 Continuous Cooling Transformation分析转变过程分析转变过程分析转变产物的组织及性能分析转变产物的组织及性能n 一般采用快速膨胀仪测定。一般采用快速膨胀仪测定。6.2 过冷奥氏体连续冷却转变图6.2.1 过冷奥氏体过冷奥氏体连续冷却连续冷却转变图的建立转变图的建立 共析、过共析钢的共析、过共析钢的CCT图上图上无贝氏体转变区无贝氏体转变区原因：原因：n 由由于于碳碳含含量量较较高高，使使贝贝氏氏体体相相变变需需要要扩扩散散

133、更更多多的的碳碳原原子子，转转变变速速度度太太慢慢，从从而而在在连连续续冷冷却却条条件件下下，转变难以实现。转变难以实现。n 母母相相奥奥氏氏体体的的碳碳含含量量较较高高时时，奥奥氏氏体体的的屈屈服服强强度度也也较较高高，导导致致切切变变阻阻力力增增大大，难难以以按按切切变变机机制制实实现现点阵改组。点阵改组。 MS 线发生线发生曲折曲折n 有有部部分分贝贝氏氏体体相相变变时时， 贝贝氏氏体体铁铁素素体体先先析析出出，提提高高了了A中的碳含量，中的碳含量，MS ，向下曲折。向下曲折。n 有有部部分分珠珠光光体体相相变变时时，渗渗碳碳体体是是领领先先相相，使使A的的C%，MS ，向上曲折。，向上

134、曲折。 CCT曲线位于曲线位于C曲线的曲线的右下方右下方 连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。6.2.3 冷却速度对转变产物的影响冷却速度对转变产物的影响u冷却速度的描述方法冷却速度的描述方法 800500范围内的平均冷却速度 距端淬试样水冷端的距离 冷却时间 从奥氏体化温度冷却到500 所需的时间u不同冷却速度下得到的转变产物 1. 共析碳钢的共析碳钢的CCT图只有高温的珠光体转变区和低图只有高温的珠光体转变区和低温的马氏体转变区，而无中温的贝氏体转变区。温的马氏体转变区，而无中温的贝氏体转变区。 原因：原因：（1） 由于碳含量较高，使贝氏体相变需

135、要扩散更由于碳含量较高，使贝氏体相变需要扩散更多的碳原子，转变速度太慢，从而在连续冷却条多的碳原子，转变速度太慢，从而在连续冷却条件下，转变难以实现。件下，转变难以实现。 （2）母相奥氏体的碳含量较高时，奥氏体的屈服）母相奥氏体的碳含量较高时，奥氏体的屈服强度也较高，导致切变阻力增大，难以按切变机强度也较高，导致切变阻力增大，难以按切变机制实现点阵改组。制实现点阵改组。6.2.4连续冷却转变图与等温转变图的比较连续冷却转变图与等温转变图的比较 图图6-5 共析碳钢的共析碳钢的CCT曲线曲线珠光体转变中止线珠光体转变中止线n cc 线为珠光体转变中线为珠光体转变中止线。止线。转变并未最后完成，但

136、转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解。过冷奥氏体已停止分解。n 临界淬火速度临界淬火速度 VC 是使过冷奥氏体不发生是使过冷奥氏体不发生分解，得到完全马氏体分解，得到完全马氏体组织（包括组织（包括AR ）的最低）的最低冷却速度。冷却速度。ab注意：注意：临界淬火冷却速度也叫上临界冷却速度上临界冷却速度；与之相对应的还有下临界冷却速度 定义：过冷奥氏体在连续冷却过程中全部全部发生珠光体转变而不发生马氏体转变发生珠光体转变而不发生马氏体转变的最最大大冷却速度，称为下临界冷却速度下临界冷却速度。2. 合金钢连续冷却转变时组织多变合金钢连续冷却转变时组织多变u珠光体和贝氏体转变均有u有珠光体转变无

137、贝氏体转变u有贝氏体转变无珠光体转变原因原因：合金元素种类和含量种类和含量3. 合金钢与碳钢的连续冷却转变曲线都处于合金钢与碳钢的连续冷却转变曲线都处于等温转变曲线的右下方。等温转变曲线的右下方。 原因原因：连续冷却转变时转变温度低，孕育期连续冷却转变时转变温度低，孕育期较长。较长。 1. 概念：得到完全马氏体组织（包括残余奥氏体）的最低冷却速度，用Vc表示。 2. 临界淬火速度主要取决于CCT曲线的位置，使CCT曲线左移的各种因素，都将使临界淬火速度增大；而使CCT曲线右移的各种因素，都将降低临界淬火速度。6.2.5 钢的临界冷却速度钢的临界冷却速度 3. Vc的工程意义 （1）代表钢接受淬

138、火的能力； （2）决定钢件淬透层深度的主要因素 （3）合理选用钢材和正确制定热处理工艺的重要依据之一。4. Vc的影响因素CCT图左移的因素 增大VcCCT图右移的因素 减小Vc6.3 用用C曲线估计临界冷却速度曲线估计临界冷却速度（1）等温转变时）等温转变时在在温温度度T下下，等等温温的的孕孕育育期期为为Z(T)，则则在在温温度度T下保温下保温时间所消耗的孕育期为：时间所消耗的孕育期为：6.3.1 过冷奥氏体的孕育期消耗过冷奥氏体的孕育期消耗n 判据：判据： IP = 1 时，珠光体相变开始。时，珠光体相变开始。 IP 1 时，珠光体相珠光体相变正在正在进行。行。（2）连续冷却冷却时把把连续

139、冷却看成是冷却看成是许多多时间非常短的等温冷非常短的等温冷却的合成。却的合成。图图6-8 CCT曲线与曲线与C曲线的关系曲线的关系Z Zi iiZ(T)珠光体转变中止线珠光体转变中止线n 每每一一个个极极小小的的时时间间段段 都都对对应应一一个个相相应应的的温温度度 Ti ，同同时时在在C曲曲线线上上也也对对应应一一定定的的孕孕育育期期Zi ，在任一温度，在任一温度Ti下，孕育期消耗量下，孕育期消耗量从从 A1冷至冷至Tn时的时的IP为为:若把冷却曲线无限细分，即令若把冷却曲线无限细分，即令i 0，则（6-1）式可写成：）式可写成：n 这这就就是是说说，冷冷却却速速度度为为的的冷冷却却曲曲线线

140、与与C曲曲线线转转变变开开始始线线相相交交时时(温温度度为为Tn )，IP1，转转变变未未开开始始。只只有有进进一一步步冷冷却却到到更更低低温温度度Tn，并并满满足足 时时，转转变变才才开开始始，这这就就是是CCT曲曲线线位位于于C曲曲线线右右下下方方的原因。的原因。n 在在临临界界冷冷却却速速度度VC 下下，从从A1点点冷冷却却到到珠珠光光体体转转变变中中止止线线温温度度TR时时，IP = 1。（3）根据）根据C曲线估计曲线估计VC 从纵轴上的从纵轴上的A1 点作冷却曲线点作冷却曲线VC与与C曲线的曲线的转变开始线的鼻子相切，切点所对应的温度和转变开始线的鼻子相切，切点所对应的温度和孕育期分

141、别为孕育期分别为TR 和和ZR ，则，则由于由于CCT曲线总在曲线总在TTT曲线的右下方，所以曲线的右下方，所以6.3.2 冷速变化时的孕育期消耗量冷速变化时的孕育期消耗量若冷却速度若冷却速度，则则n 即冷却速度越慢，在相同的温度范围内，即冷却速度越慢，在相同的温度范围内，孕育期消耗量越大，转变将提前发生。孕育期消耗量越大，转变将提前发生。 冷却过程中，冷速变化冷却过程中，冷速变化从从A1到到TP温温度度，按按冷冷速速冷冷却却；从从TP到到Tn温温度度，按按冷速冷却。冷速冷却。图图6-9 冷速变化时的孕育期消耗量冷速变化时的孕育期消耗量与以与以恒速冷却相比，恒速冷却相比，若若，则孕育期消耗量减

142、少，相变推迟。，则孕育期消耗量减少，相变推迟。 1. Vc 提前发生 2. Vc 滞后发生 3. Vc= 滞后发生 4. Vc 滞后发生 5. Vc= 提前发生 6. Vc 提前发生 滚珠轴承钢的逆硬化现象滚珠轴承钢的逆硬化现象图图6-10 解释大型锻件的逆硬化现象解释大型锻件的逆硬化现象 n 现象：现象：大大型型锻锻件件在在淬淬火火时时，如如果果在在空空气气中中停停留留时时间间比比较较长长，或或在在具具有有较较长长蒸蒸汽汽膜膜覆覆盖盖期期的的油油中中冷冷却却后后，钢钢钢钢件件的的表表面面硬硬度度会会低低于心部硬度，即出现逆硬化。于心部硬度，即出现逆硬化。n 解释：解释：在在钢钢件件表表面面，

143、由由于于在在空空气气中中预预冷冷（从从临临界界点点A1到到P点点），空空冷冷冷冷速速（）低低于于淬淬火火冷冷速速（），当当继继续续以以淬淬火火冷冷速速（）冷冷却却到到 TR 温温度度时时，孕孕育育期期消消耗耗量量已已超超过过1，从从而而发发生生部部分分珠珠光光体体相相变变，使使淬淬火火后后的的表表面面硬硬度度下下降降。而而在在钢钢件件内内部部，从从A1点点到到 TR 温温度度，一一直直以以淬淬火火冷冷速速（）冷冷却却，孕孕育育期期消消耗耗量量小小于于1，未未发发生生珠珠光光体体相相变变，全全部部淬淬成成马马氏氏体体组组织织，所所以硬度反而比表面高。以硬度反而比表面高。一、等温转变图的应用1.

144、分级淬火 将奥氏体化后的工件在Ms点以上，奥氏体较稳定区的某一温度下等温保持，使钢件中心基本达到该温度，而后取出在空气中冷却，这种工艺叫分级淬火。作用：减少内应力，避免工件变形开裂。 6.4 过冷奥氏体转变图的应用过冷奥氏体转变图的应用2. 等温淬火使过冷奥氏体转变为下贝氏体的热处理工艺。 3. 等温退火4. 形变热处理 在金属材料上有效的综合利用形变强化及相变强化，将压力加工与热处理操作相结合，使成型工艺同最终性能的获得统一起来的一种工艺方法。二、过冷奥氏体连续冷却转变图的应用1. CCT图在预计热处理后的组织和性能以及在合理选用钢材上的应用 （1）端淬试验数据的利用（2）不同直径钢料冷却曲

145、线的应用（3）从奥氏体化温度到500的冷却时间的利用2. CCT图在选择冷却规范上的应用 1. 什么是临界淬火冷却速度？影响TTT曲线的因素有哪些？ 2. 与等温转变相比，过冷奥氏体连续冷却转变有何特点？3. 试用连续冷却过程中的孕育期消耗理论来解释钢淬火时的“逆硬化”现象。作业作业脱溶分解脱溶分解：指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。 固溶处理固溶处理：将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀的单相固溶体，快冷至室温得到过饱和固溶体，这个过程称为固溶处理。 时效时效：将固溶处理的合金加热到固溶线以下某一温度保温一定时间，实现脱溶分解，

146、这个过程称为时效。 第七章 过饱和固溶体的脱溶分解自然时效自然时效：在室温下进行的时效，称为自然时效。人工时效人工时效：在高于室温下进行的时效称为人工时效。时效强化时效强化：脱溶分解析出的第二相将显著提高合金的强度和硬度，称为沉淀强化或时效强化。连续脱溶连续脱溶：指随着新相的形成，母相的成分连续地，平缓地由过饱和状态逐渐达到饱和状态。不连续脱溶不连续脱溶：脱溶时两相耦合成长，与共析转变很相似，因其脱溶物中的相与母相之间的溶质浓度不连续而称为不连续脱溶。现象：现象： 7.1 铝合金在时效过程中组织和性能的变化铝合金在时效过程中组织和性能的变化Al-Cu-Mn-Mg合金合金硬度随时间的推移不断升高

147、硬度随时间的推移不断升高淬火后在室温放置淬火后在室温放置从过饱和固溶体中析出细小第二相从过饱和固溶体中析出细小第二相一一Al-Cu合金在时效过程中的硬度变化硬度变化随时效时间的增加，硬度值先增加后减小。时效温度越高，到达硬度最大值的时间越短，而硬度最大值越低。二Al-Cu合金在时效过程中的组织变化组织变化G.P区区 过渡相过渡相 过渡相过渡相 平衡相平衡相G.P区区：纯铜的薄片，与基体完全共格：纯铜的薄片，与基体完全共格 ：脱溶析出的过渡相，具有正方结构，呈盘状，全共格脱溶析出的过渡相，具有正方结构，呈盘状，全共格 ：脱溶析出相，具有正方结构，光镜下可见，对应硬度最大值脱溶析出相，具有正方结构

148、，光镜下可见，对应硬度最大值 ：平衡相，具有复杂体心正方结构，与基体非共格平衡相，具有复杂体心正方结构，与基体非共格7.2 钢的回火转变钢的回火转变淬火后将钢件加热到低于临界点的某一温度，淬火后将钢件加热到低于临界点的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理操作保温一定时间，然后冷却到室温的热处理操作称为回火。称为回火。回火的定义：回火的定义：淬火后的组织：淬火后的组织：M或或M+AR不稳定性不稳定性1.马氏体中碳原子的偏聚偏聚 （25100）预备阶段或时效阶段马氏体处于不稳定状态80100：铁和合金元素不扩散，C、N原子作短距离扩散C、N原子扩散到间隙位置后，马氏体能量降低。一、淬火钢

149、回火时的组织转变一、淬火钢回火时的组织转变2.马氏体的分解（回火第一阶段，80250）（1）高碳马氏体的分解T125时，双相分解； T125时，单相分解（低碳马氏体）随着回火温度的升高，c/a逐渐减小，含碳量逐渐降低原因：碳的扩散能力不同（2）低碳马氏体的分解在淬成马氏体的过程中发生碳原子向位错偏聚自回火 析出碳化物回火时，T150以下不发生碳化物的析出；T200时，才分解析出碳化物（3）中碳钢兼具有低碳马氏体和高碳马氏体的回火特征。结论：随回火温度的升高，马氏体中的碳将结论：随回火温度的升高，马氏体中的碳将不断以碳化物的形式析出，使马氏体的含碳不断以碳化物的形式析出，使马氏体的含碳量不断下降

150、，且原始含碳量不同的马氏体，量不断下降，且原始含碳量不同的马氏体，随着碳的不断析出，含碳量将趋于一致。随着碳的不断析出，含碳量将趋于一致。3. 残留奥氏体的转变（回火第二阶段，200300）C%0.4%的钢淬火后总含有少量的残余奥氏体；随回火温度升高，残余奥氏体数量越来越少；残留奥氏体与过冷奥氏体的区别： 化学成分 残留奥氏体处于三向压应力状态（1）残留奥氏体向珠光体和贝氏体转变MsA1温度之间：在高温区发生珠光体转变，在中温区发生贝氏体转变对珠光体转变影响不大加速贝氏体转变（2）残留奥氏体向马氏体转变低于Ms点的某一温度等温 马氏体淬火马氏体分解后，才发生残留奥氏体等温转变为马氏体二次淬火二

151、次淬火：当残余奥氏体比较稳定，在较高当残余奥氏体比较稳定，在较高温度回火加热保温时未发生分解，而在随温度回火加热保温时未发生分解，而在随后冷却时转变为马氏体，这种在回火冷却后冷却时转变为马氏体，这种在回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为二时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为二次淬火。次淬火。n作用作用：二次淬火用于高速钢等工具，可以提二次淬火用于高速钢等工具，可以提高其硬度，耐磨性及尺寸稳定性。高其硬度，耐磨性及尺寸稳定性。 4. 碳化物的析出（回火第三阶段）亚稳碳化物亚稳碳化物稳定碳化物稳定碳化物聚集长大聚集长大（1）低碳马氏体中碳化物的析出C%0.2%，T200，在碳原子偏聚区通过单相

152、分解直接析出稳定的碳化物（2）高碳马氏体中碳化物的析出高于100 时，开始析出亚稳 碳化物，并与基体保持共格关系，惯习面为100高于250 时，亚稳 碳化物，转变为较为稳定的 ，具有复杂斜方结构，呈薄片状，惯习面为112高于300时，亚稳过渡碳化物和 将转变为片状稳定碳化物Fe3C，即渗碳体，惯习面为100或112（3）中碳马氏体中碳化物的析出含碳量0.2%0.6%在200 以下可能形成亚稳过渡碳化物随回火温度升高，亚稳碳化物直接转化为渗碳体，不出现 。（4）合金碳化物的形成合金元素的作用合金元素的作用降低碳原子的扩散速度，提高了碳从马氏体中降低碳原子的扩散速度，提高了碳从马氏体中 完全脱溶以

153、及碳化物粗化的温度；完全脱溶以及碳化物粗化的温度；影响碳化物的析出过程。影响碳化物的析出过程。高于500时，开始形成合金碳化物。原位生长 合金碳化物在渗碳体-铁素体界面上形核并长大，直至渗碳体消失，由更细小弥散分布的合金碳化物代替独立形核长大 合金碳化物在相的位错、板条边界和原奥氏体晶界上形核，然后以消耗渗碳体而长大。细小弥散分布的合金碳化物析出将引起二次硬化。细小弥散分布的合金碳化物析出将引起二次硬化。5. 相状态的变化 （回火第四阶段）（1）回复和晶粒长大中低碳钢T400时，回复已经十分明显；T600时，回复后的相开始发生再结晶再结晶（以以前前）但存在晶粒长大晶粒长大。高碳钢T250时，孪

154、晶开始消失；T400时，孪晶全部消失，出现胞块，但仍保留片状马氏体的特征；T600时，片状特征消失。（2）内应力消失分类 工件内外温度不一致和相变不同时造成的宏观区域内应力宏观区域内应力；工件中几个晶粒内的温度不一致和相变不同时而造成的微观区域内应力微观区域内应力；由晶格畸变晶格畸变而产生的内应力。随回火温度升高，残留内应力逐渐下降；回火温度越高，内应力下降越快，下降程度也越大。300：第三类内应力基本消失；400 以上以上：第二类内应力已经不大，到500 以上回火，第二类内应力基本消失；550 回火一段时间，第一类内应力基本消除。6. 马氏体在各个回火阶段得到的组织组织（1）低温回火：回火马

155、氏体回火马氏体 回火马氏体：具有一定过饱和度的固溶体和弥散分布的碳化物组成的复相组织。（2）中温回火：回火屈氏体回火屈氏体回火屈氏体：细针状铁素体和细粒状碳化物组成的机械混合物。（3）高温回火：回火索氏体回火索氏体回火索氏体：等轴铁素体和大颗粒碳化物的机械混合物。回火的目的：提高韧性和塑性获得强韧性的最佳配合回火时力学性能变化的总趋势 随回火温度的升高升高，钢的硬度强度硬度强度逐渐降降低低，而塑性韧性塑性韧性不断提高提高。二、淬火钢回火时力学性能的变化二、淬火钢回火时力学性能的变化1. 低碳钢回火后的力学性能（1）在200以下回火时强度硬度下降不大，塑性变化也不大弹性极限和屈服强度有所提高原因

156、：只有碳原子偏聚而无碳化物析出原因：只有碳原子偏聚而无碳化物析出原因：内应力释放、对位错的钉扎原因：内应力释放、对位错的钉扎（2）200300回火时弹性极限提高，而强度和硬度开始下降塑性没有增加原因：针状渗碳体在位错缠结处析出原因：针状渗碳体在位错缠结处析出原因：马氏体板条条界处析出极薄渗碳体原因：马氏体板条条界处析出极薄渗碳体（3）300回火时强度、硬度、弹性极限下降，塑性指标上升原因：原因：渗碳体的析出已经完成并随着温度的渗碳体的析出已经完成并随着温度的 升高而聚集长大；升高而聚集长大； 基体回复引起软化基体回复引起软化 2. 高碳钢回火后的力学性能（1）300回火时处于脆性状态，静拉伸时

157、为脆性断裂（2）300回火时强度、硬度下降，塑性指标上升3. 中碳钢回火后的力学性能 变化规律介于低碳钢和高碳钢之间4. 中碳钢经中温回火中温回火后可获得较好的弹性性弹性性能能组织为回火屈氏体回火屈氏体具有高的弹性极限、高的疲劳极限、高的抗应力松弛和适当的冲击韧度5. 用作结构件的中碳钢常采用高温回火高温回火组织为回火索氏体回火索氏体最佳强韧性配合调质处理调质处理三、合金钢回火时力学性能变化1. 合金元素对回火转变和组织性能的影响（1）提高钢的回火抗力回火抗力，延缓钢的软化；（2）发生二次硬化二次硬化；（3）影响钢回火后的脆性脆性。2. 钢的抗回火性抗回火性：强碳化物元素阻碍相中碳含量降低和碳

158、化物颗粒长大而使钢件保持高硬度，高强度的性质称为合金元素提高了钢的回火抗力或抗回火性。碳钢中过饱和碳完全脱溶分解温度：300加入合金元素可使该温度提高100150 3. 二次硬化二次硬化（1）定义：含有强碳化物形成元素的钢在回火时，将析出Mo2C,V4C3,W2C,TaC,NbC和TiC等特殊碳化物，导致钢的再度硬化，称为二次硬化。 （2）二次硬化的本质本质：共格析出的合金碳化物的弥散强化。合金碳化物越稳定，越细小，强化效果越好。 （3）碳钢中由于没有特殊碳化物，因此，碳碳钢不会发生二次硬化现象钢不会发生二次硬化现象。 （4）对二次硬化有贡献的因素有贡献的因素：特殊碳化物的弥散度，相中的位错密

159、度，碳化物与相之间的共格畸变以及碳化物弥散细小而引起的相固溶碳量增大和弥散碳化物钉扎位错阻碍运动等。 （5）提高提高钢的二次硬化的途径： 增加钢中的位错密度，以增加特殊碳化物的成核部位，从而进一步增大碳化物弥散度。 钢中加入某些合金元素，减慢特殊碳化物中合金元素的扩散，抑制细小碳化物的长大和延缓这类碳化物过时效现象的发生。4.钢的红硬性红硬性（热强性）：具有较高回火稳定性的钢，在较高的工作温度下长期服役，其强度和硬度不下降的现象。 u回火脆性回火脆性：钢在某一温度区间内回火时，随回火温度的升高，韧性下降，脆性增加，这种现象称为回火脆性。u第一类回火脆性第一类回火脆性：钢在250400温度范围内

160、出现的回火脆性叫第一类回火脆性，也叫低温回火脆性。u第二类回火脆性第二类回火脆性：钢在450650温度范围内出现的回火脆性叫第二类回火脆性，也叫高温回火脆性。四. 回火脆性1. 第一类回火脆性（也叫低温回火脆性）（1）定义： 250400 （2）特点不可逆与冷却速度无关断口呈晶间断裂或穿晶断裂（3）产生机理x-Fe2C5或Fe3C沿板条马氏体的条界、束界、群界或在片状马氏体的孪晶带和原奥氏体晶界上析出引起；杂质元素P、S、As、Sn等在晶界、亚晶界偏聚导致晶界弱化。（4）减轻减轻第一类回火脆性的措施 降低钢中杂质降低钢中杂质元素含量 用Al脱氧脱氧或加入Nb,V,Ti等元素细化奥氏体晶细化奥氏

161、体晶粒粒 加入Mo,W等能减轻减轻第一类回火脆性的合金元合金元素素 加入Cr,Si等元素调整调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度。 采用等温淬火等温淬火代替淬火+回火工艺2. 第二类回火脆性第二类回火脆性（也叫高温回火脆性）（1）定义： 450650（2）特点可逆与冷却速度有关断口呈晶间断裂不论钢具有何种原始组织，均可产生第二类回火脆性。MBP（3）产生机理 杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物形式析出，降低了晶界的断裂强度。（4）减轻第二类回火脆性的措施减轻第二类回火脆性的措施 降低降低钢中的杂质元素杂质元素含量 加入能阻止奥氏体晶粒长大的元素如Nb,Ti,V等，细化奥

162、氏体晶粒，增加晶界面积，降低单位晶界面积杂质元素的含量降低单位晶界面积杂质元素的含量 加入能适量遏制适量遏制第二类回火脆性的元素Mo,W等。避免避免在450650范围回火，在650 以上回火后采取快冷快冷采用亚温淬火亚温淬火，使P元素溶入残留的铁素体中，降低他们在奥氏体晶界的偏聚浓度。1. 定义：由一种固溶体分解为两种结构相同而成分不同的微区，是过饱和固溶体分解的一种特殊形式。 2. 特点不需要激活能分解过程为自发进行，无需形核，为无核转变分解产物只有溶质的富区和贫区具有很好的强韧性和某些理想的物理性能7.3 调幅分解调幅分解1. 名词解释：固溶处理；时效；时效强化；回火；二次淬火；二次硬化2

163、. 试述淬火钢回火时的组织转变过程。3. 何谓第一类回火脆性？其特征，产生机理及减轻办法是什么？4. 何谓第二类回火脆性？其特征，影响因素及预防办法是什么？作业作业第八章第八章 钢的退火与正火钢的退火与正火u最基本的热处理工序；u消除铸锻件及焊接件的工艺缺陷；u改善金属材料的加工成型性能、切削加工性能、热处理工艺性能，以及稳定零件几何尺寸，获得一定的性能。u工艺是否得当是关系到低能耗、高质量地生产机器零件或其他机械产品的重要问题。8.1 退火的定义、目的和分类退火的定义、目的和分类定义定义：将金属或合金加热到适当温度，保温一定时间，然后缓慢冷却，使其组织、结构达到或接近平衡状态的热处理工艺。目

164、的目的：均匀化学成分、改善力学性能及工艺性能、消除或减少内应力，并为零件最终热处理准备合适的内部组织。分类分类：按加热温度可分为两大类：第一类：在临界温度以上的退火，又称相变重结晶退火，包括完全退火；不完全退火；球化退火；扩散退火等。第二类是在临界温度以下的退火，包括：再结晶退火；去应力退火等。一、完全退火u 定义定义：将亚共析钢加热至将亚共析钢加热至AcAc3 3以上以上30305050，保温，保温一定时间后随炉缓慢冷却，获得接近平衡状态的热一定时间后随炉缓慢冷却，获得接近平衡状态的热处理工艺，称为完全退火。处理工艺，称为完全退火。u适用对象适用对象：适用于含碳量为适用于含碳量为0.30.3

165、0.6%0.6%，经热机械，经热机械加工后的亚共析碳钢或合金钢。加工后的亚共析碳钢或合金钢。 u目的目的：细化晶粒、降低硬度、改善切削性能以及消细化晶粒、降低硬度、改善切削性能以及消除内应力。除内应力。8.2 常用退火工艺方法常用退火工艺方法u工艺参数工艺参数（1）加热速度加热速度： 碳钢：150200/h 合金钢：50100/h（2）加热温度加热温度 可按铁碳相图来确定，原则上Ac3+（3050）（3）保温时间保温时间 碳钢：按有效厚度 1h/25mm，超过25mm，每25mm增加0.5h。 合金钢：1h/20mm保温时间保温时间=透烧时间透烧时间+组织转变时间组织转变时间（4）冷却速度（炉

166、冷）冷却速度（炉冷） 冷却速度应缓慢，以保证奥氏体在Ar1点以下不大的过冷度情况下进行珠光体转变，以免硬度过高。 小于小于30/h 出炉温度出炉温度：600以下。二、不完全退火u 定义定义：亚共析钢在亚共析钢在Ac1Ac3之间或过共析钢在之间或过共析钢在Ac1Accm之间两相区加热，保温足够时间后缓之间两相区加热，保温足够时间后缓慢冷却的热处理工艺称为不完全退火。慢冷却的热处理工艺称为不完全退火。 u适用对象适用对象： 对亚共析钢：组织已经满足要求，但弥散度高（硬度高），这种情况下进行不完全退火。对过共析钢：目的是为了细化和均匀组织，一定要进行不完全退火。 不能加热到Accm以上 容易生成网状

167、渗碳体 导致开裂u工艺参数亚共析钢：740780 优点：加热温度低，操作条件好，节省燃料和时间。过共析钢：在Ac1Accm之间较高温度奥氏体化，冷却后使之得到片状珠光体。软化退火软化退火三、球化退火球化退火1. 定义定义：将共析及过共析钢中的片状碳化物转变将共析及过共析钢中的片状碳化物转变为球状碳化物，使之均匀分布于铁素体基体上的为球状碳化物，使之均匀分布于铁素体基体上的一种退火工艺，是不完全退火的一种特例。一种退火工艺，是不完全退火的一种特例。2. 适用对象适用对象：含碳量大于含碳量大于0.6%0.6%的高碳工模具的高碳工模具钢，合金工具合金工具钢，轴承承钢；为改改变冷冷变形工形工艺的低中的

168、低中碳碳钢。3. 目的目的降低硬度、改善切削性能降低硬度、改善切削性能获得均匀组织、改善热处理工艺性能获得均匀组织、改善热处理工艺性能经淬火、回火后获得优良的综合力学性能经淬火、回火后获得优良的综合力学性能4. 球化组织的特点特点（1）球化组织比片状珠光体硬度低硬度低，便于切削加工切削加工。 一般情况下，HB250 加工困难（2）具有球化的原始组织，在淬火加热过程中不易不易过热过热，在淬火过程中不易变形开裂不易变形开裂。（因为球状颗粒比较小，加热过程中不易溶解到奥氏体中去）（3）球化的原始组织可以提高淬火回火后的性能提高淬火回火后的性能。（球化退火前若有网状渗碳体，则球化退火将变得非常困难）5

169、. 球化退火工艺（1）一般球化退火加热温度：Ac1+20冷却速度：35/h冷到Ar1以下一定温度（2）等温球化退火加热温度：Ac1+20冷却到略低于Ar1温度进行等温（3）周期球化退火 在Ac1以上20和Ar1以下20左右交替保温Ac1Ar1600出炉出炉炉冷炉冷快冷快冷炉冷炉冷炉冷炉冷炉冷炉冷600出炉出炉600出炉出炉温度温度/时间时间/h740750 680690 690710 740750 6. 影响球化退火的因素因素 （1）化学成分化学成分 碳对钢中碳化物球化具有重要影响，钢中含碳量越高，碳化物数量越多，在较宽的奥氏体化温度范围内加热易于球化。 含含C量量：高碳钢较低碳钢容易球化 合

170、金元素合金元素：钢中若含有强碳化物形成元素，球化较易。（2）原始组织的影响原始组织的影响 球化退火前原始组织的类型、晶粒粗细以及自由铁素体、碳化物的大小、形状、数量和分布等均显著影响球化过程。S回易球化亚共析钢有块状F+P，则球化不均匀B、T易球化网状的渗碳体很难球化冷变形易球化在共析钢中在共析钢中的二次碳化的二次碳化物呈网状时物呈网状时很难球化，很难球化，如图中如图中a，b所示所示为了消除网为了消除网状碳化物可状碳化物可在球化退火在球化退火前进行一次前进行一次正火处理或正火处理或高温固溶处高温固溶处理。如图中理。如图中c，d所示所示图图8.2 T12钢球化退火组织钢球化退火组织（3）加热温度

171、和保温时间加热温度和保温时间 加热温度越高，奥氏体越容易出现片状珠光体而不容易球化；延长保温时间，使奥氏体中碳浓度趋于均匀，也会使片状珠光体出现，但其影响比温度的作用弱得多。（4）冷却速度冷却速度 提高冷却速度将降低转变温度，从而使碳化物球化时的临界扩散距离减小，有助于形成片状碳化物； 冷却过慢，碳化物过于粗大。（5）形变的影响形变的影响 层状珠光体经过塑性变形可以加速球化过程。四、等温退火四、等温退火 1. 概念概念：将工件加热到高于Ac3或Ac1温度，保持适当时间后，较快地冷却到珠光体转变温度区间的某一温度并等温保持使奥氏体转变为珠光体组织，然后在空气中冷却的退火工艺称为等温退火。 2.适

172、用对象适用对象：过冷奥氏体在珠光体转变区比较稳定的合金钢。 3. 工艺参数工艺参数（1）加热温度加热温度 亚共析钢：Ac3+（3050） 过共析钢：Ac1+（3050）（2）等温温度等温温度：根据退火后的性能（硬度）而定，从该钢种C曲线选择。 硬度高：A1-（80100） 硬度低：A1-（3070）（3）等温时间等温时间：比C曲线标注的时间稍长一些。 一般合金钢：34h五、均匀化退火均匀化退火1. 定义：将金属铸锭、铸件或钢坯在略低于固相线的温度下长期加热，消除或减少化学成分偏析以及显微组织（枝晶）的不均匀性，以达到均匀化达到均匀化的热处理工艺称为均匀化退火。2. 偏析现象 由于铸锭或铸件在结

173、晶过程中钢液发生选择性结晶及不均匀冷却，将发生偏析现象。化学成分的不均匀非金属的夹杂不均匀分布在偏析区形成气泡气孔，对以后热处理性能造成危害。图图8.3 16Mn铸钢的枝晶偏析（铸钢的枝晶偏析（100）3. 偏析危害造成大型铸件各部分成分差异大，从而使相变过程产生差异，导致大型铸件组织和性能不均匀。偏析区内碳、硫、磷的不均匀分布，容易在压力加工或热处理时造成废品。偏析将导致机械性能恶化，热轧后偏析区形成带状组织。4. 应用：合金钢钢锭或铸件5. 工艺温度：11001200保温时间：1015h6.扩散退火后钢的晶粒粗大，必须进行一次完全退火或正火完全退火或正火来细化晶粒，消除过热过热缺陷，为随后

174、热处理做好准备。 六六、再结晶和去应力退火再结晶和去应力退火1. 再结晶退火定义定义：经过冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当时间，使形变晶粒重新转变为均匀的等轴晶粒，以消除形变强化和残余应力的热处理工艺。目的目的：消除加工硬化，提高塑性，改善切削性能及压延成型性能。加热温度加热温度：再结晶温度以上，Ac1以下2. 去应力退火去应力退火定义：为了消除铸造、焊接、热轧、热锻等过程引起的内应力而进行的退火称为去应力退火。目的：消除铸件、锻件、焊接件应力，稳定几何形状，防止变形和开裂。加热温度：550650冷却：冷到500后出炉空冷1. 定义定义：将钢加热到Ac3或Accm以上3050并保温

175、一定时间，然后出炉在空气空气中冷却的热处理工艺。 2. 目的目的为下一步热处理做组织准备低碳钢通过正火可以改善钢的加工性对过共析钢，正火可消除网状碳化物，便于球化退火正火可作为中碳钢或中碳合金钢的最终热处理，代替调质处理，使工件具有一定的综合力学性能。8.3 钢的正火钢的正火3. 正火温度 Ac3（ Acm ）+（3050）含强碳化物元素：Ac3 （ Acm ） +（120150）图图8.4 正火工艺生产线正火工艺生产线一、退火与正火的区别区别 1. 正火的冷却速度快冷却速度快，过冷度较大过冷度较大； 2. 正火后得到的组织较细组织较细，强度和硬度强度和硬度比退火高一些。8.4 退火正火后的组

176、织性能与工艺选用退火正火后的组织性能与工艺选用二、退火正火后组织性能 1. 都是珠光体组织，但正火的片层间距小 2. 正火组织比退火组织细 3. 正火后的先共析相数量少 4. 对于合金钢，退火后易获得粒状珠光体，正火后易得S或T 5. 正常条件下，正火或退火均能细化晶粒 非正常条件下，正火后易得到魏氏组织三、退火与正火工艺的选用选用 1. 从切削加工性切削加工性上考虑（1）低碳钢（0.25%）：采用正火处理，便于切削（2）中碳钢：0.25%0.5%，应采用正火合适 0.5%0.75%的中碳钢或合金中碳钢，采用退火合适（3） C%0.75%高碳钢 采用球化退火作为预备热处理，若有网状二次渗碳体存

177、在，则应先进行正火以消除网状渗碳体。2. 从使用性能使用性能上考虑 对工件受力不大，性能要求不高，可用正火作为最终热处理，代替淬火+回火3. 从经济成本经济成本上考虑 在钢的使用性能和工艺性能都能满足的前提下，尽可能选用正火正火作作 业业1. 什么是完全退火？哪些钢种适合于完全退什么是完全退火？哪些钢种适合于完全退火？完全退火的工艺参数是什么？火？完全退火的工艺参数是什么？2. 什么是球化退火？球化组织的特点是什么什么是球化退火？球化组织的特点是什么？影响球化退火的因素有哪些？影响球化退火的因素有哪些？3. 什么是等温退火？等温退火适用于哪些钢什么是等温退火？等温退火适用于哪些钢种？等温温度和

178、等温时间如何来选择？种？等温温度和等温时间如何来选择？一、淬火的定义及目的一、淬火的定义及目的1. 定义定义：将钢加热至临界点以上，保温一定时间后以大于临界冷却速度的速度冷却，使过冷奥氏体转变为马氏体或贝氏体马氏体或贝氏体的热处理工艺。2. 目的 获得马氏体，淬火后的钢的强度、硬度和耐磨性大大提高与不同的回火工艺配合，以提高钢的力学性能9.1 钢的淬火第九章第九章 钢的淬火与回火钢的淬火与回火二、淬火工艺的分类分类 1. 按加热温度加热温度分：完全淬火；不完全淬火 2. 按加热速度加热速度分：普通淬火；快速加热淬火；超快速加热淬火 3. 按加热介质及热源条件加热介质及热源条件：光亮淬火；真空淬

179、火，火焰加热淬火；激光加热淬火等 4. 按淬火部位淬火部位：整体淬火；局部淬火；表面淬火 5. 按冷却方式冷却方式：直接淬火；双液淬火；等温淬火等一、淬透性的基本概念一、淬透性的基本概念1. 淬硬层与淬透性淬硬层与淬透性淬硬层是指未淬透的工件上具有高硬度马氏淬硬层是指未淬透的工件上具有高硬度马氏体组织的这一层称为淬硬层。体组织的这一层称为淬硬层。淬硬层深度是指由工件表面至半马氏体区的淬硬层深度是指由工件表面至半马氏体区的深度深度(50%M)。9.2 钢的淬透性 淬透性淬透性是指钢在淬火时是指钢在淬火时获得马氏体获得马氏体的能力。的能力。是钢材是钢材固有固有的一种属性。其大小是用规定的一种属性。

180、其大小是用规定条件下条件下淬硬层深度淬硬层深度或或能够全部淬透的最大能够全部淬透的最大直径直径来表示。来表示。淬透性取决于淬透性取决于淬火临界冷却速度淬火临界冷却速度的大小，也的大小，也就是钢的过冷奥氏体稳定性，而与冷却速就是钢的过冷奥氏体稳定性，而与冷却速度、工件尺寸大小等外部因素无关。度、工件尺寸大小等外部因素无关。淬硬层与钢的淬硬层与钢的淬透性淬透性、工件尺寸工件尺寸、所采用的所采用的冷却介质冷却介质等有关。等有关。2.淬硬性与淬透性淬硬性与淬透性 淬硬性淬硬性：表示钢淬火时的硬化能力，是指钢在淬成马氏体时所能够达到的最高硬度最高硬度，它主要取决于钢的含碳量含碳量，确切地说，取决于淬火加

181、热时奥氏体中的含碳量，与合与合金元素关系不大金元素关系不大。 关系：淬硬性与淬透性不同，淬硬性高的钢，淬透性不一定高；而淬硬性低的钢，淬透性不一定低。二淬透性的意义及影响因素二淬透性的意义及影响因素1. 淬透性的实际意义实际意义 （1）淬透与未淬透的试样的性能差别（调质处理）淬透性高：沿截面力学性能分布均匀淬透性低：心部未淬透，高温回火后仍保留片状索氏体，力学性能低。 （2）工程上根据实际服役条件选择是否淬透承受拉压的重要件 要求工件淬透承受弯曲和扭转的轴类零件 不要求全部淬透2. 影响淬透性的因素影响淬透性的因素 （1）碳含量碳含量共析钢淬透性最好亚共析钢随C%增加，淬透性提高过共析钢随C%

182、增加，淬透性降低（2）合金元素的影响合金元素的影响除Co、Al外，其他合金元素都能溶于奥氏体，增加过冷奥氏体稳定性，降低临界冷却速度，提高钢的淬透性。（3）奥氏体化条件奥氏体化条件 奥氏体化温度越高，保温时间越长，钢的淬透性越好。 （4）钢中未溶第二相钢中未溶第二相钢中未溶第二相会成为奥氏体非自发形核核心，使临界冷却速度增大，降低淬透性。（5）钢的原始组织的影响钢的原始组织的影响珠光体的类型及弥散度的不同 奥氏体的均匀性 影响钢的淬透性碳化物越细，溶入奥氏体越迅速 提高淬透性三、淬透性评定标准与方法 1.淬透性评定标准 标准试样，一定冷却条件下：淬硬层深度淬硬层深度或能够全部淬透的最大直径能够

183、全部淬透的最大直径淬硬层深度的确定淬硬层深度的确定 从淬火工件表面至从淬火工件表面至半马氏体半马氏体区的距离区的距离M量和硬度随深度的变化量和硬度随深度的变化2. 淬透性评定方法 uU曲线法曲线法u临界直径法临界直径法u末端淬火法末端淬火法（1）U曲线法曲线法试样试样：长径比为：46试验方法试验方法：按规定条件淬火后沿中心十字线测硬度，并绘出硬度分布曲线表示法表示法：淬透层深度h或未淬透心部直径与试样直径之比DH/D优点优点：直观、准确，与实际情况接近缺点缺点：繁琐、费时，不适合于大批量生产检验（2）临界直径法临界直径法 临界淬透直径临界淬透直径是指圆形钢棒在介质中冷却，中是指圆形钢棒在介质中

184、冷却，中心被淬成半马氏体的最大直径，用心被淬成半马氏体的最大直径，用D0表示。表示。D0与介质有关，如与介质有关，如45钢钢D0水水=16mm，D0油油=8mm。只有冷却条件相同时，才能进行不同材料淬透只有冷却条件相同时，才能进行不同材料淬透性比较，如性比较，如45钢钢D0油油=8mm，40Cr D0油油=20mm。（3）末端淬火法末端淬火法（端淬试验端淬试验） 末端淬火法示意图末端淬火法示意图淬透性表示方法淬透性表示方法即用即用 表示，表示，J 表示末端淬透性，表示末端淬透性，d 表示表示半马氏体区半马氏体区到水冷端的到水冷端的距离距离, HRC为半马氏体为半马氏体区的硬度。区的硬度。J40

185、/6四、淬透性曲线的应用合理选择材料预测材料的组织与性能制定热处理工艺1. 根据淬透性曲线求圆棒工件截面上的硬度分布 例：欲选用45Mn2钢制造50mm50mm的轴，试求经水淬后其截面上的硬度分布曲线。2. 根据工件的硬度要求，用淬透性曲线协助选择钢种与热处理工艺3. 根据淬透性曲线确定钢的临界淬透直径u 淬火介质：为实现淬火目的所用的冷却介质。淬火介质：为实现淬火目的所用的冷却介质。u冷却能力冷却能力是冷却介质的主要指标。是冷却介质的主要指标。 冷却能力大：工件越容易淬硬，淬硬层的深冷却能力大：工件越容易淬硬，淬硬层的深度越深；但冷却能力过大，将产生巨大的淬度越深；但冷却能力过大，将产生巨大

186、的淬火应力，使工件变形和开裂火应力，使工件变形和开裂u理想的淬火介质：保证工件得到马氏体，同理想的淬火介质：保证工件得到马氏体，同时变形小、不开裂时变形小、不开裂9.3 淬火介质A1Ms650400温度温度/时间时间/s一淬火介质的分类与要求 1. 淬火时发生物态变化发生物态变化的淬火介质 水，油，水溶液水，油，水溶液 特点特点：（1）沸点远低于工件的淬火加热温度（2）汽化沸腾，使工件强烈散热（3）工件与介质的界面还可以辐射，传导，对流等方式进行散热。2. 淬火时不发生物态变化不发生物态变化的淬火介质 各种熔盐，熔融金属熔盐，熔融金属 特点特点：（1）沸点高于工件的淬火加热温度（2）赤热工件淬

187、入其中时不会汽化沸腾，而只以辐射，传导和对流的方式进行热交换。 3. 一般要求 （1）在过冷奥氏体不稳定的中温区域冷却要快，而在Ms点附近冷却速度缓慢； （2）适用范围宽，而变形开裂倾向小； （3）在使用过程中不变质，不腐蚀工件，不粘接工件，稳定，可靠，无毒，不易燃烧； （4）来源充分，便宜，便于推广。二有物态变化的淬火介质 1. 冷却特性与冷却机理冷却特性与冷却机理 冷却特性冷却特性：试样温度与冷却时间或试样温度与冷却速度之间的关系。 以水水为例，赤热工件进入淬火介质后，其冷却过程分为三个阶段： （1）蒸汽膜阶段 特性温度：蒸汽膜开始破裂的温度。（2）沸腾阶段（B-C）u蒸汽膜破后，冷却介质

188、与工件直接接触；u在工件表面激烈沸腾而带走大量热量，故冷却很快。（3）对流阶段（C-D）u工件温度低于介质沸点，本阶段开始u主要靠对流传热u冷却速度比蒸汽膜阶段还要缓慢 2. 常用淬火介质p 水： 优点：（1）价廉，安全，清洁 （2）具有较强的冷却能力 缺点：（1）冷却能力对水温的变化很敏感 （2）奥氏体最不稳定区，水处在蒸汽膜阶段；而在马氏体区的冷速太大，易使工件变形开裂。 （3）不溶或微溶杂质会显著降低其冷却能力，工件淬火后易产生软点。p盐水机理：溶入水中的盐、碱等，随着水的汽化在工件表面析出并爆裂，使蒸汽膜提早破裂，提前进入沸腾阶段。500650冷却能力比水强；低温段冷却能力与水相似；盐

189、水冷却能力受温度的影响比纯水小。p碱水在高温区的冷却速度比盐水高，在低温区冷速比盐水低；淬火后可得到高而均匀的硬度，而且变形开裂倾向小；氧化皮脱落后使工件表面洁净，呈银灰色；价格贵，易产生腐蚀p油在300200 低温区的冷却能力比水小得多，减小变形开裂倾向油在高温区的冷却能力低提高油温，可增加其冷却能力 3. 淬冷烈度p比较不同介质对工件的冷却能力p以18静止水的冷却能力作为标准，定义其淬冷烈度H=1pH越大，冷却能力越强三无物态变化的淬火介质u包括熔盐、熔碱及熔融金属u沸点高u主要用于分级淬火和等温淬火u冷却能力与其本身的物理性质及工件与介质的温差有关工艺参数：加热温度加热温度+保温时间保温

190、时间+冷却条件冷却条件一淬火加热规程一淬火加热规程 加热温度加热温度+加热速度加热速度+保温时间保温时间1.淬火加热温度淬火加热温度 （1）原则：获得细小的奥氏体晶粒原则：获得细小的奥氏体晶粒u淬火加热温度主要根据淬火加热温度主要根据钢的成分钢的成分，即临界点确定，即临界点确定u亚共析钢：亚共析钢：Ac3+（3050）u共析钢，过共析钢：共析钢，过共析钢：Ac1+（3050）9.4 淬火工艺（2）亚共析钢选亚共析钢选Ac3+（3050）的原因：）的原因：加热温度加热温度过高过高：奥氏体晶粒粗化，淬火后马：奥氏体晶粒粗化，淬火后马氏体组织粗大，钢的性能恶化。氏体组织粗大，钢的性能恶化。加热温度加

191、热温度过低过低：淬火后强度硬度较低：淬火后强度硬度较低（3）共析钢，过共析钢选）共析钢，过共析钢选Ac1+（3050）的原因：）的原因：球化退火作为预备热处理球化退火作为预备热处理Ac1+（3050）下，得到的是奥氏体和）下，得到的是奥氏体和部分未熔的细粒状渗碳体颗粒部分未熔的细粒状渗碳体颗粒淬火后，得到马氏体和未溶渗碳体颗粒，由淬火后，得到马氏体和未溶渗碳体颗粒，由于渗碳体硬度高，可提高耐磨性。于渗碳体硬度高，可提高耐磨性。若加热温度高：若加热温度高： 渗碳体溶入奥氏体的数量增多渗碳体溶入奥氏体的数量增多 奥氏体奥氏体的碳含量增加的碳含量增加 Ms点降低点降低 残余奥氏残余奥氏体量增多体量增

192、多 降低钢的硬度和耐磨性降低钢的硬度和耐磨性 加热温度过高会引起奥氏体晶粒粗大，淬加热温度过高会引起奥氏体晶粒粗大，淬火后得到粗大的片状马氏体，使显微裂纹火后得到粗大的片状马氏体，使显微裂纹增多，脆性增加，容易引起工件的淬火变增多，脆性增加，容易引起工件的淬火变形和开裂。形和开裂。（4）选择淬火温度还应考虑：加热设备工件尺寸大小工件的技术要求工件本身的原始组织淬火介质淬火方法（5）对低合金钢： Ac1（或Ac3）+50100（6）对高碳钢：一般情况下，提高淬火温度强碳化物形成元素钨等元素能降低钢的过热敏感性，允许提高加热温度锰降低临界点，增加过热敏感性，淬火温度取下限（7）综合应用马氏体、贝氏

193、体形态的形成规律来指导淬火规范的优选。l淬透性l板条马氏体l片状马氏体l显微裂纹 2. 加热与保温时间 ：加热时间 ：透烧时间 ：组织转变 生产中常用加热系数来估算加热时间： ：加热系数 K：与装炉量有关的系数 D：工件有效厚度 工件有效厚度的确定方法： （1）板或薄壁： 实际厚度 （2）圆锥形：以距离顶部2/3处的直径作为有效厚度。 （3）球体：以0.6倍球直径 （4）形状复杂的：以工作部分作为有效厚度3. 加热速度 对于形状复杂且要求变形小的工件，或高合金钢制的工件，大型合金钢锻件，采取限速升温或阶梯升温，以减小变形及开裂倾向。二淬火冷却方法 1. 单液淬火：将奥氏体化后的工件直接淬入一种

194、淬火介质中连续冷却至室温的方法。 优点：工艺过程简单，操作方便，经济，适合于批量作业。 缺点：对形状复杂，截面变化突然的某些工件，容易在截面突变处因淬火应力集中而导致开裂。2. 双液淬火：分别在两种不同的介质中进行冷却的方法，如水油；油空气等。 作用：在过冷奥氏体转变曲线的鼻尖处快速冷却避免过冷奥氏体分解，而在Ms点以下缓慢冷却以减小变形开裂。3. 喷射淬火：向工件喷射急速水流的淬火方法。 特点：不会在工件表面形成蒸汽膜。 4. 分级淬火：将奥氏体化后的工件首先淬入略高于钢的Ms点的盐浴或碱浴炉中保温一段时间，待工件内外温度均匀后，再从浴炉中取出空冷至室温的淬火方法。 特点：（1）保证工件表面

195、和心部马氏体转变同 时进行，并在缓慢冷却条件下完成 （2）减小或防止工件淬火变形或开裂 （3）克服了双液淬火时间难以控制的缺点 （4）冷却慢，适用于小工件 4. 等温淬火：将奥氏体化后的工件淬入Ms点以上某温度的盐浴中等温足够长的时间，使之转变为下贝氏体组织，然后在空气中冷却的方法。 5. 冷处理：将淬火工件深冷到零下某一温度，使残留奥氏体继续转变为马氏体的处理方法。 特点：（1）处理温度：-60-80 （2）高碳合金工具钢和经渗碳或碳氮共渗的结构钢零件，目的是为了提高耐磨性和硬度，或保持尺寸稳定性 （3）冷处理应在淬火后及时进行工件淬入方式的选取原则工件淬入方式的选取原则 （1）保证工件得到

196、最均匀的冷却 （2）以最小阻力方向淬入 （3）使工件重心稳定1. 定义：将淬火后的零件加热到低于A1点的某一温度并保温，然后以适当的方式冷却到室温，使其转变为稳定的回火组织的热处理工艺称为回火。2. 回火的目的稳定工件组织和尺寸减小或消除淬火应力获得强韧性的适当配合9.5 回火工艺3. 回火的种类（1）低温回火：温度温度：150250主要组织主要组织：回火马氏体回火马氏体目的目的：保持高硬度、高强度和良好耐磨性的同时，适当提高淬火钢的韧性，并显著降低钢的淬火应力和脆性。适用于适用于：高碳钢、合金工具钢制造的刃具、量具和模具等。（2）中温回火：回火屈氏体回火屈氏体温度温度：350500主要组织主

197、要组织：回火屈氏体回火屈氏体目的目的：获得高的弹性极限和屈服极限、较高的强度和硬度、良好的塑性和韧性，消除应力。适用于适用于：含碳量为0.60.9%的碳素弹簧钢和含碳量为0.450.75%的合金弹簧钢。（3）高温回火 温度温度：500650主要组织主要组织：回火索氏体回火索氏体调质处理调质处理=淬火淬火+高温回火高温回火目的目的：获得良好的强韧性配合，具有优良的综合力学性能。适用于适用于：中碳结构钢和低合金结构钢制造的各种受力比较复杂的重要结构件。4. 回火保温时间 透热时间+组织转变时间经验公式：t：回火保温时间Kh：回火保温时间基数Ah：回火保温时间系数D：工件有效厚度5. 回火后的冷却u

198、一般采用空冷u防止重新产生应力和变形、开裂，采用缓冷u防止高温回火脆性，采用快冷，以抑制回火脆性。一表面淬火概念 1. 使零件表面获得高的硬度，耐磨性和疲劳强度，而心部仍保持良好的塑性和韧性的一类热处理方法，称为表面淬火。 2. 与化学热处理的区别：表面淬火不改变零件表面的化学成分，而是依靠使零件表层迅速加热到临界点以上（心部仍处于临界点以下），并随之淬冷来达到强化表面的目的。 3. 分类：根据加热方法不同：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，激光加热表面淬火和电子束加热表面淬火。9.6 钢的表面淬火二感应加热表面淬火 1. 概念：利用电磁感应的原理，在工件表面产生大感应电

199、流（涡流），使表面迅速加热到奥氏体状态，随后快速冷却获得马氏体的淬火方法。 2. 原理：电磁感应 3. 工艺4. 特点 （1）感应加热升温速度快，保温时间极短 （2）感应加热表面淬火后，工件表层强度高 （3）感应加热表面淬火后，工件的耐磨性比普通淬火的高 （4）感应加热表面淬火件的冲击韧度与淬硬层深度和心部原始组织有关 （5）加热速度快且无保温时间，工件不产生氧化和脱碳，变形小 （6）生产率高，便于实现机械化和自动化，淬火层深度易于控制，适于形状简单的机器零件的批量生产，应用广泛。 5. 适用对象：中碳钢及中碳合金钢三激光加热表面淬火 1. 激光的主要特点u高方向性u好亮度性u高单色性 2.

200、激光与金属的相互作用 光子 黑化处理 3. 激光加热表面淬火工艺及特点 （1）加热时间很短，区域很小，冷却极快 （2）需要在零件表面逐条扫描来进行加热 （3）由于加热速度很快，奥氏体化温度很高，奥氏体晶粒极细，因此马氏体组织很细； （4）由于奥氏体化时间很短，奥氏体成分很不均匀，有未溶碳化物，致使淬火组织中成分不均，并有未溶碳化物； （5）急冷急热导致工件表层产生较大的残余压应力及高密度的位错等晶体缺陷，使激光淬火处理后的淬火层硬度，耐磨性及抗疲劳性能提高。一淬火应力 1. 热应力 定义：工件冷却时由于表层及心部收缩的不均匀性而造成的内应力称为热应力。 圆柱形钢件冷却时热应力的变化特点 2.

201、组织应力 定义：由于工件的表层和心部发生马氏体转变的不同时性而造成的内应力称为组织应力。 圆柱形钢件冷却时组织应力的变化特点9.7 淬火缺陷与防止二淬火变形 1. 淬火变形基本规律 （1）淬火变形的两种主要形式几何形状的变化体积的变化 （2）热应力引起的变形特点 （3）组织应力引起的变形特点 2. 影响淬火变形的因素 （1）钢的化学成分与原始状态 （2）热处理工艺 （3）工件几何形状与尺寸三淬火开裂 1. 淬火裂纹的类型 （1）纵向裂纹 （2）横向裂纹 （3）网状裂纹 （4）剥离裂纹 （5）显微裂纹2. 淬火开裂的原因 （1）原材料缺陷 （2）锻造缺陷 （3）热处理工艺不当p加热温度过高，奥氏

202、体晶粒粗大，淬火后马氏体也粗大，脆性增大，易产生淬火裂纹；p加热速度过快，工件各部分加热不均匀时，导热性差的高合金钢和形状复杂，尺寸较大的工件，很容易产生裂纹；pMs点以下冷却过快，很容易引起开裂，尤其对于高碳钢，合金钢来说更为明显；p回火温度过低，时间过短或回火不及时，都可能引起工件开裂。 （4）零件设计与加工四减少淬火变形和防止淬火开裂的措施 1. 正确选材和合理设计 2. 正确锻造和预备热处理 3. 采用合理的热处理工艺与方法五其他淬火缺陷及防止 1. 硬度不足 （1）淬火加热温度过低或保温时间过短 （2）淬火冷速不够 （3）操作不当 （4）表面脱碳2. 软点 （1）工件的原始组织不均匀

203、 （2）工件表面局部脱碳或工件渗碳后表面碳浓度不均匀，低碳区淬火后形成软点 （3）淬火介质冷却能力不足 （4）操作不当3. 氧化与脱碳 （1）氧化的过程 （2）氧化的规律 （3）防止氧化的方法p采用保护气氛加热p真空加热p在盐浴炉中加热并检查严格的脱氧制度p高温短时快速加热p表面用涂料防护 （4）脱碳：钢在脱碳性介质中加热时，钢表层中的固溶碳和碳化物中的碳与介质发生化学反应，生产气体逸出钢外，使钢的表层碳浓度降低的现象叫脱碳。u本质是钢中的碳被氧化。一奥氏体晶粒的超细化处理 1. 超快速加热法 2. 快速循环加热淬火法二碳化物的超细化处理 1. 高温固溶+淬火+高温回火 2. 高温固溶+等温处

204、理9.8 淬火工艺的新发展三控制马氏体，贝氏体组织形态及其组成的淬火 1. 高碳钢的低温短时加热淬火 2. 获得马氏体加贝氏体复合组织的淬火四保留适当数量塑性相的淬火 1. 亚共析钢的亚温淬火 2. 控制残留奥氏体形态，数量和稳定性的处理五钢的形变热处理 1. 高温形变热处理 2. 低温形变热处理六真空淬火 1. 真空加热的特点 2. 钢的真空淬火1. 什么是钢的淬透性，淬硬层深度及淬硬性？影响淬透性的因素有哪些？2. 测定淬透性的方法有哪些？淬透性曲线有哪些主要用途？3. 有物态变化的淬火介质的冷却特性和冷却机理如何？4. 淬火工艺规范制定的原则是什么？淬火加热规范怎么制定？5. 什么是分级

205、淬火？什么是冷处理？6. 减小淬火变形和防止淬火开裂有哪些主要措施？ 一化学热处理的分类 1. 化学热处理的概念：将工件在特定的介质特定的介质中加热，保温，使介质中的某些元素某些元素渗入工件表层表层，以改变其表层化学成分和组织表层化学成分和组织，获得与心部不同性能的热处理工艺。 2. 用途 对表面和心部性能要求不同的零件。10.1 化学热处理的分类与基本过程第十章第十章 钢的化学热处理钢的化学热处理 3. 与一般热处理的区别 （1）化学热处理有表面化学成分表面化学成分的改变，而一般热处理没有表面化学成分的改变。 （2）化学热处理后渗层与基体金属之间无明显的分界面，由表面向内部其成分，组织与性能

206、是连续过渡连续过渡的。 4. 分类 （1）根据渗入元素渗入元素的不同，分为：渗碳；渗氮；渗硼；渗铝等 （2）根据渗入元素对钢表面性能表面性能的作用，分为：u提高渗层硬度及耐磨性硬度及耐磨性的化学热处理；u改善零件间抗咬合性抗咬合性及提高抗擦伤性抗擦伤性的化学热处理；u使表面具有抗氧化性抗氧化性和耐高温性能耐高温性能的化学热处理。二化学热处理的基本过程基本过程 1. 分解分解：零件周围介质中的渗剂分子发生分解，形成渗入元素的活性原子活性原子。 2. 吸收吸收：指活性原子被金属表面吸收的过程。 3. 扩散扩散：渗入原子在金属基体中由表面向内部的扩散。三渗层的组织结构与形成过程 1. 渗入元素与基体

207、元素之间形成连续固溶体 2. 渗入元素在基体金属中的溶解度有限一渗碳原理 1. 渗碳渗碳：将低碳钢低碳钢置于具有足够碳势的介质中加热到奥氏体状态奥氏体状态并保温，使其表层形成富碳层富碳层的热处理工艺，是目前机械制造工业中应用最广最广的化学热处理。 2. 碳势碳势：指渗碳气氛与钢件表面达到动态平衡时钢表面的碳含量，碳势高低反映了渗碳能力的强弱。 10.2 钢的渗碳（carburizing）3. 渗碳的目的：保持工件心部良好韧性心部良好韧性的同时，提高其表面的硬度，耐磨性和疲劳强表面的硬度，耐磨性和疲劳强度度。主要用于那些对表面耐磨性要求较高，并承受较大冲击载荷的零件。4. 渗碳的分类：根据所用介

208、质物理状态物理状态的不同，分为：气体渗碳；液体渗碳和固体渗碳三种。 5. 气体渗碳：将工件放入密封密封的渗碳炉内，在高温气体介质中的渗碳。 6. 炉气反应与碳势控制 调整富化气的输入量，控制调整富化气的输入量，控制H2O；CO2；CH4及及O2含量，以控制气氛碳势。含量，以控制气氛碳势。7. 碳原子的吸收要求工件表面清洁炉气有良好的循环控制好分解和吸收速度，以保证碳原子的吸收 8. 碳原子的扩散遵循Fick第一定律进行扩散渗碳层深度d与渗碳时间 满足当渗碳时间相同时，渗碳温度提高100，渗层深度约增加一倍；如果渗碳温度提高55，则得到相同渗层深度的时间可缩短一半。扩散影响渗层碳浓度梯度（平缓降

209、低）。 9. 合金元素对渗碳过程的影响影响表面碳浓度影响碳在奥氏体中的扩散系数碳化物形成元素（钛、铬、钼、钨），能提高渗层表面碳浓度，但降低碳的扩散系数非碳化物形成元素（硅、镍、铝）降低渗层表面碳浓度，但提高碳的扩散系数渗层深度渗层深度二气体渗碳工艺 1. 渗碳的技术要求与工艺过程渗层表面碳含量渗层深度浓度梯度渗碳淬火回火后的硬度金相组织 2. 渗碳工艺参数的选择与控制 （1）气氛渗碳基体碳含量：0.12%0.25%渗碳后：0.81.0% （2）渗碳温度影响碳势影响碳的扩散速度和渗层深度影响钢的组织目前，生产中的渗碳温度：920930 （3）渗碳时间主要取决于渗层深度要求（4）分段渗碳工艺参数

210、p升温排气阶段 较低碳势p强渗阶段 碳势：高于表面碳含量，时间较长p扩散阶段 碳势：等于表面碳含量，时间较短p降温预冷阶段 降到淬火温度，便于直接淬火三固态渗碳 1. 概念：在固态渗碳剂中渗碳的方法。 2. 固体渗碳剂：木炭（90%左右）和催渗剂（BaCO3；CaCO3；Na2CO3等，10%左右） 3. 渗碳过程： 将零件埋入渗碳剂中，密封渗碳箱并加热到渗碳温度，开始渗碳。 无催渗剂 有催渗剂 4. 特点：p优点：设备简单，适应性强，渗碳剂来源容易，费用较低。p缺点：不适用于渗层要求较浅的零件，表面碳含量也很难精确控制，渗后直接淬火困难，渗碳时间长，劳动条件差。四液体渗碳 1. 概念：在液体

211、介质中进行的渗碳。 2. 特点 优点：设备简单，加热均匀，渗碳速度快，便于渗后直接淬火，适合于小零件的单件或小批量生产。 缺点：易腐蚀零件，碳势调整幅度小且不易精确控制，劳动条件差。五渗碳件的热处理与组织 1. 渗碳后的组织分布及热处理的必要性自表面至心部：过共析组织 共析组织 亚共析组织2. 渗碳后的热处理 （1）预冷直接淬火）预冷直接淬火l定义定义：工件渗碳后随炉或出炉预冷预冷到稍高于心部成分的Ar3温度，然后直接淬火，这种处理方法叫直接淬火法。l预冷的目的预冷的目的：减少零件与淬火介质的温差，从而减少淬火应力和零件的变形。l优点优点：工艺简单、生产效率高、成本低、氧化脱碳倾向小。l缺点缺

212、点：奥氏体晶粒粗大导致淬火后形成粗大的马氏体，性能下降淬火淬火+回火回火l适用适用：过热倾向小的本质细晶粒钢，如20CrMnTil组织组织： 淬火淬火后（淬透）表面表面：淬火马氏体+残留奥氏体+二次渗碳体 心部心部：低碳马氏体 回火回火后表面表面：回火马氏体+残留奥氏体+部分二次渗碳体 心部心部：回火低碳马氏体（2）一次加热淬火l定义定义：零件渗碳终了出炉后缓慢冷却，然后再重新加热淬火，这种处理方法叫一次加热淬火法。l优点优点：细化渗碳时形成的粗大组织，提高力学性能。l淬火温度的选择淬火温度的选择：如果强化心部，则加热到Ac3以上；如果强化表层，只需加热到Ac1以上。l适用适用：组织和性能要求

213、较高的零件，生产中应用广泛l组织组织：（2）二次加热淬火l定义定义：工件渗碳冷却后工件渗碳冷却后两次两次加热淬火加热淬火。l淬火温度的选择淬火温度的选择：一次淬火加热温度一般为心部成分的Ac3以上，目的是细化心部组织，消除表层网状碳化物；二次淬火一般加热到Ac1以上，使渗层获得细小粒状碳化物和隐晶马氏体，以保证获得高强度和高耐磨性。l缺点缺点：工艺复杂、成本高、效率低，变形大l适用适用：要求表面高耐磨性和心部高韧性的重要零件（4）回火 低温回火 150190消除部分内应力使残留奥氏体趋于稳定六渗碳层深度的测量两种渗碳层深度：全渗碳层深度：表面至原始成分处有效渗碳层深度：渗碳淬火后由表面至550

214、HV处的距离 1. 化学分析法从试样表面至心部逐层取样进行化学分析，得出碳含量与至表面距离的关系曲线，据此来确定全渗碳层深度。缺点：取样分析比较麻烦 2. 金相法宏观断口分析宏观断口分析 方法方法：将随炉渗碳样品直接淬火，打断、磨光、腐蚀后观察其断口。 判定判定：断面呈乌黑色外层的厚度即为全渗碳层深度。显微组织法显微组织法 方法方法：将随炉渗碳样品退火退火后，用金相显微镜对渗碳试样横截面进行显微测量。 判定判定：碳钢：组织中50%珠光体至表层的距离为渗碳层深度，即渗碳层深度为过共析层+共析层+1/2亚共析层。合金钢：过共析层+共析层+过渡区层 3. 硬度法取样并进行表面处理垂直于渗碳表面测量维

215、氏硬度（试验力为9.8N），做出硬度与至表面距离关系曲线，以硬度大于550HV之层深作为有效渗碳层深度。优点：测量便捷、结果精确、设备简单七渗碳件的常见缺陷常见缺陷 1. 表面硬度偏低表面硬度偏低 原因：表面脱碳或出现了非马氏体组织 2. 渗碳层深度不足或不均匀渗碳层深度不足或不均匀 原因：渗碳温度偏低、渗碳时间过短、炉内碳势偏 低 不均匀：炉气循环不良或温度不均 3. 金相组织不合格金相组织不合格原因：钢材、渗碳工艺、渗碳后的热处理 4. 渗碳层内氧化渗碳层内氧化原因：钢中含有与氧亲和力比铁强的合金元素 5. 心部硬度偏高或偏低心部硬度偏高或偏低原因：淬火温度偏高或偏低一渗氮的特点特点 1.

216、 渗氮渗氮：是将氮渗入钢件表面，以提高其硬度，耐磨性，疲劳强度和耐蚀性能的一种化学处理方法。 2. 适用对象适用对象：传统的渗氮钢，不锈钢，工具钢和铸铁 3. 氮的分类分类 （1）普通渗氮普通渗氮：包括气体渗氮；液体渗氮和固体渗氮 （2）离子渗氮离子渗氮10.3 钢的渗氮3. 渗氮的特点特点 （1）高硬度和高耐磨性高硬度和高耐磨性 渗氮： 70HRC 500 渗碳：6062HRC 200 （2）高的疲劳强度高的疲劳强度 残余压应力 （3）变形小而规律性强变形小而规律性强铁素体状态下进行无需热处理变形原因只有渗氮层的体积膨胀（4）较好的抗咬合能力较好的抗咬合能力高硬度高温硬度 （5）较高的抗蚀性

217、能较高的抗蚀性能化合物层（化学稳定性高而且非常致密）缺点缺点：处理时间长：生产成本高渗氮层薄：不能承受太高的接触应力和冲击载荷，脆性大二Fe-N相图与纯铁渗氮层的组织 1. Fe-N相图相：含相：含N铁素体铁素体相：含相：含N奥氏体奥氏体相：相：Fe与与N的间隙相的间隙相相：可变成分的氮化物相：可变成分的氮化物 2. 纯铁渗氮层的组织l在渗氮温度下（500590） l从渗氮温度快冷到室温三渗氮原理 1. 渗氮介质的分解（无水氨气） 2. 活性氮原子的吸收活性氮原子只有一部分被钢件表面吸收多数结合成氮分子气氛要保持良好的循环，或要有较高浓度的未分解氨 3. 氮原子的扩散在铁中以间隙方式扩散扩散系

218、数比碳大渗氮层深度与时间呈抛物线关系四渗氮用钢及渗氮强化机理 1. 38CrMoAl普通碳钢渗氮后无法获得高硬度高耐磨性铬、钼、铝合金元素在渗氮时可形成硬度很高，弥散分布的合金氮化物38CrMoAl缺点：加工性差；淬火温度较高；易于脱碳；渗氮后脆性较大 2. 强化机理氮和合金元素原子在相中偏聚，形成混合G.P区，成盘状，与基体共格，引起较大点阵畸变，从而使硬度提高。 型过渡氮化物析出，也会引起硬度的强烈提高。 五气体渗氮工艺 1. 渗氮前的热处理强化机理的区别l渗碳：马氏体相变强化l渗氮：弥散强化渗氮前热处理：调质处理l淬火温度：Ac3l淬火介质：淬透性l回火温度：低，且回火温度比渗氮温度高5

219、0左右 2. 气体渗氮工艺参数 气氛氮势气氛氮势+渗氮温度渗氮温度+渗氮时间渗氮时间 （1）气氛氮势的选择与控制 NH3或NH3+H2氮势：工程上定义 为氮势。r的性质：只取决于气相的组成在一定温度渗氮时，形成 相或 相的临界氮势是一确定值r的控制：氨分解率提高氮势：加大气体流量，降低氨分解率 降低氮势：减小气体流量，提高氨分解率（2）渗氮温度与时间渗氮温度影响渗氮层深度和渗氮层硬度 渗氮温度越低，表面硬度越大，硬度梯度越陡，渗层深度越小渗氮温度的选择l主要考虑零件表面硬度l回火温度l渗氮层深l金相组织渗氮时间主要影响层深l渗氮时间越长，渗层越深为了缩短渗氮周期，发展了分阶段渗氮方法l两段渗氮

220、 第一阶段：低温、高氮势（510520；1520h） 第二阶段：高温，低氮势（550560；2530h）l三段渗氮三段渗氮六渗氮工件的检验和常见缺陷 1. 技术要求：l表面硬度l渗氮层深度l心部硬度l金相组织和变形量 2. 表面硬度偏低l表面氮浓度不足l渗前处理的回火温度偏高 3. 心部硬度超差l渗氮前的回火温度选择不当4. 渗氮后的组织l表层：索氏体+氮化物l心部：索氏体（允许少量铁素体）七离子渗氮 1. 离子渗氮的特点 （1）离子渗氮速度快，时间短，节约电能和气体 （2）渗氮层的性能更加优越 （3）变形小，特别适宜于形状复杂的精密零件 （4）易于实现局部渗氮 （5）适用于各种材料 （6）劳

221、动条件好，对环境污染轻2. 离子渗氮原理3. 离子渗氮工艺 电参数；热参数；气参数一碳氮共渗 1. 碳氮共渗：向钢中同时渗入碳和氮的化学热处理方法称为碳氮共渗。p高温碳氮共渗：790920 以渗碳为主p低温碳氮共渗：520580 以渗氮为主10.4 钢的碳氮共渗与软氮化2. C-N共渗的优点l共渗温度低，工件不易过热，渗后可直接淬火，变形比较小（N降低A1温度）l渗入速度较快，大大缩短工艺周期l表层硬度较高，渗层较深，硬度、耐磨性与疲劳强度较高l氮能提高过冷奥氏体稳定性，提高了渗层的淬透性。 3. 气体碳氮共渗原理与工艺气氛：渗碳气（载气+富化气）+1%10%的氨气 渗后理想的碳氮浓度lwC：

222、0.70.9%lwN：0.250.4%共渗温度：800880时间：0.54h4. 碳氮共渗后的热处理l直接淬火+低温回火（180200）5. 碳氮共渗层的组织与性能组织 碳氮共渗并淬火后：l表层：马氏体+残留奥氏体+弥散分布的碳氮化合物l向内：马氏体+残留奥氏体性能l较高的硬度和耐磨性，其耐磨性一般高于渗碳件l疲劳强度远大于渗碳件（表层产生比渗碳件更高的残余压应力）缺陷：l表层残留奥氏体过多表层残留奥氏体过多：表层碳氮含量过高l渗层中出现空洞渗层中出现空洞：氮含量过高，聚集成分子而逸出l内氧化内氧化l网状化合物网状化合物：降低韧性和疲劳强度，淬火时易产生应力集中，形成表面微裂纹二软氮化n实质：

223、铁素体状态下的氮碳共渗。 1. 软氮化原理与工艺l温度：57010l时间：14hl介质：气体气体 氨气与吸热式气氛的混合气体、 尿素热分解气体 或液体液体 尿素、碳酸钠、氯化钾 2. 软氮化层的组织与性能外层是化合物层：-Fe23（C，N）和 -Fe4N 厚约225m内层是扩散层l慢冷：基体组织+高度弥散的氮化物l快冷：基体组织性能：l大大提高零件的耐磨性、抗咬合性和擦伤性l大大提高零件的疲劳强度l提高钢的抗大气和海水腐蚀能力作业作业1. 简述化学热处理的基本过程。2. 名词解释：渗碳、碳势、氮势、软氮化3. 什么是渗氮？渗氮的特点是什么？4. 简述渗碳层深度的含义及测量方法。5. 热处理炉对

224、耐火材料的性能要求有哪些？ 筑炉材料筑炉材料包括：n耐火材料耐火材料n隔热材料隔热材料n炉用金属材料炉用金属材料n一般建筑用材料一般建筑用材料11.1 筑炉材料第十一章第十一章 加热设备加热设备一耐火材料耐火材料定义：能够抵抗高温，并能承受高温物理和化学作 用的材料。 1. 热处理炉对耐火材料性能的要求（1）耐火度耐火度：耐火材料软化到一定程度时的温度。普通耐火材料：15801770高级耐火材料：17702000特级耐火材料：2000（2）高温结构强度高温结构强度 荷重软化点：在一定压力下，以一定的升温速度加热，样品开始变形的温度或压缩变形达4%或40%的温度。（3）高温化学稳定性高温化学稳定

225、性高温化学稳定性：耐火材料在高温下抵抗炉气、熔盐和金属氧化物等的侵蚀作用的能力。用抗渣性来评定（4）热振稳定性热振稳定性定义：耐火制品对急冷急热的温度反复变化时抵抗破坏和剥落的能力，取决于耐火制品的化学成分和组织结构。（5）高温体积稳定性高温体积稳定性定义：耐火制品在高温下使用时，由于相的成分发生变化，发生再结晶或进一步烧结等所产生的不可逆残余膨胀或收缩，通常以热膨胀系数和重烧线收缩率来表示。 2. 热处理炉常用的耐火材料l粘土砖粘土砖：耐火粘土和高岭土l高铝砖高铝砖：Al2O3(48%)、SiO2和少量的氧化物杂质l抗渗碳砖抗渗碳砖：Fe2O3含量在1%以下的粘土砖或高铝砖，称为抗渗碳砖。l

226、轻质耐火材料：轻质耐火材料：密度密度l耐火纤维耐火纤维l不定型耐火材料不定型耐火材料二常用的隔热材料p主要性能特点性能特点：热导率小、体积密度小、体积比热容小p常用隔热材料 1. 硅藻土 2. 蛭石 3. 矿渣棉 4. 石棉 5. 高温超轻质珍珠岩电阻炉电阻炉：将电流通入金属或非金属电热元件，使电能转换成热能，依靠辐射与对流将热量传给被加热工件，从而使工件加热到规定温度。优点：l结构简单，操作方便l工作温度范围广，炉温分布较均匀且易控制l便于使用控制气氛l容易实现机械化和自动化操作11.3 热处理电阻炉分类：l按工作温度工作温度分：低温炉、中温炉、高温炉l按炉膛介质炉膛介质分：空气介质炉、控制

227、气体炉、浴炉l按炉膛形状炉膛形状分：箱式炉、井式炉、罩式炉l按专门化程度专门化程度分：通用炉、专用炉l按工艺用途工艺用途分：退火炉、正火炉、淬火炉、回火炉、渗碳炉l按作业规程作业规程分：周期作业炉、半连续作业炉和连续作业炉一热处理电阻炉的结构 1. 箱式电阻炉n结构l炉体以角钢焊接而成l炉膛用轻质粘土砖砌成，外层用硅藻土砖，在隔热层与炉壳之间用蛭石粉或硅藻土粉填满l金属电热元件放在炉膛两侧或炉底板之下l炉门框及炉门用铸铁制成l炉温测量靠热电偶 箱式电阻炉缺点：l冷炉升温慢l炉内温差较大l工件容易产生氧化与脱碳l操作不方便2. 井式电阻炉结构：l炉壳由型钢及钢板焊接而成l炉衬用轻质粘土砖砌成l炉

228、衬与炉壳之间填满隔热粉料l电热元件安装在炉内壁的搁砖上l炉盖的启闭由装在炉顶上的液压千斤顶进行分类：u中温井式电阻炉u低温井式电阻炉（井式回火炉）装炉量多，生产率高，装卸料方便，炉内气流循环较好不能分层布置，工件加热不均 u井式气体渗碳炉二热处理电阻炉的设计步骤 1. 收集设计资料 2. 设计步骤l炉型设计或选择l炉膛尺寸确定l炉体结构设计l电阻炉功率计算及功率分配l电热元件材料选择l电热元件设计计算l炉用机械设备和电气、控温仪表设计与选用l技术经济指标核算l绘制炉子总图、砌砖体、零部件图和编制电阻炉使用说明书三炉型的选择和炉膛尺寸的确定 1. 炉型的选择l生产量l工件特点和工艺要求l劳动条件

229、l其他 2. 炉膛尺寸的确定l炉膛有效尺寸l炉膛砌体的尺寸四炉体结构设计与材料选择n炉体包括炉墙、炉顶、炉底、炉门、炉壳及炉架等部分。 1. 炉衬材料的选择u炉衬由耐火层和隔热层组成。 2. 炉墙中温：耐火层+隔热层+石棉板高温：高铝砖+轻质耐火粘土砖+隔热材料+石棉板+钢板低温：只用隔热材料 3. 炉顶l平顶l拱顶l吊顶 4. 炉底炉底钢板+一层石棉板+硅藻土砖+轻质耐火砖+重质耐火砖+电热元件搁板砖五 电阻炉功率的确定 1. 经验计算法 2. 热平衡计算法 3. 电阻炉的功率分配 4. 电阻炉的供电电压和接线方法 六电热元件材料及性能 1. 电热元件材料的性能要求 2. 常用电热元件材料及

230、性能 3. 电热元件的表面负荷七电热元件的计算 1. 金属电热元件的计算 2. 碳化硅电热元件的计算八电热元件的安装 1. 电热元件在炉内的安装 2. 电热元件的引出端九热处理电阻炉的技术经济指标（节能要求）技术经济指标（节能要求） 1. 炉子热效率p定义：加热工件的有效热量占炉子总耗热量的百分数。p4080%，要求在50%以上 2. 空载功率p定义：没有装料的炉子自升温开始至额定温度，并已达到热稳定状态后的功率消耗。 3. 炉外壁表面温升u炉子在额定温度下达到热稳定状态时的外币表面温度与环境温度之差，是炉子的隔热性能指标。u炉壁炉顶表面的升温一般不超过50u炉门部位不超过80 4. 炉子砌体

231、的蓄热量u取决于炉衬材料的体积、密度、比热容和加热温度 5. 空炉升温时间u经烘干后没有装炉料的炉子，从室温加上额定电压锅额定功率后达到额定温度所经历的时间。u提高炉壁单位面积的功率，即采用热导率小，密度低，比热容小的耐火材料和隔热材料，以减缓炉衬的传热过程，减少散热和蓄热损失。一热处理炉二缓冷室三特点：冷却速度低于空冷冷却速度12.1 缓冷设备第十二章第十二章 冷却设备冷却设备根据冷却设备的作用和其所能达到的冷却条件，冷却根据冷却设备的作用和其所能达到的冷却条件，冷却设备可分为：设备可分为：l缓冷设备缓冷设备l淬火设备淬火设备l冷处理设备冷处理设备一淬火槽的基本结构 淬火槽淬火槽：为工件淬火

232、提供足够冷却能力的设备。1. 淬火槽体一般用钢板焊成淬火槽的形状大小与配套的炉子类型、数量和所处理的工件形状、尺寸及批量有关。2. 淬火介质的加热主要用于淬火油和硝盐的加热在槽外加热通入蒸汽加热在槽内加热12.2 淬火槽3. 淬火介质的冷却自然冷却搅拌冷却吹送压缩空气采用冷却水套置换冷却利用蛇形管冷却直接利用冷却器冷却二非机械化淬火槽 利用车间的起重设备或以人工进行淬火操作。 1. 带蛇形管的淬火槽 2. 带循环冷却的淬火槽 3. 带冷却水套的淬火槽 4. 双液淬火槽三机械化淬火槽 1. 周期作业机械化淬火槽 2. 连续作业机械化淬火槽作用作用：冷却淬火槽中被排出的热淬火介质，然后重新送回淬火槽中继续使用。一集液槽 热介质在集液槽中储存，并进行自然冷却及沉淀出去部分夹带的杂质。二过滤器 安装在集液槽和泵之间，用以出去介质中的氧化皮、盐粒、尘土及其他固体微粒污物。三泵12.3 淬火介质的循环冷却系统四淬火介质冷却器 1. 自然冷却的冷却槽 2. 列管式冷却器 3. 沐浴冷却装置 4. 板式冷却器五. 冷处理设备l干冰冷处理设备l液化气体冷处理设备l冷冻机式冷处理设备