【正文】 號 加熱溫度(℃) 冷卻介質 硬 影響加熱的因素主要有加熱介質、鋼的成分、加熱工件的形狀、尺寸、裝爐方式和裝爐量等。淬火后，鋼的強度和硬度及耐磨性得到顯著提高一、淬火加熱 八、鋼的正火退火缺陷 六、再結晶退火 （組織細化程度低于完全退火）等溫退火 加熱至Ac3+30~50℃(亞共析鋼)或Ac1+20~40℃(共析鋼和過共析鋼)，保溫后隨爐冷至稍低于Ar1進行等溫轉變，然后在空氣中冷卻（空冷） 細化組織，降低硬度 中碳合金鋼和某些高合金鋼。球化退火的目的是為了降低硬度，改善機加工性能，以及獲得均勻的組織，改善熱處理工藝性能，為以后的淬火作組織準備。 臨 界 點 （℃） 退 完全退火的目的是為了細化晶粒，均勻組織，消除內應 魏氏組織形態(tài) 在亞共析鋼或過共析鋼中，由高溫以較快的速度冷卻時，先共析的鐵素體或滲碳體從奧氏體晶界上沿著奧氏體的一定晶面向晶內生長，呈針狀析出。 (400X)由于貝氏體轉變是發(fā)生在珠光體與馬氏體轉變之間的中溫區(qū)，所以貝氏體轉變兼有珠光體轉變和馬氏體轉變的某些特點。 由于粒狀貝氏體中的顆粒狀或針狀鐵素體基體中分布著許多小島，這些小島又可起到復合強化作用，因此，粒狀貝氏體也具有較好的強韌性。 圖29 在中、高碳鋼中，當上貝氏體形成量不多時，在光學顯微鏡下可觀察到成束排列的鐵素體的羽毛狀特征。貝氏體轉變是介于馬氏體和珠光體之間的轉變，又稱為中溫轉變。一般而言，凡是降低Ms點的合金元素，均會降低Mf點。馬氏體轉變時，新相和母相的點陣間保持了共格關系，即相界面上的原子既屬于馬氏體又屬于奧氏體。以抑制其發(fā)生珠光體或貝氏體轉變；第二是奧氏體必須深度過冷，以獲得足夠的轉變驅動力，所以，只有低于Ms點以后才能發(fā)生馬氏體轉變, (B）相變強化：馬氏體轉變時，會造成晶格缺陷密度很高的亞結構，如位錯或孿晶，它們會阻礙位錯運動，從而使馬氏體得到強化。 當最大尺寸的馬氏體片小到光學顯微鏡無法分辨時，便稱為隱晶馬氏體，在生產中正常淬火得到的馬氏體，一般都是隱晶馬氏體。板條馬氏體的亞結構主要為高密度的位錯，這些位錯分布不均勻，且相互纏結，形成胞狀亞結構。 (一) 馬氏體的組織形態(tài)與力學性能1．馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)有多種多樣，但最常見的為板條馬氏體和片狀馬氏體。當貧碳區(qū)的碳濃度降到相當于鐵素體的平衡濃度時，便在滲碳體兩側形成兩片鐵素體，鐵素體形成后與滲碳體一起長大，鐵素體的長大又使奧氏體變成富碳區(qū)，又促使?jié)B碳體新的晶核形成。粒狀珠光體的力學性能主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分布狀況。珠光體轉變是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機械混合物的相變過程，是典型的擴散型相變。 冷卻轉變曲線 共析鋼過冷奧氏體體連續(xù)邊一條為轉變終了線，兩條曲線下面的連線為過冷奧氏體轉變終 3．奧氏體狀態(tài)的影響 在A1溫度以下，過冷奧氏體轉變開始線與縱坐標之間的水平距離稱為過冷奧氏體在該溫度下的孕育期。在熱處理實際生產中，奧氏體的冷卻方法有兩大類，第一類是等溫冷卻，即將處于奧氏體狀態(tài)的鋼迅速冷卻至臨界點以下某一溫度并保溫一定時間，讓過冷奧氏體在該溫度下發(fā)生組織轉變，然后再冷至室溫。過燒：加熱溫度過高，引起奧氏體晶粒嚴重粗化，而且晶界出現(xiàn)氧化或熔化，導致晶界弱化，稱為過燒。在一定含碳量范圍內，隨著碳含量的增加，奧氏體晶粒長大傾向增大，但當含碳量超過某一限度時，奧氏體晶粒反而變得細小。鋼的本質晶粒度與鋼的脫氧方法和化學成分有關，一般用Al脫氧的鋼為本質細晶粒鋼，用Mn、Si脫氧的鋼為本質粗晶粒鋼。鋼在某一具體的熱處理或熱加工條件下獲得的奧氏體實際晶粒的大小稱為奧氏體的實際晶粒度。奧氏體晶粒大小用晶粒度表示（通常晶粒度分成8級）。（三）化學成分 二、影響奧氏體形成的因素由于奧氏體形成是通過形核和長大兩個過程進行的，整個過程都受原子擴散控制，因此，一切影響形核和長大的因素都會影響奧氏體的形成速度。在鐵素體內，由于它與Fe3C和奧氏體接觸的兩個界面之間也存在碳濃度差，因此，碳在鐵素體內也進行著擴散，結果加速鐵素體向奧氏體的轉變，使奧氏體長大。奧氏體形核后便開始長大。 圖21為共析鋼的奧氏體形成過程示意圖。 AcAcAccm為鋼加熱時的實際轉變溫度，ArArArcm為鋼冷卻時的實際轉變溫度。常用的熱處理形式分成三類，即基本熱處理、化學熱處理和形變熱處理。 圖119 圖117 這種先共析的滲碳體多沿奧氏體晶界呈網狀分布，數(shù)量較多時，還在晶內呈針狀分布。 = 同樣，也可以算出相組成物的含量：ωα = ()/()100 ％的碳鋼結晶過程示意圖亞共析鋼中含碳量越高，則組織中的珠光體含量越多。圖115 冷卻到3(727℃)時， → +Fe3 C, 轉變產物為珠光體，其金相照片如圖115所示。冷卻到7時，碳在鐵素體中溶解度達到飽和。 ％~％；(4) 過共析鋼 因此，鐵素體從727℃冷卻下來，也會析出滲碳體，稱為三次滲碳體，記作Fe3C Ⅲ。共析轉變溫度常標為A1溫度。 表11 此外，相圖上還有兩條磁性轉變線：MO線（770℃） 圖111即為FeFe3C相圖。 照片111 這種材料的組織中都含有大量的共晶碳化物(照片19)，直接用于機械加工和最終熱處理后服役的模具，在熱處理淬火時常發(fā)生淬火開裂，在模具使用時也常常發(fā)生早期脆裂。這種在同一晶粒范圍內的成份不均勻現(xiàn)象稱為晶內偏析。是指鑄錠宏觀范圍內的一部分與另一部分之間化學成分不均勻現(xiàn)象。在液態(tài)金屬中總會或多或少地溶有一些氣體，而氣體在液態(tài)中的溶解度要比在固態(tài)中大得多。（二）鑄錠缺陷鑄錠中存在的缺陷主要有縮孔、氣孔和偏析等。此外，懸浮在這里的雜質質點，也可能成為新的結晶核心。鑄錠的三晶區(qū)(即固、液兩相共存區(qū))的溶質濃度增高，熔點下降，結晶潛熱的散發(fā)變得 在兩組柱狀晶相遇處會形成柱狀晶界，此處雜質、氣泡、縮孔較富集，所以是鑄錠的薄弱結合面。2．柱狀晶區(qū) 所有成分在P與C之間范圍內的合金在包晶轉變溫度下都會發(fā)生三相平衡的包晶反應，即一定成分的固相與一定成分的液相作用，形成另一個一定成分的固相的轉變過程，反應式為：Lc+αP〈═〉βD。這一轉變一直進行到剩余液相全部形成共晶組織為止。100繼續(xù)冷卻，共晶組織中的α相和β相都要發(fā)生成分變化，α相成分沿著MF線變化，β相成分沿NG線變化。 相圖中的MEN水平線稱為共晶線，E點叫共晶點，E點所對應的溫度叫共晶溫度，化學成分對應于共晶點的合金就叫共晶合金。 在這一水平線所對應的溫度下，成分相當于E點的液相（LE）同時結晶出與M點對應的αM和與N點對應βN的兩個固相，形成兩個固相的混合物，這種轉變的反應式為：圖16 結晶時，這類合金都是從液相結晶出單相的固溶體，這種結晶過程稱勻晶轉變。 ωα=(ar/ab)amp。8226。 建立相圖的方法有實驗測定法和理論計算法兩種，目前用的相圖大部分都是根據(jù)實驗方法建立起來的。實際上在每個晶粒內的原子排列并不是十分整齊的，在晶粒內部可以觀察到小晶塊，它們彼此之間有不大的位向差，這些晶塊之間的內界面就稱為亞晶粒間界，簡稱亞晶界。位錯是指在晶體中某處有一列或幾列原子發(fā)生了有規(guī)律的錯排現(xiàn)象，致使長度達幾百至兒萬個原子間距，寬約幾個原子間距范圍內的原子離開了平衡位置而發(fā)生有規(guī)律的錯動。 晶體中的點缺陷那些原子半徑很小的原子，如鋼中的氮、氫、碳、硼等；間隙 點缺陷如圖l13所示，主要有下列幾種： 實際金屬的原子排列不可能像理想晶體那樣規(guī)則和完整，它們總是不可避免地存在一些原子偏離規(guī)則排列的不完整性區(qū)域，這就是晶體缺陷。（三）晶體的長大在過冷液體中形成固態(tài)晶核有兩種方法，一種叫均勻形核，又稱均質形核或自發(fā)形核。結晶開始前的這一停留時間稱為孕育期。當液態(tài)金屬冷卻到Tn時，由于結晶潛熱的釋放，補償了散失到周圍環(huán)境的熱量，所以在冷卻曲線上會出現(xiàn)平臺，平臺延續(xù)的時間就是結晶過程所用的時間。金屬在結晶之前，溫度連續(xù)下降，當液態(tài)金屬冷卻至熔點Tm（理論結晶溫度）時，并不開始結晶，而是需要繼續(xù)冷卻到Tm以下某一溫度Tn，液態(tài)金屬才開始結晶。純金屬及合金的結晶一、純金屬的結晶金屬化合物的類型很多，主要有正常價化合物、電子化合物和間隙化合物。溶質原子溶人溶劑后，將使溶劑的晶格常數(shù)改變，并使晶格發(fā)生畸變。 有的溶質卻能以任意比例溶人溶劑，其溶解度可達100％，這種固溶體稱無限固溶體。置換固溶體是指溶質原子位于溶劑晶格的某些格點位置上所形成的固溶體，猶如這些結點上的溶劑原子被溶質原子所置換一樣， 當不同的組元組成合金時，這些組元之間由于物理的和化學的相互作用，形成具有一定晶體結構和一定成分的相。具有面心立方結構的金屬有γFe、βCo、Ni、Al、Ag等。 (b) 面心立方晶胞 晶胞的八個角上各有一個原子，在立方體的中心還有一個原子，其模型如圖11(a) 所示。晶體中由一系列原子組成的平面叫晶面，任意兩個原子之間連線所指的方向叫晶向。晶體結構是指晶體中的原子或離子、分子等的排列情況，也就是它們在三維空間中有規(guī)律的周期性的重復排列方式。熱處理質量檢驗技術第一章 由于組成晶體的物質質點不同，排列的規(guī)律也就不一樣，所以就存在各種各樣的晶體結構。表示晶向和晶面的數(shù)字叫晶向指數(shù)和晶面指數(shù)。具有體心立方晶格的金屬有αFe、Cr、V、Nb、Mo、W等30多種。 3． 密排六方晶格 相是指合金中結構相同、成分和性能均一，并以相界面相互分開的組成部分。 所以叫置換固溶體。 溶入的溶質原子越多，溶劑晶格畸變也越大。三、金屬的同素異構轉變 金屬的實際結晶溫度Tn與理論結晶溫度Tm之差稱為過冷度，用△T表示，△T=TmTn。結晶過程結束，結晶潛熱釋放完畢，冷卻曲線便又繼續(xù)下降。隨著時間的推移，已形成的晶核不斷長大，與此同時，液態(tài)金屬中又產生第二批晶核。另一種是非均勻形核，又叫異質形核或非自發(fā)形核。每一個單個晶粒的穩(wěn)定晶核出現(xiàn)后，晶體馬上進行長大。一般說來，這些偏離規(guī)則的原子數(shù)目是很少的，從整體上看，金屬的結構還是接近完整的。 (2) 間隙原子 3間隔原子位錯主要有刃型位錯和螺型位錯。合金在結晶過程中，各個相的成分以及它們的相對含量都是在不斷變化的，為了了解相的成分及其相對含量，就需要應用杠桿定律。 100 8226。 從圖15可以看出，當合金Ⅰ自高溫緩慢冷卻至t1時，開始從液相中結晶出α固溶體。 相線，AMNB為固相線，MF為Sn在Pb中的溶解度曲線， pbSn共晶相圖 而成分位于共晶點左邊或右邊的合金則分別稱為亞共晶和過共晶合金。 由于溶解度變化，α相和β相分別析出次生相αⅡ和βⅡ，直到冷卻至室溫為止。繼續(xù)冷卻，從α相和β相中分別析出次生相αⅡ和βⅡ。相圖中的D點稱為包晶點，所對應的溫度(tD)稱為包晶溫度，PDC線稱包晶線。 柱狀晶區(qū)的晶粒粗大并且垂直于模壁。壓力加工時，易沿這些地方產生裂紋或開裂。 所以，在柱狀晶長大到一定程度后，鑄錠中部也開始形核長大。1．縮孔 所以，當液體凝固時，其中所溶解的氣體將逐漸富集于結晶前沿的液體中，最后在固相和液相界面上形成氣泡，或稱氣孔?！?同樣先凝固的晶體與后凝固的晶體成份也會不同，先凝固的晶體富含高熔點組元，而后凝固的晶體則富含低熔點組元。真空冶煉的Cr12鋼液，適當降低澆注溫度和鑄模溫度，加大冷卻速度，鑄錠也可以獲得較細密的鑄態(tài)組織(照片110)。 控制澆鑄工藝的真空冶煉鑄錠組織圖中各特性點的溫度、碳含量及意義見表11。 （二）相圖分析 LB+δH〈═〉γJ 進行包晶反應時，奧氏體沿δ相與液相的界面成核，并向δ相和液相兩個方向長大，包晶反應終了時，δ相和液相同時耗盡變成單一的奧氏體相。 此外，F(xiàn)eFe3C相圖中還有三條重要的固態(tài)轉變線，它們是：(1) GS線 二、鐵碳合金的平衡結晶過程及組織通常按有無共晶轉變來區(qū)分碳鋼和鑄鐵，％的為碳鋼，％的為鑄鐵。~％；(5) 共晶白口鐵 在7以下將從鐵素體中析出 三次滲碳體。珠光體中的滲碳體稱為共析滲碳體。圖114 共析鋼的室溫組織（500 X）(三) 亞共析鋼（）此合金在相圖中的位置見圖112③，結晶過程如圖116所示。 利用杠桿定律可以分別計算出鋼組織中組成物先共析鐵素體和珠光體含量，％合金的先共析鐵素體和珠光體比例如下：= 當溫度到達4（7270C）時，奧氏體的含碳量降為0. 77％，因而在恒溫下發(fā)生共析轉變。 亞共析鋼的室溫組織（400 X） ％的過共析鋼結晶過程示意圖 本章內容主要是介紹基本熱處理和化學熱處理的基本知識。AAAcm是鋼組織平衡轉變的理論臨界溫度，而實際上鋼進行熱處理時，組織轉變并不發(fā)生在理論臨界溫度上，大多都有一定的滯后現(xiàn)象，把實際轉變溫度與理論臨界溫度之差稱為過冷度(冷卻時)或過熱度(加熱時)，過冷度或過熱度都隨冷卻速度或加熱速度的增大而增大。 (c)剩余Fe3C溶解 奧氏體晶核形成以后，它的一側與鐵素體相鄰，而另一側與Fe3 C相鄰。當鐵素體全部轉變成奧氏體時，便可認為奧氏體的長大過程已經完畢。影響因素主要有加熱溫度、原始組織和化學成分。1. 含碳量 目前，世界上通用的方法是用與標準金相圖片相比較來確定晶粒度的級別。它取決于具體的加熱溫度和保溫時間。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細晶粒鋼。4. 合金元素的影響