【正文】 ，, 淬火鋼的硬度接近最大值。過飽和的碳原子間隙在Fe晶格中造成晶格畸變，形成一個(gè)強(qiáng)的應(yīng)力場，它阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，從而提高了馬氏體的硬度和強(qiáng)度。(C) 時(shí)效強(qiáng)化：馬氏體形成后，因鋼的Ms點(diǎn)大多處在室溫以上，因此，在淬火過程中及在室溫停留時(shí)，或在外力作用下，都會發(fā)生“自回火”，使碳原子和合金元素的原子向位錯(cuò)及其它晶體缺陷處擴(kuò)散、聚集或碳化物彌散析出，釘扎位錯(cuò)，使位錯(cuò)運(yùn)動受阻，從而提高馬氏體的強(qiáng)度。第一是過冷奧氏體的冷卻速度必須大于臨界冷卻速度。馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏剞D(zhuǎn)變，此時(shí)，鐵原子和碳原子都已失去擴(kuò)散能力。（3）.共格性 由于馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)新相和母相之間始終保持著切變共格性，所以馬氏體轉(zhuǎn)變后的新相和母相之間存在著嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系。溶人奧氏體中的合金元素除Al.、Co提高M(jìn)s點(diǎn)，Si、B不影響Ms點(diǎn)以外，絕大多數(shù)合金元素均不同程度地降低Ms點(diǎn)。3. 奧氏體的強(qiáng)度 五、鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變根據(jù)形成溫度的不同，貝氏體可分為上貝氏體和下貝氏體。鋼中的貝氏體呈成束分布，是平行排列的鐵素體和夾于其間的斷續(xù)的條狀滲碳體的混合物。 下貝氏休的顯微組織形態(tài) 典型的下貝氏體是由含碳過飽和的片狀鐵素體和其內(nèi)部沉淀的碳化物組成的機(jī)械混合物。其組織特征是在粗大的塊狀或針狀鐵素體內(nèi)或晶界上分布著一些孤立的形態(tài)為粒狀或長條狀的小島。2．貝氏體的力學(xué)性能另外，由于碳化物顆粒粗大，且呈斷續(xù)條狀分布，故其韌性也較低。內(nèi)又沉淀析出大量細(xì)小的、彌散的碳化物，而且鐵素體內(nèi)還含有過飽和碳和高密度位錯(cuò)，因此，下貝氏體不但強(qiáng)度高，而且韌性也好，缺口敏感性小，韌脆轉(zhuǎn)折溫度低。 粒狀貝氏體的顯微組織形態(tài) 在一片鐵素體長大時(shí)，其他方向的鐵素體也會形成，從而獲得典型的下貝氏體組織（見圖210）（三）魏氏組織的形成 實(shí)際生產(chǎn)中遇到的魏氏組織大多是鐵素體魏氏組織，其形態(tài)如圖212所示。 圖212 魏氏組織容易出現(xiàn)在過熱鋼中，因此，奧氏體晶粒越粗大，越容易出現(xiàn)魏氏組織。 一、完全退火完全退火是將鋼加熱到Ac3溫度以上，保溫足夠的時(shí)間，使組織完全奧氏體化后緩慢冷卻，以獲得平衡組織的熱處理工藝。 退火冷卻速度應(yīng)緩慢，以保證奧氏體在Ac1溫度以下不大的過冷條件下進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變，避免硬度過高。 不完全退火是將鋼加熱至Ac1~Ac3（亞共析鋼）或Ac1~ 退火、正火加熱溫度范圍Acm(過共析鋼）之間，保溫后緩慢冷卻，以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。 常用結(jié)構(gòu)鋼退火及正火工藝規(guī)范和硬度鋼號 火 正 臨 界 點(diǎn) （℃） 退 火Ａc1 Ac3Acm Ar1 加熱溫度（℃） 等溫（℃） HB 加熱溫度（℃） HB3Cr2Mo (P20)3Cr2Ni1Mo (718)2Cr13 (420)4Cr13 (S136)T8AT10AT12A9Mn2V9SiCr9CrWMn (O1)CrWMnCr2GCr15Cr12 (D3)Cr12MoV (SKD11)Cr12Mo1V1 (D2)W18Cr4V (T1)W6Mo5Cr4V2 (M2)5CrMnMo5CrNiMo4Cr5MoSiV (H11)4Cr5MoSiV1 (H13)4Cr5W2SiV3Cr2W8V (H21) 767715820820730730730736770750745810820860710710820 82077095011008008207658709409007607701100 640780700700700652730710700760760770650680790 850850880860~880740~760750~770750~770760~780790~810770~790790~810850~870850~870850~880850~870850~870850~870850~860 720700爐冷730~750650~680680~700680~700670~690700~720680~700710~720720~750720~750730~750740~750~680~680720~740 235250149~207≤187≤197≤207≤229197~241207~255207~229207~255207~255207~255≤255197~241197~241 760~780800~850850~870870~880970~990900~950 241~302255~321269~341270~390過共析鋼的退火一般采用不完全退火。球化退火是使鋼中的碳化物球化，獲得粒狀珠光體的一種熱處理工藝，它實(shí)際上是屬不完全退火的一種退火工藝。常用的球化退火工藝主要有三種：一次球化退火；等溫球化退火；往復(fù)球化退火。 常用退火工藝分類及應(yīng)用名稱 工 藝 曲 線 工 藝 特 點(diǎn) 主要目的 適用范圍擴(kuò)散退火 加熱至Ac3+150~200℃，長時(shí)間保溫后緩慢冷卻 成分均勻化 鑄鋼件及具有成分偏析的鍛軋件等完全退火 加熱至Ac3+30~50℃，保溫后緩慢冷卻 細(xì)化組織，降低硬度 鑄、焊件及中碳鋼和中碳合金鋼鍛軋件等不完全退火 加熱至Ac1+40~60℃，保溫后緩慢冷卻 細(xì)化組織，降低硬度 中、高碳鋼和低合金鋼鍛軋件等。再結(jié)晶退火或中間退火 加熱至Ac150~150℃,保溫后空冷。 冷至350℃以下可以出爐。保溫一定時(shí)間后緩慢冷卻，冷至200300℃后出爐．空冷至室溫。一般鋼材的再結(jié)晶退火溫度為650700℃ ,保溫l3 h ，然后空冷至室溫。正火是將鋼加熱到Ac3（對亞共析鋼）或Accm（對過共析鋼）以上適當(dāng)?shù)臏囟?，保溫一定時(shí)間，使鋼完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后進(jìn)行空冷，以得到珠光體類型組織的一種熱處理工藝。正火后，鋼的強(qiáng)度、硬度也較退火的高。 可重新正火消除。鐵素體呈片狀按羽毛或三角形分布在原奧氏體晶粒。 鋼的淬火與回火將鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac3或Ac1以上的某一溫度，保溫一定時(shí)間，然后以大于臨界淬火速度冷卻得到馬氏體或貝氏體為主的組織的熱處理工藝稱為淬火。一般為鋼的臨界點(diǎn)以上30~50℃。為了使工件各部分均能完成組織轉(zhuǎn)變，需要在淬火加熱溫度下保溫一定時(shí)間。表24列出了一些常用鋼的淬火工藝規(guī)范和淬火后的硬度。 常用鋼的淬火工藝規(guī)范和淬火后的硬度鋼 度(≧/HRC)35455020Cr﹡40Cr42CrMo40CrMnMo35CrMo3Cr2Mo3Cr2Ni1Mo50CrVA65Mn60Si2Mn20CrMnTi﹡20CrMnMo﹡18CrNiMoA﹡38CrMoAl2Cr133Cr134Cr139Cr18 870820~850820~840790~820850~870840~860850~870830~860850~880840~860850~870790~820840~870850~870840~860860~890930~950980~1050980~1050980~1050 水水水油、水油油、水油油油油油油油油油油油油油油油油 5052555550455245505052556055555555。度(≧/HRC) 鋼 4．粗大魏氏組織。1．硬度過高：退火冷卻速度相對較快，形成索氏體、屈氏體、或馬氏體等組織。 七、鋼的正火 五、去應(yīng)力退火去應(yīng)力退火的目的是為消除鑄、鍛、焊、冷沖件中的殘余應(yīng)力．以提高工件的尺寸穩(wěn)定，防止變形和開裂。 消除內(nèi)應(yīng)力 鑄鋼件、焊接件及鍛軋件300℃，保溫時(shí)間通常是根據(jù)鋼件最大截面厚度按經(jīng)驗(yàn)公式來計(jì)算，一般不超過15h。（組織與硬度比完全退火更為均勻）球化退火 加熱至Ac1+20~40℃或Accm20~30℃，保溫后隨爐緩冷或等溫冷卻。所以擴(kuò)散退火的溫度高、時(shí)間長。過共析鋼鍛件鍛后的組織一般為細(xì)片狀珠光體，如果鍛后冷卻不當(dāng)，還會存在網(wǎng)狀滲碳體，不僅鍛件難于加工，而且增大鋼的脆性，淬火時(shí)容易產(chǎn)生變形或開裂。三、球化退火 表21 由于加熱到兩相區(qū)溫度，組織沒有完全奧氏體化，僅使珠光體發(fā)生相變，重新結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。 二、不完全退火 力和熱加工缺陷，降低硬度，改善切削加工性能和冷塑性變形能力。 鋼的退火與正火將鋼加熱到適當(dāng)?shù)臏囟?，保溫一定時(shí)間，然后緩慢冷卻，以獲得接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝稱退火。 鋼中的魏氏組織一般可通過細(xì)化晶粒的正火、退火以及鍛造等方法加以消除，程度嚴(yán)重的可采用二次正火方法加以消除。 400 在光學(xué)顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界上生長出來的鐵素體或滲碳體近似平行，呈羽毛狀或三角形，其間存在著珠光沐的組織。 在下貝氏體形成溫度范圍內(nèi)，由于轉(zhuǎn)變溫度低，首先在奧氏體晶界或晶內(nèi)某些貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并按切變（共格）方式成片狀或透鏡狀。是一個(gè)有碳原子擴(kuò)散的共格切變過程。 （二）貝氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn) 貝氏體的力學(xué)性能主要取決于它的組織形態(tài)。（3）.粒狀貝氏體 圖210為下貝氏體的顯微組織形態(tài)。(400 X )（2）下貝氏體 上貝氏體的顯微組織形態(tài) 圖29為上貝氏體的顯微組織形態(tài)。（一）貝氏體的組織形態(tài)與力學(xué)性能1．貝氏體的組織形態(tài)（1）上貝氏體 其轉(zhuǎn)變特點(diǎn)既有珠光體轉(zhuǎn)變特征，又具有馬氏體轉(zhuǎn)變特征。4. 冷卻速度 2．奧氏體晶粒大小 影響Ms點(diǎn)的因素主要有：1．化學(xué)成分 而且，整個(gè)界面是互相牽制的，這種界面叫“切變共格界面”。（2）切變性 Ms點(diǎn)是開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度。馬氏體的塑性和韌性主要取決于它的亞結(jié)構(gòu)，片狀馬氏體具有高硬度、高強(qiáng)度，但韌性很差, 而具有相同強(qiáng)度的板條馬氏體的韌性要好得多，即板條馬氏體不但具有高硬度、高強(qiáng)度，而且還具有相當(dāng)高的塑性和韌性, 具有低的韌脆轉(zhuǎn)折溫度，小的缺口敏感性和小的過載敏感性。合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高它的強(qiáng)度。 馬氏體片越大，顯微裂紋越多，顯微裂紋的存在增加了鋼的脆性。 圖28 片狀馬氏體的顯微組織示意圖如圖27所示。在原奧氏體晶粒中首先形成的馬氏體片是貫穿整個(gè)晶粒的，但一般不穿過晶界，只將奧氏體晶粒分割。（2）片狀馬氏體 （400）板條馬氏體的空間形態(tài)是扁條狀的，每個(gè)板條為一個(gè)單晶體，它們之間一般以小角度晶界相間。 （1）板條馬氏體 馬氏體具有很高的硬度和強(qiáng)度。如此不斷進(jìn)行，鐵素體和滲碳體相互促進(jìn)，形成一組鐵素體和滲碳體片層相間基本平行的珠光體組織。實(shí)驗(yàn)證明，珠光體形成時(shí)，領(lǐng)先相（即首先形成的相）可能是滲碳體，也可能是鐵素體，大多在奧氏體晶界或相界面上形核。一般清況下，鋼的成分一定時(shí)，滲碳體顆粒越細(xì)，形狀越接近等軸狀，分布越均勻，其強(qiáng)度和硬度就越高，韌性越好。珠光體片間距的大小主要與過冷度（即珠光體的形成溫度）有關(guān)，而與奧氏體的晶粒度和均勻性無關(guān)。(一) 珠光體的組織形態(tài)與力學(xué)性能按珠光體中的滲碳體形態(tài)，可把珠光體分成片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。 圖25 (a) 冷卻速度介于νc與νc’之間時(shí)，則過冷奧氏體先開始珠光體轉(zhuǎn)變，但冷到轉(zhuǎn)變終了線時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變停止，繼續(xù)冷卻至Ms點(diǎn)以下，未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最后的組織為珠光體＋馬氏體。 晶 一般情況下，除Co和Al(ωAl％)以外的所有溶人奧氏體中的合金元素，都會增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線向右移，并使Ms點(diǎn)降低。 等溫轉(zhuǎn)變曲線生珠光體轉(zhuǎn)變以前，亞共析鋼會先析出鐵素體，過共析鋼則先析出滲碳體。 圖22 1. 碳含量的影響 從圖可見，在不同溫度下等溫，其孕育期是不同的。A1與Ms之間有兩條C曲線，左邊一條為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線，右邊一條為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線。另一類是連續(xù)冷卻，即將處于奧氏體狀態(tài)的鋼以一定的速度冷至室溫，使奧氏體在一個(gè)溫度范圍內(nèi)發(fā)生連續(xù)轉(zhuǎn)變。氫脆：高強(qiáng)度鋼在富氫氣氛中加熱時(shí)出現(xiàn)塑性和韌性降低的現(xiàn)象稱為氫脆。鋼過燒后性能嚴(yán)重惡化, 無法挽救，只能報(bào)廢。四、鋼的加熱缺陷4. 合金元素的影響 2. 加熱速度的影響 含有碳化物形成元素如Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等元素的鋼也屬本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。凡隨著奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒迅速長大的稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。它取決于具體的加熱溫度和保溫時(shí)間。奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成，其晶粒