改變材料性能的主要途徑

改變材料性能的主要途徑第1頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一本章基本要求1．理解重要的術語和基本概念：

形變強化、滑移、滑移系、臨界分切應力、孿生、纖維組織、形變織構、回復、再結晶、晶粒度、起始晶粒度、實際晶粒度、加工硬化、形變強化、熱變形、冷變形、固溶強化、過冷度、變質處理、彌散強化、細晶強化、過冷奧氏體、殘余奧氏體、索氏體、屈氏體、上貝氏體、下貝氏體、淬火馬氏體、回火馬氏體、板條狀馬氏體、針狀馬氏體、隱晶馬氏體、退火、正火、淬火、回火、淬透性、淬硬性、淬透層深度、臨界淬透直徑等。

2．掌握工程材料的基本強化理論和工藝方法。

3．能描述碳鋼在加熱、冷卻以及回火過程的組織轉變。

了解碳鋼顯微組織變化對其力學性能的影響規(guī)律。

4．對碳鋼的普通熱處理能制訂工藝參數(shù)。第2頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1．單晶體的塑性變形

單晶體塑性變形的基本形式有以下兩種：。

①滑移變形：即在一定的切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿一定的晶面（稱滑移面，是晶體中原子密度最大的晶面）上的一定的晶向（稱滑移方向，是晶體中原子密度排列最大的晶向）發(fā)生滑移。原子從一個平衡位置移到另一個平衡位置，應力去除后，原子不能恢復原狀，它不破壞晶體中的原子排列規(guī)則性和改變晶體晶格類型，其移動距離是原子距離的整倍數(shù)，晶體呈現(xiàn)新的平衡狀態(tài)，滑移變形是金屬中最主要的一種塑性變形方式。

②孿生變形：即在切應力作用下，晶體的一部分相對另一部分沿一定的晶面（稱孿生面）和一定的晶向（稱孿生方向）產生切變。孿生面兩側的晶體形成鏡面對稱，發(fā)生孿生部分稱孿生帶。孿生帶中相鄰原子面的相對位移為原子距離的分倍數(shù)。孿生變形所需的切應力比滑移變形大得多，變形量小，速度快（音速），孿生變形常發(fā)生在受沖擊載荷或低溫和復雜晶格（密排六方晶格）的晶體中。第3頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一單晶體塑性變形的基本形式第4頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一滑移變形示意第5頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一滑移變形——位錯的運動第6頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一滑移變形與位錯上述視頻和圖解表明，滑移變形并不是滑移面兩側晶體的整體移動的剛性滑移，而是通過晶內的位錯運動來實現(xiàn)的。當一個位錯移動到晶體表面時，就產生一個位移量。滑移變形是位錯在切應力作用下運動的結果。晶體在外力作用下的滑移，并不是整個滑移面上全部原子同時移動，而只是在位錯中心周圍的少數(shù)原子作微量的位錯運動即可實現(xiàn)，因此，所需的切應力要比剛性滑移小得多。如果晶體內位錯很少或無位錯，則要產生一定量的塑性變形，所需的切應力就很大，表現(xiàn)出材料的強度很高。隨著位錯的增加，則變形就比較容易，即材料的強度降低。第7頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一位錯密度與強度關系一般金屬晶體中的位錯密度在106～108cm/cm3之間。當ρ＞ρo時，切應力τ與位錯密度ρ的平方根成正比，即

式中：τ0——為ρ0時的切應力；κ——常數(shù)。

第8頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一位錯增殖在滑移變形過程中造成位錯數(shù)量增多的現(xiàn)象稱為位錯增殖。一般金屬材料晶體內部總有一定數(shù)量的位錯存在，因此金屬材料在一定外力作用下，總會發(fā)生塑性變形，隨著塑性變形量的增加，位錯數(shù)量不僅不會減少，相反促使位錯數(shù)量增加（即位錯增殖）。位錯增殖使得金屬變形能繼續(xù)進行，隨著位錯的進一步增殖，則材料強度、硬度上升，而塑性迅速下降，使得變形抗力明顯增大。第9頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一滑移系

金屬材料的塑性變形主要是滑移變形，滑移是沿著晶格中原子密度最大的滑移面和滑移方向進行的。

不同的晶格類型的晶體，滑移面與滑移方向的數(shù)目是不同的，常將一個滑移面和其上的一個滑移方向合稱為一個滑移系。滑移系多的晶體則容易變形，呈現(xiàn)較好的塑性。第10頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一三種常見金屬晶體結構的滑移系第11頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一多晶體的塑性變形（1）多晶體的塑性變形是每個晶粒變形的總和

在變形過程中并不是所有晶粒同時變形，而是逐步進行的。由于與外力作用方向成45o的切應力分力最大，故多晶體的變形首先從滑移面與滑移方向與外力成45o的晶粒開始，這種晶粒稱為軟位向晶粒。在變形的同時，晶格方位略向外力作用的方向轉動，接著滑移面方位略大于或小于45o的次軟位向晶粒變形，并同樣發(fā)生轉動。第12頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一多晶體塑性變形第13頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一多晶體塑性變形第14頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）多晶體金屬的晶界是位錯運動的壁壘

即竹節(jié)狀現(xiàn)象。晶界處原子排列不規(guī)則，并存在一定的應力場，還有雜質原子的偏聚，晶界兩側的晶格方位不同，所以位錯通過晶界的阻力要比晶內運動時大得多。第15頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一塑性變形對金屬組織及性能的影響

——冷變形纖維組織隨著變形的進行，晶粒外形沿作用力的方向被拉長，且發(fā)生晶格歪斜。由于大量位錯堆積和纏結，在晶粒內部會產生亞晶?；蛐纬伤榫В沟梦诲e運動阻力增大。當變形量很大時，晶粒變成細條狀，金屬中的夾雜物也被拉長，稱為冷變形纖維組織。這種纖維組織的性能呈現(xiàn)各向異性，材料內部產生殘余應力。第16頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一塑性變形對金屬組織及性能的影響

——晶粒胞狀化，加工硬化經過塑性變形，金屬位錯密度急劇增加，大量在不同滑移面上運動的位錯由于遇到各種阻礙，或者由于位錯彼此作用，產生位錯纏結，一種是位錯“釘扎”，一種是位錯“纏繞”。隨著變形增加，大量位錯形成了胞狀亞結構，胞壁由高密度位錯構成，即亞晶界。變形量增加，亞晶粒細化。晶粒亞結構細化以及位錯密度的增加，使金屬塑性變形抗力增加，塑性韌性下降，產生加工硬化。第17頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一塑性變形對金屬組織及性能的影響

——變形織構由于每個晶粒變形過程中，晶格方位會沿外力方向轉動，當變形量達到70％～90％，每個晶粒位向趨于大致一致，這種在晶體中某一晶面的取向基本相同的現(xiàn)象稱為變形織構，也稱“擇優(yōu)取向”。變形織構也使金屬材料具有各向異性，在大多數(shù)情況下對金屬材料的性能是不利的。只有在少數(shù)情況下，如為了提高變壓器的矽（硅）鋼片某一方向的磁導率，在生產上才有意識地形成變形織構，可提高變壓器的磁導率。第18頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一加工硬化金屬經塑性變形后，晶粒變長，晶格歪斜，由于亞結構的形成而呈現(xiàn)碎晶，并產生殘余內應力，使得金屬繼續(xù)變形困難，這一現(xiàn)象稱為加工硬化。即加工硬化后，材料強度、硬度上升，塑性、韌性下降。一般金屬的加工硬化隨變形的增大而增大。金屬的加工硬化不僅使金屬的力學性能發(fā)生明顯變化，還使金屬的物理及化學性能也發(fā)生明顯的改變，并使電阻增大，耐蝕性降低等。第19頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一二.塑性變形金屬的再結晶再結晶過程：

金屬冷塑性變形使金屬內部產生碎晶，晶格畸變，位錯密度增加，使得這種組織處于不穩(wěn)定狀態(tài)，本身有著向恢復穩(wěn)定的趨勢，隨著溫度的上升，其原子活動能量提高，最終產生再結晶，即呈現(xiàn)出新的平衡狀態(tài)。隨著加熱溫度的提高，變形后的金屬將相繼發(fā)生回復、再結晶和晶粒長大過程。第20頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一塑性變形后的再結晶過程第21頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）回復

金屬加熱到（0.25～0.3）T熔時，晶粒內部位錯、空位、間隙原子等缺陷通過遷移、復合消失而大大減少，而晶粒仍保持變形后的形態(tài)，金屬內部的顯微組織不發(fā)生明顯的變化。這一過程使得缺陷減少，晶格畸變降低，滑移面上的彈性彎曲現(xiàn)象消失，內應力、電阻率明顯降低，應力腐蝕現(xiàn)象基本消失。強度、硬度略有降低，而塑性、韌性略有提高。工業(yè)上常利用回復過程對變形金屬進行去應力退火，以降低殘余內應力，保持加工硬化效果。第22頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）再結晶

當金屬繼續(xù)加熱到（0.35～0.4）T熔時，原子擴散能力增大，在位錯密度較高的晶界上，一些未變形的亞晶粒和回復時形成的多邊化亞晶粒轉變成再結晶晶粒，并進一步長大。此時被拉長的晶粒和碎晶轉變?yōu)榫鶆蚣毿〉牡容S晶粒，但晶格類型不變，這一過程稱為再結晶。性能和組織發(fā)生急劇變化，即強度、硬度下降，而塑性、韌性明顯上升，內應力基本消失。金屬的性能基本上恢復到變形前的性能，即加工硬化消失。再結晶的特點：沒有一個固定的溫度，隨著溫度和時間的延長，再結晶不斷進行，開始的再結晶溫度稱為最低再結晶溫度(T再)，即：T再≈(0.35～0.4)T熔(K°)第23頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一再結晶溫度范圍再結晶是在一個溫度范圍內進行的,并隨預變形度的增大而降低,當變形度增大到一定數(shù)值時,再結晶溫度趨于一個極限溫度。再結晶退火：把冷塑性變形后金屬加熱到再結晶溫度以上，使其發(fā)生再結晶現(xiàn)象，從而消除加工硬化，提高塑性，這種熱處理稱為再結晶退火。再結晶退火溫度要比再結晶溫度高100～200℃。第24頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）晶粒長大

冷變形金屬在再結晶剛完成時，一般可得到細小的等軸晶粒組織。如果繼續(xù)提高加熱溫度和保溫時間，則晶粒會進一步長大，最后得到粗大晶粒的組織，使得金屬的強度、硬度、塑性、韌性等力學性能都顯著降低。晶粒長大，實質上是一個晶界位移的過程。當金屬變形較大，產生織構，含有較多的雜質時，晶界的遷移將受到阻礙，因而只會有少數(shù)處于優(yōu)越條件的晶粒（例如：尺寸較大，取向有利等）優(yōu)先長大，并迅速合并周圍大量小晶粒，最后獲得異常粗大晶粒的組織。這種不均勻的長大過程類似于再結晶的生核（較大穩(wěn)定亞晶粒生成）和長大（吞并周圍的小亞晶粒）的過程，所以稱為二次再結晶。它將顯著降低金屬的力學性能。第25頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一2．再結晶后的晶粒度影響再結晶退火后晶粒度的主要因素：再結晶退火溫度預先冷變形度第26頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1）加熱溫度加工硬化金屬剛完成再結晶轉變時，晶粒細小，具有較好的力學性能。隨著再結晶時的加熱溫度升高，原子擴散能力強，則晶界愈易遷移，則得到的晶粒度就愈大。此外，加熱溫度一定時，而保溫時間延長，同樣也會使晶粒長大。第27頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一(

2)預先變形變形度很小時，再結晶退火后，因不足以引起再結晶，晶粒大小基本不變。變形度在2％～10％時，因變形不均勻，再結晶時容易發(fā)生吞并而呈現(xiàn)晶粒特別粗大，這一范圍的預先變形度稱為臨界變形度。生產中應盡可能避開在臨界變形度范圍內變形。各種金屬的臨界變形度一般在2～10％之間，如純鐵約為2～10％、鋼約為５～10％、銅約為５％、鋁約為2～４％。當超過臨界變形度范圍變形時，晶粒大小隨預先變形度增大而減少。但超過90％時，可能產生變形結構而使晶粒變大。第28頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第29頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一

三.金屬的熱變形主要用來加工強度較高和尺寸大而無法進行冷變形的金屬材料。金屬隨溫度的上升，而強度、硬度降低，塑性、韌性提高。因此金屬變形抗力小，塑性大，而且不會產生加工硬化現(xiàn)象，可以進行大量的加工變形。

第30頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱變形金屬的組織和性能變化可使鑄態(tài)金屬中的氣孔、縮松等缺陷被壓合，提高金屬致密度、性能。破碎粗大樹枝晶、大晶塊和碳化物，并通過再結晶獲得等軸細晶粒，提高力學性能。變形拉長金屬中的雜質、晶粒，而拉長的晶粒再結晶后恢復為等軸細晶，而雜質仍為條狀，使金屬呈現(xiàn)纖維形態(tài)，稱為熱變形纖維組織。由于纖維組織的出現(xiàn)，使得金屬材料具有方向性。一般垂直于纖維方向具有較高的彎曲強度、抗剪強度，而平行纖維方向具有較好的抗拉強度和塑性。熱變形后的金屬并沒有提高其強度和硬度，只是使金屬具有明顯的方向性。所以只有當零件某種載荷的方向與纖維方向一致時，才顯示出提高材料的性能。

第31頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第32頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱變形纖維組織的應用①熱軋：是生產各種型材的主要方法，通常在再結晶溫度以上進行，熱軋后型材沿軸線形成熱變形纖維組織。

②鍛造：通過選用型材作為坯料，一般也是在再結晶溫度以上進行。鍛造一方面可以獲得所需零件的毛坯形狀，另一方面可使坯料的纖維方向重新分布。在設計零件時，應盡可能使纖維組織沿零件的輪廓線分布而不被切斷，最大正應力與纖維方向平行，最大切應力與纖維方向垂直，從而達到較高的力學性能。第33頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱塑性纖維組織的應用第34頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱變形組織的利用第35頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一四.形變強化的應用金屬材料經冷塑性變形后，提高強度和硬度的方法，稱為形變強化。是室溫時呈單相組織，加熱時又不發(fā)生相變的金屬和合金的主要強化方法；也是以單相固溶體為主要組成物，包含少量第二相的合金的重要強化方法。形變強化主要用于不能采用熱處理強化或強化效果不顯著的，室溫時又具有良好的塑性，并能進行適當程度的冷塑性變形的金屬和合金。常用的形變強化方法有冷擠、拉、軋、鐓、壓、滾壓和噴丸等。擠、拉、軋用于原材料生產；冷鐓用于標準件的生產；冷壓、滾壓和噴丸用于零件表面強化，提零件表面硬度、疲勞強度和表面質量。形變強化在生產上已得到了廣泛地應用，如各類鋼絲、鋁絲、鐵絲和小直徑彈簧鋼絲等；薄鋼板的冷軋；冷鐓螺栓；大彈簧和大齒輪表面的噴丸處理；滑動摩擦軸頸的滾壓；精密鍛件的精壓等。形變強化時，材料的截面尺寸不宜過大，否則表面變形不均勻，不能達到預期的強化效果。塑性差、形狀復雜的零件也不能進行形變強化處理。第36頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第三章

改變材料性能的主要途徑第二節(jié)金屬的晶粒度對材料性能的影響第37頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一金屬晶粒度與材料性能的關系晶粒粗細決定了晶界面積的大小。晶粒細小，金屬材料總晶界面積增加。晶粒愈細，晶界愈多，位錯運動困難，則金屬材料的強度和硬度顯著提高。當晶粒細小時，同一位向的晶粒數(shù)目增加，在外力作用下，變形的晶粒也多，可使應力分散，變形均勻，并使得金屬具有較好的塑性和韌性，所以晶粒細化不僅是提高金屬強度、硬度，而又是提高塑性和韌性的重要途徑。第38頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一影響晶粒度的因素——過冷度液態(tài)金屬結晶過程晶粒大小與生核率N（單位時間內，單位體積中所產生的晶核數(shù)）及生長率G（單位時間內晶粒長大速度）有關。在一定過冷度范圍內，生核率N和生長率G是隨過冷度的提高而增大。其中生核率大于生長率的速度，所以隨著過冷度ΔT的增大而得到的晶粒更細。當過冷度ΔT達到一定程度時，由于原子移動阻力增大，故生核率和生長率都降低。在通常金屬結晶時的過冷度范圍內，過冷度愈大，則N/G比值愈大，因而晶粒愈細。增大過冷度主要取決于液態(tài)金屬的冷卻速度，可通過改變液態(tài)金屬的冷卻速度來控制晶粒的大小，但冷卻速度過大又會使金屬中內應力增大，造成鑄件的變形和裂紋等缺陷，生產中常采用其他細化晶粒的方法。第39頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第40頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一影響晶粒度的因素——異質晶核在液態(tài)金屬中存在的異質微粒，符合生核和生長條件時，均可作為晶核，異質微粒含量適當時，可以獲得細小晶粒的金屬。第41頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一細晶強化的方法1）提高過冷度：提高過冷度主要取決于液態(tài)金屬的冷卻速度。如：①采用金屬型鑄造，增大鑄件的冷卻速度。②鑄件壁厚設計適當，薄壁鑄件可提高冷卻速度，細化晶粒。2）變質處理：在液態(tài)金屬中加入一定量的變質劑（也稱孕育劑），作為異質晶核以獲得細晶鑄件稱為變質處理。如在鋼液中加入V、Ti、Al；在鑄鐵液中加入75SiFe等。有時加入某些合金元素或鹽類，可以降低固相界面的表面能或附著在晶體的結晶前緣，阻礙晶粒長大，也可獲得細晶組織；在鋁合金液體中加入Ti、Zr；在鋁硅合金中加入鈉鹽等，都可達到細化晶粒的目的。3）振動與攪拌：金屬結晶時施以機械振動、超聲波振動、電磁振動或攪拌等都可使樹枝晶或大晶塊破碎而增加新的晶核。振動還能補充生核時所需的能量，提高生核率。第42頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一細晶強化的應用主要應用于鑄件生產領域，如鑄鐵件和有色金屬及合金鑄造，例如灰鑄鐵的孕育處理和鋁活塞采用金屬型鑄造。第43頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第三章

改變材料性能的主要途徑第三節(jié)金屬的合金化第44頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一“合金化”的概念在金屬中加入某些合金元素，使之具有某種性能的方法稱為金屬的合金化。經合金化后可提高金屬的強度、硬度及耐蝕性、熱硬性、淬透性及其他物理性能等第45頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一一.合金化強化原理或途徑1．固溶強化固溶強化是指合金元素溶于基體金屬中形成固溶體而使金屬強化。溶質原子溶入溶劑晶格中使溶劑金屬晶格畸變。晶格畸變產生的應力場與位錯周圍的彈性應力場交互作用，并使溶質原子移向位錯線附近。2．第二相強化（又稱彌散強化）第二相強化是指合金元素與基體金屬形成金屬化合物、或與碳、氮、氧形成碳化物、氮化物、氧化物等以細小彌散的第二相質點均勻地分布在金屬基體上使金屬強化。第46頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一固溶強化的主要方式溶質原子小于基體（溶劑）原子形成的置換原子，一般移向位錯線附近的受壓位置，即刃型位錯的上部。溶質原子大于基體原子形成的置換原子和間隙原子，一般移向位錯線附近的受拉位置，即刃型位錯的下部。

置換式固溶體的溶質原子與基體原子直徑相差愈大，其強化效果愈好。

間隙式固溶體，由于間隙原子使基體晶格畸變程度更大，故強化效果更好。第47頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一彌散強化的方式第二相為高硬度微粒，以細小彌散均勻地分布在基體中時，強化效果佳。由于第二相質點周圍的基體金屬產生晶格畸變，同時又增加了基體與第二相的界面，兩者都使位錯運動的阻力增大，則可提高金屬的強度和硬度。第48頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一二.合金化強化方法與應用在冶煉澆注鑄錠、生產原材料時加入一定量的某些元素，通過這些元素溶于基體金屬中形成固溶體或各類化合物，使金屬得到強化。也可在熔煉澆注鑄件時加入一定量的某些元素而起強化作用。

合金化強化主要應用于各類合金鋼、各類鑄鐵及非鐵合金等，用來提高其力學性能。如合金結構鋼中加入Cr、Ni、Si、Mn等元素，可顯著提高提高鐵素體的硬度，產生固溶強化。

在某些合金結構鋼或合金工具鋼中加入Mo、W、V、Ti、Nb等強碳化合物形成元素，可形成特殊碳化合物，起第二相強化作用，使鋼具有高硬度和優(yōu)良的高溫性能。如耐磨鑄鐵中加入Cr、Mo、V、B，銅合金中加入Zn、Sn、Al，可產生第二相強化作用。

在鑄造生產中，合金化強化是最常用的強化手段。第49頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第三章

改變材料性能的主要途徑第四節(jié)金屬的熱處理第50頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱處理——淬火第51頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱處理自動線第52頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一有色金屬熱處理——鋁合金第53頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一保護氣氛及真空熱處理第54頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一汽車板簧熱處理——回火第55頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一彈簧熱處理——淬火+中文回火第56頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一

一.概述熱處理是將固態(tài)金屬或合金采用適當?shù)姆绞竭M行加熱、保溫和冷卻，以獲得所需的組織結構與性能的一種工藝第57頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱處理的地位不改變其外形，只是改變零件內部組織結構，從而達到零件的力學性能要求。在機械制造工業(yè)中占有十分重要的地位，機床制造中約60～70％的零件，汽車、拖拉機制造中約有70～80％的零件都要進行熱處理，而各種工、模、量具和滾動軸承等幾乎全部都要進行熱處理。熱處理是目前提高零件使用壽命的一道重要工藝，在機械制造中占有重要地位。第58頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一熱處理的分類——以加熱與冷卻方式區(qū)分第59頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一二.碳素鋼熱處理A1、A3、Acm是碳鋼在極緩慢地加熱或冷卻時地轉變溫度，因此，A1、A3、Acm點都是平衡臨界點。在實際生產中，加熱或冷卻都是要發(fā)生一定的滯后現(xiàn)象，即要有一定的過熱和過冷才能使相變充分進行。因此加熱時分別用Ac1、Ac3、Accm表示，冷卻時分別用Ar1、Ar3、Arcm表示第60頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1．加熱時的組織轉變

任何成分的碳鋼加熱到臨界點Ac1線以上都會發(fā)生P→A轉變，而亞共析、過共析鋼加熱到Ac3、Accm線以上時便全部轉變?yōu)锳。熱處理進行Ac1、Ac3、Accm以上加熱的目的，就是為了得到A，這種加熱轉變過程通常稱“奧氏體化”。奧氏體化后的鋼以不同的冷卻方式，可得到不同的組織，獲得不同的性能。奧氏體是鋼的組織轉變的基本條件。第61頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）奧氏體的形成過程P是F和Fe3C兩相機械混合物。加熱到Ac1時，P開始向A轉變：

由此可知，P→A轉變，是由成分相差懸殊，晶格不同的兩相重組成另一種晶格的均勻單相奧氏體。轉變過程中必須進行晶格重組、鐵和碳原子的充分擴散，即相變。轉變過程是通過生核與長大過程來實現(xiàn)的，分為四個階段。第62頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一共析鋼的奧氏體化過程第63頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1）奧氏體晶核的形成當P加熱到Ac1以上時，P處于不穩(wěn)定狀態(tài)，經過孕育，首先在F與Fe3C的界面上形成A晶核，這是因為界面處空位和位錯密度高，能量較高，且A碳質量分數(shù)介于F與Fe3C之間，易使一部分F轉變?yōu)槊嫘牧⒎降腁(γ-Fe)，而側面滲碳體溶入A晶格中，使其具有共析奧氏體所需的碳質量分數(shù)，這樣就形成了A晶核。第64頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一2）奧氏體晶核的長大

A晶核長大：由于A與兩側F和Fe3C存在碳原子與鐵原子的濃度差，促使F晶格不斷的轉變?yōu)槊嫘牧⒎降腁，而Fe3C則連續(xù)溶入A中，并通過Fe、C原子擴散，使A晶核長大，直至鐵素體晶格轉變完畢，所有A晶格相互接觸為止。

第65頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一3）未溶Fe3C的溶解

由于A與F晶格比較接近，與Fe3C的晶格差別較大，F(xiàn)向A轉變的速度要比Fe3C溶入A的速度快。且Fe3C溶解所提供的碳原子遠多于F轉變?yōu)锳所需的碳原子，F(xiàn)全部轉變成A后，尚有少量Fe3C存在于A晶粒中，隨著時間的延長未溶Fe3C不斷溶入A中，直至全部消失。

第66頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一4）奧氏體成分均勻化Fe3C完全溶解后，A晶粒中C濃度仍是不均勻的。

延長保溫時間，通過碳原子的充分擴散，使A晶粒的成分均勻化，并具有共析碳質量分數(shù)，A化過程才全部完成。亞共析和過共析鋼的室溫組織，除了P外，還有先析F和先析Fe3C。其A化過程，首先是P→A，然后是先析F和先析Fe3C繼續(xù)向A轉變或溶解，最后得到單相A組織。第67頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）影響奧氏體轉變的因素——加熱溫度

加熱溫度對A的形成速度有很大的影響。加熱溫度愈高，碳原子的擴散能力也愈大，鐵的晶格重組和鐵、碳原子的擴散愈快，因此，加速了A的形成。第68頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）影響奧氏體轉變的因素——加熱速度

加熱速度愈快，過熱度愈大，A的實際轉變溫度愈高，轉變溫度范圍寬，則轉變時間短。υ1加熱速度較慢，在a點開始轉變，b點轉變結束；υ2加熱速度較快，在c點開始轉變，d點轉變結束。從轉變時間來看，υ1的轉變時間要比υ2的轉變時間長。快速加熱有利于奧氏體的形成。第69頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）影響奧氏體轉變的因素——化學成分

含C增加，F(xiàn)e3C量增加，F(xiàn)e3C與F相界面越大，促使A形核增多，加速了A化過程，形成細晶A。合金元素不影響A化基本過程，但影響轉變速度。第70頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）影響奧氏體轉變的因素——原始組織

生成的珠光體越細，形核部位越多，促進形核，A形成速度加快；形成A的速度是層片狀P>粒狀P，原因是需要足夠滲碳體或者C，且層片狀P轉變?yōu)锳的溫度往往要低些。第71頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）奧氏體的晶粒度

鋼的奧氏體化目的：獲得成分均勻、細小的奧氏體組織。奧氏體的晶粒度：奧氏體化后奧氏體晶粒的粗細。根據(jù)奧氏體形成過程和晶粒長大情況，奧氏體晶粒度可分為：起始晶粒度、實際晶粒度和本質晶粒度。第72頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一起始晶粒度是P剛完成A轉變時的A晶粒度，此時A晶粒是很細小、均勻的。第73頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一實際晶粒度在實際生產中，為了A轉變充分、成分均勻，實際加熱溫度都略高于臨界溫度，故A晶粒度要比起始晶粒度大。奧氏體實際晶粒度對熱處理后的性能影響很大，生產中?？刂朴嘘P參數(shù)以獲得細小的晶粒，從而獲得具有一定強度、硬度，又有良好塑性和韌性的力學性能，是一種強韌化手段。奧氏體的實際晶粒度隨加熱溫度的升高而粗大，當溫度升高到某一數(shù)值時，晶粒度變得非常粗大。晶粒過于粗大的將明顯降低力學性能。第74頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一實際晶粒度生產中采用（GB6394—86）國家晶粒度等級標準評定晶粒度。此標準按下列設計的：n=2N-1

式中：n—為放大100倍時平均每6.45cm2面積內所含的晶粒數(shù)；N—為晶粒等級。評定時可將鋼制成試樣，經拋光腐蝕后再與晶粒度標準等級圖對比即可。1~4級為粗晶粒度，5~8級為細晶粒度。1級粗的晶粒為過熱組織，一般不能使用。比8級細的晶粒，一般為工具鋼淬火后的實際晶粒。第75頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一A的晶粒度第76頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一本質晶粒度不同成分的鋼，奧氏體晶粒長大傾向是不同的。鋼在加熱時奧氏體長大的傾向，根據(jù)（GB6394—86）規(guī)定測定。方法：將鋼加熱到930℃±10℃，保溫3～8h，冷卻后在放大100X的顯微鏡下測定的晶粒度。與晶粒度標準等級圖比較，1－4級為本質粗晶粒度鋼，5－8級為本質細晶粒度鋼。本質晶粒度實際上是鋼加熱時奧氏體晶粒長大的傾向。第77頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一本質晶粒度圖第78頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一影響本質晶粒度的因素鋼的本質晶粒度與鋼的成分和冶煉時的脫氧方法有關，一般經Al脫氧或含Ti、V、Mo、W等的鋼，多是本質細晶粒度鋼。因為這些元素能形成難溶于奧氏體的細小碳化物質點，阻止奧氏體晶粒長大。用Si、Mn脫氧的鋼一般都為本質粗晶粒度鋼。而沸騰鋼為本質粗晶粒度鋼，鎮(zhèn)靜鋼為本質細晶粒度鋼。需經熱處理的工件一般都采用本質細晶粒度鋼，如滲碳、滲其他金屬等工藝。采用本質細晶，在高溫進行長時間加熱保溫時可防止工件心部和表層組織過熱，滲入元素后就可直接淬火。影響奧氏體晶粒長大的因素主要是加熱溫度和保溫時間、加熱速度和合金元素的作用。加熱速度快，過熱度大，奧氏體晶粒細小。鋼中若有強碳化物形成元素，也能使奧氏體晶粒細小。第79頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一冷卻方式①等溫冷卻：將奧氏體化后的鋼，快速冷卻到A1以下某一溫度，進行保溫，使其在該溫度下發(fā)生組織轉變，稱為等溫轉變②連續(xù)冷卻：從奧氏體化溫度以某種冷卻速度連續(xù)冷卻到室溫，這一過程發(fā)生的組織轉變，稱為連續(xù)冷卻轉變。第80頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）過冷奧氏體等溫轉變奧氏體在臨界點上為穩(wěn)定相，能長期存在。一旦冷卻到臨界點以下時，并非立即發(fā)生轉變，而是需要一定時間的孕育期。在A1溫度以下轉變以前存在的奧氏體稱為過冷奧氏體。過冷奧氏體在不同溫度等溫時，孕育長短不同，轉變終止時間也不同。將不同溫度過冷奧氏體轉變開始的時間與轉變終止的時間標注在溫度－時間（對數(shù)）坐標圖上，并將相同的轉變點連接成光滑曲線，便可得到過冷奧氏體等溫轉變曲線圖。又稱C曲線或鼻子曲線，英文稱TTT曲線。第81頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一過冷奧氏體等溫轉變C曲線第82頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1）過冷奧氏體等溫轉變過程在A1線以下，隨著過冷溫度降低，過冷A的孕育時間縮短，而轉變速度提高。在550℃左右，孕育期最短，過冷A最不穩(wěn)定，它的轉變速度最快。這是由于過冷度降低，A與轉變產物的自由能差增大，轉變動力增大。在550℃以下，由于原子擴散能力隨溫度降低而降低，所以隨著過冷溫度的降低，孕育期增大，則轉變速度減慢。當過冷溫度低于Ms線（共析鋼Ms線約230℃）時，由于溫度低，原子不能擴散，立即發(fā)生晶格轉變，隨著溫度的降低，轉變量增加，至Mf溫度轉變結束。在A1線以下，轉變終止線以右區(qū)域為轉變產物。在轉變開始線與轉變終止線之間為過冷A和轉變產物的共存區(qū)。第83頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一2)過冷奧氏體等溫轉變

產物的組織與性能①珠光體型組織根據(jù)晶粒大小，P又可以細分成P，S，T②貝氏體型組織③馬氏體型組織第84頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一①珠光體型組織A1～550℃之間的轉變產物為珠光體。是一種擴散型轉變，在A→P轉變過程中，要發(fā)生晶體結構重構和Fe、C原子的擴散，P轉變過程是通過生核與長大來完成的。當奧氏體過冷到A1以下溫度時，先在A晶界上生成滲碳體晶核，滲碳體晶核依靠其周圍A不斷地供應碳原子而長大，使得碳原子向滲碳體大量集中，與此同時，滲碳體周圍的A的碳質量分數(shù)不斷降低，最后轉變?yōu)樘假|量分數(shù)低的鐵素體，由于鐵素體的溶碳能力很?。?.0218%），析出C又使周圍的奧氏體碳質量分數(shù)增高，從而又產生新的滲碳體晶核，如此重復進行至奧氏體消失，全部轉變?yōu)镕+Fe3C層片狀的組織珠光體。隨著轉變溫度降低時，生核率和成長率都提高，使得珠光體層片間距變小。第85頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一珠光體轉變第86頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一珠光體P的幾種類型金相學將珠光體分為3個等級：粗的稱為P，約在A1～650℃范圍內形成，成片間距＞0.4μ,在500X金相顯微鏡下就能分辨出片狀形態(tài)；較細的為索氏體S，約在650～600℃內形成，層片間距為0.4～0.2μ,在800～1000X金相顯微鏡下才能分辨出來；最細的為屈氏體T，約在600～550℃范圍內形成，層片間距＜0.2μ，用電子顯微鏡才能分辨出來，一般呈黑色團狀組織。P、S、T均屬層片F(xiàn)和Fe3C的機械混合物，均屬珠光體型組織。層片間距愈細，相界面愈多，塑性變形抗力大，強度硬度高；滲碳體片變薄，使得塑性和韌性也有所提高，所以三種組織的力學性能屈氏體最好，索氏體次之。但它們并無結構區(qū)別，也沒有嚴格的界限，只是形態(tài)上的不同第87頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一第88頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一②貝氏體型組織B是550℃~Ms之間的轉變產物。由于過冷度較大，貝氏體轉變時只發(fā)生碳原子擴散，鐵原子基本上不擴散，故貝氏體轉變是屬半擴散型轉變。B是含C略過飽和的F與Fe3C的兩相混合物。按轉變溫度和組織形態(tài)不同，貝氏體組織可分為B上和B下。第89頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一上貝氏體（B上）在中、高碳鋼中，上貝氏體是在550～350℃范圍內形成的。它是由成束的飽和鐵素體和片間斷續(xù)分布的細條狀滲碳體組成。在金相顯微鏡下，鐵素體條呈黑色，滲碳體呈亮白色，從整體上看呈羽毛狀特征.第90頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一B上轉變第91頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一下貝氏體B下在中、高碳鋼中，下貝氏體是在350～Ms范圍內形成的。它是由過飽和的針狀F和F針片內彌散分布的ε碳化物小片組成。在金相顯微鏡下呈黑色針片狀。第92頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一B上與B下的差異上貝氏體：硬脆的Fe3C呈細短條狀分布在F晶束（條）的晶界上，易使晶束（條）脆性斷裂，強度、韌性較低，在生產上無實用價值。下貝氏體：組織中針狀F細小且無方向性，過飽和程度大，固溶強化明顯，F(xiàn)e3C細小而彌散分布在針狀F內，具有較高的強度、硬度與較好塑性和韌性相配合的優(yōu)良力學性能。形成B下組織是鋼強化的一種途徑。第93頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一下貝氏體轉變第94頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一③馬氏體型組織在Ms與Mf線之間，為馬氏體型轉變。由于過冷度很大，F(xiàn)e與C原子完全不擴散，過冷A只發(fā)生非擴散性的晶核切變，由γ-Fe的面心立方直接轉變?yōu)棣?Fe體心立方，C全部固溶在體心立方晶格中，形成過飽和的α固溶體，稱為M。M中的C%與原A中的C%相同。由于C過飽和，使得α-Fe的體心立方晶格產生嚴重畸變，晶格中C軸伸長，a軸縮短，形成正方晶格（a=b≠c）。不同碳質量分數(shù)的A轉變，M的組織形態(tài)也不同，主要形態(tài)有板條狀和片狀（或針狀或竹葉狀）2種。第95頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一馬氏體轉變第96頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一馬氏體正方度第97頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一板條M——低碳馬氏體碳質量分數(shù)ωc＜0.25%，低碳馬氏體呈板條狀，稱為板條狀馬氏體。在金相顯微鏡下呈現(xiàn)為平行成束分布的板條狀組織，在每個板條內存在著高密度位錯纏結，故也稱位錯馬氏體。由于碳質量分數(shù)較低，故也稱低碳馬氏體。第98頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一片狀（針狀）M——高碳馬氏體ωc＞1.0%的高碳M是片狀，稱為片狀M。在金相顯微鏡下可觀察到其斷面是針狀或竹葉狀。M針之間形成大角度位向差，先形成的針狀M較粗大，可橫貫A晶粒，后形成的M針則較小。因其碳質量分數(shù)較高，故也稱高碳馬氏體。第99頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一混合型Mωc=0.25%～1.0%之間的M為板條狀M和針狀M的混合組織。隨著C的增加，板條M減少，而針狀M增多。第100頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一馬氏體硬度馬氏體的硬度主要取決于馬氏體中的碳質量分數(shù)。隨著碳質量分數(shù)的增加，c/a軸增加，馬氏體硬度也隨著增多。第101頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一M的δ與韌性M的塑性和韌性與碳質量分數(shù)有關；高碳M的碳質量分數(shù)高，淬火內應力大，裂紋多，硬度高，塑性、韌性很差；低碳M中碳的過飽和程度小，淬火內應力較小，有較高的強度和硬度、一定的塑性和韌性。第102頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一馬氏體轉變特點①馬氏體轉變屬非擴散型轉變②馬氏體的比體積（比容）比奧氏體大。即發(fā)生馬氏體轉變的同時發(fā)生體積膨脹，使金屬內部產生很大的內應力。③馬氏體轉變的臨界溫度隨奧氏體碳質量分數(shù)的增加而降低。④馬氏體的轉變量隨溫度的降低而增加。很多時候存在殘余奧氏體Ar。第103頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一影響過冷A等溫轉變的因素含碳量的影響：影響C曲線的左右擺動；合金元素的影響：穩(wěn)定性增，C曲線右移，轉變時間長；奧氏體化條件的影響：溫度高，保溫時間長，成分更均勻，晶粒也大，C曲線右移。第104頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一過冷A連續(xù)冷卻轉變在生產中，奧氏體的轉變大多是在連續(xù)冷卻過程中轉變的，稱為連續(xù)冷卻C曲線，共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變研究鋼的過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變過程具有實際意義。共析鋼冷卻C曲線，英文稱CCT曲線。它只有上半部分，即共析鋼在連續(xù)冷卻時，只發(fā)生珠光體轉變，不發(fā)生貝氏體轉變。第105頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一過、亞共析鋼C曲線只有一部分過冷奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w，而未轉變的過冷奧氏體一直保留到Ms點以下才轉變?yōu)轳R氏體，當冷卻曲線不與Ps線相交時，則過冷奧氏體全部冷卻至Ms點以下發(fā)生馬氏體轉變。過共析鋼的連續(xù)冷卻C曲線在珠光體轉變前多出一條共析滲碳體，然后再發(fā)生珠光體轉變。亞共析鋼的連續(xù)冷卻C曲線，除了在P轉變前多出一條共析F，然后再發(fā)生P轉變外，還出現(xiàn)了B轉變，因此亞共析鋼在連續(xù)冷卻后可以出現(xiàn)更多產物組成的混合組織。第106頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一共析鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線位于等溫冷卻轉變C曲線的右下方，沒有貝氏體轉變。

表明：過冷奧氏體穩(wěn)定，轉變的孕育期較長，在相同的時間內，在較低溫度才能轉變。第107頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一亞共析鋼連續(xù)冷卻轉變亞共析鋼連續(xù)冷卻轉變，除了在珠光體轉變前多出一條先共析鐵素體轉變線外，還出現(xiàn)了貝氏體轉變。如45鋼經油淬后，可以得到F+T+B上+B下+M+Ar的混合組織。第108頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一過共析鋼連續(xù)冷卻轉變在珠光轉變前多出一條先共析二次滲碳體，然后再發(fā)生珠光體轉變，在冷卻過程中無貝氏體轉變。第109頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一轉變產物總結鋼在冷卻時轉變產物根據(jù)其轉變溫度高低，可分為高溫產物P、S、T；中溫轉變產物B上，B下；低溫轉變產物M和Ar等。隨著轉變溫度的降低，其轉變產物的硬度增高，而韌性的變化則較復雜。第110頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一三.鋼的熱處理工藝1、退火2、正火3、淬火4、回火5、表面淬火和局部淬火6、表面化學熱處理第111頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1．退火將金屬和合金加熱到適當溫度，保持一定時間，然后緩慢冷卻（一般隨爐冷卻），以獲得接近平衡組織的熱處理工藝，稱為退火。經退火后可使晶粒均勻細化，可降低硬度，提高塑性，消除內應力。第112頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一各種金屬和合金加熱退火溫度范圍和工藝曲線擴散退火第113頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一去內應力退火第114頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一退火的種類（1）完全退火（2）等溫退火（3）球化退火（4）擴散退火（5）再結晶退火（6）消除內應力退火第115頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）完全退火

完全退火又稱重結晶退火，將工件加熱Ac3以上30～50℃，保溫一定時間后，隨爐緩慢冷卻，以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。亞共析鋼經完全退火后得到的組織是F+P。完全退火主要適用于亞共析鋼和合金鋼的鑄件、焊接件、鍛件及熱軋型材。目的是細化晶粒，均勻組織，降低硬度，便于切削加工并為加工后工件的淬火作好組織準備。過共析鋼不進行完全退火，因為過共析鋼自Acm緩慢冷卻時會析出網狀二次滲碳體，使鋼脆性增大。第116頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）等溫退火

等溫退火的加熱規(guī)范和處理目的與完全退火相同，只是冷卻過程不是隨爐冷卻，而是從奧氏體化溫度比較快冷至A1以下珠光體轉變區(qū)，并在此溫度等溫至珠光體轉變完成，再以一定的速度冷卻至室溫。其目的是縮短退火時間，并使組織比較均勻。主要用于過冷奧氏體比較穩(wěn)定的合金鋼。第117頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）球化退火

使鋼中碳化物球化的的退火工藝，又稱不完全退火。工藝規(guī)范：隨爐加熱至Ac1以上20～30℃保溫，使片狀滲碳體發(fā)生不完全溶解，形成許多細小點狀滲碳體，并使奧氏體中的碳濃度分布不均勻。在冷卻過程中以細點狀滲碳體為核心，自發(fā)形成球狀滲碳體。在奧氏體發(fā)生共析轉變時，應緩慢冷卻，以使析出的滲碳體以未溶滲碳體為核心自發(fā)球化，最后獲得鐵素體基體上分布均勻球狀滲碳體的組織，稱為球狀珠光體。第118頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）球化退火

球狀珠光體與片狀珠光體相比，強度與硬度降低，而塑性、韌性提高，有利于改善切削加工性。對有粗大網狀二次滲碳體的過共析鋼，應先進行一次正火處理，以打破滲碳體網，然后再進行球化退火，以保證獲得良好的球化組織。球化退火主要用于過共析鋼，如碳素工具鋼，合金工具鋼，軸承鋼等。第119頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一球粒狀珠光體第120頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（4）擴散退火

將工件加熱至該成分合金的熔點以下100～200℃，進行較長時間保溫，以使成分與組織均勻化。擴散退火因加熱溫度高，保溫時間長，故退火后晶粒粗大，因此,擴散退火后一般還應進行完全退火或正火處理，以細化晶粒，提高力學性能。

擴散退火主要用于鑄鋼件化學成分和組織的不均勻性。第121頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（5）再結晶退火

將工件加熱至最低再結晶溫度以上100～200℃，并以適當保溫使金屬發(fā)生再結晶。由于再結晶溫度低于相變溫度，在冷卻過程中不會再發(fā)生組織轉變，所以冷卻速度可以比一般退火快些。

再結晶的目的是消除加工硬化。主要用于經冷變形而產生加工硬化的材料或零件。第122頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（6）消除內應力退火

將工件加熱至低于Ac1的某一溫度（一般500～650℃），保溫足夠時間后，緩慢冷卻。主要用于消除鑄件、鍛件、焊接件及冷變形零件的內應力，降低溫度，穩(wěn)定尺寸，減少和防止使用過程中變形，但不改變零件的內部組織。第123頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（6）消除內應力退火第124頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一2．正火

將鋼件加熱至Ac3或Accm以上30～50℃或更高些，經奧氏體化保溫后，在空氣中冷卻的熱處理工藝。

正火與退火的明顯不同是正火冷卻速度較快，獲得的組織細小而均勻。正火后的組織：亞共析鋼為F+S，共析鋼為S，過共析鋼為S+Fe3C。組織比退火細小，力學性能也比退火高。第125頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一正火——Video第126頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一正火的應用范圍用于低碳鋼和低碳合金鋼，鍛件或型材經正火后，可適當提高硬度，從而改善切削加工性能。用于中碳鋼制造一般重要的零件，可作為最終熱處理。主要目的是細化晶粒，提高力學性能。用于過共析鋼，可抑制或消除二次滲碳體網形成，有利于球化退火的進行。正火與退火相比，操作簡便，生產周期短，能源消耗少，力學性能高。在可能的條件下，應優(yōu)先采用正火處理。第127頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一正火處理細化晶粒第128頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一3．淬火淬火是將鋼件加熱至Ac3或Ac1以上30～50℃，保溫一定時間后，然后以大于臨界冷卻速度適當快速冷卻至室溫，以獲得馬氏體M或貝氏體B組織的熱處理工藝。實質：是奧氏體化后進行M轉變，淬火鋼的組織主要為M組織，加少量的Ar和未溶的第二相。淬火目的是為了得到M，但M不是熱處理所希望的最終組織，淬火必須與回火配合，才能達到預期的目的。鋼的強度、硬度、耐磨性、彈性、韌性、疲勞強度等，都可利用淬火與回火使之大大提高，是強化鋼件的主要手段之一。第129頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一淬火及其原理第130頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）淬火溫度選擇

淬火加熱溫度選擇應以得到細小而均勻的奧氏體晶粒為原則，以便淬火后得到細小的馬氏體。亞共析鋼淬火加熱溫度為Ac3以上30～50℃，共析鋼、過共析鋼淬火加熱溫度為Ac1以上30～50℃。第131頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一淬火后，亞共析鋼可得到M加少量Ar組織。過共析鋼淬火后可得到M+Ar+粒狀Fe3c。有二次滲碳體的顆粒存在，會使鋼的耐磨性明顯提高。如果淬火加熱溫度超過Accm，則淬火后得到粗片狀M組織，而Ar的含量也增多，使鋼的硬度和耐磨性降低。對于合金鋼，合金元素阻礙A晶粒長大（Mn、P除外），淬火加熱溫度可比同類碳鋼稍高些，這樣可使合金元素充分溶解和均勻化，以便淬火取得較好的效果。另外，淬火加熱過程中要防止氧化、脫碳、應避免工件與氧化氣氛直接接觸，可采用鹽浴加熱淬火，真空加熱淬火等來保證工件表面質量，以提高工件的使用壽命。第132頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）淬火冷卻介質

淬火時工件的冷卻速度必須大于VK才能獲得M，否則工件不能淬硬得到M和達到一定的淬硬層深度。但冷卻速度太大，造成很大內應力，使工件有變形和開裂危險，所以理想淬火介質可根據(jù)鋼的奧氏體等溫轉變C曲線來確定。要獲得馬氏體組織，并不需要在整個冷卻過程都進行快速冷卻，關鍵在過冷奧氏體最不穩(wěn)定的C曲線鼻尖附近。第133頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一到目前為止，還沒找到一種淬火冷卻介質能符合上述理想的淬火冷卻速度。目前生產中應用較廣泛的冷卻介質是水和油，還有鹽水和堿水等。水在650～400℃范圍內冷卻速度很大，這對過冷奧氏體穩(wěn)定性較小的碳鋼來說是非常有利的，但在300～200℃范圍的低溫區(qū)冷速仍很大，易產生很大的組織應力，使工件嚴重變形，甚至開裂。而油在300～200℃范圍低溫區(qū)冷速最適合。但在高溫區(qū)冷速太低，易發(fā)生P或B轉變，都不是理想的淬火冷卻介質。在實際生產中應根據(jù)鋼種特性來選擇冷卻介質。如碳鋼的過冷奧氏體穩(wěn)定性差，臨界冷卻速度大，可采用鹽水、水；合金鋼臨界冷卻速度小，可采用油等。目前正在廣泛推廣的冷卻介質是高溫區(qū)冷卻接近水而低溫區(qū)冷卻接近于油的冷卻介質，如水玻璃淬火介質、聚乙烯水溶液、過飽和硝酸鹽水溶液等。第134頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）淬火方法1）單液淬火2）雙液淬火3）分級淬火4）等溫淬火第135頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一1）單液淬火把加熱奧氏體化后的工件迅速置于一種冷卻介質中冷卻至室溫，使過冷奧氏體發(fā)生轉變的方法，稱為單液淬火。操作簡便，易于實現(xiàn)機械化和自動化。根據(jù)C曲線位置的不同，碳素鋼一般采用水作為冷卻介質；合金鋼用油作為冷卻介質。單液淬火主要用于形狀比較簡單的工件。第136頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一2）雙液淬火對于形狀復雜的工件，為防止在低溫范圍內馬氏體轉變時發(fā)生裂紋，可采用先在水中冷卻到接近Ms點時（停留時間按3～5mm/s估算），立即取出再放入油中冷卻，稱為雙液淬火。如水中停留時間不當，將會引起A分解或M形成，失去雙液淬火作用。雙液淬火可降低M區(qū)的冷速，減少淬火內應力，防止變形和開裂，主要用于中等形狀復雜的碳鋼和大型合金鋼工件，如碳素鋼先在水中冷卻后轉入油中冷卻；合金鋼則先在油中冷卻，后轉入空氣中冷卻。第137頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一

3）分級淬火將工件加熱到A化后快速置于略高于Ms的恒溫鹽浴中，保溫一段時間，在發(fā)生B轉變前取出空冷，以發(fā)生M轉變，稱為分級淬火。分級淬火后工件內應力小，變形也很小。分級淬火等溫時間的須嚴格控制，過早取出可能仍存在內外溫差，過遲取出會發(fā)生貝氏體轉變。這種方法適用于壁厚不大的工件，如刀具、量具及要求變形小的精密件。第138頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一4）等溫淬火將工件加熱到A化后，快速置于B下轉變溫度的恒溫鹽浴中，保溫足夠時間，使其發(fā)生B下轉變，隨后空冷，稱為等溫淬火。等溫淬火的操作比較簡便，轉變產物為B下組織，具有比M更好的強度與韌性的配合。一般經等溫淬火后不再回火處理。常用于處理形狀復雜，要求淬火變形小及強韌性配合良好的工件，如模具、工具和彈簧等。第139頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一四種淬火方法比較以上淬火方法的冷卻曲線如圖。除等溫淬火獲得B下外，其余獲得M，最終溫度都是室溫。中、高碳鋼馬氏體轉變終止溫度都在室溫以下，冷卻至室溫時還存在著一定量的Ar。要求硬度高和尺寸穩(wěn)定性好的精密工件，為了減少Ar，應在淬火后繼續(xù)冷卻至Mf溫度，使Ar向M轉變，這種方法稱為冷處理。冷處理的冷卻介質常采用干冰（固態(tài)CO2）和酒精的混合劑。也可用-103℃的液化乙烯或-192℃的液態(tài)氮。冷處理后必須進行低溫回火以消除內應力。冷處理要用專用設備，成本高，只適用于精密量具，滾動軸承等批量生產。第140頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一4．回火將淬火鋼件重新加熱至Ac1以下某一溫度，保溫一定時間，然后出爐空冷（某些合金鋼可采用水冷或油冷）的熱處理工藝稱為回火。第141頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）回火目的

M淬和Ar都是不穩(wěn)定組織，有自發(fā)轉變?yōu)榉€(wěn)態(tài)傾向，硬度高、脆性大，存在很大內應力?；鼗鹉康模航档痛嘈?，降低內應力，促進M淬和Ar的轉變，穩(wěn)定組織和工件尺寸，獲得所要求的力學性能。第142頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）回火時組織與性能的變化淬火鋼回火：實質上是M淬以及碳化物析出、聚集長大的過程。由于回火過程完全受碳及合金元素的擴散與鐵的自擴散控制，回火溫度與保溫時間對淬火鋼回火后的組織與性能起著決定性的影響。一般回火過程分為四個階段：第143頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一回火過程1）第一階段——馬氏體分解（80～200℃）：馬氏體中過飽和碳以細薄片的ε碳化物形成析出，正方度降低，內應力減少，得到M回，硬度基本不變。2）第二階段——殘余奧氏體分解（200～300℃）：Ar部分分解轉變?yōu)橄仑愂象w，強度和韌性配合較好。3）第三階段——ε碳化物轉變（350～500℃）：M過飽和碳全部析出轉變?yōu)榧毱瑺畹蔫F素體，ε碳化物轉變?yōu)榧毩顫B碳體，得到組織T回。內應力、硬度進一步降低，但具有極好的彈性極限。4）第四階段——滲碳體的聚集長大和α相再結晶（500～650℃）：形成較大的粒狀滲碳體；得到S回。內應力基本消除，硬度繼續(xù)降低，但具有良好的綜合力學性能，即具有一定的強度、硬度與塑性、韌性的配合。某些合金鋼的回火除發(fā)生上述四階段的轉變外，還會發(fā)生二次硬化和回火脆性的現(xiàn)象，故此在制定回火工藝時應予注意。第144頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）回火工藝的分類及應用1）低溫回火（150～250℃）

降低殘余內應力和脆性，保持淬火后的高硬度和耐磨性，主要用于共析鋼、過共析鋼的工具、模具、量具、滾動軸承、滲碳件及表面淬火的工件，對低碳鋼淬火后經低溫回火處理后，可獲得較高的綜合力學性能。低回組織為M回+Ar+Fe3C，58～64HRC。2）中溫回火（350～500℃）得到T回，35～45HRC。具有較高彈性極限和屈服極限，有一定的韌性，主要用于各種彈性元件的處理。3）高溫回火（500～650℃）S回，25～35HRC，具有良好的綜合力學性能。把淬火后高溫回火稱為調質處理。廣泛用于各種重要的結構零件，特別是在交變載荷下工件的零件，如連桿、螺栓、齒輪及軸類等零件。第145頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一回火組織第146頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一注意在以上沒有250～350℃這一回火溫度，因為鋼在這一溫度范圍進行回火將出現(xiàn)低溫回火脆性，生產上極少采用250～350℃的回火工藝。一般碳鋼中，隨著回火溫度升高，強度、硬度降，塑性、韌性升。第147頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一5．表面淬火與局部淬火概念：僅對工件表層進行淬火的工藝，稱為表面淬火。目的：提高表面層的硬度，從而提高耐磨性。方法：采用快速加熱使表層很快達到奧氏體化溫度，而心部未被加熱，然后立即冷卻，淬火后的表層為細馬氏體，而心部仍為韌性較好的原始組織，從而使工件具有高的硬度、耐磨性、沖擊韌性和疲勞強度的綜合力學性能。后續(xù)操作：表面淬火后應緊接著進行低溫回火。

分類：根據(jù)加熱方式，表面淬火可分為火焰加熱、感應加熱（高、中、工頻）、接觸加熱及激光加熱表面淬火等。第148頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一表面熱處理第149頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（1）火焰加熱表面淬火常用氧－乙炔焰快速加熱零件表面，使其達到奧氏體化溫度，并迅速噴水冷卻，使其表層獲得一定深度的淬硬層?；鹧婕訜岜砻娲慊鸬拇阌矊由疃葹?～6mm。常用材料為中碳鋼、中碳合金鋼，如35、40Cr、65Mn，也可用于鑄鐵的表面淬火?；鹧婕訜岜砻娲慊鹪O備簡單、投資小、成本低、靈活性大。缺點：生產率低，工件表面加熱溫度和加熱層深度不易控制，易過熱、淬火質量不穩(wěn)定。應用：適用于單件與小批量生產及大型零件的表面淬火或局部表面淬火，如大型軸類、大模數(shù)齒輪，機床導軌等。第150頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（2）感應加熱表面淬火裝置見教材P76，圖3-55.工件表層在交變磁場的作用下，將相應產生相同頻率但方向相反的感應電流。感應電流在工件中分布是不均勻的，表層電流密度大于心部電流密度，產生集膚效應。集膚效應隨電流頻率的升高而加強，由于鋼本身具有電阻，因而集膚在工件表層的電流，可使表層迅速地加熱到淬火溫度，而心部仍未加熱，立即噴水（合金鋼浸油）快速冷卻，從而在工件表層獲得具有一定深度的淬硬層，即達到表面淬火地目的。第151頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一感應加熱表面淬火第152頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一感應加熱熱處理第153頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一三種感應加熱方式①高頻加熱：采用電子管或高頻設備，頻率：200～300KHz，淬硬層0.5～2mm，適于小直徑軸和小模數(shù)齒輪的淬火。

②中頻加熱：采用可控硅變頻器，頻率：2.5～8KHz。淬硬層2～10mm，適于較大直徑的軸和齒輪淬火。③工頻加熱：采用工頻發(fā)電機，頻率：50Hz，淬硬層10～20mm，適于大直徑軸類淬火，直徑300mm以上，如軋輥、火車輪等。為保證淬火后的表面硬度和心部強韌性，一般采用中碳鋼或中碳合金鋼，如45、40Cr、35CrMo等。在表淬前應預先進行正火或調質處理。淬火后，一般需進行180～200℃的低溫回火，以減少淬火內應力和降低脆性。感應表淬易實現(xiàn)操作機械化與自動化，且質量穩(wěn)定，設備投資大，維修與調整困難，不適用單件生產。第154頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（3）接觸加熱表面淬火

利用一個變壓器獲得低電壓大電流，次級回路的一端接零件，另一端接一個紫銅滾輪作電極與零件淬火表面接觸，通電時滾輪與零件接觸處產生電阻熱將零件該處加熱至淬火溫度，滾輪轉離后，因周圍金屬溫度低，而加熱處迅速被冷卻而達到淬火目的。淬硬層達0.15～0.35mm，硬度均勻，且變形小，目前主要用于導軌的強化。第155頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（4）激光加熱表面淬火利用激光束掃描零件表面，使表面迅速被加熱到淬火溫度，激光束離開后，依靠零件自身的導熱將加熱處冷卻而達到淬火目的。淬硬層0.3～0.5mm，變形很小，獲得的馬氏體極細，耐磨性很好，主要用于不規(guī)則零件表面的淬火。第156頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一（5）局部淬火

某些零件只要求局部具有高硬度，其余部位不要求或不允許硬度過高，這時可采用局部淬火。通常只對要求淬硬的部位加熱，一般都采用火焰加熱，大量生產時可采用鹽浴加熱，迅速加熱至淬火溫度立即冷卻，以防其他部位溫度升高而發(fā)生組織變化。

淬火后應進行低溫回火。第157頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理將工件置于一定化學活性介質中加熱保溫，使介質中一種或幾種元素原子滲入工件表面，改變表面層的化學成分、組織和性能的熱處理工藝。主要種類有滲碳、滲氮、碳氮共滲、滲硼、滲鋁等。機械制造中最常用的滲碳和滲氮?；瘜W熱處理與表面淬火都屬于表面熱處理，但表面淬火只改變表層組織，而化學熱處理不僅使表層改變組織而且還改變表層的化學成分，因而能更有效地提高表層的性能?；瘜W熱處理能有效地提高鋼件表層的耐磨性、耐蝕性、抗氧化性以及疲勞強度等。是目前發(fā)展很快的熱處理工藝。第158頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理——滲碳目的：提高鋼件表層的碳質量分數(shù)和一定的碳濃度梯度，在經淬火后表層具有很高的硬度，而心部具有較高的塑性、韌性。滲碳用鋼都采用低碳鋼和低碳合金鋼，以保證心部的性能要求，是向低碳（0.1％～0.25%C）的碳鋼或合金鋼的表面滲入碳原子的過程。滲碳后還應進行淬火和低溫回火處理。滲碳主要用于承受較大沖擊載荷和嚴重磨損條件下工作的零件，如齒輪、活塞銷、軸類等零件。第159頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理——滲碳第160頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理——滲碳常用滲碳工藝：氣體滲碳、固體滲碳和氣體碳氮共滲第161頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理——滲碳氣體滲碳第162頁，共176頁，2023年，2月20日，星期一6．表面化學熱處理——滲碳滲碳后熱處理：鋼經滲碳后若緩慢冷卻至室溫，由表及里均呈現(xiàn)平衡組織，其各項性能指標都較低，必須再經淬火及低溫回火后才能充分提高材料的性能，體現(xiàn)滲碳處理效果。滲碳后常用的淬火工藝為：直接淬火法、一次淬火法、二次淬火法。①直接淬火法：將工件從滲碳爐中