工程材料复习资料

1、金属一、体心立方晶格：Fe，Cr，Mo，W，V 致密度：68% 塑性中等 面心立方晶格：Fe，Cu，Al，Ni 致密度：74% 塑性最好 Fe（面心，奥氏体）变成Fe（体心，铁素体）时体积膨胀，钢淬火时易开裂 密排六方晶格：Be，Mg，Zn 致密度：74% 塑性最差二、各向异性：各晶面和各晶向上原子排列密度不同导致的同一晶体不同晶面和晶向上性能不同。 单晶体材料（晶格位向一致，即晶体中原子按一定几何形状作周期性排列的规律 没有破坏）一定具有各向异性，多晶体材料一般不具有各向异性（各晶粒的某一 晶面或晶向的方位趋于一致时具有各向异性）。伪各向同性：出现于多晶体材料。大量微小的晶粒之间位向不同，因

2、此在某一方向上的性能 只能表现为这些晶粒在各方向上的平均性能。晶界是两相邻晶粒之间不同晶格位向的过渡层，所以晶界上原子的排列总是不规则的三、晶格缺陷：点缺陷 （i）晶格空位 （ii）间隙原子 （iii）置换原子 空位和间隙原子是晶体中原子热运动的产物，随温度升高急剧增加，是金属扩 散的主要方式之一 线缺陷（位错） 位错线附近由于错排，引起晶格畸变，因而内应力较大 面缺陷（晶界和亚晶界） 亚晶界：晶粒中存在内部原子排列位向一致的小晶块，成为亚晶粒，两相邻亚 晶粒之间的界面为亚晶界。 实际上为一系列刃型位错所构成的小角度晶界 亚晶界越多，金属屈服强度增大 晶界：两相邻晶粒之间的界面。 常温下晶界越

3、多，则硬度强度越高，高温下相反； 晶界熔点低，杂质元素多，易被腐蚀四、结晶条件：达到一定过冷度 冷却速度越大，金属纯度越高，过冷度越大 足够大的自由能差 能形成晶核并长大形核方式：自发形核（均匀形核）：液体内部自发产生 非自发形核（非均匀形核）：依附外来杂质生成【优先与主导】枝晶生长：晶体棱角处散热条件较好，以较大速度优先生成晶体主干（一次晶轴），再长出分枝（二、三次晶轴），最后把枝晶间填满。晶粒大小影响因素：过冷度或冷却速度 冷却速度越大，则过冷度越大，晶粒越细，但温差大易导致铸件开裂 难溶杂质的影响与变质处理 杂质起晶核作用，使单位体积中晶核数增加，细化晶粒 附加振动 使生长的晶粒因破碎而

4、细化，且破碎的枝晶尖端起晶核作用同素异晶转变：某些金属随温度变化具有不同类型的晶体结构（固态转化，需较大过冷度） <912，Fe（体心） 9121394，Fe，（面心） 1394 1538，Fe，（体心）结晶基本规律：形核，长大合金相图一、相：物质中具有相同聚集状态的原子（或分子、离子）的部分。同一种相化学成分相同，或 允许在不引起聚集状态质变的一定范围内变化。金属或合金在液态时通常为均匀的同一种液相，在固态时，相指这样一类晶粒所组成的部分：晶体结构相同，化学成分相同或允许在不引起晶体结构质变的一定范围变化组织：显微镜下所观察到的晶粒显微形态，即形状、大小、数量和分布情况。 组织决定因素

5、：化学成分和工艺过程组织组成物：合金组织中具有确定本质，一定形成机制的特殊形态的组成部分。可为单相或 两相混合物。相<组织<组织组成物相:F、P、A 组织:F+P、Le'、Fe3C组织组成物: Le'+Fe3C、Fe3C、P+Fe3C相结构：固溶体 固态时合金的组元相互溶解，形成在某一组元晶格中包含有其他组员的新相，且 其成分和性能均匀，结构与组员之一相同。 保持原有晶格的组元为溶剂，其它为溶质；新相晶格常数一定变化。 （i）置换固溶体【无限固溶体】 （奥氏体不锈钢1Cr18Ni9Ti） （ii）间隙固溶体【有限固溶体】 （铁素体，奥氏体） 溶质原子半径越小，溶剂是

6、面心立方晶格时，溶解度大 间隙固溶体的晶格畸变程度一般大于置换固溶体 化合物 溶质含量超过固溶体溶解度时，出现的晶格类型不同于任一组元的新相二、晶内偏析：在实际铸造条件下，冷却速度较快，原子没有足够时间进行扩散，且固相中原 子扩散速度慢，使得先后析出的元素含量不同，晶粒内部化学成分不均匀。 许多固溶体按树枝状生长，使得先结晶的枝干与后结晶的分枝干成分不同，这 种晶内偏析称为枝晶偏析。 枝晶偏析程度取决于相图中液相线与固相线之间的水平成分间距和垂直温度 间距，间距越大，偏析也越大二元共晶相图： 初生相和次生相是一种组织而不是相 次生相以一定数量弥散分布于合金基体中可提高强度、硬度；但分布于初生相

7、 晶界时会使合金塑性大大下降共晶转变、共析转变、包晶转变都会形成两相混合物合金合金铸造性能取决于结晶区间大小：结晶区间越大，合金结晶时温度范围越大，使得形成枝晶偏析的倾向增大，同时容易使先结晶的枝晶阻碍未结晶的液体的流动，增加了分散缩孔或疏松的形成，铸造性能差。共晶体铸造性能最好，因为其结晶温度区间为零，没有偏析。单相固溶体合金塑性较好，压力加工性能好，但硬度低，切削加工性能差；两相混合物合金塑性较差，但硬度较高。铁碳合金一、铁素体：碳溶于Fe（<912，体心立方）形成的间隙固溶体，用F或表示。 强度、硬度较低，塑性、韧性较好。奥氏体：碳溶于Fe（9121394，面心立方）形成的间隙固溶

8、体，用A或表示。 较低的硬度，良好的塑性和低的变形抗力。 存在于727以上高温范围内。渗碳体：含碳量6.69%，Fe3C，金属化合物。 强度低，硬度高，韧性和塑性几乎为零。 一次渗碳体：液相直接结晶析出，粗板条状 二次渗碳体：沿奥氏体晶界析出，网状结构 三次渗碳体：沿晶界呈片状析出，对纯铁及低碳钢，使塑性、韧性和耐腐蚀性能下 降；对中、高碳钢忽略不计莱氏体（高温莱氏体）：Le（AE+Fe3C），硬脆，共晶组织，Fe3C是基体相低温莱氏体（变态莱氏体）：Le（P+Fe3C+Fe3C），硬脆，共晶组织珠光体：P（Fp+Fe3C），共析组织，塑性、韧性、硬度介于铁素体和渗碳体之间，强度远 高于两者

9、F为基体相，Fe3C为强化相，强度高。但片状Fe3C端部尖角处应力集中显著，塑 性和韧性较低Acm线：ES线，碳在奥氏体中的溶解度曲线或析出线A1线：PK线，727，共析线A3线：GS线，冷却时奥氏体转变为铁素体的开始线或加热时铁素体转变为奥氏体的终了线PQ线：碳在Fe中的溶解度曲线2、 铁碳合金分类工业纯铁：c < 0.0218% 室温组织：F + Fe3C（微量）钢：0.0218% <c < 2.11% （1）共析钢：c =0.77% 室温组织：P （2）亚共析钢：0.0218% <c <0.77% 室温组织：P + F 4%HNO3酒精浸蚀时黑色小块为珠光体

10、，白色小块为铁素体 （3）过共析钢：0.77% <c <2.11% 室温组织：P + Fe3C 4%HNO3酒精浸蚀时黑色小块为珠光体，白亮网状为二次渗碳体白口铸铁：2.11% <c <6.69% （1）共晶白口铸铁：c = 4.3% 室温组织：Le（P+Fe3C+Fe3C） （2）亚共晶白口铸铁：2.11% <c <4.3% 室温组织：Le + P + Fe3C （3）过共晶白口铸铁：4.3% <c <6.69% 室温组织：Le + Fe3C钢的含碳量大于0.9%时，形成较为完整的网状二次渗碳体，不仅使钢的塑性、韧性进一步降低，而且强度也明显下

11、降，但硬度始终上升。钢中含碳量一般不超过1.31.4%3、 碳钢杂质：锰 脱氧，降低钢的脆性。清除硫的有害作用，改善钢的热加工性能。固溶强化铁素体， 提高钢的强度和硬度。 硅 脱氧能力比锰强，能固溶强化铁素体，提高钢的强度和硬度，但降低钢的塑性韧性 硫 降低钢的塑性；FeS与Fe形成低熔点共晶体分布于晶界上，造成热脆现象 磷 固溶强化铁素体，提高钢的强度和硬度。室温尤其是低温下急剧降低钢的塑性，造 成冷脆现象分类：（一）按冶炼方法 平炉钢，转炉钢，电炉钢 （二）按冶炼钢的脱氧程度 沸腾钢：脱氧程度低，后加“F” 镇静钢：脱氧程度高，后加“Z” 半镇静钢：脱氧程度中等，后加“b” （三）按含碳量

12、 低碳钢（c <= 0.25%） 中碳钢（0.25% <c <= 0.60%） 高碳钢（c > 0.60%） （四）按钢的用途 碳素结构钢 （1）普通碳素钢：用作工程结构件，如桥梁，船舶，建筑钢筋 （2）优质碳素钢：用作机器零件，如齿轮，轴，螺钉，螺母，连杆 （一）(i)普通含锰量钢 (ii)较高含锰量钢：含碳量数字后加Mn （二）(i)低碳优质碳素结构钢 强度低，塑性、韧性好，制造受力不大的零件，如螺栓、螺 母、垫圈、小轴、销子、链等 主要轧制成薄板、钢带、型钢及拉丝 08F：冲压件，如搪瓷制品、汽车外壳零件 15、20、20Mn：机械设备、汽车拖拉机齿轮、凸轮、活塞

13、销 (ii)中碳优质碳素结构钢 强度较高，塑性、韧性较低，较好综合力学性能；切削性能 较好，但焊接性能较差 制造受力较大或较复杂的零件，如主轴、曲轴、齿轮、连杆、 套筒、活塞销 (iii)高碳优质碳素结构钢 较高强度、硬度、弹性和耐磨性，塑性、韧性较低 制造耐磨零件、弹簧、钢丝绳等，如凸轮、轧机轧棍、减振 弹簧、座垫弹簧 碳素工具钢（含碳量0.70%1.30%） 主要用于制造工具、刃具、模具、量具。属高碳钢，且至少是优质碳素钢， 性能要求高时采用高级优质碳素钢 T后加一个数字，表示平均含碳量的千分数，T12表示平均含碳量1.2%的碳 素工具钢。高级优质碳素工具钢牌号最后加上A （五）按钢的质量

14、 普通碳素钢 含硫量 <= 0.040%0.050%；含磷量 <= 0.040%0.045% 优质碳素钢 结构钢：含硫、含磷 <= 0.035%； 前两位数字代表含碳量为万分之几，如45钢含碳量0.45% 工具钢：含硫量 <= 0.030%；含磷量 <= 0.035% 高级优质碳素钢 结构钢：含硫、含磷 <= 0.030%； 工具钢：含硫量 <= 0.020%；含磷量 <= 0.030% 牌号后加A 特级优质碳素钢 结构钢：含硫量 <= 0.025%；含磷量 <= 0.020% 牌号后加E金属塑性变形1、 金属单晶体的塑性变形滑移：晶

15、体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶面发生相对移动，移动的距离为原子的整 数倍。滑移后晶格位向保持一致。高温时晶界处原子结合力大大减小，塑性变形通过晶界的滑动进行滑移是内部位错在切应力作用下的结果，滑移变形是通过位错移动实现的最密面最密向滑移系（可能滑移的方向）塑性体心立方6212中等面心立方4312最好密排六方133最差滑移系相同时，最密向越大，则越易滑移，塑性越好滑移总沿密排面和密排方向进行，因为密排面、密排方向之间的间距最大，结合力最小2、 金属多晶体的塑性变形多晶体中各个晶粒位向不同，同时各晶粒间又存在晶界，致使各个晶粒的变形相互受到制约和阻碍，因此多晶体的塑性变形抗力比单晶体大得多晶

16、界处塑性变形抗力远比晶粒内高，因为晶界处原子排列混乱，并聚集了一些杂质，使得滑移过程中位错运动受阻，增加了塑性变形抗力3、 塑性变形对金属的影响组织：(i)形成纤维组织：晶粒被拉长压扁，并出现滑移带 (ii)形成变形亚结构：晶粒逐渐碎化为许多位向略有不同的小晶块 (iii)产生织构：塑性变形量很大（70%以上）时，绝大多数晶粒的某一方位（晶向或 晶面）将与外力方向大体趋向一致，使各种性能呈现明显的各向异性，热处理 也难以消除。性能：(i)产生加工硬化： a）金属发生塑性变形时，随着冷变形量增加，金属强度硬度提高，而塑性韧性 降低 b）加工硬化有利于金属进行均匀塑性变形 C）加工硬化一定程度上提

17、高金属零件使用安全性，超载产生少量变形后，会提 高屈服强度，与超载的力平衡，变形停止 d）金属塑性降低，变形抗力增加，给金属进一步冷变形加工带来困难 (ii)其它性能变化，如电阻率增高，耐腐蚀性下降4、 残余内应力宏观残余应力（第一类内应力） 整个金属材料，由于其各部分塑性变形不均匀而造成的在宏观范围内互相平衡的内应力 一般引起工件变形，生产上常控制其方向晶间内应力（第二类内应力） 由于多晶体各晶粒或亚晶粒间的变形不均匀而形成的微观内应力 使工件内部产生显微裂纹甚至破裂，同时促使金属产生应力腐蚀，需消除晶格畸变应力（第三类内应力）【主要】 金属塑性变形形成晶格畸变所引起的附加内应力 提高变形金

18、属晶体内能，使金属晶体处于不稳定状态，有自发向变形前稳定的低内能状态 转化的趋势；使金属的耐腐蚀性能下降。 金属塑性变形产生的位错等缺陷既是引起第三类内应力的基本原因，也是引起加工硬化 的基本原因，第三类内应力应保留5、 塑性变形金属加热回复：冷变形金属在较低温度加热时，原子作短距离扩散，某些晶体缺陷抵消，晶格畸变 减少，第一、二类残余内应力显著减少，但显微组织无明显变化，仍保留纤维组 织。冷变形亚晶界处聚集的大量位错的亚晶尺寸变化不大，因此位错密度未显著 减少，造成加工硬化的基本原因没有消除，力学性能变化不大，强度硬度稍下降， 塑性韧性略上升。再结晶：加热温度较高时，冷变形金属内部原子扩散能

19、力增加，使被拉长而呈纤维状的晶 粒通过形核和长大的方式，全被新的缺陷较少的晶格类型相同的等轴晶粒取代， 使位错密度降低，消除了加工硬化和第三类内应力。 形核需在位错密度高而引起晶格畸变严重的区域。因为这些区域晶体内能高，原 子重新排列成缺陷少的晶格的驱动力大，否则难以形核。 冷变形量小的金属晶体内能不够高，不能进行再结晶形核。 再结晶是组织转变过程而不是相变过程，只改变晶粒外形和消除因塑性变形产 生的某些缺陷，晶格类型不变。再结晶后晶粒长大：继续升高温度或延长保温时间，大的晶粒会吞并较小晶粒而长大，力 学性能下降 (i)正常长大：晶粒长大速度不大，再结晶后获得细小而均匀等轴晶粒 (ii)二次再

20、结晶：临界变形度（2%10%）下，金属内部塑性变形不均 匀，变形量大的晶粒发生再结晶而细化晶粒，小的不 再结晶。不再结晶的晶粒较大，并不断吞并小晶粒越 长越大，力学性能下降。 二次再结晶不是再结晶，而是晶粒长大的异常情况热处理1、 钢加热转变奥氏体的形成 奥氏体化：获得成分均匀、晶粒细小的奥氏体晶粒，为热处理的冷却阶段做好准备 (i)完全奥氏体化 (ii)不完全奥氏体化奥氏体晶粒长大 过热现象：加热和保温后的奥氏体晶粒粗大，则冷却转变后钢组织晶粒也粗大，力学性能 降低，特别是冲击韧性下降较多 本质晶粒度：反映奥氏体晶粒长大倾向，不表示奥氏体晶粒实际大小，主要与脱氧剂有关 本质粗晶粒钢：奥氏体晶

21、粒随温度升高迅速长大，易发生过热 本质细晶粒钢：奥氏体晶粒随温度升高开始不容易长大，加热到较高温度才 急剧长大，不易发生过热2、 钢冷却转变过冷奥氏体：A1温度以下不稳定的奥氏体过冷度或冷却速度较小时，过冷奥氏体转变生成铁素体和渗碳体；过冷度或冷却速度较大时，过冷奥氏体生成碳融入体心立方晶格的Fe的过饱和固溶体以及少量碳化物（1） 共析钢过冷奥氏体等温转变曲线 孕育期越短，过冷奥氏体越不稳定 （一）珠光体型转变（扩散型转变方式：铁碳原子扩散和奥氏体晶格改组） (i)珠光体P：A1650 (ii)索氏体S：650600 (iii)屈氏体T：600550 层间距：P > S > T，硬

22、度强度塑性韧性：P < S < T 贝氏体型转变（半扩散型转变方式：碳原子缓慢扩散和奥氏体晶格改组） 含碳量过饱和的相基体上弥散分布着细小的碳化物亚稳组织 (i)上贝氏体B上：550350 光学显微镜：羽毛状的铁素体条（相） 电子显微镜：宽大的铁素体（相）板条间分布着粒状或短杆状 渗碳体 (ii)下贝氏体B下：350Ms 光学显微镜：不规则排列的细黑针状 电子显微镜：含碳量过饱和的针状铁素体内一定晶面上分布着大量 细小的碳化物（Fe2.4C）颗粒或薄片 上贝氏体强度、硬度高，但渗碳体分布于大致平行的较宽铁素体板条间，易脆断； 下贝氏体片状铁素晶粒细小，含碳过饱和度大，位错密度大，且

23、细小碳化物在铁素 体内弥散分布，强度、硬度、韧性、塑性均大于上贝氏体 （二）影响C曲线的因素 含碳量 随着含碳量增加，亚共析钢C曲线右移，过共析钢C曲线左移，表明共析钢C 曲线最靠右，它的过冷奥氏体最稳定 合金元素 除钴Co一位大多数合金元素溶入奥氏体后，都使C曲线右移 加热温度和保温时间 加热温度越高，保温时间越长，则奥氏体成分越均匀，奥氏体晶粒越粗大，晶界 面积越小，不利于奥氏体转变时的形核，孕育期变长，C曲线右移（2） 共析钢过冷奥氏体连续冷却曲线（C曲线近似分析） 共析钢和过共析钢的过冷奥氏体在连续冷却过程中不会发生贝氏体转变 V1：炉冷，转变产物为珠光体P V2：空冷，转变产物为索氏

24、体S V3：油冷，转变产物为屈氏体T + 马氏体M + 残余奥 氏体A V4：水冷，转变产物为马氏体M + 残余奥氏体A Vk：淬火临界冷却速度，获得马氏体的最小冷却速度 (iii)马氏体转变 以切变方式快速产生的一种碳在Fe中的过饱和固溶体组织，含碳量与原奥氏 体相同 无扩散型转变：铁原子集体沿奥氏体一定晶面作小距离移动，以切变方式快速实现 面心立方晶格的Fe向体心立方晶格的Fe改组，而碳原子 全保留在Fe晶格中 马氏体形核后迅速长大，无孕育期 含碳量增加，大多数合金元素如Cr、Ni、Mo、Mn等溶入奥氏体后，均使Ms和 Mf温度降低，增加残余奥氏体数量；连续冷却过程中的任何停顿或减慢冷速都

25、会 增大奥氏体稳定性，使残余奥氏体数增加，降低钢的强度硬度和耐磨性，也降低零 件精度 高碳马氏体（针状马氏体、片状马氏体） 含碳量高于1.0%，针叶状，强度硬度高而脆性大 低碳马氏体（板条马氏体） 含碳量不高于0.2%，相互平行的板条状，强度韧性好，具有良好综合力学性能 马氏体硬度大小主要取决于含碳量，含碳量越高，畸变越大，固溶强化效应越大。 但当钢中含碳量大于0.6%时，钢中残余奥氏体增多，强度硬度变化不大3、 普通热处理 （1）退火 加热到适当温度后保温一段时间，缓慢冷却 目的：均匀组织（粗），均匀硬度（软），去应力 (a)完全退火 Ac3 + 3050，缓慢冷却 过共析钢不采用完全退火，

26、因为加热到Accm以上完全奥氏体化后缓冷，二次渗 碳体将以网状形态沿奥氏体晶界析出，降低钢的韧性和切削加工性能，表面粗糙 度变大，且网状渗碳体在后续热处理中易开裂 (b)球化退火 Ac1 + 2030（不完全奥氏体化），保温，以2030/h冷却到Ar1以下并保 温，最后随炉冷至500600后出炉空冷 获得组织为球状珠光体组织，即铁素体基体上分布细小均匀的球状渗碳体 目的：使热加工后的网状二次渗碳体及珠光体中的片状渗碳体球化，降低硬度， 提高塑性，改善切削加工性能，并避免了网状渗碳体和片状渗碳体容易引 起的淬火变形和开裂，为淬火做好了组织准备 适用于高碳工具钢、模具钢、轴承钢等 (c)等温退火

27、(i)【完全退火】亚共析钢加热到Ac3 + 3050，保温，较快冷至600680之 间，等温转变，空冷，获得片状珠光体组织 (ii)【球化退火】共析钢或过共析钢加热到Ac1 + 2030，保温，较快冷至Ar1 以下20进行较长时间等温转变，炉冷至500600出炉空冷，获得球状 珠光体组织 等温退火缩短工艺时间，用于合金钢和高合金工具钢； 等温退火在同一温度进行，适用于大件退火； 等温退火是完全退火、不完全退火、球化退火的改进途径 (d)扩散退火 Ac3 + 150200，长时间保温，随炉缓慢冷却 主要用于合金钢铸锭和铸件，消除枝晶偏析，使成分均匀化 扩散退火后晶粒粗大，需进行一次完全退火或正火

28、消除过热缺陷 (e)去应力退火 Ac1 - 100200，保温，缓慢炉冷至500以下后空冷（防止附加残余应力） 只消除第一、二类残余内应力，基本保留第三类残余内应力，即保留加工硬化 (f)再结晶退火 将经过塑性变形的钢件加热至再结晶温度以上100200，保温，空冷至室温 目的：消除加工硬化，恢复塑性，以便进一步冷加工 （2）正火 钢加热到Ac3（亚共析钢）或Accm（共析钢和过共析钢）+ 3050，保温后空冷 目的：均匀组织（细），均匀硬度（硬），去应力，可作最终热处理 应用：用于普通结构零件、大型结构零件和结构复杂零件的最终热处理 消除过热缺陷，提高力学性能 改善切削加工性能 c <

29、0.15%时，淬火 c > 0.15%的低碳钢和低碳合金，正火 c < 0.5%的中碳钢，正火（退火周期长成本高） 0.5% <c < 0.7%的碳钢，完全退火 c > 0.8%的碳钢，球化退火 高碳钢和中碳以上合金钢，退火 用于比较重要的中、低碳结构钢零件预先热处理 正火可消除热加工所造成的组织缺陷，获得细小均匀的正常组织，减少零 件在随后的热处理淬火时引起的变形和开裂，提高淬火质量，并使得淬火 组织细小，性能提高 （3）淬火 将钢加热到临界温度（Ac1或Ac3）以上的适当温度，保温，以大于该钢的淬火临 界冷却速度快冷，得到马氏体组织 亚共析钢：Ac3 + 30

30、50 若加热温度过高，奥氏体晶粒粗化，淬火后马氏体组织也粗大，钢严重脆化 若加热温度过低，组织为 A + F，淬火后，A转变为M，F保留，淬火硬度不足 共析钢和过共析钢：Ac1 + 3050 共析钢和过共析钢淬火前已球化退火，故加热到Ac1 + 3050不完全奥氏体化 后，组织为A + Fe3C（部分未溶）。淬火后A转变为M，未溶渗碳体颗粒保留， 提高淬火钢耐磨性 若加热温度过高，甚至在Accm以上，则渗碳体溶入奥氏体中数量增大，奥氏体 含碳量增加。这不仅使未溶渗碳体颗粒减少，且使Ms点下降，淬火后残余奥 氏体数量增加，降低了钢的硬度和耐磨性。同时使奥氏体晶粒粗大，淬火后形 成粗大片状马氏体，

31、钢的脆性增加，淬火内应力增加，易引起工件淬火变形开裂 隐晶：过共析钢正常淬火组织，细小片状马氏体基体上均匀分布着细小颗粒状渗 碳体以及少量残余奥氏体 冷却介质：水：尺寸不大、外形简单的碳钢零件 盐水、碱水：尺寸较大、外形简单、硬度要求较高、对淬火变形要求 不高的碳钢零件 油：形状复杂的中小型合金钢零件 碱浴、硝盐浴：形状复杂、尺寸较小、变形要求小的零件 淬火方法：单液淬火法：形状简单的零件 双介质淬火法：(i)碳钢：先水冷后油冷 (ii)合金钢：先油冷后空冷 分级淬火：降低热应力和组织应力，减小淬火变形和开裂倾向。处理 截面尺寸较小、形状较复杂的零件 等温淬火：保温较长时间，获得下贝氏体。处理

32、形状复杂、尺寸较小、 精度要求高又具有较高硬度和韧性的零件 （4）回火 将淬火钢重新加热到A1点以下某一温度，保温一定时间后，冷却到室温 目的：降低或消除淬火的应力和脆性，防止工件进一步变形开裂 稳定组织，以稳定工件的尺寸和形状 淬火后组织中的马氏体和残余奥氏体都是不稳定的，室温下自发转变为稳 定的铁素体和碳化物 获得工件所需的组织和性能 淬火组织具有较高强度和硬度，但塑性和韧性较低 回火过程：马氏体分解（<=200） 马氏体析出共格的碳化物，碳过饱和度减小，淬火内应力和脆性降 低，硬度略有下降。组织为回火马氏体。 共格：两相界面上的原子位于两相晶格的共同结点上，成为两相的共 有原子。共

33、格面上的原子处于偏离平衡位置的状态，存在附加 内应力，阻碍了位错运动，提高了材料的强度和硬度 回火马氏体：过饱和固溶体及与其共格的碳化物构成 片状或条状，易被腐蚀，显微镜下黑色针状或条状 (i)高碳回火马氏体：强度、硬度高，塑性、韧性差 (ii)低碳回火马氏体：强度、硬度较高，塑性韧性较好 残余奥氏体转变（200300） 马氏体继续析出碳化物，残余奥氏体转化为少量下贝氏体，组织仍 主要为回火马氏体，强度、硬度变化不大，淬火应力进一步降低 碳化物的转变和回火屈氏体的形成（300450） 过饱和固溶体析出渗碳体，变为含碳量趋于平衡的铁素体。亚稳定 的碳化物逐渐转变为稳定的渗碳体，并与相失去共格关系

34、。钢的 强度、硬度明显下降，淬火内应力基本消除。固溶体仍保留马氏 体亚结构，即位错或孪晶，加热过程中也有回复和再结晶。组织为回 火屈氏体。 回火屈氏体：未再结晶的铁素体与大量弥散分布的很细的粒状渗碳体 保留马氏体的针状或板条状 高屈强比、弹性极限和高韧性 渗碳体的长大和铁素体的再结晶（450700） 渗碳体聚集长大，弥散度降低，钢的强度、硬度下降。铁素体再结晶 产生等轴晶粒的铁素体。 500650时组织为回火索氏体。 650700时组织为回火珠光体。 回火索氏体：已再结晶的铁素体与较细的粒状渗碳体构成 失去原马氏体形态 强度、硬度、塑性、韧性均较高 回火珠光体：已再结晶的铁素体与较粗的球状渗碳

35、体构成 极好的塑性，低的强度、硬度 回火脆性：在某些温度回火时，冲击韧性ak值大大降低 (i)第一类回火脆性（低温回火脆性）：250350，不可逆回火脆性 成因：沿马氏体界面析出硬脆的薄 片状碳化物 (ii)第二类回火脆性：450650，可逆回火脆性，主要出现在某些含 Mn、Cr、Ni、V的合金钢内。 成因：合金元素及杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚 消除方法：提高钢的纯度、加入适量消除偏聚的合 金元素Mo、W（对大截面钢件），或回 火后快冷（对小截面钢件）即可避免。 若已出现，则重新加热至500600后 快冷即可恢复韧性 回火种类：低温回火（<250） 组织：回火马氏体 目的：保持高硬度和

36、高耐磨性，降低淬火内应力和脆性，提高韧性 用于处理中、高碳钢的工模具、机械零件，如切削刃具、量具、冷冲 模、滚动轴承以及渗碳、碳氮共渗和表面淬火的零件 中温回火（350500） 组织：回火屈氏体 目的：获得高的屈强比、弹性极限和高的韧性 用于弹簧和热作模具的热处理 为了避免第一类回火脆性，一般中温回火不低于350 高温回火（500650） 组织：回火索氏体 调质：淬火 + 高温回火 目的：获得一定强度、硬度与良好塑性、韧性的工件 用于重要结构零件，特别是交变载荷下工作的连接件和传动件 调质还可用于某些精密零件的预先热处理，如丝杠、量具、镗杆及模 具，因为细小的回火索氏体可减少淬火变形和开裂倾向 多次回火 用于高合金钢及高速钢 淬透性：钢淬火时形成马氏体组织深度的能力 淬透性好的钢可在淬火冷却时采用冷却能力低的淬火介质，降低内应力 淬硬性：钢在正常淬火条件下获得的马氏体组织所能达到的最大硬度4、 表面热处理 （）表面淬火 感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、接触电加热表面淬火、电解液加热表面淬 火、激光加热表面淬火、电子束加热表面淬火 感应加热表面淬火： 集肤效应：越靠近表面电流密度越大，电流频率越高越显著 分类：高频感应加热表面淬火 200300kHz 淬硬层较薄的中小型零件，如