第六章珠光体转变和钢的退火与正火

1、 钢经过退火或正火处理，得到的组织接近平衡组织。经过退火或正火后，亚共析钢得到的组织常为铁素体+片状珠光体，而共析或过共析钢的组织常为片状或粒状珠光体。第一节第一节 铁素体和珠光体的组织与性能铁素体和珠光体的组织与性能6.1.1 铁素体的组织与性能 (1) 铁素体概念:碳溶于-fe中形成的间隙固溶体，为体心立方晶格，用“f”表示，其显微组织如图6-1所示。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 (2) 在-fe中可以溶解微量(0.0008%0.0218%)的碳。 原因：在-fe中存在的晶体缺陷、位错和晶界等都是碳原于可能存在的地方。 (3)铁素体的性能:强度和硬度低，而塑性、韧性好。 抗拉强度b2

2、50mpa，硬度(hbs)为80，伸长率=50%，断面收缩率=80%。因此其很少用于制造机械零件。用其加工的钢板利用冷轧工艺可提高其强度。 铁素体居里点与-fe相同，也是770，在770以上具有顺磁性，在770以下时呈现铁磁性。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.1.2 片状珠光体的组织与性能 （1）珠光体是和fe3c两相的机械混合物。 根据fe3c的形态不同，珠光体主要分为片状珠光体和粒状珠光体两种。 （2）片状珠光体：由片层相间的铁素体和渗碳体片组成，其示意图如图6-2所示，组织照片如图6-3所示。 （3）珠光体团：若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第

3、六章 珠光体转变和钢的退火与正火 （1）珠光体的片间距：珠光体团中相邻的两片渗碳体(或铁素体)之间的距离称为，用s0表示，如图6-2所示，它是用来衡量珠光体组织粗细程度的一个主要指标。 （2）片间距的大小主要决定因素：珠光体的形成温度，与奥氏体晶粒度和成分均匀性关系不大。 冷却速度的加快，过冷度不断增大，珠光体片间距也越小。 （3）珠光体片间距s0与过冷度t之间的关系： 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火式中，s0珠光体的片间距，nm；t过冷度，k。 根据珠光体片间距的大小，可将珠光体分为三类。 （1）一般的片状珠光体：a1650温度范围内形成的， (见图6-3)，其片间距大约为150450n

4、m。（2）在650600温度范围内形成的珠光体，其片间距较 小，约为80150nm，这种片状珠光体称为索氏体(s)。 （3）在600550温度范围内形成的珠光体，其片间距极 细，约为3080nm，这种极细的珠光体称为屈氏体(t)。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火索氏体8000屈氏体8000 （4） 珠光体、索氏体和屈氏体的区别： 都属于珠光体类型的组织。它们的本质是相同的，都是由相和渗碳体两相组成的片层相间的机械混合物。它们之间的差别只是片间距的大小不同而已。 片状珠光体的力学性能主要决定于片间距。珠光体的片间距对强度和塑性的影响如图6-4和图6-5所示。可以看出，断裂强度与片间距的倒数成正

5、比，与晶粒尺寸基本无关；当片间距大于150nm时，钢的塑性基本不变，而当片间距减小于150nm时，随片间距减小，钢的塑性显著增加。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 片间距减小，相界面增多，对位错运动的阻碍增大，塑性变形抗力增大，故强度、硬度提高。 片状珠光体的塑性也随片间距减小而增大，原因 （1）渗碳体片很簿时，在外力作用下可以滑移产生塑性变形，也可以产生弯曲； （2）片间距较小时，珠光体中的层片状渗碳体是不连续的，层片状的铁素体并未完全被渗碳体片所隔离，因此使塑性提高。 例：对共析成分的钢丝进行铅浴处理来提高其强度。该工艺是将钢丝加热到ac3(80100)

6、完全奥氏体化后，放入500550的铅浴中进行等温冷却，以获得索氏体组织，此时钢丝具有较高的强度和很高的塑性，在此基础上进行多次冷拔，可获得具有极高强度和一定塑性的钢丝，其强度可达3000mpa以上。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.1.3 粒状珠光体的组织与性能 （1） 粒状珠光体：当渗碳体是以颗粒状分布于铁素体基体中时称为 (图6-7)。 （2）一般球化退火得到粒状珠光体。 （3）渗碳体颗粒的大小、形态及分布与热处理工艺有关，其数量取决于钢中的含碳量。 （4）粒状珠光体的力学性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态与分布。 渗碳体颗粒越细，相界面越多，钢的硬

7、度和强度越高。碳化物等轴状，分布越均匀，则钢的韧性越好。 （5）在成分相同的条件下，粒状珠光体比片状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。粒状珠光体硬度稍低的原因是由于其铁素体和渗碳体的相界面比片状珠光体少。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 （6）粒状珠光体塑性好的原因：铁素体连续分布，渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上，对位错运动阻碍较小。 例：许多重要的机器零件都要通过调质热处理获得碳化物呈颗粒状的回火索氏体组织，以获得良好的综合力学性能。另外，粒状珠光体还具有较好的可切削加工性、冷成型性能及淬火工艺性能。因此，高碳钢在机加工和淬火前要首先进行球化退火预处理得到粒状珠光体。第六章 珠光体转

8、变和钢的退火与正火 6.1.4 铁素体和片状珠光体混合组织及其性能 （1）亚共析钢在退火和正火工艺下的室温组织为f+p （2）随含碳量增加，铁素体量减少，珠光体量增多。 （3）随冷却速度的增加，先析出铁素体量减少，珠光体量增多，珠光体的含碳量下降。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 这种铁素体-珠光体组织的性能既取决于铁素体及珠光体的相对量，还取决于铁素体的晶粒大小和珠光体的片间距以及铁素体的化学成分。这些因素与强度之间的关系由下式给出。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火1132mn11320sin15.42.33.81.13(1)11.60.254.127.6sfwdfsww1132n113

9、20si1541674.21.18(1)46.70.236.3bfwdfsw式中，f铁素体体积百分数；d铁素体晶粒的平均直径，mm；s0珠光体片平均间距，mm。 （4）塑性则随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶粒直径的减小而升高。 （5）亚共析钢的冲击韧性随珠光体量的增多而减小，而冷脆转变温度则随珠光体量的增多而升高，见图6-10。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 珠光体量与钢中含碳量、合金元素和冷却速度有关。合金元素通过改变共析点成分(见图4-6)而影响珠光体中的含碳量。由于合金元素能降低共析点的含碳量，所以，在相同含碳量情况下，合金钢的珠光体含量比碳素钢要多。冷却速度越快，产生的伪共析组织

10、越多，珠光体量也会增多。6.1.5 魏氏组织及其性能 （1） 魏氏组织：工业上将先共析片状铁素体和先共析针(片)状渗碳体称为。 （2）魏氏组织分类：铁素体魏氏组织，渗碳体魏氏组织。 （3）魏氏组织性能：第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 性能：魏氏组织以及经常与之伴生的粗晶组织会严重恶化钢的性能，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低，使钢的冷脆转变温度升高，容易发生脆性断裂。 解决方法：对易于出现魏氏组织的钢材可以通过控制轧制、降低终锻温度、控制锻（轧）后的冷却速度或者改进热处理工艺，如采用细化晶粒的正火、退火、调质等工艺来防止或消除魏氏组织。6.2.1 珠光体

11、形成的热力学特点 珠光体相变的驱动力：新旧两相的体积自由焓之差。 由于珠光体转变温度较高，fe和c原子都能扩散较大距离，珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界成核，相变需要的自由能较小，所以在较小的过冷度下就可以发生相变。第二节第二节 珠光体形成机制珠光体形成机制第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 图6-12为铁碳合金的、和fe3c三个相在t1、t2温度的自由焓-成分曲线示意图。 （1）t1温度三个相的自由焓-成分曲线有一条公切线，此时和fe3c两个相的混合物珠光体的自由焓与共析成分的奥氏体相同，二者的自由焓之差为零，因此相变驱动力为零。所以，在t1温度三相处于

12、平衡状态，共析成分的奥氏体不能转变为珠光体。 （2） t2温度时，三个相的自由焓曲线如图6-12b所示，可作出三条公切线，它们分别代表三组混合相的自由焓：d成分的相与fe3c，c成分的相与a成分的相；a成分的相与fe3c。由于共析成分的相的自由焓在三条公切线之上，因此共析成分的相将首先同时转变为d成分的相与fe3c以及c成分的相与a成分的相。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 （3）此时相内的碳含量不均匀，存在碳浓度梯度，即与fe3c界面处碳浓度低，与相界面处碳浓度高，碳将从高碳区向低碳区扩散，使相的上述转变得以持续进行，最终完全转变为自由焓最低的a成分的相与fe3c的两相混合物珠光体。第六章

13、 珠光体转变和钢的退火与正火6.2.2 片状珠光体形成机制 共析成分的奥氏体在冷却至a1温度以下时，将发生珠光体转变，反应式如下： fe3c 的含碳量为0.77%，属于面心立方；的含碳量为0.0218%，属于体心立方；fe3c的含碳量为6.69%，属于一种复杂斜方结构。 由此可见，珠光体的形成包括fe、c原子的扩散和fe晶格的改组，因此珠光体转变是一种全扩散型转变。 片状珠光体的形成与一般相变相同，也是通过形核和长大两个基本过程进行的。由于珠光体是由和渗碳体两相组成，因此，就有哪个相的核首先形成的问题，即所谓领先相的问题。此问题争论很久，现已基本清楚，认为两相都可能成为领先相。第六章 珠光体转

14、变和钢的退火与正火 实验证明，珠光体形成时，领先相大多在奥氏体晶界上形核。因为晶界处缺陷较多，能量较高，原子易于扩散，容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结构起伏条件。关于珠光体的形成机制，早期主要是片状形成机制(图6-13)。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体。这种机制认为，若渗碳体为领先相，在奥氏体晶界上形成稳定的晶核后，就会依靠附近的奥氏体不断供应碳原子逐渐向纵深和横向长大，形成一小片渗碳体(图6-13a)。这样，就造成其周围奥氏体的碳浓度 显著降低，出现贫碳区，于是就为铁素体的形核创造有利条件。当贫碳区的碳浓度降低到相当于铁素体的平衡浓

15、度时，就在渗碳体片的两侧形成铁素体片(图6-13b)。铁素体形成后随渗碳体一起向前长大，同时也向两侧长大。铁素体长大的同时又使其外侧出现奥氏体的富碳区，促使新的渗碳体晶核形成。如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进交替形核，并同时平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体片层相间、大致平行的珠光体团(图6-13c)。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 珠光体形成主要受碳的扩散所控制。当珠光体刚刚出现时，处于三相(、fe3c、)共存状态，此时奥氏体中的碳浓度是不均匀的。碳浓度分布情况可由fe-fe3c相图得出，如图6-14a所示，即与铁素体相接的奥氏体的碳浓度cr-较高，与渗碳体接触

16、处的奥氏体的碳浓度c-fe3c较低。因此在奥氏体中产生了碳浓度差，从而引起了碳的扩散，其扩散示意图如图6-14b所示。碳在奥氏体中扩散的结果，引起了铁素体界面的奥氏体碳浓度降低，渗碳体第六章 珠光体转变和钢的退火与正火界面的奥氏体碳浓度增高，这就破坏了该温度下奥氏体中碳浓度的平衡。为了恢复平衡，铁素体界面附近的奥氏体中将析出铁素体，使其碳含量升高到平衡浓度cr-。而渗碳体界面附近的奥氏体中必须析出渗碳体，使其碳含量降低到平衡浓度c-fe3c。如此这样，珠光体中的铁素体和渗碳体将同时向奥氏体晶粒内长大，一直到奥氏体全部转变为珠光体为止。 在珠光体形成过程中，除了以上述一种情况进行碳的扩散之外，还

17、将发生在远离珠光体的奥氏体(碳浓度为cr)中碳向与渗碳体相接的奥氏体处(碳浓度为cr- fe3c)扩散，而与铁素体相接的奥氏体处(cr-)碳向远离珠光体的奥氏体(cr)中扩散。此外，对已形成的珠光体，其铁素体与奥氏体相接处碳浓度为c-r，而与渗碳体相接处碳浓度为c-fe3c，它们之间也要产生碳的扩散。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 珠光体的形成除了按以上的片状机制外，还有分枝机制，此时珠光体中的渗碳体以分枝形式长大(图6-15)。渗碳体形核后，在向前长大过程中，不断分枝，造成与其相邻的奥氏体贫碳，从而促使铁素体在渗碳体分枝之间不断地形成，最终形成了渗碳体与

18、铁素体片层相间的片状珠光体组织。这种珠光体形成的分枝机制可以解释珠光体转变中的一些反常现象，如离异共析组织。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 图6-16a在奥氏体晶界上形成的渗碳体一侧长出一条铁素体，但此后却不再交替形核长大；图6-16b表示从晶界上形成的一片渗碳体中，长出一个分枝伸向晶粒内部，但两侧无铁素体与之配合成核，因此形成一条孤立的渗碳体片；再就是只在奥氏体晶粒内接近中心处出现一个珠光体团(如图6-16c所示)。6.2.3 粒状珠光体形成机制 通常奥氏体向珠光体转变总是形成片状，但在特定的奥氏体化和冷却条件下，也有可能形成粒状珠光体。所谓特定条件是：

19、奥氏体化温度低，保温时间较短，加热转变未充分进行，此时奥氏体中有许多未溶的残留碳化物或许多微小的高浓度碳的富集区；其次是转变为珠光体的等温温度高，等温时间足够长，或冷却速度极慢，这样可能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体，其组织照片见图6-7。也就是说钢加热时的奥氏体化程度是过冷奥氏体是否形成粒状珠光体的先决条件。另外，粒状珠光体也可以通过调质(淬火高温回火)获得。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 粒状珠光体的形成也是一个形核及长大过程。粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球化(球化退火)获得的。从能量上考虑，渗碳体的球化是一个自发过程。根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度与其

20、曲率半径有关，曲率半径越小，溶解度越高。渗碳体的尖角处由于曲率半径较小，与其相邻的奥氏体具有较高的碳浓度；而渗碳体的平面处由于曲率半径较大，因此与其相邻的奥氏体中碳浓度较低，从而使得奥氏体中的碳原子从渗碳体的尖角处向平面处扩散。扩散结果破坏了相界面的平衡，为了恢复平衡，尖角处的渗碳体将溶解，使其曲率半径增大，而平面处将长大，析出渗碳体，使其曲率半径减小，如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的颗粒状渗碳体。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 综上所述，在a1温度以下，片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体片的断裂、断开而逐渐成为球状的(如图6-18所示)。第六章

21、 珠光体转变和钢的退火与正火（2)粒状珠光体等温转变形成条件： 片状珠光体加热到a1温度以上时，奥氏体温度较低，保温时间又短，未溶渗碳体变成颗粒状。 冷却到a1温度以下，过冷度小，颗粒状渗碳体质点将非自发晶核，促进渗碳体的析出和长大最终得到粒状珠光体组织。(3)连续冷却转变机制 : 提高奥氏体化温度、延长保温时间和降低等温退火温度将有助于得到片状珠光体。 降低奥氏体化温度、缩短保温时间和提高等温退火温度将有助于得到粒状珠光体。 在连续冷却条件下，增大冷却速度有助于得到片状珠光体；降低冷却速度将有助于得到粒状珠光体。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火1 、伪共析转变：第三节第三节 亚（过）共析钢

22、的珠光体转变亚（过）共析钢的珠光体转变 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 gse以上为奥氏体单相区。gse为先共析铁素体析出线。esg为先共析渗碳体析出线。 亚共析钢自奥氏体区缓慢冷却时，将沿gs线析出先共析铁素体，随着铁素体的析出，奥氏体的碳含量逐渐接近于共析成分(s点)，最后具有共析成分的奥氏体将在a1以下转变为珠光体。2、伪共析转变概念： 若将亚(过)共析钢自奥氏体区以较快速度冷却下来，先共析铁素体(或渗碳体)将来不及析出，奥氏体将被过冷到es(gs)线的延长线se(sg)以下t1温度，由于ese和gsg分别为渗碳体和铁素体在奥氏体中的溶解度曲线，因此在该温度下保温一段时间，将自奥氏体

23、中同时析出铁素体和渗碳体，即过冷奥氏体将发生珠光体转变。但此时的珠光体与共析成分的珠光体不同，其中的铁素体与渗碳体的相对量与珠光体不同，随奥氏体的含碳量而变。这种转变称为伪共析转变，转变产物称为伪共析组织。esg以下区域称为伪共析转变区。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火3、影响伪共析转变的因素： 随冷却速度增大，伪共析转变温度降低，成分范围变大。 合金元素使e点左移，再加上伪共析现象，多数中碳合金钢在退火，特别是正火和淬火情况下，先共析铁素体含量会比较少，甚至没有铁素体。而对于过共析钢，往往不出现先共析碳化物。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.3.2 先共析相的析出1.亚共析钢中先共析

24、铁素体的析出（1）影响因素：奥氏体中含碳量和析出温度(或冷却速度)。 含碳量越高，冷却速度越快，析出的先 共析铁素体量越少。（2） 组织形态：网状、块状(或称等轴状)和片状(有时也 称针状) 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火铁素体形成时与奥氏体无共格关系。 铁素体长大时与奥氏体有共格联系，形成片状铁素体(也称为魏氏铁素体)。 （3）形成特点： 先共析铁素体的析出，晶核大都在奥氏体晶界上形成。晶核与一侧的奥氏体晶粒存在k-s关系，两者之间为共格界面，与另一侧的奥氏体晶粒则无位向关系，两者之间是非共格界面。 晶核形成后，与铁素体邻近的奥氏体的碳含量将增加，为了保持相界面碳含量平衡，必须从奥氏体中

25、继续析出低碳的铁素体，从而使铁素体晶核不断长大。 当转变温度较高时，fe原子活动能力较强，非共格界面迁移比较容易，故铁素体向无位向关系一侧的奥氏体晶粒长大成球冠状。若奥氏体的碳含量较高时，先共析铁素体将呈网状分布的组织形态。而当奥氏体的碳含量较低时，先共析铁素体将呈块状分布的组织形态。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 当转变温度较低时，fe原子扩散困难，共格界面迁移则成为主要的，铁素体将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大。为了减小弹性畸变能，铁素体将呈条片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内伸展，此晶面为111 面。 c%0.4%时，网状铁素体； c% 0.2%时，块状铁素体； c% 0.

26、2%0.4%时，魏氏铁素体。 冷却速度过快，碳原子来不及扩散而抑制魏氏组织的出现；冷却速度过慢，有利于铁原子的扩散而形成网状铁素体。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 2.过共析钢中先共析渗碳体的形成 (1) 过共析钢加热到acm温度以上，经保温获得均匀奥氏体后，被过冷到es线以下sg线以上区域等温保持或缓慢冷却时，将从奥氏体中析出先共析渗碳体。 (2) 组织形态：粒状、网状和针(片)状 。 （3）形成特点：先共析针(片)状渗碳体()称为渗碳体魏氏组织。与奥氏体之间存在pisch关系 (110)/(554)、(010)/(110)、(001)/(225) （4）防止方法： 过共析钢件毛坯的退火

27、加热温度，必须在accm以下。 对于具有网状或针(片)状渗碳体的钢，必须加热到accm以上。然后快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出，形成伪共析或其他组织，再进行球化退火。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火3、总结：（1） c%0.4%时，网状铁素体； c% 0.2%时，块状铁素体； c% 0.2%0.4%时，魏氏铁素体。（2）魏氏组织铁素体只能在一定范围的冷却速度下形成，过慢或过快的冷却速度都将抑制它的形成。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（3）魏氏组织形成与原奥氏体晶粒大小的关系： 粗大的奥氏体晶粒将促进魏氏组织的形成。 原因：晶粒愈粗大晶界愈少，使晶界上先析出相数量减少，剩余的奥氏体

28、富集(贫)碳也少，有利于魏氏组织铁的形成。另一方面，奥氏体晶粒粗大，网状先析出相析出后剩余的空间较大，也给魏氏组织的形成创造了条件。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火珠光体转变动力学对生产实际的意义： （1) 通过珠光体转变降低钢的硬度，改善加工性能； （2) 对某些零件来说，通过退火或正火处理得到珠光体组织已能满足性能要求； （3) 通过合金化和热处理冷却方法的合理选择，抑制珠光体转变，得到马氏体或下贝氏体，在不能完全抑制珠光体转变的情况下，珠光体量的多少对性能产生直接影响。 第四节第四节 珠光体转变动力学珠光体转变动力学 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.4.1 珠光体等温转变的形核

29、率及长大速率第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（1）形核率出现极大值原因： 随过冷度增大，两相自由焓差增大，需要的临界形核功减小，形核率增大。 形核需要原子扩散，随过冷度增大，温度降低，原子扩散系数减小，形核率减小。这两个因素共同作用，使得形核率出现极大值。（2）形核率出现极大值原因： 两相自由焓差gv和原子扩散系数，两相自由焓差gv随过冷度增大而增大，原子扩散系数随过冷度增大而减小，这两个因素综合作用的结果，使得线长大速率随过冷度增大出现极大值。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（3）珠光体和铁素体长大速率与等温时间关系 ： 珠光体长大依赖于原子扩散，但并不对长大速率随时间的变化产生大的影

30、响，因为原子扩散距离很小，约为珠光体片间距的1/2，在珠光体长大过程中其界面上的原子分布规律不变，扩散速率不变。 对亚共析钢的先共析铁素体转变，碳原子的扩散距离约为奥氏体晶粒直径的1/2，远远大于珠光体形成时碳原子扩散距离，所以，先共析铁素体的长大速率将随铁素体的长大而减小。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.4.2 珠光体等温转变动力学曲线 如果形核率和长大速率不随时间而变化，则新相的体积分数与时间是典型的“s”形曲线，如图中的曲线a。 如果考虑仅仅在等温开始的不太长时间内形核，尔后停止形核，则动力学曲线如图中曲线b所示， 对于先共析铁素体转变动力学曲线，由于其长大受原子在奥氏体中扩散的影

31、响，长大速率必然越来越慢 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火6.4.3 影响珠光体转变动力学的因素1.合金元素的影响 (1) c%:随奥氏体碳含量的增加，铁素体析出温度降低，孕育期增长，析出铁素体时需要碳的扩散量增大，因而长大速率变慢。珠光体转变孕育期也随之增长，过冷奥氏体转变c曲线右移。对过共析钢则相反。 (2) 大多数合金元素都使c曲线右移，降低形核率和线长大速率。 mo在所有元素中影响最为强烈。 w的作用与mo相似，其影响程度约为mo的一半 。 cr、mn、ni ，使c曲线右移。 si、al影响不大 。 v、ti、zr、nb、ta强碳化物形成元素。增加过冷 奥氏体的稳定性。 第六章 珠光

32、体转变和钢的退火与正火 co能增加珠光体的长大速率，所以减小过冷奥氏体的稳定性。 b能显著降低亚共析钢过冷奥氏体在高温转变区析出铁素体的速率 。b对珠光体的形成也有抑制作用。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火2.加热温度和保温时间的影响 提高奥氏体化温度和延长保温时间，都可以使珠光体转变孕育期增长，转变速率降低。 随奥氏体化温度升高和保温时间延长，奥氏体成分的均匀性提高，奥氏体晶粒也粗大、晶体缺陷减少，也会导致珠光体形核位置的减少，降低形核率，使珠光体转变速率变慢。 对过共析钢来说，奥氏体化温度和保温时间的影响更大。这是因为过共析钢常常在两相区进行不完全奥氏体化，奥氏体处在非平衡状态。第六章

33、珠光体转变和钢的退火与正火3.原始组织的影响 原始组织是通过影响奥氏体化过程而影响珠光体转变的。因此，在其他条件不变的情况下，原始组织愈细小，珠光体转变愈慢。4.应力的影响 由于奥氏体的比容小于珠光体的比容(见表1-1)，所以，奥氏体转变成珠光体时体积将膨胀，在周围产生压应力，如果加上外加拉应力将促进珠光体转变，如果加上外加压应力将推迟珠光体转变。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火5.塑性变形 在奥氏体状态下进行塑性变形有加速珠光体转变的作用，且形变量愈大，形变温度愈低，珠光体转变速度愈快。 原因： 形变增加了奥氏体缺陷，增加了能量，从而增大了奥氏体与珠光体的自由焓差，相当于增加了过冷度 晶体

34、缺陷密度的增大也将提高原子扩散速率，也使转变速率提高。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第五节第五节 退火概念及其分类退火概念及其分类（1）退火概念 将钢加热到临界温度ac1以上或以下温度，保温一定时间，然后缓慢冷却(如炉冷、坑冷、灰冷等)获得接近平衡组织的热处理工艺称为退火。（2）退火的作用 退火过程使组织由非平衡向平衡过度，它可以均匀钢的化学成分及组织，消除铸造偏析，细化晶粒；消除内应力，稳定工件尺寸，减小变形，防止开裂；降低硬度，提高切削加工性能，一般硬度的最佳切削范围为170230hb；提高塑性，便于冷变形加工；消除淬火后的过热组织以便再进行重新淬火；脱氢，防止白点等。 第六章 珠光

35、体转变和钢的退火与正火（3）退火工艺的分类 按加热温度：一是临界温度(ac1或ac3)以上的退火，称为“相变重结晶退火”，包括完全退火、不完全退火、晶粒粗化退火、扩散退火和球化退火等；二是加热到临界温度(ac1或ac3)以下的退火、称为“低温退火”，包括软化退火、再结晶退火和去应力退火等。 按冷却方式:等温退火、连续冷却退火及临界区 快速冷却而后缓慢冷却的退火。 按零件退火面积:整体退火及局部退火。 按零件加热冷却方法及所用设备:加热炉退火、盐浴退火、真空退火、感应退火、磁场退火、包装退火等。 按零件表面状态:黑皮退火及光亮退火等。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六节第六节 退火工艺退火工

36、艺 （1）去氢退火 ： 溶解于固溶体中的氢，容易造成钢中出现白点缺陷。为了消除大型锻钢件中出现白点缺陷而进行的退火，称为去氢退火(又称为消除白点退火)。 （2）防治方法： 退火工艺参数的选择必须满足氢在钢中的溶解度小而扩散速度大的条件，使其排出锻件或由固溶状态变为分子状态存在。分子状态的氢所引起的压力可以通过塑性变形来消除，而不形成白点。 氢在-fe中的扩散系数比在-fe中的扩散系数大得多 ，去氢退火在a1温度以下进行。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火1.碳钢及低合金钢的去氢退火 碳钢及低合金钢大型锻件在锻造(或重新加热奥氏体化)后以较快速度冷却至过冷奥氏体最不稳定区域(鼻尖区)，使其充分等

37、温转变，形成伪共析组织。此时，氢的溶解度较低而扩散比较容易，在转变中即可从锻件中排出或结合为氢分子。氢分子所引起的压力也可因转变温度(620660)较高而得到松弛。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火2.中合金钢的去氢退火 中合金钢大型锻件加热奥氏体化并在过冷奥氏体最不稳定区域等温转变(280320)后，再加热至稍低于ac1的温度(580660)，并经长时间保温，可使一部分氢自锻件表面排出，而剩余的氢可在锻件内部均匀分布，以减少其有害作用。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火3.高合金钢的去氢退火 首先要进行一次重结晶退火，其目的是改善组织、细化晶粒并提高锻件中氢分布的均匀性，同时降低过冷奥氏体的

38、稳定性，减小白点倾向性，然后冷却至280320，保温适当时间后，再加热至580660，保温后冷却。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（3）再结晶退火 在冷变形加工中，随变形量增加，金属的强度、硬度增大，而塑性韧性则降低。这种现象称为加工硬化。 将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保持适当的时间，使变形晶粒重新形核，转变为均匀细小的等轴晶粒，同时消除加工硬化的热处理工艺称为再结晶退火。 纯金属的再结晶温度与金属熔点之间有如下关系： 产生再结晶所需的最小变形量称为临界变形量，钢的临界变形量约为6%10%。 通常把经过大变形量冷变形的金属(变形量70%)，在1h保温时间内能够完成再结晶转变(转变量9

39、5%)的温度定义为再结晶温度。 生产中一般为最低再结晶温度以上100200。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火0.4k再熔（ ）1.低碳钢的再结晶退火 低碳钢的再结晶温度在450650之间，随着含碳量及合金元素含量的增加，再结晶温度不断升高，超过acl温度时将优先发生相变重结晶。这时，只能采用低于acl温度的软化退火来降低冷变形材料的硬度。因此，低碳钢在冷拉、冷轧、冷冲等加工后的再结晶退火温度常取650700。2.不锈钢的再结晶退火 含高铬(13%30%cr)的马氏体及铁素体不锈钢的再结晶温度为650700。为了避免晶粒过度粗化(尤其是铁素体钢晶粒长大倾向严重)，含铬低(如0crl3)时采用

40、下限，含铬高(如cr28)时采用上限。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火(4) 去应力退火 定义：将冷变形后的金属在低于再结晶温度加热，以消除内应力，但仍保留加工硬化效果的热处理，称为去应力退火。 生产实际中的定义：热锻轧、铸造、各种冷变形加工、切削或切割、焊接、热处理，甚至机器零部件装配后，在不改变组织状态、保留冷作、热作或表面硬化的条件下，将工件加热至ac1以下某一温度，保温一定时间，然后缓慢冷却，以消除内应力，减小变形、开裂倾向的热处理工艺统称为去应力退火。 把较高温度下的去应力处理叫作去应力退火，而把较低温度下的这种处理，称为去应力回火 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火1.热锻轧材

41、及工件的去应力退火 低碳结构钢热锻轧后，如硬度不高，适于切削加工，可不进行正火，但应在500左右进行去应力退火。 中碳结构钢为避免调质时的淬火变形，需在切削加工或最终热处理之前进行500650的去应力退火 刀具、模具等，在粗加工与半精加工之间，淬火之前常进行600700，24h的去应力退火。在精磨之后进行一次低于回火温度的去应力退火，以避免开裂。在使用中每次修磨之后进行去应力退火，可提高刀具的使用寿命。 需要渗氮的精密耐磨零件，应在调质处理及最终磨削加工后，进行一次低于调质温度的去应力退火，以防止零件在渗氮时的变形。 热处理后性能不足(如淬硬不足)的重要工件或工具，在重新淬火之前也需进行去应力

42、退火，以减小淬火变形。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火2. 冷变形钢材的去应力退火 250350去应力退火处理，以防其制成成品后由于应力释放而产生变形。（5）均匀化退火 将金属铸锭、铸件或锻坯，在略低于固相线的温度长期加热，以消除或减少晶内偏析，达到均匀化目的的热处理工艺，称为均匀化退火(亦称为扩散退火)。 温度范围：选择在ac3或accm以上150300。 碳钢：11001200， 合金钢：12001300。 加热速度：100120h-1。 均匀化退火的保温时间：按截面厚度每25mm保温0.51h或以1.52.5minmm-1来计算，一般不超过15h 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火

43、冷却速度一般为50h-1，高合金钢则为2030h-1。通常降温到600以下即可出炉空冷。高合金钢及高淬透性钢种最好在350左右出炉 。 应用范围：均匀化退火多用于优质合金钢及偏析现象较为严重的合金。 例：对铸造高速钢刀具等莱氏体钢制造的工件，则需进行高温均匀化退火，以打破共晶碳化物网，使碳化物分布均匀。但因均匀化退火后常使钢的晶粒粗大，因此需再进行一次完全退火或正火以细化晶粒。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（6）亚共析钢的等温退火 将亚共析钢工件加热到高于ac3的温度，待奥氏体转变完成并基本均匀后，较快地冷却到低于ar1以下的某个温度，等温保持足够长时间，使珠光体转变完全，然后出炉空冷(

44、或油冷、水冷)的热处理工艺称为等温退火 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 等温退火时的加热温度、等温温度及保温时间可根据钢的过冷奥氏体等温转变曲线、工件截面尺寸及性能要求等条件确定。等温温度越高，先共析铁素体含量越多，珠光体的片层也越粗，硬度越低。等温保持时间应比c曲线上等温转变完成时间更长些，以保证过冷奥氏体分解完全，尤其对于截面较大的工件。 在生产中，碳钢常取12h，低、中合金钢35h。 中碳及合金结构钢进行等温退火，可以得到比完全退火(图6-34曲线b)更为均一的组织和性能，同时还能有效地消除锻造应力，工艺周期却比完全退火缩短了大约一半。 等温退火工艺也可应用于高碳工具钢及轴承钢的球

45、化退火，以及结构钢大锻件的去除白点处理。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火（7）球化退火 定义:使钢获得弥散分布于铁素体基体上的颗粒状碳化物组织(粒状珠光体)的热处理工艺称为球化退火。 目的:降低硬度，改善切削加工性能；消除网状或粗大碳化物颗粒，为最终热处理淬火做好组织准备，从而减小淬火时的变形和开裂。 应用:高碳工具钢、模具钢及轴承钢制作的刀具、冷作模具及轴承零件等的预备热处理，以改善切削加工性能及加工精度，防止工具的脆断和刀口崩落，提高轴承的接触疲劳寿命等。 分类：低温球化退火、一次球化退火、等温球化退火及周期球化退火。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火1.低温球化退火 低温球化退火是将

46、钢材或工件加热到ac1以下1030左右，长时间保温(一般90100小时)后缓冷至450550后出炉空冷，以获得粒状珠光体的热处理工艺。 原珠光体片层较薄，且无网状碳化物出现的合金结构钢及高碳工具钢，以降低硬度，改善切削加工性；有时为了便于对低碳钢进行冷变形加工，也可进行低温球化退火。 第六章 珠光体转变和钢的退火与正火2.一次球化退火 将钢加热到acl与accm(或ac3)之间，一般稍稍高于ac1温度，充分保温一定时间(26h)，然后缓慢冷却至500650出炉冷却，称为一次球化退火 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 应用：一次球化退火工艺是目前生产中应用最广泛的球化退火工艺，它实际上是不完

47、全退火。 对于亚共析钢，随着含碳量的增多，一次退火的加热温度略有降低；而对于过共析钢，则随其含碳量的增多，加热温度升高 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 3.等温球化退火 将共析钢或过共析钢加热到ac1+(2030)保温，接着冷却到略低于ar1以下的温度保持一段时间，然后炉冷或空冷到室温的球化退火工艺称为等温球化退火 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 若原始组织中网状碳化物较严重，则需加热到略高于accm的温度，使碳化物网溶入奥氏体中，然后较快地冷却到ar1以下温度进行等温球化退火 。 应用：与一次球化退火工艺相比，等温球化退火可获得较好的球化质量，提

48、高生产率，因此它多应用于碳钢及合金钢刀具、冷冲模具以及轴承零件。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火4.周期球化退火 将钢加热到acl以上稍高的温度，短时保温后炉冷至略低于ar1，再进行短时保温，如此反复多次加热和冷却，称为周期球化退火(又称往复球化退火) 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 优点：acl以上的短时加热，除奥氏体化外，还可使网状碳化物溶断，而在arl以下保温时变为球状，同时使珠光体中的渗碳体附着在这些球上生长。几次反复后，便可得到球化效果更好的粒状珠光体组织。 周期球化退火适用于小批量生产的小型工具。特别适用于前几种工艺难于球化的钢种 。第六章 珠光体转变和钢的退火与正火 第七节第七节 正火正火 （1）将钢加热到ac3或accm以上3050，保温一定