第3章 鋼的熱處理原理

第三章鋼的熱處理原理一.熱處理概述熱處理：把固態(tài)金屬材料在一定介質中加熱、保溫、冷卻，以改變其組織，從而獲得所需性能的一種熱加工工藝。三個基本過程：加熱、保溫、冷卻作用：改善金屬材料的工藝性能；提高金屬材料的使用性能。二.鋼在加熱時的轉變1、奧氏體轉變溫度與Fe-Fe3C相圖的關系A1Ac1Ar1SAccmAcmArcmAc3A3Ar3冷卻過程的固態(tài)相變需過冷度

鋼的熱處理中六個重要的溫度參數(shù)：

A1A3

Acm

；Ac1Ac3

Accm

——加熱過程Ar1Ar3

Arcm

——冷卻過程

F+Fe3C→A(727℃)

成分(C%)0.02186.690.77結構體心立方復雜斜方面心立方

說明奧氏體化中須兩個過程：①C成分變化：C的擴散②鐵晶格改組：Fe擴散2、奧氏體的形成-以共析鋼為例奧氏體形成過程

四個階段：1）奧氏體在F—Fe3C界面上形核（10秒）2）奧氏體向F及Fe3C兩側長大(幾百秒)3）剩余Fe3C的溶解；(千秒)4）奧氏體中C的擴散均勻化。(萬秒)圖共析鋼奧氏體形成過程示意圖任何固態(tài)相變均需形核與長大過程形核需要“三個起伏條件”：

成分起伏、結構起伏、能量起伏——故晶界或缺陷處易形核1）加熱溫度T↑，A晶粒長大；原因：T↑，奧氏體與珠光體的自由能差越大，轉變的推動力越大；T↑，原子擴散越快，因而碳的重新分布與鐵的晶格重組就越快，所以，使奧氏體的形核、長大，殘余滲碳體的溶解及奧氏體的均勻化都進行得越快。3、影響奧氏體轉變速度的因素2）加熱速度加熱速度越快，珠光體的過熱度越大，相變驅動力越大，轉變的開始溫度就越高。3）原始組織的影響鋼的原始組織越細，奧氏體的形成速度越快。。4）化學成分的影響C↑，奧氏體的形成速度加快；加入合金元素并不改變珠光體向奧氏體轉變的基本過程，但能影響奧氏體的形成速度，一般都使之減慢。4、奧氏體的晶粒度及控制因素晶粒大小表示方法：晶粒尺寸，例如晶粒截面的平均直徑、平均面積或單位面積內的晶粒數(shù)目等；晶粒度級別，晶粒度分8級，1級最粗，8級最細。計算式：

n=2N-1

N：晶粒度級別

n：1平方英寸視場中所包含的平均晶粒數(shù)(100X)。標準晶粒度等級示意圖

(1)初始晶粒度：奧氏體轉變剛結束時的晶粒大小。

——通常極細小(2)實際晶粒度：具體加熱條件下獲得的奧氏體晶粒大?、倥c具體熱處理工藝有關：熱處理溫度↑，時間↑，晶粒長大。②與晶粒是否容易長大有關

———

引入本質晶粒度概念奧氏體有三種不同概念的晶粒度

(3)本質晶粒度鋼在特定的加熱條件下，奧氏體晶粒長大的傾向性，分為本質粗晶粒度和本質細晶粒度。測定方法：加熱至860±10℃，保溫1h，若A晶粒1-4級：本質粗晶粒度鋼，5-8級：本質細晶粒度鋼。關于本質晶粒度概念的要點：①表征該鋼種在通常的熱處理條件下A晶粒長大的趨勢，不代表真實、實際晶粒大小；②本質粗晶粒度鋼實際晶粒度并非一定粗大，本質細晶粒度鋼實際晶粒度并非一定細?。欢c具體的熱處理工藝有關。③本質晶粒度主要與成分或冶煉條件有關。影響奧氏體晶粒長大的因素①加熱溫度和保溫時間

T↑、t↑，A晶粒長大；

T的影響遠大于t1250℃1050℃900℃保溫時間t晶粒度②含碳量在一定范圍內，隨著鋼的含碳量增加，奧氏體晶粒長大的傾向增大，但是含碳量超過某一限度時，奧氏體晶粒反而變得細小。③成分

強烈阻礙：Al、V、Ti、Zr、Nb

原因：機械阻礙理論

——形成難溶碳、氮化物中等阻礙：Cr、W、Mo

促進長大：Mn、P、溶入A的C

┖降低鐵原子的結合力，促進鐵的擴散④鋼的原始組織越細，碳化物彌散度越大，奧氏體的起始晶粒越細小。三.鋼在冷卻時的轉變熱處理的兩種冷卻方式：等溫冷卻

定義：將奧氏體化后的鋼由高溫快速冷卻到臨界溫度以下某一溫度，保溫一段時間以進行等溫轉變，然后再冷卻到室溫。

等溫淬火、等溫退火等。連續(xù)冷卻定義：將奧氏體化后的鋼從高溫連續(xù)冷卻到室溫，使奧氏體在一個溫度范圍內發(fā)生連續(xù)轉變。爐冷、空冷、油冷、水冷等。圖

奧氏體不同冷卻方式示意圖1一等溫冷卻2一連續(xù)冷卻Tτ

A1MsMfA→MM+ARA過冷A→BA→PAPB700500200

τ孕HRC15404555>60110102103104105過冷奧氏體與奧氏體的區(qū)別產物：P：珠光體B：貝氏體M：馬氏體鼻點1、過冷奧氏體的等溫轉變圖1）過冷奧氏體等溫轉變曲線---C曲線①不同溫度下轉變產物不同；高溫轉變產物(A1~550℃)：珠光體(P)——擴散型

中溫轉變產物(550℃~MS)

：貝氏體(B)—半擴散型

低溫轉變產物(MS~Mf)：馬氏體(M)——非擴散型②存在孕育期

——過冷奧氏體等溫分解所需的準備時間——代表A過冷穩(wěn)定性。③存在鼻點：

——孕育期最短，A過冷最不穩(wěn)定；④T轉↓，產物硬度↑。⑤馬氏體是過冷奧氏體連續(xù)冷卻中的一種轉變組織，非等溫轉變產物。將其畫入，使過冷奧氏體等溫轉變曲線更完備、實用圖片狀珠光體形成示意圖（1）珠光體轉變高溫轉變產物(A1~550℃)：珠光體(P)——擴散型

反應式為A→P(F+Fe3C)3）過冷奧氏體等溫轉變產物的組織及其性能按層片間距不同又分為：

粗珠光體（P）：A1～650℃，片層較粗，10～20HRC。

索氏體（S）：650～600℃，片層較細，20～30HRC。

屈氏體(T)：600～550℃，片層極細，30～40HRC，P、S和T都是由滲碳體和鐵素體組成的層片狀機械混合物，只是由于層片的大小不同，決定了它們的力學性能各異。（2）貝氏體轉變中溫轉變產物(550℃~MS)貝氏體(B)—半擴散型貝氏體有兩種常見的組織形態(tài)：上貝氏體和下貝氏體。

組織構成：α(C)+Fe3C

鐵素體：碳過飽和(0.03%)；成束、板條狀平行排列；位錯（108~109cm-2)；滲碳體：粒狀或短桿狀分布在F板條之間。上貝氏體Fe3C過飽和α相羽毛狀上貝氏體(550℃~350℃)圖上貝氏體顯微組織a)光學顯微組織500×b)電子顯微組織4000×下貝氏體(350℃~230℃)組織:α(C)+FexC

鐵素體：碳過飽和(0.3%)針、片狀，互不平行；更高密度位錯。滲碳體：粒狀或短桿狀平行分布在F相內部。過飽和α相Fe3C針狀圖下貝氏體顯微組織a)光學顯微組織500×b)電子顯微組織12000×貝氏體的性能①強度和硬度

σs(B上)<σs(B下)原因：上貝氏體的形成溫度較高，鐵素體條粗大，碳的過飽和度低，因而其強度和硬度較低。②韌性

ak（B下）》ak（B上）原因：B上中碳化物分布條間，有明顯方向性，尺寸較大；馬氏體：C在α-Fe中的過飽和固溶體。（3）馬氏體轉變

低溫轉變產物(MS~Mf)：馬氏體(M)——非擴散型①單元體(單晶體)板條狀②組合特征：0.1~0.3μm<10μm馬氏體束一些位向相同的板條晶構成馬氏體束；原奧氏體晶粒中含3~5個位向不同的M束板條馬氏體內有大量的位錯，這些位錯分布不均勻，形成胞狀亞結構，也稱“位錯馬氏體”③主要存在低、中碳鋼及馬氏體時效鋼、不銹鋼等鐵基合金中。板條馬氏體①單元體：片狀，中間厚、兩邊薄—凸透鏡狀或針狀；②組合特征：Ⅰ片與片之間不平行，約呈60°；

Ⅱ晶粒大小不等，先大后小，先形成的M片貫穿A晶粒；③亞結構：平行的細小孿晶——孿晶馬氏體。∟形成的溫度較低——低溫馬氏體高碳鋼中常出現(xiàn)——高碳馬氏體，存在大量顯微裂紋

（孿晶通常分布在馬氏體的中部，不擴展到馬氏體片的邊緣區(qū)，在邊緣區(qū)存在高密度為錯）片狀馬氏體

馬氏體的性能(1)硬度和強度

特點：總體：高硬度、高強度

注意：Ⅰ、硬度、強度主要取決于C%,Me影響小。

C%↑,馬氏體HRC↑。Ⅱ、須注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異。C%↑,淬火鋼HRC↑,0.6%C后基本趨于定值。鋼中馬氏體強化機制：①C的固溶強化：②相變強化(亞結構強化)：高密度位錯、孿晶、層錯；③時效(沉淀)強化：C向缺陷處擴散偏聚或析出，釘扎位錯。C%σ0.6121：未時效2：0℃時效3hFe-Ni-C合金馬氏體④晶界強化。∟低碳M“自回火”。（2）塑性與韌性片狀M：硬而脆；板條M：強而韌∟與亞結構有關板條M塑韌性好的原因：①含碳量低,過飽和度?。虎诖慊饍葢π?，形成微裂紋的敏感度??；高碳片狀M塑韌性差的原因：①C過飽和度高，畸變大，②淬火內應力大，形成微裂紋的敏感度高。馬氏體轉變的特點①無擴散性②切變共格馬氏體轉變是新相在母相特定的晶面（慣習面）上形成，并以的母相切變來保持共格的相變過程。③不完全性:轉變在一定溫度范圍內進行，存在殘余奧氏體。④轉變快速性：M形成速度極快，10-5~10-7S⑤馬氏體轉變的可逆性：重新加熱時，已形成的馬氏體又能無擴散地轉變?yōu)閵W氏體。

珠光體、貝氏體、馬氏體轉變特點比較轉變類型珠光體貝氏體馬氏體轉變溫度高溫(Ar1~550℃)中溫(BS~MS)低溫(<MS)擴散性Fe、C、Me擴散C擴散;Fe、Me不擴散C、Fe、Me均不擴散組成相兩相組織：α+Fe3C兩相組織：α(C)+FexC單相：C過飽和α(C)共格性無共格性共格性共格性

Vc：連續(xù)冷卻中全部A過→M的最小V冷——臨界淬火速度——上臨界冷卻速度VC′：連續(xù)冷卻中全部

A過