熱處理基礎(chǔ)知識最后總結(jié)

1、熱處理基礎(chǔ)知識一、熱處理 鋼的熱處理是根據(jù)鋼在固態(tài)下組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律，通過不同的加熱、保溫和冷卻，以改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，達(dá)到改善鋼材性能的一種熱加工工藝。二、熱處理的作用 正確的熱處理工藝不僅僅可以改善鋼材的工藝性能和使用性能，還可以消除鋼材經(jīng)鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷，細(xì)化顆粒，消除偏析，降低內(nèi)應(yīng)力，使組織和性能更加均勻。三、鋼的臨界溫度 由FeFe3C相圖可知，共析鋼在加熱和冷卻過程中經(jīng)過PSK線（A1）時，發(fā)生珠光體（P）與奧氏體（A）碳溶于-Fe時形成的固溶體稱奧氏體(A)之間的轉(zhuǎn)變；亞共析鋼經(jīng)過GS線（A3）時，發(fā)生鐵素體（F）碳溶于Fe時形成的固溶體稱鐵素體(F)與奧

2、氏體（A)之間的相互轉(zhuǎn)變；過共析鋼經(jīng)過ES線（Acm）時，發(fā)生滲碳體（Fe3C）與奧氏體（A）之間的相互轉(zhuǎn)變。A1、A3、Acm稱為碳素鋼加熱和冷卻過程中組織轉(zhuǎn)變的臨界溫度。四、鋼在加熱時的組織轉(zhuǎn)變 為了使鋼在熱處理后獲得所需要的組織和性能，大多數(shù)熱處理工藝都必須先將鋼加熱到臨界溫度以上，獲得奧氏體組織，然后在以適當(dāng)?shù)姆绞剑ɑ蛩俣龋├鋮s，以獲得所要的組織和性能。通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)變過程稱為奧氏體化過程。五、奧氏體的形成過程 （一）共析鋼的奧氏體形成過程 共析鋼在室溫的平衡組織是單一的珠光體，珠光體是鐵素體和滲碳體的兩相混合物。若共析鋼的原始組織為片狀的珠光體，當(dāng)加熱至Ac1以上溫度保溫

3、，將全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。奧氏體的形成過程包括碳的擴(kuò)散重新分布和鐵原子擴(kuò)散使鐵素體向奧氏體的晶格重組。 (1)共析鋼由珠光體到奧氏體的轉(zhuǎn)變包括四個階段：奧氏體形核、奧氏體長大、剩余滲碳體溶解和奧氏體均勻化。 （2）奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成。這是因為在相界面上碳濃度分布不均勻，位錯密度較高、原子排列不規(guī)則，處于能量較高的狀態(tài)，所以容易達(dá)到奧氏體形核時所需要的密度起伏、結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏（2） 亞（過）共析鋼的奧氏體形成過程 亞（過）共析鋼中，除了珠光體外，還有先共析鐵素體（或滲碳體），當(dāng)加熱到AC1溫度時，珠光體先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后隨著加熱溫度的升高，先共析鐵素體（或滲碳體）

4、逐漸向奧氏體轉(zhuǎn)變，當(dāng)溫度超過AC3（或ACCM），并保溫足夠的時間。才能獲得均勻的單相奧氏體。六、影響奧氏體形成速度的因素 奧氏體的形成是通過形核和長大過程進(jìn)行的，整個過程受原子擴(kuò)散控制。因此，一切影響原子擴(kuò)散、奧氏體形核與長大的因素都影響奧氏體的轉(zhuǎn)變速度。外因主要有加熱溫度和速度。內(nèi)因主要有鋼的化學(xué)成分鋼中碳含量、合金元素和原始組織影響。七、奧氏體的晶粒大小及其影響因素（1）奧氏體晶粒度 將鋼加熱到相變點(diǎn)（亞共析鋼為AC3，過共析鋼為AC1或ACCM)以上某一溫度并保溫給定時間所得到的奧氏體晶粒大小稱為奧氏體晶粒度。 奧氏體晶粒度一般分為八個標(biāo)準(zhǔn)等級，1-4級為粗晶粒，5-8為細(xì)晶粒，超過8

5、級為超細(xì)晶粒。 根據(jù)奧氏體的形成過程和晶粒長大情況，奧氏體晶粒度可分為：起始晶粒度、實(shí)際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。（2） 影響奧氏體晶粒長大的因素 奧氏體實(shí)際晶粒的大小主要取決于升溫或保溫過程中奧氏體晶粒長大的傾向。奧氏體晶粒長大基本上是一個奧氏體晶界遷移的過程，其實(shí)質(zhì)是原子在晶界附近的擴(kuò)散過程。所以一切影響原子擴(kuò)散遷移的因素都能影響奧氏體晶粒長大。 加熱溫度和保溫時間 加熱速度 含碳量 合金元素八、鋼在冷卻時的組織轉(zhuǎn)變(1) 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖 在臨界溫度A1以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體稱為過冷奧氏體。奧氏體冷至臨界溫度A1以下的轉(zhuǎn)變稱為鋼額冷卻轉(zhuǎn)變。通過熱分析、膨脹分析、磁性分析和金相分析等方法

6、，測出在不同溫度下過冷奧氏體發(fā)生相變的開始時刻和終了時刻，并把它們標(biāo)在溫度-時間坐標(biāo)上，然后把所有轉(zhuǎn)變開始和終了點(diǎn)分別連接起來，就可得到該鋼種的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖，也稱TTT（或C）曲線。上圖所示的是共析鋼的C曲線，A1線是奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的臨界溫度；左邊一條 C形曲線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線；右邊一條C形曲線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線。Ms和Mf線分別是過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的幵始線和終了線。等溫條件下不能獲得馬氏體，只有在連續(xù)冷卻條件下才可能獲得馬氏體。A1線以上是奧氏體穩(wěn)定區(qū)；A1線以下、Ms線以上、過冷奧氏體轉(zhuǎn)變幵始線以左.是過冷奧氏體區(qū)：過冷奧氏體轉(zhuǎn)變幵始線和終了線之間是過冷奧氏體和轉(zhuǎn)

7、變產(chǎn)物的共存區(qū)；過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線以右是轉(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)；Ms線以下是馬氏體區(qū)（或者叫馬氏體與殘余奧氏體共存區(qū)）。 共析鋼的過冷奧氏體在三個不同的溫度區(qū)間.可以發(fā)生三種不同的轉(zhuǎn)變：在A1點(diǎn)至C曲線鼻尖區(qū)間發(fā)生高溫轉(zhuǎn)變.其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是珠光體（P），故又稱為珠光體型轉(zhuǎn)變；在C曲線箅尖至Ms線區(qū)間發(fā)生中溫轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是貝氏(B),故又稱為貝氏體型轉(zhuǎn)變（包括上貝氏體B上和下貝氏體B下);在Ms至Mf線之間的轉(zhuǎn)變，稱為低溫轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是馬氏體（M),故又稱為馬氏體型轉(zhuǎn)變。（2） 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能 A、珠光體型轉(zhuǎn)變 以共析鋼為例，過冷奧氏體在A1550°C溫度范圍內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變.

8、將形成珠光體型的組織，其組織特征為層片狀，并且隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，珠光體中的鐵素體和滲碳體的層片越來越薄，組織越細(xì)密。一般把A1650°C溫度范圍形成的層片組織稱為珠光體,用符號P表示，它的硬度較低，小于25HRC;在650600°C溫度范圍形成的細(xì)片狀珠光體，稱為索氏體.用符號S表示.它的硬度較高，達(dá)2535HRC；在 600550°C溫度范圍形成的更細(xì)的層片狀珠光體.稱為托氏體，只有在電子顯微鏡下才能分辨出其層片狀.用符號T表示，它的硬度更高，達(dá)3540HRC。 由此可見，片狀珠光體的性能主要取決于層片間距離。層片間距離越小，珠光體的塑性變形抗力越大，強(qiáng)度和硬

9、度越高.同時塑性和韌性也有所改善。需要說明.在一般情況下，過冷奧氏體分解成珠光體類組織時，其滲碳體呈片狀.但片狀組織在A1附近的溫度范圍內(nèi)保溫足夠長的時間時.片狀的滲碳體將會球化.這時轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為粒狀珠光體。對于相同成分的鋼，粒狀珠光體比片狀珠光體具有較少的界面.因而其硬度、 強(qiáng)度較低，但塑性、韌度較高。粒狀珠光體常常是高碳鋼切削加工前所要求的組織狀態(tài)。B、貝氏體型轉(zhuǎn)變共析鋼上貝氏體約在550350°C溫度范圍形成。在光學(xué)顯微鏡可明顯看到成束的自晶界內(nèi)部生成的鐵索體條.它的分布具有羽毛狀特征。共析鋼下貝氏體約作350°CMs溫度范圍形成，由于下貝氏體易受浸蝕.在光學(xué)顯微鏡下，

10、呈黑色針狀特征。貝氏體的轉(zhuǎn)變特點(diǎn)是：當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度稍高時，先形成過飽和的鐵索體，鐵素體呈密集而平行排列的條狀生長，隨后鐵素體中的部分C原子擴(kuò)散遷移到條間的奧氏體中， 使奧氏體析出不連續(xù)的短桿狀的碳化物，這種組織稱為上貝氏體。當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時，先形成過飽和鐵素體，呈針片狀。由于轉(zhuǎn)變溫度低，C原子擴(kuò)散很困難，只能在過飽和的鐵索體內(nèi)作短程遷移、聚集，結(jié)果形成與鐵索體片長軸呈5565度的夾角的碳化物小片，這種組織稱為下貝氏體。C、馬氏體型轉(zhuǎn)變馬氏體的組織型態(tài) 鋼中馬氏體組織形態(tài)主要有兩種類型，一類是板條狀馬氏體， 另一類是針片狀馬氏體。板條狀馬氏體的立體形態(tài)呈細(xì)長板條狀。顯微組織呈一束束的細(xì)條狀組織，每束

11、內(nèi)條與條之間大致平行排列，束與束之間有較大的晶格位向差，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個位向不同的馬氏體束。在透射電鏡下，馬氏體板條內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)是高密度的位錯，因而也稱為位錯馬氏體。針狀馬氏體的立體形態(tài)呈雙凸透鏡狀，顯微組織為針片狀，是立體形態(tài)的截面。片與片之間有較大的位相差。在一個奧氏體晶粒內(nèi)，先形成的馬氏體片橫貫奧氏體晶粒，但不能穿越晶界，后形成的馬氏體片不能穿過先形成的馬氏體片，所以越是后形成的馬氏體片也就越小。顯然，奧氏體晶粒越細(xì)，馬氏體片的尺寸也就越小。在透射電鏡下，針片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶，因而這種馬氏體又稱孿晶馬氏體。馬氏體的形態(tài)主要取決于碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。當(dāng)碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.2

12、時，馬氏體轉(zhuǎn)變后的組織全部是板條馬氏體；當(dāng)碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于1時.則幾乎全部是針片狀馬氏體；碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)介于0.21之間時是板條馬氏體和針狀馬氏體的混合組織。馬氏體的塑性和韌性主要取決于碳的飽和度與亞結(jié)構(gòu)。板條馬氏體塑形和韌性相當(dāng)好，其主要原因是：碳在馬氏體中過飽和程度小，晶格畸變小，殘余應(yīng)力?。话鍡l馬氏體亞結(jié)構(gòu)為錯位。高碳片狀馬氏體的塑形和韌性都很差，其主要原因是：碳在馬氏體中過飽和程度大，晶格畸變嚴(yán)重，殘余應(yīng)力大；片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶。馬氏體的轉(zhuǎn)變特點(diǎn) 馬氏體轉(zhuǎn)變是在較低的溫度下進(jìn)行的，因而具有一系列的特點(diǎn)，主要如下： 無擴(kuò)散性 變溫形成 髙速長大 馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性(2） 過冷奧

13、氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖的分析由圖2.23可見，當(dāng)冷卻速度很小時，轉(zhuǎn)變的過冷度很小，轉(zhuǎn)變幵始和結(jié)束所需的時間很長。冷卻速度加大，則轉(zhuǎn)變溫度降低，過冷度加大，轉(zhuǎn)變開始和結(jié)束的時間縮短。而且冷卻速度越大，轉(zhuǎn)變所經(jīng)歷的溫度區(qū)間也越寬。圖中的KK'線為轉(zhuǎn)變的中止線，表示冷卻曲線與此線相交時，轉(zhuǎn)變并未最后完成，但過冷奧氏體已停止分解，剩余部分將冷卻到更低溫度下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。但當(dāng)冷卻速度大于通過K點(diǎn)的冷卻速度Vk時，過冷奧氏體將不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。冷卻速度小于通過K'點(diǎn)的冷卻速度Vk'時，過冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變成為珠光體，而不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。 當(dāng)冷卻速度大于Vk

14、9;而小于Vk時，過冷奧氏體將部分發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，其余部分發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。九、鋼的加熱（1） 加熱的目的和要求 評定加熱質(zhì)量好壞一般有以下幾方面的指標(biāo)：奧氏體的碳濃度與合金濃度；奧氏體的成分均勻性；奧氏體的晶粒度；第二相的數(shù)量、大小和分布；表面氧化、脫碳或增碳的程度；變形開裂的程度。不同鋼種、不同工件、不同的熱處理工藝，對上述指標(biāo)的要求是不同的。例如，淬火加熱時.要求奧氏體的碳濃度要適當(dāng)，合金濃度盡可能髙.成分越均勻越好，晶粒越細(xì)小越好。亞共析鋼中通常不允許有未溶鐵素體存在，共析鋼、過共析鋼中未溶碳化物數(shù)量要適當(dāng).越細(xì)小、均勻分布越好。不允許有表面氣化、脫碳或增碳現(xiàn)象.不允許發(fā)生幵裂，要嚴(yán)防變

15、形。（2） 加熱速度的選擇 塑性高的鋼材加熱速度可大一些，反之，脆性大的鋼材加熱速度應(yīng)相對減小。導(dǎo)熱性差的鋼（如髙鉻鋼、高速鋼等）應(yīng)采用較小的加熱速度。對大尺寸工件應(yīng)采用較小的加熱速度。形狀復(fù)雜、截面相差懸殊的工件加熱速度宜小一些。若加熱前工件存有較大的殘余應(yīng)力，當(dāng)加熱產(chǎn)生的熱應(yīng)力與內(nèi)應(yīng)力方向一致時，易導(dǎo)致工件變形開裂，故加熱速度應(yīng)小一些。（3） 鋼加熱時常見的缺陷 在實(shí)際熱處理生產(chǎn)中，由于鋼的加熱不當(dāng)，容易引起許多熱處理的質(zhì)量問題，因此必須研究鋼在加熱過程中產(chǎn)生的缺陷及其防止措施。鋼加熱時常見的缺陷有欠熱、過熱、過燒、 氧化、脫碳以及變形開裂等幾種。 欠熱、過熱和過燒都是加熱時的組織缺陷，它

16、們都因加熱不當(dāng)形成非正常組織，導(dǎo)致材料的性能下降，甚至報廢。欠熱 鋼在加熱時，由于加熱溫度過低或者加熱時間過短，造成未充分奧氏體化而引起的組織缺陷，稱為欠熱，也叫加熱不足。亞共析鋼淬火時，由于欠熱，組織中殘存一些鐵素體，鋼淬火后出現(xiàn)軟點(diǎn)或硬度不均勻現(xiàn)象。過共析鋼淬火時，由于欠熱，組織中出現(xiàn)較多未溶碳化物，使得基體的碳濃度不夠，造成鋼淬火后硬度不足，并且由于奧氏體中合金濃度不夠而淬 進(jìn)層深度不夠。過熱 鋼在加熱時，由于加熱溫度過高或者加熱時間過長，引起奧氏體晶粒粗大而產(chǎn)生的組織缺陷，稱為過熱。過熱使鋼的力學(xué)性能顯著降低，嚴(yán)重影響鋼的沖擊韌度，而且還易引起淬火變形和開裂。另外，有時還易于促使工件在

17、冷卻過程中形成魏氏組織，這種組織的力學(xué)性能比一般的粗大晶粒還要差。過燒 鋼在加熱時，由于加熱溫度過高，造成晶界氧化或局部熔化的組織缺陷，稱為過燒。過燒不僅奧氏體晶粒劇烈粗化，而且晶界也被嚴(yán)重氧化甚至局部熔化，造成工件報廢。氧化和脫碳 鋼的氧化分為兩種，一種是表面氧化，在鋼的表面生成氧化膜；另一種是內(nèi)氧化，在一定深度的表面層中發(fā)生晶界氧化。表面氧化影響工件的尺寸，內(nèi)氧化影響工件的性能。變形與開裂 熱處理在加熱過程中有變形和開裂的傾向，其主要原因是：工件在加熱過程中，由于不同部位存在溫差，從而產(chǎn)生熱應(yīng)力而致使工件變形與開裂。同時也與工件的裝爐方式有一定關(guān)系。 工件的加熱速度較大，而工件材料的導(dǎo)熱性

18、又差，則會造成工件的表面與心部溫差較大，導(dǎo)致產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力；工件形狀復(fù)雜，厚薄相差懸殊時，若加熱工藝不合理，容易導(dǎo)致熱應(yīng)力集中。當(dāng)工件中的熱應(yīng)力超過工件材料的屈服強(qiáng)度時，將導(dǎo)致工件開裂。 防止工件變形、開裂的常用措施為：對形狀復(fù)雜、截面厚薄相差懸殊及導(dǎo)熱性差的材料，應(yīng)盡可能減緩加熱速度；對大截面、存在較大殘余內(nèi)應(yīng)力的鑄、鍛件，一般采用分段預(yù)熱式加熱；另外還應(yīng)采用合理的裝爐方式，例如，螺旋圓柱彈簧不宜豎立放置加熱，長軸最好懸掛狀態(tài)加熱，薄壁零件不宜堆放加熱等。十、鋼的淬火 （1） 淬火的定義與目的 將鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac3（亞共析鋼）或Ac1（過共析鋼）以上某一溫度，保溫一段時間，使之全部或部分

19、奧氏體化，然后以大于臨界淬火速度的速度冷卻，使過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或下貝氏體組織的熱處理工藝稱為淬火。 淬火的目的是使過冷奧氏體進(jìn)行馬氏體或貝氏體轉(zhuǎn)變，得到馬氏體或下貝氏體組織，然后配合以不同溫度的回火，以大幅提高鋼的強(qiáng)度、硬度、耐磨性、疲勞強(qiáng)度以及韌性等，從而滿足各種機(jī)械零件和工具的不同使用要求。也可以通過淬火滿足某些特種鋼材的鐵磁性、耐蝕性等特殊的物理、化學(xué)性能。（2）鋼件在有物態(tài)變化的淬火介質(zhì)中冷卻時，其冷卻過出一般分為以下三個階段：蒸汽膜階段 沸騰階段 對流階段（3） 鋼的淬透性 淬硬性和淬透性是表征鋼材接受淬火能力大小的兩項性能指標(biāo)，它們也是選材、用材的重要依據(jù)。（一）淬硬性與淬透

20、性的概念淬硬性 淬硬性是鋼在理想條件下進(jìn)行淬火硬化所能達(dá)到的最高硬度的能力。決定鋼淬硬性高低的主要因索是鋼的含碳量，更確切地說是淬火加熱時固溶在奧氏體中的含碳量，含碳量越離，鋼的淬硬性也就越高。而鋼中合金元素對淬硬性的影響不大，但對鋼的淬透性卻有重大影響。淬透性 淬透性是指在規(guī)定條件下，決定鋼材淬硬深度和硬度分布的特性。即鋼淬火時得到淬硬層深度大小的能力，它是鋼材固有的一種屬性。淬透性實(shí)際上反映了鋼在淬火時，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的容易程度。它主要和鋼的過冷奧氏體的穩(wěn)定性有關(guān)，或者說與鋼的臨界淬火冷卻速度有關(guān)。 還應(yīng)指出：必須把鋼的淬透性和鋼件在具體淬火條件下的有效淬硬深度區(qū)分開來。鋼的淬透性是鋼

21、材本身所固有的屬性，它只取決于其本身的內(nèi)部因素，而與外部因素?zé)o關(guān)；而鋼的有效淬硬深度除取決于鋼材的淬透性外，還與所采用的冷卻介質(zhì)、工件尺寸等外部因索有關(guān)，例如在同樣奧氏體化的條件下，同一種鋼的淬透性是相同的，但是水淬比油淬的有效淬硬深度大，小件比大件的有效淬硬深度大，這決不能說水淬比油淬的淬透性髙。也不能說小件比大件的淬透性高。可見評價鋼的淬透性，必須排除工件形狀、尺寸大小、冷卻介質(zhì)等外部因素的影響。 另外，由于淬透性和淬硬性也是兩個概念，因此淬火后硬度髙的鋼，不一定淬透性就髙；而硬度低的鋼也可能具有很髙的淬透性。（2） 影響淬透性的因素 鋼的淬透性取決于奧氏體的穩(wěn)定性。凡是能提高過冷奧氏體的

22、穩(wěn)定性，使C曲線右移, 從而降低臨界冷卻速度的因素，都能提髙鋼的淬透性。奧氏體的穩(wěn)定性主要取決于它的化學(xué)成分、晶粒大小和成分均勻性，這些與鋼的化學(xué)成分和加熱條件有關(guān)。（3） 淬透性的測定方法 鋼的淬透性的測定方法很多，常用的有臨界直徑測定法和端淬試驗法。 (1)臨界直徑測定法 鋼材在某種介質(zhì)中淬冷后，心部得到全部馬氏體或50馬氏體組織時的最大直徑稱為臨界直徑，以Dc表示。臨界直徑測定法就是制作一系列直徑不同的圓棒，淬火后分別測定各試樣截面上沿直徑分布的硬度U曲線，從中找出中心恰為半馬氏體組織的畫棒，該圓棒直徑即為臨界直徑。臨界直徑越大，表明鋼的淬透性越高。(2) 端淬試驗法 端淬試驗法是用標(biāo)準(zhǔn)

23、尺寸的端淬試樣（25mm×100mm)，經(jīng)奧氏體化后，在專用設(shè)備上對其一端面噴水冷卻，冷卻后沿軸線方向測出硬度-距水冷端距離的關(guān)系曲線的試驗方法。 端淬試驗法是猁定鋼的淬透性的方法之一，其優(yōu)點(diǎn)是操作簡便，適用范圍廣。（4） 淬火應(yīng)力、變形及開裂1、 淬火時工件的內(nèi)應(yīng)力 工件在淬火介質(zhì)中迅速冷卻時，由于工件具有一定尺寸，熱傳導(dǎo)系數(shù)也為一定值，因此在冷卻過程中工件內(nèi)沿截面將產(chǎn)生一定溫度梯度，表面溫度低，心部溫度高，表面和心部存在著溫度差。在工件冷卻過程中還伴隨著兩種物理現(xiàn)象：一是熱膨脹，隨著溫度下降，工件線長度將收縮；另一個是當(dāng)溫度下降到馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)時發(fā)生奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，這將使比體積

24、增大。由于冷卻過程中存在著溫差，因而沿工件截面不同部位熱膨脹量將不同，工件不同部位將產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力；由于工件內(nèi)溫差的存在，還可能出現(xiàn)溫度下降快的部位低于點(diǎn)， 發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，體積脹大，而溫度髙的部位尚高于點(diǎn)，仍處于奧氏體狀態(tài)，這不同部 位由于比體積變化的差別，也將產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。因此，在淬火冷卻過程中可能產(chǎn)生兩種內(nèi)應(yīng)力：一種是熱應(yīng)力；另一種是組織應(yīng)力。 根據(jù)內(nèi)應(yīng)力的存在時間特性還可分為瞬時應(yīng)力和殘余應(yīng)力。工件在冷卻過程中某一時刻所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力叫瞬時應(yīng)力；工件冷卻終了，殘存于工件內(nèi)部的應(yīng)力稱為殘余應(yīng)力。（1） 熱應(yīng)力 熱應(yīng)力是指工件在加熱（或冷卻）時，由于不同部位的溫度差異，而導(dǎo)致熱脹（或冷 縮）的不一

25、致所引起的應(yīng)力。 現(xiàn)以一實(shí)心圓柱體為例，說明其冷卻過程中內(nèi)應(yīng)力的形成及變化規(guī)律。這里僅討論其軸 向應(yīng)力。冷卻剛開始時，由于表面冷卻快，溫度低，收縮多，而心部則冷卻悝，溫度髙，收縮小，表里相互牽制的結(jié)果，就在表層產(chǎn)生了拉應(yīng)力，心部則承受著壓應(yīng)力。隨著冷卻的進(jìn)行，表里溫差增大，其內(nèi)應(yīng)力也相應(yīng)增大，當(dāng)應(yīng)力增大到超過該溫度下的屈服強(qiáng)度時，便產(chǎn) 生了塑性變形。由于心部的渥度髙于表層，因而總是心部先行沿軸向收縮。塑性變形的結(jié) 果，使其內(nèi)應(yīng)力不再增大。冷卻到一定時間后，表層溫度的降低將逐漸減慢，則其收縮量也 逐漸減小。而此時心部則仍在不斷收縮，于是表層的拉應(yīng)力及心部壓應(yīng)力將逐漸減小，直至消失。但是隨著冷卻的

26、繼續(xù)進(jìn)行，表層濕度越來越低，收縮量也越來越少，甚至停止收縮。 而心部由于溫度尚高，還要不斷地收縮，最后在工件表層形成壓應(yīng)力，而心部則為拉應(yīng)力， 但由于溫度已低，不易產(chǎn)生塑性變形，所以這應(yīng)力將隨冷卻的進(jìn)行而不斷增大，并最后保留 于工件內(nèi)部，成為殘余應(yīng)力。 由此可見，冷卻過程中的熱應(yīng)力開始是使表層受拉，心部受壓，而最后留下的殘余應(yīng)力則是表層受壓，心部受拉。 綜上所述，淬火冷卻時產(chǎn)生的熱應(yīng)力是由于冷卻過程中截面溫度差所造成的，冷卻速度越大，截面溫差越大，則產(chǎn)生的熱應(yīng)力越大。在相同冷卻介質(zhì)條件下.工件加熱溫度越高、 尺寸越大、鋼材熱傳導(dǎo)系數(shù)越小，工件內(nèi)溫差越大，熱應(yīng)力越大。工件若在高溫時冷卻不均 勻，

27、將會發(fā)生扭曲變形。工件若在冷卻過程中產(chǎn)生的瞬時拉應(yīng)力大于材料的抗拉強(qiáng)度時，將會產(chǎn)生淬火裂紋。（2） 相變應(yīng)力 相變應(yīng)力是指熱處理過程中由于工件各部位相轉(zhuǎn)變的不同時性所引起的應(yīng)力，又稱組織應(yīng)力。 淬火快冷時，當(dāng)表層冷至Ms點(diǎn)，即產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變，并引起體積膨脹。但由于受到還 沒進(jìn)行轉(zhuǎn)變的心部的阻礙，使表層產(chǎn)生壓應(yīng)力，而心部則為拉應(yīng)力，應(yīng)力足夠大時，即會引 起變形。當(dāng)心部冷至Ms點(diǎn)時，也要進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變，并體積膨脹，但由于受到已經(jīng)轉(zhuǎn)變的 塑性低、強(qiáng)度高的表層的牽制，因此其最后的殘余應(yīng)力將呈表面受拉，心部受壓。由此可 見，相變應(yīng)力的變化情況及最后狀態(tài)，恰巧與熱應(yīng)力相反。而且由于相變應(yīng)力產(chǎn)生于塑性較低的

28、低溫下，此時變形困難，所以相變應(yīng)力更易于導(dǎo)致工件的開裂。 影響相變應(yīng)力大小的因素很多，鋼在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍的冷卻速度越快、鋼件的尺寸越大、鋼的導(dǎo)熱性越差、馬氏體的比體積越大，其相變應(yīng)力就越大。另外，相變應(yīng)力還與鋼的成分、鋼的淬透性有關(guān)，例如，高碳髙合金鋼由于含碳量高而增大馬氏體的比體積，這本應(yīng)增加鋼的相變應(yīng)力，但隨著含碳量升高而使Ms點(diǎn)下降，又使淬火后存在著大量殘余奧氏體，其體積膨脹量減小，殘余應(yīng)力就低。2、 淬火時工件的變形 淬火時，工件發(fā)生的變形主要有兩類：一類是工件幾何形狀的變化，它表現(xiàn)為尺寸及外形的變化，常稱為翹曲變形，是淬火應(yīng)力所引起的；另一類是體積變形，它表現(xiàn)為工件體積按比例脹大

29、或縮小，是相變時的比體積變化所引起的。 翹曲變形又包括形狀變形和扭曲變形。扭曲變形主要是加熱時工件在爐內(nèi)放置不當(dāng)，或者淬火前經(jīng)變形校正后沒有定型處理，或者是由于工件冷卻時工件各部位冷卻不均勻所造成的。這種變形可以針對具體情況分析解決。下面主要討論體積變形和形狀變形。(1) 淬火變形的原因及其變化規(guī)律組織轉(zhuǎn)變引起的體積變形 工件在淬火前的組織狀態(tài)一般為珠光體型，即鐵素體和滲碳體的混合組織，而淬火后為馬氏體型組織。這些組織的比體積不同，將引起淬火前后體積變化，從而產(chǎn)生變形。但這種變形只按比例使工件脹縮，因而不改變工件形狀。 另外，熱處理后組織中的馬氏體量越多，或者馬氏體中含碳量越高，則其體積膨脹就

30、越多，而如殘余奧氏體量越多，則體積膨脹就越少。因此熱處理時可以通過控制馬氏體和殘余 輿氏體的相對含量來控制其體積變化，如控制得當(dāng)，可使其體積旣不膨脹，也不縮小。熱應(yīng)力引起的形狀變形 熱應(yīng)力引起的變形發(fā)生在鋼件屈脤強(qiáng)度較低、塑性較高、 而表面冷卻快、工件內(nèi)外溫差最大的髙溫區(qū)。此時瞬時熱應(yīng)力為表面張應(yīng)力和心部壓應(yīng)力， 由于這時心部溫度高，屈服強(qiáng)度比表面低得多，因此表現(xiàn)為在多向壓應(yīng)力作用下的變形，即立方體向呈球形方向變化。其結(jié)果是尺寸較大的一方縮小，而尺寸較小的一方則脹大。例如長圓柱體長度方向縮短，直徑方向脹大。組織應(yīng)力引起的形狀變形 組織應(yīng)力引起的變形也產(chǎn)生在早期組織應(yīng)力最大的時刻。此時截面溫差較

31、大，心部溫度較髙，仍處于奧氏體狀態(tài)，塑性較好，屈服強(qiáng)度較低。瞬時組織應(yīng)力是表面壓應(yīng)力和心部拉應(yīng)力。因此變形表現(xiàn)為心部在多向拉應(yīng)力作用下的拉長，其結(jié)果是在組織應(yīng)力作用下，工件中尺寸較大的一方伸長，而尺寸較小的一方縮短。例如長圓柱體組織應(yīng)力引起的變形是長度伸長，直徑縮小。表5.3為各種典型鋼件的淬火變形規(guī)律。（2） 影響淬火變形的因素影響悴火變形的因素主要為鋼的化學(xué)成分、原始組織、零件的幾何形狀及熱處理工藝等。3、 淬火裂紋 零件產(chǎn)生裂紋主要發(fā)生在淬火冷卻的后期，即馬氏體相變基本結(jié)束或完全冷卻后，因零件中存在的拉應(yīng)力超過鋼的斷裂強(qiáng)度而引起脆性破壞。裂紋通常垂直于最大拉伸變形方向， 因此零件產(chǎn)生不同

32、形式的裂紋主要取決于所受的應(yīng)力分布狀態(tài)。 常見的淬火裂紋的類型：縱向（軸向）裂紋主要在切向的拉伸應(yīng)力超過該材料的斷裂強(qiáng)度時產(chǎn)生；當(dāng)在零件內(nèi)表面形成的大的軸向拉應(yīng)力超過材料斷裂強(qiáng)度時形成橫向裂紋 ；網(wǎng)狀裂紋是在表面二向拉伸應(yīng)力作用下形成的；剝離裂紋產(chǎn)生在很薄的淬硬層內(nèi)，當(dāng)應(yīng)力發(fā)生急劇改變并在徑向作用著過大拉應(yīng)力時將可能產(chǎn)生這種裂紋?？v向裂紋 縱向裂紋又稱軸向裂紋，如圖5.9所示。裂紋產(chǎn)生于零件表層附近最大拉應(yīng)力處，并裂向心部有一定深度，裂紋走向一般平行軸向，但零件存在應(yīng)力集中時或存在內(nèi)部組織缺陷時 也可改變走向。 工件完全淬透后，容易產(chǎn)生縱向裂紋，這與淬透工件表層存在較大切向拉應(yīng)力有關(guān)，并隨鋼的

33、含碳量提髙，形成縱向裂紋的傾向增大。低碳鋼因馬氏體比體積小，而且熱應(yīng)力作用強(qiáng)，表面存在著很大的殘余壓應(yīng)力，故不易淬裂，隨著含碳量提高，表層壓應(yīng)力減小，組織應(yīng)力作用增強(qiáng)，同時拉應(yīng)力峰值移向表面層，因此，高碳鋼在過熱情況下易形成縱向淬裂。 零件尺寸直接影響殘余應(yīng)力大小及分布，其淬裂傾向也不同。在危險截面尺寸范圍內(nèi)淬火也很容易形成縱向裂紋。此外，鋼的原材料塊陷也往往造成縱向裂紋。由于大多數(shù)鋼件是 由軋制成材的，鋼中非金屑夾雜物、碳化物等沿著變形方向分布，致使鋼材各向異性。如工具鋼存在帶狀組織，淬火后其橫向的斷裂強(qiáng)度比縱向小3050外，如果鋼中存在非金屑夾雜物等導(dǎo)致應(yīng)力集中的因索，即使在切向應(yīng)力比軸向

34、應(yīng)力小的情況下也容易形成縱向裂紋。為此，嚴(yán)格控制鋼中非金屬夾雜物、礙化糖級別是防止淬火裂紋的重要因素。(2)橫向裂紋和弧形裂紋 橫向裂紋和弧形裂紋的內(nèi)應(yīng)力分布特征是：表面受壓應(yīng)力，離開表面一定的距離后，壓應(yīng)力變?yōu)楹艽蟮睦瓚?yīng)力，裂紋產(chǎn)生在拉應(yīng)力的蜂值區(qū)域內(nèi)，然后當(dāng)內(nèi)應(yīng)力重新分布或鋼的脆性進(jìn)一步增加時才蔓延到零件表面。 橫向裂紋常發(fā)生在大型的軸類零件上，如軋輥，汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子或其他軸類零件。其裂紋特點(diǎn)是垂直于軸線方向，由內(nèi)往外斷裂，往往在未淬透情況下形成，屬于熱應(yīng)力所引起。大鍛件往往存在著氣孔、夾雜物、鍛造裂縫和白點(diǎn)等冶金缺陷，這些缺陷作為斷裂的起點(diǎn)，在軸向拉應(yīng)力作用下斷裂?；⌒瘟芽p詛是由熱應(yīng)力引起的

35、，通常在零件形狀突變的部位以弧形分布。主要產(chǎn)生于工件內(nèi)部或尖銳棱角、凹槽及孔洞附近，呈弧形分布，如圖5.10所示，當(dāng)直徑或厚度為80100mm以上的高碳鋼制件淬火沒有淬透時，表面呈壓應(yīng)力，心部呈拉應(yīng)力，在淬硬層至非淬硬層的過渡區(qū)，出現(xiàn)最大拉應(yīng)力，弧形裂紋就發(fā)生在這些區(qū)域。另外在 尖銳棱角處的冷卻速度快，全部淬透，在向平緩部位過渡時，也就是向未淬硬區(qū)過渡，此處出現(xiàn)最大拉應(yīng)力區(qū)，因而容易產(chǎn)生弧形裂紋。工件的銷孔、凹槽或中心孔附近的冷卻速度較慢，相應(yīng)的淬硬層較薄，在淬硬過渡區(qū)附近拉應(yīng)力也易引起弧形裂紋。 網(wǎng)狀裂紋 網(wǎng)狀裂紋又稱表面龜裂，是一種表面裂紋，如圖5.11所示。裂紋的深度較淺，一般在 0.0

36、11.5mm左右。這種裂紋的主要特征是：裂紋具有的任意方向與零件的外形無關(guān)。許 多裂紋相互連接構(gòu)成網(wǎng)狀，且分布較廣。當(dāng)裂紋深度較大時，如達(dá)到1mm以上，網(wǎng)狀特征消失，變成任意取向或縱向分布的裂紋。網(wǎng)狀裂紋與表面受兩向拉應(yīng)力狀態(tài)有關(guān)。 表面具有脫碳層的髙碳或滲碳鋼零件，淬火時容易形成網(wǎng)狀裂紋。這是由于表層比內(nèi)層的馬氏體含碳低，比體積小，淬火時使聯(lián)碳的表層受到拉應(yīng)力作用。在機(jī)械加工中未完全除 去脫磷層的零件在高頻或火焰表面淬火時也會形成網(wǎng)狀裂紋，為避免此類裂紋應(yīng)嚴(yán)格控制零 件表面質(zhì)量，熱處理時應(yīng)盡量防止氧化雎接現(xiàn)象。另外，鍛模使用一定時間后，型腔中出現(xiàn) 的成條排列或網(wǎng)狀的熱疲勞龜裂以及淬火零件在磨

37、削過程中的裂紋均屬于這種形式。 (4)剝離裂紋 剝離裂紋產(chǎn)生在表層很窄的區(qū)域內(nèi)，其軸向和切向作用著壓應(yīng)力，徑向為拉應(yīng)力狀態(tài)， 裂紋平行于零件表面，圖5.12為剝離裂紋的應(yīng)力狀態(tài)示意圖，表面淬火和滲碳零件冷卻后發(fā)生硬化層的剝落均屬于此類裂紋。它的產(chǎn)生與硬化層內(nèi)組織不均勻有關(guān)，例如合金滲碳鋼以一定速度冷卻后，其滲碳層內(nèi)的組織為：外層極細(xì)珠光體碳化物，次層為馬氏體殘余奧氏體，內(nèi)層為細(xì)珠光體或極細(xì)珠光體組織。由于次層馬氏 體的形成比體積最大，體積膨脹的結(jié)果使表層的軸向、切向作用著壓應(yīng)力,徑向為拉應(yīng)力，并向內(nèi)部發(fā)生應(yīng)力突變，過渡為壓應(yīng)力狀態(tài)，剝離裂紋產(chǎn)生在應(yīng)力急劇過渡的極薄區(qū)域內(nèi)。一般情況下，裂紋潛伏在

38、平行于表面的內(nèi)部，嚴(yán)重時造成表面剝落。若加快或減饅滲碳件的冷速，使?jié)B碳層內(nèi)獲得均勻一致的馬氏體組織或極細(xì)珠光體組織，可防止這類裂紋的產(chǎn)生。此外，髙頻或火焰表面淬火時，常因表面過熱，沿硬化層的組織不均勻性也容易形成這類表面裂紋。 (5)顯微裂紋 顯微裂紋與前述四種裂紋不同，它是由顯微應(yīng)力造成的。高碳工具鋼或滲碳工件淬火過熱再經(jīng)磨削后出現(xiàn)的沿晶裂紋，以及淬火零件不及時回火引起的裂紋都與鋼中存在顯微裂紋并隨之?dāng)U張有關(guān)。顯微裂紋須在顯微鏡下檢查，其通常在原奧氏體晶界處或馬氏體片的交界處產(chǎn)生，有的裂紋穿過馬氏體片。研究表明，顯微裂紋多見于片狀孿晶馬氏體中，原因是片狀馬氏體在髙 速長大時相互撞擊產(chǎn)生很高的

39、應(yīng)力，而孿晶馬氏體本身性脆，不能產(chǎn)生塑性變形使應(yīng)力松弛，因而易產(chǎn)生顯微裂紋。奧氏體晶粒粗大，產(chǎn)生顯微裂紋的敏感性增大，鋼中存在顯微裂紋會顯著降低淬火零件的強(qiáng)度和塑性，從而導(dǎo)致零件早期破壞（斷裂。避免高碳鋼零件的顯微裂紋，可采取較低的淬火加熱溫度、獲得細(xì)小馬氏體組織，并降低馬氏體中含碳量等措施。此外，淬火后及時回火是減少內(nèi)應(yīng)力的有效方法。試驗證明，經(jīng) 200以上充分回火，在顯傲裂紋處析出的碳化物有“焊合”裂紋作用，這可顯著降低顯微裂紋的危害。 以上為依照裂紋分布形態(tài)討論裂紋成因和防止辦法。實(shí)際生產(chǎn)中因鋼材質(zhì)量、零件形狀以及冷熱加工工藝等因索影響，使裂紋的分布不盡相同。有時熱處理前已存在裂紋，在淬

40、火過程中裂紋進(jìn)一步擴(kuò)大；有時也可能同一零件幾種形式的裂紋同時出現(xiàn)。對此種種情況則應(yīng)根據(jù)裂紋的形態(tài)特征、斷口的宏觀分析、金相檢査，在必要時配合化學(xué)分析等方法,從材料質(zhì)量、組織結(jié)構(gòu)到產(chǎn)生熱處理應(yīng)力的原因來綜合分析,尋找產(chǎn)生裂紋的主要原因，然后確定有效的防止措施。 裂紋的斷口分析是分析產(chǎn)生裂紋原因的重要方法。任何斷口都有一個發(fā)生裂紋的起點(diǎn)。淬火裂紋通常以放射狀裂痕的收斂點(diǎn)為裂紋的起點(diǎn)。若裂紋的起點(diǎn)存在于棗件表面,說明裂紋是在表面承受過大拉應(yīng)力造成的。倘若表面不存在夾雜物等組織缺陷，而有嚴(yán)重刀痕、氧化皮、鋼件的尖角或結(jié)構(gòu)突變部位等應(yīng)力集中因素，均可促使裂紋的產(chǎn)生。 如若裂紋的起點(diǎn)在零件內(nèi)部，則與材料的

41、缺陷或內(nèi)部殘余拉應(yīng)力過大有關(guān)。正常淬火的 斷口呈灰色細(xì)瓷狀，如果斷口呈深灰色粗糙的狀態(tài)，則是過熱或原始組織粗大造成的。一般地講，淬火裂紋的玻斷面上應(yīng)無氧化顏色，裂紋四周也沒有脫碳現(xiàn)象。假如裂紋四 周有脫碳現(xiàn)象或裂紋的斷面上有氧化顔色，則表明零件在未淬火前已存在裂紋，在熱處理應(yīng)力影響下使原裂紋擴(kuò)大。如若在零件裂紋附近看到偏析分布的碳化物、夾雜物，說明裂紋與原材料的碳化物嚴(yán)重偏析或存在夾雜物有關(guān)。若裂紋僅出現(xiàn)在零件的尖角或 形狀突變部位而又沒有上述現(xiàn)象，說明裂紋是因零件結(jié)構(gòu)設(shè)計不合理或防止裂紋的措施不當(dāng)，由過大的熱處理應(yīng)力造成的。 另外，化學(xué)熱處理和表面淬火零件的裂紋大多呈現(xiàn)在硬化層附近，改善硬化

42、層組織、降低熱處理應(yīng)力是避免表面裂紋的重要途徑。11、 鋼的回火（1） 回火的定義與目的鋼件在淬火狀態(tài)下有以下三個主要特征。組織特征 根據(jù)鋼件尺寸、加熱溫度、時間、轉(zhuǎn)變特征及利用的冷卻方式，鋼件淬火后的組織主要由馬氏體或馬氏體殘余奧氏體組成，此外，還可能存在一些未溶碳化物。馬氏體和殘余奧氏體在室溫下都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，它們都有向鐵衆(zhòng)體加滲碳體的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化的趨勢。硬度特征 由碳原子引起的點(diǎn)陣畸變通過硬度表示出來，它隨過飽和度（即含碳量)的增加而增加。淬火組織硬度、強(qiáng)度高，塑性、韌性低。應(yīng)力特征 包括微觀應(yīng)力和宏現(xiàn)應(yīng)力，前者與碳原子引起的點(diǎn)陣畸變有關(guān)，尤其是與髙碳馬氏體達(dá)到最大值有關(guān)，說明淬火時馬

43、氏體處于緊張受力狀態(tài)之中；后者是由于淬火時橫截面上形成的溫差而產(chǎn)生的，工件表面或心部所處的應(yīng)力狀態(tài)是不同的，有拉應(yīng)力或壓應(yīng)力，在工件內(nèi)部保持平衡。如不及時消除淬火鋼件的內(nèi)應(yīng)力，會引起零件的進(jìn)一步變形乃至開裂。 綜上所述，淬火工件雖有髙硬度與髙強(qiáng)度，但跪性大，組織不穩(wěn)定，且存在較大的淬火內(nèi)應(yīng)力，因此必須經(jīng)過回火處理才能使用。一般來說，回火工藝是鋼件淬火后必不可少的后續(xù)工藝，它也是熱處理過程的最后一道工序，它賦予工件最后所需要的性能。 回火是將淬火鋼加熱到Ac1以下的某一溫度，保溫一定時間，然后冷卻到室溫的熱處理工藝。它的主要目的為：合理地調(diào)整鋼的硬度和強(qiáng)度，提高鋼的韌性，使工件滿足使用要求；穩(wěn)定

44、組織，使工件在長期使用過程中不發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，從而穩(wěn)定工件的形狀與尺寸；降低或消除工件的淬火內(nèi)應(yīng)力，以減少工件的變形，并防止開裂。（2） 淬火鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變 淬火鋼件回火時，按回火溫度的髙低和組織轉(zhuǎn)變的特征，可將鋼的回火過程分為以下5 個階段。（1） 馬氏體中碳原子的偏聚 馬氏體是C在-Fe中的過飽和間隙固溶體.C原子分布在體心立方的扁八面體間隙之中，造成了很大的彈性畸變，因此升高了馬氏體的能量，使之處于不穩(wěn)定的狀態(tài)。 在100以下回火時，C、N等間隙原子只能短距離擴(kuò)散遷移，在晶體內(nèi)部重新分布形成偏聚狀態(tài)，以降低彈性應(yīng)變能。對于板條馬氏體，因有大量位錯，C原子便偏聚于位錯線附近，所以淬火鋼在

45、室溫附近放置時，碳原子向位錯線附近偏聚。對于片狀馬氏體，C原子則偏聚在一定晶面上，形成薄片狀偏聚區(qū)。這些偏聚區(qū)的含碳量高于馬氏體的平均含碳量， 為碳化物的析出創(chuàng)造了條件。(2)馬氏體的分解 當(dāng)回火溫度超過80時，馬氏體將發(fā)生分解，馬氏體中的碳濃度逐漸降低，晶格常數(shù)c減小，a增大，正方度c/a減小。馬氏體的分解一直延續(xù)到350以上，在高合金鋼中甚至可以延續(xù)到600。 不同含碳量的馬氏體的碳濃度隨回火溫度的變化規(guī)律。隨著回火溫度的升高，馬氏體中含碳量不斷降低。高碳鋼的碳濃度隨回火溫度升髙降低很快，含碳量較低的鋼中碳濃度降低較緩。 馬氏體的碳濃度與回火時間的關(guān)系：回火時間對馬氏體中含碳量的影響較小，

46、馬氏體的碳濃度在回火初期下降很快，隨后趨于平緩。回火溫度越高，回火初期碳濃度下降越多。 片狀馬氏體在100250回火時，固溶于馬氏體中的過飽和碳原子脫溶，沿著馬氏體的一定晶面沉淀析出-FexC的碳化物(x23),其晶格結(jié)構(gòu)為密排六方晶格，與母相之間有共格關(guān)系，并保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 含碳量低于0.2的板條馬氏體，在淬火冷卻時已經(jīng)發(fā)生自回火，絕大部分碳原子都偏聚到位錯線附近，所以在200以下回火時沒有-碳化物析出。 高碳鋼在350以下回火時，馬氏體分解后形成的相和彌散的-碳化物組成的復(fù)相組織稱為回火馬氏體?；鼗瘃R氏體中的相仍保持針狀形態(tài)，由于它是兩相組成的，較淬火馬氏體容易腐蝕，故在金相顯

47、微鏡下呈黑色針狀組織，與下貝氏體很相似。（3） 殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變 淬火的中、髙碳鋼，組織中總含有少量殘余奧氏體，在230300溫度區(qū)間回火時，殘余奧氏體將發(fā)生分解，分解時遵循與過冷奧氏體分解相同的規(guī)律，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為相與碳化物，其中。相的含碳量與同溫下的回火馬氏體是一致的，因此統(tǒng)稱為回火馬氏體。碳化物的粒子有所長大，但仍是很細(xì)很薄的片，并與母體保持著共格關(guān)系。殘余奧氏體在更高溫度(如600左右）恒溫分解產(chǎn)物應(yīng)是珠光體，而在這兩個溫度之間也有一奧氏體分解的穩(wěn)定 區(qū)，回火過程未能完全分解的殘余奧氏體在隨后的冷卻過程中有可能再一次轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這就是二次淬火現(xiàn)象。這對髙碳鋼尤其是高合金鋼的熱處理工藝有很

48、大的實(shí)際意義，生產(chǎn)實(shí)踐中往往利用這一原理來進(jìn)一步提高鋼的硬度。合金元索對殘余奧氏體分解的影響和對過冷奧氏體的影響基本相同。(4） 碳化物的轉(zhuǎn)變 在250400溫度區(qū)間回火時，馬氏體內(nèi)過飽和的碳原子幾乎全部脫溶，相的含碳量幾乎已達(dá)到平衡含碳量（0.001-0.02)，在低溫下析出的碳化物（FexC）將轉(zhuǎn)變?yōu)榱钐蓟锘?Fe3C)，相在降低含碳量的同時，點(diǎn)陣晶格畸變開始消失。嵌鑲塊遂漸長大，變成多邊形晶粒，也就是鐵素體的恢復(fù)。這種由針狀相和與其無共格聯(lián)系的細(xì)小顆粒與片狀碳化物組成的機(jī)械混合物一般稱為回火屈氏體。其組織特征是鐵素體基體內(nèi)分布著極細(xì)小的粒狀碳化物。（5） 滲碳體的聚集長大和相回復(fù)、再

49、結(jié)晶 回火溫度高于400后，析出的滲碳體開始聚集球化與粗化，這一過程是逋過小顆粒溶解，大顆粒沉積長大的機(jī)制進(jìn)行的。在400以上回火時，相已開始明顯回復(fù)，即鐵素體中的位錯密度降低，剩下的位錯通過重排、多邊化形成位錯網(wǎng)絡(luò)、將鐵素體晶粒分割成許多亞晶粒，但仍保持馬氏體的外形?；鼗饻囟雀哂?00時，相開始再結(jié)晶，通過界面移動逐漸長大成等軸狀晶粒，這時粒狀滲碳體均勻分布在鐵素體內(nèi)，同時，馬氏體的針狀形態(tài)消失。這種等軸狀鐵素體和細(xì)顆粒狀滲碳體的機(jī)械混合物稱為回火索氏體。 綜上所述，碳鋼或低合金鋼的回火分為5個階段，并主要得到：回火馬氏體組織、回火屈氏體組織和回火索氏體組織。由于回火的各階段受擴(kuò)散因素所控制

50、，因此其轉(zhuǎn)變?nèi)Q于回火溫度和時間，其中溫度是最主要的因素。合金元素對回火轉(zhuǎn)變有很大影響，一般都起阻礙作用，使回火轉(zhuǎn)變的各階段溫度向高溫推移。（3） 淬火鋼回火時力學(xué)性能的變化 淬火鋼回火時，由于組織發(fā)生了變化，故其力學(xué)性能也發(fā)生了相應(yīng)的變化。(1) 硬度 淬火鋼回火時硬度的變化規(guī)律?？偟淖兓厔菔请S著回火溫度升高，鋼的硬度連續(xù)下降。但含碳量大于的高碳鋼在100左右回火時，硬度反而略有升高,這是由于馬氏體中碳原子的偏聚及-碳化物析出引起彌散硬化造成的。在200300回火時，硬度下降平緩。這是由于一方面馬氏體分解，使硬度降低，另一方面殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w或回火馬氏體，使硬度升高，二者綜合影響的

51、結(jié)果?；鼗饻囟瘸^300以后，由于-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，共格關(guān)系被破壞，以及滲碳體聚集長大，使鋼的硬度呈直線下降。 鋼中合金元素能在不同程度上減小回火過程中硬度下降的趨勢，提高回火穩(wěn)定性。強(qiáng)碳化物形成元素還可在髙溫回火時析出彌散的特殊碳化物，使鋼的硬度顯著升高，造成二次硬化。（2） 強(qiáng)度和韌性 隨著回火溫度的提高，一般來說，鋼的強(qiáng)度指標(biāo)屈服點(diǎn)（ s ）、抗拉強(qiáng)度（ b ）不斷下降，而塑性指標(biāo)伸長率（）、斷面收縮率（ ）不斷上升。在350左右回火時，鋼的彈性極限達(dá)到極大值，在400以上回火時，鋼的伸長率（）、斷面收縮率（）上升最顯著。45鋼淬火后的強(qiáng)度并不高，且塑性很差。如在200300回火得到

52、回火馬氏體，且由于內(nèi)應(yīng)力消除，使其強(qiáng)度達(dá)到極大值；在350500回火，組織為回火屈氏體，彈性極隈最高，韌性也較好！ 在450600回火，得到的組織為回火索氏體，具有良好的綜合力學(xué)性能，即較高的強(qiáng)度 與良好的塑性、韌性相配合。（4） 二次硬化 鐵碳合金在一次或多次回火后提髙了硬度的現(xiàn)象稱為二次硬化，這種硬化現(xiàn)象是由于特殊碳化物的離位析出和（或）殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或貝氏體所致。某些髙合金鋼（如髙速鋼、高輅模具鋼等尤為突出，它們在一定溫度回火后，工件硬度不僅不降低，反而比其淬火態(tài)要髙得多。產(chǎn)生二次硬化的原因有以下兩個方面。（1） 馬氏體轉(zhuǎn)變過程中的彌散強(qiáng)化作用 鋼中含有強(qiáng)烈碳化物形成元素如Cr、

53、Mo、W、V、Ti、Nb等，富集于滲碳體中。當(dāng)回火溫度較高時400以上，這些強(qiáng)烈碳化物形成元索在滲碳體中富集到超過其飽和濃度后，便發(fā)生由滲碳體轉(zhuǎn)變?yōu)樘厥馓蓟锏倪^程。這些特珠碳化物比滲碳體更為堅硬，而且它形成時,以高度彌散的粒子析出于基體中,不易聚集長大,引起相固溶碳量增大并釘扎位 錯阻礙運(yùn)動，起著彌散強(qiáng)化作用。（2） 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成回火馬氏體或下貝氏體 這類鋼中的殘余奧氏體在回火加熱、保溫過程中不發(fā)生分解，而在隨后的回火冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或下貝氏體，這種現(xiàn)象稱為二次淬火。二次淬火也是二次硬化的原因之一,但它與析出特殊碳化物的彌散強(qiáng)化相比，其作用較小,只有當(dāng)淬火鋼中殘余奧氏體量很高時,其

54、作用才較顯著。（5） 回火脆性 一般情況下，隨著回火溫度的提髙，總的趨勢是鋼的強(qiáng)度、硬度降低，而塑性、韌性增高。但在許多鋼（主要是結(jié)構(gòu)鋼）中發(fā)現(xiàn)，回火溫度升高時，鋼的沖擊韌性并非連續(xù)提髙，而是在某些溫度區(qū)間回火時，沖擊韌性反而顯著下降，這種脆化現(xiàn)象稱為鋼的回火脆性。(1) 第一類回火脆性 淬火鋼在250400范圍回火出現(xiàn)沖擊韌性顯著降低的現(xiàn)象，稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。幾乎所有工業(yè)用鋼都在一定程度上具有這類回火脆性，而且脆性的出現(xiàn)與回火時冷卻速度的快慢無關(guān)。 產(chǎn)生低溫回火脆性的原因尚未十分淸楚，一般認(rèn)為與馬氏體分解時滲碳體的初期形核有關(guān)，并且認(rèn)為是由于具有某種臨界尺寸的薄膜狀碳化物

55、在馬氏體晶界和亞晶界上形成的結(jié)果。也有人認(rèn)為，脆性的出現(xiàn)與S、P、Sb、As等微量元素在晶界、相界或亞晶界的偏聚有關(guān)。此外，殘余奧氏體分解時沿晶界、亞晶界或其他界面析出脆性的碳化物，以及韌性的殘余奧氏體的消失，也是導(dǎo)致脆性的重要原因。這類回火脆性產(chǎn)生以后無法消除，故又稱為不可逆回火脆性。 為了避免低溫回火脆性，一般應(yīng)不在脆化溫度范圍（特別是韌性最低值所對應(yīng)的溫度)回火，或改用等溫淬火工藝，或加入從Mo、W等合金元素減輕第一類回火脆性。(2)第二類回火脆性 淬火鋼在450650范圍回火后緩冷出現(xiàn)沖擊韌性顯著降低的現(xiàn)象，稱為第二類回火脆性，也稱髙溫回火脆性。將這類已產(chǎn)生回火脆性的鋼重新加熱到650

56、以上回火，然后快速冷卻，則脆性消失,若再次于脆化溫度區(qū)間回火,然后緩冷,則脆性又重新出現(xiàn)，故又稱之為可逆回火脆性。這類脆性的產(chǎn)生與否和鋼的化學(xué)成分、回火溫度、回火時間以及回火后的冷卻速度有密切關(guān)系。第二類回火脆性主要在合金結(jié)構(gòu)鋼中出現(xiàn),碳素鋼一般不出現(xiàn)這類回火脆性。 第二類回火脆性的產(chǎn)生機(jī)制至今尚未徹底摘清楚，近年來的研究指出，是由于回火時Sb、Sn、As、P等微量雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界上偏聚或以化合物形式析出所致，鋼中的Cr、Mn、Ni等合金元素不但能促進(jìn)上述雜質(zhì)元素向晶界偏聚，而且本身也向晶界偏聚，進(jìn)一步降低晶界的強(qiáng)度，增大脆性傾向。（6） 回火穩(wěn)定性 淬火鋼在回火時抵抗硬度下降的能力稱回

57、火穩(wěn)定性。由于合金元索對淬火鋼在回火時的組織轉(zhuǎn)變起阻礙或延緩作用，可推遲馬氏體的分解和殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變，提髙鐵素體的再結(jié)晶溫度，使碳化物不易聚集長大，而保持較大的彌散度。因此合金鋼的回火穩(wěn)定性較碳鋼為 好。具有較高回火穩(wěn)定性的鋼可采用較髙的回火溫度，淬火應(yīng)力消除得更徹底一些，其回火后的綜合力學(xué)性能也能好一些。（七）時效現(xiàn)象 把有濃度變化的固溶體單相合金（如鐵素體）加熱到某一高溫后迅速冷卻，便可得到過飽和的面溶體，它與淬火所不同的是在這一冷卻中并不產(chǎn)生相變。這種把合金加熱到溶解度 線以上保溫后迅速冷卻而得到單相過飽和固溶體的處理稱為面溶處理。固溶處理后的組織處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，在一定條件下將發(fā)生分解，析出第二相質(zhì)點(diǎn)，同時使固溶體貧化，這一過程就是時效過程，時效可在室溫下進(jìn)行（稱為自然時效、也可加熱以加速時效過程稱為人工時效。 時效對金屬材料性能