第九章 固态相变(二)

第九章固态相变（二）9.5钢的热处理原理9.5.1钢的加热转变1.加热与冷却的临界点2.共析钢奥氏体化过程体心立方复杂正交面心立方奥氏体化过程可分为四个阶段，即奥氏体的形核、奥氏体晶核长大、残余Fe3C的溶解和奥氏体均匀化。3.奥氏体晶粒长大及其控制长大的驱动力是总界面能的减少。奥氏体晶粒的大小直接影响冷却转变产物的性能。（1）奥氏体晶粒度的概念奥氏体晶粒度是衡量奥氏体晶粒的尺度。奥氏体晶粒的大小可用晶粒截面的平均晶粒直径或单位面积内的晶粒数目来表示，也可用晶粒度指数G来表示。晶粒度级别的物理意义为：奥氏体晶粒度分为三种：起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。n为放大100倍时，1平方英寸面积内的晶粒数目。起始晶粒度：奥氏体化刚刚完成，奥氏体晶粒的大小。实际晶粒度：在具体的热处理或加热条件下，实际获得的奥氏体晶粒的大小。本质晶粒度：表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。通常采用标准实验的方法，即将钢加热到（93010）℃，保温3-8小时后，测定其奥氏体晶粒大小。如晶粒大小级别在1—4级，称为本质粗晶粒钢，如晶粒大小在5—8级，则称为本质细晶粒钢。选用930℃，是因为对于一般钢材来讲，不论进行何种热处理，如淬火、正火、退火、渗碳等，加热温度都在930℃以下。

（2）影响奥氏体晶粒大小的因素①加热温度与保温时间的影响奥氏体化温度一定，随保温时间延长，晶粒不断长大。但长大到一定尺寸后几乎不再长大。奥氏体化温度越高，晶粒长大越快，与之对应的极限尺寸也越大。奥氏体化温度越低，保温时间越长，奥氏体晶粒越细小。②加热速度的影响最高加热温度相同，加热速度越快，奥氏体晶粒越细小。其原因：加热速度越快，过热度越大，相变驱动力增大，形核率急剧增加，因而晶粒度越小；加热速度越快，加热时间越短，奥氏体晶粒来不及长大，所以短时快速加热是细化奥氏体晶粒的重要手段。③化学成分的影响加热温度和保温时间相同时，钢中碳质量分数越低，奥氏体晶粒越细小。合金元素对奥氏体晶粒大小的影响：

强烈阻止奥氏体晶粒长大的合金元素有Al和V、Ti、Nb、Zr等；当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大。

一般阻碍奥氏体晶粒长大的有Mo、W、Cr等；其阻碍作用随含量的增多而增强。

影响不大的有非碳化物元素Si、Ni、Cu等；促进奥氏体晶粒长大的有Mn、P、C、N和过量铝。这些元素溶入奥氏体中可削弱γ-Fe的原于结合力，加速铁的自扩散。

④原始组织的影响一般情况下，片状珠光体比粒状珠光体更容易过热，因为片状珠光体相界面多，奥氏体化时生核率高，转变速率快。奥氏体形成后，过早进入长大阶段，所以获得的奥氏体晶粒较粗大。原始组织为马氏体、贝氏体等非平衡组织时，易发生组织遗传性。经历了过热淬火的钢件的室温组织为马氏体组织，由于其原始奥氏体晶粒很粗大，在重新奥氏体化时，新形成的奥氏体晶粒与原来粗大的奥氏体晶粒具有相同的形状、大小和取向，这种现象叫组织遗传。为了杜绝组织遗传，需先采用正火或完全退火，获得近似平衡组织，然后在进行随后的淬火热处理。4.钢的加热缺陷与防止方法加热质量对热处理后的组织和性能有很大影响，评定加热质量的主要依据是，奥氏体的晶粒大小与成分的均匀性、第二相的数量大小及分布、表面氧化和脱碳、变形开裂程度等。常见的加热缺陷有氧化、脱碳、欠热、过热、过烧等，产生加热缺陷的原因与加热工艺制定不合理或操作不当等有关。

（1）氧化与脱碳氧化是指钢在氧化性介质中加热时，铁或合金元素与O2、CO2、H2O相互作用，形成氧化物的过程。分为表面氧化和内氧化。脱碳是指钢表层中的碳与介质中的O2、CO2、H2O和H2等反应，生成CO2、CO、CH4等气体而逸出钢外，使钢中碳质量分数下降。为防止氧化与脱碳，可采用可控气氛加热、真空加热等方法，对盐浴加热要有严格的脱氧制度。（2）欠热、过热与过烧欠热：也叫加热不足，产生原因是加热温度过低或保温时间过短。过热：加热温度过高或保温时间过长，造成奥氏体晶粒过分粗大。过烧：是指在加热时，奥氏体晶界局部熔化或晶界氧化。欠热和过热的工件必须进行返修。过烧的工件只能报废。

加热缺陷产生的原因主要是操作不当或测温不准确造成的。所以合理制定加热保温工艺，加热设备维修与管理，定期校验炉温，可避免和减少加热缺陷的发生。

时间温度A1MSMfA过冷PBMA→MA→BA→P转变开始线转变终了线奥氏体9.2钢的冷却转变连续冷却和等温冷却1.过冷奥氏体等温转变曲线（TTT曲线----C曲线）过冷奥氏体：处于过冷状态待分解的奥氏体。（1）共析钢等温转变曲线（1）珠光体转变区

A1~550℃内为P转变区，一般为片状，片间距离随温度降低而减小，屈服强度升高。其中，A1~650℃生成的较粗片状组织叫珠光体，用P表示，光学显微镜可分辨出片层形态。650~600℃生成细片状组织叫索光体，用S表示，高倍光学显微镜可分辨出片层形态。600~550℃生成极细片状组织叫屈光体，用T表示，只有在电镜下才能分辨清楚。（2）贝氏体转变区

550℃~MS为贝氏体转变区，分上贝氏体和下贝氏体区。550~350℃生成羽毛状的上贝氏体，350℃~MS之间生成针片状下贝氏体。贝氏体转变终了线以右不能得到单一的贝氏体组织，而是贝氏体+残余奥氏体。（3）马氏体转变区

MS以下为马氏体转变区，直到Mf。（4）珠光体与贝氏体、贝氏体与马氏体可能重叠这样在某一温度等温，将得到P+B或B+M混合组织。（2）影响奥氏体等温转变的因素①奥氏体碳浓度的影响

只有一个鼻子点，即珠光体转变与贝氏体转变重叠，亚（过）共析钢比共析钢多出一个F析出线和Cem析出线。对珠光体部分：亚共析钢，随碳含量的增加C曲线右移。过共析钢，随碳含量的增加C曲线左移。对贝氏体部分：随碳含量的增加C曲线总是右移的。②合金元素的影响合金钢C曲线的常见类型归纳起来大体上可以分为六种类型。（1）具有单一的C字形曲线，即P与B转变重叠（与碳素钢相似）。除碳钢以外，含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素（非碳化物形成元素）的钢均属此类。（2）具有双C字形曲线，两个鼻子在时间轴上相近，在温度轴上不同，P与B部分重叠，如37CrSi具有这样的C曲线。（3）、具有双C字形曲线，两个鼻子在时间和温度轴上都不相同，P与B部分重叠。1）P转变曲线右移比较显著，20Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。2）B转变曲线右移较为显著，GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等。（4）P与B转变曲线完全分开1）B转变曲线右移，Cr12、Cr12、VW18Cr4V等。2）P转变曲线右移，5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等。（5）只有P转变区而无B转变区（4Cr13)或只有B转变区而无P转变区(18CrNiV)。（6）只有一条碳化物析出线，无P和B转变区（奥氏体钢都具有这类曲线）。一般规律：除Co以外，常用的合金元素均增加过冷奥氏体的稳定性，推迟转变和降低转变速度，使等温转变曲线右移，延长过冷奥氏体转变开始和终了时间，对P和B转变有分离作用。Al的作用，对B转变与Co相同。注意：合金元素只有溶入奥氏体中才有上述作用，否则将使奥氏体转变速度加快，C曲线左移。根据合金元素对过冷奥氏体影响的性质不同，可以把合金元素分两类：第一类：非（弱）碳化物形成元素Mn、Ni、Cu、Si对过冷奥氏体的影响在性质上与C的作用相似，即减慢P和B的形成，降低Ms点。第二类：碳化物形成元素，其中大多数减慢F、P形成的作用大于减慢B形成的作用，同时也降低Ms点。A、Cr的影响增加转变的孕育期，使P转变部分和B转变部分分离，即P部分移向高温区，而B部分移向低温区，另外，对B转变的推迟作用大于对P转变的推迟作用。B、Ni和Mn的影响

Ni对C曲线的形状无影响，使整个曲线向右略下方移动，降低Ms点。

Mn对高碳钢的C曲线的影响基本上与Ni相似，但推迟转变的作用大于Ni。Mn对转变终了线的推迟作用更显著，即降低了奥氏体向珠光体的转变速度。C、Mo和W的影响

Mo对P转变有显著的推迟作用，对B转变的影响较小，随Mo%的增加，P部分与B部分会分离，Mo降低Ms点。

W的作用与Mo基本上是相似的，只是推迟B转变的作用比Mo要小，若要达到与Mo相同的程度，W的含量应高于Mo的一倍。D、B（硼）的影响

B对C曲线有特殊的影响，含微量的B(0.002~0.005%)就足以使F的析出和P转变显著推迟。

B原子吸附在A晶界上，降低了晶界的界面能，从而降低了先共析F和P的成核率。如果B原子向A晶内扩散，使晶界上吸附的数量减少，将使B的作用明显下降。E、Co的影响对C曲线的形状无影响，随Co%增加C曲线左移，Ms升高。2、奥氏体晶粒尺寸的影响

A晶粒愈细小，等温转变的孕育期愈短，加速过冷A向P的转变，对B转变有相同的作用，但不如对P的作用大，相反A晶粒粗大将C曲线右移。3、原始组织、加热温度和保温时间的影响在相同的加热条件下，原始组织越细，越容易得到均匀的A，使等温转变曲线右移，Ms降低。当原始组织相同时，提高A化温度，延长保温时间，将促进碳化物溶解，也会使C曲线右移。4，塑性变形的影响无论高温和低温塑性变形，均加速过冷A的转变。原因：未经变形的A向P转变时仅在晶界形核，而变形后，过冷A在等温转变时，可出现晶内形核。二、过冷奥氏体连续冷却转变图

TTT图反映的是过冷A等温转变的规律，可以用来指导热处理工艺的制定。但是在实际热处理中，很多热处理工艺都是在连续冷却条件下进行的，如淬火、正火、退火等。虽然可以利用TTT图来分析连续冷却时过冷A的转变过程，但这种分析只能是粗略的估计，有时甚至可以得出错误的结果。实际上在连续冷却时，过冷A是在一个温度范围内发生转变的，所以人们很早就开始对过冷A在连续冷却条件下的转变形为，并试图用图形的方式来描述这一过程。连续冷却转变图通常称为CCT图（ContinuousCoolingTransformation)（一）CCT图的建立测定CCT图一般说来是比较复杂的，最常用的方法是综合热分析、金相、硬度和膨胀法等多种方法一同，测定某种钢的连续冷却转变图。试样为φ3×10mm，在试样上焊上0.1mm的Pt-PtRh温差热电偶，用一组试样加热A化后，以不同的速度连续冷却，用快速膨胀仪，测量在冷却过程中试样长度的变化，找出转变开始和终了的温度和时间，及最终获得的硬度值。将不同冷却速度下的转变开始和终了点连接起来，即得到了连续冷却转变曲线。(二)连续冷却转变图的特点及其与等温转变图的关系

1、共析碳钢和过共析碳钢的连续冷却转变图，只有高温区的P转变和低温区的M转变，而无中温区的B转变，亚共析碳钢可以有B转变。亚共析钢和过共析钢有先共析相F和Cem析出线，由于先共析相的析出，可以改变A的C含量，从而使随后在低温区发生M转变的Ms发生相应的变化。

2、合金钢的CCT图，可以有P转变无B转变或只有B转变无P转变等多种不同的情况，具体的情况由加入的合金元素种类和数量而定。

3、在等温条件下合金元素推迟过冷A的等温转变，在连续冷却条件下，合金元素也降低过冷A的转变速度，使CCT曲线右移。

4、A晶粒度对CCT图的影响规律是，A晶粒粗大CCT图移向右下方。

5、连续冷却转变曲线位于等温转变曲线的右下方。这说明连续冷却转变的温度低，孕育期长。

6、不论P转变，还是B转变的连续冷却转变曲线，都只有相当于C曲线的上半部分。

7、连续冷却时，在一定的冷却条件下，A在高温区的转变不能完成，余下的A则在中温区及低温的M转变区继续转变，最终得到混合组织。由于在高温和中温区的转变，会改变余下A的C含量，从而使Ms发生相应的变化。Vk时间/s温度/℃共析钢的CCT图共析温度A1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’SP200100VK＇三、钢的临界冷却速度

临界冷却速度：连续冷却时，在某几个特定的冷却速度下，所得到的组织将发生突变，这些冷却速度称为临界冷却速度。（一）连续冷却图中的临界冷却速度在实际生产中，为了使钢件在淬火后得到完全的M组织，应使A从淬火加热温度到Ms点的冷却过程中不发生分解。为此，钢件的冷却速度应大于某一临界值，此临界值称为临界淬火速度，一般又称为临界冷却速度，用Vc表示。实际上是获得100%M转变的最小的冷却速度。(二)影响临界冷却速度的因素凡影响A稳定性、影响CCT曲线形状的因素均影响VC，使曲线右移的均降低VC，左移的均使VC提高。1、碳含量低碳钢随C含量增加，VC显著降低，但在0.3~1.0%范围内，VC下降的不多。C%>1.0%后，随C含量的增加，VC增高。2、合金元素的影响除Co以外，大部分合金元素溶入A中，都增加A的稳定性，使VC下降；若未溶入A中，以碳化物形式存在，则会使VC升高。3、A晶粒度的影响随A晶粒尺寸增大，VC

减小，对受P转变制约的VC

影响较大，而对受B转变制约的VC

影响较小。4、A化温度的影响

A化温度升高，A的合金化程度增大，稳定性升高，从而使VC

降低。5、A中非金属夹杂物和稳定碳化物

硫化物、氧化物、氮化物及难溶的稳定碳化物，在A化时，能阻碍A晶粒的长大，促进非M组织的形成，使VC

增大。*奥氏体图的应用（一）TTT图的应用1、分级淬火：表面和心部温度一致。2、等温淬火：获得下贝氏体。3、退火和等温退火：珠光体转变。4、形变热处理：将形变强化和热处理强化结合。（二）、CCT图的应用1、预计热处理后的组织和硬度2、选择冷却规范、确定淬火介质9.5.3钢的回火转变钢在淬火后所得组织因工艺不同是有所差别的：完全淬火的组织为：马氏体+残余奥氏体；不完全淬火的组织为：马氏体+残余奥氏体+贝氏体+碳化物+先共析铁素体等。这些组织在A1以下都是不稳定组织。同时在相变过程中要产生包括组织应力、热应力在内的应力等。这些都是不稳定状态，迟早要发生不稳定状态向稳定状态的过渡，最终的稳定状态为铁素体+渗碳体。回火的目的就是为了提前解决这些不稳定因素，避免在使用过程发生这类变化。回火的目的：

1、为了获得我们所需要的组织和性能；

2、消除应力，稳定组织，稳定尺寸，降低脆性。1.淬火钢回火过程中的组织转变碳素钢淬火后在不同温度下回火时，组织将发生不同的变化。由于组织变化会带来物理性能的变化，而不同的组织变化，物理性能的变化也不同。通常根据物理性能的变化把回火转变分成四种类型。第一类回火转变：M分解为回火M，80~250℃；第二类回火转变：残余A分解为回火M或B下，200~300℃；第三类回火转变：回火M转变为回火T（亚稳碳化物转变为稳定碳化物），250~400℃；第四类回火转变：回火T转变为回火S（碳化物聚集长大，α再结晶），400~700℃。（1）马氏体中碳的偏聚回火温度在100℃以下，只有碳原子能做短距离的扩散，在马氏体内产生偏聚。①低碳位错型马氏体中碳的偏聚对于板条马氏体由于晶内存在大量的位错，因此碳原子倾向于在位错线附近偏聚，组成碳原子偏聚区。这样间隙位置的弹性变形减小，能量降低。因此，在板条马氏体，碳原子与位错结合成偏聚区，用（⊥C）表示。C+⊥→⊥C

②

高碳片状马氏体中碳原子的富集区高碳片状马氏体由于亚结构是孪晶，碳原子在片状孪晶马氏体中不能形成偏聚区。但碳原子可以在马氏体的某一晶面(一般为孪晶面（112）M或（100）M

晶面）上富集，形成碳浓度比平均碳浓度高的碳原子富集区。从能量角度来看，富集区的能量高于偏聚区的能量，稳定性较差。碳的偏聚使局部马氏体的正方度（c/a）增加，晶格畸变增大，同时增加了滑动位错运动的阻力，使马氏体强度略有增高。（2）马氏体的分解与碳化物变化的类型

100℃以上回火，马氏体开始分解。马氏体是一种过饱和固溶体，随回火温度的升高，原子活动能力增强，由马氏体中析出的碳也就增加。由于马氏体中碳含量的下降，将使点阵常数c减小，a增大，正方度c/a减小，到250℃时正方度已降到1.003，马氏体的硬度下降。①低碳板条马氏体的分解

200℃以下只有碳的偏聚，不存在过渡相，200℃以上直接析出θ-Fe3C。②高碳片状马氏体的分解脱溶顺序为：100℃以上，析出极细片状ε-Fe2.4C或η-Fe2C；温度高于200℃，ε-Fe2.4C或η-Fe2C开始溶解，同时析出另一个亚稳相χ-Fe5C2，并迅速开始平衡相θ-Fe3C的析出，在很宽的范围内χ-Fe5C2与θ-Fe3C共存，直到450℃全部变为θ-Fe3C。③中碳（0.2%<wC<0.6%）马氏体的分解中碳钢的淬火组织，是由板条和片状混合马氏体。100℃开始析出ε-Fe2.4C或η-Fe2C，200℃就有θ-Fe3C析出，但无过渡相χ-Fe5C2的析出。

（3）残余奥氏体的转变

wC>0.4%的碳钢淬火后，总含有少量残余奥氏体，随钢中碳质量分数的增加残余奥氏体量增多。残余奥氏体在200℃开始分解，到300℃残余奥氏体的分解基本完成。通常在MS以下回火残余A转变为M，然后分解为M回，而在B转变区回火，残余A转变为B下。（4）碳化物的聚集球化与长大回火温度超过400℃，析出的θ-Fe3C要发生Ostwald粗化，θ-Fe3C聚集球化并长大。碳化物粒子的尺寸随回火温度的升高和保温时间的增长而增大。（5）α相的回复与再结晶随回火温度的升高，马氏体中的高密度位错与精细孪晶将发生变化。片状马氏体在250℃以上回火，片状马氏体的孪晶逐渐消失，出现位错网络。板条马氏体在400℃以上回火，会发生高温回复，使板条马氏体中的位错密度急剧下降，逐渐形成位错密度较低的亚晶。总之，回复后的马氏体仍然保持原来马氏体的针片状或板条状外形。这种在未发生再结晶的α相基体上分布着大量弥散碳化物的回火产物叫回火屈氏体。回火温度升高到500℃以上，α相可发生再结晶，失去淬火马氏体的外形，成为低位错密度的等轴晶。在已发生再结晶的α相基体上分布着细粒状的碳化物的回火产物叫回火索氏体。

2.淬火钢回火时内应力与力学性能的变化1、淬火应力的消除淬火时由于热应力与组织（相变）应力的存在，使工件淬火后存在较大的内应力。按平衡范围分为三类：第一类内应力是宏观区域性的应力。第二类内应力是晶粒或亚晶粒范围内平衡的应力。第三类内应力是晶格产生畸变而引起的应力。回火时这些内应力，会随回火温度的升高而逐渐消除。当回火温度达到300℃左右时，随M分解结束，第三类内应力基本消除。当回火温度达到500℃左右时，第二类内应力基本消除。当回火温度达到550℃左右时，第一类内应力接近全部消除。（2）回火过程中性能的变化3.回火脆性通常，淬火钢在回火时，随着回火温度的升高，硬度降低，韧性升高，但是在许多钢的回火温度与冲击韧性的关系曲线中出现了两个低谷，一个在200-400℃之间，另一个在450-650℃之间。

回火脆性：随回火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象，称为“回火脆性”。

回火脆性的概念

第一类回火脆性250～400℃（低温、不可逆）

产生范围：所有钢

防止措施：避免在该脆性区回火；钢中加少量Si；

第二类回火脆性

450～650℃

（高温、可逆）产生范围：部分合金结构钢（含Cr、Ni、Si、Mn）

防止措施：回火后快冷加少量Mo、W

减少钢中杂质改变热处理工艺[形变热处理]回火脆性：9.6钢的热处理工艺普通热处理：退火、正火、淬火和回火表面热处理：表面热处理和化学热处理特殊热处理：形变热处理、磁场热处理等。9.6.1普通热处理钢的退火定义：将钢加热到临界点以上，保温一定时间，然后缓慢冷却，获得接近平衡组织的热处理工艺。重结晶退火：加热温度在A1以上的退火。包括完全退火、不完全退火、扩散退火和球化退火等低温退火：加热温度在A1以下的退火。包括软化退火、再结晶迟火及去应力退火等。连线冷却退火和等温退火。适用范围：亚共析钢（铸、锻、焊件）加热温度：AC3+30～50℃AC3+30～50℃完全退火AC3+30～50℃炉冷AC3500℃，空冷完全退火工艺曲线退火后组织：P+F中碳钢：珠光体+铁素体完全退火目的：降低硬度，改善切削加工性能（Wc：0.5%～0.77%）细化晶粒消除应力均匀成份、组织提高塑性完全退火等温退火——完全退火的特例优点:退火时间短，组织均匀高速钢的退火工艺曲线适用范围：共析钢、过共析钢加热温度：目的：使片状Fe3CⅡ

球化Ar1-20℃炉冷AC1500℃，空冷AC1+20～30℃AC1+20～30℃H便于切削加工使塑性达到最佳为淬火、回火做准备球化退火AC1+20～30℃加热温度：目的：消除工件残余应力，稳定工件的尺寸；软化处理；扩散退火去应力退火再结晶退火T加热＜AC1T加热=AC3＋150～250℃T加热＞T再结晶去应力退火（低温退火）均匀化退火（扩散退火）再结晶退火加热温度：目的：消除偏析，均匀成份、组织；加热温度：目的：消除加工硬化，提高塑性；2.正火加热温度：亚共析钢：Ac3+30～50℃共析钢及过共析钢：Accm+30～50℃AC3(ACCM)+30～50℃空冷AC3或ACCM正火工艺曲线冷却方式：空冷2.正火伪共析组织具有与退火相同的目的；消除应力、细化晶粒、改善组织，提高钢的综合性能对于中低碳钢，可适当提高硬度，改善其切削加工性能；对于过共析钢，可消除网状Fe3CⅡ，为球化退火做准备；作为普通结构件的最终热处理。正火后组织：目的：

定义：加热快冷（v＞vk）B区等温MB钢临界温度（Ac3或Ac1）以上3.钢的淬火与回火目的：工艺特点：获得M，以提高钢的硬度和耐磨性；经回火后可获得理想的性能；获得B，以提高钢的综合性能。

冷却速度快，热应力和组织转变应力大，工件易变形和开裂；淬火（+回火）一般是最终热处理，是决定产品质量的关键工序。（1）钢的淬火[下贝氏体][板条状马氏体][针状马氏体]淬火后组织：

淬火工艺参数的选择亚共析钢：AC3+30～50℃（完全淬火）共析钢及过共析钢：AC1+30～50℃（不完全淬火）淬火加热温度1.加热温度为什么亚共析钢不在两相区加热？为什么过共析钢必须在两相区加热？如果T淬火＞

Accm会有什么后果？？选择原则：①保证获得马氏体②防止工件变形开裂中碳钢：马氏体+铁素体（不完全淬火）中碳马氏体(完全淬火)

淬火工艺参数的选择奥氏体化程度对淬火组织的影响碳钢：尽可能快地加热合金钢淬火加热条件的选择

T淬火(AC+50～100℃)

需预热t

淬火工艺参数的选择

2.保温时间t=

αKDα—加热系数（电阻炉1-1.5min/mm）

K—装炉系数(1—1.5)

D—工件尺寸（mm）

3.加热速度CABD650℃400℃理想淬火冷却曲线

淬火工艺参数的选择4.冷却速度vkA→BA→M淬火介质水油盐水碱浴硝盐浴冷速650～550℃600℃/s快150℃/s太慢1000～1200℃/s比油快比油稍弱200～300℃270℃/s太快30℃/s慢300℃/s比油弱比油弱特点高温冷速快，可保证工件淬硬低温冷速快，工件易变形开裂冷却能力对水温敏感杂质使冷却能力下降低温冷速慢，工件不易变形、开裂高温冷速慢，工件易分解，淬不硬易老化、易燃油温增加，冷却能力增加（20～80℃）冷却能力强工件表面质量好，硬度均匀易变形开裂易腐蚀既能保证工件淬硬，又能使变形开列程度减少流动性好工作环境差用途碳钢合金钢小截面碳钢形状简单，截面尺寸大的碳钢小件、形状复杂、精度要求高的工件

淬火工艺参数的选择4.冷却速度——淬火介质①②④③心部表面T(℃)t⊿T

淬火工艺参数的选择4.冷却速度——淬火方法①单介质淬火：碳钢—水；合金钢—油优点：操作简单、成本低；缺点：淬火件质量较低、热应力大②双介质淬火：水—油；水—空气优点：能保证淬火件的质量要求缺点：操作难度大、热应力大③分级淬火：转变产物—M；优点：热应力小，工件不易变形；缺点：操作难度大④等温淬火：转变产物—B下；优点：综合性能及尺寸精度高、不需回火；缺点：工艺复杂、成本高淬硬层深度（淬透层深度、有效淬硬尺寸）50%M表面心部淬硬层半马氏体层的硬度/HRC钢的淬透性

淬透性在规定条件下，决定钢的淬硬深度和硬度分布的特性（钢淬火时获得M的能力）一定条件下，

Vk

淬透性淬硬性（可硬性）

在理想条件下，钢淬火时所能达到的最高硬度

wc

淬硬性

vC

(vk)淬透性≠淬硬性钢的淬透性影响淬透性的因素合金元素的影响：除Co、Al，均使C曲线右移淬透性碳的影响：亚共析钢，wcC

曲线右移淬透性过共析钢，wcC

曲线左移淬透性碳钢中共析钢淬透性最好加热条件的影响未溶第二相的影响合金元素对钢淬透性的影响※凡能使A

稳定性增加的因素都能增加钢的淬透性临界淬透直径是指圆形钢棒在介质中冷却，中心被淬成半马氏体的最大直径，用D0（Dc）表示。D0与冷却介质有关，如45钢D0水=16mm，D0油=8mm只有冷却条件相同时，才能进行不同材料淬透性比较

如：45钢D0油=8mm，40CrD0油=20mm

临界淬火直径（D0）的测定

淬透性值的表示：半M区到水冷端距离半M区硬度如:

淬透性曲线的测定——末端淬火法（端淬试验）不同冷却条件下的转变产物等温退火P退火(炉冷)正火(空冷)S(油冷)T+M+A’等温淬火B下M+A’分级淬火M+A’淬火(水冷)A1MSMf时间温度淬火PP均匀A细A？？？加热淬火钢Ac1以下保温冷却室温（2）钢的回火

定义：目的：松懈淬火应力，防止工件变形和开裂。使组织向稳态过度，保证工件尺寸和性能的稳定性。改善材料的塑性和韧性，获得所需要的性能。回火时的组织转变及性能变化回火阶段组织变化内应力体积性能回火后组织（一）＜200℃（二）200～300℃（三）300～400℃（四）＞400℃c/a»1c/a＞

1c/a＞1c/a＝1εFe3CArB下或M回马氏体分解MH不变或略δ、ψ、ak

略含C过饱和α(针)+ε(点)

M回马氏体分解残余奥氏体分解

(略)σ、H(略)

脆性M回1马氏体分解碳化物聚集长大α相（F）的回复和再结晶消失Hδ、ak

＞M回σ、H较高弹性最佳σs

最佳针状

F+颗粒状Fe3C

T回σ、Hδ、ψ、ak综合性能最佳等轴

F+颗粒状Fe3C

S回工艺名称回火温度(℃)回火后组织回火后硬度(HRC)性能特点用途低温回火150～250

M回58～64硬度耐磨性内应力降低工具钢、滚动轴承渗碳件、表面淬火件※调质处理＝淬火＋高温回火中温回火350～500T回35～50弹性σs

屈强比(σs/σs)一定韧性、抗疲劳性弹簧钢、热作模具高温回火500～600S回25～35综合性能重要结构件、机械零件回火工艺：回火后钢的的组织回火托氏体回火索氏体

回火板条马氏体

回火片状马氏体马氏体9.6.2钢的表面热处理1.表面淬火定义：指在不改变钢的化学成分及心部组织情况下，利用快速加热将表层奥氏体化后进行淬火以强化零件表面的热处理方法。目的：①强化表面，使其具有高的硬度、耐磨性和疲劳极限。②心部在保持一定的强度、硬度的条件下，具有足够的塑性和韧性。所用钢种：中碳成分的优质碳素结构钢、合金结构钢（如果工件只需表面硬度高、耐磨性好，也可用高碳钢）应用：承受弯曲、扭转、摩擦和冲击的零件：齿轮、凸轮、曲轴、轧辊等——只需表面淬硬的工件；机床导轨等大型、复杂工件——只能表面淬硬的工件。分类：感应加热淬火、火焰加热淬火、激光加热淬火……工作原理淬硬层深度分类高频感应加热f=200～300kHZδ=0.5～2.0mm中频感应加热f=2500～8000HZδ=2～10mm工频感应加热f=50HZδ=10～15mm感应加热表面淬火加热速度快，温度高，生产效率高A晶粒细小隐晶马氏体H脆性强度表面产生压应力疲劳强度氧化脱碳表面质量耐磨性心部无相变刚性变形精度δ易控制自动化程度高设备昂贵，耗电量大感应加热表面淬火特点：应用：大批量生产锻造→退火或正火→粗加工→调质或正火→精加工→

→感应加热表面淬火→低温回火→粗磨→时效处理→精磨消除锻造应力；调整硬度，便于机加工细化晶粒，提高心部综合性能，为淬火做准备

T加：Ac3＋30～50℃强化表面，获得MT加：Ac3＋30～50℃降低淬火应力稳定表面组织T加：160～200℃进一步降低应力，稳定组织，防止工件变形开裂感应加热表面淬火工艺路线：工作原理淬硬层深度:δ=2～8mm特点简单、方便、成本低、不易控制质量应用：单件、小批量火焰加热表面淬火2.化学热处理定义：目的：将钢件置于一定温度的化学介质中保温，使介质中的活性原子渗入工件表层改变表层的化学成分、组织、性能的热处理工艺强化表面，并使工件表面具有某种特殊性能分类：C、N、CN、B、S、Si、Cr、Al、V、Ti、Nb、……①

分解：使化学介质分解出渗入元素的活性原子；②

吸收：活性原子被工件表面吸附，形成固溶体或特殊化合物；③

扩散：渗入原子由表层向内扩散，形成一定深度的扩散层(渗层)。特点：①可按零件心部要求选择材料同时满足表面和心部不同的性能要求②零件外形不受限制③生产周期长、工艺复杂、成本高基本过程：渗碳定义：性能：钢件A状态使[C]渗入表层加热富[C]介质中保温增加表层C含量硬度、耐磨性、疲劳强度淬火回火后表面硬度、耐磨性、疲劳强度高，心部有良好的塑性、韧性用途：受严重磨损，并承受较大冲击载荷的零件目的：渗碳渗碳用钢：渗碳方法：低碳成分的普通碳钢、优质碳素结构钢、合金结构钢如：15、20、20Cr、20CrMnTi、20MnVB(一般wc=0.15%～0.30%）气体渗碳、固体渗碳、离子渗碳、液体渗碳、膏体渗碳、电解液渗碳（1）固体渗碳2C+O2

→2CO2CO→[C]+CO2

工作原理及方法将工件放入密封的加热炉中，加热到临界温度以上（通常为900~930℃）按一定流量滴入液体渗碳剂（如煤油、苯、甲醇、丙酮等），有机液体在高温下，通过下列反应：CH4→[C]+2H22CO→[C]+CO2CO+H2→[C]+H2O

从而提供活性碳原子，吸附在工件表面并向钢的内部扩散而进行渗碳。工艺参数的选择渗碳温度：900～950℃（Accm＋50～80℃）渗碳时间：取决于渗碳层的深度渗层表面含碳量wc：

0.85%～1.05%根据渗后表层含碳量气体渗碳渗后组织表面0.85～1.05%心部0.15～0.30%wcP+网状Fe3CⅡPP+F气体渗碳渗碳缓冷后组织如图所示。即由工件表面到心部依次为：过共析组织（Fe3CⅡ+P）→共析组织（P）→亚共析组织（P+F）的过渡层→心部原始组织（F+P少量）。时间温度（a）直接淬火（b）预冷淬火（c）一次淬火（d）二次淬火AccmAc3Ac1160～180℃[渗碳后的热处理方法]渗后处理气体渗碳渗碳淬火＋低温回火后的组织：表层组织：M回＋粒状碳化物＋少量AR

硬度为58～62HRC心部组织：低碳钢P类+F,硬度为10～15HRC低碳合金钢低碳M回＋F,硬度为35～45HRC

具有较高强度和足够高的韧性一般渗碳件的加工工艺路线为：锻造→正火→机加工→渗碳→淬火→低温回火→精磨

二、钢的渗氮

1.气体渗氮氮化的目的在于更大地提高钢件表面的硬度和耐磨性，提高疲劳强度和抗蚀性。渗氮在钢的临界温度以下进行，加热温度为550℃2NH3（氨）→3H2+2〔N〕↓

渗入钢中氮化零件的工艺路线如下：锻造→退火→粗加工→调质→精加工→除应力→粗磨→氮化→精磨或研磨氮化温度低，一般为500℃～600℃。工件变形小。氮化具有很高的硬度（1000HV～1100HV），在600～650℃下保持不下降，所以具有很高的耐磨性和热强性。耐蚀性好。疲劳强度大大提高。氮化工艺复杂，时间长(20～50小时)，成本高。用于耐磨性和精度都要求较高的零件，或要求抗热、抗蚀的耐磨件，例如发动机汽缸、排气阀、精密机床丝杠、镗床主轴、气轮机阀门、阀杆等。值得注意的是:N2在普通渗氮温度下不能分解出活性氮原子，因此不能作为渗碳的渗剂。工艺特点：应用：氮碳共渗，以渗氮为主，因渗层硬度提高不多，故称为软淡化。氮碳共渗温度为520－580℃。尿素在500℃以上发生热分解：（NH2）2CO=CO+2H2+2[N]2CO=CO2+2[C]2.软氮化（氰化）工艺特点：