金属热处理手册.pdf

金金金金 属属属属 热热热热 处处处处 理理理理 简简简简 述述述述 金属热处理是将金属工件放在一定的介质中加热到适宜的温度，并在此温度中保持一定时间后，又以不同速度冷却的一种工艺。金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，与其他加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。在从石器时代进展到铜器时代和铁器时代的过程中，热处理的作用逐渐为人们所认识。早在公元前 770前 222 年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而 变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅速发展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体存在，说明是经过淬火的。随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制 3000 把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国出土的西汉(公元前 206公元 24)中山靖王墓中的宝剑,心部含碳量为0.150.4%，而表面含碳量却达 0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。1863 年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程中金属的氧化和脱碳等。18501880 年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加热曾有一系列专利。18891890 年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。二十世纪以来，金属物理的发展和其他新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到更大发展。一个显著的进展是 19011925 年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳；30 年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法；60 年代，热处理技术运用了等离子场的作用，发展了离子渗氮、渗碳工艺；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。金属热处理的工艺 热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。这些过程互相衔接，不可间断。加热是热处理的重要工序之一。金属热处理的加热方法很多，最早是采用木炭和煤作为热源，进而应用液体和气体燃料。电的应用使加热易于控制，且无环境污染。利用这些热源可以直接加热，也可以通过熔融的盐或金属，以至浮动粒子进行间接加热。金属加热时，工件暴露在空气中，常常发生氧化、脱碳(即钢铁零件表面碳含量降低)，这对于热处理后零件的表面性能有很不利的影响。因而金属通常应在可控气氛或保护气氛中、熔融盐中和真空中加热，也可用涂料或包装方法进行保护加热。加热温度是热处理工艺的重要工艺参数之一，选择和控制加热温度，是保证热处理质量的主要问题。加热温度随被处理的金属材料和热处理的目的不同而异，但一般都是加热到相变温度以上，以获得高温组织。另外转变需要一定的时间，因此当金属工件表面达到要求的加热温度时，还须在此温度保持一定时间，使内外温度一致，使显微组织转变完全，这段时间称为保温时间。采用高能密度加热和表面热处理时，加热速度极快，一般就没有保温时间，而化学热处理的保温时间往往较长。冷却也是热处理工艺过程中不可缺少的步骤，冷却方法因工艺不同而不同，主要是控制冷却速度。一般退火的冷却速度最慢，正火的冷却速度较快，淬火的冷却速度更快。但还因钢种不同而有不同的要求，例如空硬钢就可以用正火一样的冷却速度进行淬硬。金属热处理工艺大体可分为整体热处理、表面热处理和化学热处理三大类。根据加热介质、加热温度和冷却方法的不同，每一大类又可区分为若干不同的热处理工艺。同一种金属采用不同的热处理工艺，可获得不同的组织，从而具有不同的性能。钢铁是工业上应用最广的金属，而且钢铁显微组织也最为复杂，因此钢铁热处理工艺种类繁多。整体热处理是对工件整体加热，然后以适当的速度冷却，以改变其整体力学性能的金属热处理工艺。钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种基本工艺。退火是将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然后进行缓慢冷却，目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，获得良好的工艺性能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。正火是将工件加热到适宜的温度后在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。淬火是将工件加热保温后，在水、油或其他无机盐、有机水溶液等淬冷介质中快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件在高于室温而低于 650的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺称为回火。退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火”，其中的淬火与回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。“四把火”随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺。为了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。把压力加工形变与热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件表面光洁，提高工件的性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。表面热处理是只加热工件表层，以改变其表层力学性能的金属热处理工艺。为了只加热工件表层而不使过多的热量传入工件内部，使用的热源须具有高的能量密度，即在单位面积的工件上给予较大的热能，使工件表层或局部能短时或瞬时达到高温。表面热处理的主要方法有火焰淬火和感应加热热处理，常用的热源有氧乙炔或氧丙烷等火焰、感应电流、激光和电子束等。化学热处理是通过改变工件表层化学成分、组织和性能的金属热处理工艺。化学热处理与表面热处理不同之处是后者改变了工件表层的化学成分。化学热处理是将工件放在含碳、氮或其他合金元素的介质(气体、液体、固体)中加热，保温较长时间，从而使工件表层渗入碳、氮、硼和铬等元素。渗入元素后，有时还要进行其他热处理工艺如淬火及回火。化学热处理的主要方法有渗碳、渗氮、渗金属。热处理是机械零件和工模具制造过程中的重要工序之一。大体来说，它可以保证和提高工件的各种性能，如耐磨、耐腐蚀等。还可以改善毛坯的组织和应力状态，以利于进行各种冷、热加工。例如白口铸铁经过长时间退火处理可以获得可锻铸铁，提高塑性；齿轮采用正确的热处理工艺，使用寿命可以比不经热处理的齿轮成倍或几十倍地提高；另外，价廉的碳钢通过渗入某些合金元素就具有某些价昂的合金钢性能，可以代替某些耐热钢、不锈钢；工模具则几乎全部需要经过热处理方可使用。金金金金 属属属属 热热热热 处处处处 理理理理 5 5 5 5-1 1 1 1 概述概述概述概述 随着社会和科学技术的发展，对钢材的作用性能要求越来越严格，目前提高钢材性能的方法主要有以下两点：1），在钢中特意加入一些合金元素，也就是用合金化的手段提高钢材的性能（下一章讨论）；2）对钢进行热处理（这一章的内容）。钢的热处理有以下途径（三步骤）：固态下进行不同的加热，保温，冷却。热处理在生产中越来越广泛，据调查，80-90%工件需要进行热处理，象各种工，模具几乎百分之百要求热处理。根据加热与冷却的不同，热处理可按下面分类：虽然热处理有很多方法，但它都可归纳为加热，保温，冷却三个步骤，对不同的材料进行不同的热处理，以上三步各部相同，整个这一章我们就讨论的正是这里面的不同与实质。5 5 5 5-2 2 2 2 钢在加热时的转变钢在加热时的转变钢在加热时的转变钢在加热时的转变 从FE-FE3C的分析中我们知道，碳钢在缓慢加热或冷却过程中,经 PSK,GS,E 线时都会发生组织转变，例如 S 点,冷却到S 点温度时 A 转 化 P,加热到 S点时 P 转 化 S,由于在加热过程中，PSK,GS,ES 三条线很重要。以后我们把它们分别简称为PSKA1 线，GSA3 线，ESAcm 线,那么在热处理过程中无论是加热还是冷却到这三条线时，温度与这三条上的交点就为平衡临界点。有一点大家必须明确，以上我们所讨论的 FE-FE3C 相。图的制定是在冷却速度非常缓慢的情况下制定的，而实际生产中，我们则选用较大的过冷度和加热度，因此碳钢不可能恰好在平衡临界点上发生转变，而是冷却时在三条线以下的地方，加热时在三条线以上的地方，并且加热和冷却速度越大，组织转变点偏离平衡临界点也越大，这个概念必须有，为了能够区别以上临界点（A1，A3，Acm），我们则将实际加热时的各临界点用 Ac1，Ac3，Accm表示，冷却时的各临界点我们则选用 Ar1,Ar3，Arcm 表示。一.共析钢的奥氏体化过程 “奥氏体”概念：任何成分的钢在热处理时都要首先加热，加热到 A1 以上温时，开始了 P 转 化 S，象这种由加热获得的 A 组织我们就称为“奥氏体”，下面我们以共析钢为例，来分析奥氏化过程。A1点以下的共析钢全为珠光体组织，珠光体是由层片状的铁素体与渗碳体组成的机械混合物，铁素体含碳量很底，在 A1点仅为 0.0218%,而渗碳体晶格复杂，含碳量高达 6.69%。当加热到 A1点以上时，P 转变成具有面心立方晶格的奥氏体，A 含碳量.77%，因此我们可以得出奥氏体化过程必须进行晶格的改组和铁，碳原子扩散。奥氏化过程我们简单分成以下三个方面：（一）奥氏体晶核的形成和长大 A(奥氏体)晶核是在 F(铁素体)与 Fe3C(渗碳体)的界面形成的。为什么在这里形成，原因很多，但最主要的原因，是含奥氏体的碳量界于铁素体与渗碳体两者之间，而这里为形核提供了最良好的条件。（二）残余渗碳体的溶解 A 与 F 的进晶格相比较，F 的晶格较接近 A 晶格，但含碳量远远不能满足 A的需要,因此 A 一方面不断吞吃 F 转变为 A 晶格结构，另一方面又不断溶解 Fe3C补充自身含碳量的不足，但是 Fe3C 的溶解速度远比 F 转变 A 晶格速度满得多。（三）奥氏体的均匀化 残余渗碳体全部溶解后，A 中的碳浓度在一段时间内用仍不均匀，在原来渗碳体处含碳量较高，在原来铁素体处含碳量较低，经过一段时间的保温,原子不断的扩散，这是 A 中的含碳量才变的均匀。二二二二.影响奥氏体化的因素影响奥氏体化的因素影响奥氏体化的因素影响奥氏体化的因素（一）加热温度的影响 P 转 化 A,还在 A1点以上温度进行，也就是说刚才我们讨论的共析碳钢加热到 A1点温度时，并不是立即向 A 转变，而是经过一段时间才开始转变，这段时间我们称为“孕育期”，孕育期以后才开始“奥氏体化”过程。并且在全过程中，加热温度越高（），孕育期越短（t）,转变时间，奥氏体化速度(A化)。以上关系是因为，加热温度，原子扩散能力，“A 化”的晶格改组及铁，碳原子扩散也越快。（二）加热速度的影响 加热速度越快，转变的开始温度，终了温度，转变的孕育期和转变所需时间越短，奥氏体化的速度越快。（三）原始组织的影响 刚才我们讲了，A 的晶格是在铁素体与渗碳体的相界面的地方形成的，因此成分相同的钢，P 组织的层片状越细，那么相界面的面积也就越大，形成奥氏体的机会也就越大，形成奥氏体晶核的机会也愈高，A 化的速度也愈快。三三三三.A.A.A.A 晶粒的长大晶粒的长大晶粒的长大晶粒的长大（一）A 的晶粒度 晶粒度：是表示晶粒大小的尺度。起始晶粒度：钢在进行加热时,P 刚转变为 A，由于 A 晶粒此时细小均匀，我们称这时的晶粒为 A 的起始晶粒度。A 晶粒形成后，如果继续升温或保温，A晶粒会自动长大，加热温度越高保温时间越长，A 晶粒也就长的越大，原因是高温条件下，原子扩 散容易，另外大晶粒吞并小晶粒，减小了边界，也减少了表面能，能量总是趋于最地状态，因此 A 晶粒越大也就越稳定。实际晶粒度：钢在某一具体加热条件下（只临界点以上）实际获得奥氏体晶粒大小，它的大小对钢热处理性能影响很大，实际晶粒度总比起始晶粒度要大，它是钢加热临界点以上的温度且保温一定时间，因此 A 晶粒不同程度的长大。本质晶粒度：有些钢加热到临界点以后，温度，A 晶粒迅速长大粗化，我们称它为本质粗晶粒钢，还有一些钢在 930以下加热，A 晶粒生长很慢，因此晶粒细小，当加热到高温时，A 晶粒急剧长大，我们称这种钢为本质细晶粒钢。14 晶粒度为本质粗晶粒钢 58 晶粒度为本质细晶粒钢 （二）奥氏体大小对钢机械性能的影响 A 晶粒越细小，热处理后钢的机械性能越高，特别是冲击韧性高，因此处理时，希望能够获得细小而均匀的奥氏体晶粒。过热的概念：这是金属工艺学的一个术语，钢在加热时，如果温度过高 A晶粒会长大（粗化），粗化的晶粒降低材料的机械性能我们称这种缺陷为“过热”，需要控制温度在 950以下，这样一来，本质晶粒钢不易长大，本质粗晶钢不易过热。四四四四.亚共析碳钢与过共析碳钢加热是的转变亚共析碳钢与过共析碳钢加热是的转变亚共析碳钢与过共析碳钢加热是的转变亚共析碳钢与过共析碳钢加热是的转变（一）奥氏体化的过程 前面我们在分析 Fe-Fe3C 相图时，知道亚过共析钢与共析钢组织的不同点在于，除了室温组织中有 P 外，亚共析碳钢还有先共析铁素体，过共析钢还有先共析二次渗碳体，因此，亚,过共析钢的奥氏体化过程,除了有 P 转 化 A 外，还有Fe,Fe3C 向 A 转化与溶解的过程。1.亚共析钢 加热到 AC1 线以上后 P 转 化 A，在 Ac1-Ac3 点升温过程中，共析铁素体 F 转 化 A，温度到达 Ac3 点时，亚共析钢 A 化过程会结束，获取单一的奥氏体组织。2.过共析钢 加热到 AC1 线以上后 P 转 化 A，在 Ac1-Acm 升温过程中，先共析 Fe3C 转化A,温度超过 Acm点后，过共析碳钢的奥氏体化全部结束，获取单一的奥氏体组织。（二）奥氏体的晶粒度 从图中可以看出，在相同的温度下，随钢中含碳量增大，A 晶粒只寸也在增大，这是因为他们相互碰撞的机会增多，加快了晶粒的长大，但含碳量超过一定限度，A 晶粒长大倾向反而减小，这是由于未溶的渗碳体质点阻碍了晶粒长大，因此钢中含碳量超过某个限度愈多，那么未溶渗碳体也越多，阻碍晶粒长大的作用也愈大，奥氏体晶粒长大倾向也就愈小，我们可以获取较细小的奥氏体实际晶粒度 5 5 5 5-3 3 3 3 钢在冷却时的转变钢在冷却时的转变钢在冷却时的转变钢在冷却时的转变 上一节我们讨论了钢在加热时的转变，而这一节的内容是钢在冷却时的转变，冷却的方式有两种：1）.连续冷却；2）.等温冷却。1.1.1.1.等温冷却等温冷却等温冷却等温冷却 是把加热到 A 状态的钢，快速冷却到低于 Ar1 某一温度，等温一段时间，使A 发生转变，然后再冷却到室温。2.2.2.2.连续连续连续连续冷却冷却冷却冷却 把加热到 A 状态的钢，以不同的冷却速度（空冷，随炉冷，油冷，水冷）连续冷却到室温。表表表表 5 5 5 5-1 451 451 451 45 钢经钢经钢经钢经 8400C8400C8400C8400C 加热后加热后加热后加热后，不同条件冷却后的机械性能不同条件冷却后的机械性能不同条件冷却后的机械性能不同条件冷却后的机械性能 冷 却 方 法 b,MN/m2 s,MN/m2，%，%HRC 随炉冷却 530 280 32.5 49.3 1518 空气冷却 670720 340 1518 4550 1824 油中冷却 900 620 1820 48 4560 水中冷却 1100 720 78 1214 526 从这个表中，我们可以发现，同是一种钢，加热条件相同，但由于采用不同的冷却条件，钢所表出的机械性能明显不同。为什么会出现性能上明显的差别？一句话是由于钢的内部组织随冷却速度的不同而发生不同的变化，导致性能上的的差别。由于 Fe-Fe3C 相图是在极其缓慢加热或冷却条件下建立的，没有考虑冷却条件对相变的影响，而热处理过程中的过冷奥氏体等温转变曲线和过冷奥氏体连续冷却转变曲线是对这个问题的补充，下面分别讨论。一一一一.过冷奥氏体的等温转变曲线过冷奥氏体的等温转变曲线过冷奥氏体的等温转变曲线过冷奥氏体的等温转变曲线 过冷奥氏体过冷奥氏体过冷奥氏体过冷奥氏体（A）的概念的概念的概念的概念：加热到 A 状态的钢快速冷却到 A1 线以下后，A 处于不稳定状态，但过冷到A1 点以下的 A 并不是立即发生转变，而是经过一个孕育期后才开始转变象这个暂时处在孕育期，处于不稳定状态的 A，我们就称作“过冷 A”。（一一一一）.共析碳钢过冷共析碳钢过冷共析碳钢过冷共析碳钢过冷 A 等温曲线的建立等温曲线的建立等温曲线的建立等温曲线的建立 1).首先将共析碳钢制成许多薄片试样（10*1.5mm）并把它们分成若干组；2).先取一组放到炉子内加热到 AC1 以上某一温度保温，使它转变成为均匀细小的奥氏体晶粒；3).将该试样全部取出迅速放入 AC1 以下温度（选 650C）盐炉中，使过冷 A进行等温转变；4).每隔一定时间取一试样投入水中，使在盐炉等温转变过程中的 A 在水冷时转变为 M；5).观察各试样的显微组织 这些图是共析钢由 A 冷却到 750C，并经不同等温时间再水冷到的显微组织，图中亮白色是 M（过冷 A 转变所生成），黑色是 A 等温转变产物（A 冷 P）。6).找出 A 转变的开始时间和终了时间随时间的增多，在水冷后试样中 A 等温转变产物（A 转 P）的量也增多。（a）图是刚开始转变，黑色是 P，白色是 M；（e）图是转变结束，产物是P。7).相同的方法，将个组加热到 A，然后迅速投入不同的温度（600C，550C，500C 等）；分别找出各温度下 A 的转变开始和终了时间。8).将所有的各温度下找出 A 开始转变点与转变终了点画在温度时间坐标图上，并将所有的转变开始点连一条线，所有的转变终了点连一条线，所绘出的双 C 曲线即是过冷奥氏体等温转变曲线。如果将加热奥氏体化了的共析碳钢，迅速冷却到 230C 时，即 Ms 线，过冷奥氏体会发生马氏体转变，因此 230C 是马氏体的转变温度，M 表示马氏体，Ms 是 M 转变开始温度，Mf是 M 转变终了温度，我们将加热，保温，冷却工艺曲线都舍去，这样我们就得到 5-12 完善的 C 曲线图。（二二二二）.过冷奥氏体等温转变曲线的分析过冷奥氏体等温转变曲线的分析过冷奥氏体等温转变曲线的分析过冷奥氏体等温转变曲线的分析 转变开始线：由过冷奥氏体（A）开始转变点连接起来的线；转变终了线：由转变终了点连接起来的线；A 稳定区域：A1 以上是奥氏体稳定区域；过冷 A 区域：A1 以下是转变开始以左的区域；转变产物区：A1 以下是转变终了线以右和 Ms 点以上的区域；过冷 A 与转变产物共存区：转变开始线和转变中了线之间。过冷到 A1 线以下的 A 进行等温转变时，都经过一段孕育期，转变开始线与纵坐标之间的距离即表示孕育期。举例：转变开始线上的某点到纵坐标之间的距离即表示在该温度下等温转变的孕育期。孕育期长，过冷转变稳定，反之稳定性差 Ms 观察 C 曲线我们可以发现，在各温度下过冷奥氏体的稳定性不相同，在 C 曲线的鼻尖处，约 550C 地方，它的孕育期最短，表示过冷 A 最不稳定，由于它的转变速度最快，所以距离纵坐标最近，称“鼻尖”，而在靠近 A1 点和 Ms 点处的孕育期较长，过冷 A 较稳定，转变速度也较慢。共析碳钢的过冷 A 在三个不同温度区间，发生三种不同的转变 珠光体A1 点到 C 曲线鼻尖区间（高温转变），转变产物是珠光体，又称珠光体型转变；贝氏体C 曲线鼻尖到 Ms 点区间中温转变，转变产物是贝氏体，又称贝氏体型转变；马氏体Ms 点以下是低转变，转变产物是马氏体，又称马氏体型转变。（三三三三）.过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能 1.1.1.1.珠光体型转变珠光体型转变珠光体型转变珠光体型转变（又称高温转变又称高温转变又称高温转变又称高温转变）奥氏体过冷到 A1 线以下后，向珠光体转变，首先在 A 晶界处形成渗碳体晶核，然后渗碳体片不断分枝，并且向奥氏体晶粒内部平行长大，我们知道渗碳体的含碳量较高 6.69%C，而 A 仅 0.77%C，因此 Fe3C 片长大的同时，必然使与它相临的奥氏体的含碳量不断降低，而后又促使这部分低碳 A 转变为铁素体，这样也就形成了由层片状渗碳体与铁素体组成的珠光体。冷却速度对珠光体型的转变影响很大，随过冷度的增加，珠光体中铁素体和渗碳体的片间距离越来越小。分辨仪器：光显-过冷度较小时，获得片层间距离较大的珠光体组织，“P”；高光显-过冷度梢大时，获得片层间距离较小的珠光体组织，又称索氏体，“S”；电显-过冷度更大时，获得片层间距离更小的珠光体组织，又称屈氏体，“T”；珠光体的性能：P 的性能取决于片层间的距离，片层间距离越小，塑性变形，抗力能力，强度，硬度越高。2贝氏体型转变用贝氏体型转变用贝氏体型转变用贝氏体型转变用（符号符号符号符号“B”表示表示表示表示）上贝氏体：大约在 C 曲线鼻尖至 350范围内 贝氏体：大约在 C 曲线 350至 MS点温度范围内 贝氏体组织是由含碳过饱和的铁素体与渗碳体组成的两相混合物，因此 A转变成贝氏体也包含了晶格的改组和碳原子的扩散，它的转变过程同样也是经过了固态下形核的长大来完成的，贝氏体的转变温度比珠光体还低，因此在低温下铁原子只能做很小的位移。而不发生扩散，下面我们介绍一下 B上和 B下：上贝氏体组织形成过程：上贝氏体大约是在 C 曲线鼻尖到 350温度范围内形成的，首先是在 A 的低碳区或晶界上形铁素体晶粒，然后向 A 晶粒内长大，形成图中密集而又相互平行排列的铁素体，由于温度低碳原子的扩散能力弱，铁素体形成时只有部分碳原子迁移到相邻的 A 体中,来不及迁出的碳原子固溶于铁素体内，而成为含碳过饱和的铁素体，随着铁素体片的增长和加宽，排列在它们之间的奥氏体含碳量迅速增加，含碳量足够高，便在铁素体片间析出渗碳体，形成上贝氏体，上贝氏体在光学显微镜下呈羽毛状。下贝氏体组织形成过程：B下大约是在 350至 MS点温度范围内形成，首先在 A 的贫碳区形成针状铁素体，然后想四周长大，由于转变温度更低，碳原子的扩散能力更弱，它只能在铁素体内作短距离移动，因 此在含碳过饱和的针形铁素体内析出与长轴成 5560的碳化物小片，这 种组织称下贝氏体，下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态。B 组织的性能：B上和 B下性能相比较，B下不仅具有较高的硬度和耐磨性，而且 B下的硬度，韧性和塑性均高于 B上。这个图是共析碳钢的机械性能与等温转变温度的关系，从这个图上可以看出，在 350上贝氏体温度转变范围内 B上的强度，硬度越低，韧性也越低而 B下相反（350至 MS）它的强度，硬度，塑性和韧性的综合机械性能较高，因此生产中常采用等温淬火获取 B下组织。奥氏体过冷到 MS线以下，发生马氏体转变“M”，由于马氏体转变是在极快的连续冷却过程中进行的，因此马氏体的转变我们放在过冷奥氏体连续冷却转变一节中讨论。（四四四四）.亚共析碳钢与过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变亚共析碳钢与过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变亚共析碳钢与过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变亚共析碳钢与过共析碳钢的过冷奥氏体的等温转变 1C 曲线的形状与位置曲线的形状与位置曲线的形状与位置曲线的形状与位置 p5-22 是亚共析，共析，过共析碳钢的 C 曲线，比较三图，不难看出，三者都具有A 转变开始线与转变终了线，不过亚共析碳钢的 C 曲线上多出一条先共析铁素体曲线，过共析碳钢曲线上多出一条先共析渗碳体曲线。通常在热处理加热条件下，亚共析碳钢的 C 曲线随含碳量的增加向右移，过共析碳钢的 C 曲线随含碳量的增加向左移，因此碳钢中共析 C 曲线的鼻尖离纵坐标最远，过冷 A 也最稳定。2.先共析相的量与形态先共析相的量与形态先共析相的量与形态先共析相的量与形态 随过冷度的增加，亚共析碳钢和过共析碳钢的先共析铁素体或先共析渗碳体的量在逐渐减小，当过冷度达到一定程度后，这种先共析相就不在析出，而由过冷奥氏体直接转变成极细珠光体（屈氏体），这种 P 的含碳量已不是共析成分（C=0.77%），这种非共析成分获得的共析组织称伪共析体。转变温度越低，先共析相的量越少，珠光体量，因此钢的性能也就不同。举例：同一成分的亚共析钢，正火比退火后珠光体量多，且片层间距离小，因此钢的强度和硬度提高，韧性也有所改善。魏氏组织魏氏组织魏氏组织魏氏组织：当奥氏体晶粒特别粗大（过热的钢或铸件中），并且在一定的冷却条件下，先共析相（F，Fe3C）以一定位向呈片状或针状形态在 A 晶粒内部析出，我们称这种组织为魏氏组织。魏氏组织使钢的塑性，特别是韧性大为降低，因此生产中常用退火或正火来消除钢中的魏氏组织。二二二二.过冷奥氏体的连续冷却转变过冷奥氏体的连续冷却转变过冷奥氏体的连续冷却转变过冷奥氏体的连续冷却转变 上一个大问题我们讨论的是过冷 A 的等温冷却转变，现在我们讨论的是过冷A 的连续冷却转变。（一一一一）.共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立共析碳钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线的建立 首先将一组试件经加热到奥氏体化后，它们以不同冷却速度连续冷却，也就是图中所示的 V1V6速度，在冷却过程中我们测各试样比容变化，由奥氏体与其转变产物的比容不同，我们即可测出各种冷却速度下奥氏体转变开始和转变终了的时间与温度，用这些测出的数据我们绘出温度时间坐标图，然后所有转变开始点和转变终了点分别连接起来，这样便可获得过冷奥氏体的连续冷却曲线，注意：V5，V6 冷却速度的转变开始点连成一水平线，这就是 M 开始转变线MS线。（二二二二）.共析碳钢过冷共析碳钢过冷共析碳钢过冷共析碳钢过冷 A 连续冷却转变曲线分析连续冷却转变曲线分析连续冷却转变曲线分析连续冷却转变曲线分析 比较 P5-25 与 P5-10 两曲线，连续冷却转变有以下主要特点：1Ps线是 P 体型转变开始线；Pf线是 P 体型转变终了线；AB 线是 P 体型转变中途停止线，冷却曲线遇 AB 线后，过冷 A 不再发生 P 体型转变，而一直保留到 MS线以下，A 直接转变为 M。2连续冷却转变曲线上只有 C 曲线上半部分，而没有下半部分，这说明共析碳钢连续冷却时，只有珠光体型转变，而没有贝氏体转变。3P5-25 图中的 VK与过冷奥氏体连续冷却转变曲线鼻尖相切，是保证 A 在连续冷却过程中不发生分解而全部冷却到 M 区的最小冷却速度，又称临界冷却速度。4在连续冷却过程中，过冷奥氏体的转变，是在一个温度区间内进行的，随冷却速度的增加，转变温度区间逐渐移向低温并随之加宽，而转变时间则缩短。5P5-25 冷却速度 V，它与转变开始线相交后又与 AB 线相交，因此珠光体型的转变没有结束，剩余的过冷 A 在随后冷却时与 MS线相交而开始转变为马氏体，因此最后所得到的产物主要是屈氏体和马氏体的混合组织。（三三三三）.过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用 过冷 A 连续冷却转变曲线的测定比较困难，因此有些使用广泛的金属材料的连续冷却曲线至今还没测出，目前生产技术方面多是应用过冷奥氏体等温转变曲线近似地来分析奥氏体连续冷却中的转变。三三三三.马马马马氏体转变氏体转变氏体转变氏体转变 当冷却速度大于临界冷却速度 VK，且过冷到 MS线以下，那么过冷奥氏体发生 M 转变，获得马氏体组织。由于马氏体冷却速度快，转变温度低，因此 A 向M 转变时FeFe 的晶格改变速度极快，过饱和的碳来不及以渗碳体形式自Fe 中析出，而很快由 A 直接转变成碳在Fe 中过饱和固溶体，这就称为马氏体（M）。由于冷却速度快，转变温度降低的关系（C 原子来不及移动），因此有 A 转变为 M，M 中含碳量与原 A 含碳量是相同的。（一一一一）.马氏体的晶格结构马氏体的晶格结构马氏体的晶格结构马氏体的晶格结构 C 轴的晶格常数大于 a 轴的晶格常数 C/a 称作 M 的正方度 正方度的产生完全是由于 M 中过饱和碳原子强制分布在晶胞的某一晶轴的空隙处，结果使Fe 的体心立方晶格被歪曲，M 含碳量越高，正方度越大，M 比容越大，由 AM 体积变化越大，这就是造成高碳钢淬火时容易变形和开裂的原因之一。（二二二二）.马氏体的组织形态马氏体的组织形态马氏体的组织形态马氏体的组织形态 M 的形态主要有两种：一种是片状 M（含 C 多）；另一种是板条状 M（含 C少），钢中含碳量越高，淬火组织中片状 M 就越多，板条状 M 就越少。图 5-30 电显微镜下 M 组织 在显微镜下我们可以看到在同一视场中，许多长短不一与互成一定角度分布的 M，由于片状 M 形成时一般不能穿过 A 晶界，而后形成的 M 又不能穿过先形成的马氏体，所以越是后形成的马氏体片尺寸越少，片状 M 的立体形态是双凸透镜状，而显微镜下所看到的则是金相试面上的 M 截面形态，因而呈针状。板条状 M 它的立体形态呈椭圆形截面的细长条状而它的显微组织在金相试面上是板条状 M 截面形态。（三三三三）.M 的性能的性能的性能的性能 实验表明：当奥氏体的含碳量大于 1%的钢淬火后，马氏体形态为片状 M，片状 M 又称高碳 M，当奥氏体的含碳量小于 0.2%的钢淬火后，M 形态基本为板条状 M，因此又称低碳 M，当 A 的含碳量在 1%与 0.2%之间，则为两种马氏体的混合组织。M 的含碳量增高，强度与硬度也增高，从图中明显看出，含碳量较底时，强度，硬度增高明显。造成硬度，强度提高的主要原因是过饱和的碳原子使晶格正方畸变，产生固溶炭化，同时在 M 中存在大量的弯晶及位错，它们都会阻碍位错运动，提高塑性变形抗力，从而产生相变强化。另外 M 的塑性和韧性与含碳量有关，高碳片状 M 的塑性，韧性很差，而低碳 M 则不然，它具有较高的塑性与韧性。表表表表 5 5 5 5-2 2 2 2 板条状马氏体与片状马氏体的性能比较板条状马氏体与片状马氏体的性能比较板条状马氏体与片状马氏体的性能比较板条状马氏体与片状马氏体的性能比较 淬火钢中含碳量，%马氏体形态 b,MN/m2 s,MN/m2 HRC，%，%b,J/cm2 0.250.25 板条状 10201530 8201330 3050 917 4065 60180 0.77 片状 2350 2040 66 1 30 10 P5-22 表为含碳量不同的板条状与片状 M 的性能比较，从表中比较可见，片状 M 性能特点是硬度高而脆性大，板条状 M 不仅强度，硬度较高，而且还有良好的塑性和韧性。以前人们对 M 的概念是“硬而脆”，随着科学技术的发展，对板条状 M（低碳 M）认识不断加深，从而使得低碳 M 在各领域广泛应用，具有良好的机械性能的低碳 M，对节约钢材，减轻设备重量，延长使用寿命，都有重要意义。钢的组织不同，比容也不同，M 比容最大，A 比容最小，P 居中，且M 的比容随含碳量增高而增高，钢在淬火后由 AM，钢件体积必然增大，因而导致淬火件常有变形与开裂事故发生。（四四四四）.马氏体转变的特点马氏体转变的特点马氏体转变的特点马氏体转变的特点 M 转变与我们前面所介绍的相变一样，它也具有形核与长大两个过程，但它与其它相变相比，又有以下特点：1马氏体转变是无扩散型转变 P，B 体型转变都属于扩散型转变，AM由于过冷度极大，依次 A 中的铁，碳原子不能进行扩散，转变是只发生FeFe 转变，过饱和的碳未析出而形成碳在Fe 中的过饱和固溶体，因此说 M 转变是无扩散变。2M 转变速度快 M 形成不需要孕育期，形成仅需 10-7秒（0.1 微秒）。3M 转变是在某一温度范围内形成的。过冷奥氏体一大于 V1c的速度冷却到 Ms点时，就转变为 M，冷却到 Mf线时，M 转变结束。实验表明：Ms与 Mf点的位置与冷却速度无关，而与 A 的含碳量有关，含碳量越高，Ms与 Mf点的温度越低。4M 转变的不完全性 含碳量超过 0.5%后，Mf温度将到室温，因此淬火时，在室温下必然有一部分 A 被留下来，这部分 A 称残余 A，含碳量高，Ms温度高，淬火后残余 A 增多。我们不希望残余 A 出现，但是在保证 M 转变的条件下，A 过冷到 Mf点以下，仍有少量的参与奥氏体被留下来，这就是我们所说的“马氏体转变不完全性”。追究 M 转变为什么会保留残余 A？原因是 M 转变时，体积要膨胀，体积的膨胀使还没转变的 A 产生多向应力，因此阻止了 AM，而保留下来 A。冷处理冷处理冷处理冷处理 残余 A 不仅降低淬火钢的硬度和耐磨性，而且在工件使用过程中，残余 A会继续转变成 M，使这就要求高精度的工件，如，精密丝杠，精密量具，精密轴承等。为了保证使工件形状，尺寸发生变化，影响工件的尺寸精度，用期间的精度，淬火工件冷却到室温后，在冷却到-78C 或-183C，来最大限度消除残余A，达到增加硬度，耐磨性与尺寸稳定性的目的，这种处理成“冷处理”。5 5 5 5-4 4 4 4 钢的退火与正火钢的退火与正火钢的退火与正火钢的退火与正火 一个零件的生产过程，是由许多道工序所组成，在生产工序中为了某一目的，还会穿插多次热处理，热处理可以分为两类：预先热处理：消除前道工序造成的缺陷，为随后切削加工。最终热处理作准备；最终热处理：使工件满足使用条件下的性能要求。一一一一.退火退火退火退火 完全退火，等温退火，扩散退火，球化退火，去应力退火，再结晶退火 退火的目的 1降低钢件硬度，利于切削加工，HB=160230，最适于切削加工，退火后 HB 恰在此中；2消除残余应力，稳定钢件尺寸并防止变形和开裂；3细化晶粒，改善组织，提高钢的机械性能；4为最终热处理（淬火，回火）做组织上的准备。（一一一一）.完全退火完全退火完全退火完全退火 是将亚共析碳钢加热到 Ac3线以上约 2060C，保温一定时间，随炉缓慢冷却到 600C 以下，然后出炉在空气中冷却。这种退火主要用于亚共析成分的碳钢和和金钢的铸件，锻件及 热扎型材，目的是细化晶粒，消除内应力与组织缺陷，降低硬度，提高塑性，为随后的切削加工和淬火做好准备，上图是 30 钢的铸件完全退火前后性能比较 F 的晶粒尺寸越小，强度越高，塑性越高完全退火经加热，保温后，获得晶粒细小的单相 A 组织，必需以缓慢的冷却速度进行冷却，以保证奥氏体在珠光体的上部发生转变（二二二二）.等温退火等温退火等温退火等温退火 等温退火是为了保证 A 在珠光体转变区上部发生转变，因此冷却速度很缓慢，所需时间少则十几小时，多则数天，因此生产中常用等温退火来代替完全退火。等温退火加热与完全退火相同，但钢经 A 化后，等温退火以较快速度冷却到 A1以下，等温应定时间，使奥氏体在等温中发生珠光体转变，然后再以较快速度冷至室温，等温退火时间短，效率高。（三三三三）.扩散退火扩散退火扩散退火扩散退火（均匀化退火