【正文】 鋼過燒后性能嚴(yán)重惡化, 無法挽救，只能報(bào)廢。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。從圖可見，在不同溫度下等溫，其孕育期是不同的。 圖22 等溫轉(zhuǎn)變曲線生珠光體轉(zhuǎn)變以前，亞共析鋼會(huì)先析出鐵素體，過共析鋼則先析出滲碳體。晶 (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。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。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。（1）板條馬氏體 （2）片狀馬氏體 片狀馬氏體的顯微組織示意圖如圖27所示。 圖28 Ms點(diǎn)是開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度。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．奧氏體晶粒大小 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。圖29為上貝氏體的顯微組織形態(tài)。 上貝氏體的顯微組織形態(tài) (400 X )（2）下貝氏體 （3）.粒狀貝氏體 貝氏體的力學(xué)性能主要取決于它的組織形態(tài)。（二）貝氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn) 是一個(gè)有碳原子擴(kuò)散的共格切變過程。 在光學(xué)顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界上生長(zhǎng)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。 400 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。 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(huì)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。（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。 1．硬度過高：退火冷卻速度相對(duì)較快，形成索氏體、屈氏體、或馬氏體等組織。4．粗大魏氏組織。 度(≧/HRC) 鋼 常用鋼的淬火工藝規(guī)范和淬火后的硬度鋼 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。 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。 可重新正火消除。 正火是將鋼加熱到Ac3（對(duì)亞共析鋼）或Accm（對(duì)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。保溫一定時(shí)間后緩慢冷卻，冷至200300℃后出爐．空冷至室溫。 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(zhǎng)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。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。 臨 界 點(diǎn) （℃） 退 常用結(jié)構(gòu)鋼退火及正火工藝規(guī)范和硬度鋼號(hào) 不完全退火是將鋼加熱至Ac1~Ac3（亞共析鋼）或Ac1~ 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。 圖212 在一片鐵素體長(zhǎng)大時(shí)，其他方向的鐵素體也會(huì)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 粒狀貝氏體的顯微組織形態(tài) 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。2．貝氏體的力學(xué)性能 下貝氏休的顯微組織形態(tài) 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。五、鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變?nèi)苋藠W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）.共格性 第一是過冷奧氏體的冷卻速度必須大于臨界冷卻速度。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(chǎng)，它阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高了馬氏體的硬度和強(qiáng)度。鋼中馬氏體力學(xué)性 所以片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒的大小，奧氏體晶粒越粗大，馬氏體片越大，反之則越細(xì)。許多相互平行的板條組成一個(gè)板條束。 馬氏體轉(zhuǎn)變過程中的鐵的晶格改組是通過切變方式來完成的，所以，馬氏體轉(zhuǎn)變是典型的非擴(kuò)散型相變。這樣就使周圍奧氏體的碳濃度降低，形成貧碳區(qū)，為鐵素體形核創(chuàng)造了條件。2．粒狀珠光體片狀珠光體經(jīng)球化退火后，其組織變?yōu)樵阼F素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，叫粒狀珠光體。 亞共析鋼（a）和過共析鋼(b)的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線三、鋼的珠光體轉(zhuǎn)變由于珠光體轉(zhuǎn)變發(fā)生在臨界溫度A1以下比較高的溫度范圍內(nèi)，所以又稱高溫轉(zhuǎn)變。 與共析鋼相比有較大差別，對(duì)亞共析鋼來說，出現(xiàn)了先共析鐵素體區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，且Ms點(diǎn)右端降低，而對(duì)過共析鋼，雖然也無貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，但它有先共析滲碳體析出區(qū)，Ms點(diǎn)右端則有所升高。 Ms線和臨界冷卻速度νc線以下為馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。圖24 奧氏體的均勻程度也會(huì)影響C曲線的位置，成分越均勻， 加人微量的B可以明顯地提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性。 兩條C曲線之間的區(qū)域?yàn)檫^冷奧氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，在該區(qū)域過冷奧氏體將向珠光體或貝氏體轉(zhuǎn)變，在轉(zhuǎn)變終了線右側(cè)區(qū)域?yàn)檫^冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)。鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變從FeFe3C相圖可知，在A1溫度以下，奧氏體是不穩(wěn)定相，它將向珠光體和其他組織轉(zhuǎn)變，這種在臨界溫度以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體叫過冷奧氏體。粗大的奧氏體晶粒導(dǎo)致鋼的強(qiáng)韌性降低，增大淬火時(shí)的畸變開裂傾向。3. 含碳量的影響 超過930℃，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼的奧氏體晶粒也可能迅速長(zhǎng)大，有時(shí)，其晶粒尺寸甚至?xí)^本質(zhì)粗晶粒鋼。2. 實(shí)際晶粒度 三、奧氏體晶粒的長(zhǎng)大（一）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒大小是評(píng)定鋼加熱時(shí)質(zhì)量的重要標(biāo)準(zhǔn)之一，對(duì)鋼的冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能都有十分重要的影響。亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，但只有當(dāng)前者的加熱溫度超過A3，后者的加熱溫度超過Acm并保溫足夠時(shí)間，才能獲得均勻單相的奧氏體。這樣奧氏體的兩個(gè)界面就不斷地向鐵素體和Fe3C方向移動(dòng)，奧氏體便長(zhǎng)大。當(dāng)然，珠光體群邊界也可能成為奧氏體的形核部位。 現(xiàn)以共析鋼為例說明奧氏體的形成過程。 AAAcm稱為鋼加熱或冷卻過程中組織轉(zhuǎn)變的臨界溫度。所謂鋼的熱處理就是將鋼工件在一定的介質(zhì)中，以預(yù)定的速度加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)定的方法冷卻到室溫的一種熱加工工藝。 過共析鋼緩冷后的組織（400 X） 合金在1~2按勻晶轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體后，冷卻到3，開始從奧氏體中析出二次滲碳體，直到4為止。ωα = ()/()100 a = ωp= ()/()100 圖116 因此，該鋼在室溫下的組織由先共析鐵素體和珠光體所組成，見圖117。 共析鋼的結(jié)晶過程示意圖奧氏體，在2凝固完成，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。繼續(xù)冷卻至5～6間又發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)谩粒孔兂设F素體。 ；(3) 亞共析鋼 碳在鐵素體中的溶解度線，在727℃時(shí)，％，隨著溫度的降低，鐵素體中的溶碳量是逐漸減少的，在300℃以下，％。所有含碳量超過ωc=％的鐵碳合金都發(fā)生這個(gè)轉(zhuǎn)變。 在通常情況下，鐵碳合金是按FeFe3C系進(jìn)行轉(zhuǎn)變的。 而電爐冶煉再經(jīng)電渣重熔的小鑄錠，不經(jīng)開坯軋制，直接鍛造成形、退火后供應(yīng)市場(chǎng)的模坯也日益增多。固溶體在結(jié)晶過程中，由于固相和液相成份在不斷地改變，在同一個(gè)晶體內(nèi)先凝固的部分與后凝固的部分成份將會(huì)不同，先凝固的枝晶主干部分富含高熔點(diǎn)組元，而后凝固的分枝及枝間部分則富含低熔點(diǎn)組元。(1) 區(qū)域偏析 2．氣孔 由于顯微縮孔一般均未氧化，因而在熱加工時(shí)可以焊合，故對(duì)性能影響不大。但是由于在柱狀晶結(jié)晶長(zhǎng)大過程中，鑄錠中部的液體中就已經(jīng)存在著大量的可作為晶核的碎枝殘片，會(huì)促使中部迅速形核和長(zhǎng)大。圖18 柱狀晶區(qū)中晶粒之間的界面較平直，氣泡、縮孔很小，組織比較致密。細(xì)晶區(qū)的晶粒細(xì)小、致密，有很好的力學(xué)性能。 鑄錠三晶區(qū)的形成 圖17即為PtAg合金包晶相圖。在溫度tE，成分為E點(diǎn)的液相便發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變：LE〈═〉αM+βN。8226。100。LE〈═〉αM+βN。 圖中水平線MEN表示L十α+β三相共存區(qū)。 固相線，兩條線把相圖分成三個(gè)區(qū)：液相區(qū)L，固相區(qū)α及液、固兩相共存區(qū)L+α。 ωL=(rb/ab)amp。 二元相圖是最簡(jiǎn)單的相圖，對(duì)二元系合金來說，通常用橫坐標(biāo)表示成分，縱坐標(biāo)表示溫度。(2) 亞晶界 晶體中的線缺陷就是各種類型的位錯(cuò)。 圖13 由于空位的存在，使周圍的原子偏離了原來的平衡位置，就在空位周圍出現(xiàn)一個(gè)或幾個(gè)原子間距范圍的彈性畸變區(qū)，稱為晶格畸變。 1．點(diǎn)缺陷 點(diǎn)缺陷：如空位、間隙原子和置換原子，這些缺陷在三個(gè)方向上的尺寸都很小，相當(dāng)于原子尺寸。 當(dāng)溫度降到結(jié)晶溫度時(shí)，這些原子集團(tuán)就可能成為均勻形核的“胚芽”，稱為晶胚；其原子呈晶態(tài)的規(guī)則排列，這就是晶核。（二）晶核的形成當(dāng)液態(tài)金屬過冷至實(shí)際結(jié)晶溫度時(shí)，晶核并未立即出生，而是經(jīng)過一定時(shí)間后才開始出現(xiàn)第一批晶核。前者稱為結(jié)晶潛熱，后者稱為熔化潛熱。 Fe3C(碳鋼中的)、CuZn(黃銅中的)、CuAl2（鋁合金中的）等都是金屬化合物。形成間隙固溶體的溶質(zhì)元素，如H、O、 N、C、B等，而溶劑元素都是過渡族元素。 但由于固溶度的大小往往相差很大，所以有的溶質(zhì)組元在固溶體中的濃度（固溶度）有一定的限制，這種固溶體就叫有限固溶體。1． 置換固溶體 一般說，組元就是組成合金的元素或是穩(wěn)定的化合物。在立方體的6個(gè)面的中心各有一個(gè)原子，如圖12(b) 所示。 構(gòu)成立方體。晶向和晶面 一、純金屬的晶體結(jié)構(gòu)(一)晶體學(xué)基礎(chǔ)晶體中的空間點(diǎn)陣 為了便于研究，往往把構(gòu)成晶體的實(shí)際質(zhì)點(diǎn)抽象地認(rèn)為是純粹的幾何點(diǎn)，稱為陣點(diǎn)或點(diǎn)陣。(二) 純金屬的晶體結(jié)構(gòu) (a) 體心立方晶胞 密排六方晶格的晶胞在晶胞的12個(gè)頂角上各有1個(gè)原子，構(gòu)成六方柱體，上、下底面的中心也各有一個(gè)原子，晶胞內(nèi)還有3個(gè)原子。由一種固相組成的合金叫單相合金，由幾種不同的相組成的合金稱為多相合金。如圖12a所示。 2．間隙固溶體 當(dāng)溶質(zhì)原子較小時(shí)，溶劑晶格畸變也較小。 金屬由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的過程稱為凝固。過冷度越大，則實(shí)際結(jié)晶溫度越低。（一）純金屬的結(jié)晶過程依次類推，原有的晶核不斷長(zhǎng)大，同時(shí)又不斷生出新的晶核。當(dāng)液相中各個(gè)區(qū)域出現(xiàn)新相晶核的幾率相同，晶核由液相中的一些原子團(tuán)直接形成，不受雜質(zhì)粒子或外來表面的影響，這種形核叫均勻形核。晶體的長(zhǎng)大從宏觀上看，是晶體的界面向液相逐步推進(jìn)的過程。但盡管如此，這些缺陷對(duì)晶體的強(qiáng)度和韌性、原子的擴(kuò)散及其他對(duì)微觀結(jié)構(gòu)敏感的性能還是有重要影響的。線缺陷：如位錯(cuò)，這類缺陷在兩個(gè)方向的尺寸很小，另一個(gè)方向上的尺寸相對(duì)很大。 處于晶格間隙中的原子叫間隙原子。 6置換原子； （3）置換原子 （3）相界 如圖15所示，在CuNi合金相圖中，液相線AaB是表示液相的成分隨溫度變化的平衡曲線，固相線AbB是表示固相成分隨溫度變化的平衡曲線。 100％ 當(dāng)溫度繼續(xù)冷卻到t2時(shí)就有一定數(shù)量的α固溶體結(jié)晶出來，一直冷卻到t3 時(shí)，最后一滴液體結(jié)晶成固溶體，結(jié)晶終了，便得到與原合金成分相同的α固溶體。 (1)共晶合金的結(jié)晶過程 因?yàn)檫@些次生相常與共晶組織中的同類相混在一起，所以在顯微鏡下難以分辨。直到室溫。三、鑄錠的組織與缺陷在工業(yè)生產(chǎn)中，液態(tài)金屬往往是在鑄錠模或鑄型中冷卻凝固的，前者得到的物件叫鑄錠，后者得到的叫鑄件。 圖17 在表層細(xì)晶區(qū)形成的同時(shí)，一方面模壁的溫度由于被液態(tài)金屬加熱而迅速升高，另一方面由于金屬凝固后收縮，使細(xì)晶區(qū)和模壁脫開，形成一空氣層，使液體金屬的散熱變得困難。此外，由于柱狀晶的性能有方向性，對(duì)加工性能會(huì)有影響。 1細(xì)晶區(qū)； 2柱狀晶區(qū)困難，使各晶枝變得細(xì)長(zhǎng)、瘦弱，而且根部逐漸萎縮，甚至發(fā)生局部由于 由于中部液體的溫度大致是均勻的，所以每個(gè)晶粒在各個(gè)方向長(zhǎng)大速度接近一致，因而形成等軸晶?？s孔是一種重要的鑄造缺陷，對(duì)性能影響很大，但它的出現(xiàn)又是不可避免的。氣泡也可能由于液體金屬中的某些化學(xué)反應(yīng)所產(chǎn)生的氣體所造成。鋼錠澆鑄時(shí)，由于凝固不是在鑄錠的整個(gè)截面上同時(shí)進(jìn)行，同模壁接觸的外層先開始結(jié)晶，心部后結(jié)晶，導(dǎo)致先結(jié)晶的外層晶體富含高熔點(diǎn)組元，后結(jié)晶的心部晶體富集低熔點(diǎn)組元和非金屬雜質(zhì)，使整個(gè)鋼錠的截面成份不均勻，這種偏析叫做區(qū)域偏析。這種晶體間的成份不均勻現(xiàn)象稱為晶間偏析。 照片110 應(yīng)該注意，其特性點(diǎn)的符號(hào)是國(guó)際通用的，不能隨便變換。 鐵碳合金相圖中的主要特性點(diǎn)符號(hào) 溫度(℃) ωc() 說 1．包晶轉(zhuǎn)變（水平線HJB）在1495℃恒溫下，％，％的奧氏體，其反應(yīng)式為： ％~％的鐵碳合金中。 奧氏體中開始析出鐵素體或鐵素體全部溶人奧氏體的轉(zhuǎn)變線，常稱此溫度為A3溫度。％的為工業(yè)純鐵。％；‘(6) 亞共晶白口鐵 工業(yè)純鐵的室溫組織見圖114。在