钢的热处理原理(精品)

第八章钢的热处理原理本章目的：1阐明钢的热处理的基本原理；2揭示钢在热处理过程中工艺－组织－性能的变化规律；一热处理的定义及作用

1热处理的定义：金属或合金在固态下于一定介质中加热到一定温度，保温一定时间，以一定速度冷却下来的一种综合工艺。TtT保温t保温V冷却V加热2热处理工艺曲线

四个重要参数：V加热、T保温、t保温、V冷却三个基本过程：加热、保温、冷却作用：（1）显著提高材料的力学性能，延长使用寿命（2）消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷（3）改善加工性能（切削、热处理）。（4）使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等特殊物理化学性能。二热处理的条件有固态相变加热时溶解度显著变化的合金。α+βα+LL+βαLLL+γγα+γγ+

βα+

βL+β§8-2钢在加热时的转变一奥氏体形成的机理1奥氏体组织结构和性能①定义：C及合金元素固溶于面心立方结构的γ-Fe中形成的固溶体。

C溶于γ相八面体间隙中，

R间隙=0.535A﹤Rc=0.77A→γ晶格畸变，并非所有晶胞均可溶碳，1148℃

→2.5个晶胞溶一个C原子。②性能：顺磁性；比容最小；塑性好；线膨胀系数较大奥氏体化中成分组织结构的变化以共析钢为例

F+Fe3C→A(727℃)

成分(C%)0.02186.690.77结构体心立方复杂斜方面心立方

说明奥氏体化中须两个过程：①C成分变化：C的扩散②铁晶格改组：Fe扩散3奥氏体形成热力学条件

热力学条件:T﹥A1

原因：以珠光体与奥氏体的体积自由能之差来提供驱动力以克服新相晶核的表面能及弹性能FTFPFAA1影响过热度主要因素:V加热

V加热↑，过热度⊿T↑；⊿TT实际——存在过热度⊿T:T实际-T理论A1Ac1Ar1SAccmAcmArcmAc3A3Ar3同理，冷却过程的固态相变需过冷度

钢的热处理中六个重要的温度参数：

A1A3

Acm

；Ac1Ac3

Accm

——加热过程Ar1Ar3

Arcm

——冷却过程4奥氏体形成过程（共析钢）（4）奥氏体中C的扩散均匀化。(万秒)（3）剩余Fe3C的溶解；(千秒)（2）奥氏体向F及Fe3C两侧长大(几百秒)四个阶段：（1）奥氏体在F—Fe3C界面上形核（10秒）*任何固态相变均需形核与长大过程*形核需要“三个起伏条件”：

成分起伏、结构起伏、能量起伏——故晶界或缺陷处易形核

（一）奥氏体的形成

1.奥氏体晶核的形成奥氏体的晶核易于在渗碳体相界面上形成。这是因为在两相的相界上为形核提供了良好的条件。

2.奥氏体晶核的长大

A形核后,由于A与Fe3C形界处的含C量不同。将引起A中C的扩散。通过Fe、C原子的扩散和Fe原子的晶格改组,A向F和Fe3C两个方向长大。

3.残余渗碳体溶解在奥氏体形成过程中,铁素体比渗碳体先消失,因此奥氏体形成之后,还残存未溶渗碳体。这部分未溶的残余渗碳体将随着时间的延长,继续不断地溶入奥氏体,直至全部消失。

4.奥氏体均匀化渗碳体完全溶解后奥氏体中碳的浓度分布并不均匀,原先是渗碳体地方碳浓度高,原先铁素体的地方碳浓度低。必须继续保温,通过碳的扩散,使奥氏体成分均匀化。5亚共析钢、过共析钢的奥氏体化过程亚共析钢：F+P→F+A→A

过共析钢：

Fe3C+P→Fe3C+A→A

（二）影响奥氏体转变的因素

1.加热温度和加热速度的影响提高加热温度，将加速A的形成。随着加热速度的增加,奥氏体形成温度升高(AC1越高),形成所需的时间缩短。

2.化学成分的影响随着钢中含碳量增加,铁素体核渗碳体相界面总量增多,有利于奥氏体的形成。

3.原始组织的影响由于奥氏体的晶核是在铁素体和渗碳体的相界面上形成,所以原始组织越细,相界面越多,形成奥氏体晶核的＂基地＂越多,奥氏体转变就越快。例：球化退火，要求获得粒状珠光体→要求A中C不均匀→控制第三、四阶段*奥氏体化的目的：获成分均匀、晶粒细小的奥氏体晶粒*实际热处理中

须控制奥氏体化程度。三奥氏体晶粒度及影响因素1奥氏体晶粒度概念奥氏体晶粒度表示奥氏体晶粒大小，工业上一般分为8级。1-4级粗(0,-1)，5-8级细，8级以上极细;计算式：n=2N-1

N：晶粒度级别

n：1平方英寸视场中所包含的平均晶粒数(100X)。

标准晶粒度级别图

标准晶粒度级别图奥氏体有三种不同概念的晶粒度

(1)初始晶粒度：奥氏体转变刚结束时的晶粒大小。

——通常极细小(2)实际晶粒度：具体加热条件下获得的奥氏体晶粒大小①与具体热处理工艺有关：热处理温度↑，时间↑，晶粒长大。

②与晶粒是否容易长大有关

———

引入本质晶粒度概念（3）本质晶粒度指钢在特定的加热条件下，奥氏体晶粒长大的倾向性，分为本质粗晶粒度和本质细晶粒度。测定方法：加热至930±10℃，保温8h，若A晶粒1-4级：本质粗晶粒度钢，5-8级：本质细晶粒度钢。关于本质晶粒度概念的要点：①表征该钢种在通常的热处理条件下A晶粒长大的趋势，不代表真实、实际晶粒大小；②本质粗晶粒度钢实际晶粒度并非一定粗大，本质细晶粒度钢实际晶粒度并非一定细小；而与具体的热处理工艺有关。③本质晶粒度主要与成分或冶炼条件有关机理：难溶粒子的机械阻碍作用Al脱氧镇静钢含V、Ti、Nb、Zr

钢2影响奥氏体晶粒长大的因素①加热温度和保温时间

T↑、t↑，A晶粒长大；

T的影响远大于t1250℃1050℃900℃保温时间t晶粒度②加热速度

——常规加热速度下影响不大

——快速加热，短时保温的超细化工艺如高频加热，激光加热等③成分

强烈阻碍：Al、V、Ti、Zr、Nb

原因：机械阻碍理论

——形成难溶碳、氮化物中等阻碍：Cr、W、Mo

促进长大：Mn、P、溶入A的C

┖降低铁原子的结合力，促进铁的扩散作业1、简述共析钢奥氏体形成的过程。包括转变反应式。2、影响A晶粒大小的因素有哪些？3、影响A形成速度的因素有哪些?§8-3钢在冷却时的转变冷却过程——热处理工艺的关键部分，对控制热处理以后的组织与性能起着极大作用，不同的冷却速度获不同的组织与性能。

1高温转变产物——Fe、C均扩散亚共析钢：F+P;共析钢：P；

过共析钢：P+Fe3C┗珠光体类型

化学成分与晶格类型的转变均靠扩散实现

——扩散类型2中温转变产物——Fe不扩散，C部分扩散

α(C过饱和的）+Fe3C的机械混合物

┗贝氏体类型(B)化学成分的变化靠扩散实现晶格类型的转变非扩散性

——半扩散性3低温转变产物

Fe、C均不扩散——非扩散型

得C在α-Fe中的过饱和固溶体┗马氏体

——马氏体类型(M)

热处理的两种冷却方式：等温冷却——过冷奥氏体等温转变动力学曲线连续冷却——过冷奥氏体连续转变动力学曲线一过冷奥氏体等温转变动力学曲线(Temperature-Time-Transformation)Tτ

A1MsMfA→MM+ARA过冷A→BA→PAPB700500200

τ孕HRC15404555>60110102103104105过冷奥氏体与奥氏体的区别——C曲线产物：P：珠光体B：贝氏体M：马氏体鼻点2要点;①不同温度下转变产物不同；高温转变产物(A1~550℃)：珠光体(P)——扩散型

中温转变产物(550℃~MS)

：贝氏体(B)—半扩散型

低温转变产物(MS~Mf)：马氏体(M)——非扩散型②存在孕育期

——过冷奥氏体等温分解所需的准备时间——代表A过冷稳定性。③存在鼻点：

——孕育期最短，A过冷最不稳定；④T转↓，产物硬度↑。⑤马氏体是过冷奥氏体连续冷却中的一种转变组织，非等温转变产物。将其画入，使过冷奥氏体等温转变曲线更完备、实用亚共析钢、过共析钢C曲线：亚共析钢、过共析钢C曲线：以珠光体转变为例：亚共析钢珠光体型转变式：A→F先共析

+P

过共析钢珠光体型转变式：A→Fe3C先共析+P

①多一条先共析相析出线；②先共析相量随转变温度下降而减少，鼻点温度以下无先共析相析出。——转变温度的降低会抑制先共析相的析出；当转变温度足够低，先共析相的析出被完全抑制——由非共析成分获得的共析组织称为伪共析体二影响C曲线的因素

与奥氏体状态有关1化学成分（1）含碳量：

理论：奥氏体中C%↑，C曲线右移。

F相难析出，珠光体转变难进行，

实际；亚共析钢：C%↑，C曲线右移；

过共析：C%↑，左移；未溶Fe3C↑指溶入奥氏体中的C0.9%C0.9C+0.5Mn0.9C+1.2Mn

0.9+2.8MnTτTτ0.5C0.5C+2%Cr0.5C+4%Cr0.5C+8%Cr

（2）合金元素①除Co、Al（WAl>2.5%）外，其它合金元素随Me%↑，C曲线右移

——须溶入A中TτMsCo,AlNi,Si,Cu,MnSiNi,Cu,MnCo,Al外所有合金元素非碳化物形成元素：只改变C曲线位置

Co,Al,Ni,Cu,Si强碳化物形成元素W,Mo,V,Ti,Nb

等的影响：改变C曲线位置和形态Tτ中强碳化物形成元素Cr的影响强碳化物形成元素W,Mo,V,Ti,Nb

等的影响②碳化物形成元素改变C曲线位置和形状

Cr、W、Mo、V、Ti、Nb、Zr

等；③对Ms点的影响：

Co、Al

使Ms↑，其它合金元素使Ms↓2奥氏体组织：愈细，成分及组织愈不均匀，未溶第二相愈多——左移。

T↑、t↑，晶粒粗大，成分、组织均匀，A稳定性↑——右移。其它：应力和塑性变形三过冷奥氏体连续冷却转变曲线(ContinousCoolingTransformation---CCT)

Vc：连续冷却中全部A过→M的最小V冷——临界淬火速度——上临界冷却速度VC′：连续冷却中全部A过→P的最大V冷—下临界冷却速度①：P；②：M；③：P+M共析碳钢TTT与CCT曲线A1MsMfTτC′CVcVc′MM+PP

共析碳钢CCT曲线

共析碳钢TTT曲线PS

Pk①②③Vc′′冷却速度对转变产物类型的影响：可用VC、VC′判断。当V>VC时，A过冷→M；

当V<VC′时，A过冷→P；

当VC′<V<VC

时，A过冷→P+M**实际中由于CCT曲线测量难，可用TTT曲线代替CCT曲线作定性分析，判断获得M的难易程度。**连续冷却的VC值是等温冷却C曲线中与鼻点相切的VC的1.5倍，故可用等温冷却C曲线中VC代替或估算.四钢的珠光体转变1珠光体的组织形态片状珠光体与球(粒)状珠光体(1)片状珠光体按层片间距不同又分为：

粗珠光体：S0=0.6-1.0μm，

索氏体（S）：S0=0.25-0.3μm，

屈氏体(T)：S0=0.1-0.15μm

┗取决于过冷度：

过冷度△T↑，S0↓Fe3CFS0B上B下珠光体晶团球（粒）状珠光体珠光体的形态取决于加热时奥氏体化的程度

┗奥氏体成分较均匀时→片状；

不均匀时→球（粒）状F/Fe3C相界面多少

Fe3C形态分布；P粒的HB、σb﹤P片；

P粒的ψ、δ﹥P片真实应变ε×1002：粒状珠光体1：片状珠光体真实应力σ204060802004006008002珠光体的性能S0

550600650700转变温度，℃00.20.4HRC20304050σb6080100120Ψ030503伪共析组织通过加快钢冷却速度，可获得强硬度较好的伪共析组织(1)定义：偏离共析成分的A过冷形成的珠光体。(2)形成条件：下图红线区GSEG′E′αγα+Fe3Cx1x2A3AcmA1Twc(3)应用：①亚共析钢热轧后即水冷或喷雾冷却，↓F先%，↑P%，↑σb；②↑V冷，（正火代替退火），抑制Fe3C先，消除网状渗碳体。五钢的马氏体转变V>VK转变式：A(f.c.c,0.77C%)→M(b.c.corb.c.t,0.77C%)

﹂只有晶格改组而无成分变化1马氏体晶体结构马氏体：C在α-Fe中的过饱和固溶体。单相亚稳正方度：c/a----c/a=1+0.046C%α马氏体：体心立方,C%<0.1%，c/a=1体心正方,0.2%~1.4%,c/a>1另：体心斜方,C%>1.4%,c/a>1,b/a>1bac2马氏体组织特征(1)板条状马氏体①单元体(单晶体)板条状组合特征：0.1~0.3μm<10μm马氏体束一些位向相同的板条晶构成马氏体束；原奥氏体晶粒中含3~5个位向不同的M束—块状马氏体主要存在于低碳钢中(C%<0.2%)——低碳马氏体

形成温度较高——高温马氏体⑵片状马氏体组织形态及特点：①单元体：片状，中间厚、两边薄—凸透镜状或针状；②组合特征：Ⅰ片与片之间不平行，约呈60°；

Ⅱ晶粒大小不等，先大后小，先形成的M片贯穿A晶粒；③亚结构：平行的细小孪晶——孪晶马氏体。∟形成的温度较低——低温马氏体高碳钢中常出现——高碳马氏体孪晶⑶其它形态马氏体闪电状、蝴蝶状等(4)工业用钢中淬火马氏体金相形态

①低碳钢：C<0.2%,全部板条②中碳钢：0.3~0.6%，板+片；③高碳钢：C>1.0%，片状00.40.81.2C,%

755025100板条马氏体量，%淬火马氏体金相形态影响因素：

实质取决于转变温度：高于200℃——板条状马氏体；低于200℃——片状马氏体因

C%↑，Ms及Mf↓

→形态与C%关系:低碳——板条状；高碳——片状C%MsMf温度，℃

Ms↑，A强度低（<210Mpa），易滑移（所需应力小）→位错,板条；

Ms↓,A强度高（>210Mpa），易孪生（所需应力小）→孪晶

,片状。

分界温度大约为200℃；滑移或孪生所需应力与温度及马氏体亚结构的关系应力温度孪生滑移板条状片状200℃本质：奥氏体变形方式的分界温度3马氏体的性能(1)硬度和强度特点：总体：高硬度、高强度

注意：Ⅰ、硬度、强度主要取决于C%,Me影响小。

C%↑,马氏体HRC↑。Ⅱ、须注意马氏体硬度与钢硬度的差异。C%↑,淬火钢HRC↑,0.6%C后基本趋于定值。

AR%高于ACm淬火高于AC1淬火马氏体硬度注意马氏体硬度与钢硬度的差异。—Fe3C↑—AR%↑钢中马氏体强化机制：①C的固溶强化：②相变强化(亚结构强化)：高密度位错、孪晶、层错；③时效(沉淀)强化：C向缺陷处扩散偏聚或析出，钉扎位错。C%σ0.6121：未时效2：0℃时效3hFe-Ni-C合金马氏体∟低碳M“自回火”。（2）塑性与韧性片状M：硬而脆；板条M：强而韧∟与亚结构有关板条M塑韧性好的原因：①含碳量低,过饱和度小；②淬火内应力小，形成微裂纹的敏感度小；高碳片状M塑韧性差的原因：①C过饱和度高，畸变大，②淬火内应力大，形成微裂纹的敏感度高。4马氏体转变的特点①无扩散性②切变共格③不完全性:转变在一定温度范围内进行，存在残余奥氏体。④转变快速性：M形成速度极快，10-5~10-7S(1)形成原因

Ⅰ、比容因素：M的形成为体积膨胀过程

Ⅱ、淬火温度通常高于Mf

中高碳钢、合金钢的Mf<室温,5残余奥氏体及其控制因素C%MsMf温度，℃0.6(2)影响A残%的因素主要取决于MS－化学成分C%AR%6040200.50.70.91.1经验式：

MS

(℃)=535-317wc-33wMn-28wCr-17wNi

-11(wSi+wMo+wW)注：①非简单迭加；②须固溶入A中。C%↑，Me↑,MS、Mf↓,AR↑；↑1%C使MS↓约300℃(3)残余奥氏体的作用及控制有害作用：①组织不稳定；②尺寸不稳定；③软，耐磨性差。有益作用：适量AR可一定程度提高韧性。例如：轴承钢中保留适量AR控制方法：热处理分解冷处理转变为M：-40℃~-60℃1组织形态

上贝氏体(550℃~350℃)组织构成：α(C)+Fe3C

铁素体：碳过饱和(0.03%)；成束、板条状平行排列；位错（108~109cm-2)；渗碳体：粒状或短杆状分布在F板条之间。六钢的贝氏体转变上贝氏体Fe3C过饱和α相羽毛状下贝氏体(350℃~230℃)组织:α(C)+FexC

铁素体：碳过饱和(0.3%)针、片状，互不平行；更高密度位错。渗碳体：粒状或短杆状平行分布在F相内部。过饱和α相Fe3C针状3贝氏体的机械性能（1）强度和硬度铁素体：取决于晶粒大小、C及Me固溶强化、位错密度碳化物：取决于弥散度、数量

σs(B上)<σs(B下)（2）韧性

ak（B下）》ak（B上）原因：B上中碳化物分布条间，有明显方向性，尺寸较大；4魏氏组织及性能魏氏组织：在奥氏体晶粒较粗大，冷却速度相对较快时，钢中先共析相（先共析铁素体或先共析渗碳体）以针状或片状形态从原奥氏体晶界沿奥氏体一定晶面往晶内平行或规则生长，并与片状珠光体混合存在，该组织称为~。

形成条件：A晶粒粗大；冷速适当缓慢：Fe扩散—网状F；

过快：C来不及扩散，抑制F形成总体：冷速较大时易形成魏氏组织的机械性能：韧性↓↓;消除方法：正火

珠光体、贝氏体、马氏体转变特点比较转变类型珠光体贝氏体马氏体转变温度高温(Ar1~550℃)中温(BS~MS)低温(<MS)扩散性Fe、C、Me扩散C扩散;Fe、Me不扩散C、Fe、Me均不扩散组成相两相组织：α+Fe3C两相组织：α(C)+FexC单相：C过饱和α(C)共格性无共格性共格性共格性七钢的回火转变淬火：钢加热到AC3或AC1以上，保温，V>V临界，M或B。回火：淬火钢加热到低于临界点A1的某温度，保温后以适当方式冷却到室温的热处理工艺。目的：（1）调整钢强硬度与塑韧性的配合，获要求的性能；（2）降低内应力，防止工件变形或开裂；（3）稳定组织，防尺寸变化。1回火过程中的组织转变

M+AR→不稳定组织→C的析出，四个过程：马氏体分解（<250℃）；

αM→α′+ε(FexC,x≈2.4

)

∟过饱和

∟弥散、共格、亚稳回火马氏体(2)残余奥氏体分解（200~300℃）；(3)碳化物类型的转变（250~400℃）；

ε→χ（Fe5C2）→θ(Fe3C)(4)α相回复与再结晶，碳化物聚集长大（400~650℃）

α相等轴化；θ相球化回复态α相＋θ相(Fe3C)——回火屈氏体再结晶α相＋球化与聚集长大的θ(Fe3C)

回火索氏体2回火钢的机械性能(1)硬强度及塑韧性:回火T↑,强硬度↓,塑韧性↑；但ak有低谷——回火脆性强硬度↓,塑韧性↑的原因：①C脱溶，α相过饱和度↓

α′+ε或θ

②位错密度↓或孪晶消失；③碳化物的聚集长大；④α相的回复、