第7講-鋼的熱處理及合金化

1、第三節(jié)第三節(jié) 鋼的熱處理鋼的熱處理一、熱處理的作用一、熱處理的作用 鋼的熱處理就是根據(jù)鋼在固態(tài)下組鋼的熱處理就是根據(jù)鋼在固態(tài)下組織轉變的規(guī)律，通過不同的加熱、保溫織轉變的規(guī)律，通過不同的加熱、保溫和冷卻，以改善其內部組織結構，達到和冷卻，以改善其內部組織結構，達到改善鋼材性能的一種加工工藝改善鋼材性能的一種加工工藝。 熱處理一般是熱處理一般是由加熱、保溫和冷卻由加熱、保溫和冷卻三個階段組成三個階段組成，其基本工藝過程可以用，其基本工藝過程可以用熱處理工藝曲線來表示，如圖熱處理工藝曲線來表示，如圖2-60所示。所示。v熱處理是一種與鑄、鍛、焊接等加工密切相關的工藝熱處理是一種與鑄、鍛、焊接等加工

2、密切相關的工藝。在鑄、鍛、焊過程中，。在鑄、鍛、焊過程中，會出現(xiàn)這樣或那樣的缺陷。會出現(xiàn)這樣或那樣的缺陷。如鑄造過程如鑄造過程中由于鑄件形狀復雜、厚薄不均，造成冷卻中由于鑄件形狀復雜、厚薄不均，造成冷卻不均、組織變化不均而產生很大的鑄造應力。此外，鑄件從高溫緩慢冷卻，晶粒易不均、組織變化不均而產生很大的鑄造應力。此外，鑄件從高溫緩慢冷卻，晶粒易于粗大。于粗大。鍛造時鍛造時，由于終鍛溫度過高或過低，會出現(xiàn)粗大的魏氏組織或帶狀組織。，由于終鍛溫度過高或過低，會出現(xiàn)粗大的魏氏組織或帶狀組織。焊接件在焊接過程中焊接件在焊接過程中的局部加熱與熔化，隨后的冷卻又較快，必然存在很大的內應的局部加熱與熔化，隨

3、后的冷卻又較快，必然存在很大的內應力。力。為了消除缺陷，需要熱處理為了消除缺陷，需要熱處理如退火可以改善構件組織結構和性能。如退火可以改善構件組織結構和性能。 熱處理更重要作用還在于它是賦予工件最終性能的關鍵工序。一般零件加工成熱處理更重要作用還在于它是賦予工件最終性能的關鍵工序。一般零件加工成型后，并不能直接使用，還必須熱處理，以獲得最佳使用性能，充分發(fā)揮材料的潛型后，并不能直接使用，還必須熱處理，以獲得最佳使用性能，充分發(fā)揮材料的潛力力。因此，在冶金生產、機械制造和航空制造等眾多工業(yè)中，熱處理地位重要。因此，在冶金生產、機械制造和航空制造等眾多工業(yè)中，熱處理地位重要。v根據(jù)熱處理所起作用的

4、不同、加熱和冷卻方法的不同、以及組織和性能變化的根據(jù)熱處理所起作用的不同、加熱和冷卻方法的不同、以及組織和性能變化的不同，不同，鋼的熱處理工藝通常分為退火、正火、淬火、回火和化學熱處理等鋼的熱處理工藝通常分為退火、正火、淬火、回火和化學熱處理等。 在不同使用條件下，對鋼材的性能要求不同。即使是同一零件，在其加工過程在不同使用條件下，對鋼材的性能要求不同。即使是同一零件，在其加工過程中，前后性能的要求也不一樣。因此，熱處理的方式也就不同。中，前后性能的要求也不一樣。因此，熱處理的方式也就不同。二、鋼的臨界溫度二、鋼的臨界溫度 鋼熱處理的依據(jù)就是鋼在固態(tài)加熱、保溫和冷卻過程中，會發(fā)生一系列組織轉鋼

5、熱處理的依據(jù)就是鋼在固態(tài)加熱、保溫和冷卻過程中，會發(fā)生一系列組織轉變。因此，變。因此，鐵碳相圖的左下角對于研究鋼的鐵碳相圖的左下角對于研究鋼的相變和制定熱處理工藝有重要的參考價值。相變和制定熱處理工藝有重要的參考價值。 鋼在緩慢加熱和冷卻時，其固態(tài)組織轉鋼在緩慢加熱和冷卻時，其固態(tài)組織轉變的臨界溫度是由變的臨界溫度是由PSK線線(A1線線)、GS線線(A3線線)、ES線線(Acm線線)來決定的來決定的。共析鋼只有。共析鋼只有一個臨界點一個臨界點A1,亞共析鋼有兩個臨界點亞共析鋼有兩個臨界點A1和和A3，過共析鋼有兩個臨界點，過共析鋼有兩個臨界點A1和和Acm。 鐵碳相圖上的鐵碳相圖上的A1、A

6、3、Acm都是平衡臨都是平衡臨界點，實際轉變過程不可能在平衡臨界點進界點，實際轉變過程不可能在平衡臨界點進行。行。加熱轉變只有在平衡臨界點以上加熱轉變只有在平衡臨界點以上(有一定有一定過熱度過熱度)才能進行，而冷卻轉變只有在平衡臨界點以下才能進行，而冷卻轉變只有在平衡臨界點以下(一定的過冷度一定的過冷度)才能發(fā)生。才能發(fā)生。 所以實際的加熱轉變點和冷卻轉變點都偏離平衡臨界點。而且，加熱和冷卻速所以實際的加熱轉變點和冷卻轉變點都偏離平衡臨界點。而且，加熱和冷卻速度越大，其偏離也越大。度越大，其偏離也越大。通常，加熱轉變點標以通常，加熱轉變點標以c，冷卻轉變點標以，冷卻轉變點標以r。 碳鋼的實際轉

7、變點位置如圖中虛線所示。碳鋼的實際轉變點位置如圖中虛線所示。vAc1：加熱時珠光體轉變?yōu)閵W氏體的溫度；：加熱時珠光體轉變?yōu)閵W氏體的溫度；Ar1：冷卻時奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的溫度；：冷卻時奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的溫度；Ac3：加熱時先共析鐵素體轉變?yōu)閵W氏體的終：加熱時先共析鐵素體轉變?yōu)閵W氏體的終了溫度；了溫度；Ar3：冷卻時奧氏體開始析出先共析：冷卻時奧氏體開始析出先共析鐵素體的溫度；鐵素體的溫度；Accm：加熱時：加熱時Fe3C全部溶全部溶入奧氏體的終了溫度；入奧氏體的終了溫度；Arcm：冷卻時奧氏體：冷卻時奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度。開始析出二次滲碳體的溫度。 工業(yè)碳素鋼工業(yè)碳素鋼并不是單純的

8、并不是單純的Fe-C合金合金，里，里面還有面還有Si、Mn、S、P等雜質。這些雜質元素等雜質。這些雜質元素含量少，對于碳素鋼平衡臨界點影響不大，可含量少，對于碳素鋼平衡臨界點影響不大，可以忽略，故以忽略，故仍可用仍可用Fe-Fe3C相圖確定鋼臨界點相圖確定鋼臨界點。 對于合金鋼，合金元素對平衡臨界點影響很大，甚至會大大改變相圖結構，使對于合金鋼，合金元素對平衡臨界點影響很大，甚至會大大改變相圖結構，使A1、A3、Acm點不再是恒定的溫度，而變成一個溫度區(qū)間。點不再是恒定的溫度，而變成一個溫度區(qū)間。這時就不能再用這時就不能再用Fe- Fe3C相圖來確定合金鋼的臨界點，而必須用三元或者多元相圖才行

9、。相圖來確定合金鋼的臨界點，而必須用三元或者多元相圖才行。三、奧氏體的形成三、奧氏體的形成 鋼加熱時，奧氏體的形成過程，稱作奧氏體化。鋼加熱時，奧氏體的形成過程，稱作奧氏體化。根據(jù)根據(jù)Fe-Fe3C相圖，由鐵素體相圖，由鐵素體和滲碳體兩相組成的珠光體，加熱至和滲碳體兩相組成的珠光體，加熱至AC1稍上溫度時轉變?yōu)閵W氏體，即稍上溫度時轉變?yōu)閵W氏體，即 由于奧氏體和鐵素體及滲碳由于奧氏體和鐵素體及滲碳體的晶格類型和含碳量都不同，體的晶格類型和含碳量都不同，因此奧氏體化過程包含著奧氏體因此奧氏體化過程包含著奧氏體形核、長大、殘留滲碳體溶解及形核、長大、殘留滲碳體溶解及奧氏體內成分的均勻化四個階段。奧氏

10、體內成分的均勻化四個階段。 圖圖1-3示意地表示了共析鋼奧示意地表示了共析鋼奧氏體形成各個階段的主要特征。將鋼加熱至氏體形成各個階段的主要特征。將鋼加熱至AC1以上溫度時，珠光體組織處于不穩(wěn)以上溫度時，珠光體組織處于不穩(wěn)定狀態(tài)，定狀態(tài)，在鐵素體和滲碳體的界面上擇優(yōu)生成奧氏體晶核在鐵素體和滲碳體的界面上擇優(yōu)生成奧氏體晶核。77. 030218. 0CFe 奧氏體晶核形成后，會同時向鐵素體和滲碳體兩側生長，如圖奧氏體晶核形成后，會同時向鐵素體和滲碳體兩側生長，如圖b。這實質上是這實質上是鐵素體和奧氏體間的晶格重構，同時滲碳體不斷地溶入奧氏體，且碳在奧氏體中擴鐵素體和奧氏體間的晶格重構，同時滲碳體不

11、斷地溶入奧氏體，且碳在奧氏體中擴散。散。奧氏體長大終了時，鐵素體和滲碳體兩相應同時消失。但實驗發(fā)現(xiàn)，鐵素體完奧氏體長大終了時，鐵素體和滲碳體兩相應同時消失。但實驗發(fā)現(xiàn)，鐵素體完全消失后，還有部分滲碳體未溶解。全消失后，還有部分滲碳體未溶解。共析鋼鋼中鐵素體總是先消失，殘留有滲碳體共析鋼鋼中鐵素體總是先消失，殘留有滲碳體相，如圖相，如圖c。 奧氏體形成時，殘留滲碳奧氏體形成時，殘留滲碳體剛剛溶解，此時碳在奧氏體體剛剛溶解，此時碳在奧氏體中的分布不均勻，如圖中的分布不均勻，如圖d示。示。原先滲碳體區(qū)域，碳濃度較高；原先滲碳體區(qū)域，碳濃度較高；原先鐵素體區(qū)域含碳量較低。原先鐵素體區(qū)域含碳量較低。這種

12、不均勻性隨著加熱的速度這種不均勻性隨著加熱的速度增大而越加嚴重。只有經繼續(xù)增大而越加嚴重。只有經繼續(xù)加熱或保溫，使碳充分擴散，才能使整個奧氏體中碳濃度趨于均勻，如圖加熱或保溫，使碳充分擴散，才能使整個奧氏體中碳濃度趨于均勻，如圖1-3示。示。四、奧氏體晶粒度及其控制四、奧氏體晶粒度及其控制 奧氏體晶粒度及均勻性是衡量鋼件力學性能與工藝性能的重要指標，是分析服奧氏體晶粒度及均勻性是衡量鋼件力學性能與工藝性能的重要指標，是分析服役構件斷裂失效的主要參考依據(jù)。因此，控制奧氏體晶粒度有重要的實際意義。役構件斷裂失效的主要參考依據(jù)。因此，控制奧氏體晶粒度有重要的實際意義。 1、奧氏體的晶粒度、奧氏體的晶

13、粒度 奧氏體形成后，在繼續(xù)加熱過程中奧氏體晶粒大小要發(fā)生變化。此時需要區(qū)分奧氏體形成后，在繼續(xù)加熱過程中奧氏體晶粒大小要發(fā)生變化。此時需要區(qū)分三種有關奧氏體晶粒度的概念三種有關奧氏體晶粒度的概念奧氏體起始晶粒度、實際晶粒度和本質晶粒度奧氏體起始晶粒度、實際晶粒度和本質晶粒度。 奧氏體起始晶粒度：奧氏體起始晶粒度：是指將鋼加熱至是指將鋼加熱至AC1以上，奧氏體形成剛完成，其晶粒邊以上，奧氏體形成剛完成，其晶粒邊界剛接觸時的晶粒大小。奧氏體起始晶粒度取決于奧氏體的形核率和長大速度。增界剛接觸時的晶粒大小。奧氏體起始晶粒度取決于奧氏體的形核率和長大速度。增大形核率或降低長大速度，是獲得細小奧氏體起始

14、晶粒的重要途徑。大形核率或降低長大速度，是獲得細小奧氏體起始晶粒的重要途徑。 奧氏體實際晶粒度：奧氏體實際晶粒度：是指在一定熱處理加熱、焊接或者熱加工制度下所獲得的是指在一定熱處理加熱、焊接或者熱加工制度下所獲得的奧氏體晶粒大小。對于熱軋（鍛）鋼材，它是指熱軋（鍛）終了時鋼中的奧氏體晶奧氏體晶粒大小。對于熱軋（鍛）鋼材，它是指熱軋（鍛）終了時鋼中的奧氏體晶粒大??；對于實際零件，一般是指熱處理加工狀態(tài)下的奧氏體晶粒大小。粒大?。粚τ趯嶋H零件，一般是指熱處理加工狀態(tài)下的奧氏體晶粒大小。 奧氏體實際晶?；緵Q定了鋼件熱處理后基體相晶粒大小。在一般加熱速度奧氏體實際晶?；緵Q定了鋼件熱處理后基體相晶粒

15、大小。在一般加熱速度下，加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體實際晶粒度越大，實際晶粒度越大。下，加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體實際晶粒度越大，實際晶粒度越大。 奧氏體本質晶粒度：根據(jù)標準實驗方法規(guī)定，將鋼材加熱至奧氏體本質晶粒度：根據(jù)標準實驗方法規(guī)定，將鋼材加熱至93010，保溫，保溫3-8小時，小時，然后冷卻至室溫測定奧氏體晶粒大小然后冷卻至室溫測定奧氏體晶粒大小，該晶粒度叫做奧氏體本質晶粒度。，該晶粒度叫做奧氏體本質晶粒度。 奧氏體本質晶粒度僅表示鋼材加熱時晶粒長大奧氏體本質晶粒度僅表示鋼材加熱時晶粒長大的傾向，這種長大傾向有兩種情況，如圖的傾向，這種長大傾向有兩種情況，如圖1-13所示

16、。所示。圖中曲線圖中曲線a表示隨著奧氏體化溫度的升高或者奧氏表示隨著奧氏體化溫度的升高或者奧氏體化時間的延長，奧氏體晶粒逐漸長大的過程，體化時間的延長，奧氏體晶粒逐漸長大的過程，這種長大過程叫做這種長大過程叫做正常長大正常長大。圖中曲線。圖中曲線b表示在較表示在較低的奧氏體化溫度時晶粒長大甚微或者不長大，低的奧氏體化溫度時晶粒長大甚微或者不長大，當加熱至一定溫度時，晶粒驟然增大，然后長大當加熱至一定溫度時，晶粒驟然增大，然后長大速度又減小。這一類長大過程叫做速度又減小。這一類長大過程叫做異常長大異常長大。 奧氏體異常長大的溫度叫做奧氏體晶粒粗化溫度。奧氏體異常長大的溫度叫做奧氏體晶粒粗化溫度。

17、若奧氏體晶粒粗化溫度高于若奧氏體晶粒粗化溫度高于奧氏體本質晶粒度檢驗溫度（奧氏體本質晶粒度檢驗溫度（930），則本質晶粒度級別較高，一般是合格的；），則本質晶粒度級別較高，一般是合格的；反之會出現(xiàn)奧氏體晶粒異常長大，晶粒度不合格率往往很高。反之會出現(xiàn)奧氏體晶粒異常長大，晶粒度不合格率往往很高。 2、奧氏體晶粒度的控制、奧氏體晶粒度的控制 奧氏體晶粒長大傾向既取決于奧氏體起始晶粒度，又取決于第二相質點的性奧氏體晶粒長大傾向既取決于奧氏體起始晶粒度，又取決于第二相質點的性質、大小、數(shù)量及分布。質、大小、數(shù)量及分布。與之有關的因素如鋼中化學成分及原始組織，鋼材熱軋與之有關的因素如鋼中化學成分及原始組

18、織，鋼材熱軋/鍛鍛工藝，及預先熱處理工藝等都影響奧氏體晶粒的長大。因此要有效控制這些因素：工藝，及預先熱處理工藝等都影響奧氏體晶粒的長大。因此要有效控制這些因素： A、鋼中化學成分、鋼中化學成分 研究表明，在奧氏體異常長大過程中，不是任何第二相質點對晶界都有良好的研究表明，在奧氏體異常長大過程中，不是任何第二相質點對晶界都有良好的釘扎作用，主要是釘扎作用，主要是AlN相具有這樣的特殊作用。相具有這樣的特殊作用。AlN相具有難熔的密排六方結構，相具有難熔的密排六方結構，它是煉鋼脫氧時形成并殘存于鋼中。在熱軋（鍛）及預熱處理時，當溫度超過它是煉鋼脫氧時形成并殘存于鋼中。在熱軋（鍛）及預熱處理時，當

19、溫度超過1250后，后，AlN相就基本上固溶于鋼中，然后在冷卻或者再加熱時析出。如果相就基本上固溶于鋼中，然后在冷卻或者再加熱時析出。如果AlN相大量彌散析出（相大量彌散析出（500 ） ，它能有效阻礙奧氏體晶界遷移，提高奧氏體晶粒，它能有效阻礙奧氏體晶界遷移，提高奧氏體晶粒的粗化溫度。相反，如果的粗化溫度。相反，如果AlN相以粗大或者少量存在，則對晶界遷移無阻礙作用。相以粗大或者少量存在，則對晶界遷移無阻礙作用。因此，因此，鋼中的殘余鋁量應控制在鋼中的殘余鋁量應控制在0.0200.045%之間之間。A 此外，鋼中的此外，鋼中的合金元素合金元素Nb、Ti、V等等，當形成彌散穩(wěn)定的碳化物或者氮，

20、當形成彌散穩(wěn)定的碳化物或者氮化物時，也能夠有效阻滯晶界的遷移，提高奧氏體的粗化溫度?；飼r，也能夠有效阻滯晶界的遷移，提高奧氏體的粗化溫度。 而而Mn、P等元素卻有增大晶粒的傾向等元素卻有增大晶粒的傾向。 鋼中隨著含碳量的增加，奧氏體晶粒也隨著長大。但當含碳量增加到一鋼中隨著含碳量的增加，奧氏體晶粒也隨著長大。但當含碳量增加到一定程度時，由于奧氏體晶界上存在未熔二次滲碳體，反而會阻礙奧氏體的定程度時，由于奧氏體晶界上存在未熔二次滲碳體，反而會阻礙奧氏體的長大長大。 B、熱加工工藝、熱加工工藝 奧氏體的粗化溫度還與鋼材的熱軋或者鍛造工藝有關。奧氏體的粗化溫度還與鋼材的熱軋或者鍛造工藝有關。 C、

21、預先熱處理工藝、預先熱處理工藝 通過預先熱處理，不僅改變鋼的原始組織，而且還改變鋼中通過預先熱處理，不僅改變鋼的原始組織，而且還改變鋼中AlN相的大相的大小、數(shù)量及分布，從而影響加熱時奧氏體的長大傾向。小、數(shù)量及分布，從而影響加熱時奧氏體的長大傾向。五、鋼在冷卻時的轉變五、鋼在冷卻時的轉變 1、冷卻條件對鋼機械性能的影響、冷卻條件對鋼機械性能的影響 鋼經加熱獲得均勻奧氏體，一般只是為實現(xiàn)熱處理的目的創(chuàng)造了一個前提條鋼經加熱獲得均勻奧氏體，一般只是為實現(xiàn)熱處理的目的創(chuàng)造了一個前提條件。熱處理后鋼的性能是由隨后冷卻所得到的組織來決定的。因此，控制奧氏體在件。熱處理后鋼的性能是由隨后冷卻所得到的組織

22、來決定的。因此，控制奧氏體在冷卻時的轉變過程是獲得所需要性能的關鍵。冷卻時的轉變過程是獲得所需要性能的關鍵。 實際生產中控制奧氏體轉變的冷卻方實際生產中控制奧氏體轉變的冷卻方式有兩種：式有兩種： 一種是大量采用的一種是大量采用的連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻：即由高：即由高溫連續(xù)冷卻下來，如隨爐冷卻、空冷、油溫連續(xù)冷卻下來，如隨爐冷卻、空冷、油冷、水冷等，如圖中曲線冷、水冷等，如圖中曲線2所示。所示。 另一種是另一種是等溫冷卻：等溫冷卻：即由高溫快速冷即由高溫快速冷卻到某一溫度，等溫停留一段時間，然后卻到某一溫度，等溫停留一段時間，然后再冷卻下來，如圖中曲線再冷卻下來，如圖中曲線1所示。所示。 下表列出了下

23、表列出了40Cr鋼經同樣奧氏體化后，不同冷卻條件對其的影響?？射摻浲瑯訆W氏體化后，不同冷卻條件對其的影響?？梢钥闯?，同樣的奧氏體經過不同冷卻之后，性能顯著不同，強度要相差幾以看出，同樣的奧氏體經過不同冷卻之后，性能顯著不同，強度要相差幾倍。倍。這是由于在不同的冷速之下，奧氏體的過冷度不同，轉變產物的組織這是由于在不同的冷速之下，奧氏體的過冷度不同，轉變產物的組織便不同，因而其性能也不同。便不同，因而其性能也不同。 鋼在鑄造、鍛制、焊接后，也都要經過由高溫到室溫的冷卻過程，實質鋼在鑄造、鍛制、焊接后，也都要經過由高溫到室溫的冷卻過程，實質上也是個冷卻轉變過程，應正確控制，否則也會形成缺陷。上也是

24、個冷卻轉變過程，應正確控制，否則也會形成缺陷。 鋼在冷卻時的轉變規(guī)律，不僅是制定熱處理工藝所依據(jù)的原理，也是制鋼在冷卻時的轉變規(guī)律，不僅是制定熱處理工藝所依據(jù)的原理，也是制定熱加工后的冷卻工藝的理論依據(jù)。定熱加工后的冷卻工藝的理論依據(jù)。 為什么冷卻方式不同，奧氏體轉變產物的組織就不同？奧氏體在冷卻過為什么冷卻方式不同，奧氏體轉變產物的組織就不同？奧氏體在冷卻過程中是怎樣轉變的？受哪些因素影響以及怎樣控制這些因素才能獲得所需程中是怎樣轉變的？受哪些因素影響以及怎樣控制這些因素才能獲得所需要組織和性能？要回答這些問題，就必須研究要組織和性能？要回答這些問題，就必須研究奧氏體的冷卻轉變規(guī)律奧氏體的冷

25、卻轉變規(guī)律。 通常采用兩種方法：通常采用兩種方法：一種是在不同過冷度下等溫測定奧氏體的轉變過一種是在不同過冷度下等溫測定奧氏體的轉變過程，繪出程，繪出奧氏體等溫轉變曲線奧氏體等溫轉變曲線；另一種是在不同冷速的連續(xù)冷卻過程中測；另一種是在不同冷速的連續(xù)冷卻過程中測定奧氏體的轉變過程，繪出定奧氏體的轉變過程，繪出奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線。 這兩種曲線在熱處理中的作用很大。這兩種曲線在熱處理中的作用很大。2、過冷奧氏體等溫轉變曲線、過冷奧氏體等溫轉變曲線 過冷奧氏體等溫轉變：過冷奧氏體等溫轉變：是將奧氏體迅速冷卻到臨界溫度以下的某一溫度，并在此溫度下進是將奧氏體迅速冷卻到臨界溫度

26、以下的某一溫度，并在此溫度下進行保溫，在等溫過程中發(fā)生的轉變。行保溫，在等溫過程中發(fā)生的轉變。 把綜合反映過冷奧氏體在不同過冷度下等溫轉變的過程參數(shù)如轉變開始和終了時間、轉把綜合反映過冷奧氏體在不同過冷度下等溫轉變的過程參數(shù)如轉變開始和終了時間、轉變產物和轉變量與溫度和時間的關系曲線就叫做過冷奧氏體等溫轉變曲線，叫做變產物和轉變量與溫度和時間的關系曲線就叫做過冷奧氏體等溫轉變曲線，叫做C-曲線。曲線。 A、共析碳鋼、共析碳鋼C-曲線建立：曲線建立：C-曲線是曲線是利用過冷奧氏體轉變產物的組織形態(tài)或物利用過冷奧氏體轉變產物的組織形態(tài)或物理性質的變化來測定的。理性質的變化來測定的。常用的有金相法、

27、常用的有金相法、磁性法等。以金相法為例，介紹建立過程。磁性法等。以金相法為例，介紹建立過程。v首先將共析鋼制成首先將共析鋼制成 101.5mm的圓片的圓片試樣，分為若干組，每組幾個試樣。試樣試樣，分為若干組，每組幾個試樣。試樣在同樣條件下奧氏體化，獲得均勻奧氏體。在同樣條件下奧氏體化，獲得均勻奧氏體。v然后，把各組試樣分別迅速冷卻到然后，把各組試樣分別迅速冷卻到A1以以下不同溫度，如下不同溫度，如700、650、600、等溫等溫浴槽中進行等溫，同時記錄時間，每隔一浴槽中進行等溫，同時記錄時間，每隔一定時間取出一個試樣，這樣就把不同時刻的定時間取出一個試樣，這樣就把不同時刻的等溫狀態(tài)固定下來，如

28、圖示。等溫狀態(tài)固定下來，如圖示。v進行金相分析。凡是等溫時未轉變的奧氏體，水冷后就變?yōu)轳R氏體和殘余奧氏體，呈白亮進行金相分析。凡是等溫時未轉變的奧氏體，水冷后就變?yōu)轳R氏體和殘余奧氏體，呈白亮色。而等溫轉變產物則原樣保留下來，呈暗黑色。色。而等溫轉變產物則原樣保留下來，呈暗黑色。v通過金相分析，作出各溫度下奧氏體轉變量和通過金相分析，作出各溫度下奧氏體轉變量和時間的關系曲線，即時間的關系曲線，即奧氏體等溫轉變動力學曲線奧氏體等溫轉變動力學曲線，如圖示。從圖中可以找出奧氏體在各溫度下轉變開如圖示。從圖中可以找出奧氏體在各溫度下轉變開始時間（以轉變量為始時間（以轉變量為1%時間為轉變開始點），及時間

29、為轉變開始點），及轉變終了時間轉變終了時間(轉變量為轉變量為99%時間作為轉變終了點時間作為轉變終了點)。v將各個溫度的轉變開始時間和轉變終了時間都將各個溫度的轉變開始時間和轉變終了時間都繪在溫度繪在溫度-時間坐標中，再分別把所有轉變開始時時間坐標中，再分別把所有轉變開始時間（間（a1、a2、）及轉變終了時間（）及轉變終了時間（b1、b2、）連接起來，便繪成連接起來，便繪成C-曲線，如圖曲線，如圖b所示。所示。 圖中，圖中，a1a2曲線為奧氏體開始轉變線，其左曲線為奧氏體開始轉變線，其左邊邊區(qū)是尚未轉變奧氏體區(qū)；區(qū)是尚未轉變奧氏體區(qū)；b1b2曲線為奧氏體曲線為奧氏體轉變終了線，右邊轉變終了線，

30、右邊區(qū)是奧氏體轉變終了區(qū)。區(qū)是奧氏體轉變終了區(qū)。區(qū)區(qū)是過冷奧氏體和轉變產物共存區(qū)。其上部向是過冷奧氏體和轉變產物共存區(qū)。其上部向A1線線趨近而不相交，其下部與馬氏體轉變開始線趨近而不相交，其下部與馬氏體轉變開始線MS相交。相交。B、由共析鋼、由共析鋼C-曲線可看出規(guī)律性：曲線可看出規(guī)律性： a) 過冷奧氏體各溫度的等溫轉變不是瞬過冷奧氏體各溫度的等溫轉變不是瞬間開始，而需要孕育期。間開始，而需要孕育期。越靠近越靠近A1點，孕育點，孕育期越長。隨著過冷增加，孕育期縮短，在約期越長。隨著過冷增加，孕育期縮短，在約570到極小。此后孕育期隨過冷增大而變到極小。此后孕育期隨過冷增大而變長，長，出現(xiàn)出現(xiàn)

31、“長長-短短-長長”的變化規(guī)律。的變化規(guī)律。 b) 轉變終了時間隨過冷的變化和孕育期轉變終了時間隨過冷的變化和孕育期相似，出現(xiàn)慢相似，出現(xiàn)慢-塊塊-慢變化規(guī)律，曲線呈慢變化規(guī)律，曲線呈C形。形。孕育期長短反映了冷奧氏體穩(wěn)定性。在孕育期長短反映了冷奧氏體穩(wěn)定性。在C-曲曲線鼻尖線鼻尖570處，孕育期最短，過冷奧氏體處，孕育期最短，過冷奧氏體最不穩(wěn)定，轉變最快?？孔畈环€(wěn)定，轉變最快?？緼1點和點和MS點的溫點的溫度，孕育期長，過冷奧氏體穩(wěn)定，轉變很慢。度，孕育期長，過冷奧氏體穩(wěn)定，轉變很慢。 c) 對共析鋼，在對共析鋼，在A1以下，過冷奧氏體發(fā)以下，過冷奧氏體發(fā)生三種不同轉變：生三種不同轉變：C-

32、曲線鼻子以上曲線鼻子以上A1500間，發(fā)生珠光體轉變，為珠光體區(qū)。在間，發(fā)生珠光體轉變，為珠光體區(qū)。在C-曲線曲線鼻子以下約鼻子以下約550MS點間，發(fā)生貝氏體轉變，為貝氏體區(qū)。在點間，發(fā)生貝氏體轉變，為貝氏體區(qū)。在MS線以下，為馬氏體區(qū)。線以下，為馬氏體區(qū)。3、過冷奧氏體在連續(xù)冷卻中的轉變、過冷奧氏體在連續(xù)冷卻中的轉變 生產上大多數(shù)熱處理是在生產上大多數(shù)熱處理是在連續(xù)冷卻條件下進行的。如普連續(xù)冷卻條件下進行的。如普通水冷淬火、爐冷退火和空冷通水冷淬火、爐冷退火和空冷正火等。鋼在鑄造、鍛軋、焊正火等。鋼在鑄造、鍛軋、焊接之后，也大多采用空冷、坑接之后，也大多采用空冷、坑冷等連續(xù)冷卻方式。所以研

33、究冷等連續(xù)冷卻方式。所以研究過冷奧氏體連續(xù)冷卻中的轉變過冷奧氏體連續(xù)冷卻中的轉變規(guī)律，對指導生產有重要意義。規(guī)律，對指導生產有重要意義。 如前所示，奧氏體等溫轉變規(guī)律可以用如前所示，奧氏體等溫轉變規(guī)律可以用C-曲線表示出來。同樣地，曲線表示出來。同樣地，奧氏體奧氏體連續(xù)冷卻轉變的規(guī)律也可以用另一種連續(xù)冷卻轉變的規(guī)律也可以用另一種C-曲線表示出來，這就是連續(xù)冷卻曲線表示出來，這就是連續(xù)冷卻C-曲線。曲線。 目前測得比較完善的連續(xù)冷卻目前測得比較完善的連續(xù)冷卻C-曲線如圖曲線如圖1-38所示。所示。 A、連續(xù)冷卻、連續(xù)冷卻C-曲線的建立：曲線的建立： 連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻C-曲線的測定方法通常有綜合曲

34、線的測定方法通常有綜合應用熱分析法、金相法和膨脹法。應用熱分析法、金相法和膨脹法。 以金相法為例，簡要介紹共析鋼的連續(xù)以金相法為例，簡要介紹共析鋼的連續(xù)冷卻冷卻C-曲線的測定過程。曲線的測定過程。v用若干組共析鋼小圓片試樣，經同樣奧用若干組共析鋼小圓片試樣，經同樣奧氏體化后，每組試樣各氏體化后，每組試樣各以一個恒定的速度連以一個恒定的速度連續(xù)冷卻續(xù)冷卻，每隔一段時間取出一個試樣淬入水，每隔一段時間取出一個試樣淬入水中，見圖中，見圖1-39，將高溫轉變的狀態(tài)固定到室，將高溫轉變的狀態(tài)固定到室溫，然后進行金相分析，求出每種轉變的開溫，然后進行金相分析，求出每種轉變的開始溫度、開始時間和轉變量。始溫

35、度、開始時間和轉變量。v將各冷速下的數(shù)據(jù)綜合繪在溫度將各冷速下的數(shù)據(jù)綜合繪在溫度-時間的時間的坐標中，連接物理意義相同的點，便得到共坐標中，連接物理意義相同的點，便得到共析鋼的連續(xù)冷卻析鋼的連續(xù)冷卻C-曲線，如圖曲線，如圖1-40所示。所示。 B、共析鋼的連續(xù)冷卻、共析鋼的連續(xù)冷卻C-曲線分析：曲線分析： 只有珠光體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)。由圖可只有珠光體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)。由圖可看出，看出，珠光體轉變區(qū)由三條曲線構成：左邊一條珠光體轉變區(qū)由三條曲線構成：左邊一條是轉變開始線，右邊是轉變終了線，下面是轉變是轉變開始線，右邊是轉變終了線，下面是轉變中止線。馬氏體轉變區(qū)則由兩條曲線構成：馬氏中止線

36、。馬氏體轉變區(qū)則由兩條曲線構成：馬氏體開始轉變的溫度上限體開始轉變的溫度上限MS線，和冷速下限線，和冷速下限VC線。線。 連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻C-曲線清楚地反映了過冷奧氏體在曲線清楚地反映了過冷奧氏體在各冷速下連續(xù)冷卻過程中，將會發(fā)生的各種轉變各冷速下連續(xù)冷卻過程中，將會發(fā)生的各種轉變以及各種轉變進行的溫度、時間和轉變量。以及各種轉變進行的溫度、時間和轉變量。 用連續(xù)冷卻用連續(xù)冷卻C-曲線分析不同冷速下轉變過程曲線分析不同冷速下轉變過程和產物時，應沿著和產物時，應沿著C-曲線由左上方向右下方來讀。曲線由左上方向右下方來讀。 如當冷速為如當冷速為5.6/s時時，當冷卻曲線和珠光體，當冷卻曲線和珠光體

37、轉變開始線相交時，便開始轉變開始線相交時，便開始 P轉變，與終了線轉變，與終了線相交時，轉變即結束，形成相交時，轉變即結束，形成100%珠光體。珠光體。 當冷速為當冷速為33.3/s時時，轉變情況如前，仍形成，轉變情況如前，仍形成100%珠光體。只是轉變的開始和終了溫度珠光體。只是轉變的開始和終了溫度降低，轉變時間縮短。降低，轉變時間縮短。 若再增大冷速，若再增大冷速，則冷卻曲線只與則冷卻曲線只與P開始線相交，不再與轉變終了線相交，而是與中止線相開始線相交，不再與轉變終了線相交，而是與中止線相交。奧氏體部分轉變?yōu)橹楣怏w，剩余奧氏體一直要冷到交。奧氏體部分轉變?yōu)橹楣怏w，剩余奧氏體一直要冷到MS線

38、以下才轉變?yōu)轳R氏體。此后，隨線以下才轉變?yōu)轳R氏體。此后，隨著冷速加大，珠光體轉變量越來越少，馬氏體轉變量越來越多。著冷速加大，珠光體轉變量越來越少，馬氏體轉變量越來越多。當冷速增加到當冷速增加到138.8/s時，時，冷卻曲線不再與轉變開始線相交，奧氏體不再珠光體轉變，而全部過冷到馬氏體區(qū)，只發(fā)生冷卻曲線不再與轉變開始線相交，奧氏體不再珠光體轉變，而全部過冷到馬氏體區(qū)，只發(fā)生馬氏體轉變。馬氏體轉變。此后增大冷速此后增大冷速轉變情況不再變化。轉變情況不再變化。 上述分析可見，上述分析可見，圖中圖中VC和和VC是兩個臨界冷卻是兩個臨界冷卻速度。速度。當冷卻速度小于當冷卻速度小于VC時，只發(fā)生珠光體轉

39、變；時，只發(fā)生珠光體轉變；大于大于VC時，則先后發(fā)生珠光體轉變和馬氏體轉變。時，則先后發(fā)生珠光體轉變和馬氏體轉變。大于大于VC時，只發(fā)生馬氏體轉變。所以時，只發(fā)生馬氏體轉變。所以VC是保證奧是保證奧氏體連續(xù)冷卻過程中不發(fā)生分解而全部過冷到馬氏氏體連續(xù)冷卻過程中不發(fā)生分解而全部過冷到馬氏體區(qū)的最小冷速，叫做體區(qū)的最小冷速，叫做上臨界冷速上臨界冷速。VC則是保證則是保證奧氏體在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生全部分解而不轉變?yōu)閵W氏體在連續(xù)冷卻過程中發(fā)生全部分解而不轉變?yōu)轳R氏體的最大冷速，稱為馬氏體的最大冷速，稱為下臨界冷速下臨界冷速。 鋼在淬火時的冷卻速度應大于上臨界冷速鋼在淬火時的冷卻速度應大于上臨界冷速VC

40、，而在鑄造、鍛軋、焊接以后的冷速應小于而在鑄造、鍛軋、焊接以后的冷速應小于VC。C、連續(xù)冷卻與等溫轉變之間的關系、連續(xù)冷卻與等溫轉變之間的關系 連續(xù)冷卻過程可以看成是無數(shù)個微小的等溫過程，在經過每一溫度時都連續(xù)冷卻過程可以看成是無數(shù)個微小的等溫過程，在經過每一溫度時都停留了一個微小時間。連續(xù)冷卻過程就是在這些微小過程中孕育、發(fā)生和停留了一個微小時間。連續(xù)冷卻過程就是在這些微小過程中孕育、發(fā)生和發(fā)展的。發(fā)展的。連續(xù)冷卻過程實質上是由無數(shù)個微小等溫轉變過程組成的，所連續(xù)冷卻過程實質上是由無數(shù)個微小等溫轉變過程組成的，所以，在連續(xù)冷卻過程中，只能出現(xiàn)已有的等溫過程，而不會出現(xiàn)任何新的以，在連續(xù)冷卻過

41、程中，只能出現(xiàn)已有的等溫過程，而不會出現(xiàn)任何新的變化。而且每種轉變只能在自己的溫度區(qū)間內。變化。而且每種轉變只能在自己的溫度區(qū)間內。 如果在連續(xù)冷卻過程中，某一轉變在自己的溫度區(qū)內達到了孕育期的要如果在連續(xù)冷卻過程中，某一轉變在自己的溫度區(qū)內達到了孕育期的要求，這一轉變就出現(xiàn)并發(fā)展；如果達不到孕育期的要求，這一轉變就不會求，這一轉變就出現(xiàn)并發(fā)展；如果達不到孕育期的要求，這一轉變就不會出現(xiàn)。已經在進行的轉變，一旦冷到自己的溫度區(qū)以下，便立即停止。出現(xiàn)。已經在進行的轉變，一旦冷到自己的溫度區(qū)以下，便立即停止。4、過冷奧氏體轉變曲線的應用、過冷奧氏體轉變曲線的應用 A、根據(jù)過冷奧氏體轉變曲線可制定等

42、溫退火、等溫淬火、分級淬火的溫度、根據(jù)過冷奧氏體轉變曲線可制定等溫退火、等溫淬火、分級淬火的溫度、時間等參數(shù)。還可確定形變熱處理的溫度范圍。時間等參數(shù)。還可確定形變熱處理的溫度范圍。 B、分析轉變產物、分析轉變產物 利用等溫轉變曲線近似地估算在實際熱處理條件下，奧氏體的轉變過程及轉變利用等溫轉變曲線近似地估算在實際熱處理條件下，奧氏體的轉變過程及轉變產物。方法就是把已知的冷卻曲線疊加在等溫轉變曲線上，看其與等溫轉變的交產物。方法就是把已知的冷卻曲線疊加在等溫轉變曲線上，看其與等溫轉變的交點，就可以定性地判斷某鋼在這種冷卻條件下的轉變溫度范圍及其產物。點，就可以定性地判斷某鋼在這種冷卻條件下的轉

43、變溫度范圍及其產物。 利用連續(xù)冷卻轉變曲線，可較精準地估計實際熱處理條件下，所能得到的組織利用連續(xù)冷卻轉變曲線，可較精準地估計實際熱處理條件下，所能得到的組織和硬度。和硬度。 C、利用過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線，不僅可以分析不同焊接方法得到的熱、利用過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線，不僅可以分析不同焊接方法得到的熱影響區(qū)組織和性能冷卻的變化，判斷那種焊接方法可不降低性能，而且還可以分析影響區(qū)組織和性能冷卻的變化，判斷那種焊接方法可不降低性能，而且還可以分析焊接產生裂紋的傾向。焊接產生裂紋的傾向。5、鋼熱處理后常見的幾種組織形態(tài)、鋼熱處理后常見的幾種組織形態(tài) A、珠光體：珠光體是鐵素體和滲碳體的機械混

44、合物。、珠光體：珠光體是鐵素體和滲碳體的機械混合物。根據(jù)滲碳體形狀，珠根據(jù)滲碳體形狀，珠光體分為兩種：光體分為兩種：一種是一種是片狀珠光體片狀珠光體，如圖，如圖1-45所示。另一種是所示。另一種是粒狀珠光體粒狀珠光體，滲碳體，滲碳體呈顆粒狀均勻分布在鐵素體基體上。呈顆粒狀均勻分布在鐵素體基體上。根據(jù)片層間距大小，珠光體又可分為珠光體根據(jù)片層間距大小，珠光體又可分為珠光體P、索氏體、索氏體S、屈氏體、屈氏體T三種。三種。在光學顯微鏡下放大在光學顯微鏡下放大400倍以上便能看清珠光體倍以上便能看清珠光體(圖圖(a)，放大，放大1000倍以上就能看清索氏體倍以上就能看清索氏體(圖圖b)。在光鏡最大倍

45、數(shù)下也看不清屈氏體，。在光鏡最大倍數(shù)下也看不清屈氏體，必須用電子顯微鏡放大幾千倍以上，才能看清屈氏體片層結構必須用電子顯微鏡放大幾千倍以上，才能看清屈氏體片層結構(圖圖(c)、(d)。v珠光體珠光體P、索氏體、索氏體S、屈氏體、屈氏體T三者實際上是同一種組織，只是滲碳體片三者實際上是同一種組織，只是滲碳體片的厚度不同，因而片層間距不同罷了。的厚度不同，因而片層間距不同罷了。轉變溫度越低，即過冷度越大，則轉變溫度越低，即過冷度越大，則形成的珠光體組織越細，片層間距越小，硬度越高。形成的珠光體組織越細，片層間距越小，硬度越高。v片狀珠光體的性能主要取決于片層間距，片層間距越小，則珠光體的強片狀珠光

46、體的性能主要取決于片層間距，片層間距越小，則珠光體的強度和硬度越高，同時塑性和韌性也變好。滲碳體的強化作用度和硬度越高，同時塑性和韌性也變好。滲碳體的強化作用并不是依靠本并不是依靠本身的強度，身的強度，而是依靠相界面強化而是依靠相界面強化。滲碳體與鐵素體的相界面增強了位錯運。滲碳體與鐵素體的相界面增強了位錯運動的阻力，因而提高了強度和硬度。動的阻力，因而提高了強度和硬度。v在相同硬度下，粒狀珠光體比片狀珠光體的綜合力學性能要優(yōu)越得多。在相同硬度下，粒狀珠光體比片狀珠光體的綜合力學性能要優(yōu)越得多。這是由于粒狀這是由于粒狀Fe3C不易產生應力集中和裂紋的原因。不易產生應力集中和裂紋的原因。B、馬氏

47、體、馬氏體:是碳在是碳在 -Fe中的過飽和間隙固溶體，具有體心正方點陣結構中的過飽和間隙固溶體，具有體心正方點陣結構，如圖示。，如圖示。 由由Fe-Fe3C相圖可知，在相圖可知，在723時時 -Fe的最大溶碳量為的最大溶碳量為0.02%。在室溫下幾乎不。在室溫下幾乎不溶碳。而馬氏體轉變時，奧氏體的碳量將溶碳。而馬氏體轉變時，奧氏體的碳量將全部全部 “凍結凍結”在馬氏體中，而且這些過飽和在馬氏體中，而且這些過飽和固溶碳原子優(yōu)先分布在沿著固溶碳原子優(yōu)先分布在沿著C軸的扁八面軸的扁八面體間隙中，從而使體間隙中，從而使 -Fe的體心立方結構發(fā)的體心立方結構發(fā)生正方畸變。生正方畸變。 淬火鋼中的馬氏體，

48、按其金相形態(tài)可淬火鋼中的馬氏體，按其金相形態(tài)可分為兩種主要類型：一分為兩種主要類型：一種是片狀馬氏體，種是片狀馬氏體，另一種是條狀馬氏體另一種是條狀馬氏體。 片狀馬氏體出現(xiàn)在高碳鋼淬火組織中，也叫高碳馬氏體。條狀馬氏體出現(xiàn)在低片狀馬氏體出現(xiàn)在高碳鋼淬火組織中，也叫高碳馬氏體。條狀馬氏體出現(xiàn)在低碳鋼淬火組織中，也叫碳鋼淬火組織中，也叫低碳馬氏體低碳馬氏體。v 片狀馬氏體在光學顯微鏡下呈針片狀馬氏體在光學顯微鏡下呈針片狀或竹葉狀，組織中白亮針狀組片狀或竹葉狀，組織中白亮針狀組織就是片狀馬氏體，暗色部分是殘織就是片狀馬氏體，暗色部分是殘余奧氏體。一經低溫回火，片狀馬余奧氏體。一經低溫回火，片狀馬氏體

49、就變成黑色針狀，而殘余奧氏氏體就變成黑色針狀，而殘余奧氏體就變成白色。體就變成白色。 片狀馬氏體的立體形態(tài)是片狀馬氏體的立體形態(tài)是雙透雙透鏡狀鏡狀，如圖示。片狀馬氏體的，如圖示。片狀馬氏體的亞結亞結構為細微的孿晶，又叫孿晶馬氏體構為細微的孿晶，又叫孿晶馬氏體。v條狀馬氏體在光學顯微鏡下呈板條狀，條狀馬氏體在光學顯微鏡下呈板條狀，平行成束分布。在一個奧氏體晶粒中，可平行成束分布。在一個奧氏體晶粒中，可能形成幾塊不同位向的板條馬氏體，每個能形成幾塊不同位向的板條馬氏體，每個馬氏體條的立體形態(tài)為長條柱狀晶體，其馬氏體條的立體形態(tài)為長條柱狀晶體，其斷面為橢圓形。在電鏡下，每個條狀馬氏斷面為橢圓形。在電

50、鏡下，每個條狀馬氏體內部，還有大量位錯，這些位錯不均勻體內部，還有大量位錯，這些位錯不均勻分布，形成胞狀亞結構，叫做位錯胞。所分布，形成胞狀亞結構，叫做位錯胞。所以以條狀馬氏體又叫做位錯馬氏體條狀馬氏體又叫做位錯馬氏體。v鋼的含碳量對馬氏體的形態(tài)有顯著影鋼的含碳量對馬氏體的形態(tài)有顯著影響，響，含碳量小于含碳量小于0.2%的鋼幾乎全部是板條的鋼幾乎全部是板條馬氏體，而含碳量大于馬氏體，而含碳量大于1.0%的鋼幾乎全部是片狀馬氏體，含碳量在這兩者之間的鋼的鋼幾乎全部是片狀馬氏體，含碳量在這兩者之間的鋼為兩種馬氏體的混合組織。為兩種馬氏體的混合組織。 馬氏體的性能主要取決于它的含碳量，馬氏體的性能主

51、要取決于它的含碳量，如圖示。含碳量小于如圖示。含碳量小于0.5%時，馬氏體強度和硬度時，馬氏體強度和硬度隨含碳量升高而急劇增大。片狀馬氏體隨含碳量升高而急劇增大。片狀馬氏體的性能特點是硬度高而脆性大，條狀馬的性能特點是硬度高而脆性大，條狀馬氏體具有高的強韌性。氏體具有高的強韌性。 馬氏體轉變有以下特點：馬氏體轉變有以下特點：v固定的固定的MS點：點：對于一般工業(yè)用碳鋼對于一般工業(yè)用碳鋼和合金鋼來說，馬氏體轉變沒有孕育期，和合金鋼來說，馬氏體轉變沒有孕育期，只要過冷到只要過冷到MS點，任何冷速也不能抑制點，任何冷速也不能抑制它的轉變。它的轉變。v高速形成、瞬間長大：高速形成、瞬間長大：馬氏體形成

52、馬氏體形成速度很快，瞬時形核，瞬時長大。速度很快，瞬時形核，瞬時長大。v降溫形成：降溫形成：馬氏體轉變開始后，只有繼續(xù)冷卻，轉變才能繼續(xù)進行，馬氏體量才會越來越馬氏體轉變開始后，只有繼續(xù)冷卻，轉變才能繼續(xù)進行，馬氏體量才會越來越多。如冷卻中斷，轉變就停止。當冷卻到多。如冷卻中斷，轉變就停止。當冷卻到Mf點，轉變結束，該溫度為馬氏體轉變終了點。點，轉變結束，該溫度為馬氏體轉變終了點。v轉變不完全：轉變不完全：通常馬氏體轉變時，即使冷到通常馬氏體轉變時，即使冷到Mf點，也不能得到點，也不能得到100%馬氏體，總會保留有馬氏體，總會保留有一定數(shù)量的未轉變的奧氏體，叫殘余奧氏體，常用一定數(shù)量的未轉變的

53、奧氏體，叫殘余奧氏體，常用 表示。表示。C、貝氏體：、貝氏體：共析成分的奧氏體過冷到約共析成分的奧氏體過冷到約550240中溫區(qū)停留，便發(fā)生奧氏體向貝氏體轉中溫區(qū)停留，便發(fā)生奧氏體向貝氏體轉變。變。為了獲得貝氏體，除等溫淬火方法外，也可在鋼中加入合金元素，冶煉成為了獲得貝氏體，除等溫淬火方法外，也可在鋼中加入合金元素，冶煉成貝氏體鋼貝氏體鋼。 貝氏體是奧氏體在中溫區(qū)的轉變產物，貝氏體是奧氏體在中溫區(qū)的轉變產物，是由含碳過飽和的鐵素體與碳化物組成的是由含碳過飽和的鐵素體與碳化物組成的兩相混合物，其組織和性能不同于珠光體。兩相混合物，其組織和性能不同于珠光體。 貝氏體組織形態(tài)多種多樣，隨著奧氏貝氏

54、體組織形態(tài)多種多樣，隨著奧氏體成分和轉變溫度不同而變化。鋼中貝氏體成分和轉變溫度不同而變化。鋼中貝氏體有兩種典型形態(tài)：體有兩種典型形態(tài)：羽毛狀的上貝氏體羽毛狀的上貝氏體，如上圖示，形成于中溫區(qū)上部。如上圖示，形成于中溫區(qū)上部。針片狀的針片狀的下貝氏體下貝氏體，如下圖示，形成于中溫區(qū)下部。，如下圖示，形成于中溫區(qū)下部。 上貝氏體有點像條狀馬氏體，而下貝氏上貝氏體有點像條狀馬氏體，而下貝氏體有點象片狀馬氏體。體有點象片狀馬氏體。 不同的貝氏體組織，其性能差別很大。不同的貝氏體組織，其性能差別很大。其中以下貝氏體的性能最好，它具有高的其中以下貝氏體的性能最好，它具有高的強度和韌性。上、下貝氏體是鐵素

55、體和碳化物的非層狀混合物，因此，其性能主要取決于鐵強度和韌性。上、下貝氏體是鐵素體和碳化物的非層狀混合物，因此，其性能主要取決于鐵素體的晶粒大小、單位面積內碳化物顆粒的數(shù)量及分布狀態(tài)。素體的晶粒大小、單位面積內碳化物顆粒的數(shù)量及分布狀態(tài)。D、魏氏體、魏氏體 在實際生產中，在鑄造、熱軋（鍛造）時的砂冷或者空冷，焊縫或者焊縫熱影在實際生產中，在鑄造、熱軋（鍛造）時的砂冷或者空冷，焊縫或者焊縫熱影響區(qū)的空冷，或當工件加熱溫度過高（過熱）繼而以一定的冷卻速度冷卻以后，都響區(qū)的空冷，或當工件加熱溫度過高（過熱）繼而以一定的冷卻速度冷卻以后，都會形成魏氏組織。會形成魏氏組織。 魏氏組織是一種熱缺陷，顯著降

56、低鋼韌性和塑性，圖魏氏組織是一種熱缺陷，顯著降低鋼韌性和塑性，圖(a)、(b)、(c)分別為亞共分別為亞共析鋼中典型的魏氏組織。其組織特征是先共析鐵素體或滲碳體沿著奧氏體的一定晶析鋼中典型的魏氏組織。其組織特征是先共析鐵素體或滲碳體沿著奧氏體的一定晶面呈針片狀析出，由晶界插入晶粒內部，基體為珠光體。面呈針片狀析出，由晶界插入晶粒內部，基體為珠光體。 魏氏組織以及經常伴生的粗晶魏氏組織以及經常伴生的粗晶組織，會使鋼的機械性能，尤其是組織，會使鋼的機械性能，尤其是塑形和沖擊韌性顯著降低。實際生塑形和沖擊韌性顯著降低。實際生產中經常遇到的大多是鐵素體魏氏產中經常遇到的大多是鐵素體魏氏組織。組織。六、

57、鋼的熱處理工藝六、鋼的熱處理工藝 熱處理的基本工藝是熱處理的基本工藝是“四火四火”（即退火、正火、淬火和回火），表面淬（即退火、正火、淬火和回火），表面淬火和化學熱處理?；鸷突瘜W熱處理。我們主要介紹鋼的基本熱處理工藝，以我們主要介紹鋼的基本熱處理工藝，以“四火四火”為重點。為重點。 1、鋼的加熱、鋼的加熱 A、加熱的目的和要求、加熱的目的和要求 熱處理的第一道工序就是把鋼加熱到臨界點以上，目的是為了得到奧氏熱處理的第一道工序就是把鋼加熱到臨界點以上，目的是為了得到奧氏體。體。這是因為珠光體、貝氏體、馬氏體都是由奧氏體轉變而來的。因此，這是因為珠光體、貝氏體、馬氏體都是由奧氏體轉變而來的。因此，

58、為了獲得其中任何一種組織，都必須首先得到奧氏體。為了獲得其中任何一種組織，都必須首先得到奧氏體。 滲碳、氰化等化學熱處理過程也要在奧氏體狀態(tài)進行，這是因為奧氏體滲碳、氰化等化學熱處理過程也要在奧氏體狀態(tài)進行，這是因為奧氏體的溶碳能力大，而且在單相固溶體中原子擴散較快。的溶碳能力大，而且在單相固溶體中原子擴散較快。 而熱鍛或者熱軋時，一般都是將鋼加熱到高溫奧氏體狀態(tài)下進行變形，而熱鍛或者熱軋時，一般都是將鋼加熱到高溫奧氏體狀態(tài)下進行變形，這是因為高溫下單相奧氏體變形抗力小，易成形的原因。這是因為高溫下單相奧氏體變形抗力小，易成形的原因。 所以，所以，奧氏體化奧氏體化加熱不僅是熱處理工藝的關鍵工序

59、，也是一些熱加工工藝的重要環(huán)節(jié)加熱不僅是熱處理工藝的關鍵工序，也是一些熱加工工藝的重要環(huán)節(jié)。 評定鋼加熱好壞的指標有以下幾點評定鋼加熱好壞的指標有以下幾點：v奧氏體的碳濃度和合金濃度；奧氏體的碳濃度和合金濃度；v奧氏體的成分均勻性；奧氏體的成分均勻性；v奧氏體的晶粒度；奧氏體的晶粒度；v第二相的大小和分布；第二相的大小和分布；v表面氧化、脫碳和增碳的程度；表面氧化、脫碳和增碳的程度；v變形開裂的程度。變形開裂的程度。 B、確定合理的加熱工藝、確定合理的加熱工藝 制定加熱工藝，制定加熱工藝，主要是確定加熱時間和加熱溫度主要是確定加熱時間和加熱溫度。 各種鋼的加熱溫度，都是根據(jù)臨界點各種鋼的加熱溫

60、度，都是根據(jù)臨界點AC1、AC3來確定的。來確定的。 確定加熱時間主要依靠經驗數(shù)據(jù)。確定加熱時間主要依靠經驗數(shù)據(jù)。2、鋼的退火：、鋼的退火：將鋼加熱到一定的溫度，保溫適當?shù)臅r間，然后緩慢冷卻的一種熱將鋼加熱到一定的溫度，保溫適當?shù)臅r間，然后緩慢冷卻的一種熱處理工藝。實際生產中，退火的種類很多，按其物理本質的不同，可分為三類：處理工藝。實際生產中，退火的種類很多，按其物理本質的不同，可分為三類：v重結晶退火：包括完全退火、不完全退火、球化退火、擴散退火、去氫退火，重結晶退火：包括完全退火、不完全退火、球化退火、擴散退火、去氫退火，其特點是在退火過程中有相變發(fā)生。其特點是在退火過程中有相變發(fā)生。v