热处理基础知识最后总结

1、热处理基础知识一、热处理 钢的热处理是根据钢在固态下组织转变的规律，通过不同的加热、保温和冷却，以改变其内部组织结构，达到改善钢材性能的一种热加工工艺。二、热处理的作用 正确的热处理工艺不仅仅可以改善钢材的工艺性能和使用性能，还可以消除钢材经铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷，细化颗粒，消除偏析，降低内应力，使组织和性能更加均匀。三、钢的临界温度 由FeFe3C相图可知，共析钢在加热和冷却过程中经过PSK线（A1）时，发生珠光体（P）与奥氏体（A）碳溶于-Fe时形成的固溶体称奥氏体(A)之间的转变；亚共析钢经过GS线（A3）时，发生铁素体（F）碳溶于Fe时形成的固溶体称铁素体(F)与奥

2、氏体（A)之间的相互转变；过共析钢经过ES线（Acm）时，发生渗碳体（Fe3C）与奥氏体（A）之间的相互转变。A1、A3、Acm称为碳素钢加热和冷却过程中组织转变的临界温度。四、钢在加热时的组织转变 为了使钢在热处理后获得所需要的组织和性能，大多数热处理工艺都必须先将钢加热到临界温度以上，获得奥氏体组织，然后在以适当的方式（或速度）冷却，以获得所要的组织和性能。通常把钢加热获得奥氏体的转变过程称为奥氏体化过程。五、奥氏体的形成过程 （一）共析钢的奥氏体形成过程 共析钢在室温的平衡组织是单一的珠光体，珠光体是铁素体和渗碳体的两相混合物。若共析钢的原始组织为片状的珠光体，当加热至Ac1以上温度保温

3、，将全部转变为奥氏体。奥氏体的形成过程包括碳的扩散重新分布和铁原子扩散使铁素体向奥氏体的晶格重组。 (1)共析钢由珠光体到奥氏体的转变包括四个阶段：奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化。 （2）奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成。这是因为在相界面上碳浓度分布不均匀，位错密度较高、原子排列不规则，处于能量较高的状态，所以容易达到奥氏体形核时所需要的密度起伏、结构起伏和能量起伏（2） 亚（过）共析钢的奥氏体形成过程 亚（过）共析钢中，除了珠光体外，还有先共析铁素体（或渗碳体），当加热到AC1温度时，珠光体先转变为奥氏体，然后随着加热温度的升高，先共析铁素体（或渗碳体）

4、逐渐向奥氏体转变，当温度超过AC3（或ACCM），并保温足够的时间。才能获得均匀的单相奥氏体。六、影响奥氏体形成速度的因素 奥氏体的形成是通过形核和长大过程进行的，整个过程受原子扩散控制。因此，一切影响原子扩散、奥氏体形核与长大的因素都影响奥氏体的转变速度。外因主要有加热温度和速度。内因主要有钢的化学成分钢中碳含量、合金元素和原始组织影响。七、奥氏体的晶粒大小及其影响因素（1）奥氏体晶粒度 将钢加热到相变点（亚共析钢为AC3，过共析钢为AC1或ACCM)以上某一温度并保温给定时间所得到的奥氏体晶粒大小称为奥氏体晶粒度。 奥氏体晶粒度一般分为八个标准等级，1-4级为粗晶粒，5-8为细晶粒，超过8

5、级为超细晶粒。 根据奥氏体的形成过程和晶粒长大情况，奥氏体晶粒度可分为：起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。（2） 影响奥氏体晶粒长大的因素 奥氏体实际晶粒的大小主要取决于升温或保温过程中奥氏体晶粒长大的倾向。奥氏体晶粒长大基本上是一个奥氏体晶界迁移的过程，其实质是原子在晶界附近的扩散过程。所以一切影响原子扩散迁移的因素都能影响奥氏体晶粒长大。 加热温度和保温时间 加热速度 含碳量 合金元素八、钢在冷却时的组织转变(1) 过冷奥氏体等溫转变图 在临界温度A1以下处于不稳定状态的奥氏体称为过冷奥氏体。奥氏体冷至临界温度A1以下的转变称为钢额冷却转变。通过热分析、膨胀分析、磁性分析和金相分析等方法

6、，测出在不同温度下过冷奥氏体发生相变的开始时刻和终了时刻，并把它们标在温度-时间坐标上，然后把所有转变开始和终了点分别连接起来，就可得到该钢种的过冷奥氏体等温转变图，也称TTT（或C）曲线。上图所示的是共析钢的C曲线，A1线是奥氏体向珠光体转变的临界温度；左边一条 C形曲线为过冷奥氏体转变开始线；右边一条C形曲线为过冷奥氏体转变终了线。Ms和Mf线分别是过冷奧氏体向马氏体转变的幵始线和终了线。等温条件下不能获得马氏体，只有在连续冷却条件下才可能获得马氏体。A1线以上是奥氏体稳定区；A1线以下、Ms线以上、过冷奥氏体转变幵始线以左.是过冷奧氏体区：过冷奥氏体转变幵始线和终了线之间是过冷奥氏体和转

7、变产物的共存区；过冷奥氏体转变终了线以右是转变产物区；Ms线以下是马氏体区（或者叫马氏体与残余奧氏体共存区）。 共析钢的过冷奥氏体在三个不同的温度区间.可以发生三种不同的转变：在A1点至C曲线鼻尖区间发生高温转变.其转变产物是珠光体（P），故又称为珠光体型转变；在C曲线箅尖至Ms线区间发生中温转变，其转变产物是贝氏(B),故又称为贝氏体型转变（包括上贝氏体B上和下贝氏体B下);在Ms至Mf线之间的转变，称为低温转变，其转变产物是马氏体（M),故又称为马氏体型转变。（2） 过冷奥氏体等溫转变产物的組织与性能 A、珠光体型转变 以共析钢为例，过冷奥氏体在A1550°C温度范围内等温转变.

8、将形成珠光体型的组织，其组织特征为层片状，并且随着转变温度的降低，珠光体中的铁素体和渗碳体的层片越来越薄，组织越细密。一般把A1650°C温度范围形成的层片组织称为珠光体,用符号P表示，它的硬度较低，小于25HRC;在650600°C温度范围形成的细片状珠光体，称为索氏体.用符号S表示.它的硬度较高，达2535HRC；在 600550°C温度范围形成的更细的层片状珠光体.称为托氏体，只有在电子显微镜下才能分辨出其层片状.用符号T表示，它的硬度更高，达3540HRC。 由此可见，片状珠光体的性能主要取决于层片间距离。层片间距离越小，珠光体的塑性变形抗力越大，强度和硬

9、度越高.同时塑性和韧性也有所改善。需要说明.在一般情况下，过冷奧氏体分解成珠光体类组织时，其渗碳体呈片状.但片状组织在A1附近的温度范围内保温足够长的时间时.片状的渗碳体将会球化.这时转变产物为粒状珠光体。对于相同成分的钢，粒状珠光体比片状珠光体具有较少的界面.因而其硬度、 强度较低，但塑性、韧度较高。粒状珠光体常常是高碳钢切削加工前所要求的组织状态。B、贝氏体型转变共析钢上贝氏体约在550350°C温度范围形成。在光学显微镜可明显看到成束的自晶界内部生成的铁索体条.它的分布具有羽毛状特征。共析钢下贝氏体约作350°CMs温度范围形成，由于下贝氏体易受浸蚀.在光学显微镜下，

10、呈黑色针状特征。贝氏体的转变特点是：当转变温度稍高时，先形成过饱和的铁索体，铁素体呈密集而平行排列的条状生长，随后铁素体中的部分C原子扩散迁移到条间的奥氏体中， 使奥氏体析出不连续的短杆状的碳化物，这种组织称为上贝氏体。当转变温度较低时，先形成过饱和铁素体，呈针片状。由于转变温度低，C原子扩散很困难，只能在过饱和的铁索体内作短程迁移、聚集，结果形成与铁索体片长轴呈5565度的夹角的碳化物小片，这种组织称为下贝氏体。C、马氏体型转变马氏体的组织型态 钢中马氏体组织形态主要有两种类型，一类是板条状马氏体， 另一类是针片状马氏体。板条状马氏体的立体形态呈细长板条状。显微组织呈一束束的细条状组织，每束

11、内条与条之间大致平行排列，束与束之间有较大的晶格位向差，在一个奥氏体晶粒内可以形成几个位向不同的马氏体束。在透射电镜下，马氏体板条内的亚结构是高密度的位错，因而也称为位错马氏体。针状马氏体的立体形态呈双凸透镜状，显微组织为针片状，是立体形态的截面。片与片之间有较大的位相差。在一个奥氏体晶粒内，先形成的马氏体片横贯奥氏体晶粒，但不能穿越晶界，后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体片，所以越是后形成的马氏体片也就越小。显然，奥氏体晶粒越细，马氏体片的尺寸也就越小。在透射电镜下，针片状马氏体的亚结构主要是孪晶，因而这种马氏体又称孪晶马氏体。马氏体的形态主要取决于碳的质量分数。当碳的质量分数小于0.2

12、时，马氏体转变后的组织全部是板条马氏体；当碳的质量分数高于1时.则几乎全部是针片状马氏体；碳的质量分数介于0.21之间时是板条马氏体和针状马氏体的混合组织。马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的饱和度与亚结构。板条马氏体塑形和韧性相当好，其主要原因是：碳在马氏体中过饱和程度小，晶格畸变小，残余应力小；板条马氏体亚结构为错位。高碳片状马氏体的塑形和韧性都很差，其主要原因是：碳在马氏体中过饱和程度大，晶格畸变严重，残余应力大；片状马氏体的亚结构主要是孪晶。马氏体的转变特点 马氏体转变是在较低的温度下进行的，因而具有一系列的特点，主要如下： 无扩散性 变温形成 髙速长大 马氏体转变的不完全性(2） 过冷奥

13、氏体的连续冷却转变过冷奥氏体连续冷却转变图的分析由图2.23可见，当冷却速度很小时，转变的过冷度很小，转变幵始和结束所需的时间很长。冷却速度加大，则转变温度降低，过冷度加大，转变开始和结束的时间缩短。而且冷却速度越大，转变所经历的温度区间也越宽。图中的KK'线为转变的中止线，表示冷却曲线与此线相交时，转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解，剩余部分将冷却到更低温度下发生马氏体转变。但当冷却速度大于通过K点的冷却速度Vk时，过冷奥氏体将不发生珠光体转变。冷却速度小于通过K'点的冷却速度Vk'时，过冷奥氏体全部转变成为珠光体，而不发生马氏体转变。 当冷却速度大于Vk

14、9;而小于Vk时，过冷奥氏体将部分发生珠光体转变，其余部分发生马氏体转变。九、钢的加热（1） 加热的目的和要求 评定加热质量好坏一般有以下几方面的指标：奥氏体的碳浓度与合金浓度；奥氏体的成分均匀性；奥氏体的晶粒度；第二相的数量、大小和分布；表面氧化、脱碳或增碳的程度；变形开裂的程度。不同钢种、不同工件、不同的热处理工艺，对上述指标的要求是不同的。例如，淬火加热时.要求奥氏体的碳浓度要适当，合金浓度尽可能髙.成分越均匀越好，晶粒越细小越好。亚共析钢中通常不允许有未溶铁素体存在，共析钢、过共析钢中未溶碳化物数量要适当.越细小、均匀分布越好。不允许有表面氣化、脱碳或增碳现象.不允许发生幵裂，要严防变

15、形。（2） 加热速度的选择 塑性高的钢材加热速度可大一些，反之，脆性大的钢材加热速度应相对减小。导热性差的钢（如髙铬钢、高速钢等）应采用较小的加热速度。对大尺寸工件应采用较小的加热速度。形状复杂、截面相差悬殊的工件加热速度宜小一些。若加热前工件存有较大的残余应力，当加热产生的热应力与内应力方向一致时，易导致工件变形开裂，故加热速度应小一些。（3） 钢加热时常见的缺陷 在实际热处理生产中，由于钢的加热不当，容易引起许多热处理的质量问题，因此必须研究钢在加热过程中产生的缺陷及其防止措施。钢加热时常见的缺陷有欠热、过热、过烧、 氧化、脱碳以及变形开裂等几种。 欠热、过热和过烧都是加热时的组织缺陷，它

16、们都因加热不当形成非正常组织，导致材料的性能下降，甚至报废。欠热 钢在加热时，由于加热温度过低或者加热时间过短，造成未充分奥氏体化而引起的组织缺陷，称为欠热，也叫加热不足。亚共析钢淬火时，由于欠热，組织中残存一些铁素体，钢淬火后出现软点或硬度不均匀现象。过共析钢淬火时，由于欠热，组织中出现较多未溶碳化物，使得基体的碳浓度不够，造成钢淬火后硬度不足，并且由于奥氏体中合金浓度不够而淬 进层深度不够。过热 钢在加热时，由于加热温度过高或者加热时间过长，引起奥氏体晶粒粗大而产生的组织缺陷，称为过热。过热使钢的力学性能显著降低，严重影响钢的冲击韧度，而且还易引起淬火变形和开裂。另外，有时还易于促使工件在

17、冷却过程中形成魏氏组织，这种组织的力学性能比一般的粗大晶粒还要差。过烧 钢在加热时，由于加热温度过高，造成晶界氧化或局部熔化的组织缺陷，称为过烧。过烧不仅奥氏体晶粒剧烈粗化，而且晶界也被严重氧化甚至局部熔化，造成工件报废。氧化和脱碳 钢的氧化分为两种，一种是表面氧化，在钢的表面生成氧化膜；另一种是内氧化，在一定深度的表面层中发生晶界氧化。表面氧化影响工件的尺寸，内氧化影响工件的性能。变形与开裂 热处理在加热过程中有变形和开裂的倾向，其主要原因是：工件在加热过程中，由于不同部位存在温差，从而产生热应力而致使工件变形与开裂。同时也与工件的装炉方式有一定关系。 工件的加热速度较大，而工件材料的导热性

18、又差，则会造成工件的表面与心部温差较大，导致产生较大的热应力；工件形状复杂，厚薄相差悬殊时，若加热工艺不合理，容易导致热应力集中。当工件中的热应力超过工件材料的屈服强度时，将导致工件开裂。 防止工件变形、开裂的常用措施为：对形状复杂、截面厚薄相差悬殊及导热性差的材料，应尽可能减缓加热速度；对大截面、存在较大残余内应力的铸、锻件，一般采用分段预热式加热；另外还应采用合理的装炉方式，例如，螺旋圆柱弹簧不宜竖立放置加热，长轴最好悬挂状态加热，薄壁零件不宜堆放加热等。十、钢的淬火 （1） 淬火的定义与目的 将钢加热到临界点Ac3（亚共析钢）或Ac1（过共析钢）以上某一温度，保温一段时间，使之全部或部分

19、奥氏体化，然后以大于临界淬火速度的速度冷却，使过冷奥氏体转变为马氏体或下贝氏体组织的热处理工艺称为淬火。 淬火的目的是使过冷奥氏体进行马氏体或贝氏体转变，得到马氏体或下贝氏体组织，然后配合以不同温度的回火，以大幅提高钢的强度、硬度、耐磨性、疲劳强度以及韧性等，从而满足各种机械零件和工具的不同使用要求。也可以通过淬火满足某些特种钢材的铁磁性、耐蚀性等特殊的物理、化学性能。（2）钢件在有物态变化的淬火介质中冷却时，其冷却过出一般分为以下三个阶段：蒸汽膜阶段 沸腾阶段 对流阶段（3） 钢的淬透性 淬硬性和淬透性是表征钢材接受淬火能力大小的两项性能指标，它们也是选材、用材的重要依据。（一）淬硬性与淬透

20、性的概念淬硬性 淬硬性是钢在理想条件下进行淬火硬化所能达到的最高硬度的能力。决定钢淬硬性高低的主要因索是钢的含碳量，更确切地说是淬火加热时固溶在奥氏体中的含碳量，含碳量越离，钢的淬硬性也就越高。而钢中合金元素对淬硬性的影响不大，但对钢的淬透性却有重大影响。淬透性 淬透性是指在規定条件下，决定钢材淬硬深度和硬度分布的特性。即钢淬火时得到淬硬层深度大小的能力，它是钢材固有的一种属性。淬透性实际上反映了钢在淬火时，奥氏体转变为马氏体的容易程度。它主要和钢的过冷奥氏体的稳定性有关，或者说与钢的临界淬火冷却速度有关。 还应指出：必须把钢的淬透性和钢件在具体淬火条件下的有效淬硬深度区分开来。钢的淬透性是钢

21、材本身所固有的属性，它只取决于其本身的内部因素，而与外部因素无关；而钢的有效淬硬深度除取决于钢材的淬透性外，还与所采用的冷却介质、工件尺寸等外部因索有关，例如在同样奥氏体化的条件下，同一种钢的淬透性是相同的，但是水淬比油淬的有效淬硬深度大，小件比大件的有效淬硬深度大，这决不能说水淬比油淬的淬透性髙。也不能说小件比大件的淬透性高。可见评价钢的淬透性，必须排除工件形状、尺寸大小、冷却介质等外部因素的影响。 另外，由于淬透性和淬硬性也是两个概念，因此淬火后硬度髙的钢，不一定淬透性就髙；而硬度低的钢也可能具有很髙的淬透性。（2） 影响淬透性的因素 钢的淬透性取决于奥氏体的稳定性。凡是能提高过冷奥氏体的

22、稳定性，使C曲线右移, 从而降低临界冷却速度的因素，都能提髙钢的淬透性。奥氏体的稳定性主要取决于它的化学成分、晶粒大小和成分均匀性，这些与钢的化学成分和加热条件有关。（3） 淬透性的測定方法 钢的淬透性的测定方法很多，常用的有临界直径测定法和端淬试验法。 (1)临界直径測定法 钢材在某种介质中淬冷后，心部得到全部马氏体或50马氏体组织时的最大直径称为临界直径，以Dc表示。临界直径测定法就是制作一系列直径不同的圆棒，淬火后分别测定各试样截面上沿直径分布的硬度U曲线，从中找出中心恰为半马氏体组织的画棒，该圆棒直径即为临界直径。临界直径越大，表明钢的淬透性越高。(2) 端淬试验法 端淬试验法是用标准

23、尺寸的端淬试样（25mm×100mm)，经奥氏体化后，在专用设备上对其一端面喷水冷却，冷却后沿轴线方向测出硬度-距水冷端距离的关系曲线的试验方法。 端淬试验法是猁定钢的淬透性的方法之一，其优点是操作简便，适用范围广。（4） 淬火应力、变形及开裂1、 淬火时工件的内应力 工件在淬火介质中迅速冷却时，由于工件具有一定尺寸，热传导系数也为一定值，因此在冷却过程中工件内沿截面将产生一定温度梯度，表面温度低，心部温度高，表面和心部存在着温度差。在工件冷却过程中还伴随着两种物理现象：一是热膨胀，随着温度下降，工件线长度将收缩；另一个是当温度下降到马氏体转变点时发生奥氏体向马氏体转变，这将使比体积

24、增大。由于冷却过程中存在着温差，因而沿工件截面不同部位热膨胀量将不同，工件不同部位将产生内应力；由于工件内温差的存在，还可能出现温度下降快的部位低于点， 发生马氏体转变，体积胀大，而温度髙的部位尚高于点，仍处于奥氏体状态，这不同部 位由于比体积变化的差别，也将产生内应力。因此，在淬火冷却过程中可能产生两种内应力：一种是热应力；另一种是组织应力。 根据内应力的存在时间特性还可分为瞬时应力和残余应力。工件在冷却过程中某一时刻所产生的内应力叫瞬时应力；工件冷却终了，残存于工件内部的应力称为残余应力。（1） 热应力 热应力是指工件在加热（或冷却）时，由于不同部位的温度差异，而导致热胀（或冷 缩）的不一

25、致所引起的应力。 现以一实心圆柱体为例，说明其冷却过程中内应力的形成及变化规律。这里仅讨论其轴 向应力。冷却刚开始时，由于表面冷却快，温度低，收缩多，而心部则冷却悝，温度髙，收缩小，表里相互牵制的结果，就在表层产生了拉应力，心部则承受着压应力。随着冷却的进行，表里温差增大，其内应力也相应增大，当应力增大到超过该温度下的屈服强度时，便产 生了塑性变形。由于心部的渥度髙于表层，因而总是心部先行沿轴向收缩。塑性变形的结 果，使其内应力不再增大。冷却到一定时间后，表层温度的降低将逐渐减慢，则其收缩量也 逐渐减小。而此时心部则仍在不断收缩，于是表层的拉应力及心部压应力将逐渐减小，直至消失。但是随着冷却的

26、继续进行，表层湿度越来越低，收缩量也越来越少，甚至停止收缩。 而心部由于温度尚高，还要不断地收缩，最后在工件表层形成压应力，而心部则为拉应力， 但由于温度已低，不易产生塑性变形，所以这应力将随冷却的进行而不断增大，并最后保留 于工件内部，成为残余应力。 由此可见，冷却过程中的热应力开始是使表层受拉，心部受压，而最后留下的残余应力则是表层受压，心部受拉。 综上所述，淬火冷却时产生的热应力是由于冷却过程中截面温度差所造成的，冷却速度越大，截面温差越大，则产生的热应力越大。在相同冷却介质条件下.工件加热温度越高、 尺寸越大、钢材热传导系数越小，工件内温差越大，热应力越大。工件若在高温时冷却不均 匀，

27、将会发生扭曲变形。工件若在冷却过程中产生的瞬时拉应力大于材料的抗拉强度时，将会产生淬火裂纹。（2） 相变应力 相变应力是指热处理过程中由于工件各部位相转变的不同时性所引起的应力，又称组织应力。 淬火快冷时，当表层冷至Ms点，即产生马氏体转变，并引起体积膨胀。但由于受到还 没进行转变的心部的阻碍，使表层产生压应力，而心部则为拉应力，应力足够大时，即会引 起变形。当心部冷至Ms点时，也要进行马氏体转变，并体积膨胀，但由于受到已经转变的 塑性低、强度高的表层的牵制，因此其最后的残余应力将呈表面受拉，心部受压。由此可 见，相变应力的变化情况及最后状态，恰巧与热应力相反。而且由于相变应力产生于塑性较低的

28、低温下，此时变形困难，所以相变应力更易于导致工件的开裂。 影响相变应力大小的因素很多，钢在马氏体转变温度范围的冷却速度越快、钢件的尺寸越大、钢的导热性越差、马氏体的比体积越大，其相变应力就越大。另外，相变应力还与钢的成分、钢的淬透性有关，例如，高碳髙合金钢由于含碳量高而增大马氏体的比体积，这本应增加钢的相变应力，但随着含碳量升高而使Ms点下降，又使淬火后存在着大量残余奥氏体，其体积膨胀量减小，残余应力就低。2、 淬火时工件的变形 淬火时，工件发生的变形主要有两类：一类是工件几何形状的变化，它表现为尺寸及外形的变化，常称为翘曲变形，是淬火应力所引起的；另一类是体积变形，它表现为工件体积按比例胀大

29、或缩小，是相变时的比体积变化所引起的。 翘曲变形又包括形状变形和扭曲变形。扭曲变形主要是加热时工件在炉内放置不当，或者淬火前经变形校正后没有定型处理，或者是由于工件冷却时工件各部位冷却不均匀所造成的。这种变形可以针对具体情况分析解决。下面主要讨论体积变形和形状变形。(1) 淬火变形的原因及其变化规律组织转变引起的体积变形 工件在淬火前的组织状态一般为珠光体型，即铁素体和渗碳体的混合组织，而淬火后为马氏体型组织。这些组织的比体积不同，将引起淬火前后体积变化，从而产生变形。但这种变形只按比例使工件胀缩，因而不改变工件形状。 另外，热处理后组织中的马氏体量越多，或者马氏体中含碳量越高，则其体积膨胀就

30、越多，而如残余奥氏体量越多，则体积膨胀就越少。因此热处理时可以通过控制马氏体和残余 輿氏体的相对含量来控制其体积变化，如控制得当，可使其体积旣不膨胀，也不缩小。热应力引起的形状变形 热应力引起的变形发生在钢件屈脤强度较低、塑性较高、 而表面冷却快、工件内外温差最大的髙温区。此时瞬时热应力为表面张应力和心部压应力， 由于这时心部温度高，屈服强度比表面低得多，因此表现为在多向压应力作用下的变形，即立方体向呈球形方向变化。其结果是尺寸较大的一方缩小，而尺寸较小的一方则胀大。例如长圆柱体长度方向缩短，直径方向胀大。组织应力引起的形状变形 组织应力引起的变形也产生在早期组织应力最大的时刻。此时截面温差较

31、大，心部温度较髙，仍处于奥氏体状态，塑性较好，屈服强度较低。瞬时组织应力是表面压应力和心部拉应力。因此变形表现为心部在多向拉应力作用下的拉长，其结果是在组织应力作用下，工件中尺寸较大的一方伸长，而尺寸较小的一方缩短。例如长圆柱体组织应力引起的变形是长度伸长，直径缩小。表5.3为各种典型钢件的淬火变形规律。（2） 影响淬火变形的因素影响悴火变形的因素主要为钢的化学成分、原始组织、零件的几何形状及热处理工艺等。3、 淬火裂纹 零件产生裂纹主要发生在淬火冷却的后期，即马氏体相变基本结束或完全冷却后，因零件中存在的拉应力超过钢的断裂强度而引起脆性破坏。裂纹通常垂直于最大拉伸变形方向， 因此零件产生不同

32、形式的裂纹主要取决于所受的应力分布状态。 常见的淬火裂纹的类型：纵向（轴向）裂纹主要在切向的拉伸应力超过该材料的断裂强度时产生；当在零件内表面形成的大的轴向拉应力超过材料断裂强度时形成横向裂纹 ；网状裂纹是在表面二向拉伸应力作用下形成的；剥离裂纹产生在很薄的淬硬层内，当应力发生急剧改变并在径向作用着过大拉应力时将可能产生这种裂纹。纵向裂纹 纵向裂纹又称轴向裂纹，如图5.9所示。裂纹产生于零件表层附近最大拉应力处，并裂向心部有一定深度，裂纹走向一般平行轴向，但零件存在应力集中时或存在内部组织缺陷时 也可改变走向。 工件完全淬透后，容易产生纵向裂纹，这与淬透工件表层存在较大切向拉应力有关，并随钢的

33、含碳量提髙，形成纵向裂纹的倾向增大。低碳钢因马氏体比体积小，而且热应力作用强，表面存在着很大的残余压应力，故不易淬裂，随着含碳量提高，表层压应力减小，组织应力作用增强，同时拉应力峰值移向表面层，因此，高碳钢在过热情况下易形成纵向淬裂。 零件尺寸直接影响残余应力大小及分布，其淬裂倾向也不同。在危险截面尺寸范围内淬火也很容易形成纵向裂纹。此外，钢的原材料块陷也往往造成纵向裂纹。由于大多数钢件是 由轧制成材的，钢中非金屑夹杂物、碳化物等沿着变形方向分布，致使钢材各向异性。如工具钢存在带状组织，淬火后其横向的断裂强度比纵向小3050外，如果钢中存在非金屑夹杂物等导致应力集中的因索，即使在切向应力比轴向

34、应力小的情况下也容易形成纵向裂纹。为此，严格控制钢中非金属夹杂物、礙化糖级别是防止淬火裂纹的重要因素。(2)横向裂纹和弧形裂纹 横向裂纹和弧形裂纹的内应力分布特征是：表面受压应力，离开表面一定的距离后，压应力变为很大的拉应力，裂纹产生在拉应力的蜂值区域内，然后当内应力重新分布或钢的脆性进一步增加时才蔓延到零件表面。 横向裂纹常发生在大型的轴类零件上，如轧辊，汽轮机转子或其他轴类零件。其裂纹特点是垂直于轴线方向，由内往外断裂，往往在未淬透情况下形成，属于热应力所引起。大锻件往往存在着气孔、夹杂物、锻造裂缝和白点等冶金缺陷，这些缺陷作为断裂的起点，在轴向拉应力作用下断裂。弧形裂缝诅是由热应力引起的

35、，通常在零件形状突变的部位以弧形分布。主要产生于工件内部或尖锐棱角、凹槽及孔洞附近，呈弧形分布，如图5.10所示，当直径或厚度为80100mm以上的高碳钢制件淬火没有淬透时，表面呈压应力，心部呈拉应力，在淬硬层至非淬硬层的过渡区，出现最大拉应力，弧形裂纹就发生在这些区域。另外在 尖锐棱角处的冷却速度快，全部淬透，在向平缓部位过渡时，也就是向未淬硬区过渡，此处出现最大拉应力区，因而容易产生弧形裂纹。工件的销孔、凹槽或中心孔附近的冷却速度较慢，相应的淬硬层较薄，在淬硬过渡区附近拉应力也易引起弧形裂纹。 网状裂纹 网状裂纹又称表面龟裂，是一种表面裂纹，如图5.11所示。裂纹的深度较浅，一般在 0.0

36、11.5mm左右。这种裂纹的主要特征是：裂纹具有的任意方向与零件的外形无关。许 多裂纹相互连接构成网状，且分布较广。当裂纹深度较大时，如达到1mm以上，网状特征消失，变成任意取向或纵向分布的裂纹。网状裂纹与表面受两向拉应力状态有关。 表面具有脱碳层的髙碳或渗碳钢零件，淬火时容易形成网状裂纹。这是由于表层比内层的马氏体含碳低，比体积小，淬火时使联碳的表层受到拉应力作用。在机械加工中未完全除 去脱磷层的零件在高頻或火焰表面淬火时也会形成网状裂纹，为避免此类裂纹应严格控制零 件表面质量，热处理时应尽量防止氧化雎接现象。另外，锻模使用一定时间后，型腔中出现 的成条排列或网状的热疲劳龟裂以及淬火零件在磨

37、削过程中的裂纹均属于这种形式。 (4)剥离裂纹 剥离裂纹产生在表层很窄的区域内，其轴向和切向作用着压应力，径向为拉应力状态， 裂纹平行于零件表面，图5.12为剥离裂纹的应力状态示意图，表面淬火和渗碳零件冷却后发生硬化层的剥落均属于此类裂纹。它的产生与硬化层内组织不均匀有关，例如合金渗碳钢以一定速度冷却后，其渗碳层内的组织为：外层极细珠光体碳化物，次层为马氏体残余奥氏体，内层为细珠光体或极细珠光体组织。由于次层马氏 体的形成比体积最大，体积膨胀的结果使表层的轴向、切向作用着压应力,径向为拉应力，并向内部发生应力突变，过渡为压应力状态，剥离裂纹产生在应力急剧过渡的极薄区域内。一般情况下，裂纹潜伏在

38、平行于表面的内部，严重时造成表面剥落。若加快或减馒渗碳件的冷速，使渗碳层内获得均匀一致的马氏体组织或极细珠光体组织，可防止这类裂纹的产生。此外，髙频或火焰表面淬火时，常因表面过热，沿硬化层的组织不均匀性也容易形成这类表面裂纹。 (5)显微裂纹 显微裂纹与前述四种裂纹不同，它是由显微应力造成的。高碳工具钢或渗碳工件淬火过热再经磨削后出现的沿晶裂纹，以及淬火零件不及时回火引起的裂纹都与钢中存在显微裂纹并随之扩张有关。显微裂纹须在显微镜下检查，其通常在原奥氏体晶界处或马氏体片的交界处产生，有的裂纹穿过马氏体片。研究表明，显微裂纹多见于片状孪晶马氏体中，原因是片状马氏体在髙 速长大时相互撞击产生很高的

39、应力，而孪晶马氏体本身性脆，不能产生塑性变形使应力松弛，因而易产生显微裂纹。奥氏体晶粒粗大，产生显微裂纹的敏感性增大，钢中存在显微裂纹会显著降低淬火零件的强度和塑性，从而导致零件早期破坏（断裂。避免高碳钢零件的显微裂纹，可采取较低的淬火加热温度、获得细小马氏体组织，并降低马氏体中含碳量等措施。此外，淬火后及时回火是减少内应力的有效方法。试验证明，经 200以上充分回火，在显傲裂纹处析出的碳化物有“焊合”裂纹作用，这可显著降低显微裂纹的危害。 以上为依照裂纹分布形态讨论裂纹成因和防止办法。实际生产中因钢材质量、零件形状以及冷热加工工艺等因索影响，使裂纹的分布不尽相同。有时热处理前已存在裂纹，在淬

40、火过程中裂纹进一步扩大；有时也可能同一零件几种形式的裂纹同时出现。对此种种情况则应根据裂纹的形态特征、断口的宏观分析、金相检査，在必要时配合化学分析等方法,从材料质量、组织结构到产生热处理应力的原因来综合分析,寻找产生裂纹的主要原因，然后确定有效的防止措施。 裂纹的断口分析是分析产生裂纹原因的重要方法。任何断口都有一个发生裂纹的起点。淬火裂纹通常以放射状裂痕的收敛点为裂纹的起点。若裂纹的起点存在于枣件表面,说明裂纹是在表面承受过大拉应力造成的。倘若表面不存在夹杂物等组织缺陷，而有严重刀痕、氧化皮、钢件的尖角或结构突变部位等应力集中因素，均可促使裂纹的产生。 如若裂纹的起点在零件内部，则与材料的

41、缺陷或内部残余拉应力过大有关。正常淬火的 断口呈灰色细瓷状，如果断口呈深灰色粗糙的状态，则是过热或原始组织粗大造成的。一般地讲，淬火裂纹的玻断面上应无氧化颜色，裂纹四周也没有脱碳现象。假如裂纹四 周有脱碳现象或裂纹的断面上有氧化顔色，则表明零件在未淬火前已存在裂纹，在热处理应力影响下使原裂纹扩大。如若在零件裂纹附近看到偏析分布的碳化物、夹杂物，说明裂纹与原材料的碳化物严重偏析或存在夹杂物有关。若裂纹仅出现在零件的尖角或 形状突变部位而又没有上述现象，说明裂纹是因零件结构设计不合理或防止裂纹的措施不当，由过大的热处理应力造成的。 另外，化学热处理和表面淬火零件的裂纹大多呈现在硬化层附近，改善硬化

42、层组织、降低热处理应力是避免表面裂纹的重要途径。11、 钢的回火（1） 回火的定义与目的钢件在淬火状态下有以下三个主要特征。组织特征 根据钢件尺寸、加热温度、时间、转变特征及利用的冷却方式，钢件淬火后的组织主要由马氏体或马氏体残余奧氏体组成，此外，还可能存在一些未溶碳化物。马氏体和残余奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，它们都有向铁衆体加渗碳体的稳定状态转化的趋势。硬度特征 由碳原子引起的点阵畸变通过硬度表示出来，它随过饱和度（即含碳量)的增加而增加。淬火组织硬度、强度高，塑性、韧性低。应力特征 包括微观应力和宏现应力，前者与碳原子引起的点阵畸变有关，尤其是与髙碳马氏体达到最大值有关，说明淬火时马

43、氏体处于紧张受力状态之中；后者是由于淬火时横截面上形成的温差而产生的，工件表面或心部所处的应力状态是不同的，有拉应力或压应力，在工件内部保持平衡。如不及时消除淬火钢件的内应力，会引起零件的进一步变形乃至开裂。 综上所述，淬火工件虽有髙硬度与髙强度，但跪性大，组织不稳定，且存在较大的淬火内应力，因此必须经过回火处理才能使用。一般来说，回火工艺是钢件淬火后必不可少的后续工艺，它也是热处理过程的最后一道工序，它賦予工件最后所需要的性能。 回火是将淬火钢加热到Ac1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。它的主要目的为：合理地调整钢的硬度和强度，提高钢的韧性，使工件满足使用要求；稳定

44、组织，使工件在长期使用过程中不发生组织转变，从而稳定工件的形状与尺寸；降低或消除工件的淬火内应力，以减少工件的变形，并防止开裂。（2） 淬火钢回火时的组织转变 淬火钢件回火时，按回火温度的髙低和组织转变的特征，可将钢的回火过程分为以下5 个阶段。（1） 马氏体中碳原子的偏聚 马氏体是C在-Fe中的过饱和间隙固溶体.C原子分布在体心立方的扁八面体间隙之中，造成了很大的弹性畸变，因此升高了马氏体的能量，使之处于不稳定的状态。 在100以下回火时，C、N等间隙原子只能短距离扩散迁移，在晶体内部重新分布形成偏聚状态，以降低弹性应变能。对于板条马氏体，因有大量位错，C原子便偏聚于位错线附近，所以淬火钢在

45、室温附近放置时，碳原子向位错线附近偏聚。对于片状马氏体，C原子则偏聚在一定晶面上，形成薄片状偏聚区。这些偏聚区的含碳量高于马氏体的平均含碳量， 为碳化物的析出创造了条件。(2)马氏体的分解 当回火温度超过80时，马氏体将发生分解，马氏体中的碳浓度逐渐降低，晶格常数c减小，a增大，正方度c/a减小。马氏体的分解一直延续到350以上，在高合金钢中甚至可以延续到600。 不同含碳量的马氏体的碳浓度随回火温度的变化规律。随着回火温度的升高，马氏体中含碳量不断降低。高碳钢的碳浓度随回火温度升髙降低很快，含碳量较低的钢中碳浓度降低较缓。 马氏体的碳浓度与回火时间的关系：回火时间对马氏体中含碳量的影响较小，

46、马氏体的碳浓度在回火初期下降很快，随后趋于平缓。回火温度越高，回火初期碳浓度下降越多。 片状马氏体在100250回火时，固溶于马氏体中的过饱和碳原子脱溶，沿着马氏体的一定晶面沉淀析出-FexC的碳化物(x23),其晶格结构为密排六方晶格，与母相之间有共格关系，并保持一定的晶体学位向关系。 含碳量低于0.2的板条马氏体，在淬火冷却时已经发生自回火，绝大部分碳原子都偏聚到位错线附近，所以在200以下回火时没有-碳化物析出。 高碳钢在350以下回火时，马氏体分解后形成的相和弥散的-碳化物组成的复相组织称为回火马氏体。回火马氏体中的相仍保持针状形态，由于它是两相组成的，较淬火马氏体容易腐蚀，故在金相显

47、微镜下呈黑色针状组织，与下贝氏体很相似。（3） 残余奥氏体的转变 淬火的中、髙碳钢，组织中总含有少量残余奥氏体，在230300温度区间回火时，残余奥氏体将发生分解，分解时遵循与过冷奥氏体分解相同的规律，转变产物为相与碳化物，其中。相的含碳量与同温下的回火马氏体是一致的，因此统称为回火马氏体。碳化物的粒子有所长大，但仍是很细很薄的片，并与母体保持着共格关系。残余奥氏体在更高温度(如600左右）恒温分解产物应是珠光体，而在这两个温度之间也有一奥氏体分解的稳定 区，回火过程未能完全分解的残余奧氏体在随后的冷却过程中有可能再一次转变为马氏体，这就是二次淬火现象。这对髙碳钢尤其是高合金钢的热处理工艺有很

48、大的实际意义，生产实践中往往利用这一原理来进一步提高钢的硬度。合金元索对残余奥氏体分解的影响和对过冷奥氏体的影响基本相同。(4） 碳化物的转变 在250400温度区间回火时，马氏体内过饱和的碳原子几乎全部脱溶，相的含碳量几乎已达到平衡含碳量（0.001-0.02)，在低温下析出的碳化物（FexC）将转变为粒状碳化物化(Fe3C)，相在降低含碳量的同时，点阵晶格畸变开始消失。嵌镶块遂渐长大，变成多边形晶粒，也就是铁素体的恢复。这种由针状相和与其无共格联系的细小顆粒与片状碳化物组成的机械混合物一般称为回火屈氏体。其组织特征是铁素体基体内分布着极细小的粒状碳化物。（5） 渗碳体的聚集长大和相回复、再

49、结晶 回火温度高于400后，析出的渗碳体开始聚集球化与粗化，这一过程是逋过小顆粒溶解，大颗粒沉积长大的机制进行的。在400以上回火时，相已开始明显回复，即铁素体中的位错密度降低，剩下的位错通过重排、多边化形成位错网络、将铁素体晶粒分割成许多亚晶粒，但仍保持马氏体的外形。回火温度高于600时，相开始再结晶，通过界面移动逐渐长大成等轴状晶粒，这时粒状渗碳体均勻分布在铁素体内，同时，马氏体的针状形态消失。这种等轴状铁素体和细颗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。 综上所述，碳钢或低合金钢的回火分为5个阶段，并主要得到：回火马氏体组织、回火屈氏体组织和回火索氏体组织。由于回火的各阶段受扩散因素所控制

50、，因此其转变取决于回火温度和时间，其中温度是最主要的因素。合金元素对回火转变有很大影响，一般都起阻碍作用，使回火转变的各阶段温度向高温推移。（3） 淬火钢回火时力学性能的变化 淬火钢回火时，由于组织发生了变化，故其力学性能也发生了相应的变化。(1) 硬度 淬火钢回火时硬度的变化规律。总的变化趋势是随着回火温度升高，钢的硬度连续下降。但含碳量大于的高碳钢在100左右回火时，硬度反而略有升高,这是由于马氏体中碳原子的偏聚及-碳化物析出引起弥散硬化造成的。在200300回火时，硬度下降平缓。这是由于一方面马氏体分解，使硬度降低，另一方面残余奥氏体转变为下贝氏体或回火马氏体，使硬度升高，二者综合影响的

51、结果。回火温度超过300以后，由于-碳化物转变为渗碳体，共格关系被破坏，以及渗碳体聚集长大，使钢的硬度呈直线下降。 钢中合金元素能在不同程度上减小回火过程中硬度下降的趋势，提高回火稳定性。强碳化物形成元素还可在髙温回火时析出弥散的特殊碳化物，使钢的硬度显著升高，造成二次硬化。（2） 强度和韧性 随着回火温度的提高，一般来说，钢的强度指标屈服点（ s ）、抗拉强度（ b ）不断下降，而塑性指标伸长率（）、断面收缩率（ ）不断上升。在350左右回火时，钢的弹性极限达到极大值，在400以上回火时，钢的伸长率（）、断面收缩率（）上升最显著。45钢淬火后的强度并不高，且塑性很差。如在200300回火得到

52、回火马氏体，且由于内应力消除，使其强度达到极大值；在350500回火，组织为回火屈氏体，弹性极隈最高，韧性也较好！ 在450600回火，得到的组织为回火索氏体，具有良好的综合力学性能，即较高的强度 与良好的塑性、韧性相配合。（4） 二次硬化 铁碳合金在一次或多次回火后提髙了硬度的现象称为二次硬化，这种硬化现象是由于特殊碳化物的离位析出和（或）残余奥氏体转变为马氏体或贝氏体所致。某些髙合金钢（如髙速钢、高辂模具钢等尤为突出，它们在一定温度回火后，工件硬度不仅不降低，反而比其淬火态要髙得多。产生二次硬化的原因有以下两个方面。（1） 马氏体转变过程中的弥散强化作用 钢中含有强烈碳化物形成元素如Cr、

53、Mo、W、V、Ti、Nb等，富集于渗碳体中。当回火温度较高时400以上，这些强烈碳化物形成元索在渗碳体中富集到超过其饱和浓度后，便发生由渗碳体转变为特殊碳化物的过程。这些特珠碳化物比渗碳体更为坚硬，而且它形成时,以高度弥散的粒子析出于基体中,不易聚集长大,引起相固溶碳量增大并钉扎位 错阻碍运动，起着弥散强化作用。（2） 残余奥氏体转变成回火马氏体或下贝氏体 这类钢中的残余奥氏体在回火加热、保温过程中不发生分解，而在随后的回火冷却过程中转变为马氏体或下贝氏体，这种现象称为二次淬火。二次淬火也是二次硬化的原因之一,但它与析出特殊碳化物的弥散强化相比，其作用较小,只有当淬火钢中残余奥氏体量很高时,其

54、作用才较显著。（5） 回火脆性 一般情况下，随着回火温度的提髙，总的趋势是钢的强度、硬度降低，而塑性、韧性增高。但在许多钢（主要是结构钢）中发现，回火温度升高时，钢的冲击韧性并非连续提髙，而是在某些温度区间回火时，冲击韧性反而显著下降，这种脆化现象称为钢的回火脆性。(1) 第一类回火脆性 淬火钢在250400范围回火出现冲击韧性显著降低的现象，称为第一类回火脆性，也称低温回火脆性。几乎所有工业用钢都在一定程度上具有这类回火脆性，而且脆性的出现与回火时冷却速度的快慢无关。 产生低温回火脆性的原因尚未十分淸楚，一般认为与马氏体分解时渗碳体的初期形核有关，并且认为是由于具有某种临界尺寸的薄膜状碳化物

55、在马氏体晶界和亚晶界上形成的结果。也有人认为，脆性的出现与S、P、Sb、As等微量元素在晶界、相界或亚晶界的偏聚有关。此外，残余奥氏体分解时沿晶界、亚晶界或其他界面析出脆性的碳化物，以及韧性的残余奥氏体的消失，也是导致脆性的重要原因。这类回火脆性产生以后无法消除，故又称为不可逆回火脆性。 为了避免低温回火脆性，一般应不在脆化温度范围（特别是韧性最低值所对应的温度)回火，或改用等温淬火工艺，或加入从Mo、W等合金元素减轻第一类回火脆性。(2)第二类回火脆性 淬火钢在450650范围回火后缓冷出现冲击韧性显著降低的现象，称为第二类回火脆性，也称髙温回火脆性。将这类已产生回火脆性的钢重新加热到650

56、以上回火，然后快速冷却，则脆性消失,若再次于脆化温度区间回火,然后缓冷,则脆性又重新出现，故又称之为可逆回火脆性。这类脆性的产生与否和钢的化学成分、回火温度、回火时间以及回火后的冷却速度有密切关系。第二类回火脆性主要在合金结构钢中出现,碳素钢一般不出现这类回火脆性。 第二类回火脆性的产生机制至今尚未彻底摘清楚，近年来的研究指出，是由于回火时Sb、Sn、As、P等微量杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物形式析出所致，钢中的Cr、Mn、Ni等合金元素不但能促进上述杂质元素向晶界偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进一步降低晶界的强度，增大脆性傾向。（6） 回火稳定性 淬火钢在回火时抵抗硬度下降的能力称回

57、火稳定性。由于合金元索对淬火钢在回火时的组织转变起阻碍或延缓作用，可推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变，提髙铁素体的再结晶温度，使碳化物不易聚集长大，而保持较大的弥散度。因此合金钢的回火稳定性较碳钢为 好。具有较高回火稳定性的钢可采用较髙的回火温度，淬火应力消除得更彻底一些，其回火后的综合力学性能也能好一些。（七）时效现象 把有浓度变化的固溶体单相合金（如铁素体）加热到某一高温后迅速冷却，便可得到过饱和的面溶体，它与淬火所不同的是在这一冷却中并不产生相变。这种把合金加热到溶解度 线以上保温后迅速冷却而得到单相过饱和固溶体的处理称为面溶处理。固溶处理后的组织处于亚稳定状态，在一定条件下将发生分解，析出第二相质点，同时使固溶体贫化，这一过程就是时效过程，时效可在室温下进行（称为自然时效、也可加热以加速时效过程称为人工时效。 时效对金属材料性能