改變材料性能的主要途徑

1、第三章 改變材料性能的主要途徑第一節(jié)金屬的塑性變形對(duì)材料性能的影響1本章基本要求1理解重要的術(shù)語和基本概念：形變強(qiáng)化、滑移、滑移系、臨界分切應(yīng)力、孿生、纖維組織、形變織構(gòu)、回復(fù)、再結(jié)晶、晶粒度、起始晶粒度、實(shí)際晶粒度、加工硬化、形變強(qiáng)化、熱變形、冷變形、固溶強(qiáng)化、過冷度、變質(zhì)處理、彌散強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、過冷奧氏體、殘余奧氏體、索氏體、屈氏體、上貝氏體、下貝氏體、淬火馬氏體、回火馬氏體、板條狀馬氏體、針狀馬氏體、隱晶馬氏體、退火、正火、淬火、回火、淬透性、淬硬性、淬透層深度、臨界淬透直徑等。 2掌握工程材料的基本強(qiáng)化理論和工藝方法。 3能描述碳鋼在加熱、冷卻以及回火過程的組織轉(zhuǎn)變。 了解碳鋼顯微組

2、織變化對(duì)其力學(xué)性能的影響規(guī)律。 4對(duì)碳鋼的普通熱處理能制訂工藝參數(shù)。21單晶體的塑性變形單晶體塑性變形的基本形式有以下兩種：?；谱冃危杭丛谝欢ǖ那袘?yīng)力作用下，晶體的一部分相對(duì)于另一部分沿一定的晶面（稱滑移面，是晶體中原子密度最大的晶面）上的一定的晶向（稱滑移方向，是晶體中原子密度排列最大的晶向）發(fā)生滑移。原子從一個(gè)平衡位置移到另一個(gè)平衡位置，應(yīng)力去除后，原子不能恢復(fù)原狀，它不破壞晶體中的原子排列規(guī)則性和改變晶體晶格類型，其移動(dòng)距離是原子距離的整倍數(shù)，晶體呈現(xiàn)新的平衡狀態(tài)，滑移變形是金屬中最主要的一種塑性變形方式。孿生變形：即在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對(duì)另一部分沿一定的晶面（稱孿生面）和一

3、定的晶向（稱孿生方向）產(chǎn)生切變。孿生面兩側(cè)的晶體形成鏡面對(duì)稱，發(fā)生孿生部分稱孿生帶。孿生帶中相鄰原子面的相對(duì)位移為原子距離的分倍數(shù)。孿生變形所需的切應(yīng)力比滑移變形大得多，變形量小，速度快（音速），孿生變形常發(fā)生在受沖擊載荷或低溫和復(fù)雜晶格（密排六方晶格）的晶體中。3單晶體塑性變形的基本形式4滑移變形示意5滑移變形位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)6滑移變形與位錯(cuò)上述視頻和圖解表明，滑移變形并不是滑移面兩側(cè)晶體的整體移動(dòng)的剛性滑移，而是通過晶內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來實(shí)現(xiàn)的。當(dāng)一個(gè)位錯(cuò)移動(dòng)到晶體表面時(shí)，就產(chǎn)生一個(gè)位移量?；谱冃问俏诲e(cuò)在切應(yīng)力作用下運(yùn)動(dòng)的結(jié)果。晶體在外力作用下的滑移，并不是整個(gè)滑移面上全部原子同時(shí)移動(dòng)，而只是在位錯(cuò)

4、中心周圍的少數(shù)原子作微量的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)即可實(shí)現(xiàn)，因此，所需的切應(yīng)力要比剛性滑移小得多。如果晶體內(nèi)位錯(cuò)很少或無位錯(cuò)，則要產(chǎn)生一定量的塑性變形，所需的切應(yīng)力就很大，表現(xiàn)出材料的強(qiáng)度很高。隨著位錯(cuò)的增加，則變形就比較容易，即材料的強(qiáng)度降低。7位錯(cuò)密度與強(qiáng)度關(guān)系一般金屬晶體中的位錯(cuò)密度在106108cm/cm3之間。當(dāng)o時(shí)，切應(yīng)力與位錯(cuò)密度的平方根成正比，即 式中：0為0時(shí)的切應(yīng)力；常數(shù)。8位錯(cuò)增殖在滑移變形過程中造成位錯(cuò)數(shù)量增多的現(xiàn)象稱為位錯(cuò)增殖。一般金屬材料晶體內(nèi)部總有一定數(shù)量的位錯(cuò)存在，因此金屬材料在一定外力作用下，總會(huì)發(fā)生塑性變形，隨著塑性變形量的增加，位錯(cuò)數(shù)量不僅不會(huì)減少，相反促使位錯(cuò)數(shù)量增加（

5、即位錯(cuò)增殖）。位錯(cuò)增殖使得金屬變形能繼續(xù)進(jìn)行，隨著位錯(cuò)的進(jìn)一步增殖，則材料強(qiáng)度、硬度上升，而塑性迅速下降，使得變形抗力明顯增大。9滑移系金屬材料的塑性變形主要是滑移變形，滑移是沿著晶格中原子密度最大的滑移面和滑移方向進(jìn)行的。 不同的晶格類型的晶體，滑移面與滑移方向的數(shù)目是不同的，常將一個(gè)滑移面和其上的一個(gè)滑移方向合稱為一個(gè)滑移系?；葡刀嗟木w則容易變形，呈現(xiàn)較好的塑性。10三種常見金屬晶體結(jié)構(gòu)的滑移系11多晶體的塑性變形（1）多晶體的塑性變形是每個(gè)晶粒變形的總和 在變形過程中并不是所有晶粒同時(shí)變形，而是逐步進(jìn)行的。由于與外力作用方向成45o的切應(yīng)力分力最大，故多晶體的變形首先從滑移面與滑移方

6、向與外力成45o的晶粒開始，這種晶粒稱為軟位向晶粒。在變形的同時(shí)，晶格方位略向外力作用的方向轉(zhuǎn)動(dòng)，接著滑移面方位略大于或小于45o的次軟位向晶粒變形，并同樣發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)。12多晶體塑性變形13多晶體塑性變形14（2）多晶體金屬的晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的壁壘 即竹節(jié)狀現(xiàn)象。晶界處原子排列不規(guī)則，并存在一定的應(yīng)力場，還有雜質(zhì)原子的偏聚，晶界兩側(cè)的晶格方位不同，所以位錯(cuò)通過晶界的阻力要比晶內(nèi)運(yùn)動(dòng)時(shí)大得多。15塑性變形對(duì)金屬組織及性能的影響冷變形纖維組織 隨著變形的進(jìn)行，晶粒外形沿作用力的方向被拉長，且發(fā)生晶格歪斜。由于大量位錯(cuò)堆積和纏結(jié)，在晶粒內(nèi)部會(huì)產(chǎn)生亞晶粒或形成碎晶，使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大。當(dāng)變形量很大時(shí)，晶

7、粒變成細(xì)條狀，金屬中的夾雜物也被拉長，稱為冷變形纖維組織。這種纖維組織的性能呈現(xiàn)各向異性，材料內(nèi)部產(chǎn)生殘余應(yīng)力。16塑性變形對(duì)金屬組織及性能的影響晶粒胞狀化，加工硬化經(jīng)過塑性變形，金屬位錯(cuò)密度急劇增加，大量在不同滑移面上運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)由于遇到各種阻礙，或者由于位錯(cuò)彼此作用，產(chǎn)生位錯(cuò)纏結(jié)，一種是位錯(cuò)“釘扎”，一種是位錯(cuò)“纏繞”。隨著變形增加，大量位錯(cuò)形成了胞狀亞結(jié)構(gòu)，胞壁由高密度位錯(cuò)構(gòu)成，即亞晶界。變形量增加，亞晶粒細(xì)化。晶粒亞結(jié)構(gòu)細(xì)化以及位錯(cuò)密度的增加，使金屬塑性變形抗力增加，塑性韌性下降，產(chǎn)生加工硬化。17塑性變形對(duì)金屬組織及性能的影響變形織構(gòu)由于每個(gè)晶粒變形過程中，晶格方位會(huì)沿外力方向轉(zhuǎn)動(dòng)，當(dāng)

8、變形量達(dá)到7090，每個(gè)晶粒位向趨于大致一致，這種在晶體中某一晶面的取向基本相同的現(xiàn)象稱為變形織構(gòu)，也稱“擇優(yōu)取向”。變形織構(gòu)也使金屬材料具有各向異性，在大多數(shù)情況下對(duì)金屬材料的性能是不利的。只有在少數(shù)情況下，如為了提高變壓器的矽（硅）鋼片某一方向的磁導(dǎo)率，在生產(chǎn)上才有意識(shí)地形成變形織構(gòu)，可提高變壓器的磁導(dǎo)率。18加工硬化金屬經(jīng)塑性變形后，晶粒變長，晶格歪斜，由于亞結(jié)構(gòu)的形成而呈現(xiàn)碎晶，并產(chǎn)生殘余內(nèi)應(yīng)力，使得金屬繼續(xù)變形困難，這一現(xiàn)象稱為加工硬化 。即加工硬化后，材料強(qiáng)度、硬度上升，塑性、韌性下降。一般金屬的加工硬化隨變形的增大而增大。金屬的加工硬化不僅使金屬的力學(xué)性能發(fā)生明顯變化，還使金屬的

9、物理及化學(xué)性能也發(fā)生明顯的改變，并使電阻增大，耐蝕性降低等。19二.塑性變形金屬的再結(jié)晶再結(jié)晶過程：金屬冷塑性變形使金屬內(nèi)部產(chǎn)生碎晶，晶格畸變，位錯(cuò)密度增加，使得這種組織處于不穩(wěn)定狀態(tài)，本身有著向恢復(fù)穩(wěn)定的趨勢，隨著溫度的上升，其原子活動(dòng)能量提高，最終產(chǎn)生再結(jié)晶，即呈現(xiàn)出新的平衡狀態(tài)。隨著加熱溫度的提高，變形后的金屬將相繼發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大過程。20塑性變形后的再結(jié)晶過程21（1）回復(fù) 金屬加熱到（0.250.3）T熔時(shí)，晶粒內(nèi)部位錯(cuò)、空位、間隙原子等缺陷通過遷移、復(fù)合消失而大大減少，而晶粒仍保持變形后的形態(tài)，金屬內(nèi)部的顯微組織不發(fā)生明顯的變化。這一過程使得缺陷減少，晶格畸變降低，滑移

10、面上的彈性彎曲現(xiàn)象消失，內(nèi)應(yīng)力、電阻率明顯降低，應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象基本消失。強(qiáng)度、硬度略有降低，而塑性、韌性略有提高。工業(yè)上常利用回復(fù)過程對(duì)變形金屬進(jìn)行去應(yīng)力退火，以降低殘余內(nèi)應(yīng)力，保持加工硬化效果。22（2）再結(jié)晶 當(dāng)金屬繼續(xù)加熱到（0.350.4）T熔時(shí)，原子擴(kuò)散能力增大，在位錯(cuò)密度較高的晶界上，一些未變形的亞晶粒和回復(fù)時(shí)形成的多邊化亞晶粒轉(zhuǎn)變成再結(jié)晶晶粒，并進(jìn)一步長大。此時(shí)被拉長的晶粒和碎晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚣?xì)小的等軸晶粒，但晶格類型不變，這一過程稱為再結(jié)晶。性能和組織發(fā)生急劇變化，即強(qiáng)度、硬度下降，而塑性、韌性明顯上升，內(nèi)應(yīng)力基本消失。金屬的性能基本上恢復(fù)到變形前的性能，即加工硬化消失。再結(jié)晶的特點(diǎn)

11、：沒有一個(gè)固定的溫度，隨著溫度和時(shí)間的延長，再結(jié)晶不斷進(jìn)行，開始的再結(jié)晶溫度稱為最低再結(jié)晶溫度(T再)，即：T再(0.350.4)T熔(K) 23再結(jié)晶溫度范圍再結(jié)晶是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的,并隨預(yù)變形度的增大而降低,當(dāng)變形度增大到一定數(shù)值時(shí),再結(jié)晶溫度趨于一個(gè)極限溫度。再結(jié)晶退火：把冷塑性變形后金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上，使其發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，從而消除加工硬化，提高塑性，這種熱處理稱為再結(jié)晶退火。再結(jié)晶退火溫度要比再結(jié)晶溫度高100200。24（3）晶粒長大 冷變形金屬在再結(jié)晶剛完成時(shí)，一般可得到細(xì)小的等軸晶粒組織。如果繼續(xù)提高加熱溫度和保溫時(shí)間，則晶粒會(huì)進(jìn)一步長大，最后得到粗大晶粒的組織，使得

12、金屬的強(qiáng)度、硬度、塑性、韌性等力學(xué)性能都顯著降低。晶粒長大，實(shí)質(zhì)上是一個(gè)晶界位移的過程。當(dāng)金屬變形較大，產(chǎn)生織構(gòu)，含有較多的雜質(zhì)時(shí)，晶界的遷移將受到阻礙，因而只會(huì)有少數(shù)處于優(yōu)越條件的晶粒（例如：尺寸較大，取向有利等）優(yōu)先長大，并迅速合并周圍大量小晶粒，最后獲得異常粗大晶粒的組織。這種不均勻的長大過程類似于再結(jié)晶的生核（較大穩(wěn)定亞晶粒生成）和長大（吞并周圍的小亞晶粒）的過程，所以稱為二次再結(jié)晶。它將顯著降低金屬的力學(xué)性能。252再結(jié)晶后的晶粒度影響再結(jié)晶退火后晶粒度的主要因素：再結(jié)晶退火溫度預(yù)先冷變形度261）加熱溫度加工硬化金屬剛完成再結(jié)晶轉(zhuǎn)變時(shí)，晶粒細(xì)小，具有較好的力學(xué)性能。隨著再結(jié)晶時(shí)的加

13、熱溫度升高，原子擴(kuò)散能力強(qiáng)，則晶界愈易遷移，則得到的晶粒度就愈大。此外，加熱溫度一定時(shí)，而保溫時(shí)間延長，同樣也會(huì)使晶粒長大。27(2)預(yù)先變形變形度很小時(shí)，再結(jié)晶退火后，因不足以引起再結(jié)晶，晶粒大小基本不變。變形度在210時(shí)，因變形不均勻，再結(jié)晶時(shí)容易發(fā)生吞并而呈現(xiàn)晶粒特別粗大，這一范圍的預(yù)先變形度稱為臨界變形度。生產(chǎn)中應(yīng)盡可能避開在臨界變形度范圍內(nèi)變形。各種金屬的臨界變形度一般在210之間，如純鐵約為210、鋼約為10、銅約為、鋁約為2。當(dāng)超過臨界變形度范圍變形時(shí)，晶粒大小隨預(yù)先變形度增大而減少。但超過90時(shí)，可能產(chǎn)生變形結(jié)構(gòu)而使晶粒變大。2829三.金屬的熱變形主要用來加工強(qiáng)度較高和尺寸大

14、而無法進(jìn)行冷變形的金屬材料。金屬隨溫度的上升，而強(qiáng)度、硬度降低，塑性、韌性提高。因此金屬變形抗力小，塑性大，而且不會(huì)產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象，可以進(jìn)行大量的加工變形。30熱變形金屬的組織和性能變化可使鑄態(tài)金屬中的氣孔、縮松等缺陷被壓合，提高金屬致密度、性能。破碎粗大樹枝晶、大晶塊和碳化物，并通過再結(jié)晶獲得等軸細(xì)晶粒，提高力學(xué)性能。變形拉長金屬中的雜質(zhì)、晶粒，而拉長的晶粒再結(jié)晶后恢復(fù)為等軸細(xì)晶，而雜質(zhì)仍為條狀，使金屬呈現(xiàn)纖維形態(tài)，稱為熱變形纖維組織。由于纖維組織的出現(xiàn)，使得金屬材料具有方向性。一般垂直于纖維方向具有較高的彎曲強(qiáng)度、抗剪強(qiáng)度，而平行纖維方向具有較好的抗拉強(qiáng)度和塑性。熱變形后的金屬并沒有提高

15、其強(qiáng)度和硬度，只是使金屬具有明顯的方向性。所以只有當(dāng)零件某種載荷的方向與纖維方向一致時(shí)，才顯示出提高材料的性能。3132熱變形纖維組織的應(yīng)用熱軋：是生產(chǎn)各種型材的主要方法，通常在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行，熱軋后型材沿軸線形成熱變形纖維組織。鍛造：通過選用型材作為坯料，一般也是在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行。鍛造一方面可以獲得所需零件的毛坯形狀，另一方面可使坯料的纖維方向重新分布。在設(shè)計(jì)零件時(shí)，應(yīng)盡可能使纖維組織沿零件的輪廓線分布而不被切斷，最大正應(yīng)力與纖維方向平行，最大切應(yīng)力與纖維方向垂直，從而達(dá)到較高的力學(xué)性能。33熱塑性纖維組織的應(yīng)用34熱變形組織的利用35四.形變強(qiáng)化的應(yīng)用金屬材料經(jīng)冷塑性變形后，提高強(qiáng)

16、度和硬度的方法，稱為形變強(qiáng)化。是室溫時(shí)呈單相組織，加熱時(shí)又不發(fā)生相變的金屬和合金的主要強(qiáng)化方法；也是以單相固溶體為主要組成物，包含少量第二相的合金的重要強(qiáng)化方法。形變強(qiáng)化主要用于不能采用熱處理強(qiáng)化或強(qiáng)化效果不顯著的，室溫時(shí)又具有良好的塑性，并能進(jìn)行適當(dāng)程度的冷塑性變形的金屬和合金。常用的形變強(qiáng)化方法有冷擠、拉、軋、鐓、壓、滾壓和噴丸等。擠、拉、軋用于原材料生產(chǎn)；冷鐓用于標(biāo)準(zhǔn)件的生產(chǎn)；冷壓、滾壓和噴丸用于零件表面強(qiáng)化，提零件表面硬度、疲勞強(qiáng)度和表面質(zhì)量。形變強(qiáng)化在生產(chǎn)上已得到了廣泛地應(yīng)用，如各類鋼絲、鋁絲、鐵絲和小直徑彈簧鋼絲等；薄鋼板的冷軋；冷鐓螺栓；大彈簧和大齒輪表面的噴丸處理；滑動(dòng)摩擦軸頸

17、的滾壓；精密鍛件的精壓等。形變強(qiáng)化時(shí)，材料的截面尺寸不宜過大，否則表面變形不均勻，不能達(dá)到預(yù)期的強(qiáng)化效果。塑性差、形狀復(fù)雜的零件也不能進(jìn)行形變強(qiáng)化處理。36第三章 改變材料性能的主要途徑第二節(jié)金屬的晶粒度對(duì)材料性能的影響37金屬晶粒度與材料性能的關(guān)系晶粒粗細(xì)決定了晶界面積的大小。晶粒細(xì)小，金屬材料總晶界面積增加。晶粒愈細(xì)，晶界愈多，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)困難，則金屬材料的強(qiáng)度和硬度顯著提高。當(dāng)晶粒細(xì)小時(shí)，同一位向的晶粒數(shù)目增加，在外力作用下，變形的晶粒也多，可使應(yīng)力分散，變形均勻，并使得金屬具有較好的塑性和韌性，所以晶粒細(xì)化不僅是提高金屬強(qiáng)度、硬度，而又是提高塑性和韌性的重要途徑。38影響晶粒度的因素過冷度

18、液態(tài)金屬結(jié)晶過程晶粒大小與生核率N（單位時(shí)間內(nèi)，單位體積中所產(chǎn)生的晶核數(shù)）及生長率G（單位時(shí)間內(nèi)晶粒長大速度）有關(guān)。在一定過冷度范圍內(nèi)，生核率N和生長率G是隨過冷度的提高而增大。其中生核率大于生長率的速度，所以隨著過冷度T的增大而得到的晶粒更細(xì)。當(dāng)過冷度T達(dá)到一定程度時(shí)，由于原子移動(dòng)阻力增大，故生核率和生長率都降低。在通常金屬結(jié)晶時(shí)的過冷度范圍內(nèi)，過冷度愈大，則N/G比值愈大，因而晶粒愈細(xì)。增大過冷度主要取決于液態(tài)金屬的冷卻速度，可通過改變液態(tài)金屬的冷卻速度來控制晶粒的大小，但冷卻速度過大又會(huì)使金屬中內(nèi)應(yīng)力增大，造成鑄件的變形和裂紋等缺陷，生產(chǎn)中常采用其他細(xì)化晶粒的方法。 3940影響晶粒度的

19、因素異質(zhì)晶核在液態(tài)金屬中存在的異質(zhì)微粒，符合生核和生長條件時(shí)，均可作為晶核，異質(zhì)微粒含量適當(dāng)時(shí)，可以獲得細(xì)小晶粒的金屬。41細(xì)晶強(qiáng)化的方法1）提高過冷度：提高過冷度主要取決于液態(tài)金屬的冷卻速度。如：采用金屬型鑄造，增大鑄件的冷卻速度。鑄件壁厚設(shè)計(jì)適當(dāng)，薄壁鑄件可提高冷卻速度，細(xì)化晶粒。 2）變質(zhì)處理：在液態(tài)金屬中加入一定量的變質(zhì)劑（也稱孕育劑），作為異質(zhì)晶核以獲得細(xì)晶鑄件稱為變質(zhì)處理。如在鋼液中加入V、Ti、Al；在鑄鐵液中加入75SiFe等。有時(shí)加入某些合金元素或鹽類，可以降低固相界面的表面能或附著在晶體的結(jié)晶前緣，阻礙晶粒長大，也可獲得細(xì)晶組織；在鋁合金液體中加入Ti、Zr；在鋁硅合金中加

20、入鈉鹽等，都可達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。 3）振動(dòng)與攪拌：金屬結(jié)晶時(shí)施以機(jī)械振動(dòng)、超聲波振動(dòng)、電磁振動(dòng)或攪拌等都可使樹枝晶或大晶塊破碎而增加新的晶核。振動(dòng)還能補(bǔ)充生核時(shí)所需的能量，提高生核率。42細(xì)晶強(qiáng)化的應(yīng)用主要應(yīng)用于鑄件生產(chǎn)領(lǐng)域，如鑄鐵件和有色金屬及合金鑄造，例如灰鑄鐵的孕育處理和鋁活塞采用金屬型鑄造。43第三章 改變材料性能的主要途徑第三節(jié)金屬的合金化44“合金化”的概念 在金屬中加入某些合金元素，使之具有某種性能的方法稱為金屬的合金化。經(jīng)合金化后可提高金屬的強(qiáng)度、硬度及耐蝕性、熱硬性、淬透性及其他物理性能等45一.合金化強(qiáng)化原理或途徑1固溶強(qiáng)化 固溶強(qiáng)化是指合金元素溶于基體金屬中形成固溶體而

21、使金屬強(qiáng)化。溶質(zhì)原子溶入溶劑晶格中使溶劑金屬晶格畸變。晶格畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場與位錯(cuò)周圍的彈性應(yīng)力場交互作用，并使溶質(zhì)原子移向位錯(cuò)線附近。2第二相強(qiáng)化（又稱彌散強(qiáng)化） 第二相強(qiáng)化是指合金元素與基體金屬形成金屬化合物、或與碳、氮、氧形成碳化物、氮化物、氧化物等以細(xì)小彌散的第二相質(zhì)點(diǎn)均勻地分布在金屬基體上使金屬強(qiáng)化。46固溶強(qiáng)化的主要方式溶質(zhì)原子小于基體（溶劑）原子形成的置換原子，一般移向位錯(cuò)線附近的受壓位置，即刃型位錯(cuò)的上部。溶質(zhì)原子大于基體原子形成的置換原子和間隙原子，一般移向位錯(cuò)線附近的受拉位置，即刃型位錯(cuò)的下部。 置換式固溶體的溶質(zhì)原子與基體原子直徑相差愈大，其強(qiáng)化效果愈好。 間隙式固溶體，由

22、于間隙原子使基體晶格畸變程度更大，故強(qiáng)化效果更好。47彌散強(qiáng)化的方式第二相為高硬度微粒，以細(xì)小彌散均勻地分布在基體中時(shí)，強(qiáng)化效果佳。由于第二相質(zhì)點(diǎn)周圍的基體金屬產(chǎn)生晶格畸變，同時(shí)又增加了基體與第二相的界面，兩者都使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增大，則可提高金屬的強(qiáng)度和硬度。48二.合金化強(qiáng)化方法與應(yīng)用 在冶煉澆注鑄錠、生產(chǎn)原材料時(shí)加入一定量的某些元素，通過這些元素溶于基體金屬中形成固溶體或各類化合物，使金屬得到強(qiáng)化。也可在熔煉澆注鑄件時(shí)加入一定量的某些元素而起強(qiáng)化作用。 合金化強(qiáng)化主要應(yīng)用于各類合金鋼、各類鑄鐵及非鐵合金等，用來提高其力學(xué)性能。如合金結(jié)構(gòu)鋼中加入Cr、Ni、Si、Mn等元素，可顯著提高提高鐵

23、素體的硬度，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。 在某些合金結(jié)構(gòu)鋼或合金工具鋼中加入Mo、W、V、Ti、Nb等強(qiáng)碳化合物形成元素，可形成特殊碳化合物，起第二相強(qiáng)化作用，使鋼具有高硬度和優(yōu)良的高溫性能。如耐磨鑄鐵中加入Cr、Mo、V、B，銅合金中加入Zn、Sn、Al，可產(chǎn)生第二相強(qiáng)化作用。 在鑄造生產(chǎn)中，合金化強(qiáng)化是最常用的強(qiáng)化手段。49第三章 改變材料性能的主要途徑第四節(jié)金屬的熱處理50熱處理淬火51熱處理自動(dòng)線52有色金屬熱處理鋁合金53保護(hù)氣氛及真空熱處理54汽車板簧熱處理回火55彈簧熱處理淬火+中文回火56一.概述熱處理是將固態(tài)金屬或合金采用適當(dāng)?shù)姆绞竭M(jìn)行加熱、保溫和冷卻，以獲得所需的組織結(jié)構(gòu)與性能的一種工藝

24、57熱處理的地位不改變其外形，只是改變零件內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而達(dá)到零件的力學(xué)性能要求。在機(jī)械制造工業(yè)中占有十分重要的地位，機(jī)床制造中約6070的零件，汽車、拖拉機(jī)制造中約有7080的零件都要進(jìn)行熱處理，而各種工、模、量具和滾動(dòng)軸承等幾乎全部都要進(jìn)行熱處理。熱處理是目前提高零件使用壽命的一道重要工藝，在機(jī)械制造中占有重要地位。58熱處理的分類以加熱與冷卻方式區(qū)分59二.碳素鋼熱處理 A1、A3、Acm是碳鋼在極緩慢地加熱或冷卻時(shí)地轉(zhuǎn)變溫度，因此，A1、A3、Acm點(diǎn)都是平衡臨界點(diǎn)。在實(shí)際生產(chǎn)中，加熱或冷卻都是要發(fā)生一定的滯后現(xiàn)象，即要有一定的過熱和過冷才能使相變充分進(jìn)行。因此加熱時(shí)分別用Ac1、A

25、c3、Accm表示，冷卻時(shí)分別用Ar1、Ar3、Arcm表示601加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 任何成分的碳鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac1線以上都會(huì)發(fā)生PA轉(zhuǎn)變，而亞共析、過共析鋼加熱到Ac3、Accm線以上時(shí)便全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳。熱處理進(jìn)行Ac1、Ac3、Accm以上加熱的目的，就是為了得到A，這種加熱轉(zhuǎn)變過程通常稱“奧氏體化”。奧氏體化后的鋼以不同的冷卻方式，可得到不同的組織，獲得不同的性能。奧氏體是鋼的組織轉(zhuǎn)變的基本條件。61（1）奧氏體的形成過程P是F和Fe3C兩相機(jī)械混合物。加熱到Ac1時(shí)，P開始向A轉(zhuǎn)變： 由此可知，PA轉(zhuǎn)變，是由成分相差懸殊，晶格不同的兩相重組成另一種晶格的均勻單相奧氏體。轉(zhuǎn)變過程中必須進(jìn)行

26、晶格重組、鐵和碳原子的充分?jǐn)U散，即相變。 轉(zhuǎn)變過程是通過生核與長大過程來實(shí)現(xiàn)的，分為四個(gè)階段。62共析鋼的奧氏體化過程631）奧氏體晶核的形成當(dāng)P加熱到Ac1以上時(shí)，P處于不穩(wěn)定狀態(tài)，經(jīng)過孕育，首先在F與Fe3C的界面上形成A晶核，這是因?yàn)榻缑嫣幙瘴缓臀诲e(cuò)密度高，能量較高，且A碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)介于F與Fe3C之間，易使一部分F轉(zhuǎn)變?yōu)槊嫘牧⒎降腁(-Fe)，而側(cè)面滲碳體溶入A晶格中，使其具有共析奧氏體所需的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)，這樣就形成了A晶核。 642）奧氏體晶核的長大 A晶核長大：由于A與兩側(cè)F和Fe3C存在碳原子與鐵原子的濃度差，促使F晶格不斷的轉(zhuǎn)變?yōu)槊嫘牧⒎降腁，而Fe3C則連續(xù)溶入A中，并通過Fe、

27、C原子擴(kuò)散，使A晶核長大，直至鐵素體晶格轉(zhuǎn)變完畢，所有A晶格相互接觸為止。653）未溶Fe3C的溶解 由于A與F晶格比較接近，與Fe3C的晶格差別較大，F(xiàn)向A轉(zhuǎn)變的速度要比Fe3C溶入A的速度快。且Fe3C溶解所提供的碳原子遠(yuǎn)多于F轉(zhuǎn)變?yōu)锳所需的碳原子，F(xiàn)全部轉(zhuǎn)變成A后，尚有少量Fe3C存在于A晶粒中，隨著時(shí)間的延長未溶Fe3C不斷溶入A中，直至全部消失。 664）奧氏體成分均勻化 Fe3C完全溶解后，A晶粒中C濃度仍是不均勻的。 延長保溫時(shí)間，通過碳原子的充分?jǐn)U散，使A晶粒的成分均勻化，并具有共析碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)，A化過程才全部完成。亞共析和過共析鋼的室溫組織，除了P外，還有先析F和先析Fe3C。

28、其A化過程，首先是P A，然后是先析F和先析Fe3C繼續(xù)向A轉(zhuǎn)變或溶解，最后得到單相A組織。67（2）影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素加熱溫度加熱溫度對(duì)A的形成速度有很大的影響。加熱溫度愈高，碳原子的擴(kuò)散能力也愈大，鐵的晶格重組和鐵、碳原子的擴(kuò)散愈快，因此，加速了A的形成。68（2）影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素加熱速度加熱速度愈快，過熱度愈大，A的實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度愈高，轉(zhuǎn)變溫度范圍寬，則轉(zhuǎn)變時(shí)間短。1加熱速度較慢，在a點(diǎn)開始轉(zhuǎn)變，b點(diǎn)轉(zhuǎn)變結(jié)束；2加熱速度較快，在c點(diǎn)開始轉(zhuǎn)變，d點(diǎn)轉(zhuǎn)變結(jié)束。從轉(zhuǎn)變時(shí)間來看，1的轉(zhuǎn)變時(shí)間要比2的轉(zhuǎn)變時(shí)間長?？焖偌訜嵊欣趭W氏體的形成。69（2）影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素化學(xué)成分 含C增加， F

29、e3C量增加， Fe3C與F相界面越大，促使A形核增多，加速了A化過程，形成細(xì)晶A。 合金元素不影響A化基本過程，但影響轉(zhuǎn)變速度。70（2）影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素原始組織 生成的珠光體越細(xì)，形核部位越多，促進(jìn)形核，A形成速度加快； 形成A的速度是層片狀P粒狀P，原因是需要足夠滲碳體或者C，且層片狀P轉(zhuǎn)變?yōu)锳的溫度往往要低些。71（3）奧氏體的晶粒度 鋼的奧氏體化目的：獲得成分均勻、細(xì)小的奧氏體組織。奧氏體的晶粒度：奧氏體化后奧氏體晶粒的粗細(xì)。 根據(jù)奧氏體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。72起始晶粒度 是P剛完成A轉(zhuǎn)變時(shí)的A晶粒度，此時(shí)A晶粒是很細(xì)小

30、、均勻的。73實(shí)際晶粒度在實(shí)際生產(chǎn)中，為了A轉(zhuǎn)變充分、成分均勻，實(shí)際加熱溫度都略高于臨界溫度，故A晶粒度要比起始晶粒度大。奧氏體實(shí)際晶粒度對(duì)熱處理后的性能影響很大，生產(chǎn)中?？刂朴嘘P(guān)參數(shù)以獲得細(xì)小的晶粒，從而獲得具有一定強(qiáng)度、硬度，又有良好塑性和韌性的力學(xué)性能，是一種強(qiáng)韌化手段。 奧氏體的實(shí)際晶粒度隨加熱溫度的升高而粗大，當(dāng)溫度升高到某一數(shù)值時(shí)，晶粒度變得非常粗大。晶粒過于粗大的將明顯降低力學(xué)性能。74實(shí)際晶粒度 生產(chǎn)中采用（GB639486）國家晶粒度等級(jí)標(biāo)準(zhǔn)評(píng)定晶粒度。 此標(biāo)準(zhǔn)按下列設(shè)計(jì)的：n=2N-1 式中：n為放大100倍時(shí)平均每6.45cm2面積內(nèi)所含的晶粒數(shù)； N為晶粒等級(jí)。 評(píng)定時(shí)

31、可將鋼制成試樣，經(jīng)拋光腐蝕后再與晶粒度標(biāo)準(zhǔn)等級(jí)圖對(duì)比即可。 14級(jí)為粗晶粒度，58級(jí)為細(xì)晶粒度。1級(jí)粗的晶粒為過熱組織，一般不能使用。比8級(jí)細(xì)的晶粒，一般為工具鋼淬火后的實(shí)際晶粒。75A的晶粒度76本質(zhì)晶粒度 不同成分的鋼，奧氏體晶粒長大傾向是不同的。鋼在加熱時(shí)奧氏體長大的傾向，根據(jù)（GB639486）規(guī)定測定。方法：將鋼加熱到93010，保溫38h，冷卻后在放大100X的顯微鏡下測定的晶粒度。與晶粒度標(biāo)準(zhǔn)等級(jí)圖比較，14級(jí)為本質(zhì)粗晶粒度鋼，58級(jí)為本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼。本質(zhì)晶粒度實(shí)際上是鋼加熱時(shí)奧氏體晶粒長大的傾向。77本質(zhì)晶粒度圖78影響本質(zhì)晶粒度的因素鋼的本質(zhì)晶粒度與鋼的成分和冶煉時(shí)的脫氧方法

32、有關(guān)，一般經(jīng)Al脫氧或含Ti、V、Mo、W等的鋼，多是本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼。因?yàn)檫@些元素能形成難溶于奧氏體的細(xì)小碳化物質(zhì)點(diǎn)，阻止奧氏體晶粒長大。用Si、Mn脫氧的鋼一般都為本質(zhì)粗晶粒度鋼。而沸騰鋼為本質(zhì)粗晶粒度鋼，鎮(zhèn)靜鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼。需經(jīng)熱處理的工件一般都采用本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼，如滲碳、滲其他金屬等工藝。采用本質(zhì)細(xì)晶，在高溫進(jìn)行長時(shí)間加熱保溫時(shí)可防止工件心部和表層組織過熱，滲入元素后就可直接淬火。影響奧氏體晶粒長大的因素主要是加熱溫度和保溫時(shí)間、加熱速度和合金元素的作用。加熱速度快，過熱度大，奧氏體晶粒細(xì)小。鋼中若有強(qiáng)碳化物形成元素，也能使奧氏體晶粒細(xì)小。79冷卻方式等溫冷卻：將奧氏體化后的鋼，快速

33、冷卻到A1以下某一溫度，進(jìn)行保溫，使其在該溫度下發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，稱為等溫轉(zhuǎn)變連續(xù)冷卻 ：從奧氏體化溫度以某種冷卻速度連續(xù)冷卻到室溫，這一過程發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變，稱為連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。80（1）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變奧氏體在臨界點(diǎn)上為穩(wěn)定相，能長期存在。一旦冷卻到臨界點(diǎn)以下時(shí)，并非立即發(fā)生轉(zhuǎn)變，而是需要一定時(shí)間的孕育期。在A1溫度以下轉(zhuǎn)變以前存在的奧氏體稱為過冷奧氏體。過冷奧氏體在不同溫度等溫時(shí)，孕育長短不同，轉(zhuǎn)變終止時(shí)間也不同。將不同溫度過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始的時(shí)間與轉(zhuǎn)變終止的時(shí)間標(biāo)注在溫度時(shí)間（對(duì)數(shù)）坐標(biāo)圖上，并將相同的轉(zhuǎn)變點(diǎn)連接成光滑曲線，便可得到過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線圖。 又稱C曲線或鼻子曲線，英文稱TT

34、T曲線。81過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變C曲線821）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程在A1線以下，隨著過冷溫度降低，過冷A的孕育時(shí)間縮短，而轉(zhuǎn)變速度提高。在550左右，孕育期最短，過冷A最不穩(wěn)定，它的轉(zhuǎn)變速度最快。這是由于過冷度降低，A與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的自由能差增大，轉(zhuǎn)變動(dòng)力增大。在550以下，由于原子擴(kuò)散能力隨溫度降低而降低，所以隨著過冷溫度的降低，孕育期增大，則轉(zhuǎn)變速度減慢。當(dāng)過冷溫度低于Ms線（共析鋼Ms線約230）時(shí)，由于溫度低，原子不能擴(kuò)散，立即發(fā)生晶格轉(zhuǎn)變，隨著溫度的降低，轉(zhuǎn)變量增加，至Mf溫度轉(zhuǎn)變結(jié)束。在A1線以下，轉(zhuǎn)變終止線以右區(qū)域?yàn)檗D(zhuǎn)變產(chǎn)物。在轉(zhuǎn)變開始線與轉(zhuǎn)變終止線之間為過冷A和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的共存區(qū)。8

35、32)過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能 珠光體型組織根據(jù)晶粒大小，P又可以細(xì)分成P，S，T 貝氏體型組織 馬氏體型組織84 珠光體型組織A1550之間的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體。 是一種擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，在AP轉(zhuǎn)變過程中，要發(fā)生晶體結(jié)構(gòu)重構(gòu)和Fe、C原子的擴(kuò)散，P轉(zhuǎn)變過程是通過生核與長大來完成的。 當(dāng)奧氏體過冷到A1以下溫度時(shí)，先在A晶界上生成滲碳體晶核，滲碳體晶核依靠其周圍A不斷地供應(yīng)碳原子而長大，使得碳原子向滲碳體大量集中，與此同時(shí)，滲碳體周圍的A的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)不斷降低，最后轉(zhuǎn)變?yōu)樘假|(zhì)量分?jǐn)?shù)低的鐵素體，由于鐵素體的溶碳能力很?。?.0218%），析出C又使周圍的奧氏體碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)增高，從而又產(chǎn)生新的滲碳體

36、晶核，如此重復(fù)進(jìn)行至奧氏體消失，全部轉(zhuǎn)變?yōu)镕+Fe3C層片狀的組織珠光體。隨著轉(zhuǎn)變溫度降低時(shí)，生核率和成長率都提高，使得珠光體層片間距變小。85珠光體轉(zhuǎn)變86珠光體P的幾種類型金相學(xué)將珠光體分為3個(gè)等級(jí)：粗的稱為P，約在A1650范圍內(nèi)形成，成片間距0.4,在500X金相顯微鏡下就能分辨出片狀形態(tài)；較細(xì)的為索氏體S，約在650600內(nèi)形成，層片間距為0.40.2,在8001000X金相顯微鏡下才能分辨出來；最細(xì)的為屈氏體T，約在600550范圍內(nèi)形成，層片間距0.2，用電子顯微鏡才能分辨出來，一般呈黑色團(tuán)狀組織。P、S、T均屬層片F(xiàn)和Fe3C的機(jī)械混合物，均屬珠光體型組織。層片間距愈細(xì)，相界面

37、愈多，塑性變形抗力大，強(qiáng)度硬度高；滲碳體片變薄，使得塑性和韌性也有所提高，所以三種組織的力學(xué)性能屈氏體最好，索氏體次之。但它們并無結(jié)構(gòu)區(qū)別，也沒有嚴(yán)格的界限，只是形態(tài)上的不同8788 貝氏體型組織B是550Ms之間的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。由于過冷度較大，貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)只發(fā)生碳原子擴(kuò)散，鐵原子基本上不擴(kuò)散，故貝氏體轉(zhuǎn)變是屬半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。B是含C略過飽和的F與Fe3C的兩相混合物。 按轉(zhuǎn)變溫度和組織形態(tài)不同，貝氏體組織可分為B上和B下。 89上貝氏體（B上） 在中、高碳鋼中，上貝氏體是在550350范圍內(nèi)形成的。它是由成束的飽和鐵素體和片間斷續(xù)分布的細(xì)條狀滲碳體組成。在金相顯微鏡下，鐵素體條呈黑色，滲碳體呈亮白

38、色，從整體上看呈羽毛狀特征.90B上轉(zhuǎn)變 91下貝氏體B下在中、高碳鋼中，下貝氏體是在350Ms范圍內(nèi)形成的。它是由過飽和的針狀F和F針片內(nèi)彌散分布的碳化物小片組成。在金相顯微鏡下呈黑色針片狀。92B上與B下的差異上貝氏體：硬脆的Fe3C呈細(xì)短條狀分布在F晶束（條）的晶界上，易使晶束（條）脆性斷裂，強(qiáng)度、韌性較低，在生產(chǎn)上無實(shí)用價(jià)值。下貝氏體：組織中針狀F細(xì)小且無方向性，過飽和程度大，固溶強(qiáng)化明顯， Fe3C細(xì)小而彌散分布在針狀F內(nèi)，具有較高的強(qiáng)度、硬度與較好塑性和韌性相配合的優(yōu)良力學(xué)性能。形成B下組織是鋼強(qiáng)化的一種途徑。93下貝氏體轉(zhuǎn)變94 馬氏體型組織在Ms與Mf線之間，為馬氏體型轉(zhuǎn)變。由

39、于過冷度很大，F(xiàn)e與C原子完全不擴(kuò)散，過冷A只發(fā)生非擴(kuò)散性的晶核切變，由-Fe的面心立方直接轉(zhuǎn)變?yōu)?Fe體心立方，C全部固溶在體心立方晶格中，形成過飽和的固溶體，稱為M。M中的C%與原A中的C%相同。由于C過飽和，使得-Fe的體心立方晶格產(chǎn)生嚴(yán)重畸變，晶格中C軸伸長，a軸縮短，形成正方晶格（a=bc）。不同碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的A轉(zhuǎn)變，M的組織形態(tài)也不同，主要形態(tài)有板條狀和片狀（或針狀或竹葉狀）2種。95馬氏體轉(zhuǎn)變96馬氏體正方度97板條M低碳馬氏體 碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)c0.25%，低碳馬氏體呈板條狀，稱為板條狀馬氏體。在金相顯微鏡下呈現(xiàn)為平行成束分布的板條狀組織，在每個(gè)板條內(nèi)存在著高密度位錯(cuò)纏結(jié)，故也稱位錯(cuò)馬

40、氏體。由于碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低，故也稱低碳馬氏體。98片狀（針狀）M高碳馬氏體 c1.0%的高碳M是片狀，稱為片狀M。在金相顯微鏡下可觀察到其斷面是針狀或竹葉狀。M針之間形成大角度位向差，先形成的針狀M較粗大，可橫貫A晶粒，后形成的M針則較小。因其碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，故也稱高碳馬氏體。99混合型M c=0.25%1.0%之間的M為板條狀M和針狀M的混合組織。隨著C的增加，板條M減少，而針狀M增多。100馬氏體硬度馬氏體的硬度主要取決于馬氏體中的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)。隨著碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，c/a軸增加，馬氏體硬度也隨著增多。101M的與韌性M的塑性和韌性與碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)有關(guān)；高碳M的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)高，淬火內(nèi)應(yīng)力大，裂紋多，

41、硬度高，塑性、韌性很差；低碳M中碳的過飽和程度小，淬火內(nèi)應(yīng)力較小，有較高的強(qiáng)度和硬度、一定的塑性和韌性。102馬氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)馬氏體轉(zhuǎn)變屬非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變馬氏體的比體積（比容）比奧氏體大。即發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的同時(shí)發(fā)生體積膨脹，使金屬內(nèi)部產(chǎn)生很大的內(nèi)應(yīng)力。馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界溫度隨奧氏體碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低。馬氏體的轉(zhuǎn)變量隨溫度的降低而增加。很多時(shí)候存在殘余奧氏體Ar。103影響過冷A等溫轉(zhuǎn)變的因素含碳量的影響：影響C曲線的左右擺動(dòng)；合金元素的影響：穩(wěn)定性增，C曲線右移，轉(zhuǎn)變時(shí)間長；奧氏體化條件的影響：溫度高，保溫時(shí)間長，成分更均勻，晶粒也大，C曲線右移。104過冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)谏a(chǎn)中，奧氏體的轉(zhuǎn)變大多

42、是在連續(xù)冷卻過程中轉(zhuǎn)變的，稱為連續(xù)冷卻C曲線， 共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變 研究鋼的過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程具有實(shí)際意義。共析鋼冷卻C曲線，英文稱CCT曲線。 它只有上半部分，即共析鋼在連續(xù)冷卻時(shí)，只發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，不發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。105過、亞共析鋼C曲線只有一部分過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，而未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體一直保留到Ms點(diǎn)以下才轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，當(dāng)冷卻曲線不與Ps線相交時(shí)，則過冷奧氏體全部冷卻至Ms點(diǎn)以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。 過共析鋼的連續(xù)冷卻C曲線在珠光體轉(zhuǎn)變前多出一條共析滲碳體，然后再發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。亞共析鋼的連續(xù)冷卻C曲線，除了在P轉(zhuǎn)變前多出一條共析F，然后再發(fā)生P轉(zhuǎn)變外，還出現(xiàn)了B

43、轉(zhuǎn)變，因此亞共析鋼在連續(xù)冷卻后可以出現(xiàn)更多產(chǎn)物組成的混合組織。 106共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線位于等溫冷卻轉(zhuǎn)變C曲線的右下方，沒有貝氏體轉(zhuǎn)變。表明：過冷奧氏體穩(wěn)定，轉(zhuǎn)變的孕育期較長，在相同的時(shí)間內(nèi)，在較低溫度才能轉(zhuǎn)變。107亞共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變 亞共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，除了在珠光體轉(zhuǎn)變前多出一條先共析鐵素體轉(zhuǎn)變線外，還出現(xiàn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。如45鋼經(jīng)油淬后，可以得到F+T+B上+B下+M+Ar的混合組織。108過共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)谥楣廪D(zhuǎn)變前多出一條先共析二次滲碳體，然后再發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，在冷卻過程中無貝氏體轉(zhuǎn)變。 109轉(zhuǎn)變產(chǎn)物總結(jié)鋼在冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物根據(jù)其轉(zhuǎn)變溫度高低，可分為高溫產(chǎn)物P、S、T；中

44、溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物B上，B下；低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物M和Ar等。隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度增高，而韌性的變化則較復(fù)雜。110三.鋼的熱處理工藝1、退火2、正火3、淬火4、回火5、表面淬火和局部淬火6、表面化學(xué)熱處理1111退火 將金屬和合金加熱到適當(dāng)溫度，保持一定時(shí)間，然后緩慢冷卻（一般隨爐冷卻），以獲得接近平衡組織的熱處理工藝，稱為退火。經(jīng)退火后可使晶粒均勻細(xì)化，可降低硬度，提高塑性，消除內(nèi)應(yīng)力。112各種金屬和合金加熱退火溫度范圍和工藝曲線擴(kuò)散退火113去內(nèi)應(yīng)力退火114退火的種類（1）完全退火（2）等溫退火（3）球化退火 （4）擴(kuò)散退火 （5）再結(jié)晶退火 （6）消除內(nèi)應(yīng)力退火115（1）完全退火

45、 完全退火又稱重結(jié)晶退火，將工件加熱Ac3以上3050，保溫一定時(shí)間后，隨爐緩慢冷卻，以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。亞共析鋼經(jīng)完全退火后得到的組織是F+P。完全退火主要適用于亞共析鋼和合金鋼的鑄件、焊接件、鍛件及熱軋型材。目的是細(xì)化晶粒，均勻組織，降低硬度，便于切削加工并為加工后工件的淬火作好組織準(zhǔn)備。過共析鋼不進(jìn)行完全退火，因?yàn)檫^共析鋼自Acm緩慢冷卻時(shí)會(huì)析出網(wǎng)狀二次滲碳體，使鋼脆性增大。116（2）等溫退火 等溫退火的加熱規(guī)范和處理目的與完全退火相同，只是冷卻過程不是隨爐冷卻，而是從奧氏體化溫度比較快冷至A1以下珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，并在此溫度等溫至珠光體轉(zhuǎn)變完成，再以一定的速度冷卻至室溫。其目

46、的是縮短退火時(shí)間，并使組織比較均勻。主要用于過冷奧氏體比較穩(wěn)定的合金鋼。117（3）球化退火 使鋼中碳化物球化的的退火工藝，又稱不完全退火。工藝規(guī)范：隨爐加熱至Ac1以上2030保溫，使片狀滲碳體發(fā)生不完全溶解，形成許多細(xì)小點(diǎn)狀滲碳體，并使奧氏體中的碳濃度分布不均勻。在冷卻過程中以細(xì)點(diǎn)狀滲碳體為核心，自發(fā)形成球狀滲碳體。在奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變時(shí)，應(yīng)緩慢冷卻，以使析出的滲碳體以未溶滲碳體為核心自發(fā)球化，最后獲得鐵素體基體上分布均勻球狀滲碳體的組織，稱為球狀珠光體。118（3）球化退火 球狀珠光體與片狀珠光體相比，強(qiáng)度與硬度降低，而塑性、韌性提高，有利于改善切削加工性。對(duì)有粗大網(wǎng)狀二次滲碳體的過共析

47、鋼，應(yīng)先進(jìn)行一次正火處理，以打破滲碳體網(wǎng)，然后再進(jìn)行球化退火，以保證獲得良好的球化組織。球化退火主要用于過共析鋼，如碳素工具鋼，合金工具鋼，軸承鋼等。119球粒狀珠光體120（4）擴(kuò)散退火 將工件加熱至該成分合金的熔點(diǎn)以下100200，進(jìn)行較長時(shí)間保溫，以使成分與組織均勻化。擴(kuò)散退火因加熱溫度高，保溫時(shí)間長，故退火后晶粒粗大，因此,擴(kuò)散退火后一般還應(yīng)進(jìn)行完全退火或正火處理，以細(xì)化晶粒，提高力學(xué)性能。 擴(kuò)散退火主要用于鑄鋼件化學(xué)成分和組織的不均勻性。121（5）再結(jié)晶退火將工件加熱至最低再結(jié)晶溫度以上100200，并以適當(dāng)保溫使金屬發(fā)生再結(jié)晶。由于再結(jié)晶溫度低于相變溫度，在冷卻過程中不會(huì)再發(fā)生組

48、織轉(zhuǎn)變，所以冷卻速度可以比一般退火快些。 再結(jié)晶的目的是消除加工硬化。主要用于經(jīng)冷變形而產(chǎn)生加工硬化的材料或零件。122（6）消除內(nèi)應(yīng)力退火 將工件加熱至低于Ac1的某一溫度（一般500650），保溫足夠時(shí)間后，緩慢冷卻。主要用于消除鑄件、鍛件、焊接件及冷變形零件的內(nèi)應(yīng)力，降低溫度，穩(wěn)定尺寸，減少和防止使用過程中變形，但不改變零件的內(nèi)部組織。123（6）消除內(nèi)應(yīng)力退火 1242正火 將鋼件加熱至Ac3或Accm以上3050或更高些，經(jīng)奧氏體化保溫后，在空氣中冷卻的熱處理工藝。 正火與退火的明顯不同是正火冷卻速度較快，獲得的組織細(xì)小而均勻。 正火后的組織：亞共析鋼為F+S，共析鋼為S，過共析鋼為

49、S+Fe3C。組織比退火細(xì)小，力學(xué)性能也比退火高。125正火Video126正火的應(yīng)用范圍用于低碳鋼和低碳合金鋼，鍛件或型材經(jīng)正火后，可適當(dāng)提高硬度，從而改善切削加工性能。 用于中碳鋼制造一般重要的零件，可作為最終熱處理。主要目的是細(xì)化晶粒，提高力學(xué)性能。用于過共析鋼，可抑制或消除二次滲碳體網(wǎng)形成，有利于球化退火的進(jìn)行。 正火與退火相比，操作簡便，生產(chǎn)周期短，能源消耗少，力學(xué)性能高。在可能的條件下，應(yīng)優(yōu)先采用正火處理。127正火處理細(xì)化晶粒1283淬火 淬火是將鋼件加熱至Ac3或Ac1以上3050，保溫一定時(shí)間后，然后以大于臨界冷卻速度適當(dāng)快速冷卻至室溫，以獲得馬氏體M或貝氏體B組織的熱處理工

50、藝。 實(shí)質(zhì)：是奧氏體化后進(jìn)行M轉(zhuǎn)變，淬火鋼的組織主要為M組織，加少量的Ar和未溶的第二相。 淬火目的是為了得到M，但M不是熱處理所希望的最終組織，淬火必須與回火配合，才能達(dá)到預(yù)期的目的。鋼的強(qiáng)度、硬度、耐磨性、彈性、韌性、疲勞強(qiáng)度等，都可利用淬火與回火使之大大提高，是強(qiáng)化鋼件的主要手段之一。129淬火及其原理130（1）淬火溫度選擇 淬火加熱溫度選擇應(yīng)以得到細(xì)小而均勻的奧氏體晶粒為原則，以便淬火后得到細(xì)小的馬氏體。 亞共析鋼淬火加熱溫度為Ac3以上3050，共析鋼、過共析鋼淬火加熱溫度為Ac1以上3050。131淬火后，亞共析鋼可得到M加少量Ar組織。過共析鋼淬火后可得到M+ Ar+粒狀Fe3

51、c。有二次滲碳體的顆粒存在，會(huì)使鋼的耐磨性明顯提高。如果淬火加熱溫度超過Accm，則淬火后得到粗片狀M組織，而Ar的含量也增多，使鋼的硬度和耐磨性降低。對(duì)于合金鋼，合金元素阻礙A晶粒長大（Mn、P除外），淬火加熱溫度可比同類碳鋼稍高些，這樣可使合金元素充分溶解和均勻化，以便淬火取得較好的效果。 另外，淬火加熱過程中要防止氧化、脫碳、應(yīng)避免工件與氧化氣氛直接接觸，可采用鹽浴加熱淬火，真空加熱淬火等來保證工件表面質(zhì)量，以提高工件的使用壽命。132（2）淬火冷卻介質(zhì) 淬火時(shí)工件的冷卻速度必須大于VK才能獲得M，否則工件不能淬硬得到M和達(dá)到一定的淬硬層深度。但冷卻速度太大，造成很大內(nèi)應(yīng)力，使工件有變形

52、和開裂危險(xiǎn)，所以理想淬火介質(zhì)可根據(jù)鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變C曲線來確定。要獲得馬氏體組織，并不需要在整個(gè)冷卻過程都進(jìn)行快速冷卻，關(guān)鍵在過冷奧氏體最不穩(wěn)定的C曲線鼻尖附近。133到目前為止，還沒找到一種淬火冷卻介質(zhì)能符合上述理想的淬火冷卻速度。目前生產(chǎn)中應(yīng)用較廣泛的冷卻介質(zhì)是水和油，還有鹽水和堿水等。水在650400范圍內(nèi)冷卻速度很大，這對(duì)過冷奧氏體穩(wěn)定性較小的碳鋼來說是非常有利的，但在300200范圍的低溫區(qū)冷速仍很大，易產(chǎn)生很大的組織應(yīng)力，使工件嚴(yán)重變形，甚至開裂。而油在300200范圍低溫區(qū)冷速最適合。但在高溫區(qū)冷速太低，易發(fā)生P或B轉(zhuǎn)變，都不是理想的淬火冷卻介質(zhì)。在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)根據(jù)鋼種特性來選

53、擇冷卻介質(zhì)。如碳鋼的過冷奧氏體穩(wěn)定性差，臨界冷卻速度大，可采用鹽水、水；合金鋼臨界冷卻速度小，可采用油等。目前正在廣泛推廣的冷卻介質(zhì)是高溫區(qū)冷卻接近水而低溫區(qū)冷卻接近于油的冷卻介質(zhì)，如水玻璃淬火介質(zhì)、聚乙烯水溶液、過飽和硝酸鹽水溶液等。134（3）淬火方法1）單液淬火 2）雙液淬火 3）分級(jí)淬火 4）等溫淬火1351）單液淬火 把加熱奧氏體化后的工件迅速置于一種冷卻介質(zhì)中冷卻至室溫，使過冷奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變的方法，稱為單液淬火。操作簡便，易于實(shí)現(xiàn)機(jī)械化和自動(dòng)化。根據(jù)C曲線位置的不同，碳素鋼一般采用水作為冷卻介質(zhì)；合金鋼用油作為冷卻介質(zhì)。單液淬火主要用于形狀比較簡單的工件。1362）雙液淬火 對(duì)于形

54、狀復(fù)雜的工件，為防止在低溫范圍內(nèi)馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)發(fā)生裂紋，可采用先在水中冷卻到接近Ms點(diǎn)時(shí)（停留時(shí)間按35mm/s估算），立即取出再放入油中冷卻，稱為雙液淬火。如水中停留時(shí)間不當(dāng)，將會(huì)引起A分解或M形成，失去雙液淬火作用。雙液淬火可降低M區(qū)的冷速，減少淬火內(nèi)應(yīng)力，防止變形和開裂，主要用于中等形狀復(fù)雜的碳鋼和大型合金鋼工件，如碳素鋼先在水中冷卻后轉(zhuǎn)入油中冷卻；合金鋼則先在油中冷卻，后轉(zhuǎn)入空氣中冷卻。1373）分級(jí)淬火將工件加熱到A化后快速置于略高于Ms的恒溫鹽浴中，保溫一段時(shí)間，在發(fā)生B轉(zhuǎn)變前取出空冷，以發(fā)生M轉(zhuǎn)變，稱為分級(jí)淬火。分級(jí)淬火后工件內(nèi)應(yīng)力小，變形也很小。分級(jí)淬火等溫時(shí)間的須嚴(yán)格控制，過早

55、取出可能仍存在內(nèi)外溫差，過遲取出會(huì)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。這種方法適用于壁厚不大的工件，如刀具、量具及要求變形小的精密件。1384）等溫淬火 將工件加熱到A化后，快速置于B下轉(zhuǎn)變溫度的恒溫鹽浴中，保溫足夠時(shí)間，使其發(fā)生B下轉(zhuǎn)變，隨后空冷，稱為等溫淬火。等溫淬火的操作比較簡便，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為B下組織，具有比M更好的強(qiáng)度與韌性的配合。一般經(jīng)等溫淬火后不再回火處理。常用于處理形狀復(fù)雜，要求淬火變形小及強(qiáng)韌性配合良好的工件，如模具、工具和彈簧等。139四種淬火方法比較以上淬火方法的冷卻曲線如圖。 除等溫淬火獲得B下外，其余獲得M，最終溫度都是室溫。中、高碳鋼馬氏體轉(zhuǎn)變終止溫度都在室溫以下，冷卻至室溫時(shí)還存在著一定

56、量的Ar。要求硬度高和尺寸穩(wěn)定性好的精密工件，為了減少Ar ，應(yīng)在淬火后繼續(xù)冷卻至Mf溫度，使Ar向M轉(zhuǎn)變，這種方法稱為冷處理。冷處理的冷卻介質(zhì)常采用干冰（固態(tài)CO2）和酒精的混合劑。也可用-103的液化乙烯或-192的液態(tài)氮。冷處理后必須進(jìn)行低溫回火以消除內(nèi)應(yīng)力。冷處理要用專用設(shè)備，成本高，只適用于精密量具，滾動(dòng)軸承等批量生產(chǎn)。1404回火 將淬火鋼件重新加熱至Ac1以下某一溫度，保溫一定時(shí)間，然后出爐空冷（某些合金鋼可采用水冷或油冷）的熱處理工藝稱為回火。141（1）回火目的 M淬和Ar都是不穩(wěn)定組織，有自發(fā)轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)態(tài)傾向，硬度高、脆性大，存在很大內(nèi)應(yīng)力?；鼗鹉康模航档痛嘈?，降低內(nèi)應(yīng)力，促

57、進(jìn)M淬和Ar的轉(zhuǎn)變，穩(wěn)定組織和工件尺寸，獲得所要求的力學(xué)性能。142（2）回火時(shí)組織與性能的變化淬火鋼回火：實(shí)質(zhì)上是M淬以及碳化物析出、聚集長大的過程。由于回火過程完全受碳及合金元素的擴(kuò)散與鐵的自擴(kuò)散控制，回火溫度與保溫時(shí)間對(duì)淬火鋼回火后的組織與性能起著決定性的影響。 一般回火過程分為四個(gè)階段：143回火過程1）第一階段馬氏體分解（80200）：馬氏體中過飽和碳以細(xì)薄片的碳化物形成析出，正方度降低，內(nèi)應(yīng)力減少，得到M回，硬度基本不變。 2）第二階段殘余奧氏體分解（200300）：Ar部分分解轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w，強(qiáng)度和韌性配合較好。 3）第三階段碳化物轉(zhuǎn)變（350500）：M過飽和碳全部析出轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)

58、片狀的鐵素體，碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)粒狀滲碳體，得到組織T回。內(nèi)應(yīng)力、硬度進(jìn)一步降低，但具有極好的彈性極限。 4）第四階段滲碳體的聚集長大和相再結(jié)晶（500650）：形成較大的粒狀滲碳體；得到S回。內(nèi)應(yīng)力基本消除，硬度繼續(xù)降低，但具有良好的綜合力學(xué)性能，即具有一定的強(qiáng)度、硬度與塑性、韌性的配合。某些合金鋼的回火除發(fā)生上述四階段的轉(zhuǎn)變外，還會(huì)發(fā)生二次硬化和回火脆性的現(xiàn)象，故此在制定回火工藝時(shí)應(yīng)予注意。 144（3）回火工藝的分類及應(yīng)用1）低溫回火（150250） 降低殘余內(nèi)應(yīng)力和脆性，保持淬火后的高硬度和耐磨性，主要用于共析鋼、過共析鋼的工具、模具、量具、滾動(dòng)軸承、滲碳件及表面淬火的工件，對(duì)低碳鋼淬火后

59、經(jīng)低溫回火處理后，可獲得較高的綜合力學(xué)性能。低回組織為M回+Ar+Fe3C，5864HRC。2）中溫回火（350500） 得到T回，3545HRC。具有較高彈性極限和屈服極限，有一定的韌性，主要用于各種彈性元件的處理。3）高溫回火（500650） S回，2535HRC， 具有良好的綜合力學(xué)性能。把淬火后高溫回火稱為調(diào)質(zhì)處理。廣泛用于各種重要的結(jié)構(gòu)零件，特別是在交變載荷下工件的零件，如連桿、螺栓、齒輪及軸類等零件。145回火組織146 注 意 在以上沒有250350這一回火溫度，因?yàn)殇撛谶@一溫度范圍進(jìn)行回火將出現(xiàn)低溫回火脆性，生產(chǎn)上極少采用250350的回火工藝。一般碳鋼中，隨著回火溫度升高，強(qiáng)

60、度、硬度降，塑性、韌性升。1475表面淬火與局部淬火概念：僅對(duì)工件表層進(jìn)行淬火的工藝，稱為表面淬火。目的：提高表面層的硬度，從而提高耐磨性。方法：采用快速加熱使表層很快達(dá)到奧氏體化溫度，而心部未被加熱，然后立即冷卻，淬火后的表層為細(xì)馬氏體，而心部仍為韌性較好的原始組織，從而使工件具有高的硬度、耐磨性、沖擊韌性和疲勞強(qiáng)度的綜合力學(xué)性能。后續(xù)操作：表面淬火后應(yīng)緊接著進(jìn)行低溫回火。 分類：根據(jù)加熱方式，表面淬火可分為火焰加熱、感應(yīng)加熱（高、中、工頻）、接觸加熱及激光加熱表面淬火等。 148表面熱處理149（1）火焰加熱表面淬火 常用氧乙炔焰快速加熱零件表面，使其達(dá)到奧氏體化溫度，并迅速噴水冷卻，使其