第六章珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火

1、 鋼經(jīng)過(guò)退火或正火處理，得到的組織接近平衡組織。經(jīng)過(guò)退火或正火后，亞共析鋼得到的組織常為鐵素體+片狀珠光體，而共析或過(guò)共析鋼的組織常為片狀或粒狀珠光體。第一節(jié)第一節(jié) 鐵素體和珠光體的組織與性能鐵素體和珠光體的組織與性能6.1.1 鐵素體的組織與性能 (1) 鐵素體概念:碳溶于-fe中形成的間隙固溶體，為體心立方晶格，用“f”表示，其顯微組織如圖6-1所示。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 (2) 在-fe中可以溶解微量(0.0008%0.0218%)的碳。 原因：在-fe中存在的晶體缺陷、位錯(cuò)和晶界等都是碳原于可能存在的地方。 (3)鐵素體的性能:強(qiáng)度和硬度低，而塑性、韌性好。 抗拉強(qiáng)度b2

2、50mpa，硬度(hbs)為80，伸長(zhǎng)率=50%，斷面收縮率=80%。因此其很少用于制造機(jī)械零件。用其加工的鋼板利用冷軋工藝可提高其強(qiáng)度。 鐵素體居里點(diǎn)與-fe相同，也是770，在770以上具有順磁性，在770以下時(shí)呈現(xiàn)鐵磁性。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.1.2 片狀珠光體的組織與性能 （1）珠光體是和fe3c兩相的機(jī)械混合物。 根據(jù)fe3c的形態(tài)不同，珠光體主要分為片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。 （2）片狀珠光體：由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成，其示意圖如圖6-2所示，組織照片如圖6-3所示。 （3）珠光體團(tuán)：若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第

3、六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 （1）珠光體的片間距：珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體(或鐵素體)之間的距離稱(chēng)為，用s0表示，如圖6-2所示，它是用來(lái)衡量珠光體組織粗細(xì)程度的一個(gè)主要指標(biāo)。 （2）片間距的大小主要決定因素：珠光體的形成溫度，與奧氏體晶粒度和成分均勻性關(guān)系不大。 冷卻速度的加快，過(guò)冷度不斷增大，珠光體片間距也越小。 （3）珠光體片間距s0與過(guò)冷度t之間的關(guān)系： 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火式中，s0珠光體的片間距，nm；t過(guò)冷度，k。 根據(jù)珠光體片間距的大小，可將珠光體分為三類(lèi)。 （1）一般的片狀珠光體：a1650溫度范圍內(nèi)形成的， (見(jiàn)圖6-3)，其片間距大約為150450n

4、m。（2）在650600溫度范圍內(nèi)形成的珠光體，其片間距較 小，約為80150nm，這種片狀珠光體稱(chēng)為索氏體(s)。 （3）在600550溫度范圍內(nèi)形成的珠光體，其片間距極 細(xì)，約為3080nm，這種極細(xì)的珠光體稱(chēng)為屈氏體(t)。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火索氏體8000屈氏體8000 （4） 珠光體、索氏體和屈氏體的區(qū)別： 都屬于珠光體類(lèi)型的組織。它們的本質(zhì)是相同的，都是由相和滲碳體兩相組成的片層相間的機(jī)械混合物。它們之間的差別只是片間距的大小不同而已。 片狀珠光體的力學(xué)性能主要決定于片間距。珠光體的片間距對(duì)強(qiáng)度和塑性的影響如圖6-4和圖6-5所示?？梢钥闯?，斷裂強(qiáng)度與片間距的倒數(shù)成正

5、比，與晶粒尺寸基本無(wú)關(guān)；當(dāng)片間距大于150nm時(shí)，鋼的塑性基本不變，而當(dāng)片間距減小于150nm時(shí)，隨片間距減小，鋼的塑性顯著增加。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 片間距減小，相界面增多，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙增大，塑性變形抗力增大，故強(qiáng)度、硬度提高。 片狀珠光體的塑性也隨片間距減小而增大，原因 （1）滲碳體片很簿時(shí)，在外力作用下可以滑移產(chǎn)生塑性變形，也可以產(chǎn)生彎曲； （2）片間距較小時(shí)，珠光體中的層片狀滲碳體是不連續(xù)的，層片狀的鐵素體并未完全被滲碳體片所隔離，因此使塑性提高。 例：對(duì)共析成分的鋼絲進(jìn)行鉛浴處理來(lái)提高其強(qiáng)度。該工藝是將鋼絲加熱到ac3(80100)

6、完全奧氏體化后，放入500550的鉛浴中進(jìn)行等溫冷卻，以獲得索氏體組織，此時(shí)鋼絲具有較高的強(qiáng)度和很高的塑性，在此基礎(chǔ)上進(jìn)行多次冷拔，可獲得具有極高強(qiáng)度和一定塑性的鋼絲，其強(qiáng)度可達(dá)3000mpa以上。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.1.3 粒狀珠光體的組織與性能 （1） 粒狀珠光體：當(dāng)滲碳體是以顆粒狀分布于鐵素體基體中時(shí)稱(chēng)為 (圖6-7)。 （2）一般球化退火得到粒狀珠光體。 （3）滲碳體顆粒的大小、形態(tài)及分布與熱處理工藝有關(guān)，其數(shù)量取決于鋼中的含碳量。 （4）粒狀珠光體的力學(xué)性能主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分布。 滲碳體顆粒越細(xì)，相界面越多，鋼的硬

7、度和強(qiáng)度越高。碳化物等軸狀，分布越均勻，則鋼的韌性越好。 （5）在成分相同的條件下，粒狀珠光體比片狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低，但塑性較好。粒狀珠光體硬度稍低的原因是由于其鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 （6）粒狀珠光體塑性好的原因：鐵素體連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻礙較小。 例：許多重要的機(jī)器零件都要通過(guò)調(diào)質(zhì)熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織，以獲得良好的綜合力學(xué)性能。另外，粒狀珠光體還具有較好的可切削加工性、冷成型性能及淬火工藝性能。因此，高碳鋼在機(jī)加工和淬火前要首先進(jìn)行球化退火預(yù)處理得到粒狀珠光體。第六章 珠光體轉(zhuǎn)

8、變和鋼的退火與正火 6.1.4 鐵素體和片狀珠光體混合組織及其性能 （1）亞共析鋼在退火和正火工藝下的室溫組織為f+p （2）隨含碳量增加，鐵素體量減少，珠光體量增多。 （3）隨冷卻速度的增加，先析出鐵素體量減少，珠光體量增多，珠光體的含碳量下降。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 這種鐵素體-珠光體組織的性能既取決于鐵素體及珠光體的相對(duì)量，還取決于鐵素體的晶粒大小和珠光體的片間距以及鐵素體的化學(xué)成分。這些因素與強(qiáng)度之間的關(guān)系由下式給出。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火1132mn11320sin15.42.33.81.13(1)11.60.254.127.6sfwdfsww1132n113

9、20si1541674.21.18(1)46.70.236.3bfwdfsw式中，f鐵素體體積百分?jǐn)?shù)；d鐵素體晶粒的平均直徑，mm；s0珠光體片平均間距，mm。 （4）塑性則隨珠光體量的增多而下降，隨鐵素體晶粒直徑的減小而升高。 （5）亞共析鋼的沖擊韌性隨珠光體量的增多而減小，而冷脆轉(zhuǎn)變溫度則隨珠光體量的增多而升高，見(jiàn)圖6-10。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 珠光體量與鋼中含碳量、合金元素和冷卻速度有關(guān)。合金元素通過(guò)改變共析點(diǎn)成分(見(jiàn)圖4-6)而影響珠光體中的含碳量。由于合金元素能降低共析點(diǎn)的含碳量，所以，在相同含碳量情況下，合金鋼的珠光體含量比碳素鋼要多。冷卻速度越快，產(chǎn)生的偽共析組織

10、越多，珠光體量也會(huì)增多。6.1.5 魏氏組織及其性能 （1） 魏氏組織：工業(yè)上將先共析片狀鐵素體和先共析針(片)狀滲碳體稱(chēng)為。 （2）魏氏組織分類(lèi)：鐵素體魏氏組織，滲碳體魏氏組織。 （3）魏氏組織性能：第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 性能：魏氏組織以及經(jīng)常與之伴生的粗晶組織會(huì)嚴(yán)重惡化鋼的性能，使鋼的強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性顯著降低，使鋼的冷脆轉(zhuǎn)變溫度升高，容易發(fā)生脆性斷裂。 解決方法：對(duì)易于出現(xiàn)魏氏組織的鋼材可以通過(guò)控制軋制、降低終鍛溫度、控制鍛（軋）后的冷卻速度或者改進(jìn)熱處理工藝，如采用細(xì)化晶粒的正火、退火、調(diào)質(zhì)等工藝來(lái)防止或消除魏氏組織。6.2.1 珠光體

11、形成的熱力學(xué)特點(diǎn) 珠光體相變的驅(qū)動(dòng)力：新舊兩相的體積自由焓之差。 由于珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，fe和c原子都能擴(kuò)散較大距離，珠光體又是在位錯(cuò)等微觀缺陷較多的晶界成核，相變需要的自由能較小，所以在較小的過(guò)冷度下就可以發(fā)生相變。第二節(jié)第二節(jié) 珠光體形成機(jī)制珠光體形成機(jī)制第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 圖6-12為鐵碳合金的、和fe3c三個(gè)相在t1、t2溫度的自由焓-成分曲線示意圖。 （1）t1溫度三個(gè)相的自由焓-成分曲線有一條公切線，此時(shí)和fe3c兩個(gè)相的混合物珠光體的自由焓與共析成分的奧氏體相同，二者的自由焓之差為零，因此相變驅(qū)動(dòng)力為零。所以，在t1溫度三相處于

12、平衡狀態(tài)，共析成分的奧氏體不能轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。 （2） t2溫度時(shí)，三個(gè)相的自由焓曲線如圖6-12b所示，可作出三條公切線，它們分別代表三組混合相的自由焓：d成分的相與fe3c，c成分的相與a成分的相；a成分的相與fe3c。由于共析成分的相的自由焓在三條公切線之上，因此共析成分的相將首先同時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閐成分的相與fe3c以及c成分的相與a成分的相。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 （3）此時(shí)相內(nèi)的碳含量不均勻，存在碳濃度梯度，即與fe3c界面處碳濃度低，與相界面處碳濃度高，碳將從高碳區(qū)向低碳區(qū)擴(kuò)散，使相的上述轉(zhuǎn)變得以持續(xù)進(jìn)行，最終完全轉(zhuǎn)變?yōu)樽杂伸首畹偷腶成分的相與fe3c的兩相混合物珠光體。第六章

13、 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.2.2 片狀珠光體形成機(jī)制 共析成分的奧氏體在冷卻至a1溫度以下時(shí)，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，反應(yīng)式如下： fe3c 的含碳量為0.77%，屬于面心立方；的含碳量為0.0218%，屬于體心立方；fe3c的含碳量為6.69%，屬于一種復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)。 由此可見(jiàn)，珠光體的形成包括fe、c原子的擴(kuò)散和fe晶格的改組，因此珠光體轉(zhuǎn)變是一種全擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。 片狀珠光體的形成與一般相變相同，也是通過(guò)形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程進(jìn)行的。由于珠光體是由和滲碳體兩相組成，因此，就有哪個(gè)相的核首先形成的問(wèn)題，即所謂領(lǐng)先相的問(wèn)題。此問(wèn)題爭(zhēng)論很久，現(xiàn)已基本清楚，認(rèn)為兩相都可能成為領(lǐng)先相。第六章 珠光體轉(zhuǎn)

14、變和鋼的退火與正火 實(shí)驗(yàn)證明，珠光體形成時(shí)，領(lǐng)先相大多在奧氏體晶界上形核。因?yàn)榫Ы缣幦毕葺^多，能量較高，原子易于擴(kuò)散，容易滿(mǎn)足形核所需要的成分起伏、能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏條件。關(guān)于珠光體的形成機(jī)制，早期主要是片狀形成機(jī)制(圖6-13)。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 一般認(rèn)為共析鋼中珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相是滲碳體。這種機(jī)制認(rèn)為，若滲碳體為領(lǐng)先相，在奧氏體晶界上形成穩(wěn)定的晶核后，就會(huì)依靠附近的奧氏體不斷供應(yīng)碳原子逐漸向縱深和橫向長(zhǎng)大，形成一小片滲碳體(圖6-13a)。這樣，就造成其周?chē)鷬W氏體的碳濃度 顯著降低，出現(xiàn)貧碳區(qū)，于是就為鐵素體的形核創(chuàng)造有利條件。當(dāng)貧碳區(qū)的碳濃度降低到相當(dāng)于鐵素體的平衡濃

15、度時(shí)，就在滲碳體片的兩側(cè)形成鐵素體片(圖6-13b)。鐵素體形成后隨滲碳體一起向前長(zhǎng)大，同時(shí)也向兩側(cè)長(zhǎng)大。鐵素體長(zhǎng)大的同時(shí)又使其外側(cè)出現(xiàn)奧氏體的富碳區(qū)，促使新的滲碳體晶核形成。如此不斷進(jìn)行，鐵素體和滲碳體相互促進(jìn)交替形核，并同時(shí)平行地向奧氏體晶?？v深方向長(zhǎng)大，形成一組鐵素體和滲碳體片層相間、大致平行的珠光體團(tuán)(圖6-13c)。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 珠光體形成主要受碳的擴(kuò)散所控制。當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)時(shí)，處于三相(、fe3c、)共存狀態(tài)，此時(shí)奧氏體中的碳濃度是不均勻的。碳濃度分布情況可由fe-fe3c相圖得出，如圖6-14a所示，即與鐵素體相接的奧氏體的碳濃度cr-較高，與滲碳體接觸

16、處的奧氏體的碳濃度c-fe3c較低。因此在奧氏體中產(chǎn)生了碳濃度差，從而引起了碳的擴(kuò)散，其擴(kuò)散示意圖如圖6-14b所示。碳在奧氏體中擴(kuò)散的結(jié)果，引起了鐵素體界面的奧氏體碳濃度降低，滲碳體第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火界面的奧氏體碳濃度增高，這就破壞了該溫度下奧氏體中碳濃度的平衡。為了恢復(fù)平衡，鐵素體界面附近的奧氏體中將析出鐵素體，使其碳含量升高到平衡濃度cr-。而滲碳體界面附近的奧氏體中必須析出滲碳體，使其碳含量降低到平衡濃度c-fe3c。如此這樣，珠光體中的鐵素體和滲碳體將同時(shí)向奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，一直到奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w為止。 在珠光體形成過(guò)程中，除了以上述一種情況進(jìn)行碳的擴(kuò)散之外，還

17、將發(fā)生在遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體(碳濃度為cr)中碳向與滲碳體相接的奧氏體處(碳濃度為cr- fe3c)擴(kuò)散，而與鐵素體相接的奧氏體處(cr-)碳向遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體(cr)中擴(kuò)散。此外，對(duì)已形成的珠光體，其鐵素體與奧氏體相接處碳濃度為c-r，而與滲碳體相接處碳濃度為c-fe3c，它們之間也要產(chǎn)生碳的擴(kuò)散。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 珠光體的形成除了按以上的片狀機(jī)制外，還有分枝機(jī)制，此時(shí)珠光體中的滲碳體以分枝形式長(zhǎng)大(圖6-15)。滲碳體形核后，在向前長(zhǎng)大過(guò)程中，不斷分枝，造成與其相鄰的奧氏體貧碳，從而促使鐵素體在滲碳體分枝之間不斷地形成，最終形成了滲碳體與

18、鐵素體片層相間的片狀珠光體組織。這種珠光體形成的分枝機(jī)制可以解釋珠光體轉(zhuǎn)變中的一些反?，F(xiàn)象，如離異共析組織。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 圖6-16a在奧氏體晶界上形成的滲碳體一側(cè)長(zhǎng)出一條鐵素體，但此后卻不再交替形核長(zhǎng)大；圖6-16b表示從晶界上形成的一片滲碳體中，長(zhǎng)出一個(gè)分枝伸向晶粒內(nèi)部，但兩側(cè)無(wú)鐵素體與之配合成核，因此形成一條孤立的滲碳體片；再就是只在奧氏體晶粒內(nèi)接近中心處出現(xiàn)一個(gè)珠光體團(tuán)(如圖6-16c所示)。6.2.3 粒狀珠光體形成機(jī)制 通常奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變總是形成片狀，但在特定的奧氏體化和冷卻條件下，也有可能形成粒狀珠光體。所謂特定條件是：

19、奧氏體化溫度低，保溫時(shí)間較短，加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，此時(shí)奧氏體中有許多未溶的殘留碳化物或許多微小的高濃度碳的富集區(qū)；其次是轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的等溫溫度高，等溫時(shí)間足夠長(zhǎng)，或冷卻速度極慢，這樣可能使?jié)B碳體成為顆粒（球）狀，即獲得粒狀珠光體，其組織照片見(jiàn)圖6-7。也就是說(shuō)鋼加熱時(shí)的奧氏體化程度是過(guò)冷奧氏體是否形成粒狀珠光體的先決條件。另外，粒狀珠光體也可以通過(guò)調(diào)質(zhì)(淬火高溫回火)獲得。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 粒狀珠光體的形成也是一個(gè)形核及長(zhǎng)大過(guò)程。粒狀珠光體中的粒狀滲碳體，通常是通過(guò)滲碳體球化(球化退火)獲得的。從能量上考慮，滲碳體的球化是一個(gè)自發(fā)過(guò)程。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相顆粒的溶解度與其

20、曲率半徑有關(guān)，曲率半徑越小，溶解度越高。滲碳體的尖角處由于曲率半徑較小，與其相鄰的奧氏體具有較高的碳濃度；而滲碳體的平面處由于曲率半徑較大，因此與其相鄰的奧氏體中碳濃度較低，從而使得奧氏體中的碳原子從滲碳體的尖角處向平面處擴(kuò)散。擴(kuò)散結(jié)果破壞了相界面的平衡，為了恢復(fù)平衡，尖角處的滲碳體將溶解，使其曲率半徑增大，而平面處將長(zhǎng)大，析出滲碳體，使其曲率半徑減小，如此不斷進(jìn)行，最后形成了各處曲率半徑相近的顆粒狀滲碳體。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 綜上所述，在a1溫度以下，片狀滲碳體的球化過(guò)程，是通過(guò)滲碳體片的斷裂、斷開(kāi)而逐漸成為球狀的(如圖6-18所示)。第六章

21、 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（2)粒狀珠光體等溫轉(zhuǎn)變形成條件： 片狀珠光體加熱到a1溫度以上時(shí)，奧氏體溫度較低，保溫時(shí)間又短，未溶滲碳體變成顆粒狀。 冷卻到a1溫度以下，過(guò)冷度小，顆粒狀滲碳體質(zhì)點(diǎn)將非自發(fā)晶核，促進(jìn)滲碳體的析出和長(zhǎng)大最終得到粒狀珠光體組織。(3)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變機(jī)制 : 提高奧氏體化溫度、延長(zhǎng)保溫時(shí)間和降低等溫退火溫度將有助于得到片狀珠光體。 降低奧氏體化溫度、縮短保溫時(shí)間和提高等溫退火溫度將有助于得到粒狀珠光體。 在連續(xù)冷卻條件下，增大冷卻速度有助于得到片狀珠光體；降低冷卻速度將有助于得到粒狀珠光體。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火1 、偽共析轉(zhuǎn)變：第三節(jié)第三節(jié) 亞（過(guò)）共析鋼

22、的珠光體轉(zhuǎn)變亞（過(guò)）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 gse以上為奧氏體單相區(qū)。gse為先共析鐵素體析出線。esg為先共析滲碳體析出線。 亞共析鋼自?shī)W氏體區(qū)緩慢冷卻時(shí)，將沿gs線析出先共析鐵素體，隨著鐵素體的析出，奧氏體的碳含量逐漸接近于共析成分(s點(diǎn))，最后具有共析成分的奧氏體將在a1以下轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。2、偽共析轉(zhuǎn)變概念： 若將亞(過(guò))共析鋼自?shī)W氏體區(qū)以較快速度冷卻下來(lái)，先共析鐵素體(或滲碳體)將來(lái)不及析出，奧氏體將被過(guò)冷到es(gs)線的延長(zhǎng)線se(sg)以下t1溫度，由于ese和gsg分別為滲碳體和鐵素體在奧氏體中的溶解度曲線，因此在該溫度下保溫一段時(shí)間，將自?shī)W氏體

23、中同時(shí)析出鐵素體和滲碳體，即過(guò)冷奧氏體將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。但此時(shí)的珠光體與共析成分的珠光體不同，其中的鐵素體與滲碳體的相對(duì)量與珠光體不同，隨奧氏體的含碳量而變。這種轉(zhuǎn)變稱(chēng)為偽共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物稱(chēng)為偽共析組織。esg以下區(qū)域稱(chēng)為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火3、影響偽共析轉(zhuǎn)變的因素： 隨冷卻速度增大，偽共析轉(zhuǎn)變溫度降低，成分范圍變大。 合金元素使e點(diǎn)左移，再加上偽共析現(xiàn)象，多數(shù)中碳合金鋼在退火，特別是正火和淬火情況下，先共析鐵素體含量會(huì)比較少，甚至沒(méi)有鐵素體。而對(duì)于過(guò)共析鋼，往往不出現(xiàn)先共析碳化物。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.3.2 先共析相的析出1.亞共析鋼中先共析

24、鐵素體的析出（1）影響因素：奧氏體中含碳量和析出溫度(或冷卻速度)。 含碳量越高，冷卻速度越快，析出的先 共析鐵素體量越少。（2） 組織形態(tài)：網(wǎng)狀、塊狀(或稱(chēng)等軸狀)和片狀(有時(shí)也 稱(chēng)針狀) 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火鐵素體形成時(shí)與奧氏體無(wú)共格關(guān)系。 鐵素體長(zhǎng)大時(shí)與奧氏體有共格聯(lián)系，形成片狀鐵素體(也稱(chēng)為魏氏鐵素體)。 （3）形成特點(diǎn)： 先共析鐵素體的析出，晶核大都在奧氏體晶界上形成。晶核與一側(cè)的奧氏體晶粒存在k-s關(guān)系，兩者之間為共格界面，與另一側(cè)的奧氏體晶粒則無(wú)位向關(guān)系，兩者之間是非共格界面。 晶核形成后，與鐵素體鄰近的奧氏體的碳含量將增加，為了保持相界面碳含量平衡，必須從奧氏體中

25、繼續(xù)析出低碳的鐵素體，從而使鐵素體晶核不斷長(zhǎng)大。 當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，fe原子活動(dòng)能力較強(qiáng)，非共格界面遷移比較容易，故鐵素體向無(wú)位向關(guān)系一側(cè)的奧氏體晶粒長(zhǎng)大成球冠狀。若奧氏體的碳含量較高時(shí)，先共析鐵素體將呈網(wǎng)狀分布的組織形態(tài)。而當(dāng)奧氏體的碳含量較低時(shí)，先共析鐵素體將呈塊狀分布的組織形態(tài)。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，fe原子擴(kuò)散困難，共格界面遷移則成為主要的，鐵素體將通過(guò)共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大。為了減小彈性畸變能，鐵素體將呈條片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)伸展，此晶面為111 面。 c%0.4%時(shí)，網(wǎng)狀鐵素體； c% 0.2%時(shí)，塊狀鐵素體； c% 0.

26、2%0.4%時(shí)，魏氏鐵素體。 冷卻速度過(guò)快，碳原子來(lái)不及擴(kuò)散而抑制魏氏組織的出現(xiàn)；冷卻速度過(guò)慢，有利于鐵原子的擴(kuò)散而形成網(wǎng)狀鐵素體。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 2.過(guò)共析鋼中先共析滲碳體的形成 (1) 過(guò)共析鋼加熱到acm溫度以上，經(jīng)保溫獲得均勻奧氏體后，被過(guò)冷到es線以下sg線以上區(qū)域等溫保持或緩慢冷卻時(shí)，將從奧氏體中析出先共析滲碳體。 (2) 組織形態(tài)：粒狀、網(wǎng)狀和針(片)狀 。 （3）形成特點(diǎn)：先共析針(片)狀滲碳體()稱(chēng)為滲碳體魏氏組織。與奧氏體之間存在pisch關(guān)系 (110)/(554)、(010)/(110)、(001)/(225) （4）防止方法： 過(guò)共析鋼件毛坯的退火

27、加熱溫度，必須在accm以下。 對(duì)于具有網(wǎng)狀或針(片)狀滲碳體的鋼，必須加熱到accm以上。然后快速冷卻，使先共析滲碳體來(lái)不及析出，形成偽共析或其他組織，再進(jìn)行球化退火。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火3、總結(jié)：（1） c%0.4%時(shí)，網(wǎng)狀鐵素體； c% 0.2%時(shí)，塊狀鐵素體； c% 0.2%0.4%時(shí)，魏氏鐵素體。（2）魏氏組織鐵素體只能在一定范圍的冷卻速度下形成，過(guò)慢或過(guò)快的冷卻速度都將抑制它的形成。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（3）魏氏組織形成與原奧氏體晶粒大小的關(guān)系： 粗大的奧氏體晶粒將促進(jìn)魏氏組織的形成。 原因：晶粒愈粗大晶界愈少，使晶界上先析出相數(shù)量減少，剩余的奧氏體

28、富集(貧)碳也少，有利于魏氏組織鐵的形成。另一方面，奧氏體晶粒粗大，網(wǎng)狀先析出相析出后剩余的空間較大，也給魏氏組織的形成創(chuàng)造了條件。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)對(duì)生產(chǎn)實(shí)際的意義： （1) 通過(guò)珠光體轉(zhuǎn)變降低鋼的硬度，改善加工性能； （2) 對(duì)某些零件來(lái)說(shuō)，通過(guò)退火或正火處理得到珠光體組織已能滿(mǎn)足性能要求； （3) 通過(guò)合金化和熱處理冷卻方法的合理選擇，抑制珠光體轉(zhuǎn)變，得到馬氏體或下貝氏體，在不能完全抑制珠光體轉(zhuǎn)變的情況下，珠光體量的多少對(duì)性能產(chǎn)生直接影響。 第四節(jié)第四節(jié) 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué) 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.4.1 珠光體等溫轉(zhuǎn)變的形核

29、率及長(zhǎng)大速率第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（1）形核率出現(xiàn)極大值原因： 隨過(guò)冷度增大，兩相自由焓差增大，需要的臨界形核功減小，形核率增大。 形核需要原子擴(kuò)散，隨過(guò)冷度增大，溫度降低，原子擴(kuò)散系數(shù)減小，形核率減小。這兩個(gè)因素共同作用，使得形核率出現(xiàn)極大值。（2）形核率出現(xiàn)極大值原因： 兩相自由焓差gv和原子擴(kuò)散系數(shù)，兩相自由焓差gv隨過(guò)冷度增大而增大，原子擴(kuò)散系數(shù)隨過(guò)冷度增大而減小，這兩個(gè)因素綜合作用的結(jié)果，使得線長(zhǎng)大速率隨過(guò)冷度增大出現(xiàn)極大值。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（3）珠光體和鐵素體長(zhǎng)大速率與等溫時(shí)間關(guān)系 ： 珠光體長(zhǎng)大依賴(lài)于原子擴(kuò)散，但并不對(duì)長(zhǎng)大速率隨時(shí)間的變化產(chǎn)生大的影

30、響，因?yàn)樵訑U(kuò)散距離很小，約為珠光體片間距的1/2，在珠光體長(zhǎng)大過(guò)程中其界面上的原子分布規(guī)律不變，擴(kuò)散速率不變。 對(duì)亞共析鋼的先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，碳原子的擴(kuò)散距離約為奧氏體晶粒直徑的1/2，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于珠光體形成時(shí)碳原子擴(kuò)散距離，所以，先共析鐵素體的長(zhǎng)大速率將隨鐵素體的長(zhǎng)大而減小。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.4.2 珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線 如果形核率和長(zhǎng)大速率不隨時(shí)間而變化，則新相的體積分?jǐn)?shù)與時(shí)間是典型的“s”形曲線，如圖中的曲線a。 如果考慮僅僅在等溫開(kāi)始的不太長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)形核，爾后停止形核，則動(dòng)力學(xué)曲線如圖中曲線b所示， 對(duì)于先共析鐵素體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線，由于其長(zhǎng)大受原子在奧氏體中擴(kuò)散的影

31、響，長(zhǎng)大速率必然越來(lái)越慢 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火6.4.3 影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素1.合金元素的影響 (1) c%:隨奧氏體碳含量的增加，鐵素體析出溫度降低，孕育期增長(zhǎng)，析出鐵素體時(shí)需要碳的擴(kuò)散量增大，因而長(zhǎng)大速率變慢。珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谝搽S之增長(zhǎng)，過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變c曲線右移。對(duì)過(guò)共析鋼則相反。 (2) 大多數(shù)合金元素都使c曲線右移，降低形核率和線長(zhǎng)大速率。 mo在所有元素中影響最為強(qiáng)烈。 w的作用與mo相似，其影響程度約為mo的一半 。 cr、mn、ni ，使c曲線右移。 si、al影響不大 。 v、ti、zr、nb、ta強(qiáng)碳化物形成元素。增加過(guò)冷 奧氏體的穩(wěn)定性。 第六章 珠光

32、體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 co能增加珠光體的長(zhǎng)大速率，所以減小過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性。 b能顯著降低亞共析鋼過(guò)冷奧氏體在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)析出鐵素體的速率 。b對(duì)珠光體的形成也有抑制作用。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火2.加熱溫度和保溫時(shí)間的影響 提高奧氏體化溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間，都可以使珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谠鲩L(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速率降低。 隨奧氏體化溫度升高和保溫時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體成分的均勻性提高，奧氏體晶粒也粗大、晶體缺陷減少，也會(huì)導(dǎo)致珠光體形核位置的減少，降低形核率，使珠光體轉(zhuǎn)變速率變慢。 對(duì)過(guò)共析鋼來(lái)說(shuō)，奧氏體化溫度和保溫時(shí)間的影響更大。這是因?yàn)檫^(guò)共析鋼常常在兩相區(qū)進(jìn)行不完全奧氏體化，奧氏體處在非平衡狀態(tài)。第六章

33、珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火3.原始組織的影響 原始組織是通過(guò)影響奧氏體化過(guò)程而影響珠光體轉(zhuǎn)變的。因此，在其他條件不變的情況下，原始組織愈細(xì)小，珠光體轉(zhuǎn)變愈慢。4.應(yīng)力的影響 由于奧氏體的比容小于珠光體的比容(見(jiàn)表1-1)，所以，奧氏體轉(zhuǎn)變成珠光體時(shí)體積將膨脹，在周?chē)a(chǎn)生壓應(yīng)力，如果加上外加拉應(yīng)力將促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，如果加上外加壓應(yīng)力將推遲珠光體轉(zhuǎn)變。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火5.塑性變形 在奧氏體狀態(tài)下進(jìn)行塑性變形有加速珠光體轉(zhuǎn)變的作用，且形變量愈大，形變溫度愈低，珠光體轉(zhuǎn)變速度愈快。 原因： 形變?cè)黾恿藠W氏體缺陷，增加了能量，從而增大了奧氏體與珠光體的自由焓差，相當(dāng)于增加了過(guò)冷度 晶體

34、缺陷密度的增大也將提高原子擴(kuò)散速率，也使轉(zhuǎn)變速率提高。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第五節(jié)第五節(jié) 退火概念及其分類(lèi)退火概念及其分類(lèi)（1）退火概念 將鋼加熱到臨界溫度ac1以上或以下溫度，保溫一定時(shí)間，然后緩慢冷卻(如爐冷、坑冷、灰冷等)獲得接近平衡組織的熱處理工藝稱(chēng)為退火。（2）退火的作用 退火過(guò)程使組織由非平衡向平衡過(guò)度，它可以均勻鋼的化學(xué)成分及組織，消除鑄造偏析，細(xì)化晶粒；消除內(nèi)應(yīng)力，穩(wěn)定工件尺寸，減小變形，防止開(kāi)裂；降低硬度，提高切削加工性能，一般硬度的最佳切削范圍為170230hb；提高塑性，便于冷變形加工；消除淬火后的過(guò)熱組織以便再進(jìn)行重新淬火；脫氫，防止白點(diǎn)等。 第六章 珠光

35、體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（3）退火工藝的分類(lèi) 按加熱溫度：一是臨界溫度(ac1或ac3)以上的退火，稱(chēng)為“相變重結(jié)晶退火”，包括完全退火、不完全退火、晶粒粗化退火、擴(kuò)散退火和球化退火等；二是加熱到臨界溫度(ac1或ac3)以下的退火、稱(chēng)為“低溫退火”，包括軟化退火、再結(jié)晶退火和去應(yīng)力退火等。 按冷卻方式:等溫退火、連續(xù)冷卻退火及臨界區(qū) 快速冷卻而后緩慢冷卻的退火。 按零件退火面積:整體退火及局部退火。 按零件加熱冷卻方法及所用設(shè)備:加熱爐退火、鹽浴退火、真空退火、感應(yīng)退火、磁場(chǎng)退火、包裝退火等。 按零件表面狀態(tài):黑皮退火及光亮退火等。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六節(jié)第六節(jié) 退火工藝退火工

36、藝 （1）去氫退火 ： 溶解于固溶體中的氫，容易造成鋼中出現(xiàn)白點(diǎn)缺陷。為了消除大型鍛鋼件中出現(xiàn)白點(diǎn)缺陷而進(jìn)行的退火，稱(chēng)為去氫退火(又稱(chēng)為消除白點(diǎn)退火)。 （2）防治方法： 退火工藝參數(shù)的選擇必須滿(mǎn)足氫在鋼中的溶解度小而擴(kuò)散速度大的條件，使其排出鍛件或由固溶狀態(tài)變?yōu)榉肿訝顟B(tài)存在。分子狀態(tài)的氫所引起的壓力可以通過(guò)塑性變形來(lái)消除，而不形成白點(diǎn)。 氫在-fe中的擴(kuò)散系數(shù)比在-fe中的擴(kuò)散系數(shù)大得多 ，去氫退火在a1溫度以下進(jìn)行。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火1.碳鋼及低合金鋼的去氫退火 碳鋼及低合金鋼大型鍛件在鍛造(或重新加熱奧氏體化)后以較快速度冷卻至過(guò)冷奧氏體最不穩(wěn)定區(qū)域(鼻尖區(qū))，使其充分等

37、溫轉(zhuǎn)變，形成偽共析組織。此時(shí)，氫的溶解度較低而擴(kuò)散比較容易，在轉(zhuǎn)變中即可從鍛件中排出或結(jié)合為氫分子。氫分子所引起的壓力也可因轉(zhuǎn)變溫度(620660)較高而得到松弛。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火2.中合金鋼的去氫退火 中合金鋼大型鍛件加熱奧氏體化并在過(guò)冷奧氏體最不穩(wěn)定區(qū)域等溫轉(zhuǎn)變(280320)后，再加熱至稍低于ac1的溫度(580660)，并經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間保溫，可使一部分氫自鍛件表面排出，而剩余的氫可在鍛件內(nèi)部均勻分布，以減少其有害作用。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火3.高合金鋼的去氫退火 首先要進(jìn)行一次重結(jié)晶退火，其目的是改善組織、細(xì)化晶粒并提高鍛件中氫分布的均勻性，同時(shí)降低過(guò)冷奧氏體的

38、穩(wěn)定性，減小白點(diǎn)傾向性，然后冷卻至280320，保溫適當(dāng)時(shí)間后，再加熱至580660，保溫后冷卻。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（3）再結(jié)晶退火 在冷變形加工中，隨變形量增加，金屬的強(qiáng)度、硬度增大，而塑性韌性則降低。這種現(xiàn)象稱(chēng)為加工硬化。 將冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上保持適當(dāng)?shù)臅r(shí)間，使變形晶粒重新形核，轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚣?xì)小的等軸晶粒，同時(shí)消除加工硬化的熱處理工藝稱(chēng)為再結(jié)晶退火。 純金屬的再結(jié)晶溫度與金屬熔點(diǎn)之間有如下關(guān)系： 產(chǎn)生再結(jié)晶所需的最小變形量稱(chēng)為臨界變形量，鋼的臨界變形量約為6%10%。 通常把經(jīng)過(guò)大變形量冷變形的金屬(變形量70%)，在1h保溫時(shí)間內(nèi)能夠完成再結(jié)晶轉(zhuǎn)變(轉(zhuǎn)變量9

39、5%)的溫度定義為再結(jié)晶溫度。 生產(chǎn)中一般為最低再結(jié)晶溫度以上100200。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火0.4k再熔（ ）1.低碳鋼的再結(jié)晶退火 低碳鋼的再結(jié)晶溫度在450650之間，隨著含碳量及合金元素含量的增加，再結(jié)晶溫度不斷升高，超過(guò)acl溫度時(shí)將優(yōu)先發(fā)生相變重結(jié)晶。這時(shí)，只能采用低于acl溫度的軟化退火來(lái)降低冷變形材料的硬度。因此，低碳鋼在冷拉、冷軋、冷沖等加工后的再結(jié)晶退火溫度常取650700。2.不銹鋼的再結(jié)晶退火 含高鉻(13%30%cr)的馬氏體及鐵素體不銹鋼的再結(jié)晶溫度為650700。為了避免晶粒過(guò)度粗化(尤其是鐵素體鋼晶粒長(zhǎng)大傾向嚴(yán)重)，含鉻低(如0crl3)時(shí)采用

40、下限，含鉻高(如cr28)時(shí)采用上限。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火(4) 去應(yīng)力退火 定義：將冷變形后的金屬在低于再結(jié)晶溫度加熱，以消除內(nèi)應(yīng)力，但仍保留加工硬化效果的熱處理，稱(chēng)為去應(yīng)力退火。 生產(chǎn)實(shí)際中的定義：熱鍛軋、鑄造、各種冷變形加工、切削或切割、焊接、熱處理，甚至機(jī)器零部件裝配后，在不改變組織狀態(tài)、保留冷作、熱作或表面硬化的條件下，將工件加熱至ac1以下某一溫度，保溫一定時(shí)間，然后緩慢冷卻，以消除內(nèi)應(yīng)力，減小變形、開(kāi)裂傾向的熱處理工藝統(tǒng)稱(chēng)為去應(yīng)力退火。 把較高溫度下的去應(yīng)力處理叫作去應(yīng)力退火，而把較低溫度下的這種處理，稱(chēng)為去應(yīng)力回火 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火1.熱鍛軋材

41、及工件的去應(yīng)力退火 低碳結(jié)構(gòu)鋼熱鍛軋后，如硬度不高，適于切削加工，可不進(jìn)行正火，但應(yīng)在500左右進(jìn)行去應(yīng)力退火。 中碳結(jié)構(gòu)鋼為避免調(diào)質(zhì)時(shí)的淬火變形，需在切削加工或最終熱處理之前進(jìn)行500650的去應(yīng)力退火 刀具、模具等，在粗加工與半精加工之間，淬火之前常進(jìn)行600700，24h的去應(yīng)力退火。在精磨之后進(jìn)行一次低于回火溫度的去應(yīng)力退火，以避免開(kāi)裂。在使用中每次修磨之后進(jìn)行去應(yīng)力退火，可提高刀具的使用壽命。 需要滲氮的精密耐磨零件，應(yīng)在調(diào)質(zhì)處理及最終磨削加工后，進(jìn)行一次低于調(diào)質(zhì)溫度的去應(yīng)力退火，以防止零件在滲氮時(shí)的變形。 熱處理后性能不足(如淬硬不足)的重要工件或工具，在重新淬火之前也需進(jìn)行去應(yīng)力

42、退火，以減小淬火變形。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火2. 冷變形鋼材的去應(yīng)力退火 250350去應(yīng)力退火處理，以防其制成成品后由于應(yīng)力釋放而產(chǎn)生變形。（5）均勻化退火 將金屬鑄錠、鑄件或鍛坯，在略低于固相線的溫度長(zhǎng)期加熱，以消除或減少晶內(nèi)偏析，達(dá)到均勻化目的的熱處理工藝，稱(chēng)為均勻化退火(亦稱(chēng)為擴(kuò)散退火)。 溫度范圍：選擇在ac3或accm以上150300。 碳鋼：11001200， 合金鋼：12001300。 加熱速度：100120h-1。 均勻化退火的保溫時(shí)間：按截面厚度每25mm保溫0.51h或以1.52.5minmm-1來(lái)計(jì)算，一般不超過(guò)15h 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火

43、冷卻速度一般為50h-1，高合金鋼則為2030h-1。通常降溫到600以下即可出爐空冷。高合金鋼及高淬透性鋼種最好在350左右出爐 。 應(yīng)用范圍：均勻化退火多用于優(yōu)質(zhì)合金鋼及偏析現(xiàn)象較為嚴(yán)重的合金。 例：對(duì)鑄造高速鋼刀具等萊氏體鋼制造的工件，則需進(jìn)行高溫均勻化退火，以打破共晶碳化物網(wǎng)，使碳化物分布均勻。但因均勻化退火后常使鋼的晶粒粗大，因此需再進(jìn)行一次完全退火或正火以細(xì)化晶粒。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（6）亞共析鋼的等溫退火 將亞共析鋼工件加熱到高于ac3的溫度，待奧氏體轉(zhuǎn)變完成并基本均勻后，較快地冷卻到低于ar1以下的某個(gè)溫度，等溫保持足夠長(zhǎng)時(shí)間，使珠光體轉(zhuǎn)變完全，然后出爐空冷(

44、或油冷、水冷)的熱處理工藝稱(chēng)為等溫退火 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 等溫退火時(shí)的加熱溫度、等溫溫度及保溫時(shí)間可根據(jù)鋼的過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線、工件截面尺寸及性能要求等條件確定。等溫溫度越高，先共析鐵素體含量越多，珠光體的片層也越粗，硬度越低。等溫保持時(shí)間應(yīng)比c曲線上等溫轉(zhuǎn)變完成時(shí)間更長(zhǎng)些，以保證過(guò)冷奧氏體分解完全，尤其對(duì)于截面較大的工件。 在生產(chǎn)中，碳鋼常取12h，低、中合金鋼35h。 中碳及合金結(jié)構(gòu)鋼進(jìn)行等溫退火，可以得到比完全退火(圖6-34曲線b)更為均一的組織和性能，同時(shí)還能有效地消除鍛造應(yīng)力，工藝周期卻比完全退火縮短了大約一半。 等溫退火工藝也可應(yīng)用于高碳工具鋼及軸承鋼的球

45、化退火，以及結(jié)構(gòu)鋼大鍛件的去除白點(diǎn)處理。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火（7）球化退火 定義:使鋼獲得彌散分布于鐵素體基體上的顆粒狀碳化物組織(粒狀珠光體)的熱處理工藝稱(chēng)為球化退火。 目的:降低硬度，改善切削加工性能；消除網(wǎng)狀或粗大碳化物顆粒，為最終熱處理淬火做好組織準(zhǔn)備，從而減小淬火時(shí)的變形和開(kāi)裂。 應(yīng)用:高碳工具鋼、模具鋼及軸承鋼制作的刀具、冷作模具及軸承零件等的預(yù)備熱處理，以改善切削加工性能及加工精度，防止工具的脆斷和刀口崩落，提高軸承的接觸疲勞壽命等。 分類(lèi)：低溫球化退火、一次球化退火、等溫球化退火及周期球化退火。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火1.低溫球化退火 低溫球化退火是將

46、鋼材或工件加熱到ac1以下1030左右，長(zhǎng)時(shí)間保溫(一般90100小時(shí))后緩冷至450550后出爐空冷，以獲得粒狀珠光體的熱處理工藝。 原珠光體片層較薄，且無(wú)網(wǎng)狀碳化物出現(xiàn)的合金結(jié)構(gòu)鋼及高碳工具鋼，以降低硬度，改善切削加工性；有時(shí)為了便于對(duì)低碳鋼進(jìn)行冷變形加工，也可進(jìn)行低溫球化退火。 第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火2.一次球化退火 將鋼加熱到acl與accm(或ac3)之間，一般稍稍高于ac1溫度，充分保溫一定時(shí)間(26h)，然后緩慢冷卻至500650出爐冷卻，稱(chēng)為一次球化退火 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 應(yīng)用：一次球化退火工藝是目前生產(chǎn)中應(yīng)用最廣泛的球化退火工藝，它實(shí)際上是不完

47、全退火。 對(duì)于亞共析鋼，隨著含碳量的增多，一次退火的加熱溫度略有降低；而對(duì)于過(guò)共析鋼，則隨其含碳量的增多，加熱溫度升高 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 3.等溫球化退火 將共析鋼或過(guò)共析鋼加熱到ac1+(2030)保溫，接著冷卻到略低于ar1以下的溫度保持一段時(shí)間，然后爐冷或空冷到室溫的球化退火工藝稱(chēng)為等溫球化退火 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 若原始組織中網(wǎng)狀碳化物較嚴(yán)重，則需加熱到略高于accm的溫度，使碳化物網(wǎng)溶入奧氏體中，然后較快地冷卻到ar1以下溫度進(jìn)行等溫球化退火 。 應(yīng)用：與一次球化退火工藝相比，等溫球化退火可獲得較好的球化質(zhì)量，提

48、高生產(chǎn)率，因此它多應(yīng)用于碳鋼及合金鋼刀具、冷沖模具以及軸承零件。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火4.周期球化退火 將鋼加熱到acl以上稍高的溫度，短時(shí)保溫后爐冷至略低于ar1，再進(jìn)行短時(shí)保溫，如此反復(fù)多次加熱和冷卻，稱(chēng)為周期球化退火(又稱(chēng)往復(fù)球化退火) 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 優(yōu)點(diǎn)：acl以上的短時(shí)加熱，除奧氏體化外，還可使網(wǎng)狀碳化物溶斷，而在arl以下保溫時(shí)變?yōu)榍驙?，同時(shí)使珠光體中的滲碳體附著在這些球上生長(zhǎng)。幾次反復(fù)后，便可得到球化效果更好的粒狀珠光體組織。 周期球化退火適用于小批量生產(chǎn)的小型工具。特別適用于前幾種工藝難于球化的鋼種 。第六章 珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火 第七節(jié)第七節(jié) 正火正火 （1）將鋼加熱到ac3或accm以上3050，保溫一定