北京科技大學(xué)復(fù)試金屬學(xué)熱處理講義

1、名詞解釋沸騰鋼：1只用一定量的弱脫氧劑錳鐵對(duì)鋼液脫氧，因此鋼液含氧量較高。2 在沸騰鋼的凝固過程中，鋼液中碳和氧發(fā)生反應(yīng)而產(chǎn)生大量氣體，造成鋼液 沸騰，這種鋼由此而得名。3沸騰鋼鋼錠宏觀組織的特點(diǎn)是，鋼錠內(nèi)部有大量的氣泡，但是沒有或很少有 縮孔。鋼錠的外層比較純凈，這純凈的外層包住了一個(gè)富集著雜質(zhì)的錠心。4 沸騰鋼鋼錠的 偏析較嚴(yán)重，低溫沖擊韌性不好，鋼板容易時(shí)效，鋼的力學(xué)性 能波動(dòng)性較大。鎮(zhèn)靜鋼：1鎮(zhèn)靜鋼在澆注之前不僅用弱脫氧劑錳鐵而且還使用強(qiáng)脫氧劑硅鐵和鋁對(duì)鋼液 進(jìn)行脫氧，因而鋼液的含氧量很低。2強(qiáng)脫氧劑硅和鋁的加入，使得在凝固過程中，鋼液中的氧優(yōu)先與強(qiáng)脫氧元素 鋁和硅結(jié)合，從而抑制了碳氧

2、之間的反應(yīng)，所以鎮(zhèn)靜鋼結(jié)晶時(shí)沒有沸騰現(xiàn)象， 由此而得名。3 在正常操作情況下，鎮(zhèn)靜鋼中沒有氣泡，但有縮孔和疏松。與沸騰鋼相比， 這種鋼氧化物系夾雜含量較低，純凈度較高。鎮(zhèn)靜鋼的偏析不像沸騰鋼那樣嚴(yán) 重，鋼材性能也較均勻。樹枝狀偏析： 枝晶偏析）1依據(jù)相圖，鋼在結(jié)晶時(shí)，先結(jié)晶的枝干比較純凈，碳濃度較低，而遲結(jié)晶的 枝間部分碳濃度較高。2研究指出，在鋼錠心部等軸晶帶中枝晶偏析的特點(diǎn)是，在枝干部分成分變化 很小，這部分占有相當(dāng)寬的范圍，在枝晶或者兩個(gè)相鄰晶粒之間，富集著碳、 合金元素和雜質(zhì)元素，而且達(dá)到很高的濃度。枝干結(jié)晶時(shí)，在相當(dāng)寬的范圍內(nèi) 造成碳和合金元素、雜質(zhì)元素的貧化 選擇結(jié)晶），這種貧化成

3、了枝晶間濃度特 高的前提。3為減少枝晶偏析的程度，可對(duì)鑄鋼和鋼錠進(jìn)行擴(kuò)散退火。區(qū)域偏析： 在整個(gè)鋼錠范圍內(nèi)發(fā)生的偏析因?yàn)檫x擇結(jié)晶，雜質(zhì)元素和合金元素被富集在晶枝近旁的液相中。在凝固速 度不是很高的情況下，枝晶近旁液相中雜質(zhì)元素能夠借擴(kuò)散和液體的流動(dòng)而被轉(zhuǎn)移到很遠(yuǎn)的地方。隨著凝固的進(jìn)展，雜質(zhì)元素在剩余的鋼液中不斷富集，各 種元素在整個(gè)鋼錠或鑄件的范圍內(nèi)發(fā)生了重新分布，即產(chǎn)生了區(qū)域偏析。帶狀偏析： 在鋼錠中，有時(shí)在某些局部地區(qū)，化學(xué)成分與周圍有差異，形成所 謂的帶狀偏析。1 在鎮(zhèn)靜鋼鋼錠軸心縱剖面的試片的酸侵蝕面上，能觀察到成V 型和 A 型分布的偏析條帶。稱為V偏析或A偏析。2A偏析有兩種形式，

4、一種是偏析帶比較粗，多出現(xiàn)在大鋼錠中，尤其是當(dāng)澆注溫度比較高時(shí)。另一種形式是一條宏觀的偏析帶由許多細(xì)的條紋構(gòu)成。纖維狀組織：鋼凝固時(shí)所產(chǎn)生的枝晶偏析具有相對(duì)穩(wěn)定性。由枝晶偏析顯示的“初生晶 粒”隨鋼坯外形改變而延伸。處于原枝晶間的范性?shī)A雜物也一起形變。隨著形變 量的加大，“初生晶?！睆淖畛醯闹鶢罨虻容S形逐漸變成條帶狀或者紡錘形。被 延伸拉長(zhǎng)的枝晶干和枝晶間就構(gòu)成了形變鋼中的“纖維”。帶狀組織：1熱變形鋼試樣磨片用含 CuCI2的試劑浸蝕后放在顯微鏡下觀察，發(fā)現(xiàn)原來在肉眼觀察時(shí)所看到的那些纖維經(jīng)過放大以后變成黑白交替的條帶，稱之為原始帶狀 組織，它是由樹枝狀結(jié)晶 偏析）所引起的。其中黑色條帶相當(dāng)

5、于原樹枝狀晶較 純的枝干，白色條帶相當(dāng)于原富含雜質(zhì)的枝間區(qū)域。2 在熱變形鋼中還會(huì)出現(xiàn)另外一種形式的帶狀組織。這種帶狀組織使用普通硝酸酒精試劑侵蝕的情況下就能顯露出來。這里所看到的交替相間的條帶是由不同的 組織構(gòu)成，稱為“顯微組織帶狀”。這些不同的組織是固態(tài)相變的結(jié)果，所以也 把這種帶狀組稱為二次帶狀。二次帶狀組織的形成意味著碳在固態(tài)相變中發(fā)生了 不均勻的重新分布 二次碳偏析）魏氏組織 :凡新相從母相中脫溶析出，新舊相之間有一定的位向關(guān)系，同時(shí)新相的中心平 面與母相的一定結(jié)晶學(xué)平面重合時(shí)，這樣一種具有紋理特征的組織可統(tǒng)稱為魏氏 組織?！胺闯！苯M織 :1 在原奧氏體晶界分布著粗厚的網(wǎng)狀滲碳體，在

6、此粗厚滲碳體的兩邊有很寬的游 離鐵素體，這樣的組織稱為“反?！苯M織。2研究指出，鋼在奧氏體相區(qū)加熱溫度越低 特別是在Acm-A1溫度區(qū)間加熱 時(shí)），奧氏體就越不均勻，其中含有大量未溶的碳化物或氮化物。越是在這種加 熱條件下，越容易形成“反?！苯M織。就冷卻條件來說，冷卻越緩慢，以致 Ar1 溫度非常接近 A1 溫度時(shí)，越容易產(chǎn)生“反?！苯M織。鋼的含碳量與共析含碳量 相聚越遠(yuǎn)時(shí)，形成“反?！苯M織的傾向就越大。此外，“反?！苯M織的出現(xiàn)也與 鋼中的含氮量和加鋁量有關(guān)。所有這些條件都是和離異共析體形成的基本原理相 一致。網(wǎng)狀碳化物：1過共析鋼軋后冷卻過程中沿奧氏體晶界析出先共析滲碳體。依鋼的含碳量、形

7、變終止溫度和冷卻速度不同，先共析滲碳體呈半連續(xù)或連續(xù)網(wǎng)狀。網(wǎng)狀碳化物的 厚度隨停軋 鍛）溫度的提高和冷卻速度的減小而增大。2 形變終止溫度過高，會(huì)使奧氏體晶粒粗化，這種晶粒粗大的奧氏體在隨后冷卻 時(shí)沿晶界形成粗厚的滲碳體網(wǎng)，后者在隨后的熱處理過程中難以得到改正。鋼的熱處理：1鋼的熱處理是通過加熱、保溫和冷卻的方法，來改變鋼內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而改 善其性能上的一種工藝。影響鋼的熱處理的主要因素是溫度和時(shí)間。2 鋼的熱處理工藝通常分為退火、正火、淬火、回火、表面淬火、化學(xué)熱處理以 及形變熱處理。3為隨后的機(jī)械加工或進(jìn)一步熱處理做好組織準(zhǔn)備的熱處理，稱為預(yù)備熱處理， 常采用退火或正火工藝；直接賦予工件

8、所需要的使用性能的熱處理，稱為最終熱 處理。起始晶粒度：指珠光體剛剛?cè)哭D(zhuǎn)變成奧氏體時(shí)的奧氏體晶粒度，一般情況下奧氏體的起始晶 粒度總是比較細(xì)小。加熱前原始組織越彌散，加熱速度越快，則起始晶粒越細(xì) 小。實(shí)際晶粒度：在某一具體加熱或熱加工條件下所得到的奧氏體晶粒度。本質(zhì)晶粒度：它表示在臨界溫度以上加熱過程中，奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向的強(qiáng)弱。研究指出，隨 加熱溫度升高，鋼中的奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向分兩類，一類是隨溫度升高，奧氏體 晶粒迅速長(zhǎng)大的鋼，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼；另一類是奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向較小，直 到超過某一溫度后，奧氏體晶粒才會(huì)急劇長(zhǎng)大的鋼，稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。組織遺傳現(xiàn)象：加熱后鋼的粗大奧氏體晶粒，經(jīng)淬

9、火后得到粗大的馬氏體，再次快速或慢速加熱至稍高于臨界溫度，奧氏體仍保留了原來的粗大晶粒，甚至保留了原來的位向和 原來的晶界，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。過冷奧氏體：奧氏體冷至臨界溫度以下，處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，稱為過冷奧氏體。馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：1 不會(huì)引起化學(xué)成分的變化，只產(chǎn)生結(jié)構(gòu)類型的改變，但有時(shí)會(huì)發(fā)生有序度的 變化。2 馬氏體可能是亞穩(wěn)平衡相，也可是穩(wěn)定平衡相。3 馬氏體轉(zhuǎn)變也可劃分為形核和長(zhǎng)大兩個(gè)元過程，但與擴(kuò)散轉(zhuǎn)變不同，馬氏體 成長(zhǎng)速度非?？臁? 馬氏體轉(zhuǎn)變不需要原子擴(kuò)散，原子協(xié)同做小范圍位移，以類似孿生切變的方 式形成新相。新相與母相之間的界面必須保持切變式的共格關(guān)系，因此有浮凸 現(xiàn)象。5

10、 應(yīng)力也可以誘發(fā)馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。6 在一些合金系中，馬氏體轉(zhuǎn)變是可逆的。熱穩(wěn)定化：1 淬火過程中因?yàn)槁浠蛑虚g停留所造成的奧氏體穩(wěn)定化，稱為熱穩(wěn)定化。2 奧氏體熱穩(wěn)定化的原因是因?yàn)槁浠蛑虚g停留，碳或氮原子在位錯(cuò)附近偏 聚，形成柯氏氣團(tuán)，強(qiáng)化奧氏體，使切變阻力增加，從而引起奧氏體的穩(wěn)定 化。機(jī)械穩(wěn)定化：Ms在 Md 點(diǎn)以上，對(duì)奧氏體進(jìn)行大量范性形變，使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難， 點(diǎn)降低，馬氏體轉(zhuǎn)變量減少，這種現(xiàn)象稱為奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化。滲碳：將低碳鋼件放入增碳的活性介質(zhì)中，在 900950C加熱保溫，使活性碳原子滲 入鋼的表面已達(dá)到高碳，這種熱處理工藝稱為滲碳。滲碳后院必須進(jìn)行淬火和 低溫回火

11、，使鋼件表面具有高硬度和高的耐磨性，而心部具有一定的強(qiáng)度和較 高的韌性。滲碳過程是由滲碳劑分解出活性碳原子，被鋼表面吸收，并向鋼內(nèi) 部擴(kuò)散三個(gè)階段組成。熱機(jī)械處理： 在近于 Ac3 的溫度強(qiáng)烈形變，恒溫或慢冷一段使形變奧氏體再結(jié)晶，快速冷卻 阻止再結(jié)晶的晶粒長(zhǎng)大。低溫韌性：低溫韌性也叫低溫脆性，即鋼材在低溫時(shí)韌性的大小或低溫時(shí)脆化的程度。紅硬性：紅硬性是指材料在經(jīng)過一定溫度下保持一定時(shí)間后所能保持其硬度的能力。如 刀具材料中的高速鋼，應(yīng)在 600 攝氏度下保持 60 分鐘后空冷，連續(xù)地重復(fù)進(jìn)行 4次后去表面氧化層，然后得出的硬度?？剀埧乩洌壕褪窃谝欢ê辖鸹幕A(chǔ)上，采用較低的終軋溫度 近于A3

12、）,在大壓下量的 情況下，使晶粒已經(jīng)細(xì)化的形變奧氏體再結(jié)晶后 或根本不發(fā)生再結(jié)晶）控制其 不再長(zhǎng)大，經(jīng)快冷或控冷得到細(xì)小的鐵素體晶粒，同時(shí)具有高位錯(cuò)及彌散析出 的NbC等，由此造成強(qiáng)化和低溫韌性的顯著增大，這種強(qiáng)韌化手段叫控軋控 冷。粗大奧氏體晶粒的遺傳性：生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)，過熱后鋼的粗大奧氏體晶粒，經(jīng)淬火后得到粗大的馬氏體，再次 快速或慢速加熱至稍高于臨界溫度，奧氏體仍然保留了原來的粗大晶粒，甚至 保留原來的位向和原來的晶界，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。其原因是過熱后的粗 晶粒奧氏體與馬氏體之間相互轉(zhuǎn)變維持著嚴(yán)格的晶體學(xué)取向關(guān)系。消除方法：中等速度奧氏體化或者加熱到 Ac3以上100-200C，因?yàn)橄嘧?/p>

13、硬化 使高溫奧氏體產(chǎn)生再結(jié)晶，達(dá)到細(xì)化晶粒，消除組織遺傳性的效果?；鼗鸲斡不F(xiàn)象某些淬火組織的合金鋼 如含鎢、鉬、鈦、釩、鈮、鉻、鋯等元素）經(jīng) 500- 600C回火后，硬度重新升高的現(xiàn)象。主要原因是某些含有強(qiáng)碳化物形成元素的合金鋼，淬火后高溫回火形成極細(xì) 的、高度彌散的特殊化合物。這些特殊化合物是滲碳體溶解在位錯(cuò)區(qū)的沉淀， 多呈絲狀或細(xì)針狀，而且與 a相保持共格關(guān)系。這就導(dǎo)致了 a相中高密度相 變誘生位錯(cuò)的形成，引起碳化物與 a相的共格畸變、彌散碳化物對(duì)位錯(cuò)的釘扎 作用等，使得硬度明顯提高。其次，某些合金鋼淬火組織高溫回火時(shí)的二次淬火現(xiàn)象也是引起二次硬化的原 因。次淬火 對(duì)于含有較多合金元

14、素的鋼，在珠光體型轉(zhuǎn)變和貝氏體型轉(zhuǎn)變 C 曲線之間，有 一個(gè)過冷奧氏體的中間穩(wěn)定區(qū)。與此相似，這類鋼的殘留奧氏體，在相應(yīng)的回 火溫度時(shí)，也出現(xiàn)兩轉(zhuǎn)變之間的中間穩(wěn)定區(qū)。然而，將這類淬火鋼回火加熱至 該區(qū)間的上限溫度時(shí)，殘留奧氏體既不轉(zhuǎn)變成珠光體，也不轉(zhuǎn)變成貝氏體，而 是在繼續(xù)冷卻到室溫時(shí)轉(zhuǎn)變成馬氏體。這一效應(yīng)叫做二次淬火。高溫形變熱處理與低溫形變熱處理高溫形變熱處理：在接近 A3 以上溫度進(jìn)行形變，形變后立即淬火，并回火至所 需要的硬度。從工藝過程來看，形變溫度較高，形變溫度容易進(jìn)行。但形變溫 度遠(yuǎn)高于再結(jié)晶溫度，形變強(qiáng)化效果容易被再結(jié)晶過程所削弱，所以形變溫度 和形變后至淬火前的間歇時(shí)間，對(duì)高

15、溫形變熱處理后鋼材的力學(xué)性能影響很 大。低溫形變熱處理：將加熱至奧氏體化的鋼迅速冷卻至 C 曲線的亞穩(wěn)定區(qū)進(jìn)行形 變，然后淬火獲得馬氏體，并回火至所需的硬度，這種工藝過程稱為低溫?zé)嶙?形處理。鋼的熱處理：1 熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)定的 方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。2 通過熱處理可以改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而改善其工藝性能和使用性能， 充分挖掘鋼材的潛力，延長(zhǎng)零件的使用壽命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能 源。3 正確的熱處理工藝還可以消除鋼材經(jīng)鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的 各種缺陷，細(xì)化晶粒，消除偏析，降低內(nèi)應(yīng)力，使組織和性能更加均勻。淬透性：1

16、淬透性是鋼的固有屬性，它是選材和制定熱處理工藝的重要依據(jù)之一。2 淬透性是指鋼在淬火時(shí)獲得馬氏體的能力。其大小用鋼在一定條件下淬火所 獲得的淬透性深度來表示。過熱：過熱是指工件在淬火加熱時(shí)，因?yàn)闇囟冗^高或時(shí)間過長(zhǎng)，造成奧氏體晶粒粗大 的缺陷。過熱不僅使淬火后得到的馬氏體組織粗大，使工件的強(qiáng)度和韌性降 低，易于產(chǎn)生脆斷，而且容易引起淬火裂紋。對(duì)于過熱工件，進(jìn)行一次細(xì)化晶 粒的退火或正火，然后再按工藝規(guī)程進(jìn)行淬火，便可以糾正過熱組織簡(jiǎn)答題簡(jiǎn)述碳對(duì)緩冷鋼顯微組織和性能的影響答 對(duì)組織的影響：碳是決定碳鋼在緩冷后組織和性能的主要元素。碳對(duì)緩冷后鋼顯微組織的影響 是：在亞共析鋼范圍內(nèi)，隨含碳量增加，鐵素

17、體相對(duì)量減少，珠光體的相對(duì)量 增加；達(dá)到共析成分時(shí)，全部為珠光體；在過共析鋼范圍內(nèi)，隨含碳量增加， 先共析滲碳體相對(duì)量增多，珠光體相對(duì)量減少。對(duì)性能的影響：隨鋼種含碳量的增加，碳鋼在熱軋狀態(tài)下的硬度呈直線上升，范性和韌性降 低。在亞共析范圍內(nèi)，碳對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響是，隨含碳量增加，抗拉強(qiáng)度不斷 提高。超過共析含碳量以后，抗拉強(qiáng)度提高減緩，以致于最后抗拉強(qiáng)度隨含碳 量增加而降低。在亞共析范圍內(nèi)，抗拉強(qiáng)度隨珠光體相對(duì)量增加而提高；在過共析范圍內(nèi)，抗 拉強(qiáng)度的變化是因?yàn)橄裙参鰸B碳體量增多，并沿原奧氏體晶界析出，形成網(wǎng) 狀，使鋼的脆性增大，容易發(fā)生早期斷裂，從而降低抗拉強(qiáng)度。含碳量增加時(shí)碳鋼的耐腐蝕性降

18、低，同時(shí)碳也使碳鋼的焊接性能和冷加工沖壓、拉拔）性能變壞。簡(jiǎn)述熱變形鋼的組織形式1 纖維狀組織鋼凝固時(shí)所產(chǎn)生的枝晶偏析具有相對(duì)穩(wěn)定性。由枝晶偏析顯示的“初生晶?！?隨鋼坯外形改變而延伸。處于原枝晶間的范性?shī)A雜物也一起形變。隨著形變量 的加大，“初生晶?！睆淖畛醯闹鶢罨虻容S形逐漸變成條帶狀或者紡錘形。被 延伸拉長(zhǎng)的枝晶干和枝晶間就構(gòu)成了形變鋼中的“纖維”。2 帶狀組織熱變形鋼試樣磨片用含 CuCl2 的試劑浸蝕后放在顯微鏡下觀察，發(fā)現(xiàn)原來在肉 眼觀察時(shí)所看到的那些纖維經(jīng)過放大以后變成黑白交替的條帶，稱之為原始帶 狀組織，它是由樹枝狀結(jié)晶 偏析）所引起的。其中黑色條帶相當(dāng)于原樹枝狀晶 較純的枝干，

19、白色條帶相當(dāng)于原富含雜質(zhì)的枝間區(qū)域。在熱變形鋼中還會(huì)出現(xiàn)另外一種形式的帶狀組織。這種帶狀組織使用普通硝酸酒精試劑侵蝕的情況下就能顯露出來。這里所看到的交替相間的條帶是由不同的組織構(gòu)成，稱為“顯微組織帶狀”。這些不同的組織是固態(tài)相變的結(jié)果，所以也把這種帶狀組織稱為二次帶狀組織。二次帶狀組織的形成意味著碳在固態(tài) 相變中發(fā)生了不均勻的重新分布 二次碳偏析）。只有在一次帶狀組織的基礎(chǔ)上才會(huì)出現(xiàn)二次帶狀組織，二次帶狀組織有兩種情 況：在鐵素體條帶中含有硅酸鹽，同時(shí)珠光體條帶中含有硫化物。也就是 說，鐵素體出現(xiàn)在原枝晶干，珠光體出現(xiàn)在原枝晶間。這種二次帶狀的碳濃度 分布與凝固時(shí)碳的枝晶偏析是一致的，稱為“

20、順態(tài)”的二次碳偏析。在鐵素 體條帶中含有硫化物，同時(shí)珠光體條帶中含有硅酸鹽。這種情況表明，在固態(tài) 相變時(shí)發(fā)生了碳濃度分布的逆轉(zhuǎn)，碳從枝間處擴(kuò)散到了枝干。這種二次帶狀的 碳濃度分布稱為“逆態(tài)”的二次碳偏析。帶狀組織使鋼的力學(xué)性能具有方向性，使鋼的橫向范性和韌性降低。鐵素體珠 光體帶狀組織還使鋼的切削加工性變壞。鋼材若出現(xiàn)了帶狀組織，加工時(shí)其表 面光潔度就差；滲碳時(shí)易引起滲層不均勻，熱處理時(shí)易產(chǎn)生變形且硬度不均勻 等缺陷。3 魏氏組織 凡新相從母相中脫溶析出，新舊相之間有一定的位向關(guān)系，同時(shí)新相的中心平 面與母相的一定結(jié)晶學(xué)平面重合時(shí)，這樣一種具有紋理特征的組織可統(tǒng)稱為魏 氏組織。在亞共析鋼中，當(dāng)

21、從奧氏體相區(qū)緩慢冷卻通過 Ar3-Ar 1溫度范圍時(shí)，鐵素體沿奧 氏體晶界析出，呈塊狀。如果冷卻速度加快時(shí)，則鐵素體不僅沿奧氏體晶界析 出生長(zhǎng)，而且還形成許多鐵素體片插向奧氏體晶粒內(nèi)部，鐵素體片之間的奧氏 體最后變?yōu)橹楣怏w。這些分布在原奧氏體晶粒內(nèi)部呈片狀的先共析鐵素體稱為 魏氏組織鐵素體。如果奧氏體比較粗大，冷卻速度又比較快時(shí)，一般來講，容易產(chǎn)生魏氏組織鐵 素體。退火可消除魏氏組織。4 “反?！苯M織 在原奧氏體晶界分布著粗厚的網(wǎng)狀滲碳體，在此粗厚滲碳體的兩邊有很寬的游離鐵素體，這樣的組織稱為“反?！苯M織。研究指出，鋼在奧氏體相區(qū)加熱溫度越低 特別是在 Acm-A1 溫度區(qū)間加熱時(shí)），奧氏體就

22、越不均勻，其中含有大量未溶的碳化物或氮化物。越是在這種 加熱條件下，越容易形成“反?！苯M織。就冷卻條件來說，冷卻越緩慢，以致 Ari溫度非常接近Ai溫度時(shí)，越容易產(chǎn)生“反常”組織。鋼的含碳量與共析含碳 量相距越遠(yuǎn)時(shí)，形成“反?！苯M織的傾向就越大。此外，“反?！苯M織的出現(xiàn) 也與鋼中的含氮量和加鋁量有關(guān)。所有這些條件都是和離異共析體形成的基本 原理相一致。5 網(wǎng)狀碳化物 過共析鋼軋后在冷卻過程中沿奧氏體晶界析出先共析滲碳體。依鋼的含碳量、 形變終止溫度和冷卻速度的不同，先共析滲碳體呈半連續(xù)或連續(xù)網(wǎng)狀。減輕或者消除亞共析鋼中的鐵素體珠光體帶狀組織的措施是什么？減輕原始帶狀偏析程度 方法：鋼錠中柱狀晶

23、要比等軸晶的枝晶偏析程度輕 枝晶比較細(xì)時(shí)通過擴(kuò)散退火能達(dá)到更好的均勻化效果鋼錠的偏析隨鋼錠重 量增加而加大，隨冷卻速度的加快而減輕擴(kuò)散退火）抑制或者減輕原始帶狀組織對(duì)二次帶狀的影響。在設(shè)計(jì)鋼的成分時(shí)，升高和降低 A溫度9120）的元素如硅-錳，錳-硫等要 互相搭配，這樣在發(fā)生枝晶偏析以后，因?yàn)閹追N雜質(zhì)元素的影響互相抵消，枝 干和枝間兩區(qū)域A溫度差別很小，從而有利于避免鐵素體珠光體帶狀組織產(chǎn) 生。加速熱變形鋼的冷卻速度，借以抑制碳在原始帶狀基礎(chǔ)上的長(zhǎng)距離擴(kuò)散。將鋼材加熱后空冷 正火），或者適當(dāng)提高鋼坯或鋼材的加熱速度，使奧氏體 晶粒尺寸超過原始帶狀的條帶寬度。簡(jiǎn)述石墨化的溫度階段第一階段：從鑄鐵

24、的液相中結(jié)晶出一次石墨 過共晶合金）和通過共晶反應(yīng)結(jié)晶 出共晶石墨。或者在鑄鐵凝固過程中通過滲碳體在共晶溫度以上的高溫分解形 成石墨。中間階段：從鑄鐵的奧氏體相中直接析出二次石墨，或者通過滲碳體在共晶溫 度或共析溫度之間發(fā)生分解而形成石墨。第二階段：在鑄鐵的共析轉(zhuǎn)變過程中析出石墨，或者通過滲碳體在共析溫度附 近及其以下溫度發(fā)生分解形成石墨。進(jìn)行石墨化時(shí)，不僅需要碳原子在溶液或固溶體中的擴(kuò)散集聚，而且還需要鐵 原子從碳的集聚處擴(kuò)散掉。溫度越低，原子的活動(dòng)性愈小，石墨化過程也就愈 困難。所以，在鑄鐵的連續(xù)冷卻過程中，溫度較低的第二階段石墨化往往不能 進(jìn)行到底。一般來說，凡是能削弱鐵原子和碳原子之間

25、的結(jié)合力的元素以及能增大鐵原子 擴(kuò)散能力的元素大多能促進(jìn)石墨化，比如：鋯、鈷、磷、銅、鎳、鈦、硅、 碳、鋁等；反之，則阻礙石墨化，比如：鎢、錳、鉬、硫、鉻、釩、鎂、鈰、 硼等。簡(jiǎn)述幾種常見的鑄鐵白口鑄鐵：其中碳除少量溶于鐵素體外，絕大部分以滲碳體的形式存在于鑄 鐵中。白口鑄鐵斷口呈亮白色，組織中都存在共晶萊氏體，性能硬而脆，很難 切削加工。白口鑄鐵除主要用作煉鋼原料外，還用來生產(chǎn)可鍛鑄鐵。麻口鑄鐵：碳一部分以石墨形式存在，另一部分以自由滲碳體形式存在，斷 口呈黑白相間的麻點(diǎn)?；铱阼T鐵：其中碳全部或大部分以片狀石墨形式存在?；铱阼T鐵斷裂時(shí)，裂 紋沿各個(gè)石墨片發(fā)展，因而斷口呈暗灰色?？慑戣T鐵：又稱

26、展性鑄鐵，有白口鑄鐵經(jīng)石墨化退火后制成，其中碳以團(tuán)絮 狀石墨形式存在。球磨鑄鐵：鋼液在澆注前經(jīng)過球化處理，碳主要以球狀石墨形式存在。冷硬鑄鐵：將鋼液注入放有冷鐵的模中制成。與冷鐵相接觸的鑄鐵表面層因 為冷卻速度比較快，故鑄鐵組織在一定厚度內(nèi)屬于白口，因而硬度高，耐磨性 好；而遠(yuǎn)離冷鐵的深層部位，因?yàn)槔鋮s速度較小，得到的組織為灰口；在白口 和灰口之間的過渡區(qū)域呈麻口。冷硬鑄鐵用于制造軋輥、車輪等。蠕墨鑄鐵：鋼液在澆注前經(jīng)過蠕化處理，碳主要以介于片狀和球狀之間的石 墨形式存在，它是近年發(fā)展起來的一種新型鑄鐵。簡(jiǎn)述鋼加熱時(shí)奧氏體化的組織轉(zhuǎn)變過程 奧氏體的形成過程：任何成分碳鋼加熱到 Aci以上，珠光

27、體就向奧氏體轉(zhuǎn)變； 加熱到Ac3或Accm以上，將全部變?yōu)閵W氏體。這種加熱轉(zhuǎn)變也稱奧氏體化。形核：將珠光體加熱到 Aci以上，在鐵素體和滲碳體的相界面上奧氏體優(yōu)先 形核。這是因?yàn)橄嘟缑嫔显优帕胁灰?guī)則，處于能量較高狀態(tài)，具備形核所需 的結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏條件，同時(shí)相界面上處于碳濃度過渡，易出現(xiàn)濃度起 伏，符合奧氏體所需的碳濃度，所以?shī)W氏體晶核優(yōu)先在相界面上形成。長(zhǎng)大：當(dāng)奧氏體在鐵素體和滲碳體相界面上形核后，建立起界面濃度平衡， 從而在奧氏體和鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)濃度差，碳原子由高濃度向低濃度擴(kuò)散，使C2、C4濃度降低，而C、G濃度升高，從而破壞濃度平衡。必須通過滲碳體逐漸 溶解，以提高C2、G,同時(shí)

28、產(chǎn)生a-r轉(zhuǎn)變，以降低C、G,維持界面濃度平 衡。如此所進(jìn)行的碳原子擴(kuò)散，滲碳體溶解， a-r點(diǎn)陣重構(gòu)的反復(fù)，奧氏體逐 漸長(zhǎng)大。殘余滲碳體的溶解：奧氏體向鐵素體方向推進(jìn)的速度要大得多，鐵素體總是 比滲碳體消失得早。鐵素體消失后，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，通過碳原子擴(kuò)散， 殘余滲碳體逐漸溶入奧氏體，使奧氏體逐步趨近共析成分。奧氏體的均勻化：殘余奧氏體完全溶解后，奧氏體中碳濃度仍是不均勻的， 原先是滲碳體的位置碳濃度較高，原先是鐵素體的位置碳濃度較低。為此必須 繼續(xù)保溫，通過碳原子擴(kuò)散，獲得均勻化奧氏體。影響奧氏體形成速度的因素加熱溫度的影響 一方面，因?yàn)橹楣怏w轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程是擴(kuò)散相變的過程，隨著加

29、熱溫度的 升高，原子擴(kuò)散系數(shù)增加，特別是碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增加，加快了奧氏 體的形核和長(zhǎng)大速度。同時(shí)加熱溫度升高，奧氏體中的碳濃度差增大，濃度梯 度加大，故原子擴(kuò)散速度加快。另一方面，加熱溫度升高，奧氏體與珠光體的自由能差增大，相變驅(qū)動(dòng)力增 大，所以，隨奧氏體形成溫度的升高，奧氏體的形核率和長(zhǎng)大速度急劇增加， 因此，轉(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間顯著縮短，加熱溫度越高，轉(zhuǎn)變?cè)杏?和完成轉(zhuǎn)變的時(shí)間越短 原始組織的影響 在化學(xué)成分相同的情況下，隨原始組織中碳化物分散度的增大，不僅鐵素體和 滲碳體相界面增多，加大了奧氏體的形核率；而且因?yàn)橹楣怏w片層間距減小， 使奧氏體中的碳濃度梯度增大，使碳原子

30、的擴(kuò)散距離減小，這些都使奧氏體的 長(zhǎng)大速度增加。因此，鋼的原始組織越細(xì)，則奧氏體的形成速度越快?；瘜W(xué)成分的影響 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的影響 鋼中含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，奧氏體的形成速度越快。這是因?yàn)殡S含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)增 加，滲碳體的數(shù)量相應(yīng)地增加，鐵素體和滲碳體相界面的面積增加，因此增加 了奧氏體形核的部位，增大奧氏體的形核率。同時(shí)，碳化物數(shù)量增加，又使碳 的擴(kuò)散距離減小，碳濃度梯度增大，以及隨奧氏體中含碳量質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，碳 和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)將增大，從而增大奧氏體的長(zhǎng)大速度。合金元素的影響 首先，合金元素影響了碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，碳化物形成元素大大減小了 碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。故顯著減慢了奧氏體的形成速度，

31、非碳化合物形成 元素增加碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，因而加快了奧氏體的形成速度。其次合金元素改變了鋼的臨界溫度，故改變了奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱度，從而改 變了奧氏體與珠光體的自由能差，因而改變了奧氏體的形成速度。第三，合金元素在珠光體中的分布是不均勻的，因此合金鋼的奧氏體均勻化過 程除了碳在奧氏體中的均勻化外，還包括了合金元素的均勻化。影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素加熱溫度的影響奧氏體形成后，隨著加熱溫度升高，晶粒急劇長(zhǎng)大。溫度對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的 影響最為顯著。保溫時(shí)間的影響在相變溫度以上任何溫度保溫時(shí)，奧氏體都有一個(gè)加速長(zhǎng)大期。當(dāng)經(jīng)理達(dá)到一 定尺寸后，長(zhǎng)大速度趨于緩慢。加熱速度的影響加熱速度越大，過熱度越

32、大，形核率越高，奧氏體的起始晶粒越細(xì)?？焖偌訜?至高溫，短時(shí)保溫，可獲得細(xì)晶粒組織?；瘜W(xué)成分的影響含碳量對(duì)鋼的奧氏體晶粒長(zhǎng)大有明顯影響。當(dāng)鋼的含碳量不超過一定限度時(shí)， 在相同加熱條件下，奧氏體晶粒隨鋼種含碳量增加而急劇長(zhǎng)大。這是因?yàn)樘嫉?擴(kuò)散速度和鐵的擴(kuò)散速度都隨含碳量的增加而增大。但當(dāng)含碳量超過一定限度 時(shí)，隨含碳量增大，奧氏體晶粒反而減小。簡(jiǎn)述過冷奧氏體冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變高溫珠光體型轉(zhuǎn)變奧氏體在A-550C之間，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體 鐵素體和滲碳體的混合物）。再此溫度區(qū)間內(nèi)，原子的擴(kuò)散能力較強(qiáng)，容易在奧氏體晶界上產(chǎn)生高碳的滲碳體晶 核和低碳的鐵素體晶核，并實(shí)現(xiàn)晶格重構(gòu)，屬于擴(kuò)散型相變，也可稱為高

33、溫轉(zhuǎn) 變。中溫貝氏體型轉(zhuǎn)變?cè)?50C -Ms230C）溫度范圍內(nèi)，過冷度較大，鐵原子難以擴(kuò)散，僅有碳原子擴(kuò)散，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變速度下降，孕育期逐漸延長(zhǎng)，這主要通過相變驅(qū)動(dòng)力來 改變晶格結(jié)構(gòu)，通過碳原子擴(kuò)散形成碳化物，屬于半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為 貝氏體型組織。低溫馬氏體型轉(zhuǎn)變當(dāng)鋼加熱到奧氏體后，奧氏體被迅速過冷至 M以下時(shí)，鐵、碳原子都已失去了 擴(kuò)散能力，但過冷度較大，相變驅(qū)動(dòng)力足以使面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立 方的馬氏體，并保持原奧氏體的成分。這種轉(zhuǎn)變屬于非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 為馬氏體。簡(jiǎn)述影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的因素 含碳量的影響：亞共析鋼加熱到 Ac3以上，過共析鋼加熱到Aci以上的

34、正常熱 處理加熱條件下，隨著含碳量的增加，亞共析鋼的 C曲線向右移；過共析鋼的 C曲線向左移。故在碳鋼中以共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定。合金元素的影響：除鉆外所有合金元素的溶入，均增加過冷奧氏體的穩(wěn)定 性，使C曲線向右移。其中，非碳化合物或弱碳化合物形成元素，如硅、鎳、 銅和錳等不改變C曲線的形狀，仍保持一個(gè)“鼻尖”，至改變 C曲線位置；中 強(qiáng)或強(qiáng)碳化物形成元素，如鉻、鉬、鎢、釩和鈦等溶入奧氏體，不僅使C曲線右移，并使珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)分離，出現(xiàn)兩個(gè)“鼻尖”，即變成雙 C 曲線。上部C曲線是等溫轉(zhuǎn)變形成珠光體區(qū)域；下部 C曲線是等溫轉(zhuǎn)變形成貝 氏體區(qū)域，其間存在著過冷奧氏體的亞穩(wěn)定區(qū)。必須指

35、出，強(qiáng)碳化合物形成元素只有溶入奧氏體，才能增加過冷奧氏體的穩(wěn)定 性，使C曲線右移。如以不溶的碳化物存在，反而有利于奧氏體的分解，降低 過冷奧氏體的穩(wěn)定性。加熱溫度和時(shí)間的影響：當(dāng)原始組織相同時(shí)，隨加熱溫度的升高和保溫時(shí)間 的延長(zhǎng)，奧氏體成分更加均勻，晶粒長(zhǎng)大，晶界面積減小，從而降低冷卻時(shí)相 變的晶核數(shù)目，提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使 C曲線右移。原始組織的影響：在相同加熱條件下，原始組織越細(xì)小，越均勻，加熱時(shí)越 容易得到均勻的奧氏體，過冷奧氏體也越穩(wěn)定。外加應(yīng)力和塑性變形的影響：一般來說，因奧氏體比容最小，轉(zhuǎn)變時(shí)體積膨 脹。三向壓應(yīng)力阻礙過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變，使 C曲線右移；三向拉應(yīng)力有利于過 冷奧

36、氏體的轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。奧氏體塑性變形時(shí)會(huì)造成晶粒破碎和碳化物 的析出，降低奧氏體的穩(wěn)定性，使 C曲線左移。馬氏體具有高強(qiáng)度和高硬度的原因是什么？過飽和碳引起強(qiáng)烈的正方畸變，形成以碳原子為中心的應(yīng)力場(chǎng)，這種應(yīng)力場(chǎng) 與位錯(cuò)的交互作用使馬氏體顯著強(qiáng)化，即固溶強(qiáng)化，這個(gè)是主要的。板條狀馬氏體內(nèi)的高密度位錯(cuò)，片狀馬氏體內(nèi)精細(xì)孿晶，產(chǎn)生亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化。馬氏體形成過程中的自回火現(xiàn)象，使碳原子沿晶體缺陷偏聚或碳化物彌散析 出，釘扎位錯(cuò)，從而產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化。原始奧氏體晶粒大小及板條馬氏體束大小對(duì)馬氏體強(qiáng)度的影響。原始奧氏體 晶粒越細(xì)小，馬氏體板條束越小，則馬氏體強(qiáng)度越高。這是因?yàn)橄嘟缑孀璧K位 錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)造成的馬氏體

37、強(qiáng)化。簡(jiǎn)述淬火鋼在回火時(shí)的組織變化過程1 馬氏體中碳原子的偏聚含碳量小于 0.2%的低碳馬氏體中，絕大部分碳原子偏聚到高密度的位錯(cuò)線 上，形成柯氏氣團(tuán)。這是因?yàn)樘荚雍臀诲e(cuò)的彈性應(yīng)力場(chǎng)的交互作用，使碳原 子被彈性地吸引到位錯(cuò)線上，也稱彈性偏聚。馬氏體的含碳量為0.2%時(shí)，偏聚已達(dá)飽和狀態(tài)。含碳量大于 0.2%的馬氏體，超過 0.2%的碳原子以不再偏聚到位錯(cuò)附近，而在 垂直c軸的001) m面上偏聚，伴隨有化學(xué)自由能降低，正方度 c/a增加，硬 度、強(qiáng)度有所提高，稱為化學(xué)偏聚。這種偏聚也為析出亞穩(wěn)定&碳化物作準(zhǔn)備。2 馬氏體的分解馬氏體的分解是自發(fā)進(jìn)行的降低系統(tǒng)自由能的過程，是過飽和碳從固溶體中

38、析 出的脫溶過程，可分為兩個(gè)階段。高碳馬氏體在100-150C回火為馬氏體分解的第一階段。碳原子只做短距離遷 移，析出的碳化物片從周圍取得碳原子長(zhǎng)大，從而形成貧碳區(qū)，遠(yuǎn)離相的地區(qū)仍是高碳區(qū)，故稱為馬氏體的二相式分解。150C以上回火為馬氏體分解的第二階段，發(fā)生連續(xù)式分解、碳原子可以作較長(zhǎng) 距離的遷移，隨碳化物的析出，a相碳濃度均勻降低，馬氏體分解可延續(xù) 到350C,此時(shí)c/a趨近于1。實(shí)驗(yàn)指出，回火溫度越高，馬氏體碳濃度越低， 析出的 碳化物越多。3 殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變含碳量超過 0.5%的碳鋼或低合金鋼，淬火后總有少量殘余奧氏體存在，在200-300C范圍內(nèi)回火時(shí)，殘余奧氏體分解為過飽和a固溶

39、體和薄片狀碳化物的復(fù)相組織，二者保持共格，一般認(rèn)為是回火馬氏體或下貝氏體。研究證明，殘 余奧氏體的轉(zhuǎn)變與過冷奧氏體轉(zhuǎn)變一樣，也是一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程，轉(zhuǎn)變生 成貝氏體后也出現(xiàn)浮凸現(xiàn)象。4 碳化物的轉(zhuǎn)變?cè)?50-400C回火時(shí)，碳鋼馬氏體中過飽和碳原子幾乎全部脫溶，析出比碳化物更穩(wěn)定的碳化物。一種是 x碳化物，具有單斜晶系；另一種是 9碳化 物，也就是滲碳體。研究證明，條狀馬氏體在上述溫度范圍回火時(shí)，會(huì)直接析出 9 相滲碳體)。 這種相以薄片或短桿狀形成于馬氏體的位錯(cuò)線或界面上。高碳鋼中的淬火馬氏體和殘余奧氏體在低溫回火時(shí)，分解成 a 相和 相，兩 相之間保持共格聯(lián)系。5碳化物的聚集長(zhǎng)大和a相回

40、復(fù)、再結(jié)晶當(dāng)回火溫度高于400C時(shí)，滲碳體明顯聚集長(zhǎng)大并球化，無論片狀滲碳體的球 化或粒狀滲碳體的長(zhǎng)大，都通過小顆粒溶解，大顆粒長(zhǎng)大的機(jī)理進(jìn)行。因?yàn)樘?原子的擴(kuò)散能力近一步增強(qiáng)，鐵原子的擴(kuò)散能力開始恢復(fù)， a 相中過飽和固溶 碳原子全部脫溶，其本身正方度消失，逐漸回復(fù)與再結(jié)晶，組織中的碳化物也 將聚集和球化。對(duì)于條狀馬氏體來說，回火溫度超過 400C時(shí)，馬氏體的位錯(cuò)密度逐漸降低， 剩下的位錯(cuò)又形成二維位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，排列成“墻”，構(gòu)成 a 相中的亞晶界，從而 將其分割成許多亞晶粒。同時(shí)， a 相中的點(diǎn)陣畸變逐漸消失，稱為 a 相的回 復(fù)階段。但是仍保持條形形態(tài)。只有回火溫度超過 600C時(shí)，a相發(fā)生

41、再結(jié)晶 由位錯(cuò)密度降低的等軸晶粒代替回復(fù)時(shí)的條狀組織，條狀馬氏體形態(tài)才消失。對(duì)于高碳鋼中的片狀馬氏體來說，當(dāng)回火溫度超過250C時(shí)，孿晶開始消失，出現(xiàn)位錯(cuò)胞和位錯(cuò)線，顯微裂紋逐漸被填合?；鼗饻囟冗_(dá)400C時(shí)，孿晶全部消失， a 相回復(fù)，逐漸形成多邊化亞晶粒，仍保持片狀特征。當(dāng)溫度高于 600C時(shí)，片狀馬氏體形態(tài)消失，等軸狀a相代替片狀a相。鋼回火轉(zhuǎn)變后的組織有哪些？1 回火馬氏體 高碳鋼在150-250C低溫回火，得到回火馬氏體組織?；鼗瘃R氏體光學(xué)顯微鏡 下呈暗黑色片狀組織，比淬火馬氏體易受腐蝕。在電子顯微鏡下可以觀察到片 狀a相內(nèi)分布著薄片狀碳化物，兩者保持共格關(guān)系。低碳板條狀馬氏體低 溫回

42、火后，只是碳原子的偏聚，與淬火馬氏體沒有顯著差別。2 回火屈氏體在350-500C進(jìn)行中溫回火后，得到回火屈氏體組織。其組織特征是：a相仍保持板條狀或者片狀形態(tài)，其上分布著微細(xì)粒狀滲碳體，在光學(xué)顯微鏡下難以 分辨，在電子顯微鏡下才能辨清兩相。3 回火索氏體在500 650C進(jìn)行高溫回火，得到回火索氏體組織。其組織是由細(xì)粒狀滲碳 體和等軸狀鐵素體所構(gòu)成的復(fù)相組織。4 粒狀珠光體在 650-A1 之間回火時(shí)，粒狀滲碳體明顯粗化。此種粒狀珠光體與球化退火所得 到的組織相同。范性很好，強(qiáng)度較低。簡(jiǎn)述淬火鋼回火時(shí)力學(xué)性能與回火溫度之間的關(guān)系 硬度與回火溫度之間的關(guān)系中、低碳鋼在250C下回火時(shí)，機(jī)械性能

43、無明顯變化。這是因?yàn)橹挥刑嫉钠?聚，而無其他組織變化。高碳鋼則不同，因?yàn)?相共格析出，引起彌散強(qiáng)化，硬度略有升高。250-400C回火時(shí)，一方面因?yàn)轳R氏體分解、正方度減小以及碳化物轉(zhuǎn)變和聚集 長(zhǎng)大，硬度趨于降低；另一方面，因?yàn)闅堄鄪W氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w，硬度則有 所升高。二者綜合影響，使得中、低碳鋼硬度下降，而高碳鋼硬度升高?；鼗饻囟仍?00C以上升高時(shí)，產(chǎn)生a相的回復(fù)與再結(jié)晶及碳化物聚集并球 化，均使硬度下降。強(qiáng)度和塑性與回火溫度的關(guān)系高、中、低碳鋼回火時(shí)，彈性極限隨回火溫度上升而增加，大約在 350C左右 出現(xiàn)峰值。這與回火過程中碳的偏聚、 碳化物的析出、a相中碳過飽和度下 降以及滲碳體析出

44、 a 相回復(fù)等組織結(jié)構(gòu)變化相聯(lián)系。鋼的塑性一般隨回火溫度的升高而加大。沖擊韌性與回火溫度之間的關(guān)系隨著回火溫度的升高，碳鋼沖擊值a k）變化的總趨勢(shì)是增加的。但是，高碳 鋼經(jīng)扭轉(zhuǎn)沖擊實(shí)驗(yàn)，可測(cè)出250C左右回火后沖擊值下降的脆化現(xiàn)象。斷裂韌性與回火溫度之間的關(guān)系在400C以下，隨回火溫度增高，斷裂韌性和沖擊韌性均降低。400C以上回火時(shí)，斷裂韌性增大。解釋碳鋼回火脆性的定義、原因及消除或改善方法在250-400C和450-650C區(qū)域存在著沖擊韌顯著下降的現(xiàn)象，這種脆化現(xiàn)象稱 為回火脆性。其中在250-400C范圍內(nèi)回火時(shí)出現(xiàn)的脆性稱為第一類回火脆性，存在于一 切鋼種之中。此后若重新加熱至第一

45、類回火脆化溫區(qū)，也不再出現(xiàn)脆性。故又 稱不可逆回火脆性。因其出現(xiàn)與低溫回火溫度范圍，故又稱低溫回火脆性。發(fā) 生第一類回火脆性的鋼件，斷口呈晶間斷裂；無第一次回火脆性的鋼件，呈穿 晶斷裂。消除或改善的方法： 以非碳化合物形成元素 Si ）來合金化，一起有效地推遲馬氏體脫 溶的作用，使低溫回火脆性溫度區(qū)上移，從而使鋼獲得高強(qiáng)韌性。導(dǎo)致第一類回火脆性的原因是 &相轉(zhuǎn)變9相或x相，沿板條馬氏體的條間、 束界或片狀馬氏的孿晶帶和晶界上析出，引起鋼的韌性明顯降低。淬火的合金鋼在450-650C范圍內(nèi)回火后，進(jìn)行慢冷所出現(xiàn)的脆性，稱為高 溫回火脆性。已產(chǎn)生脆性的工件，重新加熱到 600C以上保溫，然后快冷，

46、則 可消除此類脆性。如在600C以上再次加熱慢冷，脆性又將出現(xiàn)，故也稱為可 逆回火脆性。產(chǎn)生第二類回火脆性的原因是：銻、錫、砷、磷等雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界上 偏聚或以化合物方式析出，是導(dǎo)致第二類回火脆性的主要原因。為了防止高溫回火脆性，可在鋼中加入 0.5%鉬或 1%鎢，抑制雜質(zhì)元素向晶界偏 聚，這種方法適用于大工件。對(duì)于中小工件，可采用高溫回火后快冷，抑制雜 質(zhì)元素偏聚。介紹幾種常見的退火工藝、目的及應(yīng)用1 完全退火將亞共析鋼加熱至AC3以上20-30C，保溫足夠時(shí)間奧氏體化后，隨爐緩慢冷 卻，從而接近平衡的組織，這種熱處理工藝稱為完全退火。經(jīng)澆注并模冷后的鋼錠和鑄鋼件，或終軋終止溫度過高的

47、熱鍛軋件，晶粒粗 大，易得魏氏組織，并存在著內(nèi)應(yīng)力。可通過完全退火來細(xì)化晶粒、均勻組 織、消除內(nèi)應(yīng)力、降低硬度，便于切削加工，并為加工后零件的淬火做好組織 準(zhǔn)備。完全退火只適用于亞共析鋼，不宜用于過共析鋼。過共析鋼若加熱至Acm以上單相奧氏體區(qū)，緩冷后會(huì)析出網(wǎng)狀二次滲碳體，使鋼的強(qiáng)度、范性和韌性大大 降低。2 不完全退火亞共析鋼在Aci- Ac 3之間或過共析鋼在 Aci-Accm之間兩相區(qū)加熱，保溫足夠時(shí) 間，進(jìn)行緩慢冷卻的熱處理工藝，稱為不完全退火。如果亞共析鋼的終軋終止溫度適當(dāng)，并未引起晶粒粗化，鐵素體和珠光體的分 布又無異?，F(xiàn)象，采用不完全退火，可以進(jìn)行部分重結(jié)晶，起到細(xì)化晶粒，改 善

48、組織，降低硬度和消除內(nèi)應(yīng)力的作用。亞共析鋼的不完全退火溫度一般為 740-780C ，其優(yōu)點(diǎn)是加熱溫度低，操作條件好，節(jié)省燃料和時(shí)間。過共析鋼退火是為了細(xì)化和均勻組織，降低硬度和消除內(nèi)應(yīng)力3 等溫退火 等溫退火是將鋼件加熱到臨界溫度 過共析鋼Aci或亞共析鋼Ac）以上奧氏體 化，然后將鋼件移入另一溫度稍低于 Ari的爐中等溫停留，不可太高也不宜過 低。太高則等溫時(shí)間過長(zhǎng)，且硬度偏低；過低則硬度偏高。原則是在保證硬度 合格的條件下，盡量選用較低的等溫溫度，以縮短等溫時(shí)間，提高勞動(dòng)生產(chǎn) 率。當(dāng)轉(zhuǎn)變完成后，出爐空冷至室溫。等溫退火時(shí)轉(zhuǎn)變易于控制，更適用于過冷奧氏體穩(wěn)定性高的合金鋼，可以節(jié)省 鋼件在爐

49、內(nèi)的時(shí)間，提高退火爐的周轉(zhuǎn)率。4 球化退火球化退火是使鋼中的碳化物球化，獲得粒狀珠光體的熱處理工藝，主要用于過 共析鋼，如碳素工具鋼、低合金工具鋼和滾珠軸承鋼。球化退火的目的是降低硬度，改善切削加工性能，以及獲得均勻的組織，并為 最后的淬火處理做組織準(zhǔn)備。其加熱溫度范圍一般取 Aci以上20-30C經(jīng)球化退火后組織的優(yōu)點(diǎn)：由片狀變成粒狀珠光體，降低硬度，改善切削加工性能。粒狀珠光體加熱時(shí)奧氏體晶粒不易長(zhǎng)大，允許有較寬的淬火溫度范圍，淬火 時(shí)變形開裂傾向小，即淬火的工藝性能好。能獲得最佳的淬火組織，即馬氏體片細(xì)小，殘余奧氏體量少，并保留一定量 均勻分布的粒狀碳化物。另外具有明顯網(wǎng)狀碳化物結(jié)構(gòu)的鋼

50、材，必須先進(jìn)行正火消除碳化物網(wǎng)，再進(jìn)行 球化退火。5 擴(kuò)散退火 擴(kuò)散退火也稱均勻化退火，主要用于合金鋼鋼錠或鑄件，它們?cè)跐沧⒑竽踢^ 程中總會(huì)產(chǎn)生合金元素的枝晶偏析，即化學(xué)成分不均勻性。擴(kuò)散退火是通過高 溫長(zhǎng)時(shí)間加熱奧氏體化，使分布不均勻的元素通過擴(kuò)散，以消除或者減弱枝晶 偏析。常用擴(kuò)散退火溫度是1100C -1200C，保溫時(shí)間為10-15小時(shí)。鋼中合金元素 含量越高，所采用的加熱溫度越高。經(jīng)高溫長(zhǎng)時(shí)間加熱擴(kuò)散退火后，奧氏體晶 粒已經(jīng)過度長(zhǎng)大，如不再進(jìn)行熱加工，必須進(jìn)行一次完全退火或正火以細(xì)化晶 粒。6 低溫退火 低溫退火是把鋼件加熱到低于 Ac1 溫度退火，又叫消應(yīng)力退火，主要用于消除 鑄

51、件、鍛件、焊接件、冷沖壓件和機(jī)加工件中的殘余應(yīng)力，提高穩(wěn)定性，防止 淬火變形開裂。它包括軟化退火和再結(jié)晶退火。常用的軟化退火溫度為650-720C，保溫后出爐空冷。鋼錠經(jīng)軟化退火后，消 除了內(nèi)應(yīng)力，避免鋼錠開裂，并降低硬度便于鋼錠表面清理。合金結(jié)構(gòu)鋼的鍛 軋鋼材，經(jīng)軟化退火后能消除內(nèi)應(yīng)力和降低硬度，對(duì)于過冷奧氏體穩(wěn)定性高的 合金鋼，降低硬度效果更為顯著。再結(jié)晶退火是將冷加工硬化的鋼材，加熱至 T再-Aci之間進(jìn)行，通常為650- 700C。其目的是通過再結(jié)晶使變形晶?；謴?fù)成等軸狀晶粒，從而消除加工硬 化。簡(jiǎn)述熱處理工藝中的正火、退火、淬火、回火的定義、目的及應(yīng)用1正火是將鋼加熱到Ac或Acm以

52、上約30-50E ,或者更高的溫度，保溫足夠時(shí) 間，然后在靜止空氣中冷卻的熱處理工藝，得到的顯微組織為珠光體。正火的目的：對(duì)于大鍛件、截面較大的鋼材、鑄件，用正火來細(xì)化晶粒，均勻組織。如消 除魏氏組織或帶狀組織，為下一步淬火處理做好組織準(zhǔn)備，它相當(dāng)于退火的效 果。低碳鋼退火后硬度太低，切削加工中易粘刀，光潔度較差。改用正火，可提 高硬度，改善切削加工性?？勺鳛槟承┲刑间摶蛑刑嫉秃辖痄摴ぜ淖罱K熱處理，以代替調(diào)質(zhì)處理，具 有一定的綜合力學(xué)性能。用于過共析鋼，可以消除網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火正火的用途：正火操作方便、成本較低、生產(chǎn)周期短、生產(chǎn)效率高，主要用于改善低碳非合 金鋼（低碳鋼的切削加工性能

53、，消除中碳非合金鋼的熱加工缺陷，消除過共析 鋼的網(wǎng)狀碳化物，也可用于某些低溫化學(xué)熱處理件的預(yù)處理及某些結(jié)構(gòu)鋼的最 終熱處理。2將鋼加熱到臨界點(diǎn)Aci以上或以下的一定溫度，保溫一定時(shí)間，然后緩慢冷 卻，以獲得接近平衡狀態(tài)的組織，這種熱處理工藝稱為 退火。退火的目的是：消除鋼錠的成分偏析，使成分均勻化。消除鑄、鍛件存在的魏氏組織或帶狀組織，細(xì)化晶粒和均勻組織 降低硬度，提高塑性，改善組織，以便于切削加工和冷變形加工。改善高碳鋼中碳化物形態(tài)和分布，為淬火做好準(zhǔn)備消除組織遺傳，淬火過熱組織。消除零件的加工應(yīng)力，穩(wěn)定零件尺寸。脫除氫氣，消除白點(diǎn)。3將鋼加熱到臨界點(diǎn)Aci或AC3以上的一定溫度，保溫一段時(shí)

54、間，然后在水或油 等冷卻介質(zhì)中快速冷卻，這種熱處理工藝稱為 淬火。淬火的主要目的，是把奧氏體化工件淬成馬氏體，以便在適當(dāng)溫度回火，獲得 所需要的力學(xué)性能。4回火是將淬火后的鋼在A溫度下加熱，使之轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的回火組織的工藝過 程。此過程不僅保證組織轉(zhuǎn)變，而且要消除內(nèi)應(yīng)力，故應(yīng)有足夠的保溫時(shí)間回火的目的就是消除應(yīng)力、穩(wěn)定組織、調(diào)整性能。介紹幾種常見的回火工藝，目的及應(yīng)用1 低溫回火在150-250C之間進(jìn)行，回火后組織為回火馬氏體。其目的是降低淬火內(nèi)應(yīng) 力，使其具有一定韌性，并保持高的硬度。低溫回火一般用來處理要求高硬度、高耐磨性工件，如模具、刀具、滾動(dòng)軸承 和滲碳件等。低碳合金鋼淬火后，經(jīng)低溫回

55、火具有高的綜合力學(xué)性能。2 中溫回火在350-500C之間進(jìn)行，回火后組織為回火屈氏體。中溫回火后具有高的彈性 極限，并具有足夠的韌性，中溫回火主要用來處理各種彈簧，也可用于處理要 求高強(qiáng)度的工件，如刀桿、軸套等。3 高溫回火在500-650C之間進(jìn)行，回火后組織為回火索氏體。習(xí)慣上把這種淬火加高溫 回火的雙重處理稱為調(diào)質(zhì)處理。調(diào)質(zhì)處理后鋼件具有高的范性和韌性，強(qiáng)度也 較高，即具有高的綜合力學(xué)性能。調(diào)質(zhì)處理廣泛用于要求高強(qiáng)度并受沖擊或交 變負(fù)荷的重要工件，如連桿、軸等。合金元素對(duì)鐵碳相圖的影響1擴(kuò)大丫相區(qū)的元素：就是指在鐵與合金元素組成的二元相圖中，是 A3點(diǎn)溫 度降低，A4點(diǎn)溫度升高，并在相

56、當(dāng)寬的溫度范圍內(nèi)與 丫 -Fe可以無限固溶或有 相當(dāng)大的溶解度。開啟丫相區(qū)元素：在這類元素與鐵組成的二元相圖中，丫相區(qū)存在的溫度范圍變寬，相應(yīng)的a和S相區(qū)縮小，并在一定范圍內(nèi)鐵與該元素可以無限固 溶。Mn Co Ni和Fe組成的二元相圖屬于此類。擴(kuò)大丫相區(qū)的元素：與相似，但是不能無限固溶。C、N、Cu等元素屬于這類。2縮小丫相區(qū)的元素：就是指這類元素在二元相圖中，可以使 A3溫度升 高，A4點(diǎn)溫度降低；合金元素在 丫 -Fe中的溶解度較小。封閉丫相區(qū)的元素：這類元素使 A3升高，A4降低，丫相區(qū)被a相區(qū)所 封閉，在相圖上形成 丫圈。V、Cr、Ti、W Mo Al、Si、P、Sn Sb、As等屬

57、 于這類元素，其中V和Cr與a -Fe在一定溫度范圍可無限互溶，其余元素與 a -Fe 都是有限互溶。縮小丫相區(qū)的元素：這類元素與封閉 丫相區(qū)的元素相似，但因?yàn)樵谝欢?濃度范圍出現(xiàn)了金屬化合物，破壞了 丫圈，使丫相可以在相當(dāng)大的濃度范圍 內(nèi)與化合物共存。B Zr、Nb Ta、S Ce等屬于這類元素。綜述合金元素 包括碳）在各種鋼的作用 結(jié)合鋼種詳細(xì)說明要具體到某一型號(hào) 的鋼）一 結(jié)構(gòu)鋼：1 調(diào)質(zhì)鋼 ） Mn Cr Mo合金元素的作用：碳：保證形成足夠的碳化物，其中一部分碳化物在加熱至高溫時(shí)溶入奧氏體 中，使固溶體中含碳量達(dá)到飽和，從而保證淬火后馬氏體的硬度；另一部分碳 化物起細(xì)化晶粒的作用，并提高鋼的耐磨性。錳：可顯著增大鋼的淬透性和強(qiáng)度，與碳配合可以增大鋼的加工硬化率，提高 鋼的耐磨性。鉻：增大鋼的淬透性，并使過剩碳化物增多和變細(xì)，以增大鋼的耐磨性。鉻還 可以提高鋼的回火穩(wěn)定性、抗氧化和抗氣體腐蝕能力。2 滲碳鋼 18Cr2Ni4WA C0.13-0.1