钢的过冷奥氏体转变及热处理级

钢的过冷奥氏体转变及热处理PPT级演示文稿12023/5/22目前一页\总数一百六十四页\编于十二点22023/5/22钢的过冷奥氏体转变及热处理PPT级目前二页\总数一百六十四页\编于十二点本章主要内容过冷奥氏体转变类型过冷奥氏体等温转变过冷奥氏体连续冷却转变常规热处理方法热处理常用设备*目前三页\总数一百六十四页\编于十二点本章基本要求1.过冷A冷却方式、过冷奥氏体转变动力学图类型。2.过冷A等温转变动力学图、1)共析钢的过冷奥氏体等温转变曲图分析，过冷A发生种转变；2)非共析钢的过冷A等温转变动力学图与共析钢的过冷A等温转变动力学图的异同，合金钢的过冷A等温转变图类型；3)影响过冷A等温转变动力学图形状的因素；4)过冷A等温转变动力学图的测定（金相法硬度法）。3.过冷A连续冷却转变图

1)共析钢CCT图分析：线、区，不同的冷却速度下A发生的转变，临界冷却速度；2)非共析钢CCT图与非共析钢CCT图的异同；3)金相硬度法测定过冷A连续转变动力学图原理和方法；4）过冷奥氏体连续转变动力学图的应用。目前四页\总数一百六十四页\编于十二点概述

热处理是使固态金属通过加热、保温、冷却工序改变其内部组织结构，以获得预期性能的工艺过程。热处理通常包括加热、保温和冷却三个步骤，其中冷却往往是最关键的步骤。正确地进行热处理，可以成倍、以至数十倍地提高零件的使用寿命。热处理能改变工件性能的根本原因是在热处理过程中金属的内部组织结构发生了变化。钢件加热到临界点(A1或A3)以上形成奥氏体。奥氏体冷却到临界点以下的奥氏体，是非稳定组织，称为过冷奥氏体。过冷奥氏体在不同的冷却条件下，可以通过不同的转变机制进行转变，最终可能转变为珠光体、贝氏体、马氏体或它们的混合组织，从而导致钢件具有不同的性能。目前五页\总数一百六十四页\编于十二点

冷却条件分为两大类：一是平衡冷却条件或接近于平衡冷却条件，特征是不考虑时间因素，或者说时间无限长，Fe-Fe3C相图就是在这种条件下获得的。二是非平衡冷却条件，它受时间因素影响。

相变动力学是研究新相形成量与时间、温度关系的学科。

钢的过冷奥氏体转变动力学图就是研究某一成分的钢的过冷奥氏体转变产物与温度、时间的关系及其变化规律。掌握过冷奥氏体的非平衡冷却条件下的转变规律，对热处理生产具有直接的指导意义。目前六页\总数一百六十四页\编于十二点4.1过冷奥氏体转变类型奥氏体在临界点以下是不稳定组织。当奥氏体被过冷到临界点以下时，将转变为较稳定的组织。如果冷却速度极慢，则转变可以按Fe-Fe3C状态图进行，即首先沿GS及ES线析出先共析铁素体或先共析渗碳体。最后具有共析成分的奥氏体将分解为铁素体与渗碳体。目前七页\总数一百六十四页\编于十二点但在实际热处理中采用的冷速均较大。由于冷速大，先共析相来不及沿GSE线析出，共析成分的奥氏体也来不及在略低于A1的温度分解完毕，故奥氏体有可能被过冷到较低的温度，在较大的过冷度下发生转变。随着过冷度的增大，转变温度的降低，转变驱动力增大，铁原子与碳原子的活动能力下降，过冷奥氏体的转变机制不同。过冷奥氏体的转变分为三大类：铁原子与碳原子均能充分扩散的高温转变，即珠光体转变；铁原子已难以扩散而碳原子尚能扩散的中温转变，即贝氏体转变；以及铁原子与碳原子均已不能扩散的低温转变，即马氏体转变。目前八页\总数一百六十四页\编于十二点4.1.1珠光体转变

珠光体类(P)转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变，又称高温转变。产物为珠光体，是由铁素体和渗碳体两相的机械混合物，其组成相通常呈片层状。铁素体和渗碳体两相的含碳量、晶体结构相差悬殊且与奥氏体截然不同，转变时必然发生C的扩散和晶格的改组，因此珠光体转变是典型的扩散型相变。

目前九页\总数一百六十四页\编于十二点珠光体是含碳量0.77％的铁碳合金发生共析转变的产物，是有铁素体和渗碳体组成的机械混合物(α+Fe3C)，根据渗碳体形态不同，常见的珠光体分为片状P和粒状P

，前者渗碳体呈片状，后者渗碳体呈粒状。粒状P是片状P球化

形成的，如球化退火、淬火＋高温回火。目前十页\总数一百六十四页\编于十二点

片状珠光体的力学性能主要取决片间距和珠光体团的直径，珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸。随片间距和珠光体团的直径减小，塑变能力、硬度、强度和塑性提高。粒状珠光体的力学性能主要取决于Fe3C颗粒大小、形态、数量、分布。Fe3C颗粒越小，分散越均匀，硬度和强度提高。碳化物越接近等轴状，分布越均匀，塑韧性越好在成分相同的情况下粒状珠光体的硬度、强度比片状珠光体的低，但塑性和韧性好；粒状珠光体具有良好的综合力学性能。目前十一页\总数一百六十四页\编于十二点4.1.2贝氏体转变

过冷奥氏体到珠光体和马氏体转变之间的中温转变，称为贝氏体转变。转变产物称为贝氏体，记为B，是铁素体和碳化物组成的机械混合物。贝氏体转变兼有珠光体和马氏体转变的特征，又有其独特之处。即贝氏体中的α相形成是无扩散的，而碳化物的析出则是通过扩散进行的，因此贝氏体转变又称为半扩散型转变。贝氏体的力学性能取决于贝氏体的组织形态。贝氏体的强度和韧性与形成温度有关，上贝氏体的强度和韧性低于下贝氏体。

目前十二页\总数一百六十四页\编于十二点贝氏体的组织形态是多种多样的，典型的贝氏体有：上贝氏体和下贝氏体。

上贝氏体由F和Fe3C组成的非层片状混合物，在550～350℃温度区间形成，在光学显微镜下的特征呈羽毛状，F呈大致平行的条状，自A晶界的一侧或两侧向A晶内伸展，Fe3C呈不连续的、短杆状分布于F条之间。下贝氏体由F和碳化物组成的非层片状混合物，在350℃～Ms温度区间形成，在A晶粒内部沿某些晶面单独的或成堆的长成竹叶状（黑色片状或针状），立体形态呈双凸透镜状，碳化物呈细片状或颗粒状分布在F针内。上贝氏体下贝氏体目前十三页\总数一百六十四页\编于十二点4.1.3马氏体转变

马氏体转变的含义：指钢从奥氏体状态快速冷却(即淬火)而发生的无扩散型相变，转变产物称为马氏体。

马氏体的定义：（1）马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体；（2）马氏体是在冷却过程中所发生的基本特征属于马氏体型转变的转变产物获得马氏体是强化钢的重要途径之一,是使钢强韧化的先决条件。目前十四页\总数一百六十四页\编于十二点钢中马氏体的形态很多，其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。

板条马氏体:低碳钢中的马氏体组织是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，亚结构为高密度的位错。

片状(针状)马氏体:在高碳钢中形成的马氏体完全是片状马氏体。在显微镜下观察时呈针状或竹叶状。亚结构主要是孪晶。马氏体组织目前十五页\总数一百六十四页\编于十二点马氏体力学性能：钢中马氏体力学性能的显著特点是具有高硬度和高强度。马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量。其硬度和屈服强度随含碳量的增加而升高。

马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。在相同屈服强度下，板条马氏体比片状马氏体具有较高的韧性。目前十六页\总数一百六十四页\编于十二点转变温度范围过冷程度转变产物代表符号组织形态层片间距转变产物硬度HRCA1～650℃小珠光体P粗片状约0.3μm<25约650～600℃中索氏体S细片状约0.1～0.3μm25～35约600～550℃较大托氏体T极细片状约0.1μm35～40约550～350℃大上贝氏体B上羽毛状－40～45约350℃～Ms更大下贝氏体B下黑片(针)状－45～50Ms～Mf最大马氏体M板条状－40左右双凸透镜状－>55共析钢过冷奥氏体转变温度与转变产物的组织和性能目前十七页\总数一百六十四页\编于十二点本节小结过冷奥氏体的转变类型常见珠光体的两种形态及他们的性能差异，渗碳体的形态。常见贝氏体的两种形态及他们的性能差异，碳化物的形态和分布。常见马氏体的两种形态及他们的性能差异。目前十八页\总数一百六十四页\编于十二点4.2过冷奥氏体等温转变目前十九页\总数一百六十四页\编于十二点热处理过程：加热、保温、冷却

冷却方式有二种：连续冷却方式和等温冷却方式dT/dτ→∞时是平衡条件，否则就是非平衡条件。过冷奥氏体在非平衡条件下冷却，可有三种形式。其中：(a)dT/dτ=0，为等温冷却；(b)dT/dτ=C，为连续冷却；(c)dT/dτ=f(τ)，为实际冷却。概述目前二十页\总数一百六十四页\编于十二点过冷奥氏体的转变方式有等温转变和变温转变（连续冷却转变）两种。

等温转变是将钢加热到奥氏体状态后，迅速冷却到临界点A1以下的某一恒定温度下，随时间的增长，新相形成量(一般以体积分数表示)增加的相变，并完成其组织转变的过程。

变温转变是新相形成量是温度和时间的函数的相变。目前二十一页\总数一百六十四页\编于十二点

过冷奥氏体等温转变动力学图是表示过冷奥氏体等温转变温度、时间和转变产物三者之间的关系图，称为C曲线。

TTT－TemperatureTimTransformationdiagram

IT－IsothermalTransformationdiagram过冷奥氏体等温转变图综合反映了过冷奥氏体在冷却时的等温转变温度、等温时间和转变量之间的关系（即反映了过冷奥氏体在不同的过冷度下等温转变的转变开始时间、转变终了时间、转变产物类型、转变量与等温温度、等温时间的关系）。目前二十二页\总数一百六十四页\编于十二点

1.TTT图及其特点(1)共析钢的C曲线分析-线、区的意义

线：纵坐标为温度，横坐标为时间，临界点A1线，MS线，Mf线，转变开始线，转变终了线。4.2.1过冷奥氏体等温转变动力学图(TTT图)

区：A1以上为稳定A区，过冷A区，过冷A等温转变区(A→P、A→B)转变产物区(P、B)，M形成区(A→M)、M转变产物区(M或M+Ar).转变开始线与纵坐标之间的距离为孕育期。孕育期最短的部位，即转变开始线的突出部分，称为鼻子。碳钢鼻尖处的温度为550℃。目前二十三页\总数一百六十四页\编于十二点

(2)转变产物依等温温度不同，大体可分为三个温度区(转变类型)：

C曲线明确表示了过冷奥氏体在不同温度下的等温转变产物。P型转变：高温区(A1～550℃)、过冷度小，A→P；扩散型相变

M型转变：低温区(在MS以下)、过冷度大，A→M；非扩散型相变

型转变：中温区(550℃～MS)，A→B。半扩散型相变

在中部区域可能得到P和B的混合组织；在下部区域可能得到M和B的混合组织；目前二十四页\总数一百六十四页\编于十二点共析钢过冷奥氏体转变产物转变类型转变产物形成温度，℃转变机制显微组织特征HRC获得工艺珠光体PA1～650扩散型粗片状，F和Fe3C相间分布5-20退火S650～600细片状，F合Fe3C相间分布20-30正火T600～550极细片状，F和Fe3C相间分布30-40等温处理贝氏体B上550～350半扩散型羽毛状，短棒状Fe3C分布于过饱和F条之间40-50等温处理B下350～MS竹叶状，细片状Fe3C分布于过饱和F针上50-60等温淬火马氏体M针MS～Mf无扩散型针状60-65淬火M*板条MS～Mf板条状50淬火目前二十五页\总数一百六十四页\编于十二点转变产物组织特征目前二十六页\总数一百六十四页\编于十二点

(3)共析钢的过冷奥氏体等温转变动力学图为何呈“C”字形？

过冷奥氏体等温转变速度受两个主要因素：驱动力△Gv和原子的扩散系数D。等温温度愈低，过冷度大，驱动力△Gv大，等温转变速度越大；但等温温度愈低，扩散系数D减小，原子扩散能力下降，转变速度减小；这两个因素的作用是矛盾的。

(1)高温时，过冷度小，驱动力△Gv小，扩散系数D大，原子扩散能力大，以驱动力△Gv影响为主。

(2)低温时，过冷度大，驱动力△Gv大，扩散系数D小，原子扩散能力小，以扩散系数D影响为主。

上述两个因素综合作用的结果，在550℃是驱动力和原子的扩散的作用都充分发挥，孕育期最短，使TTT图呈C字形。TTT图为珠光体等温转变、马氏体连续转变、贝氏体等温转变的综合。目前二十七页\总数一百六十四页\编于十二点

（4）非共析钢的过冷A等温转变曲图对亚共析钢在发生P转变之前有先共析F析出，因此亚共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析F析出线，且该线随含碳量增加向右下方移动，直至消失。

目前二十八页\总数一百六十四页\编于十二点对过共析钢在发生P转变之前有先共析渗碳体析出，因此过共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析渗碳体析出线，且随含碳量增加向左上方移动，直至消失。

目前二十九页\总数一百六十四页\编于十二点非共析钢的过冷A等温转变曲图与共析钢的A等温转变图不同三者比较目前三十页\总数一百六十四页\编于十二点

（5）合金钢的过冷A等温转变曲线合金钢的过冷A等温转变曲线由于受碳和合金元素的影响，图形比较复杂。常见的C曲线有四种形状：(a)表示A→P和A→B转变线重叠；(b)表示转变终了线出现的二个鼻子；(c)表示转变终了线分开，珠光体转变的鼻尖离纵轴远；(d)表示形成了二组独立的C曲线。综上所述，C曲图为珠光体等温转变、马氏体连续转变、贝氏体等温转变的综合。需指出的是珠光体转变和贝氏体转变可能重叠得到珠光体加贝氏体混合组织。贝氏体转变与M转变也会叠。

目前三十一页\总数一百六十四页\编于十二点2.TTT图的建立

TTT图的建立是在等温冷却条件下，利用过冷奥氏体等温转变产物的组织形态和物理性质的变化，通过实验的方法绘制的。

常见测定方法有：●金相法；珠光体、贝氏体、马氏体等具有不同的形貌；●硬度法；与金相法配合使用；●膨胀法；奥氏体比容最小；●磁性法：奥氏体-顺磁性，转变产物-居里值以下为铁磁性；●电阻法：电阻与晶体缺陷浓度有关，测定开始线十分有效。目前三十二页\总数一百六十四页\编于十二点以金相硬度法为例介绍共析钢过冷奥氏体等温转变曲线的建立。

金相硬度法是将金相法和硬度法结合在一起的方法，其原理是利用金相显微镜直接观察过冷奥氏体在不同等温温度下进行等温转变的产物的组织形态和数量，并测量转变产物的硬度，根据组织的变化和硬度的差异来确定过冷奥氏体等温转变的转变开始时间和转变终了时间。在温度、时间坐标上绘制C曲线。

目前三十三页\总数一百六十四页\编于十二点共析碳钢TTT曲线建立过程示意图目前三十四页\总数一百六十四页\编于十二点

金相法硬度法其过程如下：

一、金相法：将共析钢加工成φ10--15mm、厚1.5mm圆片状试样，并分成若干组，每次取一组试样，在盐浴炉内加热使之奥氏体化后，置于一定温度的恒温盐浴槽中进行等温转变，停留不同时间之后，逐个取出并快速浸入盐水中，使等温过程中发生等温转变的奥氏体转变为新相马氏体，则淬火后得到的马氏体量即等温过程中未及转变的奥氏体量。将各试样经制备后进行组织观察。马氏体在显微镜下呈白亮色。白亮的马氏体数量就等于未转变的过冷奥氏体数量。当在显微镜下发现某一试样刚出现灰黑色产物（珠光体）（一般为99.5%马氏体）时，所对应的等温时间即为过冷奥氏体转变开始时间，到某一试样中无白亮马氏体（一般为0.5%马氏体）时，所对应的时间即为转变终了时间。用上述方法分别测定不同等温条件下奥氏体转变开始和终了时间。

目前三十五页\总数一百六十四页\编于十二点5506502s10s5s2s5s10s30s40s目前三十六页\总数一百六十四页\编于十二点

二、硬度法：当奥氏体未发生等温转变时，淬入盐水后奥氏体全部转变为马氏体，硬度值高，为一定值；当奥氏体发生部分等温转变时，淬入盐水后组织为马氏体与珠光体或贝氏体的混合组织，硬度值下降且随等温转变产物量增多而不断下降，直至转变完了，硬度值趋于一定值；即当奥氏体全部发生等温转变时，淬入盐水后组织为珠光体或贝氏体的组织，硬度值低，也为一定值；硬度开始明显下降所对应的等温时间即为过冷奥氏体转变开始时间，硬度开始保持不变所对应的时间即为转变终了时间。用上述方法分别测定不同等温条件下奥氏体转变开始和终了时间。目前三十七页\总数一百六十四页\编于十二点

三、绘制TTT曲线：最后将所有转变开始和终了点标在温度、时间坐标上，并分别连接起来，即得到过冷奥氏体等温转变曲线，如图。实验表明，当过冷奥氏体快速冷至不同的温度区间进行等温转变时，可能得到如下不同的产物及组织。图的下部的MS点、Mf点也由实验的方法测定。目前三十八页\总数一百六十四页\编于十二点4.2.2TTT图的基本形式目前三十九页\总数一百六十四页\编于十二点第一种：具有单一的C曲线(两组C曲线完全重迭)如亚共析碳钢、含非碳化物形成元素Ni、Cu、Si、<1.5%Mn的合金钢两组C曲线部分重迭，但2个鼻子时间基本相同，如37CrSi。目前四十页\总数一百六十四页\编于十二点第二种：两组C曲线分离，且两组C曲线鼻子对应的时间有差异，珠光体转变向右显著推移。如20Cr、40Cr、12Cr2Ni4、40CrNi、35CrMo、40CrMn（B的时间短）（含少量碳化物形成元素）。目前四十一页\总数一百六十四页\编于十二点第三种：两组C曲线分离，且两组C曲线鼻子对应的时间有差异，贝氏体转变向右显著推移。GCr15、9Cr、9Cr2、CrMn、CrW、CrWMn（P的时间短）。目前四十二页\总数一百六十四页\编于十二点

第四种：两组C曲线完全分离，P明显右移，只有B转变曲线。如：45Cr3、40Cr2Ni4、35CrNi3Mo、5CrNiMo、5CrNiMoV、3Cr2W8。目前四十三页\总数一百六十四页\编于十二点第五种：两组C曲线完全分离，B明显右移，只有P转变曲线。如：Cr12，Cr5MoV，Cr12MoV，W18Cr4V目前四十四页\总数一百六十四页\编于十二点第六种：两组C曲线强烈右移，0℃»Ms，室温以上只有碳化物析出线而不出现C曲线。如：4Cr14Ni14W2Mo。目前四十五页\总数一百六十四页\编于十二点4.2.3影响过冷奥氏体C曲线形状的因素

A的成分：Wc和合金元素奥氏体状态：奥氏体晶粒大小的影响加热温度和保温时间原始组织应力塑性变形

目前四十六页\总数一百六十四页\编于十二点

(1)奥氏体含碳量含碳量不改变C曲线的形状但对P转变、B转变的影响不同。共析钢的过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。与共析钢相比，亚共析钢和过共析钢C曲线的上部各多一条先共析相的析出线。

1.奥氏体的成分目前四十七页\总数一百六十四页\编于十二点①

对珠光体转变影响①非共析钢在发生P转变之前有先共析相（铁素体、渗碳体）析出，因此非共析钢的过冷奥氏体等温转变C曲线在左上角有一条先共析相析出线，且先共析相析出线随含碳量的变化而移动。②共析钢的C曲线最靠右，亚共析钢的C曲线随含碳量增加向右移动；过共析钢的C曲线随含碳量增加向左移动。③碳对C曲线的影响不如Me。因此，共析钢的C曲线离纵轴最远，共析钢的过冷奥氏体最稳定。

目前四十八页\总数一百六十四页\编于十二点奥氏体中含碳量的影响过共析钢共析钢亚共析钢时间温度A1目前四十九页\总数一百六十四页\编于十二点原因：在相同条件下，随亚共析钢中碳含量增加，获得铁素体晶核几率下降，铁素体长大时需扩散去的碳量增大，扩散的距离增大，先共析铁素体析出的孕育期增长，铁素体析出速度下降；一般认为铁素体析出有利与珠光体转变，而珠光体的析出在铁素体之后，铁素体析出速度减慢，珠光体的析出速度也减慢，C曲线向右移动。在过共析钢中，若在Ac1～Accm之间加热，随碳含量增加，奥氏体中碳含量不变，未溶的渗碳体的量增加，未溶的渗碳体有促进珠光体形核的作用，降低了奥氏体的稳定性，C曲线向左移动。若在Accm以上加热，随碳含量增加，奥氏体中碳含量增加，获得渗碳体晶核几率增加，先共析渗碳体与珠光体孕育期缩短，析出速度增加，转变速度增加。这是由于随碳量增加，珠光体的形成是在渗碳体之后，故也加快。C曲线向左移动。

目前五十页\总数一百六十四页\编于十二点

②对贝氏体转变

贝氏体长大速度是受碳扩散控制（碳在铁素体内的脱溶）。这是由于贝氏体转变时领先相为铁素体，随奥氏体中碳含量的增加，获得铁素体晶核几率下降。铁素体长大时，转变时需扩散的原子量增加，贝氏体转变之前铁素体转变速度下降，贝氏体转变也减慢，C曲线右移。

目前五十一页\总数一百六十四页\编于十二点③对马氏体转变碳含量（Wc）增加，Ms下降、Mf下降；Ms和Mf下降不一致。Wc<0.6%，Mf比Ms下降得快。①碳含量增加，Wc<0.2%，Ms显著下降；Wc>0.2%，Ms直线下降。②Wc<0.6%，Mf显著下降；Wc>0.6%，Mf下降缓慢，Mf<0℃（低于室温）。目前五十二页\总数一百六十四页\编于十二点(2)合金元素

除Co、Al以外，大多数合金元素总是不同程度地延缓珠光体和贝氏体相变，这是由于它们溶入奥氏体后，增大其稳定性，从而使C曲线右移。其中碳化物形成元素的影响最为显著。如果碳化物形成元素未能溶入奥氏体，而是以残存未溶碳化物微粒形式存在，则将起相反作用，使C曲线左移。如果碳化物全部溶入奥氏体，除Co、Al外，大多数合金元素总是不同程度地降低马氏体转变温（Ms、Mf），并增加残余奥氏体量。

目前五十三页\总数一百六十四页\编于十二点奥氏体中含合金元素的影响:

除Co、Al(＞2.5%)外,所有合金元素溶入奥氏体中,会引起:向右移向下移MsA1A1Ms含Cr合金钢目前五十四页\总数一百六十四页\编于十二点合金元素对C曲线影响可分为两大类：（1）非（或弱）碳化物形成元素：主要有Co、Ni、Mn、Cu、Si、B等。这类元素除Co、Al(＞2.5%)外使C曲线右移，但对C曲线的形状影响不大。（2）碳化物形成元素：主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Nb等。这类元素溶入奥氏体，从而使C曲线右移，且改变C曲线的形状和位置，使珠光体转变的C曲线移向高温、贝氏体转变的C曲线移向低温，从而C曲线分离成上下两部分，呈现双C曲线的特征。合金元素对贝氏体转变与对珠光体转变的影响有所不同。

目前五十五页\总数一百六十四页\编于十二点Cr元素及含量对C曲线的影响目前五十六页\总数一百六十四页\编于十二点①合金元素对珠光体转变除Co、Al以外，大多数合金元素是延缓P转变。合金元素对P转变动力学影响的原因：合金元素的自扩散、对碳的扩散、改变了A→F转变速度、改变了临界点、对奥氏体/F界面的拖拽作用。在这些合金元素中Mo的影响最为强烈，W为Mo的影响一半，Cr、Mn、Ni明显提高过冷A的稳定性，Si、Al稍有提高过冷A体的稳定性，Co减小过冷A的稳定性。②合金元素对马氏体转变除Co、Al以外，大多数合金元素使Ms、Mf下降。化学成分对Ms点的影响的原因：（1）改变了T0；（2）改变了奥氏体的强度。③合金元素对贝氏体转变除Co、Al以外，大多数合金元素是延缓B转变，这是由于它们溶入A后，增大其稳定性，从而使C曲线右移。但它们的作用不如碳显著。合金元素对B转变动力学影响的原因：（1）合金元素影响碳在A和F中扩散；改变了A→F转变速度；改变了BS点；影响在一定温度下的相间自由能差，影响驱动力。强碳化物形成元素减缓B转变速度。

目前五十七页\总数一百六十四页\编于十二点2.

奥氏体晶粒大小奥氏体晶粒度增加，奥氏体晶粒愈细，晶界面积增多，使晶界形核的珠光体易于形核，有利于珠光体转变发生，C曲线左移，会加速珠光体转变，但对晶内形核的贝氏体贝氏体转变影响较小；A晶粒愈粗，C曲线右移。对马氏体转变奥氏体晶粒长大，缺陷减少及奥氏体均匀化。马氏体形成的阻力减小，Ms升高。晶粒度对8640钢（C0.38～0.43％，Mn0.75～1.0％，Si0.2～0.3％，Ni0.4～0.7％，Cr0.4～0.6％，Mo0.15～0.25％）TTT曲线的影响

目前五十八页\总数一百六十四页\编于十二点3.

奥氏体的均匀化程度奥氏体成分越均匀，冷却时新相形核与长大过程中所需的扩散时间就越长，因此使C曲线右移，并且还使Ms点下降。目前五十九页\总数一百六十四页\编于十二点

4.原始组织

原始组织主要影响A成分均匀性。在相同加热条件下，原始组织愈细，加热后奥氏体成分愈均匀，随之冷却后珠光体转变和贝氏体转变的形核率下降，长大减慢，C曲线右移。原始组织愈粗，奥氏体成分不均匀，促进奥氏体分解，C曲线左移。

3.

奥氏体的均匀化程度奥氏体成分越均匀，冷却时新相形核与长大过程中所需的扩散时间就越长，因此使C曲线右移，并且还使Ms点下降。目前六十页\总数一百六十四页\编于十二点4.奥氏体的加热温度和保温时间

相同条件下加热温度和保温时间主要是通过改变奥氏体成分和状态来影响珠光体转变和贝氏体转变。因为奥氏体成分不一定是钢的成分，必然对随后的冷却转变起影响。当原始组织相同时，提高奥氏体化加热温度和保温时间，将会促进碳化物溶解使奥氏体成分均匀和奥氏体晶粒长大，C曲线右移。奥氏体中有未溶解的碳化物、促进奥氏体分解，C曲线左移。目前六十一页\总数一百六十四页\编于十二点①加热温度和保温时间对珠光体转变提高奥氏体化加热温度和保温时间，一使奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，珠光体形核位置减少，使珠光体难于形核，C曲线右移；二使奥氏体均匀化程度高，浓度梯度下降，形核长大减慢，C曲线右移。所以一定要指明成分，晶粒度及奥氏体化温度，才可查得相应的C曲线。当奥氏体化温度下降，保温时间缩短,奥氏体成分不均匀，晶粒减小，晶界面积增加，珠光体形核位置增加，形核率增加，C曲线左移。上述二种影响，当珠光体转变是在高温时更为剧烈。目前六十二页\总数一百六十四页\编于十二点②加热温度和保温时间对马氏体转变加热温度和保温时间的影响是两方面的。①提高奥氏体化加热温度和保温时间，奥氏体晶粒长大，缺陷减少及奥氏体均匀化。马氏体形成的阻力减小，Ms升高。②提高奥氏体化加热温度和保温时间，有利于碳和合金元素溶入奥氏体中。Ms下降。若排除化学成分的影响，提高奥氏体化加热温度和保温时间，使MS升高。③加热温度和保温时间对贝氏体转变奥氏体化温度越高，奥氏体成分均匀化程度高，减缓碳的再分配；同时奥氏体晶粒越大，贝氏体转变的孕育期越长，贝氏体转变的速度减慢，C曲线右移。

目前六十三页\总数一百六十四页\编于十二点

6.塑性变形的影响无论是高温（在奥氏体稳定区域）还是低温（在亚稳定奥氏体区域）变形，对过冷奥氏体转变动力学均有显著影响。

塑性变形加速珠光体转变，C曲线左移。一般来说，奥氏体塑性变形会使奥氏体晶粒细化（通过再结晶），或者是增加亚结构（位错、挛晶、滑移带）。并且随着形变量增大，珠光体转变孕育期将缩短，使C曲线左移。对贝氏体转变在高温（800～1000℃）进行塑性变形，贝氏体转变的孕育期越长，贝氏体转变的速度减慢，转变的不完全性增大，C曲线右移；在BS点低温亚稳的奥氏体区进行塑性变形加速贝氏体转变，C曲线左移。对马氏体转变来说，①若在Ms以上某一温度范围内经塑性变形会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变，使Ms升高，产生应变诱发马氏体。②若在Ms～Mf温度范围内的某一温度进行塑性变形也会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变。③若在Md以上某一温度范围内经塑性变形不会产生应变诱发马氏体

目前六十四页\总数一百六十四页\编于十二点

7.应力的影响在奥氏体状态下施加拉应力或单向压应力，促进奥氏体分解，珠光体转变和贝氏体转变加快，C曲线左移，Ms升高。在奥氏体状态下施加多向压应力，减慢奥氏体分解，珠光体转变和贝氏体转变减慢，C曲线右移，Ms下降.综上所述，过冷奥氏体等温转变曲线的形状和位置受上述多种因素的影响，因此在使用时必须注意其标明的试验条件，包括钢的成分（微量元素）、奥氏体化条件、外界条件等。目前六十五页\总数一百六十四页\编于十二点本节小结能绘制共析钢的过冷奥氏体等温转变图，标注并分析各线、区的意义；随过冷度增加，过冷奥氏体发生的哪三种转变？转变产物和转变类型。过冷奥氏体等温转变动力学图为何呈“C”字形？非共析钢的TTT图与共析钢的TTT图的异同点。影响过冷奥氏体等温转变动力学图的因素。采用金相硬度法测定共析钢冷奥氏体等温转变图的原理和过程。目前六十六页\总数一百六十四页\编于十二点本节思考题

1.能绘制共析钢的TTT图，标注并分析各线、区的意义；

2.随过冷度增加，过冷奥氏体发生的哪三种转变？转变产物和转变类型。

3.TTT图为何呈“C”字形？

4.非共析钢的TTT图与共析钢的TTT图的异同？

5.影响TTT图的因素有哪些？如何影响？

6.采用金相硬度法测定共析钢TTT图的原理和过程。

7.过冷奥氏体等温转变动力学图的应用。目前六十七页\总数一百六十四页\编于十二点4.3过冷奥氏体连续转变过冷奥氏体连续冷却转变图（又称CCT图或CT图）：综合反映了过冷奥氏体在连续冷却时的转变温度、时间和转变量之间的关系（即反映了过冷奥氏体在不同的冷却速度下转变的转变开始时间、转变终了时间、转变产物类型、转变量与转变温度、转变时间的关系）。CCT－ContinuousCoolingTransformationdiagram目前六十八页\总数一百六十四页\编于十二点4.3.1过冷奥氏体连续转变动力学图的建立CCT图的建立是在连续冷却条件下，利用过冷奥氏体连续冷却转变过程中的组织形态和物理性质的变化，通过测定不同冷速下过冷奥氏体的转变量的方法绘制的。但测定的困难，原因是维持恒定冷速困难；各种组织的精确定量困难；冷却过程中时间、温度的精确测量困难。

测定方法有：金相硬度法、膨胀法、端淬法及磁性法等。一般用快速膨胀仪，样品尺寸Φ8×12mm。目前六十九页\总数一百六十四页\编于十二点

金相硬度法测定CCT图的方法如下:为取得恒定冷速，采用一组高度和内径相同而外径各不相同的套。将一组高度和外径与上述的套相匹配的试样，放入套中，经奥氏体化后冷却。在同一种介质中，外径不同的套中的试样有不同的冷却速度，这样就可以得到以不同恒速冷却的一组试样。经一定时间冷却后淬入盐水中，自套中取出试样，测定硬度和观察组织，就可得到不同途径下转变的开始点和结束点。将这些点连起来就构成了CCT图。目前七十页\总数一百六十四页\编于十二点4.3.2过冷奥氏体连续转变动力学图(CCT图)

1.CCT图分析及特点共析钢过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式如图，该图的纵坐标为温度，横坐标为时间，采用对数坐标。

(1)线、区的意义

线：纵坐标为温度，横坐标为时间，A1线，MS、Mf线、P转变开始线，P转变终了线，P转变中止线。当连续冷却曲线碰到转变中止线时，珠光体转变中止，余下的奥氏体一直保持到Ms以下转变为马氏体。

区：稳定A区，过冷A区，过冷A连续冷却P转变区（A→P），M形成区（A→M）、转变产物区（P、M）。目前七十一页\总数一百六十四页\编于十二点(2)CCT图的特点共析钢的CCT曲线没有贝氏体转变区，在珠光体转变区之下多了一条转变中止线。当连续冷却曲线碰到转变中止线时，珠光体转变中止，余下的奥氏体一直保持到Ms以下转变为马氏体。图中的Vk为CCT曲线的临界冷却速度，即获得全部马氏体组织时的最小冷却速度。Vk’为TTT曲线的临界冷却速度.Vk’1.5Vk。目前七十二页\总数一百六十四页\编于十二点2.连续冷却速度对转变产物的影响（分析）随冷却速度增加，A发生以下转变：

(1)V<VK’，A→P全部

(2)VK’<V<VK，A→P部分，剩余A→M

(3)V>VK，A→M全部

注意：VK’和VK为临界冷却速度.临界冷却速度VK—下临界冷却速度VK’—Vk’Vk时间/s温度/℃共析钢CCT图共析温度连续冷却转变曲线完全退火正火等温转变曲线油淬水淬M+A’M+T+A’SP200100目前七十三页\总数一百六十四页\编于十二点

共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变组织目前七十四页\总数一百六十四页\编于十二点

3.非共析钢CCT图分析

(1)亚共析钢CCT图亚共析钢CCT图与共析钢CCT图有很大的差别，亚共析钢CCT图出现了先共析F析出区和贝氏体转变区，多A→F开始线。马氏体转变开始线与等温转变动力学图不同，MS不再为水平线，而是向右下侧倾斜，这是由于珠光体与贝氏体的转化，F析出使使奥氏体含碳量得到富化，而使MS降低的缘故。35CrMo钢的过冷奥氏体连续转变动力学图，图内有各种产物存在的区域和各种速度的冷却曲线。冷却曲线终端的小圆圈内数字为转变产物的硬度值，可为洛氏硬度或维氏硬度。冷却曲线与转变终了线交点处的数字为该产物所占的百分数。根据各冷却曲线通过的区域及其与转变终了线交点处的数字，就可断定在该冷速下冷却可得到的转变产物及其所占的百分数。

目前七十五页\总数一百六十四页\编于十二点

(2)过共析钢CCT图过共析钢CCT图与共析钢CCT图相似，也无贝氏体转变区，不同的是出现了先共析Fe3C析出区，CCT曲线多一条A→Fe3C转变开始线。MS也不为水平线，而是向右上侧倾斜，这是由于马氏体转变前有先共析Fe3C析出或部分珠光体转变，使周围奥氏体贫碳，而使MS升高的缘故。目前七十六页\总数一百六十四页\编于十二点不同含碳量对过冷奥氏体连续冷却转变图的影响共析钢CCT曲线过共析钢CCT曲线亚共析钢CCT曲线目前七十七页\总数一百六十四页\编于十二点亚共析钢连续转变曲线和产物共析钢连续转变曲线和产物过共析钢连续转变曲线和产物含碳量对连续冷却转变的影响目前七十八页\总数一百六十四页\编于十二点

4.CCT图的类型合金钢的连续转变动力学图由于受碳和合金元素的影响，图形比较复杂。常见的等温动力学图和连续转变动力学图请参考专门的图册。连续转变动力学图与奥氏体化条件(温度、时间)有关，与奥氏体晶粒度有关，原因同等温转变相似。不同的冷却速度可得到不同产物。过冷奥氏体连续冷却转变图的几种主要类型：a)碳钢和含非碳化物形成元素的低合金钢；b)合金结构钢；c)合金工具钢；d)含有多量Mn、Cr、Ni、Mo的合金结构钢(18Cr2Ni4WA)；e)高铬钢(如3Cr13)；f)易形成碳化物的奥氏体钢目前七十九页\总数一百六十四页\编于十二点4.3.3共析碳钢TTT曲线与CCT曲线的比较稳定的奥氏体区时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1MsMfCCT曲线TTT曲线目前八十页\总数一百六十四页\编于十二点1、CCT曲线相对于TTT图的右下方。2、CCT曲线只有相当于TTT图上半部分。

3、共析、过共析钢的CCT图上不出现贝氏体相变。合金钢连续冷却时可以有珠光体转变而无贝氏体转变，也可以有贝氏体转变而无珠光体转变，或者两者兼而有之。4、转变在一个温度范围内完成，往往获得混合组织。主要由于C%高，B体相变需要扩散较多碳原子，相变速度太慢，从而在实际冷却条件下，难以实现相变对成分的要求。母相C%高，导致切变阻力增大，难以实现按切变机制实现点阵改组的模式。Ms线发生曲折F先析出，B相变，使A的C%↑，使之向下曲折（Ms下降）。部分P相变，使A的C%↓，Ms↑，向上曲折。5、存在临界冷却速度（Vk）。TTT曲线与CCT曲线的比较：目前八十一页\总数一百六十四页\编于十二点4.3.4钢的临界冷却速度连续冷却时过冷A的转变过程和转变产物取决于钢的冷却速度。

抑制先共析铁素体或先共析碳化物析出、抑制珠光体或贝氏体转变的临界冷却速度。它们分别可以用与CCT图中先共析铁素体或先共析碳化物析出线，珠光体或贝氏体转变开始线相切的冷却曲线所对应的冷却速度来表示。目前八十二页\总数一百六十四页\编于十二点临界淬火速度主要取决于钢的连续冷却转变CCT曲线的形状和位置。凡是使CCT曲线右移的因素，都将降低临界淬火速度，提高形成马氏体的能力，容易获得完全的马氏体组织。在连续冷却时，使过冷奥氏体不发生分解，完全转变为马氏体(包括残余奥氏体)的最低冷却速度称为临界淬火速度，通常以VK表示。临界淬火速度表征了钢淬火冷却形成马氏体的能力，它是决定钢件淬透层深度的主要因素，也是合理选用钢材和正确制定热处理工艺的重要依据之一。目前八十三页\总数一百六十四页\编于十二点4.3.5过冷奥氏体转变图的应用

(1)分级淬火法

工件加热奥氏体化后随之浸入温度稍高于钢的Ms点的液态介质（盐浴或碱浴炉）中，保温适当时间，待钢件的内、外层都达到介质温度后取出缓冷，以获得马氏体组织的淬火工艺称为分级淬火法。分级淬火可减少内应力，避免工件在淬火过程中的变形和开裂。1.过冷奥氏体等温转变动力学图的应用目前八十四页\总数一百六十四页\编于十二点

(2)等温淬火法

将工件在稍高于Ms的恒温盐浴或碱浴槽中，保温足够长时间，从而获得下贝氏体组织的淬火方法称为等温淬火。经等温淬火零件具有良好的综合力学性能，淬火应力小。适用于形状复杂、尺寸较小但要求精密的工、模具等。等温淬火法目前八十五页\总数一百六十四页\编于十二点

(3)等温退火用于合金钢锻、铸件和过共析钢、合金工模具钢，以消除冷却时形成的巨大应力。操作时将零件加热到完全退火的高温区域(Ac1或Ac3以上)，再快速冷却到稍低于Ar1等温,发生A→P转变。转变在恒温下进行，组织均匀，可大大缩短退火时间。目前八十六页\总数一百六十四页\编于十二点

(4)形变热处理形变热处理是综合了形变强化和热处理强化的一种工艺。在制定形变热处理工艺时也都要考虑钢的TTT图，可判断该钢种是否适合于进行这两种形变热处理，以及选择形变的温度范围、形变时间及随后的淬火方法或等温淬火温度和保温时间等。形变热处理将合金钢加热到两条C曲线中间的A稳定区域变形，可提高缺陷密度及材料强度。

低温形变淬火和低温形变等温淬火是把奥氏体化后的钢件急冷到奥氏体转变孕育期较长的温度区域(常为500～600℃)进行变形，然后淬火或等温淬火。

5.定性解释连续冷却的奥氏体转变过程

目前八十七页\总数一百六十四页\编于十二点CCT图指出的是在不同连续冷却条件下，过冷奥氏体转变的过程、产物和硬度。(1)已知直径和冷却介质，利用上图可算出表面和心部冷速。根据这些冷速，再利用CCT图中的冷速与转变产物的关系，可预测热处理后的组织和性能以及合理选用钢材上的应用。主要利用：①端淬试验数据；②不同直径钢料冷却曲线；③从奥氏体化温度到500℃间的冷却时间；(2)选择冷却规范。根据设计要求(组织、硬度等)，由CCT图选出冷却速度的上下限。再由不同直径棒料在水、油、空气中的冷却曲线图，依照所需的试样直径，选出奥氏体化温度和冷却介质，使冷速在所要求的范围内，为制定工艺条件提供依据。2.过冷奥氏体连续转变动力学图的应用目前八十八页\总数一百六十四页\编于十二点(3)其他类型的CCT图可直接测出临界冷速，或利用CCT图得到(与非M转变开始线相切处，即为临界冷速)。

①了解和确定转变的范围。如在图中可读出，贝氏体转变发生在490℃至MS之间。又如已知了冷却介质和试样直径，从图上可直接读出心部组织。例如，可读出直径50mm的试样，空冷后心部得到贝氏体组织。

②确定临界直径和临界冷却速度。临界直径即淬火后，整个圆棒均为马氏体的最大直径；临界冷速即淬火后，整个圆棒均为马氏体的最小冷速。例如，由图可读出，空冷临界直径为10mm，油冷临界直径为100mm，水冷临界直径为120mm。

③推测心部硬度

目前八十九页\总数一百六十四页\编于十二点本节小结能绘制共析钢过冷奥氏体连续冷却转变图分析：线、区的意义，临界冷却速度；不同的冷却速度下奥氏体发生的转变；

CCT图的特点，淬火临界冷却速度的概念；采用金相硬度法测定过冷奥氏体连续转变动力学图的原理和过程。会分析亚共析钢的过冷奥氏体CCT图各线、区的意义；非共析钢CCT图与非共析钢CCT图的异同，过冷奥氏体连续转变动力学图的应用目前九十页\总数一百六十四页\编于十二点本节思考题

1.能绘制共析钢CCT图分析：线、区的意义；非共析钢CCT图与非共析钢CCT图的异同点？

2.不同的冷却速度下奥氏体发生的转变；

3.CCT图有何特点？何谓淬火临界冷却速度？影响淬火临界冷却速度的因素有哪些？如何影响？对实际生产有何意义？

4.采用金相硬度法测定CCT图的原理和过程。

5.会分析亚共析钢的CCT图各线、区的意义；

6.钢的TTT图和CCT图的区别与联系？

7.过冷奥氏体连续转变动力学图有何应用？目前九十一页\总数一百六十四页\编于十二点4.4常规热处理方法目前九十二页\总数一百六十四页\编于十二点重要零部件生产过程毛坯生产(铸造或锻造)预备热处理(退火或正火)机械粗加工机械精加工成品退火与正火冷却速度较慢，主要用来改善材料工艺性能，消除残余应力、改善组织、细化晶粒，调整硬度、改善切削性能等等——预备热处理获得优异的综合力学性能——最终热处理最终热处理(淬火和回火)目前九十三页\总数一百六十四页\编于十二点

钢的热处理工艺是指根据钢在加热和冷却过程中的组织转变规律制定的具体加热、保温和冷却的工艺参数。热处理工艺种类很多，其分类如下：

（1）根据加热、冷却方式及获得组织和性能的不同，钢的热处理可分为：普通热处理（退火、正火、淬火和回火）、表面热处理（表面淬火和化学热处理等）及形变热处理。（2）根据热处理在零件整个生产过程中的位置和作用可分为：预备热处理和最终热处理。热处理的分类热处理普通热处理表面热处理退火正火淬火回火表面淬火化学热处理火焰加热感应加热其它其它氮化渗碳形变热处理目前九十四页\总数一百六十四页\编于十二点钢的热处理几个概念：

整体热处理：对工件整体进行穿透加热的热处理工艺。常用的有退火、正火、淬火和回火。

表面热处理：仅对工件表层进行热处理以改变其组织和性能的工艺。常用的是表面淬火和回火。

化学热处理：将工件置于一定温度的活性介质中保温，使一种或几种元素渗入它的表面，以改变其化学成分、组织和性能的热处理工艺。常用的有渗碳、渗氮、碳氮共渗、氮碳共渗等。目前九十五页\总数一百六十四页\编于十二点4.4.1钢的退火退火（annealing）与正火（normalizing）主要用于预备热处理，即安排在铸造、锻造之后，切削加工之前，用以消除前一工序所带来的某些缺陷，为随后的工序作准备。只有当工件性能要求不高时才作为最终热处理。真空退火炉退火炉目前九十六页\总数一百六十四页\编于十二点退火:将钢加热至适当温度保温，然后缓慢冷却(炉冷)的热处理工艺叫做退火。退火的目的：

⑴调整硬度，便于切削加工。适合加工的硬度为170-250HB。⑵消除或改善工件在铸、锻、焊等加工过程中所造成的成分不均匀或组织缺陷，以提高工件的工艺性能和使用性能。消除内应力或加工硬化，防止加工中变形。⑶细化晶粒，为最终热处理作组织准备。目前九十七页\总数一百六十四页\编于十二点退火的分类:1.根据加热温度可分为两大类：一类是在临界温度（Ac1或Ac3）以上的退火，又称为相变重结晶退火，包括完全退火、不完全退火、球化退火和扩散退火等；另一类是在临界温度以下的退火，包括再结晶退火及去应力退火等。退火重结晶退火扩散退火完全退火普通退火等温退火球化退火普通球化退火等温球化退火低温退火再结晶退火去应力退火2.根据冷却方式可分为两大类：等温退火和连续冷却退火。目前九十八页\总数一百六十四页\编于十二点

(一).完全退火(链接)

1.定义：完全退火是将亚共析钢加热到Ac3以上，保温一定时间，使组织完全奥氏体化后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。

2.应用：用于亚共析钢（0.3～0.6%C）及合金钢的铸件、锻件以及热轧型材。

特点：加热过程中获得完全的奥氏体组织，冷却后组织接近平衡组织。

3.目的：消除或改善亚共析钢的铸、锻件的内应力，降低硬度、提高韧度、均匀组织，为后续加工做准备，改善切削加工性能。同时消除残余应力。目前九十九页\总数一百六十四页\编于十二点

4.工艺：

（1）加热温度

Ac3以上20～30℃

（2）保温时间

τ=KD

或τ=(3～4)＋(0.2～0.5)Q

（3）冷却随炉缓冷

注意：过共析钢不能采用完全退火(?)

5.组织：P类近平衡组织T12完全退火组织（网状），500倍目前一百页\总数一百六十四页\编于十二点

(二)等温退火

1.等温退火：将钢加热到Ac1或Ac3以上保温，然后快速冷至稍低于Ar1等温，是A→P，再空冷至室温。

2.应用：亚共析钢的铸锻件和过共析钢、合金工模具钢特点：转变在恒温下进行，组织均匀，可大大缩短退火时间。

3.工艺：（1）加热温度：与完全退火或球化退火相同

（2）温度等温：视钢材成分和退火温度而定。

（3）冷却：可空冷至室温。等温退火可缩短工件在炉内停留时间，更适合于孕育期长的合金钢。目前一百零一页\总数一百六十四页\编于十二点（三）不完全退火(链接)1.不完全退火：将钢加热到Ac1－Ac3(亚共析钢)或Ac1－Accm(过共析钢)之间，保温后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的热处理工艺。

2.应用：亚共析钢和过共析钢

3.目的：

4.工艺：

（1）加热温度：Ac1～Ac3(亚)或Ac1～Accm(过)之间（2）保温时间：τ=KD

τ=(～4)＋(0.2～0.5)Q

（3）冷却随炉缓冷注：过共析钢不完全退火实际上是球化退火的一种。目前一百零二页\总数一百六十四页\编于十二点（四）球化退火(链接)

1.球化退火：通常加热温度是Ac1以上20～30℃,经保温后缓冷，使片状渗碳体转变为球状或粒状。球化退火是将钢中渗碳体（碳化物）球状化的退火工艺,是不完全退火的一种。FFe3C球状珠光体目前一百零三页\总数一百六十四页\编于十二点2.应用：主要用于共析钢、过共析钢及合金工、模具钢,轴承钢。近年来球化退火应用于亚共析钢（为改善变形工艺性）也取得成功。特点：加热过程中片状渗碳体发生不完全溶解而断开，形成细小渗碳体，冷却过程中以球粒状析出弥散分布在F基体上。3.目的：使组织中的网状二次渗碳体和珠光体中片层状的渗碳体球化，降低硬度，改善切削性能，并淬火做好组织准备。

具有粒状珠光体的高碳钢有以下优点：①硬度较低，便于切削加工；②减少淬火时过热和变形倾向；③淬火后力学性能高，耐磨性好。目前一百零四页\总数一百六十四页\编于十二点

共析钢球化退火组织(化染)700

T10钢球化退火组织(化染)500目前一百零五页\总数一百六十四页\编于十二点4.球化退火类型(链接)

（1）P的球化

（2）由A转变为球化体一次球化退火工艺、二次球化退火工艺、往复球化退火工艺。

（3）M在稍低于Ar1的温度分解

5.冷却：炉冷或冷至Ar1以下较高温度等温。

T12正常球化退火组织，500倍目前一百零六页\总数一百六十四页\编于十二点球化退火工艺1.缓慢冷却（一次）球化退火接近于Ac1长时间保温使片状渗碳体向球状渗碳体转化。其工艺：T10钢球化退火

（1）加热温度：

Ac1＋（20～30）℃

（2）保温时间：取决于工件的透烧时间但不宜过长。

（3）冷却：随炉缓冷至600℃以下出炉空冷.目前一百零七页\总数一百六十四页\编于十二点2.等温球化退火将钢加热到略高于Ac1短时间保温形成不均匀的A和未溶解的渗碳体（碳化物），然后通过缓冷或稍低于Ar1等温。其工艺：

（1）加热温度：Ac1＋（20～30）℃（2）等温温度：

Ar1－（20～30）℃

（3）保温时间：取决于工件的透烧时间但不宜过长。

（4）冷却：随炉缓冷至600℃以下出炉空冷3.往复球化退火将钢加热到略高于Ac1保温，然后冷至稍低于Ar1温度等温，并在A1上下循环加热和冷却多次，然后随炉缓冷至600℃以下出炉空冷。对于有网状二次渗碳体的过共析钢，球化退火前应先进行正火，以消除网状。目前一百零八页\总数一百六十四页\编于十二点（五）扩散退火（均匀化退火）(链接)1.扩散退火：是指将钢加热到Ac3或Accm以上150～300℃，长时间保温，然后随炉缓慢冷却的热处理工艺。其实质是使钢中的各元素在奥氏体中进行充分扩散，达到成分均匀化。

2.应用：铸锭和铸件

3.目的：达到化学成分和组织均匀化。

4.工艺：(1)加热温度：

Ac3(亚)或Accm(过)以上150～300℃(或0.8～0.9Tm而低于固相线)（要视钢种和偏析程度）

(2)保温时间：τ=8.5＋Q/4

(3)冷却：随炉缓冷。注意：扩散退火的晶粒粗大，扩散退火后再进行一次完全退火或正火。目前一百零九页\总数一百六十四页\编于十二点（六）再结晶退火(链接)

1.再结晶退火：指将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保温适当时间后，使变形晶粒转变为无应变的等轴新晶粒，从而消除加工硬化和残余内应力的热处理工艺。

2.应用：作为冷塑性变形加工的中间工序。

3.目的:用于经过冷塑性变形加工的工件（如冷压低碳工件），用以消除加工硬化，提高塑性。

4.工艺：

(1)加热温度：

T再以上150～200℃（T再=0.4Tm）

(2)保温时间：

(3)冷却：空冷至室温。目前一百一十页\总数一百六十四页\编于十二点（七）去应力退火(链接)

1.去应力退火(又称为回复退火)(链接)

2.应用：去除铸件、焊件以及塑性变形件中存在的内应力，以稳定组织或尺寸。铸件、锻压件、焊件、切削加工件等

3.目的：消除工件的内应力，稳定工件尺寸，减少变形。

特点：低温退火，无组织变化.

4.工艺：（1）加热温度：其加热温度范围很宽，通常是在再结晶温度以下。

（2）加热温度：视工件大小和装炉量而定。

（3）冷却：尽量缓冷以免产生新的应力。目前一百一十一页\总数一百六十四页\编于十二点各种热处理方法及冷却曲线示意图温度(℃)名称Ac3+30～50完全退火Ac1+30～50球化退火500～600去应力退火Ac3+150～250扩散退火目前一百一十二页\总数一百六十四页\编于十二点名称目的工艺制度组织应用完全退火细化晶粒，消除铸造偏析，降低硬度，提高塑性加热到AC3＋20～50℃，炉冷至550℃左右空冷

F＋P亚共析钢的铸、锻、轧件，焊接件球化退火降低硬度，改善切削性能，提高塑性韧性，为淬火作组织准备加热到AC1＋20～40℃，然后缓冷至600℃空冷片状珠光体和网状渗碳体组织转变为球状共析、过共析钢及合金钢的锻件、轧件等等温退火获得均匀组织，为淬火作组织准备加热到AC3＋20～50℃合金钢和高合金钢扩散退火改善或消除枝晶偏析，使成分均匀化加热到Tm-100～200℃，先缓冷，后空冷粗大组织（组织严重过烧）合金钢铸锭及大型铸钢件或铸件再结晶退火消除加工硬化，提高塑性加热到再结晶温度，再空冷变形晶粒变成细小的等轴晶冷变形加工的制品去应力退火消除残余应力，提高尺寸稳定性加热到500～650℃缓冷至200℃空冷无变化铸、锻、焊、冷压件及机加工件常用退火工艺制度小结目前一百一十三页\总数一百六十四页\编于十二点4.4.2钢的正火目的和工艺(链接)1.钢的正火：将钢件加热到Ac3或Accm以上，保温一定时间后，在空气中冷却得到细片状珠光体组织的热处理工艺。

正火的实质是钢完全A化加伪共析转变。正火与退火的明显差异是正火冷却速度稍快。目前一百一十四页\总数一百六十四页\编于十二点50钢正火组织T12钢正火组织正火温度

2.正火组织：P类组织（伪P），比退火状态的片层间距小，P领域也小。正火态S0=0.2㎛，退火态S0=0.5㎛。一般：●<0.6%C时，组织为F+S;●0.6%C时，组织为S。

目前一百一十五页\总数一百六十四页\编于十二点3、正火的目的钢的种类正火主要目的低、中碳钢(≤0.6C%)和低碳合金钢目的与退火的相同。消除铸造和焊接过程引起的过热组织缺陷，细化晶粒、提高硬度、改善切削加工性。中碳结构钢对力学性能要求不高或尺寸较大的结构件，常用正火作为最终热处理，以提高其强度、硬度。预备热处理和正火代替调质处理。正火可消除成形工艺过程中产生的缺陷，保证合适的切削加工硬度，为后续热处理做好组织准备。过共析钢消除网状二次渗碳体、为球化退火和淬火做准备高合金钢淬火作用（空淬）§2－3退火与正火

注意：一般在生产中要改善切削性能，低碳钢用正火，中碳钢用退火或正火,高碳钢用球化退火.目前一百一十六页\总数一百六十四页\编于十二点碳钢的硬度与热处理的关系合适切削加工硬度范围目前一百一十七页\总数一百六十四页\编于十二点与退火相比具有以下特点：

1）由于冷却速度较退火快，所得组织比退火时要细；2）正火后的零件的强度和硬度比退火时高，且含碳量越高，差别越大；3）低碳钢经正火处理后的强度与硬度，与退火处理的差别不多，但正火处理是在炉外进行，不占用设备，生产率高，所以低