第九章 固態(tài)相變(二)

第九章固態(tài)相變（二）9.5鋼的熱處理原理9.5.1鋼的加熱轉變1.加熱與冷卻的臨界點2.共析鋼奧氏體化過程體心立方復雜正交面心立方奧氏體化過程可分為四個階段，即奧氏體的形核、奧氏體晶核長大、殘余Fe3C的溶解和奧氏體均勻化。3.奧氏體晶粒長大及其控制長大的驅動力是總界面能的減少。奧氏體晶粒的大小直接影響冷卻轉變產物的性能。（1）奧氏體晶粒度的概念奧氏體晶粒度是衡量奧氏體晶粒的尺度。奧氏體晶粒的大小可用晶粒截面的平均晶粒直徑或單位面積內的晶粒數目來表示，也可用晶粒度指數G來表示。晶粒度級別的物理意義為：奧氏體晶粒度分為三種：起始晶粒度、實際晶粒度和本質晶粒度。n為放大100倍時，1平方英寸面積內的晶粒數目。起始晶粒度：奧氏體化剛剛完成，奧氏體晶粒的大小。實際晶粒度：在具體的熱處理或加熱條件下，實際獲得的奧氏體晶粒的大小。本質晶粒度：表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。通常采用標準實驗的方法，即將鋼加熱到（93010）℃，保溫3-8小時后，測定其奧氏體晶粒大小。如晶粒大小級別在1—4級，稱為本質粗晶粒鋼，如晶粒大小在5—8級，則稱為本質細晶粒鋼。選用930℃，是因為對于一般鋼材來講，不論進行何種熱處理，如淬火、正火、退火、滲碳等，加熱溫度都在930℃以下。

（2）影響奧氏體晶粒大小的因素①加熱溫度與保溫時間的影響奧氏體化溫度一定，隨保溫時間延長，晶粒不斷長大。但長大到一定尺寸后幾乎不再長大。奧氏體化溫度越高，晶粒長大越快，與之對應的極限尺寸也越大。奧氏體化溫度越低，保溫時間越長，奧氏體晶粒越細小。②加熱速度的影響最高加熱溫度相同，加熱速度越快，奧氏體晶粒越細小。其原因：加熱速度越快，過熱度越大，相變驅動力增大，形核率急劇增加，因而晶粒度越??；加熱速度越快，加熱時間越短，奧氏體晶粒來不及長大，所以短時快速加熱是細化奧氏體晶粒的重要手段。③化學成分的影響加熱溫度和保溫時間相同時，鋼中碳質量分數越低，奧氏體晶粒越細小。合金元素對奧氏體晶粒大小的影響：

強烈阻止奧氏體晶粒長大的合金元素有Al和V、Ti、Nb、Zr等；當其形成彌散穩(wěn)定的碳化物和氮化物時，由于分布在晶界上，因而阻礙晶界的遷移，阻止奧氏體晶粒長大。

一般阻礙奧氏體晶粒長大的有Mo、W、Cr等；其阻礙作用隨含量的增多而增強。

影響不大的有非碳化物元素Si、Ni、Cu等；促進奧氏體晶粒長大的有Mn、P、C、N和過量鋁。這些元素溶入奧氏體中可削弱γ-Fe的原于結合力，加速鐵的自擴散。

④原始組織的影響一般情況下，片狀珠光體比粒狀珠光體更容易過熱，因為片狀珠光體相界面多，奧氏體化時生核率高，轉變速率快。奧氏體形成后，過早進入長大階段，所以獲得的奧氏體晶粒較粗大。原始組織為馬氏體、貝氏體等非平衡組織時，易發(fā)生組織遺傳性。經歷了過熱淬火的鋼件的室溫組織為馬氏體組織，由于其原始奧氏體晶粒很粗大，在重新奧氏體化時，新形成的奧氏體晶粒與原來粗大的奧氏體晶粒具有相同的形狀、大小和取向，這種現象叫組織遺傳。為了杜絕組織遺傳，需先采用正火或完全退火，獲得近似平衡組織，然后在進行隨后的淬火熱處理。4.鋼的加熱缺陷與防止方法加熱質量對熱處理后的組織和性能有很大影響，評定加熱質量的主要依據是，奧氏體的晶粒大小與成分的均勻性、第二相的數量大小及分布、表面氧化和脫碳、變形開裂程度等。常見的加熱缺陷有氧化、脫碳、欠熱、過熱、過燒等，產生加熱缺陷的原因與加熱工藝制定不合理或操作不當等有關。

（1）氧化與脫碳氧化是指鋼在氧化性介質中加熱時，鐵或合金元素與O2、CO2、H2O相互作用，形成氧化物的過程。分為表面氧化和內氧化。脫碳是指鋼表層中的碳與介質中的O2、CO2、H2O和H2等反應，生成CO2、CO、CH4等氣體而逸出鋼外，使鋼中碳質量分數下降。為防止氧化與脫碳，可采用可控氣氛加熱、真空加熱等方法，對鹽浴加熱要有嚴格的脫氧制度。（2）欠熱、過熱與過燒欠熱：也叫加熱不足，產生原因是加熱溫度過低或保溫時間過短。過熱：加熱溫度過高或保溫時間過長，造成奧氏體晶粒過分粗大。過燒：是指在加熱時，奧氏體晶界局部熔化或晶界氧化。欠熱和過熱的工件必須進行返修。過燒的工件只能報廢。

加熱缺陷產生的原因主要是操作不當或測溫不準確造成的。所以合理制定加熱保溫工藝，加熱設備維修與管理，定期校驗爐溫，可避免和減少加熱缺陷的發(fā)生。

時間溫度A1MSMfA過冷PBMA→MA→BA→P轉變開始線轉變終了線奧氏體9.2鋼的冷卻轉變連續(xù)冷卻和等溫冷卻1.過冷奧氏體等溫轉變曲線（TTT曲線----C曲線）過冷奧氏體：處于過冷狀態(tài)待分解的奧氏體。（1）共析鋼等溫轉變曲線（1）珠光體轉變區(qū)

A1~550℃內為P轉變區(qū)，一般為片狀，片間距離隨溫度降低而減小，屈服強度升高。其中，A1~650℃生成的較粗片狀組織叫珠光體，用P表示，光學顯微鏡可分辨出片層形態(tài)。650~600℃生成細片狀組織叫索光體，用S表示，高倍光學顯微鏡可分辨出片層形態(tài)。600~550℃生成極細片狀組織叫屈光體，用T表示，只有在電鏡下才能分辨清楚。（2）貝氏體轉變區(qū)

550℃~MS為貝氏體轉變區(qū)，分上貝氏體和下貝氏體區(qū)。550~350℃生成羽毛狀的上貝氏體，350℃~MS之間生成針片狀下貝氏體。貝氏體轉變終了線以右不能得到單一的貝氏體組織，而是貝氏體+殘余奧氏體。（3）馬氏體轉變區(qū)

MS以下為馬氏體轉變區(qū)，直到Mf。（4）珠光體與貝氏體、貝氏體與馬氏體可能重疊這樣在某一溫度等溫，將得到P+B或B+M混合組織。（2）影響奧氏體等溫轉變的因素①奧氏體碳濃度的影響

只有一個鼻子點，即珠光體轉變與貝氏體轉變重疊，亞（過）共析鋼比共析鋼多出一個F析出線和Cem析出線。對珠光體部分：亞共析鋼，隨碳含量的增加C曲線右移。過共析鋼，隨碳含量的增加C曲線左移。對貝氏體部分：隨碳含量的增加C曲線總是右移的。②合金元素的影響合金鋼C曲線的常見類型歸納起來大體上可以分為六種類型。（1）具有單一的C字形曲線，即P與B轉變重疊（與碳素鋼相似）。除碳鋼以外，含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素（非碳化物形成元素）的鋼均屬此類。（2）具有雙C字形曲線，兩個鼻子在時間軸上相近，在溫度軸上不同，P與B部分重疊，如37CrSi具有這樣的C曲線。（3）、具有雙C字形曲線，兩個鼻子在時間和溫度軸上都不相同，P與B部分重疊。1）P轉變曲線右移比較顯著，20Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。2）B轉變曲線右移較為顯著，GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等。（4）P與B轉變曲線完全分開1）B轉變曲線右移，Cr12、Cr12、VW18Cr4V等。2）P轉變曲線右移，5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等。（5）只有P轉變區(qū)而無B轉變區(qū)（4Cr13)或只有B轉變區(qū)而無P轉變區(qū)(18CrNiV)。（6）只有一條碳化物析出線，無P和B轉變區(qū)（奧氏體鋼都具有這類曲線）。一般規(guī)律：除Co以外，常用的合金元素均增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，推遲轉變和降低轉變速度，使等溫轉變曲線右移，延長過冷奧氏體轉變開始和終了時間，對P和B轉變有分離作用。Al的作用，對B轉變與Co相同。注意：合金元素只有溶入奧氏體中才有上述作用，否則將使奧氏體轉變速度加快，C曲線左移。根據合金元素對過冷奧氏體影響的性質不同，可以把合金元素分兩類：第一類：非（弱）碳化物形成元素Mn、Ni、Cu、Si對過冷奧氏體的影響在性質上與C的作用相似，即減慢P和B的形成，降低Ms點。第二類：碳化物形成元素，其中大多數減慢F、P形成的作用大于減慢B形成的作用，同時也降低Ms點。A、Cr的影響增加轉變的孕育期，使P轉變部分和B轉變部分分離，即P部分移向高溫區(qū)，而B部分移向低溫區(qū)，另外，對B轉變的推遲作用大于對P轉變的推遲作用。B、Ni和Mn的影響

Ni對C曲線的形狀無影響，使整個曲線向右略下方移動，降低Ms點。

Mn對高碳鋼的C曲線的影響基本上與Ni相似，但推遲轉變的作用大于Ni。Mn對轉變終了線的推遲作用更顯著，即降低了奧氏體向珠光體的轉變速度。C、Mo和W的影響

Mo對P轉變有顯著的推遲作用，對B轉變的影響較小，隨Mo%的增加，P部分與B部分會分離，Mo降低Ms點。

W的作用與Mo基本上是相似的，只是推遲B轉變的作用比Mo要小，若要達到與Mo相同的程度，W的含量應高于Mo的一倍。D、B（硼）的影響

B對C曲線有特殊的影響，含微量的B(0.002~0.005%)就足以使F的析出和P轉變顯著推遲。

B原子吸附在A晶界上，降低了晶界的界面能，從而降低了先共析F和P的成核率。如果B原子向A晶內擴散，使晶界上吸附的數量減少，將使B的作用明顯下降。E、Co的影響對C曲線的形狀無影響，隨Co%增加C曲線左移，Ms升高。2、奧氏體晶粒尺寸的影響

A晶粒愈細小，等溫轉變的孕育期愈短，加速過冷A向P的轉變，對B轉變有相同的作用，但不如對P的作用大，相反A晶粒粗大將C曲線右移。3、原始組織、加熱溫度和保溫時間的影響在相同的加熱條件下，原始組織越細，越容易得到均勻的A，使等溫轉變曲線右移，Ms降低。當原始組織相同時，提高A化溫度，延長保溫時間，將促進碳化物溶解，也會使C曲線右移。4，塑性變形的影響無論高溫和低溫塑性變形，均加速過冷A的轉變。原因：未經變形的A向P轉變時僅在晶界形核，而變形后，過冷A在等溫轉變時，可出現晶內形核。二、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖

TTT圖反映的是過冷A等溫轉變的規(guī)律，可以用來指導熱處理工藝的制定。但是在實際熱處理中，很多熱處理工藝都是在連續(xù)冷卻條件下進行的，如淬火、正火、退火等。雖然可以利用TTT圖來分析連續(xù)冷卻時過冷A的轉變過程，但這種分析只能是粗略的估計，有時甚至可以得出錯誤的結果。實際上在連續(xù)冷卻時，過冷A是在一個溫度范圍內發(fā)生轉變的，所以人們很早就開始對過冷A在連續(xù)冷卻條件下的轉變形為，并試圖用圖形的方式來描述這一過程。連續(xù)冷卻轉變圖通常稱為CCT圖（ContinuousCoolingTransformation)（一）CCT圖的建立測定CCT圖一般說來是比較復雜的，最常用的方法是綜合熱分析、金相、硬度和膨脹法等多種方法一同，測定某種鋼的連續(xù)冷卻轉變圖。試樣為φ3×10mm，在試樣上焊上0.1mm的Pt-PtRh溫差熱電偶，用一組試樣加熱A化后，以不同的速度連續(xù)冷卻，用快速膨脹儀，測量在冷卻過程中試樣長度的變化，找出轉變開始和終了的溫度和時間，及最終獲得的硬度值。將不同冷卻速度下的轉變開始和終了點連接起來，即得到了連續(xù)冷卻轉變曲線。(二)連續(xù)冷卻轉變圖的特點及其與等溫轉變圖的關系

1、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續(xù)冷卻轉變圖，只有高溫區(qū)的P轉變和低溫區(qū)的M轉變，而無中溫區(qū)的B轉變，亞共析碳鋼可以有B轉變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相F和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以改變A的C含量，從而使隨后在低溫區(qū)發(fā)生M轉變的Ms發(fā)生相應的變化。

2、合金鋼的CCT圖，可以有P轉變無B轉變或只有B轉變無P轉變等多種不同的情況，具體的情況由加入的合金元素種類和數量而定。

3、在等溫條件下合金元素推遲過冷A的等溫轉變，在連續(xù)冷卻條件下，合金元素也降低過冷A的轉變速度，使CCT曲線右移。

4、A晶粒度對CCT圖的影響規(guī)律是，A晶粒粗大CCT圖移向右下方。

5、連續(xù)冷卻轉變曲線位于等溫轉變曲線的右下方。這說明連續(xù)冷卻轉變的溫度低，孕育期長。

6、不論P轉變，還是B轉變的連續(xù)冷卻轉變曲線，都只有相當于C曲線的上半部分。

7、連續(xù)冷卻時，在一定的冷卻條件下，A在高溫區(qū)的轉變不能完成，余下的A則在中溫區(qū)及低溫的M轉變區(qū)繼續(xù)轉變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區(qū)的轉變，會改變余下A的C含量，從而使Ms發(fā)生相應的變化。Vk時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度A1連續(xù)冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬M+A’M+T+A’SP200100VK＇三、鋼的臨界冷卻速度

臨界冷卻速度：連續(xù)冷卻時，在某幾個特定的冷卻速度下，所得到的組織將發(fā)生突變，這些冷卻速度稱為臨界冷卻速度。（一）連續(xù)冷卻圖中的臨界冷卻速度在實際生產中，為了使鋼件在淬火后得到完全的M組織，應使A從淬火加熱溫度到Ms點的冷卻過程中不發(fā)生分解。為此，鋼件的冷卻速度應大于某一臨界值，此臨界值稱為臨界淬火速度，一般又稱為臨界冷卻速度，用Vc表示。實際上是獲得100%M轉變的最小的冷卻速度。(二)影響臨界冷卻速度的因素凡影響A穩(wěn)定性、影響CCT曲線形狀的因素均影響VC，使曲線右移的均降低VC，左移的均使VC提高。1、碳含量低碳鋼隨C含量增加，VC顯著降低，但在0.3~1.0%范圍內，VC下降的不多。C%>1.0%后，隨C含量的增加，VC增高。2、合金元素的影響除Co以外，大部分合金元素溶入A中，都增加A的穩(wěn)定性，使VC下降；若未溶入A中，以碳化物形式存在，則會使VC升高。3、A晶粒度的影響隨A晶粒尺寸增大，VC

減小，對受P轉變制約的VC

影響較大，而對受B轉變制約的VC

影響較小。4、A化溫度的影響

A化溫度升高，A的合金化程度增大，穩(wěn)定性升高，從而使VC

降低。5、A中非金屬夾雜物和穩(wěn)定碳化物

硫化物、氧化物、氮化物及難溶的穩(wěn)定碳化物，在A化時，能阻礙A晶粒的長大，促進非M組織的形成，使VC

增大。*奧氏體圖的應用（一）TTT圖的應用1、分級淬火：表面和心部溫度一致。2、等溫淬火：獲得下貝氏體。3、退火和等溫退火：珠光體轉變。4、形變熱處理：將形變強化和熱處理強化結合。（二）、CCT圖的應用1、預計熱處理后的組織和硬度2、選擇冷卻規(guī)范、確定淬火介質9.5.3鋼的回火轉變鋼在淬火后所得組織因工藝不同是有所差別的：完全淬火的組織為：馬氏體+殘余奧氏體；不完全淬火的組織為：馬氏體+殘余奧氏體+貝氏體+碳化物+先共析鐵素體等。這些組織在A1以下都是不穩(wěn)定組織。同時在相變過程中要產生包括組織應力、熱應力在內的應力等。這些都是不穩(wěn)定狀態(tài)，遲早要發(fā)生不穩(wěn)定狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)的過渡，最終的穩(wěn)定狀態(tài)為鐵素體+滲碳體?；鼗鸬哪康木褪菫榱颂崆敖鉀Q這些不穩(wěn)定因素，避免在使用過程發(fā)生這類變化。回火的目的：

1、為了獲得我們所需要的組織和性能；

2、消除應力，穩(wěn)定組織，穩(wěn)定尺寸，降低脆性。1.淬火鋼回火過程中的組織轉變碳素鋼淬火后在不同溫度下回火時，組織將發(fā)生不同的變化。由于組織變化會帶來物理性能的變化，而不同的組織變化，物理性能的變化也不同。通常根據物理性能的變化把回火轉變分成四種類型。第一類回火轉變：M分解為回火M，80~250℃；第二類回火轉變：殘余A分解為回火M或B下，200~300℃；第三類回火轉變：回火M轉變?yōu)榛鼗餞（亞穩(wěn)碳化物轉變?yōu)榉€(wěn)定碳化物），250~400℃；第四類回火轉變：回火T轉變?yōu)榛鼗餝（碳化物聚集長大，α再結晶），400~700℃。（1）馬氏體中碳的偏聚回火溫度在100℃以下，只有碳原子能做短距離的擴散，在馬氏體內產生偏聚。①低碳位錯型馬氏體中碳的偏聚對于板條馬氏體由于晶內存在大量的位錯，因此碳原子傾向于在位錯線附近偏聚，組成碳原子偏聚區(qū)。這樣間隙位置的彈性變形減小，能量降低。因此，在板條馬氏體，碳原子與位錯結合成偏聚區(qū)，用（⊥C）表示。C+⊥→⊥C

②

高碳片狀馬氏體中碳原子的富集區(qū)高碳片狀馬氏體由于亞結構是孿晶，碳原子在片狀孿晶馬氏體中不能形成偏聚區(qū)。但碳原子可以在馬氏體的某一晶面(一般為孿晶面（112）M或（100）M

晶面）上富集，形成碳濃度比平均碳濃度高的碳原子富集區(qū)。從能量角度來看，富集區(qū)的能量高于偏聚區(qū)的能量，穩(wěn)定性較差。碳的偏聚使局部馬氏體的正方度（c/a）增加，晶格畸變增大，同時增加了滑動位錯運動的阻力，使馬氏體強度略有增高。（2）馬氏體的分解與碳化物變化的類型

100℃以上回火，馬氏體開始分解。馬氏體是一種過飽和固溶體，隨回火溫度的升高，原子活動能力增強，由馬氏體中析出的碳也就增加。由于馬氏體中碳含量的下降，將使點陣常數c減小，a增大，正方度c/a減小，到250℃時正方度已降到1.003，馬氏體的硬度下降。①低碳板條馬氏體的分解

200℃以下只有碳的偏聚，不存在過渡相，200℃以上直接析出θ-Fe3C。②高碳片狀馬氏體的分解脫溶順序為：100℃以上，析出極細片狀ε-Fe2.4C或η-Fe2C；溫度高于200℃，ε-Fe2.4C或η-Fe2C開始溶解，同時析出另一個亞穩(wěn)相χ-Fe5C2，并迅速開始平衡相θ-Fe3C的析出，在很寬的范圍內χ-Fe5C2與θ-Fe3C共存，直到450℃全部變?yōu)棣?Fe3C。③中碳（0.2%<wC<0.6%）馬氏體的分解中碳鋼的淬火組織，是由板條和片狀混合馬氏體。100℃開始析出ε-Fe2.4C或η-Fe2C，200℃就有θ-Fe3C析出，但無過渡相χ-Fe5C2的析出。

（3）殘余奧氏體的轉變

wC>0.4%的碳鋼淬火后，總含有少量殘余奧氏體，隨鋼中碳質量分數的增加殘余奧氏體量增多。殘余奧氏體在200℃開始分解，到300℃殘余奧氏體的分解基本完成。通常在MS以下回火殘余A轉變?yōu)镸，然后分解為M回，而在B轉變區(qū)回火，殘余A轉變?yōu)锽下。（4）碳化物的聚集球化與長大回火溫度超過400℃，析出的θ-Fe3C要發(fā)生Ostwald粗化，θ-Fe3C聚集球化并長大。碳化物粒子的尺寸隨回火溫度的升高和保溫時間的增長而增大。（5）α相的回復與再結晶隨回火溫度的升高，馬氏體中的高密度位錯與精細孿晶將發(fā)生變化。片狀馬氏體在250℃以上回火，片狀馬氏體的孿晶逐漸消失，出現位錯網絡。板條馬氏體在400℃以上回火，會發(fā)生高溫回復，使板條馬氏體中的位錯密度急劇下降，逐漸形成位錯密度較低的亞晶。總之，回復后的馬氏體仍然保持原來馬氏體的針片狀或板條狀外形。這種在未發(fā)生再結晶的α相基體上分布著大量彌散碳化物的回火產物叫回火屈氏體?；鼗饻囟壬叩?00℃以上，α相可發(fā)生再結晶，失去淬火馬氏體的外形，成為低位錯密度的等軸晶。在已發(fā)生再結晶的α相基體上分布著細粒狀的碳化物的回火產物叫回火索氏體。

2.淬火鋼回火時內應力與力學性能的變化1、淬火應力的消除淬火時由于熱應力與組織（相變）應力的存在，使工件淬火后存在較大的內應力。按平衡范圍分為三類：第一類內應力是宏觀區(qū)域性的應力。第二類內應力是晶?；騺喚Я７秶鷥绕胶獾膽?。第三類內應力是晶格產生畸變而引起的應力?；鼗饡r這些內應力，會隨回火溫度的升高而逐漸消除。當回火溫度達到300℃左右時，隨M分解結束，第三類內應力基本消除。當回火溫度達到500℃左右時，第二類內應力基本消除。當回火溫度達到550℃左右時，第一類內應力接近全部消除。（2）回火過程中性能的變化3.回火脆性通常，淬火鋼在回火時，隨著回火溫度的升高，硬度降低，韌性升高，但是在許多鋼的回火溫度與沖擊韌性的關系曲線中出現了兩個低谷，一個在200-400℃之間，另一個在450-650℃之間。

回火脆性：隨回火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現象，稱為“回火脆性”。

回火脆性的概念

第一類回火脆性250～400℃（低溫、不可逆）

產生范圍：所有鋼

防止措施：避免在該脆性區(qū)回火；鋼中加少量Si；

第二類回火脆性

450～650℃

（高溫、可逆）產生范圍：部分合金結構鋼（含Cr、Ni、Si、Mn）

防止措施：回火后快冷加少量Mo、W

減少鋼中雜質改變熱處理工藝[形變熱處理]回火脆性：9.6鋼的熱處理工藝普通熱處理：退火、正火、淬火和回火表面熱處理：表面熱處理和化學熱處理特殊熱處理：形變熱處理、磁場熱處理等。9.6.1普通熱處理鋼的退火定義：將鋼加熱到臨界點以上，保溫一定時間，然后緩慢冷卻，獲得接近平衡組織的熱處理工藝。重結晶退火：加熱溫度在A1以上的退火。包括完全退火、不完全退火、擴散退火和球化退火等低溫退火：加熱溫度在A1以下的退火。包括軟化退火、再結晶遲火及去應力退火等。連線冷卻退火和等溫退火。適用范圍：亞共析鋼（鑄、鍛、焊件）加熱溫度：AC3+30～50℃AC3+30～50℃完全退火AC3+30～50℃爐冷AC3500℃，空冷完全退火工藝曲線退火后組織：P+F中碳鋼：珠光體+鐵素體完全退火目的：降低硬度，改善切削加工性能（Wc：0.5%～0.77%）細化晶粒消除應力均勻成份、組織提高塑性完全退火等溫退火——完全退火的特例優(yōu)點:退火時間短，組織均勻高速鋼的退火工藝曲線適用范圍：共析鋼、過共析鋼加熱溫度：目的：使片狀Fe3CⅡ

球化Ar1-20℃爐冷AC1500℃，空冷AC1+20～30℃AC1+20～30℃H便于切削加工使塑性達到最佳為淬火、回火做準備球化退火AC1+20～30℃加熱溫度：目的：消除工件殘余應力，穩(wěn)定工件的尺寸；軟化處理；擴散退火去應力退火再結晶退火T加熱＜AC1T加熱=AC3＋150～250℃T加熱＞T再結晶去應力退火（低溫退火）均勻化退火（擴散退火）再結晶退火加熱溫度：目的：消除偏析，均勻成份、組織；加熱溫度：目的：消除加工硬化，提高塑性；2.正火加熱溫度：亞共析鋼：Ac3+30～50℃共析鋼及過共析鋼：Accm+30～50℃AC3(ACCM)+30～50℃空冷AC3或ACCM正火工藝曲線冷卻方式：空冷2.正火偽共析組織具有與退火相同的目的；消除應力、細化晶粒、改善組織，提高鋼的綜合性能對于中低碳鋼，可適當提高硬度，改善其切削加工性能；對于過共析鋼，可消除網狀Fe3CⅡ，為球化退火做準備；作為普通結構件的最終熱處理。正火后組織：目的：

定義：加熱快冷（v＞vk）B區(qū)等溫MB鋼臨界溫度（Ac3或Ac1）以上3.鋼的淬火與回火目的：工藝特點：獲得M，以提高鋼的硬度和耐磨性；經回火后可獲得理想的性能；獲得B，以提高鋼的綜合性能。

冷卻速度快，熱應力和組織轉變應力大，工件易變形和開裂；淬火（+回火）一般是最終熱處理，是決定產品質量的關鍵工序。（1）鋼的淬火[下貝氏體][板條狀馬氏體][針狀馬氏體]淬火后組織：

淬火工藝參數的選擇亞共析鋼：AC3+30～50℃（完全淬火）共析鋼及過共析鋼：AC1+30～50℃（不完全淬火）淬火加熱溫度1.加熱溫度為什么亞共析鋼不在兩相區(qū)加熱？為什么過共析鋼必須在兩相區(qū)加熱？如果T淬火＞

Accm會有什么后果？？選擇原則：①保證獲得馬氏體②防止工件變形開裂中碳鋼：馬氏體+鐵素體（不完全淬火）中碳馬氏體(完全淬火)

淬火工藝參數的選擇奧氏體化程度對淬火組織的影響碳鋼：盡可能快地加熱合金鋼淬火加熱條件的選擇

T淬火(AC+50～100℃)

需預熱t(yī)

淬火工藝參數的選擇

2.保溫時間t=

αKDα—加熱系數（電阻爐1-1.5min/mm）

K—裝爐系數(1—1.5)

D—工件尺寸（mm）

3.加熱速度CABD650℃400℃理想淬火冷卻曲線

淬火工藝參數的選擇4.冷卻速度vkA→BA→M淬火介質水油鹽水堿浴硝鹽浴冷速650～550℃600℃/s快150℃/s太慢1000～1200℃/s比油快比油稍弱200～300℃270℃/s太快30℃/s慢300℃/s比油弱比油弱特點高溫冷速快，可保證工件淬硬低溫冷速快，工件易變形開裂冷卻能力對水溫敏感雜質使冷卻能力下降低溫冷速慢，工件不易變形、開裂高溫冷速慢，工件易分解，淬不硬易老化、易燃油溫增加，冷卻能力增加（20～80℃）冷卻能力強工件表面質量好，硬度均勻易變形開裂易腐蝕既能保證工件淬硬，又能使變形開列程度減少流動性好工作環(huán)境差用途碳鋼合金鋼小截面碳鋼形狀簡單，截面尺寸大的碳鋼小件、形狀復雜、精度要求高的工件

淬火工藝參數的選擇4.冷卻速度——淬火介質①②④③心部表面T(℃)t⊿T

淬火工藝參數的選擇4.冷卻速度——淬火方法①單介質淬火：碳鋼—水；合金鋼—油優(yōu)點：操作簡單、成本低；缺點：淬火件質量較低、熱應力大②雙介質淬火：水—油；水—空氣優(yōu)點：能保證淬火件的質量要求缺點：操作難度大、熱應力大③分級淬火：轉變產物—M；優(yōu)點：熱應力小，工件不易變形；缺點：操作難度大④等溫淬火：轉變產物—B下；優(yōu)點：綜合性能及尺寸精度高、不需回火；缺點：工藝復雜、成本高淬硬層深度（淬透層深度、有效淬硬尺寸）50%M表面心部淬硬層半馬氏體層的硬度/HRC鋼的淬透性

淬透性在規(guī)定條件下，決定鋼的淬硬深度和硬度分布的特性（鋼淬火時獲得M的能力）一定條件下，

Vk

淬透性淬硬性（可硬性）

在理想條件下，鋼淬火時所能達到的最高硬度

wc

淬硬性

vC

(vk)淬透性≠淬硬性鋼的淬透性影響淬透性的因素合金元素的影響：除Co、Al，均使C曲線右移淬透性碳的影響：亞共析鋼，wcC

曲線右移淬透性過共析鋼，wcC

曲線左移淬透性碳鋼中共析鋼淬透性最好加熱條件的影響未溶第二相的影響合金元素對鋼淬透性的影響※凡能使A

穩(wěn)定性增加的因素都能增加鋼的淬透性臨界淬透直徑是指圓形鋼棒在介質中冷卻，中心被淬成半馬氏體的最大直徑，用D0（Dc）表示。D0與冷卻介質有關，如45鋼D0水=16mm，D0油=8mm只有冷卻條件相同時，才能進行不同材料淬透性比較

如：45鋼D0油=8mm，40CrD0油=20mm

臨界淬火直徑（D0）的測定

淬透性值的表示：半M區(qū)到水冷端距離半M區(qū)硬度如:

淬透性曲線的測定——末端淬火法（端淬試驗）不同冷卻條件下的轉變產物等溫退火P退火(爐冷)正火(空冷)S(油冷)T+M+A’等溫淬火B(yǎng)下M+A’分級淬火M+A’淬火(水冷)A1MSMf時間溫度淬火PP均勻A細A？？？加熱淬火鋼Ac1以下保溫冷卻室溫（2）鋼的回火

定義：目的：松懈淬火應力，防止工件變形和開裂。使組織向穩(wěn)態(tài)過度，保證工件尺寸和性能的穩(wěn)定性。改善材料的塑性和韌性，獲得所需要的性能。回火時的組織轉變及性能變化回火階段組織變化內應力體積性能回火后組織（一）＜200℃（二）200～300℃（三）300～400℃（四）＞400℃c/a?1c/a＞

1c/a＞1c/a＝1εFe3CArB下或M回馬氏體分解MH不變或略δ、ψ、ak

略含C過飽和α(針)+ε(點)

M回馬氏體分解殘余奧氏體分解

(略)σ、H(略)

脆性M回1馬氏體分解碳化物聚集長大α相（F）的回復和再結晶消失Hδ、ak

＞M回σ、H較高彈性最佳σs

最佳針狀

F+顆粒狀Fe3C

T回σ、Hδ、ψ、ak綜合性能最佳等軸

F+顆粒狀Fe3C

S回工藝名稱回火溫度(℃)回火后組織回火后硬度(HRC)性能特點用途低溫回火150～250

M回58～64硬度耐磨性內應力降低工具鋼、滾動軸承滲碳件、表面淬火件※調質處理＝淬火＋高溫回火中溫回火350～500T回35～50彈性σs

屈強比(σs/σs)一定韌性、抗疲勞性彈簧鋼、熱作模具高溫回火500～600S回25～35綜合性能重要結構件、機械零件回火工藝：回火后鋼的的組織回火托氏體回火索氏體

回火板條馬氏體

回火片狀馬氏體馬氏體9.6.2鋼的表面熱處理1.表面淬火定義：指在不改變鋼的化學成分及心部組織情況下，利用快速加熱將表層奧氏體化后進行淬火以強化零件表面的熱處理方法。目的：①強化表面，使其具有高的硬度、耐磨性和疲勞極限。②心部在保持一定的強度、硬度的條件下，具有足夠的塑性和韌性。所用鋼種：中碳成分的優(yōu)質碳素結構鋼、合金結構鋼（如果工件只需表面硬度高、耐磨性好，也可用高碳鋼）應用：承受彎曲、扭轉、摩擦和沖擊的零件：齒輪、凸輪、曲軸、軋輥等——只需表面淬硬的工件；機床導軌等大型、復雜工件——只能表面淬硬的工件。分類：感應加熱淬火、火焰加熱淬火、激光加熱淬火……工作原理淬硬層深度分類高頻感應加熱f=200～300kHZδ=0.5～2.0mm中頻感應加熱f=2500～8000HZδ=2～10mm工頻感應加熱f=50HZδ=10～15mm感應加熱表面淬火加熱速度快，溫度高，生產效率高A晶粒細小隱晶馬氏體H脆性強度表面產生壓應力疲勞強度氧化脫碳表面質量耐磨性心部無相變剛性變形精度δ易控制自動化程度高設備昂貴，耗電量大感應加熱表面淬火特點：應用：大批量生產鍛造→退火或正火→粗加工→調質或正火→精加工→

→感應加熱表面淬火→低溫回火→粗磨→時效處理→精磨消除鍛造應力；調整硬度，便于機加工細化晶粒，提高心部綜合性能，為淬火做準備

T加：Ac3＋30～50℃強化表面，獲得MT加：Ac3＋30～50℃降低淬火應力穩(wěn)定表面組織T加：160～200℃進一步降低應力，穩(wěn)定組織，防止工件變形開裂感應加熱表面淬火工藝路線：工作原理淬硬層深度:δ=2～8mm特點簡單、方便、成本低、不易控制質量應用：單件、小批量火焰加熱表面淬火2.化學熱處理定義：目的：將鋼件置于一定溫度的化學介質中保溫，使介質中的活性原子滲入工件表層改變表層的化學成分、組織、性能的熱處理工藝強化表面，并使工件表面具有某種特殊性能分類：C、N、CN、B、S、Si、Cr、Al、V、Ti、Nb、……①

分解：使化學介質分解出滲入元素的活性原子；②

吸收：活性原子被工件表面吸附，形成固溶體或特殊化合物；③

擴散：滲入原子由表層向內擴散，形成一定深度的擴散層(滲層)。特點：①可按零件心部要求選擇材料同時滿足表面和心部不同的性能要求②零件外形不受限制③生產周期長、工藝復雜、成本高基本過程：滲碳定義：性能：鋼件A狀態(tài)使[C]滲入表層加熱富[C]介質中保溫增加表層C含量硬度、耐磨性、疲勞強度淬火回火后表面硬度、耐磨性、疲勞強度高，心部有良好的塑性、韌性用途：受嚴重磨損，并承受較大沖擊載荷的零件目的：滲碳滲碳用鋼：滲碳方法：低碳成分的普通碳鋼、優(yōu)質碳素結構鋼、合金結構鋼如：15、20、20Cr、20CrMnTi、20MnVB(一般wc=0.15%～0.30%）氣體滲碳、固體滲碳、離子滲碳、液體滲碳、膏體滲碳、電解液滲碳（1）固體滲碳2C+O2

→2CO2CO→[C]+CO2

工作原理及方法將工件放入密封的加熱爐中，加熱到臨界溫度以上（通常為900~930℃）按一定流量滴入液體滲碳劑（如煤油、苯、甲醇、丙酮等），有機液體在高溫下，通過下列反應：CH4→[C]+2H22CO→[C]+CO2CO+H2→[C]+H2O

從而提供活性碳原子，吸附在工件表面并向鋼的內部擴散而進行滲碳。工藝參數的選擇滲碳溫度：900～950℃（Accm＋50～80℃）滲碳時間：取決于滲碳層的深度滲層表面含碳量wc：

0.85%～1.05%根據滲后表層含碳量氣體滲碳滲后組織表面0.85～1.05%心部0.15～0.30%wcP+網狀Fe3CⅡPP+F氣體滲碳滲碳緩冷后組織如圖所示。即由工件表面到心部依次為：過共析組織（Fe3CⅡ+P）→共析組織（P）→亞共析組織（P+F）的過渡層→心部原始組織（F+P少量）。時間溫度（a）直接淬火（b）預冷淬火（c）一次淬火（d）二次淬火AccmAc3Ac1160～180℃[滲碳后的熱處理方法]滲后處理氣體滲碳滲碳淬火＋低溫回火后的組織：表層組織：M回＋粒狀碳化物＋少量AR

硬度為58～62HRC心部組織：低碳鋼P類+F,硬度為10～15HRC低碳合金鋼低碳M回＋F,硬度為35～45HRC

具有較高強度和足夠高的韌性一般滲碳件的加工工藝路線為：鍛造→正火→機加工→滲碳→淬火→低溫回火→精磨

二、鋼的滲氮

1.氣體滲氮氮化的目的在于更大地提高鋼件表面的硬度和耐磨性，提高疲勞強度和抗蝕性。滲氮在鋼的臨界溫度以下進行，加熱溫度為550℃2NH3（氨）→3H2+2〔N〕↓

滲入鋼中氮化零件的工藝路線如下：鍛造→退火→粗加工→調質→精加工→除應力→粗磨→氮化→精磨或研磨氮化溫度低，一般為500℃～600℃。工件變形小。氮化具有很高的硬度（1000HV～1100HV），在600～650℃下保持不下降，所以具有很高的耐磨性和熱強性。耐蝕性好。疲勞強度大大提高。氮化工藝復雜，時間長(20～50小時)，成本高。用于耐磨性和精度都要求較高的零件，或要求抗熱、抗蝕的耐磨件，例如發(fā)動機汽缸、排氣閥、精密機床絲杠、鏜床主軸、氣輪機閥門、閥桿等。值得注意的是:N2在普通滲氮溫度下不能分解出活性氮原子，因此不能作為滲碳的滲劑。工藝特點：應用：氮碳共滲，以滲氮為主，因滲層硬度提高不多，故稱為軟淡化。氮碳共滲溫度為520－580℃。尿素在500℃以上發(fā)生熱分解：（NH2）2CO=CO+2H2+2[N]2CO=CO2+2[C]2.軟氮化（氰化）工藝特點：