鋼的熱處理及硬度測定

鋼的熱處理及硬度測定 一 實驗目的 1 了解鋼的基本熱處理工藝 2 了解布氏和洛氏硬度計的主要原理 結構及操作方法 3 了解不同的熱處理工藝對鋼的性能的影響 二 實驗原理 熱處理是充分發(fā)揮金屬材料性能潛力的重要方法之一 其工藝特 點是把鋼加熱到一定溫度 保溫一段時間后 以某種速度冷卻下來 通過改變鋼的內(nèi)部組織來改善鋼的性能 其基本工藝包括退火 正 火 淬火和回火等 金屬的硬度是材料表面抵抗硬物壓入而引起塑性變形的能力 硬 度越大 表明金屬抵抗塑性變形的能力越大 材料產(chǎn)生塑性變形就 越困難 硬度是金屬材料一項重要的力學性能指標 硬度的試驗方 法很多 其中常用的有布氏法 洛氏法和維氏法三種硬度試驗方法 1 鋼的退火 正火 淬火和回火 鋼的退火通常是將鋼加熱到臨界溫度 1 Ac 或 3 Ac 線以上 保溫后緩 慢地隨爐冷卻的一種熱處理工藝 鋼經(jīng)退火處理后 其組織比較接 近平衡狀態(tài) 硬度較低 約 180 22OHBS 有利于進行切削加工 鋼的正火是將鋼加熱到 3 Ac 或 cm Ac 線以上 30 50 保溫后在空氣 中冷卻的一種熱處理工藝 由于冷卻速度稍快 與退火組織相比 所形成的珠光體片層細密 故硬度有所提高 對低碳鋼來說 正火 后提高硬度可改善其切削加工性能 降低加工表面的粗糙度 對高 碳鋼來說 正火可以消除網(wǎng)狀滲碳體 為球化退火和淬火作準備 鋼的淬火就是將鋼加熱到 3 Ac 或 1 Ac 線以上 30 50 保溫后在不 同的冷卻介質(zhì)中快速冷卻 從而獲得馬氏體和 或 貝氏體組織的 一種熱處理工藝 馬氏體的硬度和強度都很高 特別適用于有較高 耐磨性能要求的工模具材料 淬火工藝包括三個重要參數(shù) 淬火加 熱溫度 保溫時間和冷卻速度 淬火加熱溫度過高時晶粒容易長大 而且還會產(chǎn)生氧化脫碳等缺陷 加熱溫度過低則會因組織中存在鐵 素體或珠光體而導致材料硬度不足 保溫時間與鋼的成分 工件的形狀 尺寸及加熱介質(zhì)等因素有關 一般可 按照經(jīng)驗公式加以估算 保溫時間過 長或過短都會對鋼的組織及性能造成 不利的影響 冷卻是淬火的關鍵工序 它直接影響到淬火后的組織和性能 冷卻時應使冷卻速度大于臨界冷卻速度 以保證獲得馬氏體組織 在這個前提下又應盡量降低冷卻速度 以減小內(nèi)應力 防止變形和 開裂 因此 可根據(jù) C 曲線圖 見圖 1 3 1 使淬火工件在過冷奧 氏體最不穩(wěn)定的溫度范圍 650 550 進行快冷 而在較低溫度 300 100 時的冷卻速度則盡可能小些 鋼的回火是把經(jīng)過淬火后的鋼再加熱到 1 Ac 線以下某一溫度 保 溫一段時間 然后 冷卻到室溫的熱處理工藝 其主要目的是改善淬火組織 馬氏體 的 韌性 消除淬火時產(chǎn)生 的殘余內(nèi)應力并減小鋼件的變形 回火溫度和保溫時間是回火工藝 的兩個重要參數(shù) 根據(jù)回 火溫度的不同 回火又可分為低溫回火 小于 250 中溫回火 250 500 和高溫 回火 500 650 2 硬度試驗原理 結構及操作方法 硬度測試方法很多 使用最廣泛的是壓入法 壓入法就是把一個 很硬的壓頭以一定的壓力壓入試樣的表面 使金屬產(chǎn)生壓痕 然后 根據(jù)壓痕的大小來確定硬度值 壓痕越大 則材料越軟 反之 則 材料越硬 根據(jù)壓頭類型和幾何尺寸等條件的不同 常用的壓入法 可分為布氏法 洛氏法和維氏法三種 1 布氏硬度 布氏硬度試驗是施加一定大小的載荷 P 將直徑為 D 鋼的球壓入 被測金屬表面后保持一定時間 然后 卸除載荷 根據(jù)鋼球在金屬表面上所 壓出的壓痕直徑查表即可得硬度值 用鋼球壓頭所測出的硬度值用 HBS 表示 用硬質(zhì)合金球壓頭所測 出的硬度值用 HBW 表示 布氏硬度 的優(yōu)點是測定結果較準確 缺點是壓 痕大 目前布氏硬度計一般以鋼球為 壓頭 主要用于測定較軟的金屬材料 的硬度 布氏硬度值的計算式如下 HBS HBW 22 2 0 102 P D DDd 式中 P 試驗力 N D 壓頭球體直徑 mm d 相互垂直方向測得的壓痕直徑1 d 2 d 的平均值 mm 布氏硬度試驗機的外形結構如圖 1 3 2 所示 其基本操作和程 序是 1 將試樣放在工作臺上 順時針轉動手輪 使壓頭向試樣表 面直至手輪對下面螺母產(chǎn)生相對運動 打滑 為止 此時試樣已承 受 98 07N 初載荷 2 按動加載按鈕 開始加主載荷 當紅色指示燈閃亮時 迅 速擰緊緊壓螺釘 使圓盤轉動 達到所要求的持續(xù)時間后 轉動即 自行停止 3 逆時針轉動手輪降下工作臺 取下試樣用讀數(shù)顯微鏡測出 壓痕直徑 d 以此查表即得 HBS 值 2 洛氏硬度 洛氏硬度以頂角為 120 的金剛石 圓錐體作為壓頭 以一定的壓力使其 壓入材料表面 通過測量壓痕深度來 確定其硬度 被測材料的硬度可在硬 度計刻度盤上讀出 洛氏硬度有 HRA HRB 和 HRC 三種標尺 其中 以 HRC 應用最多 一般用于測量經(jīng)過 淬火處理后較硬材料的硬度 在實際使用中為了使硬材料的洛氏硬度值比軟材料的高 以符 合人們的習慣 因此被測試材料的硬度值尚須用下式作適當變換 23 KhhKe HR cc 式中 K 常數(shù) 采用金剛石壓頭時為 0 2 采用 1 5875mm l 16 鋼球壓頭時為 0 26 c 常數(shù) 采用金剛石壓頭或鋼壓頭時都為 0 002 3 h 2 h 施加載荷前后的壓痕深度 mm 常用的三種洛氏硬度試驗規(guī)范見表 1 3 1 洛氏硬度試驗機的結構如圖 1 3 4 所示 其基本操作程序是 1 將試樣放置在試樣臺上 順時針轉動手輪 使試樣與壓頭 緩慢接觸 直至表盤小指針指到 0 為止 然后將表盤上指針調(diào)零 2 按動按鈕或轉動手柄 加主載荷 當表盤大指針反轉停止 后 再順時針旋轉搖柄 卸除主載荷 此時表盤大指針即指示出該 試樣的 HRC 值 3 逆時針轉動手輪 取出試樣 硬度測定完畢 3 維氏硬度 維氏硬度測定的基本原理和布氏硬度相同 區(qū)別在于壓頭采用錐面夾角為 136 的金剛石 棱錐體 壓痕是四方錐形 圖 1 3 5 維氏硬度用 HV 表示 HV 的計算式為 2 0 102 1 8544 F HV d 式中 F 載荷 N D 壓痕對角線長度 mm 三 實驗內(nèi)容 1 退火 正火及淬火部分的內(nèi)容及具體步 驟 1 根據(jù)處理條件不同 可按表 1 3 2 進行分組試驗 2 表 1 3 2 中所用原始試樣一律經(jīng)退火處理后測定其 HBS 值 經(jīng)淬火實驗后一律用洛氏 HRC 硬度計測定 3 根據(jù)試樣鋼號及鐵碳相圖確定加熱溫度及保溫時間 4 將退火 淬火及正火后的試樣表面用砂紙磨平 測出硬度 值 HRC 并填入表 1 3 2 中 2 回火部分的內(nèi)容及具體步驟 1 將已經(jīng)正常淬火并測過硬度的 45 鋼試樣分別按表 1 3 3 中指定的各溫度值放入爐內(nèi)加熱 保溫 1 小時 然后取出空冷 2 用砂紙磨光試樣表面 測定其硬度值 HRC 3 將測定的硬度值分別填入表 1 3 3 中 四 實驗報告要求 1 明確實驗目的 2 分析加熱溫度與冷卻速度對鋼的性能的影響 3 按照表 1 3 2 及表 1 3 3 記錄各硬度值數(shù)據(jù) 并繪制出 45 鋼回 火溫度與硬度的關系曲線圖 根據(jù)鐵碳相圖 共析鋼加熱到超過 A1 溫度時 全部轉變?yōu)閵W 氏體 而亞共析鋼和過共析鋼必須加熱到 A3 和 Acm 以上才能獲得 單相奧氏體 在實際熱處理加熱條件下 相變是在不平衡條件下進 行的 其相變點與相圖中的相變溫度有一些差異 由于過熱和過冷 現(xiàn)象的影響 加熱時相變溫度偏向高溫 冷卻時偏向低溫 這種現(xiàn) 象稱為滯后 加熱或冷卻速度越快 則滯后現(xiàn)象越嚴重 圖 6 1 表 示加熱和冷卻速度對碳鋼臨界溫度的影響 通常把加熱時的實際臨 界溫度標以字母 c 如 Ac1 Ac3 Accm 而把冷卻時的實際臨界 溫度標以字母 r 如 Ar1 Ar3 Arcm 等 鋼的熱處理多數(shù)需要先加熱得到奧氏體 然后以不同速度冷卻使奧 氏體轉變?yōu)椴煌慕M織 得到鋼的不同性能 因此掌握熱處理規(guī)律 首先要研究鋼在加熱時的變化 一 加熱時奧氏體的形成過程 1 共析鋼的加熱轉變 從鐵碳相圖中看到 鋼加熱到 727 狀態(tài)圖的 PSK 線 又稱 A1 溫度 以上的溫度珠光體轉變?yōu)閵W氏體 這個加熱速度十分緩慢 實際熱處理的加熱速度均高于這個緩慢加熱速度 實際珠光體轉變 為奧氏體的溫度高于 A1 定義實際轉變溫度為 Ac1 Ac1 高于 A1 表明出現(xiàn)熱滯后 加熱速度愈快 Ac1 愈高 同時完成珠光體向奧 氏體轉變的時間亦愈短 共析碳鋼 含 0 77 C 加熱前為珠光體組織 一般為鐵素體相與 滲碳體相相間排列的層片狀組織 加熱過程中奧氏體轉變過程可分 為四步進行 IMG 第一階段 奧氏體晶核的形成 由 Fe Fe3C 狀態(tài)圖知 在 A1 溫度 鐵素體含約 0 0218 C 滲碳體含 6 69 C 奧氏體含 0 77 C 在 珠光體轉變?yōu)閵W氏體過程中 原鐵素體由體心立方晶格改組為奧氏 體的面心立方晶格 原滲碳體由復雜斜方晶格轉變?yōu)槊嫘牧⒎骄Ц?所以 鋼的加熱轉變既有碳原子的擴散 也有晶體結構的變化 基 于能量與成分條件 奧氏體晶核在珠光體的鐵素體與滲碳體兩相交 界處產(chǎn)生 見圖 6 2 a 這兩相交界面越多 奧氏體晶核越多 第二階段 奧氏體的長大 奧氏體晶核形成后 它的一側與滲碳體 相接 另一側與鐵素體相接 隨著鐵素體的轉變 鐵素體區(qū)域的縮 小 以及滲碳體的溶解 滲碳體區(qū)域縮小 奧氏體不斷向其兩側 的原鐵素體區(qū)域及滲碳體區(qū)域擴展長大 直至鐵素體完全消失 奧 氏體彼此相遇 形成一個個的奧氏體晶粒 第三階段 殘余滲碳體的溶解 由于鐵素體轉變?yōu)閵W氏體速度遠高 于滲碳體的溶解速度 在鐵素體完全轉變之后尚有不少未溶解的 殘 余滲碳體 存在 見圖 6 2 C 還需一定時間保溫 讓滲碳體全 部溶解 第四階段 奧氏體成分的均勻化 即使?jié)B碳體全部溶解 奧氏體內(nèi) 的成分仍不均勻 在原鐵素體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏低 在原 滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏高 還需保溫足夠時間 讓碳原 子充分擴散 奧氏體成分才可能均勻 上述分析表明 珠光體轉變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩 個必要而充分條件 一是溫度條件 要在 Ac1 以上加熱 二是時間 條件 要求在 Ac1 以上溫度保持足夠時間 在一定加熱速度條件下 超過 Ac1 的溫度越高 奧氏體的形成與成分均勻化需要的時間愈短 在一定的溫度 高于 Ac1 條件下 保溫時間越長 奧氏體成分越 均勻 還要看到奧氏體晶粒由小尺寸變?yōu)榇蟪叽缡且粋€自發(fā)過程 在 Ac1 以上的一定加熱溫度下 過長的保溫時間會導致奧氏體晶粒的合并 尺寸變大 相對之下 相同時間加熱 高的加熱溫度導致奧氏體晶 粒尺寸的增大傾向明顯大于低的加熱溫度的奧氏體晶粒長大傾向 奧氏體晶粒尺寸過大 或過粗 往往導致熱處理后鋼的強度降低 工程上往往希望得到細小而成分均勻的奧氏體晶粒 為此可以采用 途徑之一是在保證奧氏成分均勻情況下選擇盡量低的奧氏體化溫度 途徑之二是快速加熱到較高的溫度經(jīng)短暫保溫使形成的奧氏體來不 及長大而冷卻得到細小的晶粒 工程上把奧氏體晶粒尺寸大小定義為晶粒度 并分為 8 級 其中 1 4 級為粗晶粒 5 級以上為細晶粒 超過 8 級為超細晶粒 2 非共析鋼的加熱轉變 亞共析鋼與過共析鋼的珠光體加熱轉變?yōu)閵W氏體過程與共析鋼轉變 過程是一樣的 即在 Ac1 溫度以上加熱無論亞共析鋼或是過共析鋼 中的珠光體均要轉變?yōu)閵W氏體 不同的是還有亞共析鋼的鐵素體的 轉變與過共析鋼的二次滲碳體的溶解 更重要的是鐵素體的完全轉 變要在 A3 溫度 Fe Fe3C 狀態(tài)圖的 GS 線 以上 考慮熱滯后實際要 在 Ac3 以上 二次滲碳體的完全溶解要在溫度 Acm Fe Fe3C 狀態(tài)圖 的 ES 線 以上 考慮熱滯后要在 Accm 以上 即亞共析鋼加熱后組 織全為奧氏體需在 Ac3 以上 對過共析鋼要在 Accm 以上 如果亞 共析鋼仍僅在 Ac1 Ac3 溫度之間加熱 無論加熱時間多長加熱后 的組織仍為鐵素體與奧氏體共存 對過共析鋼在 Ac1 Accm 溫度之 間加熱 加熱后的組織應為二次滲碳體與奧氏體共存 加熱后冷卻 過程的組織轉變也僅是奧氏體向其它組織的轉變 其中的鐵素體及 二次滲碳體在冷卻過程中不會發(fā)生轉變 鐵碳平衡圖鐵碳平衡圖 鐵碳平衡圖 iron carbon equilibrium diagram 又稱鐵碳相圖或鐵碳狀態(tài)圖 它以 溫度為縱坐標 碳含量為橫坐標 表示在接近平衡 條件 鐵 石墨 和亞穩(wěn)條件 鐵 碳化鐵 下 或極緩慢的冷卻條件下 以鐵 碳為組元的二 元合金在不同溫度下所呈現(xiàn)的相和這些相之間的平衡關系 簡史 早在 1868 年 俄國學者切爾諾夫 就 注意到只有把鋼加熱到某一溫度 a 以上再快冷 才能使鋼淬硬 從而 有了臨界點的概念 至 1887 1892 年奧斯蒙 F Osmond 等利用 熱分析法和金相法發(fā)現(xiàn)鐵的加熱和冷卻曲線上出現(xiàn)兩個駐點 即臨 界點 A3 和 A2 它們的溫度視加熱或冷卻 分別以 Ac 和 Ar 表示 過 程而異 奧斯蒙認為這表明鐵有同素異構體 他稱在室溫至 A2 溫 度之間保持穩(wěn)定的相為 鐵 A2 A3 間為 鐵 A3 以上為 鐵 1895 年 他又進一步證明 如鐵中含有少量碳 則在 690 或 710 左右出現(xiàn)臨界點 即 Ar1 點 標志在此溫度以上碳溶解在鐵中 而在低 于這一溫度時 碳以滲碳體形式由固溶體中分解出來 隨鐵中碳量提高 Ar3 下降而與 Ar2 相合 然后斷續(xù)下降 至含碳為 0 8 0 9 時與 Ar1 合為一點 1904 年又發(fā)現(xiàn) A4 至熔點間為 鐵 以上述臨界點 工作的成果為基礎 1899 年羅伯茨 奧斯汀 W C Roberts Austen 制定了第一張鐵碳相圖 而洛茲本 H W Bakhius Roozeboom 更首先在合金系統(tǒng)中應用吉布斯 Gibbs 相律 于 1990 年制定出較完整的鐵碳平衡圖 隨著科學技術的發(fā)展 鐵碳平衡圖 不斷得到修訂 日臻完善 目前采用的鐵碳平衡圖示于圖 1 圖中 各重要點的溫度 濃度及含義如下表所列 當鐵中含碳量不同時 得到的典型組織如圖 2 所示 鐵碳平衡圖釋義 純鐵有兩種同素異構體 在 912 以下為體心 立方的 Fe 在 912 1394 為面心立方的 Fe 在 1394 1538 熔點 又呈體心立方結構 即 Fe 當碳溶于 Fe 時形成的固溶體稱鐵素體 F 溶于 Fe 時形成的固溶體稱奧氏體 A 碳含量超過鐵的溶解度后 剩余的碳可能以穩(wěn)定態(tài)石墨形式存 在 也可能以亞穩(wěn)態(tài)滲碳體 Fe3C 形式存在 Fe3C 有可能分解成 鐵和石墨穩(wěn)定相 但這過程在室溫下是極其緩慢的 即使加熱到 700 Fe3C 分解成穩(wěn)定相也需幾年 合金中含有硅等促進石墨化 元素時 Fe3C 穩(wěn)定性減弱 石墨雖然在鑄鐵 2 4 C 中大量存在 但在一般鋼 0 03 1 5 C 中卻較難形成這種穩(wěn)定相 Fe Fe3C 平 衡圖有重要的意義并得到廣泛的應用 圖 1 中的實線繪出亞穩(wěn)的 Fe Fe3C 系 虛線和相應的一部分實線表示穩(wěn)定的 Fe C 石墨 系 平衡圖中絕大多數(shù)線是根據(jù)實驗測得的數(shù)據(jù)繪制的 有些線 如 Fe3C 的液相線 石墨在奧氏體中溶解度等是由熱力學計算得出 的 Fe Fe3C 平衡圖由包晶 共晶 共析三個基本反應組成 見相 圖 在 1495 HJB 線 發(fā)生包晶反應 LB H 匊 AJ 此時液 相 LB 0 53 C 鐵素體 H 0 09 C 奧氏體 AJ 0 17 C 三相 共存 冷凝時反應的結果形成奧氏體 在 1148 ECF 線 發(fā)生共晶反應 LC 匊 AE Fe3C 此時液 相 LC 4 30 C 奧氏體 AE 2 11 C 滲碳體 6 69 C 三相共 存 冷凝時反應的結果形成了奧氏體與滲碳體的機械混合物 通稱 為萊氏體 在 727 PSK 線 發(fā)生共析反應 AS 匊 FP Fe3C 此時奧氏 體 As 0 77 C 鐵素體 FP 0 0218 C 滲碳體 6 69 C 三相共 存 冷卻時反應的結果形成鐵素體與滲碳體的混合物 通稱珠光體 共析反應溫度常標為 A1 溫度 其他幾條線的含義如下 GS 線 奧氏體中開始析出鐵素體或鐵 素體全部溶入奧氏體的轉變線 稱 A3 溫度 ES 線 碳在奧氏體中 的溶解限度線 稱 Acm 溫度 在 1148 時 碳在奧氏體中的最大溶 解度為 2 11 而在 727 時只為 0 77 所以凡是碳含量大于 0 77 的鐵碳合金 在 Acm 溫度以下時 奧氏體中將析出滲碳體 稱為二次滲碳體 以區(qū)別于從液態(tài)中析出的一次滲碳體 PQ 線 碳 在鐵素體中的溶解限度線 在 727 時 碳在鐵素體中最大溶解度為 0 0218 600 時為 0 0057 400 時為 0 00023 200 以下 時小于 0 0000007 碳含量大于 0 0218 的合金 在 PQ 線以下 均有析出滲碳體的可能性 通常稱此類滲碳體為三次滲碳體 NJ 線 奧氏體轉變?yōu)?鐵素體 稱 A4 溫度 純鐵為 1394 隨碳含 量增加而提高 ABCD 線 合金的液相線 AHJE 線 合金的 固相線 此外 770 水平線表示鐵素體的磁性轉變溫度 常稱為 A2 溫 度 在此溫度以下 鐵素體呈鐵磁性 230 水平線表示滲碳體的磁 性轉變溫度 磁性轉變時不發(fā)生晶體結構的變化 滲碳體在 230 以下呈鐵磁性 用途 鐵碳平衡圖是研究碳鋼和鑄鐵的基礎 也是研究合金鋼的 基礎 它的許多基本特點即使對于復雜合金鋼也具有重要的指導意 義 如在簡單二元 Fe C 系中出現(xiàn)的各種相 往往在復雜合金鋼中 也存在 當然 需要考慮到合金元素對這些相的形成和性質(zhì)的影響 因此研究所有鋼鐵的組成和組織問題都必須從鐵碳平衡圖開始 工 程上依據(jù) Fe Fe3C 平衡圖把鐵碳合金分為三類 即工業(yè)純鐵 C 0 021 鋼 0 021 2 11 C 和鑄鐵 2 11 6 69 C 其他在 制定鋼鐵材料的鑄造 鍛軋和熱處理工藝等方面 也常以鐵碳平衡 圖為依據(jù) 實際加熱時鋼鐵的臨界點往往高于 Fe Fe3C 平衡圖上的 臨界點 冷卻時則低于平衡圖的臨界點 如圖 3 所示 習慣上以 A 表 示平衡圖上的臨界點 沿用奧斯蒙以法文加熱的首字母 c 及冷卻的首 字母 r 分別標志加熱和冷卻 Ac 表示加熱時的臨界點 Ar 表示冷卻 時的臨界點 鐵碳合金相圖鐵碳合金相圖 從某種意義上講 鐵碳合金相圖是研究鐵 碳合金的工具 是研究碳鋼和鑄鐵成分 溫度 組織和性能之間關系的理論基礎 也是制定各種熱加工工藝的依據(jù) 一 鐵碳合金中的基本相 鐵碳合金相圖實際上是 Fe Fe3C 相圖 鐵碳合金的基本組元也應該 是純鐵和 Fe3C 鐵存在著同素異晶轉變 即在固態(tài)下有不同的結 構 不同結構的鐵與碳可以形成不同的固溶體 Fe Fe3C 相圖上 的固溶體都是間隙固溶體 由于 Fe 和 Fe 晶格中的孔隙特點不 同 因而兩者的溶碳能力也不同 1 鐵素體 2 奧氏體 3 滲碳體 二 鐵碳合金相圖分析 1 Fe Fe3C 相圖中的特性點 圖 4 14 是 Fe Fe3C 相圖 圖中各點的溫度 含碳量及其意義示于 表 4 1 中 Fe Fe3C 相圖中的特性點均采用固定的字母表示 重慶大學精品課程 工程材料 圖 4 14 Fe Fe3C 相圖 2 Fe Fe3C 相圖中的特性線 相圖中的 ABCD 線為液相線 AHJECFD 為固相線 ES 線是碳在 Fe 中的固溶度曲線 又叫作 Acm 線 PQ 線是碳在 Fe 中的固 溶度曲線 GS 線是冷卻過程中 由奧氏體中析出鐵素體的開始線 或者是加熱時 鐵素體溶入奧氏體的終止線 GS 線又叫作 A3 線 根據(jù)生成條件的不同 滲碳體可分為一次滲碳體 二次滲碳體 三 次滲碳體 共晶滲碳體 共析滲碳體五種 它們的不同形態(tài)與分布 除對鐵碳合金性能有不同影響外 就其本身來講 并無本質(zhì)區(qū)別 三 鐵碳合金的結晶過程 下面以幾種典型的鐵碳合金為例 分析其平衡結晶過程及組織 由 于工業(yè)純鐵的實際應用較少 所以這里不分析其結晶過程 所選合 金的成分如圖 4 15 所示 重慶大學精品課程 工程材料 圖 4 15 6 個典型的鐵碳合金結晶過程分析 重慶大學精品課程 工程材料 6 個典型的鐵碳合金結晶過程分析 1 共析鋼的結晶過程分析 圖 4 15 中 合金