改变材料性能的主要途径

1、第三章 改变材料性能的主要途径第一节金属的塑性变形对材料性能的影响1本章基本要求1理解重要的术语和基本概念：形变强化、滑移、滑移系、临界分切应力、孪生、纤维组织、形变织构、回复、再结晶、晶粒度、起始晶粒度、实际晶粒度、加工硬化、形变强化、热变形、冷变形、固溶强化、过冷度、变质处理、弥散强化、细晶强化、过冷奥氏体、残余奥氏体、索氏体、屈氏体、上贝氏体、下贝氏体、淬火马氏体、回火马氏体、板条状马氏体、针状马氏体、隐晶马氏体、退火、正火、淬火、回火、淬透性、淬硬性、淬透层深度、临界淬透直径等。 2掌握工程材料的基本强化理论和工艺方法。 3能描述碳钢在加热、冷却以及回火过程的组织转变。 了解碳钢显微组

2、织变化对其力学性能的影响规律。 4对碳钢的普通热处理能制订工艺参数。21单晶体的塑性变形单晶体塑性变形的基本形式有以下两种：。滑移变形：即在一定的切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面（称滑移面，是晶体中原子密度最大的晶面）上的一定的晶向（称滑移方向，是晶体中原子密度排列最大的晶向）发生滑移。原子从一个平衡位置移到另一个平衡位置，应力去除后，原子不能恢复原状，它不破坏晶体中的原子排列规则性和改变晶体晶格类型，其移动距离是原子距离的整倍数，晶体呈现新的平衡状态，滑移变形是金属中最主要的一种塑性变形方式。孪生变形：即在切应力作用下，晶体的一部分相对另一部分沿一定的晶面（称孪生面）和一

3、定的晶向（称孪生方向）产生切变。孪生面两侧的晶体形成镜面对称，发生孪生部分称孪生带。孪生带中相邻原子面的相对位移为原子距离的分倍数。孪生变形所需的切应力比滑移变形大得多，变形量小，速度快（音速），孪生变形常发生在受冲击载荷或低温和复杂晶格（密排六方晶格）的晶体中。3单晶体塑性变形的基本形式4滑移变形示意5滑移变形位错的运动6滑移变形与位错上述视频和图解表明，滑移变形并不是滑移面两侧晶体的整体移动的刚性滑移，而是通过晶内的位错运动来实现的。当一个位错移动到晶体表面时，就产生一个位移量。滑移变形是位错在切应力作用下运动的结果。晶体在外力作用下的滑移，并不是整个滑移面上全部原子同时移动，而只是在位错

4、中心周围的少数原子作微量的位错运动即可实现，因此，所需的切应力要比刚性滑移小得多。如果晶体内位错很少或无位错，则要产生一定量的塑性变形，所需的切应力就很大，表现出材料的强度很高。随着位错的增加，则变形就比较容易，即材料的强度降低。7位错密度与强度关系一般金属晶体中的位错密度在106108cm/cm3之间。当o时，切应力与位错密度的平方根成正比，即 式中：0为0时的切应力；常数。8位错增殖在滑移变形过程中造成位错数量增多的现象称为位错增殖。一般金属材料晶体内部总有一定数量的位错存在，因此金属材料在一定外力作用下，总会发生塑性变形，随着塑性变形量的增加，位错数量不仅不会减少，相反促使位错数量增加（

5、即位错增殖）。位错增殖使得金属变形能继续进行，随着位错的进一步增殖，则材料强度、硬度上升，而塑性迅速下降，使得变形抗力明显增大。9滑移系金属材料的塑性变形主要是滑移变形，滑移是沿着晶格中原子密度最大的滑移面和滑移方向进行的。 不同的晶格类型的晶体，滑移面与滑移方向的数目是不同的，常将一个滑移面和其上的一个滑移方向合称为一个滑移系。滑移系多的晶体则容易变形，呈现较好的塑性。10三种常见金属晶体结构的滑移系11多晶体的塑性变形（1）多晶体的塑性变形是每个晶粒变形的总和 在变形过程中并不是所有晶粒同时变形，而是逐步进行的。由于与外力作用方向成45o的切应力分力最大，故多晶体的变形首先从滑移面与滑移方

6、向与外力成45o的晶粒开始，这种晶粒称为软位向晶粒。在变形的同时，晶格方位略向外力作用的方向转动，接着滑移面方位略大于或小于45o的次软位向晶粒变形，并同样发生转动。12多晶体塑性变形13多晶体塑性变形14（2）多晶体金属的晶界是位错运动的壁垒 即竹节状现象。晶界处原子排列不规则，并存在一定的应力场，还有杂质原子的偏聚，晶界两侧的晶格方位不同，所以位错通过晶界的阻力要比晶内运动时大得多。15塑性变形对金属组织及性能的影响冷变形纤维组织 随着变形的进行，晶粒外形沿作用力的方向被拉长，且发生晶格歪斜。由于大量位错堆积和缠结，在晶粒内部会产生亚晶粒或形成碎晶，使得位错运动阻力增大。当变形量很大时，晶

7、粒变成细条状，金属中的夹杂物也被拉长，称为冷变形纤维组织。这种纤维组织的性能呈现各向异性，材料内部产生残余应力。16塑性变形对金属组织及性能的影响晶粒胞状化，加工硬化经过塑性变形，金属位错密度急剧增加，大量在不同滑移面上运动的位错由于遇到各种阻碍，或者由于位错彼此作用，产生位错缠结，一种是位错“钉扎”，一种是位错“缠绕”。随着变形增加，大量位错形成了胞状亚结构，胞壁由高密度位错构成，即亚晶界。变形量增加，亚晶粒细化。晶粒亚结构细化以及位错密度的增加，使金属塑性变形抗力增加，塑性韧性下降，产生加工硬化。17塑性变形对金属组织及性能的影响变形织构由于每个晶粒变形过程中，晶格方位会沿外力方向转动，当

8、变形量达到7090，每个晶粒位向趋于大致一致，这种在晶体中某一晶面的取向基本相同的现象称为变形织构，也称“择优取向”。变形织构也使金属材料具有各向异性，在大多数情况下对金属材料的性能是不利的。只有在少数情况下，如为了提高变压器的矽（硅）钢片某一方向的磁导率，在生产上才有意识地形成变形织构，可提高变压器的磁导率。18加工硬化金属经塑性变形后，晶粒变长，晶格歪斜，由于亚结构的形成而呈现碎晶，并产生残余内应力，使得金属继续变形困难，这一现象称为加工硬化 。即加工硬化后，材料强度、硬度上升，塑性、韧性下降。一般金属的加工硬化随变形的增大而增大。金属的加工硬化不仅使金属的力学性能发生明显变化，还使金属的

9、物理及化学性能也发生明显的改变，并使电阻增大，耐蚀性降低等。19二.塑性变形金属的再结晶再结晶过程：金属冷塑性变形使金属内部产生碎晶，晶格畸变，位错密度增加，使得这种组织处于不稳定状态，本身有着向恢复稳定的趋势，随着温度的上升，其原子活动能量提高，最终产生再结晶，即呈现出新的平衡状态。随着加热温度的提高，变形后的金属将相继发生回复、再结晶和晶粒长大过程。20塑性变形后的再结晶过程21（1）回复 金属加热到（0.250.3）T熔时，晶粒内部位错、空位、间隙原子等缺陷通过迁移、复合消失而大大减少，而晶粒仍保持变形后的形态，金属内部的显微组织不发生明显的变化。这一过程使得缺陷减少，晶格畸变降低，滑移

10、面上的弹性弯曲现象消失，内应力、电阻率明显降低，应力腐蚀现象基本消失。强度、硬度略有降低，而塑性、韧性略有提高。工业上常利用回复过程对变形金属进行去应力退火，以降低残余内应力，保持加工硬化效果。22（2）再结晶 当金属继续加热到（0.350.4）T熔时，原子扩散能力增大，在位错密度较高的晶界上，一些未变形的亚晶粒和回复时形成的多边化亚晶粒转变成再结晶晶粒，并进一步长大。此时被拉长的晶粒和碎晶转变为均匀细小的等轴晶粒，但晶格类型不变，这一过程称为再结晶。性能和组织发生急剧变化，即强度、硬度下降，而塑性、韧性明显上升，内应力基本消失。金属的性能基本上恢复到变形前的性能，即加工硬化消失。再结晶的特点

11、：没有一个固定的温度，随着温度和时间的延长，再结晶不断进行，开始的再结晶温度称为最低再结晶温度(T再)，即：T再(0.350.4)T熔(K) 23再结晶温度范围再结晶是在一个温度范围内进行的,并随预变形度的增大而降低,当变形度增大到一定数值时,再结晶温度趋于一个极限温度。再结晶退火：把冷塑性变形后金属加热到再结晶温度以上，使其发生再结晶现象，从而消除加工硬化，提高塑性，这种热处理称为再结晶退火。再结晶退火温度要比再结晶温度高100200。24（3）晶粒长大 冷变形金属在再结晶刚完成时，一般可得到细小的等轴晶粒组织。如果继续提高加热温度和保温时间，则晶粒会进一步长大，最后得到粗大晶粒的组织，使得

12、金属的强度、硬度、塑性、韧性等力学性能都显著降低。晶粒长大，实质上是一个晶界位移的过程。当金属变形较大，产生织构，含有较多的杂质时，晶界的迁移将受到阻碍，因而只会有少数处于优越条件的晶粒（例如：尺寸较大，取向有利等）优先长大，并迅速合并周围大量小晶粒，最后获得异常粗大晶粒的组织。这种不均匀的长大过程类似于再结晶的生核（较大稳定亚晶粒生成）和长大（吞并周围的小亚晶粒）的过程，所以称为二次再结晶。它将显著降低金属的力学性能。252再结晶后的晶粒度影响再结晶退火后晶粒度的主要因素：再结晶退火温度预先冷变形度261）加热温度加工硬化金属刚完成再结晶转变时，晶粒细小，具有较好的力学性能。随着再结晶时的加

13、热温度升高，原子扩散能力强，则晶界愈易迁移，则得到的晶粒度就愈大。此外，加热温度一定时，而保温时间延长，同样也会使晶粒长大。27(2)预先变形变形度很小时，再结晶退火后，因不足以引起再结晶，晶粒大小基本不变。变形度在210时，因变形不均匀，再结晶时容易发生吞并而呈现晶粒特别粗大，这一范围的预先变形度称为临界变形度。生产中应尽可能避开在临界变形度范围内变形。各种金属的临界变形度一般在210之间，如纯铁约为210、钢约为10、铜约为、铝约为2。当超过临界变形度范围变形时，晶粒大小随预先变形度增大而减少。但超过90时，可能产生变形结构而使晶粒变大。2829三.金属的热变形主要用来加工强度较高和尺寸大

14、而无法进行冷变形的金属材料。金属随温度的上升，而强度、硬度降低，塑性、韧性提高。因此金属变形抗力小，塑性大，而且不会产生加工硬化现象，可以进行大量的加工变形。30热变形金属的组织和性能变化可使铸态金属中的气孔、缩松等缺陷被压合，提高金属致密度、性能。破碎粗大树枝晶、大晶块和碳化物，并通过再结晶获得等轴细晶粒，提高力学性能。变形拉长金属中的杂质、晶粒，而拉长的晶粒再结晶后恢复为等轴细晶，而杂质仍为条状，使金属呈现纤维形态，称为热变形纤维组织。由于纤维组织的出现，使得金属材料具有方向性。一般垂直于纤维方向具有较高的弯曲强度、抗剪强度，而平行纤维方向具有较好的抗拉强度和塑性。热变形后的金属并没有提高

15、其强度和硬度，只是使金属具有明显的方向性。所以只有当零件某种载荷的方向与纤维方向一致时，才显示出提高材料的性能。3132热变形纤维组织的应用热轧：是生产各种型材的主要方法，通常在再结晶温度以上进行，热轧后型材沿轴线形成热变形纤维组织。锻造：通过选用型材作为坯料，一般也是在再结晶温度以上进行。锻造一方面可以获得所需零件的毛坯形状，另一方面可使坯料的纤维方向重新分布。在设计零件时，应尽可能使纤维组织沿零件的轮廓线分布而不被切断，最大正应力与纤维方向平行，最大切应力与纤维方向垂直，从而达到较高的力学性能。33热塑性纤维组织的应用34热变形组织的利用35四.形变强化的应用金属材料经冷塑性变形后，提高强

16、度和硬度的方法，称为形变强化。是室温时呈单相组织，加热时又不发生相变的金属和合金的主要强化方法；也是以单相固溶体为主要组成物，包含少量第二相的合金的重要强化方法。形变强化主要用于不能采用热处理强化或强化效果不显著的，室温时又具有良好的塑性，并能进行适当程度的冷塑性变形的金属和合金。常用的形变强化方法有冷挤、拉、轧、镦、压、滚压和喷丸等。挤、拉、轧用于原材料生产；冷镦用于标准件的生产；冷压、滚压和喷丸用于零件表面强化，提零件表面硬度、疲劳强度和表面质量。形变强化在生产上已得到了广泛地应用，如各类钢丝、铝丝、铁丝和小直径弹簧钢丝等；薄钢板的冷轧；冷镦螺栓；大弹簧和大齿轮表面的喷丸处理；滑动摩擦轴颈

17、的滚压；精密锻件的精压等。形变强化时，材料的截面尺寸不宜过大，否则表面变形不均匀，不能达到预期的强化效果。塑性差、形状复杂的零件也不能进行形变强化处理。36第三章 改变材料性能的主要途径第二节金属的晶粒度对材料性能的影响37金属晶粒度与材料性能的关系晶粒粗细决定了晶界面积的大小。晶粒细小，金属材料总晶界面积增加。晶粒愈细，晶界愈多，位错运动困难，则金属材料的强度和硬度显著提高。当晶粒细小时，同一位向的晶粒数目增加，在外力作用下，变形的晶粒也多，可使应力分散，变形均匀，并使得金属具有较好的塑性和韧性，所以晶粒细化不仅是提高金属强度、硬度，而又是提高塑性和韧性的重要途径。38影响晶粒度的因素过冷度

18、液态金属结晶过程晶粒大小与生核率N（单位时间内，单位体积中所产生的晶核数）及生长率G（单位时间内晶粒长大速度）有关。在一定过冷度范围内，生核率N和生长率G是随过冷度的提高而增大。其中生核率大于生长率的速度，所以随着过冷度T的增大而得到的晶粒更细。当过冷度T达到一定程度时，由于原子移动阻力增大，故生核率和生长率都降低。在通常金属结晶时的过冷度范围内，过冷度愈大，则N/G比值愈大，因而晶粒愈细。增大过冷度主要取决于液态金属的冷却速度，可通过改变液态金属的冷却速度来控制晶粒的大小，但冷却速度过大又会使金属中内应力增大，造成铸件的变形和裂纹等缺陷，生产中常采用其他细化晶粒的方法。 3940影响晶粒度的

19、因素异质晶核在液态金属中存在的异质微粒，符合生核和生长条件时，均可作为晶核，异质微粒含量适当时，可以获得细小晶粒的金属。41细晶强化的方法1）提高过冷度：提高过冷度主要取决于液态金属的冷却速度。如：采用金属型铸造，增大铸件的冷却速度。铸件壁厚设计适当，薄壁铸件可提高冷却速度，细化晶粒。 2）变质处理：在液态金属中加入一定量的变质剂（也称孕育剂），作为异质晶核以获得细晶铸件称为变质处理。如在钢液中加入V、Ti、Al；在铸铁液中加入75SiFe等。有时加入某些合金元素或盐类，可以降低固相界面的表面能或附着在晶体的结晶前缘，阻碍晶粒长大，也可获得细晶组织；在铝合金液体中加入Ti、Zr；在铝硅合金中加

20、入钠盐等，都可达到细化晶粒的目的。 3）振动与搅拌：金属结晶时施以机械振动、超声波振动、电磁振动或搅拌等都可使树枝晶或大晶块破碎而增加新的晶核。振动还能补充生核时所需的能量，提高生核率。42细晶强化的应用主要应用于铸件生产领域，如铸铁件和有色金属及合金铸造，例如灰铸铁的孕育处理和铝活塞采用金属型铸造。43第三章 改变材料性能的主要途径第三节金属的合金化44“合金化”的概念 在金属中加入某些合金元素，使之具有某种性能的方法称为金属的合金化。经合金化后可提高金属的强度、硬度及耐蚀性、热硬性、淬透性及其他物理性能等45一.合金化强化原理或途径1固溶强化 固溶强化是指合金元素溶于基体金属中形成固溶体而

21、使金属强化。溶质原子溶入溶剂晶格中使溶剂金属晶格畸变。晶格畸变产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，并使溶质原子移向位错线附近。2第二相强化（又称弥散强化） 第二相强化是指合金元素与基体金属形成金属化合物、或与碳、氮、氧形成碳化物、氮化物、氧化物等以细小弥散的第二相质点均匀地分布在金属基体上使金属强化。46固溶强化的主要方式溶质原子小于基体（溶剂）原子形成的置换原子，一般移向位错线附近的受压位置，即刃型位错的上部。溶质原子大于基体原子形成的置换原子和间隙原子，一般移向位错线附近的受拉位置，即刃型位错的下部。 置换式固溶体的溶质原子与基体原子直径相差愈大，其强化效果愈好。 间隙式固溶体，由

22、于间隙原子使基体晶格畸变程度更大，故强化效果更好。47弥散强化的方式第二相为高硬度微粒，以细小弥散均匀地分布在基体中时，强化效果佳。由于第二相质点周围的基体金属产生晶格畸变，同时又增加了基体与第二相的界面，两者都使位错运动的阻力增大，则可提高金属的强度和硬度。48二.合金化强化方法与应用 在冶炼浇注铸锭、生产原材料时加入一定量的某些元素，通过这些元素溶于基体金属中形成固溶体或各类化合物，使金属得到强化。也可在熔炼浇注铸件时加入一定量的某些元素而起强化作用。 合金化强化主要应用于各类合金钢、各类铸铁及非铁合金等，用来提高其力学性能。如合金结构钢中加入Cr、Ni、Si、Mn等元素，可显著提高提高铁

23、素体的硬度，产生固溶强化。 在某些合金结构钢或合金工具钢中加入Mo、W、V、Ti、Nb等强碳化合物形成元素，可形成特殊碳化合物，起第二相强化作用，使钢具有高硬度和优良的高温性能。如耐磨铸铁中加入Cr、Mo、V、B，铜合金中加入Zn、Sn、Al，可产生第二相强化作用。 在铸造生产中，合金化强化是最常用的强化手段。49第三章 改变材料性能的主要途径第四节金属的热处理50热处理淬火51热处理自动线52有色金属热处理铝合金53保护气氛及真空热处理54汽车板簧热处理回火55弹簧热处理淬火+中文回火56一.概述热处理是将固态金属或合金采用适当的方式进行加热、保温和冷却，以获得所需的组织结构与性能的一种工艺

24、57热处理的地位不改变其外形，只是改变零件内部组织结构，从而达到零件的力学性能要求。在机械制造工业中占有十分重要的地位，机床制造中约6070的零件，汽车、拖拉机制造中约有7080的零件都要进行热处理，而各种工、模、量具和滚动轴承等几乎全部都要进行热处理。热处理是目前提高零件使用寿命的一道重要工艺，在机械制造中占有重要地位。58热处理的分类以加热与冷却方式区分59二.碳素钢热处理 A1、A3、Acm是碳钢在极缓慢地加热或冷却时地转变温度，因此，A1、A3、Acm点都是平衡临界点。在实际生产中，加热或冷却都是要发生一定的滞后现象，即要有一定的过热和过冷才能使相变充分进行。因此加热时分别用Ac1、A

25、c3、Accm表示，冷却时分别用Ar1、Ar3、Arcm表示601加热时的组织转变 任何成分的碳钢加热到临界点Ac1线以上都会发生PA转变，而亚共析、过共析钢加热到Ac3、Accm线以上时便全部转变为A。热处理进行Ac1、Ac3、Accm以上加热的目的，就是为了得到A，这种加热转变过程通常称“奥氏体化”。奥氏体化后的钢以不同的冷却方式，可得到不同的组织，获得不同的性能。奥氏体是钢的组织转变的基本条件。61（1）奥氏体的形成过程P是F和Fe3C两相机械混合物。加热到Ac1时，P开始向A转变： 由此可知，PA转变，是由成分相差悬殊，晶格不同的两相重组成另一种晶格的均匀单相奥氏体。转变过程中必须进行

26、晶格重组、铁和碳原子的充分扩散，即相变。 转变过程是通过生核与长大过程来实现的，分为四个阶段。62共析钢的奥氏体化过程631）奥氏体晶核的形成当P加热到Ac1以上时，P处于不稳定状态，经过孕育，首先在F与Fe3C的界面上形成A晶核，这是因为界面处空位和位错密度高，能量较高，且A碳质量分数介于F与Fe3C之间，易使一部分F转变为面心立方的A(-Fe)，而侧面渗碳体溶入A晶格中，使其具有共析奥氏体所需的碳质量分数，这样就形成了A晶核。 642）奥氏体晶核的长大 A晶核长大：由于A与两侧F和Fe3C存在碳原子与铁原子的浓度差，促使F晶格不断的转变为面心立方的A，而Fe3C则连续溶入A中，并通过Fe、

27、C原子扩散，使A晶核长大，直至铁素体晶格转变完毕，所有A晶格相互接触为止。653）未溶Fe3C的溶解 由于A与F晶格比较接近，与Fe3C的晶格差别较大，F向A转变的速度要比Fe3C溶入A的速度快。且Fe3C溶解所提供的碳原子远多于F转变为A所需的碳原子，F全部转变成A后，尚有少量Fe3C存在于A晶粒中，随着时间的延长未溶Fe3C不断溶入A中，直至全部消失。 664）奥氏体成分均匀化 Fe3C完全溶解后，A晶粒中C浓度仍是不均匀的。 延长保温时间，通过碳原子的充分扩散，使A晶粒的成分均匀化，并具有共析碳质量分数，A化过程才全部完成。亚共析和过共析钢的室温组织，除了P外，还有先析F和先析Fe3C。

28、其A化过程，首先是P A，然后是先析F和先析Fe3C继续向A转变或溶解，最后得到单相A组织。67（2）影响奥氏体转变的因素加热温度加热温度对A的形成速度有很大的影响。加热温度愈高，碳原子的扩散能力也愈大，铁的晶格重组和铁、碳原子的扩散愈快，因此，加速了A的形成。68（2）影响奥氏体转变的因素加热速度加热速度愈快，过热度愈大，A的实际转变温度愈高，转变温度范围宽，则转变时间短。1加热速度较慢，在a点开始转变，b点转变结束；2加热速度较快，在c点开始转变，d点转变结束。从转变时间来看，1的转变时间要比2的转变时间长。快速加热有利于奥氏体的形成。69（2）影响奥氏体转变的因素化学成分 含C增加， F

29、e3C量增加， Fe3C与F相界面越大，促使A形核增多，加速了A化过程，形成细晶A。 合金元素不影响A化基本过程，但影响转变速度。70（2）影响奥氏体转变的因素原始组织 生成的珠光体越细，形核部位越多，促进形核，A形成速度加快； 形成A的速度是层片状P粒状P，原因是需要足够渗碳体或者C，且层片状P转变为A的温度往往要低些。71（3）奥氏体的晶粒度 钢的奥氏体化目的：获得成分均匀、细小的奥氏体组织。奥氏体的晶粒度：奥氏体化后奥氏体晶粒的粗细。 根据奥氏体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。72起始晶粒度 是P刚完成A转变时的A晶粒度，此时A晶粒是很细小

30、、均匀的。73实际晶粒度在实际生产中，为了A转变充分、成分均匀，实际加热温度都略高于临界温度，故A晶粒度要比起始晶粒度大。奥氏体实际晶粒度对热处理后的性能影响很大，生产中常控制有关参数以获得细小的晶粒，从而获得具有一定强度、硬度，又有良好塑性和韧性的力学性能，是一种强韧化手段。 奥氏体的实际晶粒度随加热温度的升高而粗大，当温度升高到某一数值时，晶粒度变得非常粗大。晶粒过于粗大的将明显降低力学性能。74实际晶粒度 生产中采用（GB639486）国家晶粒度等级标准评定晶粒度。 此标准按下列设计的：n=2N-1 式中：n为放大100倍时平均每6.45cm2面积内所含的晶粒数； N为晶粒等级。 评定时

31、可将钢制成试样，经抛光腐蚀后再与晶粒度标准等级图对比即可。 14级为粗晶粒度，58级为细晶粒度。1级粗的晶粒为过热组织，一般不能使用。比8级细的晶粒，一般为工具钢淬火后的实际晶粒。75A的晶粒度76本质晶粒度 不同成分的钢，奥氏体晶粒长大倾向是不同的。钢在加热时奥氏体长大的倾向，根据（GB639486）规定测定。方法：将钢加热到93010，保温38h，冷却后在放大100X的显微镜下测定的晶粒度。与晶粒度标准等级图比较，14级为本质粗晶粒度钢，58级为本质细晶粒度钢。本质晶粒度实际上是钢加热时奥氏体晶粒长大的倾向。77本质晶粒度图78影响本质晶粒度的因素钢的本质晶粒度与钢的成分和冶炼时的脱氧方法

32、有关，一般经Al脱氧或含Ti、V、Mo、W等的钢，多是本质细晶粒度钢。因为这些元素能形成难溶于奥氏体的细小碳化物质点，阻止奥氏体晶粒长大。用Si、Mn脱氧的钢一般都为本质粗晶粒度钢。而沸腾钢为本质粗晶粒度钢，镇静钢为本质细晶粒度钢。需经热处理的工件一般都采用本质细晶粒度钢，如渗碳、渗其他金属等工艺。采用本质细晶，在高温进行长时间加热保温时可防止工件心部和表层组织过热，渗入元素后就可直接淬火。影响奥氏体晶粒长大的因素主要是加热温度和保温时间、加热速度和合金元素的作用。加热速度快，过热度大，奥氏体晶粒细小。钢中若有强碳化物形成元素，也能使奥氏体晶粒细小。79冷却方式等温冷却：将奥氏体化后的钢，快速

33、冷却到A1以下某一温度，进行保温，使其在该温度下发生组织转变，称为等温转变连续冷却 ：从奥氏体化温度以某种冷却速度连续冷却到室温，这一过程发生的组织转变，称为连续冷却转变。80（1）过冷奥氏体等温转变奥氏体在临界点上为稳定相，能长期存在。一旦冷却到临界点以下时，并非立即发生转变，而是需要一定时间的孕育期。在A1温度以下转变以前存在的奥氏体称为过冷奥氏体。过冷奥氏体在不同温度等温时，孕育长短不同，转变终止时间也不同。将不同温度过冷奥氏体转变开始的时间与转变终止的时间标注在温度时间（对数）坐标图上，并将相同的转变点连接成光滑曲线，便可得到过冷奥氏体等温转变曲线图。 又称C曲线或鼻子曲线，英文称TT

34、T曲线。81过冷奥氏体等温转变C曲线821）过冷奥氏体等温转变过程在A1线以下，随着过冷温度降低，过冷A的孕育时间缩短，而转变速度提高。在550左右，孕育期最短，过冷A最不稳定，它的转变速度最快。这是由于过冷度降低，A与转变产物的自由能差增大，转变动力增大。在550以下，由于原子扩散能力随温度降低而降低，所以随着过冷温度的降低，孕育期增大，则转变速度减慢。当过冷温度低于Ms线（共析钢Ms线约230）时，由于温度低，原子不能扩散，立即发生晶格转变，随着温度的降低，转变量增加，至Mf温度转变结束。在A1线以下，转变终止线以右区域为转变产物。在转变开始线与转变终止线之间为过冷A和转变产物的共存区。8

35、32)过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能 珠光体型组织根据晶粒大小，P又可以细分成P，S，T 贝氏体型组织 马氏体型组织84 珠光体型组织A1550之间的转变产物为珠光体。 是一种扩散型转变，在AP转变过程中，要发生晶体结构重构和Fe、C原子的扩散，P转变过程是通过生核与长大来完成的。 当奥氏体过冷到A1以下温度时，先在A晶界上生成渗碳体晶核，渗碳体晶核依靠其周围A不断地供应碳原子而长大，使得碳原子向渗碳体大量集中，与此同时，渗碳体周围的A的碳质量分数不断降低，最后转变为碳质量分数低的铁素体，由于铁素体的溶碳能力很小（0.0218%），析出C又使周围的奥氏体碳质量分数增高，从而又产生新的渗碳体

36、晶核，如此重复进行至奥氏体消失，全部转变为F+Fe3C层片状的组织珠光体。随着转变温度降低时，生核率和成长率都提高，使得珠光体层片间距变小。85珠光体转变86珠光体P的几种类型金相学将珠光体分为3个等级：粗的称为P，约在A1650范围内形成，成片间距0.4,在500X金相显微镜下就能分辨出片状形态；较细的为索氏体S，约在650600内形成，层片间距为0.40.2,在8001000X金相显微镜下才能分辨出来；最细的为屈氏体T，约在600550范围内形成，层片间距0.2，用电子显微镜才能分辨出来，一般呈黑色团状组织。P、S、T均属层片F和Fe3C的机械混合物，均属珠光体型组织。层片间距愈细，相界面

37、愈多，塑性变形抗力大，强度硬度高；渗碳体片变薄，使得塑性和韧性也有所提高，所以三种组织的力学性能屈氏体最好，索氏体次之。但它们并无结构区别，也没有严格的界限，只是形态上的不同8788 贝氏体型组织B是550Ms之间的转变产物。由于过冷度较大，贝氏体转变时只发生碳原子扩散，铁原子基本上不扩散，故贝氏体转变是属半扩散型转变。B是含C略过饱和的F与Fe3C的两相混合物。 按转变温度和组织形态不同，贝氏体组织可分为B上和B下。 89上贝氏体（B上） 在中、高碳钢中，上贝氏体是在550350范围内形成的。它是由成束的饱和铁素体和片间断续分布的细条状渗碳体组成。在金相显微镜下，铁素体条呈黑色，渗碳体呈亮白

38、色，从整体上看呈羽毛状特征.90B上转变 91下贝氏体B下在中、高碳钢中，下贝氏体是在350Ms范围内形成的。它是由过饱和的针状F和F针片内弥散分布的碳化物小片组成。在金相显微镜下呈黑色针片状。92B上与B下的差异上贝氏体：硬脆的Fe3C呈细短条状分布在F晶束（条）的晶界上，易使晶束（条）脆性断裂，强度、韧性较低，在生产上无实用价值。下贝氏体：组织中针状F细小且无方向性，过饱和程度大，固溶强化明显， Fe3C细小而弥散分布在针状F内，具有较高的强度、硬度与较好塑性和韧性相配合的优良力学性能。形成B下组织是钢强化的一种途径。93下贝氏体转变94 马氏体型组织在Ms与Mf线之间，为马氏体型转变。由

39、于过冷度很大，Fe与C原子完全不扩散，过冷A只发生非扩散性的晶核切变，由-Fe的面心立方直接转变为-Fe体心立方，C全部固溶在体心立方晶格中，形成过饱和的固溶体，称为M。M中的C%与原A中的C%相同。由于C过饱和，使得-Fe的体心立方晶格产生严重畸变，晶格中C轴伸长，a轴缩短，形成正方晶格（a=bc）。不同碳质量分数的A转变，M的组织形态也不同，主要形态有板条状和片状（或针状或竹叶状）2种。95马氏体转变96马氏体正方度97板条M低碳马氏体 碳质量分数c0.25%，低碳马氏体呈板条状，称为板条状马氏体。在金相显微镜下呈现为平行成束分布的板条状组织，在每个板条内存在着高密度位错缠结，故也称位错马

40、氏体。由于碳质量分数较低，故也称低碳马氏体。98片状（针状）M高碳马氏体 c1.0%的高碳M是片状，称为片状M。在金相显微镜下可观察到其断面是针状或竹叶状。M针之间形成大角度位向差，先形成的针状M较粗大，可横贯A晶粒，后形成的M针则较小。因其碳质量分数较高，故也称高碳马氏体。99混合型M c=0.25%1.0%之间的M为板条状M和针状M的混合组织。随着C的增加，板条M减少，而针状M增多。100马氏体硬度马氏体的硬度主要取决于马氏体中的碳质量分数。随着碳质量分数的增加，c/a轴增加，马氏体硬度也随着增多。101M的与韧性M的塑性和韧性与碳质量分数有关；高碳M的碳质量分数高，淬火内应力大，裂纹多，

41、硬度高，塑性、韧性很差；低碳M中碳的过饱和程度小，淬火内应力较小，有较高的强度和硬度、一定的塑性和韧性。102马氏体转变特点马氏体转变属非扩散型转变马氏体的比体积（比容）比奥氏体大。即发生马氏体转变的同时发生体积膨胀，使金属内部产生很大的内应力。马氏体转变的临界温度随奥氏体碳质量分数的增加而降低。马氏体的转变量随温度的降低而增加。很多时候存在残余奥氏体Ar。103影响过冷A等温转变的因素含碳量的影响：影响C曲线的左右摆动；合金元素的影响：稳定性增，C曲线右移，转变时间长；奥氏体化条件的影响：温度高，保温时间长，成分更均匀，晶粒也大，C曲线右移。104过冷A连续冷却转变在生产中，奥氏体的转变大多

42、是在连续冷却过程中转变的，称为连续冷却C曲线， 共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变 研究钢的过冷奥氏体的连续冷却转变过程具有实际意义。共析钢冷却C曲线，英文称CCT曲线。 它只有上半部分，即共析钢在连续冷却时，只发生珠光体转变，不发生贝氏体转变。105过、亚共析钢C曲线只有一部分过冷奥氏体转变为珠光体，而未转变的过冷奥氏体一直保留到Ms点以下才转变为马氏体，当冷却曲线不与Ps线相交时，则过冷奥氏体全部冷却至Ms点以下发生马氏体转变。 过共析钢的连续冷却C曲线在珠光体转变前多出一条共析渗碳体，然后再发生珠光体转变。亚共析钢的连续冷却C曲线，除了在P转变前多出一条共析F，然后再发生P转变外，还出现了B

43、转变，因此亚共析钢在连续冷却后可以出现更多产物组成的混合组织。 106共析钢的连续冷却转变曲线位于等温冷却转变C曲线的右下方，没有贝氏体转变。表明：过冷奥氏体稳定，转变的孕育期较长，在相同的时间内，在较低温度才能转变。107亚共析钢连续冷却转变 亚共析钢连续冷却转变，除了在珠光体转变前多出一条先共析铁素体转变线外，还出现了贝氏体转变。如45钢经油淬后，可以得到F+T+B上+B下+M+Ar的混合组织。108过共析钢连续冷却转变在珠光转变前多出一条先共析二次渗碳体，然后再发生珠光体转变，在冷却过程中无贝氏体转变。 109转变产物总结钢在冷却时转变产物根据其转变温度高低，可分为高温产物P、S、T；中

44、温转变产物B上，B下；低温转变产物M和Ar等。随着转变温度的降低，其转变产物的硬度增高，而韧性的变化则较复杂。110三.钢的热处理工艺1、退火2、正火3、淬火4、回火5、表面淬火和局部淬火6、表面化学热处理1111退火 将金属和合金加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却（一般随炉冷却），以获得接近平衡组织的热处理工艺，称为退火。经退火后可使晶粒均匀细化，可降低硬度，提高塑性，消除内应力。112各种金属和合金加热退火温度范围和工艺曲线扩散退火113去内应力退火114退火的种类（1）完全退火（2）等温退火（3）球化退火 （4）扩散退火 （5）再结晶退火 （6）消除内应力退火115（1）完全退火

45、 完全退火又称重结晶退火，将工件加热Ac3以上3050，保温一定时间后，随炉缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。亚共析钢经完全退火后得到的组织是F+P。完全退火主要适用于亚共析钢和合金钢的铸件、焊接件、锻件及热轧型材。目的是细化晶粒，均匀组织，降低硬度，便于切削加工并为加工后工件的淬火作好组织准备。过共析钢不进行完全退火，因为过共析钢自Acm缓慢冷却时会析出网状二次渗碳体，使钢脆性增大。116（2）等温退火 等温退火的加热规范和处理目的与完全退火相同，只是冷却过程不是随炉冷却，而是从奥氏体化温度比较快冷至A1以下珠光体转变区，并在此温度等温至珠光体转变完成，再以一定的速度冷却至室温。其目

46、的是缩短退火时间，并使组织比较均匀。主要用于过冷奥氏体比较稳定的合金钢。117（3）球化退火 使钢中碳化物球化的的退火工艺，又称不完全退火。工艺规范：随炉加热至Ac1以上2030保温，使片状渗碳体发生不完全溶解，形成许多细小点状渗碳体，并使奥氏体中的碳浓度分布不均匀。在冷却过程中以细点状渗碳体为核心，自发形成球状渗碳体。在奥氏体发生共析转变时，应缓慢冷却，以使析出的渗碳体以未溶渗碳体为核心自发球化，最后获得铁素体基体上分布均匀球状渗碳体的组织，称为球状珠光体。118（3）球化退火 球状珠光体与片状珠光体相比，强度与硬度降低，而塑性、韧性提高，有利于改善切削加工性。对有粗大网状二次渗碳体的过共析

47、钢，应先进行一次正火处理，以打破渗碳体网，然后再进行球化退火，以保证获得良好的球化组织。球化退火主要用于过共析钢，如碳素工具钢，合金工具钢，轴承钢等。119球粒状珠光体120（4）扩散退火 将工件加热至该成分合金的熔点以下100200，进行较长时间保温，以使成分与组织均匀化。扩散退火因加热温度高，保温时间长，故退火后晶粒粗大，因此,扩散退火后一般还应进行完全退火或正火处理，以细化晶粒，提高力学性能。 扩散退火主要用于铸钢件化学成分和组织的不均匀性。121（5）再结晶退火将工件加热至最低再结晶温度以上100200，并以适当保温使金属发生再结晶。由于再结晶温度低于相变温度，在冷却过程中不会再发生组

48、织转变，所以冷却速度可以比一般退火快些。 再结晶的目的是消除加工硬化。主要用于经冷变形而产生加工硬化的材料或零件。122（6）消除内应力退火 将工件加热至低于Ac1的某一温度（一般500650），保温足够时间后，缓慢冷却。主要用于消除铸件、锻件、焊接件及冷变形零件的内应力，降低温度，稳定尺寸，减少和防止使用过程中变形，但不改变零件的内部组织。123（6）消除内应力退火 1242正火 将钢件加热至Ac3或Accm以上3050或更高些，经奥氏体化保温后，在空气中冷却的热处理工艺。 正火与退火的明显不同是正火冷却速度较快，获得的组织细小而均匀。 正火后的组织：亚共析钢为F+S，共析钢为S，过共析钢为

49、S+Fe3C。组织比退火细小，力学性能也比退火高。125正火Video126正火的应用范围用于低碳钢和低碳合金钢，锻件或型材经正火后，可适当提高硬度，从而改善切削加工性能。 用于中碳钢制造一般重要的零件，可作为最终热处理。主要目的是细化晶粒，提高力学性能。用于过共析钢，可抑制或消除二次渗碳体网形成，有利于球化退火的进行。 正火与退火相比，操作简便，生产周期短，能源消耗少，力学性能高。在可能的条件下，应优先采用正火处理。127正火处理细化晶粒1283淬火 淬火是将钢件加热至Ac3或Ac1以上3050，保温一定时间后，然后以大于临界冷却速度适当快速冷却至室温，以获得马氏体M或贝氏体B组织的热处理工

50、艺。 实质：是奥氏体化后进行M转变，淬火钢的组织主要为M组织，加少量的Ar和未溶的第二相。 淬火目的是为了得到M，但M不是热处理所希望的最终组织，淬火必须与回火配合，才能达到预期的目的。钢的强度、硬度、耐磨性、弹性、韧性、疲劳强度等，都可利用淬火与回火使之大大提高，是强化钢件的主要手段之一。129淬火及其原理130（1）淬火温度选择 淬火加热温度选择应以得到细小而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后得到细小的马氏体。 亚共析钢淬火加热温度为Ac3以上3050，共析钢、过共析钢淬火加热温度为Ac1以上3050。131淬火后，亚共析钢可得到M加少量Ar组织。过共析钢淬火后可得到M+ Ar+粒状Fe3

51、c。有二次渗碳体的颗粒存在，会使钢的耐磨性明显提高。如果淬火加热温度超过Accm，则淬火后得到粗片状M组织，而Ar的含量也增多，使钢的硬度和耐磨性降低。对于合金钢，合金元素阻碍A晶粒长大（Mn、P除外），淬火加热温度可比同类碳钢稍高些，这样可使合金元素充分溶解和均匀化，以便淬火取得较好的效果。 另外，淬火加热过程中要防止氧化、脱碳、应避免工件与氧化气氛直接接触，可采用盐浴加热淬火，真空加热淬火等来保证工件表面质量，以提高工件的使用寿命。132（2）淬火冷却介质 淬火时工件的冷却速度必须大于VK才能获得M，否则工件不能淬硬得到M和达到一定的淬硬层深度。但冷却速度太大，造成很大内应力，使工件有变形

52、和开裂危险，所以理想淬火介质可根据钢的奥氏体等温转变C曲线来确定。要获得马氏体组织，并不需要在整个冷却过程都进行快速冷却，关键在过冷奥氏体最不稳定的C曲线鼻尖附近。133到目前为止，还没找到一种淬火冷却介质能符合上述理想的淬火冷却速度。目前生产中应用较广泛的冷却介质是水和油，还有盐水和碱水等。水在650400范围内冷却速度很大，这对过冷奥氏体稳定性较小的碳钢来说是非常有利的，但在300200范围的低温区冷速仍很大，易产生很大的组织应力，使工件严重变形，甚至开裂。而油在300200范围低温区冷速最适合。但在高温区冷速太低，易发生P或B转变，都不是理想的淬火冷却介质。在实际生产中应根据钢种特性来选

53、择冷却介质。如碳钢的过冷奥氏体稳定性差，临界冷却速度大，可采用盐水、水；合金钢临界冷却速度小，可采用油等。目前正在广泛推广的冷却介质是高温区冷却接近水而低温区冷却接近于油的冷却介质，如水玻璃淬火介质、聚乙烯水溶液、过饱和硝酸盐水溶液等。134（3）淬火方法1）单液淬火 2）双液淬火 3）分级淬火 4）等温淬火1351）单液淬火 把加热奥氏体化后的工件迅速置于一种冷却介质中冷却至室温，使过冷奥氏体发生转变的方法，称为单液淬火。操作简便，易于实现机械化和自动化。根据C曲线位置的不同，碳素钢一般采用水作为冷却介质；合金钢用油作为冷却介质。单液淬火主要用于形状比较简单的工件。1362）双液淬火 对于形

54、状复杂的工件，为防止在低温范围内马氏体转变时发生裂纹，可采用先在水中冷却到接近Ms点时（停留时间按35mm/s估算），立即取出再放入油中冷却，称为双液淬火。如水中停留时间不当，将会引起A分解或M形成，失去双液淬火作用。双液淬火可降低M区的冷速，减少淬火内应力，防止变形和开裂，主要用于中等形状复杂的碳钢和大型合金钢工件，如碳素钢先在水中冷却后转入油中冷却；合金钢则先在油中冷却，后转入空气中冷却。1373）分级淬火将工件加热到A化后快速置于略高于Ms的恒温盐浴中，保温一段时间，在发生B转变前取出空冷，以发生M转变，称为分级淬火。分级淬火后工件内应力小，变形也很小。分级淬火等温时间的须严格控制，过早

55、取出可能仍存在内外温差，过迟取出会发生贝氏体转变。这种方法适用于壁厚不大的工件，如刀具、量具及要求变形小的精密件。1384）等温淬火 将工件加热到A化后，快速置于B下转变温度的恒温盐浴中，保温足够时间，使其发生B下转变，随后空冷，称为等温淬火。等温淬火的操作比较简便，转变产物为B下组织，具有比M更好的强度与韧性的配合。一般经等温淬火后不再回火处理。常用于处理形状复杂，要求淬火变形小及强韧性配合良好的工件，如模具、工具和弹簧等。139四种淬火方法比较以上淬火方法的冷却曲线如图。 除等温淬火获得B下外，其余获得M，最终温度都是室温。中、高碳钢马氏体转变终止温度都在室温以下，冷却至室温时还存在着一定

56、量的Ar。要求硬度高和尺寸稳定性好的精密工件，为了减少Ar ，应在淬火后继续冷却至Mf温度，使Ar向M转变，这种方法称为冷处理。冷处理的冷却介质常采用干冰（固态CO2）和酒精的混合剂。也可用-103的液化乙烯或-192的液态氮。冷处理后必须进行低温回火以消除内应力。冷处理要用专用设备，成本高，只适用于精密量具，滚动轴承等批量生产。1404回火 将淬火钢件重新加热至Ac1以下某一温度，保温一定时间，然后出炉空冷（某些合金钢可采用水冷或油冷）的热处理工艺称为回火。141（1）回火目的 M淬和Ar都是不稳定组织，有自发转变为稳态倾向，硬度高、脆性大，存在很大内应力。回火目的：降低脆性，降低内应力，促

57、进M淬和Ar的转变，稳定组织和工件尺寸，获得所要求的力学性能。142（2）回火时组织与性能的变化淬火钢回火：实质上是M淬以及碳化物析出、聚集长大的过程。由于回火过程完全受碳及合金元素的扩散与铁的自扩散控制，回火温度与保温时间对淬火钢回火后的组织与性能起着决定性的影响。 一般回火过程分为四个阶段：143回火过程1）第一阶段马氏体分解（80200）：马氏体中过饱和碳以细薄片的碳化物形成析出，正方度降低，内应力减少，得到M回，硬度基本不变。 2）第二阶段残余奥氏体分解（200300）：Ar部分分解转变为下贝氏体，强度和韧性配合较好。 3）第三阶段碳化物转变（350500）：M过饱和碳全部析出转变为细

58、片状的铁素体，碳化物转变为细粒状渗碳体，得到组织T回。内应力、硬度进一步降低，但具有极好的弹性极限。 4）第四阶段渗碳体的聚集长大和相再结晶（500650）：形成较大的粒状渗碳体；得到S回。内应力基本消除，硬度继续降低，但具有良好的综合力学性能，即具有一定的强度、硬度与塑性、韧性的配合。某些合金钢的回火除发生上述四阶段的转变外，还会发生二次硬化和回火脆性的现象，故此在制定回火工艺时应予注意。 144（3）回火工艺的分类及应用1）低温回火（150250） 降低残余内应力和脆性，保持淬火后的高硬度和耐磨性，主要用于共析钢、过共析钢的工具、模具、量具、滚动轴承、渗碳件及表面淬火的工件，对低碳钢淬火后

59、经低温回火处理后，可获得较高的综合力学性能。低回组织为M回+Ar+Fe3C，5864HRC。2）中温回火（350500） 得到T回，3545HRC。具有较高弹性极限和屈服极限，有一定的韧性，主要用于各种弹性元件的处理。3）高温回火（500650） S回，2535HRC， 具有良好的综合力学性能。把淬火后高温回火称为调质处理。广泛用于各种重要的结构零件，特别是在交变载荷下工件的零件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类等零件。145回火组织146 注 意 在以上没有250350这一回火温度，因为钢在这一温度范围进行回火将出现低温回火脆性，生产上极少采用250350的回火工艺。一般碳钢中，随着回火温度升高，强

60、度、硬度降，塑性、韧性升。1475表面淬火与局部淬火概念：仅对工件表层进行淬火的工艺，称为表面淬火。目的：提高表面层的硬度，从而提高耐磨性。方法：采用快速加热使表层很快达到奥氏体化温度，而心部未被加热，然后立即冷却，淬火后的表层为细马氏体，而心部仍为韧性较好的原始组织，从而使工件具有高的硬度、耐磨性、冲击韧性和疲劳强度的综合力学性能。后续操作：表面淬火后应紧接着进行低温回火。 分类：根据加热方式，表面淬火可分为火焰加热、感应加热（高、中、工频）、接触加热及激光加热表面淬火等。 148表面热处理149（1）火焰加热表面淬火 常用氧乙炔焰快速加热零件表面，使其达到奥氏体化温度，并迅速喷水冷却，使其