青工培訓(xùn)熱處理基礎(chǔ)知識講義

1、熱處理基礎(chǔ)知識熱處理基礎(chǔ)知識講師：講師：高富帥高富帥單位：鍛造熱處理技術(shù)組單位：鍛造熱處理技術(shù)組 熱處理熱處理把固態(tài)金屬材料加熱到預(yù)定溫度，保溫一段時間后，以一定的速率冷卻，從而改變材料的組織結(jié)構(gòu)和性能的熱加工工藝。加熱保溫冷卻時間/h溫度/ 臨界溫度鋼的熱處理工藝曲線一、前言熱處理的概念l鐵素體鐵素體是碳溶解于Fe和Fe中形成的固溶體 。用或F表示, 由于Fe是高溫相，因此也稱為高溫鐵素體。鐵素體的含碳量非常低（室溫下含碳僅為0.005%），所以其性能與純鐵相似：硬度(HB5080)低，塑性(延伸率為30%50%)高。l鐵素體的顯微組織與工業(yè)純鐵相同：鐵素體鐵素體鐵素體的顯微組織l滲碳體滲碳

2、體(Fe3C)是鐵和碳形成的化合物，含碳量為6.67%（有些資料中為6.69%），具有復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)如下圖所示：滲碳體滲碳體滲碳體的熔點(diǎn)為1227C，其硬度極高，達(dá)到HB800，但是其塑性幾乎等于0，是典型的硬脆相。滲碳體的顯微組織珠光體珠光體l是奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變所形成的鐵素體與滲碳體體的共析體。其形態(tài)為鐵素體薄層和滲碳體薄層交替重疊的層狀復(fù)相物，因此也稱片狀珠光體。用符號P表示，含碳量為0.77。 其顯微結(jié)構(gòu)入下圖所示：l珠光體的性能介于鐵素體和滲碳體之間，強(qiáng)度較高，硬度適中，塑性和韌性較好，其抗拉強(qiáng)度為750 900MPa，伸長率為20 25%，沖擊功為24 32J 。奧氏體奧氏體l奧氏

3、體奧氏體是碳在Fe中形成的間隙固溶體，用或A表示。具有面心立方晶體結(jié)構(gòu)的奧氏體可以溶解較多的碳，1148C時最多可以溶解2.11%的碳，到727C時含碳量下降到0.8%。其顯微組織及晶體結(jié)構(gòu)如下圖所示：l奧氏體的硬度較低，HB為170220 ，塑性較高，其延伸率為40%50%。貝氏體貝氏體l貝氏體貝氏體是鋼在奧氏體化后被過冷到珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間以下，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間以上這一中溫度區(qū)間（所謂“貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間”）轉(zhuǎn)變而成的由鐵素體及其內(nèi)分布著彌散的碳化物所形成的亞穩(wěn)組織 ，用字母B表示。顆粒狀珠光體貝氏體貝氏體具有較高的強(qiáng)韌性配合，在相同硬度下耐磨性優(yōu)于馬氏體，是鋼鐵材料想要獲得的基本組織相

4、。貝氏體根據(jù)其組織相貌可分為上貝氏體上貝氏體和下貝氏體下貝氏體：上貝氏體下貝氏體馬氏體馬氏體l馬氏體馬氏體是碳溶于-Fe的過飽和的固溶體，是奧氏體通過無擴(kuò)散型相變轉(zhuǎn)變成的亞穩(wěn)定相，用字母M表示。其晶體結(jié)構(gòu)為體心四方結(jié)構(gòu)：不同類型的馬氏體不同類型的馬氏體半條狀馬氏體片狀馬氏體不同類型的馬氏體45鋼 860水淬混合馬氏體隱晶馬氏體三、熱處理四把火三、熱處理四把火1、正火、正火 將工件加熱到Ac3以上3050，保溫適當(dāng)?shù)臅r間后，在靜止的空氣中冷卻的熱處理工藝。把鋼件加熱到Ac3以上100150 的正火為高溫正火。正火的目的：中、低碳鋼鍛、鑄件：細(xì)化組織，提高強(qiáng)度和硬度 中、高合金鋼和大型鍛件：正火加

5、高溫回火，消除內(nèi)應(yīng)力 注意：在熱處理過程中粗晶的零件必須進(jìn)行正火處理注意：在熱處理過程中粗晶的零件必須進(jìn)行正火處理2、退火、退火l退火退火是將金屬和合金加熱到適當(dāng)溫度，保持一定時間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝，退火組織是接近平衡狀態(tài)的組織。退火目的：A、降低鋼的硬度，提高塑性，以利于切削加工及冷變形加工B、細(xì)化晶粒，消除因鑄、鍛、焊引起組織缺陷，均勻鋼的組織和成分，改善鋼的性能或?yàn)橐院蟮臒崽幚碜鹘M織準(zhǔn)備C、消除鋼中的內(nèi)應(yīng)力，以防止變形和開裂。3、淬火、淬火l淬火淬火是將鋼加熱到臨界溫度Ac3(亞共析鋼)或Ac1(過共析鋼)以上某一溫度，保溫一段時間，使之全部或部分奧氏體化，然后以大于臨界冷卻速度

6、的冷速快冷到Ms以下(Ms附近）進(jìn)行馬氏體（或貝氏體）轉(zhuǎn)變的熱處理工藝。主要目的：1、使過冷奧氏體進(jìn)行馬氏體和貝氏體轉(zhuǎn)變，得到馬氏體和貝氏體組織，配合不同溫度的回火，大幅度提高鋼的強(qiáng)度、硬度、耐磨性、疲勞強(qiáng)度及韌性等。2、通過淬火，直接獲得滿足某些特種鋼材的鐵磁性、耐蝕性等特殊的物理和化學(xué)性能。4、回火、回火l回火回火是將經(jīng)過淬火的工件重新加熱到低于下臨界溫度的適當(dāng)溫度，保溫一段時間后在空氣、水或油燈介質(zhì)中冷卻的熱處理工藝。其主要目的：提高組織的穩(wěn)定性，保持工件幾何尺寸和性能穩(wěn)定；減低或者消除內(nèi)應(yīng)力；調(diào)整鋼鐵的力學(xué)性能以滿足使用要求（降低強(qiáng)度和硬度，增強(qiáng)延展性和熱性）根據(jù)回火溫度不同可分為低溫

7、（150250）、中溫（300450 ）和高溫（500600 ）回火，隨著回火溫度的升高，硬度和強(qiáng)度隨之降低，延展性和韌性逐漸增高。四、加熱時奧氏體的形成四、加熱時奧氏體的形成A形核 A晶核長大 剩余Fe3C溶解 A均勻化A形成包括四個階段：形成包括四個階段： 未溶Fe3C未溶Fe3C當(dāng)把珠光體加熱到稍高于當(dāng)把珠光體加熱到稍高于Ac1Ac1溫度時溫度時, ,奧氏體的奧氏體的晶格將優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成。晶格將優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成。界面界面C C濃度差較大濃度差較大 相界面處的原子排列不規(guī)相界面處的原子排列不規(guī)則則 能量很高。能量很高。 奧氏體晶核形成后，便開始長大。奧

8、氏體晶核長大，是奧奧氏體晶核形成后，便開始長大。奧氏體晶核長大，是奧氏體的界面向鐵素體和滲碳體兩方向推移的過程，這也是通過氏體的界面向鐵素體和滲碳體兩方向推移的過程，這也是通過鐵素體晶格的改組和滲碳體的溶解進(jìn)行的。鐵素體晶格的改組和滲碳體的溶解進(jìn)行的。 延長保溫時間或繼續(xù)升高溫度時，殘余滲碳體將通過鐵碳延長保溫時間或繼續(xù)升高溫度時，殘余滲碳體將通過鐵碳原子的擴(kuò)散和滲碳體向奧氏體的晶格改組，逐漸溶入奧氏體中原子的擴(kuò)散和滲碳體向奧氏體的晶格改組，逐漸溶入奧氏體中，直到全部消失為止。同時，奧氏體的碳濃度也隨之升高，直，直到全部消失為止。同時，奧氏體的碳濃度也隨之升高，直至達(dá)到共析成分。至達(dá)到共析成分

9、。 延長保溫時間，通過碳原子的擴(kuò)散，奧氏體的碳濃度將逐延長保溫時間，通過碳原子的擴(kuò)散，奧氏體的碳濃度將逐漸趨于均勻，最后得到成分均勻的單相奧氏體。漸趨于均勻，最后得到成分均勻的單相奧氏體。包括兩個過程：亞（過）共析鋼亞（過）共析鋼奧氏體（奧氏體（A）形成）形成（1） P （ Fe3C） As （ ）（2）先共析相（Fe3C） 亞共析鋼、共析鋼、過共析鋼三者加熱轉(zhuǎn)變時的組織轉(zhuǎn)變過程基本相同，只是涉及到先共析相的轉(zhuǎn)變不同而已。共析鋼的室溫平衡組織為珠光體。 若亞共析鋼加熱到Ac1Ac3之間（兩相區(qū)），獲得AF組織； 過共析鋼加熱到Ac1Accm之間（兩相區(qū)），獲得AFe3C組織，此時稱為不完全奧氏

10、體化加熱。完全奧氏體化加熱完全奧氏體化加熱與與不完全奧氏體化加熱不完全奧氏體化加熱 : 將亞共析鋼和過共析鋼分別加熱到Ac3或 Accm以上完全轉(zhuǎn)變?yōu)锳（單相區(qū)），此時稱為完全奧氏體化加熱。影響奧氏體化的因素影響奧氏體化的因素 （1）T加熱 ，原子擴(kuò)散， A化。 （2）V加熱 ， T轉(zhuǎn)變 ， A化。 （3）化學(xué)成分： C% ， F與Fe3C的相界 ， A化。 （4）原始組織： P越細(xì)， VA化 ， P片P粒。奧氏體晶粒大小及其影響因素奧氏體晶粒大小及其影響因素 （1）晶粒度）晶粒度 起始晶粒度： 奧氏體化剛結(jié)束，晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。 實(shí)際晶粒度： 鋼在具體加熱條件下所獲得的奧氏體

11、晶粒大小。 本質(zhì)晶粒度： 根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)方法，鋼在93010，保溫8h后的A晶粒度。 A晶粒度共有12級：（粗）00， 0， 1， 2， ，10（細(xì)） 1-4級：本質(zhì)粗晶粒鋼。 5-8級：本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。8級：超細(xì)晶粒鋼。本質(zhì)粗、細(xì)晶粒鋼，只是表明鋼在一定溫度范圍內(nèi)的過熱敏感性。（2）影響奧氏體晶粒長大的因素）影響奧氏體晶粒長大的因素 T加熱、t保溫 ， 晶粒長大； C% ，有利于長大； 合金元素Me： carbide形成元素， V、Ti、Nb、W、Mo、Zr等； nitride形成元素，Al； 促進(jìn)石墨化元素，Si、Ni、Co、Cu， 都阻礙長大。 Mn、P促使晶粒長大，使鋼容易過熱。促使晶粒長

12、大，使鋼容易過熱。 五、鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變五、鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變 鋼的冷卻有等溫冷卻和連續(xù)冷卻（爐冷、空冷、液冷）1、過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變、過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變過冷A的等溫轉(zhuǎn)變是指將A迅速冷到Ar1以下某一溫度等溫過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變。C曲線 研究過冷A等溫轉(zhuǎn)變的一個重要工具。C曲線綜合反映了過冷A在不同溫度下的等溫轉(zhuǎn)變過程：轉(zhuǎn)變開始及終了時間、產(chǎn)物類型、轉(zhuǎn)變溫度及轉(zhuǎn)變量的關(guān)系等。C曲線分析：曲線分析：（1）線：開始、終了線； 區(qū)：過冷A區(qū)、產(chǎn)物區(qū)、共存 T/APAB（2）過冷）過冷A在各個等溫溫度都有一個孕育期在各個等溫溫度都有一個孕育期 等溫溫度不同，孕育期長短不同，A的穩(wěn)定性也就不同。 高溫：

13、穩(wěn)定， 因?yàn)榇藭r，T，N、V； 中溫： T/APAB不穩(wěn)定， 因?yàn)榇藭r，T，N、V； T為控制因素。 低溫： 又穩(wěn)定， 此時T太大，溫度很低，原子擴(kuò)散成為控制因素。 當(dāng)TMs時， 原子擴(kuò)散已經(jīng)停止， 此時相變?yōu)闊o擴(kuò)散性相變， M以共格切變的方式完成了晶格改組。 （3）共析）共析C鋼的過冷鋼的過冷A有三種轉(zhuǎn)變有三種轉(zhuǎn)變 高溫（A1-550）， AP， 珠光體轉(zhuǎn)變； 中溫（550-Ms）， AB， 貝氏體轉(zhuǎn)變； 低溫（Ms）， AM， 馬氏體轉(zhuǎn)變。 2、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物組織及性能、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物組織及性能 （1）珠光體）珠光體P 片狀P： 粗片P， 片層厚度為1500-4500；

14、 細(xì)片狀P， 又稱索氏體， 片層厚度為800-1500； 極細(xì)片狀P， 又稱屈氏體， 片層厚度為300-800 粒狀P， 通過球化退火得到。 轉(zhuǎn)變過程： 一般認(rèn)為是“交替形核、端向長大”， 片狀P也有人發(fā)現(xiàn)是由Fe3C片分枝長大的結(jié)果。 （2）貝氏體）貝氏體B含碳過飽和+ Fe3C B上：550350之間形成，由大致平行排列的條狀相和斷續(xù)分布在相條間的條狀滲碳體所組成，呈羽毛狀；其機(jī)械性能較差，硬度為 4045HRC，塑韌性也很低，B下：350Ms之間形成，由針狀或片狀相成一定夾角與 碳化物互相平行排列，并與 相的長軸成5565夾角，呈黑色針片狀。其機(jī)械性能類似馬氏體組織，但轉(zhuǎn)變比馬氏體轉(zhuǎn)變慢

15、。硬度 4555HRC。 （3）馬氏體）馬氏體M馬氏體是碳化物在-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體的實(shí)際形成溫度不同，是形態(tài)也不盡相同。淬火初級階段，由于形成溫度較高，得到板條狀馬氏體，在淬火冷卻后期，由于形成溫度較低，形成片狀馬氏體。在實(shí)際生產(chǎn)中，可通過改變淬火加熱工藝參數(shù)來控制奧氏體中含碳量以控制馬氏體形態(tài)。馬氏體形成規(guī)律馬氏體形成規(guī)律：不能等溫形成，只能在不斷降溫中形成，如果冷卻中斷，不能等溫形成，只能在不斷降溫中形成，如果冷卻中斷，轉(zhuǎn)變也立即停止。而且馬氏體量的增加不是靠原有馬氏體的長大，而是靠新轉(zhuǎn)變也立即停止。而且馬氏體量的增加不是靠原有馬氏體的長大，而是靠新馬氏體的形成，只有繼續(xù)冷卻，

16、馬氏體量才不斷增加，直到溫度降到馬氏體的形成，只有繼續(xù)冷卻，馬氏體量才不斷增加，直到溫度降到Mf點(diǎn)。點(diǎn)。而且馬氏體轉(zhuǎn)變速度極快，瞬間形成。而且馬氏體轉(zhuǎn)變速度極快，瞬間形成。含含C 0.30.4%的鋼，馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，有殘留的奧氏體。的鋼，馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，有殘留的奧氏體。M性能：性能：b、HR高： 、k低： C%， b、HR。 但當(dāng)C%0.6%后，變化趨緩。 HRbC%， 、k 總之，M板硬、強(qiáng)韌 M片硬、脆。 M轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：a：無擴(kuò)散性； b：速度快，瞬間形成（10-7s）； c：有一定的轉(zhuǎn)變溫度范圍（MsMf）； d：轉(zhuǎn)變不完全，總存在Ar。 3、影響過冷、影響過冷A

17、等溫轉(zhuǎn)變的因素等溫轉(zhuǎn)變的因素（1）C%亞共析鋼： C%， 先共析F析出變慢， C曲線右移； T/t/hAP先析出線AF（Fe3C)過共析鋼： C%， 未熔Fe3C， 有利于過冷A分解， C曲線左移。 M形態(tài)：形態(tài)：片狀： 高C馬氏體， 其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為孿晶， 又稱為孿晶M； 板條狀： 低C馬氏體， 其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為位錯， 又稱為位錯M。 （2）合金元素）合金元素Me除Co和Al外，其他元素均使C曲線右移，提高奧氏體的穩(wěn)定性，而延緩珠光體的形成。其中以Mo、Ni、Mn最為顯著，這是由于合金元素降低了- 轉(zhuǎn)變速度和碳的擴(kuò)散速度，甚至影響C曲線的形狀。（3）A化條件化條件T加熱、t保溫， 成分越均勻、

18、晶粒越大， 形核率， A穩(wěn)定性， C曲線右移。 4、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變 特點(diǎn)： （1）有Ps、Pf線、ab線、Ms點(diǎn)；（2）只有高溫的P轉(zhuǎn)變，而無B轉(zhuǎn)變；（3）連冷曲線在C曲線的右下方； （4）當(dāng)b時，AP；當(dāng)ba時，AP+M；當(dāng)a時，AM。 （5）臨界冷速c： 獲得M組織的最小冷速。 （6）C曲線在連冷中的應(yīng)用（定性分析）。 ab爐冷空冷T/A1PsPfbaMst/h分析： A1線上為穩(wěn)定奧氏體曲線AA左邊為過冷奧氏體區(qū)曲線BB以右為珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)曲線AA和BB之間共存區(qū)（A過+P） Ms線以下為馬氏體和殘余奧氏體區(qū)。V V冷冷=5 /S =5 /S 得到組織為

19、珠光體得到組織為珠光體V V冷冷=35 /S =35 /S 得到組織為細(xì)珠光體得到組織為細(xì)珠光體V V冷冷=140 /S =140 /S 得到組織為馬氏體得到組織為馬氏體+ +少量殘余奧氏體少量殘余奧氏體V V冷冷=350 /S =350 /S 得到組織為全部馬氏體得到組織為全部馬氏體六、鋼中的回火轉(zhuǎn)變六、鋼中的回火轉(zhuǎn)變l回火回火就是在淬火處理后將工件加熱到就是在淬火處理后將工件加熱到低于臨界點(diǎn)低于臨界點(diǎn)A1的某一溫度，的某一溫度，保溫保溫一定時間，然后一定時間，然后冷卻到室溫冷卻到室溫的一種熱處理工藝。的一種熱處理工藝。零件淬火后一般不能直接使用，必須及時回火，原因如下：淬火后的工件塑性低，

20、脆性大，硬度高容易損壞；淬火后的工件塑性低，脆性大，硬度高容易損壞；有較大的淬火應(yīng)力，易引起較大的變形甚至開裂；有較大的淬火應(yīng)力，易引起較大的變形甚至開裂；淬火組織是非平衡組織，要向穩(wěn)定組織轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)致零淬火組織是非平衡組織，要向穩(wěn)定組織轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)致零件尺寸變化。件尺寸變化。l回火的目的回火的目的是為了獲得所需要的是為了獲得所需要的穩(wěn)定組織和性能穩(wěn)定組織和性能，并，并消除或減少淬火內(nèi)應(yīng)力。消除或減少淬火內(nèi)應(yīng)力。 第一節(jié)第一節(jié) 淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變1 1、馬氏體中、馬氏體中C C 原子偏聚原子偏聚( (100)100)2 2、馬氏體分解、馬氏體分解(80-250)

21、(80-250) - -轉(zhuǎn)變第一階段轉(zhuǎn)變第一階段 回火馬氏體回火馬氏體3 3、 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變殘余奧氏體轉(zhuǎn)變(200-300)(200-300)-轉(zhuǎn)變第二階段轉(zhuǎn)變第二階段4 4、碳化物析出與轉(zhuǎn)變、碳化物析出與轉(zhuǎn)變(250-400)(250-400)-轉(zhuǎn)變第三階段轉(zhuǎn)變第三階段 回火屈氏體回火屈氏體5 5、相回復(fù)、再結(jié)晶及碳化物聚集長大相回復(fù)、再結(jié)晶及碳化物聚集長大( (400)400) 回火索氏體（回火索氏體（在高溫區(qū)內(nèi)為回火珠光在高溫區(qū)內(nèi)為回火珠光體）體）定義2回火屈氏體淬火鋼經(jīng)150250 低溫回火后，即形成回火馬氏體，回火馬氏體的脆性比淬火馬氏體小。不同形態(tài)的回火馬氏體性能由明顯的差異。

22、板條回火馬氏體：高強(qiáng)、高硬、低塑性 片狀回火馬氏體：高強(qiáng)、高硬、高塑性定義1回火馬氏體淬火鋼在350500回火后的組織，其為相和彌散分布的滲碳體組成的混合物，其馬氏體基本保持原形狀，而滲碳體呈微小粒狀或片狀，并已聚集長大。具高彈性、高屈服極限，還具有一定的韌性。定義3回火索氏體淬火鋼在500650回火獲得的組織，形態(tài)為在多邊形鐵素體的基體上均勻分布著細(xì)小顆粒狀滲碳體。由于鐵素體已發(fā)生再結(jié)晶，故馬氏體片的痕跡已經(jīng)消失。它具有良好的綜合機(jī)械性能，高塑性、韌性，并保持著較高的強(qiáng)度。l按回火溫度的不同，將回火分成以下幾種：按回火溫度的不同，將回火分成以下幾種：l低溫回火：低溫回火：回火馬氏體回火馬氏體

23、 (250)，l中溫回火：中溫回火：回火屈氏體回火屈氏體(350-500)，l高溫回火：高溫回火：回火索氏體回火索氏體(500)。一、硬度一、硬度 回火溫度升高，硬度總的趨勢是下降?；鼗饻囟壬?，硬度總的趨勢是下降。(1)高碳鋼高碳鋼(0.8%C)100左右回火時硬度稍有上左右回火時硬度稍有上 升，是由于升，是由于C 原子偏聚和共格原子偏聚和共格-FexC析出造成的。析出造成的。(2)200-300回火時出現(xiàn)硬度平臺是由于殘余奧氏回火時出現(xiàn)硬度平臺是由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變體轉(zhuǎn)變(使硬度上升使硬度上升)和馬氏體大量分解和馬氏體大量分解(使硬度下降使硬度下降)兩個因素綜合作用的結(jié)果。兩個因素綜合作用的

24、結(jié)果。(3)合金元素能夠不同程度上阻礙回火硬度的降低，合金元素能夠不同程度上阻礙回火硬度的降低，同時回火時同時回火時(500-600)可以造成二次硬化?？梢栽斐啥斡不６?、強(qiáng)度和塑性二、強(qiáng)度和塑性l回火溫度升高，強(qiáng)度不斷下降，塑性不斷上升?；鼗饻囟壬撸瑥?qiáng)度不斷下降，塑性不斷上升。(1)低溫回火時，高碳鋼片狀馬氏體塑性幾乎為低溫回火時，高碳鋼片狀馬氏體塑性幾乎為零，低碳鋼具有良好的綜合性能。零，低碳鋼具有良好的綜合性能。(2)300-450回火時鋼的彈性極限最高回火時鋼的彈性極限最高(回火屈氏回火屈氏體組織體組織)。(3)合金元素加入與相同含碳量的碳鋼對比，強(qiáng)度合金元素加入與相同含碳量的碳鋼

25、對比，強(qiáng)度高高(回火高于回火高于300)。三、韌性三、韌性 實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)鋼在實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)鋼在250-400250-400和和450-600450-600回火，出現(xiàn)韌回火，出現(xiàn)韌性下降性下降( (脆化脆化) )現(xiàn)象，稱為現(xiàn)象，稱為回火脆性?；鼗鸫嘈?。l( (一一) )第一類回火脆性第一類回火脆性1.1.定義定義：250-400250-400回火時出現(xiàn)的回火脆性稱第一類回回火時出現(xiàn)的回火脆性稱第一類回火脆性?；鸫嘈?。2.特點(diǎn)：(1)1)斷裂方式為沿晶斷裂或穿晶斷裂。斷裂方式為沿晶斷裂或穿晶斷裂。(2)(2)與回火冷卻速度無關(guān)。與回火冷卻速度無關(guān)。(3)(3)產(chǎn)生第一類回火脆性的工件在更高的溫度回火，脆產(chǎn)生

26、第一類回火脆性的工件在更高的溫度回火，脆性消失，重新在其脆性溫度區(qū)回火，也不產(chǎn)生回火脆性消失，重新在其脆性溫度區(qū)回火，也不產(chǎn)生回火脆性，這種特性稱性，這種特性稱回火脆性的不可逆?；鼗鸫嘈缘牟豢赡?。(4)(4)不能用熱處理或合金化方法消除第一類回火脆性。不能用熱處理或合金化方法消除第一類回火脆性。3.產(chǎn)生機(jī)制：產(chǎn)生機(jī)制：(1)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變理論殘余奧氏體轉(zhuǎn)變理論 在此溫度回火正是殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或下在此溫度回火正是殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或下貝氏體溫度區(qū)，由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變致脆。此觀點(diǎn)不貝氏體溫度區(qū)，由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變致脆。此觀點(diǎn)不能解釋低碳鋼能解釋低碳鋼(含有少量殘余奧氏體含有少量殘余奧氏

27、體)回火脆性，并且回火脆性，并且有些鋼殘余奧氏體轉(zhuǎn)變溫度與此脆性溫度不重合。有些鋼殘余奧氏體轉(zhuǎn)變溫度與此脆性溫度不重合。(2)雜質(zhì)偏聚理論雜質(zhì)偏聚理論最近研究發(fā)現(xiàn)，第一類回火脆性斷口有三種，即最近研究發(fā)現(xiàn)，第一類回火脆性斷口有三種，即 沿原奧氏體晶界斷裂：沿原奧氏體晶界斷裂：低溫回火時低溫回火時P P、S S、AsAs向原奧氏體晶界偏聚引起強(qiáng)度降向原奧氏體晶界偏聚引起強(qiáng)度降低低 ( (能譜分析已經(jīng)證實(shí)能譜分析已經(jīng)證實(shí)) )。沿馬氏體板條晶界斷裂：沿馬氏體板條晶界斷裂：-FexC-FexC轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變?yōu)?Fe-Fe5 5C C2 2或或-Fe-Fe3 3C C的溫度與第一類回火脆性溫度相近，新生成

28、的碳的溫度與第一類回火脆性溫度相近，新生成的碳化物沿馬氏體板條束邊界析出造成脆性增加?；镅伛R氏體板條束邊界析出造成脆性增加。穿晶斷裂：穿晶斷裂：夾在板條間的殘余奧氏體析出碳化物，或夾在板條間的殘余奧氏體析出碳化物，或片狀馬氏體的孿晶界析出碳化物，當(dāng)碳化物粗大甚至有片狀馬氏體的孿晶界析出碳化物，當(dāng)碳化物粗大甚至有裂紋存在則產(chǎn)生穿晶斷裂。裂紋存在則產(chǎn)生穿晶斷裂。4.避免方法：(1)加入合金元素使回火脆性溫度提高。如加入加入合金元素使回火脆性溫度提高。如加入Mo、Si等等(2)不在此溫度區(qū)間回火。不在此溫度區(qū)間回火。(3)降低雜質(zhì)元素含量。降低雜質(zhì)元素含量。( (二二) )第二類回火脆性第二類回火

29、脆性1.1.定義：定義：450-600450-600回火時出現(xiàn)的回火脆性稱第二類回火脆回火時出現(xiàn)的回火脆性稱第二類回火脆性。性。2.2.特點(diǎn)：特點(diǎn)：(1)(1)斷裂方式為沿晶斷裂。斷裂方式為沿晶斷裂。(2)(2)與回火冷卻速度有關(guān)與回火冷卻速度有關(guān)( (對冷卻速度敏感對冷卻速度敏感) )快冷時不產(chǎn)生第快冷時不產(chǎn)生第二類回火脆性，慢冷產(chǎn)生第二類回火脆性。二類回火脆性，慢冷產(chǎn)生第二類回火脆性。(3)(3)可逆性可逆性已產(chǎn)生第二類回火脆性鋼回火重新加熱快冷，已產(chǎn)生第二類回火脆性鋼回火重新加熱快冷，回火脆性消失。不脆的鋼回火慢冷時產(chǎn)生第二類回火脆性回火脆性消失。不脆的鋼回火慢冷時產(chǎn)生第二類回火脆性(4

30、)(4)與原始組織有關(guān)，馬氏體的第二類回火脆性貝氏體的與原始組織有關(guān)，馬氏體的第二類回火脆性貝氏體的第二類回火脆性珠光體的第二類回火脆性。第二類回火脆性珠光體的第二類回火脆性。(5)(5)第二類回火脆性的等溫冷卻脆化動力學(xué)曲線呈第二類回火脆性的等溫冷卻脆化動力學(xué)曲線呈“C”C”字字型。型。3.產(chǎn)生機(jī)制(無定論)：l雜質(zhì)偏聚理論雜質(zhì)偏聚理論: 雜質(zhì)元素雜質(zhì)元素P P、SnSn、AsAs等向原奧氏體晶界偏聚，合金元等向原奧氏體晶界偏聚，合金元素素NiNi、CrCr、MnMn也在原奧氏體晶界偏聚并促進(jìn)雜質(zhì)元素的也在原奧氏體晶界偏聚并促進(jìn)雜質(zhì)元素的偏聚，處于韌性狀態(tài)時沒有發(fā)現(xiàn)上述雜質(zhì)元素在原奧氏偏聚，

31、處于韌性狀態(tài)時沒有發(fā)現(xiàn)上述雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界偏聚。雜質(zhì)元素的偏聚引起強(qiáng)度降低。體晶界偏聚。雜質(zhì)元素的偏聚引起強(qiáng)度降低。 回火回火500時，時，P 在原奧氏體晶界顯著偏聚，回火時在原奧氏體晶界顯著偏聚，回火時間增加，間增加，P 在原奧氏體晶界的偏聚量增加，超過在原奧氏體晶界的偏聚量增加，超過500時時，P擴(kuò)散離去，再次冷至擴(kuò)散離去，再次冷至500時，時，P又偏聚在原奧氏體又偏聚在原奧氏體晶界晶界可逆性?？赡嫘浴該理論不能解釋第二類回火脆性與冷卻速度的關(guān)系。該理論不能解釋第二類回火脆性與冷卻速度的關(guān)系。4.避免方法：(1)(1)降低雜質(zhì)元素含量，減少合金元素降低雜質(zhì)元素含量，減少合金元素Ni

32、Ni、CrCr、MnMn含量含量。(2)(2)加入合金元素加入合金元素MoMo、W W等抑制雜質(zhì)元素偏聚。等抑制雜質(zhì)元素偏聚。(3)(3)細(xì)化晶粒，奧氏體晶粒粗大，單位體積晶界數(shù)量減細(xì)化晶粒，奧氏體晶粒粗大，單位體積晶界數(shù)量減少，雜質(zhì)在晶界處含量相對增加，第二類回火脆性增少，雜質(zhì)在晶界處含量相對增加，第二類回火脆性增大。大。(4)(4)回火快冷回火快冷( (對尺寸小的零件、形狀不太復(fù)雜對尺寸小的零件、形狀不太復(fù)雜) )。(5)(5)采用形變熱處理方法減少第二類回火脆性。采用形變熱處理方法減少第二類回火脆性。(6)(6)亞共析鋼采用亞溫淬火使亞共析鋼采用亞溫淬火使P P溶入到溶入到相中，減少其相

33、中，減少其在奧氏體晶界的偏聚。在奧氏體晶界的偏聚。第二節(jié)第二節(jié) 合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響*一、合金元素對馬氏體分解的影響一、合金元素對馬氏體分解的影響合金鋼中的馬氏體分解過程與碳鋼基本相似，但其合金鋼中的馬氏體分解過程與碳鋼基本相似，但其分解分解速度速度有明顯差別。實(shí)驗(yàn)證明，在馬氏體分解階段，尤其是有明顯差別。實(shí)驗(yàn)證明，在馬氏體分解階段，尤其是在馬氏體分解的后期階段，合金元素的影響十分顯著。合在馬氏體分解的后期階段，合金元素的影響十分顯著。合金元素影響馬氏體分解的原因和規(guī)律大致可歸納如下。金元素影響馬氏體分解的原因和規(guī)律大致可歸納如下。1 1、在馬氏體分解階段要發(fā)生馬氏

34、體中過飽和碳的脫溶和碳、在馬氏體分解階段要發(fā)生馬氏體中過飽和碳的脫溶和碳化物粒子的析出與聚集長大，同時基體化物粒子的析出與聚集長大，同時基體相中的碳含量相中的碳含量下降。下降。2 2、合金元素的作用主要在于通過、合金元素的作用主要在于通過影響碳的擴(kuò)散影響碳的擴(kuò)散而影響馬氏而影響馬氏體的分解過程以及碳化物粒子的聚集長大速度，從而影體的分解過程以及碳化物粒子的聚集長大速度，從而影響響相中碳濃度的下降速度。這種作用的大小因合金元相中碳濃度的下降速度。這種作用的大小因合金元素與碳的結(jié)合力的大小不同而異。素與碳的結(jié)合力的大小不同而異。一、合金元素對馬氏體分解的影響一、合金元素對馬氏體分解的影響A A、非

35、碳化物形成元素非碳化物形成元素（Ni Ni ）和）和弱碳化物形成元素弱碳化物形成元素（Mn Mn ）與與C C 的結(jié)合力和的結(jié)合力和Fe Fe 相比相差不大，所以對馬氏體分解無明相比相差不大，所以對馬氏體分解無明顯影響。顯影響。強(qiáng)碳化物形成元素強(qiáng)碳化物形成元素（CrCr、MOMO、W W、V V、TiTi等）與等）與C C 的的結(jié)合力較強(qiáng)，增大結(jié)合力較強(qiáng)，增大C C 在馬氏體中的擴(kuò)散激活能，阻礙在馬氏體中的擴(kuò)散激活能，阻礙C C 在馬在馬氏體中的擴(kuò)散，從而減慢馬氏體的分解速度。非碳化物形成氏體中的擴(kuò)散，從而減慢馬氏體的分解速度。非碳化物形成元素元素Si Si 和和Co Co 能夠溶解到能夠溶解

36、到-FexC-FexC中，使中，使-FexC -FexC 穩(wěn)定，減穩(wěn)定，減慢碳化物的聚集速度，從而推遲馬氏體分解。慢碳化物的聚集速度，從而推遲馬氏體分解。 B B、碳鋼回火時馬氏體中過飽和碳完全脫溶溫度約為、碳鋼回火時馬氏體中過飽和碳完全脫溶溫度約為300300，加入合金元素可使完全脫溶溫度向高溫推移加入合金元素可使完全脫溶溫度向高溫推移100 100 一一150 150 。也就是說，合金鋼在較高溫度回火時仍可以保持也就是說，合金鋼在較高溫度回火時仍可以保持相具有一相具有一定飽和碳濃度和細(xì)小碳化物，從而保持高的硬度和強(qiáng)度。定飽和碳濃度和細(xì)小碳化物，從而保持高的硬度和強(qiáng)度。 合金元素這種阻礙合金

37、元素這種阻礙相中碳含量降低和碳化物顆粒長大相中碳含量降低和碳化物顆粒長大而使鋼件保持高硬度、高強(qiáng)度的性質(zhì)稱為合金元素提高了鋼而使鋼件保持高硬度、高強(qiáng)度的性質(zhì)稱為合金元素提高了鋼的回火抗力或的回火抗力或“抗回火性抗回火性”。二、合金元素對殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的影響二、合金元素對殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的影響*l合金鋼中殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變與碳鋼基本相似，只是合金鋼中殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變與碳鋼基本相似，只是合金元素可以改變殘余奧氏體分解的溫度和速度，從合金元素可以改變殘余奧氏體分解的溫度和速度，從而可能影響殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的類型和性質(zhì)。而可能影響殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的類型和性質(zhì)。在在MsMs點(diǎn)以下回火時，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體

38、。若點(diǎn)以下回火時，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。若MsMs點(diǎn)較高點(diǎn)較高(100 (100 ），則隨后還將發(fā)生馬氏體的分解），則隨后還將發(fā)生馬氏體的分解過程，形成回火馬氏體。在過程，形成回火馬氏體。在MsMs點(diǎn)以上回火時點(diǎn)以上回火時, ,殘余奧殘余奧氏體可能發(fā)生三種轉(zhuǎn)變：氏體可能發(fā)生三種轉(zhuǎn)變： 在貝氏體形成區(qū)內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變?yōu)樵谪愂象w形成區(qū)內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w貝氏體; ; 在珠光體形成區(qū)內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變?yōu)樵谥楣怏w形成區(qū)內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w珠光體; ; 在回火加熱、保溫過程中不發(fā)生分解，而在隨后在回火加熱、保溫過程中不發(fā)生分解，而在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)榈睦鋮s過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體馬氏體，即所謂的，即所謂的“二次淬火二次

39、淬火”現(xiàn)象?，F(xiàn)象。三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響*l非碳化物形成元素（非碳化物形成元素（CuCu、NiNi、CoCo、AlAl、SiSi等）與碳不等）與碳不形成特殊類型的碳化物形成特殊類型的碳化物, ,它們只是提高它們只是提高-FexC-FexC向向-FexCFexC轉(zhuǎn)變的溫度范圍。轉(zhuǎn)變的溫度范圍。 例如，鋼中加入例如，鋼中加入Si Si ，能明顯提高鋼的回火抗力。而，能明顯提高鋼的回火抗力。而強(qiáng)碳化物形成元素（強(qiáng)碳化物形成元素（MOMO、V V、W W、TiTi等）不但會強(qiáng)烈推等）不但會強(qiáng)烈推遲遲-FexC-FexC向向-FexC-FexC的轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變, ,而且

40、還會發(fā)生滲碳體到而且還會發(fā)生滲碳體到其他類型特殊碳化物的轉(zhuǎn)變。其他類型特殊碳化物的轉(zhuǎn)變。l合金鋼回火時，隨著回火溫度升高或回火時間延長，合金鋼回火時，隨著回火溫度升高或回火時間延長，將發(fā)生合金元素在滲碳體和將發(fā)生合金元素在滲碳體和相之間的重新分配。相之間的重新分配。l碳化物形成元素不斷向滲碳體中擴(kuò)散，而非碳化物形碳化物形成元素不斷向滲碳體中擴(kuò)散，而非碳化物形成元素逐漸向成元素逐漸向相中富集，從而發(fā)生由更穩(wěn)定的碳化相中富集，從而發(fā)生由更穩(wěn)定的碳化物逐漸代替原先不穩(wěn)定的碳化物，使碳化物的成分和物逐漸代替原先不穩(wěn)定的碳化物，使碳化物的成分和結(jié)構(gòu)都發(fā)生變化。結(jié)構(gòu)都發(fā)生變化。三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影

41、響三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響*l合金鋼回火時碳化物轉(zhuǎn)變的可能順序?yàn)楹辖痄摶鼗饡r碳化物轉(zhuǎn)變的可能順序?yàn)? 平均成分平均成分 平均成分平均成分 合金化合金化 亞穩(wěn)亞穩(wěn) 穩(wěn)定穩(wěn)定 -碳化物碳化物 滲碳體滲碳體 滲碳體滲碳體 特殊碳化物特殊碳化物 特殊碳化物特殊碳化物 ( 500 ）l鋼中能否形成特殊碳化物，取決于所含合金元素的性鋼中能否形成特殊碳化物，取決于所含合金元素的性質(zhì)和含量、碳或氮的含量以及回火溫度和時間等條件質(zhì)和含量、碳或氮的含量以及回火溫度和時間等條件。合金鋼在回火過程中，通常都是。合金鋼在回火過程中，通常都是滲碳體通過亞穩(wěn)碳滲碳體通過亞穩(wěn)碳化物再轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定特殊碳化物化物再轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定

42、特殊碳化物。 例如，高例如，高Cr Cr 高碳鋼淬火后，在回火過程中的碳化物高碳鋼淬火后，在回火過程中的碳化物轉(zhuǎn)變過程為轉(zhuǎn)變過程為: : (Fe,Cr) (Fe,Cr)3 3C(Fe,Cr)C(Fe,Cr)3 3C+(Cr,Fe)C+(Cr,Fe)7 7C C3 3(Cr,Fe)(Cr,Fe)7 7C C3 3 (Cr,Fe)(Cr,Fe)7 7C C3 3(Cr,Fe)(Cr,Fe)2323C C6 6(Cr,Fe)(Cr,Fe)2323C C6 6三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響*l 特殊碳化物也是按兩種機(jī)制形成的。特殊碳化物也是按兩種機(jī)制形成的。一種為原位轉(zhuǎn)變

43、一種為原位轉(zhuǎn)變，即碳化物形成元素首先在滲碳體中，即碳化物形成元素首先在滲碳體中富集富集,當(dāng)其濃度超過合金滲碳體的溶解度極限時當(dāng)其濃度超過合金滲碳體的溶解度極限時,滲滲碳體的點(diǎn)陣就改組成特殊碳化物點(diǎn)陣。碳體的點(diǎn)陣就改組成特殊碳化物點(diǎn)陣。 低鉻鋼中的低鉻鋼中的( Fe , Cr ) 3C轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變?yōu)? Cr , Fe )7 C3就就屬于這種類型。提高回火溫度會加速碳化物轉(zhuǎn)變過屬于這種類型。提高回火溫度會加速碳化物轉(zhuǎn)變過程。程。另一種為單獨(dú)形核長大另一種為單獨(dú)形核長大，即直接從，即直接從相中析出特殊碳相中析出特殊碳化物，并同時伴有合金滲碳體的溶解?；?，并同時伴有合金滲碳體的溶解。 含有強(qiáng)碳化物形成

44、元素含有強(qiáng)碳化物形成元素V V、TiTi、NbNb、TaTa等的鋼以及等的鋼以及高高Cr Cr 鋼均屬于這種類型。鋼均屬于這種類型。 三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響l例如，例如，1250 淬火的淬火的0 . 3 % C 、2 . 1 % V 鋼，低于鋼，低于500 回火時析出合金滲碳體，其中回火時析出合金滲碳體，其中v 含量很低。含量很低。 由于固溶由于固溶V 強(qiáng)烈阻止強(qiáng)烈阻止相繼續(xù)分解，此時只有相繼續(xù)分解，此時只有40 左右的左右的碳以滲碳體形式析出，其余碳以滲碳體形式析出，其余60 仍保留在仍保留在 相中。相中。l當(dāng)回火溫度高于當(dāng)回火溫度高于500 時，從時，

45、從相中直接析出相中直接析出VC 。隨回。隨回火溫度進(jìn)一步升高火溫度進(jìn)一步升高,VC大量析出，滲碳體大量溶解。大量析出，滲碳體大量溶解。l回火溫度達(dá)回火溫度達(dá)700 時，滲碳體全部溶解，碳化物全部轉(zhuǎn)時，滲碳體全部溶解，碳化物全部轉(zhuǎn)化為化為VC 。四、回火時的二次硬化現(xiàn)象四、回火時的二次硬化現(xiàn)象1. . 碳鋼在回火第三階段，隨著滲碳體顆粒的長大，將不斷碳鋼在回火第三階段，隨著滲碳體顆粒的長大，將不斷軟化。軟化。 但是，當(dāng)鋼中含有但是，當(dāng)鋼中含有MOMO、V V、W W、TaTa、NbNb和和TiTi等強(qiáng)碳化物形等強(qiáng)碳化物形成元素時，將減弱軟化傾向，即增大了軟化抗力。成元素時，將減弱軟化傾向，即增大

46、了軟化抗力。2. 2. 當(dāng)馬氏體中含有足夠量的碳化物形成元素時，在當(dāng)馬氏體中含有足夠量的碳化物形成元素時，在500 500 以上回火時將會析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致因回火溫度以上回火時將會析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致因回火溫度升高，升高，- - 碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化，這種現(xiàn)象稱碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化，這種現(xiàn)象稱為為二次硬化二次硬化。l有時二次硬化峰的硬度可能比淬火硬度還高。有時二次硬化峰的硬度可能比淬火硬度還高。l 隨著隨著Mo Mo 含量增加，二次硬化作用加劇。其他強(qiáng)碳化物形含量增加，二次硬化作用加劇。其他強(qiáng)碳化物形成元素（如成元素（如Ti Ti 、V V 、W W 、Nb Nb

47、 等）也有類似作用。等）也有類似作用。lCr Cr 含量很高時（如大于含量很高時（如大于12 % ) 12 % ) 才有不太明顯的二次硬化才有不太明顯的二次硬化峰。碳鋼中不發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。峰。碳鋼中不發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。四、回火時的二次硬化現(xiàn)象四、回火時的二次硬化現(xiàn)象3. 3. 電鏡觀察證實(shí)，電鏡觀察證實(shí)，二次硬化是由于彌散、細(xì)小的特殊二次硬化是由于彌散、細(xì)小的特殊碳化物碳化物( (如如MoMo2 2C C、W W2 2C C、VCVC、TiCTiC、NbCNbC等等) )的析出造成的。的析出造成的。具有二次硬化作用的特殊碳化物多在具有二次硬化作用的特殊碳化物多在位錯區(qū)位錯區(qū)沉淀析出，沉淀析出，常呈極細(xì)針狀或薄片狀，尺寸很小，而且與常呈極細(xì)針狀或薄片狀，尺寸很小，而且與