金屬熱處理原理與工藝

1金屬熱處理原理與工藝第一章緒論34熱處理定義金屬材料通過(guò)加熱、保溫、冷卻三個(gè)工藝過(guò)程，改變材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)，從而改變材料性能的工藝時(shí)間溫度熱處理工藝曲線熱處理過(guò)程中溫度與時(shí)間的關(guān)系曲線——熱處理工藝曲線5T℃Fe727℃w(c)%LL+δL+γδ+γα

+γα+Fe3Cγ+Fe3Cδγα2.110.02180.77EPGSFe-C相圖67熱處理的作用熱處理在零件加工過(guò)程中的位置毛坯制造預(yù)備熱處理機(jī)加工1零件熱處理機(jī)加工2局部熱處理熱處理的作用預(yù)備熱處理(毛坯熱處理)零件熱處理8例1:Fe-C合金Fe加入0.45%C45鋼（平衡）σb硬度～200MPa～500MPa淬火80HBS～

60HRC熱處理的作用1.2%C-Fe平衡組織淬火組織硬度硬度例2：齒輪＞200HBS(～20HRC)＞100HBS(<20HRC)65HRC選材：含0.2%C的鋼滲碳、淬火淬火鋼例3：QBe22%Be-Cu淬火、時(shí)效～300MPa1400MPa＞1000MPa9熱處理原理課程的主要內(nèi)容熱處理工藝

兩張圖Fe-C合金相圖C-曲線圖退火正火淬火回火固溶時(shí)效

表面淬火、化學(xué)熱處理

四把火10課程安排1金屬熱處理概述鋼牌號(hào)固態(tài)相變2金屬的加熱合金的時(shí)效3鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼中奧氏體的形成4鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變、珠光體5鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變馬氏體、貝氏體6鋼的淬火、回火和正火7表面淬火和化學(xué)熱處理8復(fù)習(xí)，習(xí)題課，答疑11第一章

金屬熱處理概述12第一章概述1.1金屬的主要性能

物理性能化學(xué)性能力學(xué)性能工藝性能經(jīng)濟(jì)性131.1.1物理性能表面產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力提高工件力學(xué)性能表面產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力降低零件力學(xué)性能比容：?jiǎn)挝毁|(zhì)量的物質(zhì)所占有的容積稱為比容，其數(shù)值是密度的倒數(shù)。

成分不同比容不同內(nèi)應(yīng)力(組織應(yīng)力）CM殘余應(yīng)力組織應(yīng)力14線膨脹系數(shù)：指溫度每變化1℃材料長(zhǎng)度變化的百分率線膨脹系數(shù)不同熱應(yīng)力塑性變形裂紋斷裂屈服強(qiáng)度1.1.1物理性能15質(zhì)量定壓熱容：當(dāng)物質(zhì)吸收熱量溫度升高時(shí)，1kg的物質(zhì)溫度每升高1K所吸收的熱量熱導(dǎo)率：當(dāng)溫度垂直梯度為1℃/m時(shí)，單位時(shí)間內(nèi)通過(guò)單位水平截面積所傳遞的熱量

熱導(dǎo)率(合金鋼)or熱容溫度差放慢加熱冷卻速度1.1.1物理性能161.1.2化學(xué)性能

金屬的化學(xué)性能中最重要的是耐腐蝕性和高溫抗氧化性。通過(guò)熱處理可以改變成分分布、組織結(jié)構(gòu)，可以提高耐腐蝕性和抗氧化性。171.1.3力學(xué)性能

力學(xué)性能是結(jié)構(gòu)材料最重要的性能。通過(guò)熱處理可以顯著提高材料力學(xué)性能，滿足服役要求，提高零件使用壽命。1強(qiáng)度彈性變形階段彈性極限彈性模量E塑性變形階段抗拉強(qiáng)度斷裂強(qiáng)度屈服強(qiáng)度高溫下蠕變極限變動(dòng)載荷下疲勞極限18

低碳鋼的標(biāo)稱應(yīng)力-應(yīng)變曲線1.1.3力學(xué)性能192塑性和韌性安全力學(xué)性能指標(biāo)塑性指標(biāo)斷后伸長(zhǎng)率斷面收縮率韌性指標(biāo)沖擊功韌脆轉(zhuǎn)變溫度斷裂韌度1.1.3力學(xué)性能203硬度劃痕法對(duì)切斷的抗力回跳法彈性變形功的大小壓入法塑性變形抗力及應(yīng)變硬化能力布氏硬度較軟的材料洛氏硬度較硬的材料硬度強(qiáng)度4耐磨性磨損量壓入法1.1.3力學(xué)性能211.1.4工藝性能

鍛造流動(dòng)性焊接成分

塑性加工低強(qiáng)度，高塑性切削加工強(qiáng)度高—

難切削，塑性高—

粘刀

熱處理退火，正火——

消除殘余應(yīng)力再結(jié)晶退火——

提高塑性221.1.5經(jīng)濟(jì)性1原材料費(fèi)

Ni

W

Mo

V

Nb

Ti

Re

Si

Mn

Cr

2加工費(fèi)碳素鋼退火目的——降低硬度，改善切削加工性能

3熱處理正火＜退火/調(diào)質(zhì)＜化學(xué)熱處理231.2

金屬的強(qiáng)化與韌化機(jī)制固溶強(qiáng)化融入某種溶質(zhì)元素來(lái)形成固溶體而使金屬?gòu)?qiáng)化的現(xiàn)象稱為固溶強(qiáng)化。在溶質(zhì)原子濃度適當(dāng)時(shí)，可提高材料的強(qiáng)度和硬度，而其韌性和塑性卻有所下降。241.2金屬的強(qiáng)化與韌化機(jī)制細(xì)晶強(qiáng)化

工業(yè)上將通過(guò)細(xì)化晶粒以提高材料強(qiáng)度的方法。這是因?yàn)榧?xì)晶粒受到外力發(fā)生塑性變形可分散在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行，塑性變形較均勻，應(yīng)力集中較?。淮送?，晶粒越細(xì)，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴(kuò)展。25位錯(cuò)強(qiáng)化塑性變形時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)是比較復(fù)雜的，位錯(cuò)之間相互反應(yīng)、位錯(cuò)受到阻礙不斷塞積、材料中的溶質(zhì)原子、第二相等都會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而使材料出現(xiàn)加工硬化。1.2金屬的強(qiáng)化與韌化機(jī)制26第二相強(qiáng)化當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小彌散的微粒均勻分布于基體相中時(shí)，將會(huì)產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。這種強(qiáng)化作用稱為第二相強(qiáng)化。第二相強(qiáng)化的主要原因是它們與位錯(cuò)間的交互作用，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高了合金的變形抗力。1.2金屬的強(qiáng)化與韌化機(jī)制271.4典型鋼種及用途1.4.1鋼的分類按合金元素分低合金，中合金，高合金按用途分結(jié)構(gòu)鋼，工具鋼，特殊性能鋼按碳含量分低碳鋼(ωc<0.25%)，中碳鋼，高碳鋼(ωc>0.6%)281.4.2合金元素在鋼中的作用①合金元素分類非碳化物形成元素SiNiBAlCuCo置換固溶體弱碳化物形成元素Mn置換固溶體

強(qiáng)碳化物形成元素CrWMoTiVZr置換固溶體/碳化物②合金元素作用固溶強(qiáng)化和韌化形成碳化物提高強(qiáng)度和耐磨性細(xì)化晶粒提高淬透性提高回火穩(wěn)定性產(chǎn)生二次硬化抑制第二類回火脆性1.4典型鋼種及用途固溶強(qiáng)化第二相強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化291.4.3低碳鋼ωc<0.25%塑性韌性好，硬度強(qiáng)度低，耐磨性差表面高硬度強(qiáng)度高耐磨性滲碳淬火低溫回火心部良好的塑性和韌性齒輪軸類零件耐磨零件鋼號(hào)：15Mn2

20Cr

20CrMnTi

20CrMnMo

18Cr2Ni4WA

第一位數(shù)字表示碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)，用萬(wàn)分?jǐn)?shù)表示1.4典型鋼種及用途301.4.4中碳鋼ωc=0.25%～0.6%1調(diào)質(zhì)鋼良好綜合力學(xué)性能：高強(qiáng)度，高韌性塑性，應(yīng)力集中調(diào)質(zhì)處理完全淬火+高溫回火合金元素作用：①提高淬透性②抑制第二類回火脆性柴油機(jī)曲軸連桿螺栓汽車底盤半軸2彈簧鋼高強(qiáng)度，對(duì)塑性韌性要求低，幾乎無(wú)應(yīng)力集中合金元素作用：①固溶強(qiáng)化②提高回火穩(wěn)定性③提高淬透性彈簧彈性元件1.4典型鋼種及用途311.4.4中碳鋼3熱作模鋼常溫/高溫性能強(qiáng)度、硬度、耐磨性、塑性、韌性、大尺寸合金元素作用：①固溶強(qiáng)化②提高回火穩(wěn)定性③提高淬透性，防止第二類回火脆性鋼號(hào)：調(diào)質(zhì)鋼4540Cr42CrMo30CrMnSi中碳鋼彈簧鋼6565Mn55Si2Mn60Si2Mn

熱作模具鋼5CrMnMo5CrNiMo3Cr2W8V1.4典型鋼種及用途321.4.5高碳鋼ωc>0.6%高硬度，高耐磨性

球化退火不完全淬火低溫回火

碳素工具鋼加工性能好、價(jià)格便宜低合金高碳鋼淬透性和耐磨性高合金高碳鋼耐磨性和紅硬性1.4典型鋼種及用途33鋼的牌號(hào)及表示方法低碳鋼15Mn220Cr20CrMnTi18Cr2Ni4WA18Cr2Ni4WAωc=0.18%，ωcr=2%,ωNi=4%,ωW<1.5%,A代表高級(jí)優(yōu)質(zhì)鋼中碳鋼調(diào)質(zhì)鋼4540Cr42CrMo30CrMnSi彈簧鋼6565Mn55Si2Mn60Si2Mn熱作模具鋼5CrMnMo5CrNiMo3Cr2W8V第一位碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為千分?jǐn)?shù)高碳鋼碳素工具鋼T7AT8AT12AT代表碳素工具鋼，碳含量為千分?jǐn)?shù)，T12A代表ωc=1.2%高級(jí)碳素工具鋼低合金高碳鋼9SiCrCrWMnGCr9GCr9SiMn高碳鋼中ωc一般高于1%，高于則不標(biāo)出，低于則以千分?jǐn)?shù)標(biāo)出；滾動(dòng)軸承鋼為G開(kāi)頭；高合金高碳鋼W18Cr4VCr12W6Mo5Cr4V234鋼的牌號(hào)及表示方法碳素結(jié)構(gòu)鋼鋼牌號(hào)：“Q＋數(shù)字＋字母＋字母”表達(dá)；強(qiáng)度、質(zhì)量、脫氧方法Q＋數(shù)字：屈服強(qiáng)度；字母：質(zhì)量等級(jí)符號(hào)(A，B，C，D)反映碳素結(jié)構(gòu)鋼質(zhì)量；字母：脫氧方法符號(hào)(F沸騰綱，b半鎮(zhèn)靜鋼，Z鎮(zhèn)靜鋼，TZ特殊鎮(zhèn)靜鋼)等四部分按順序組成。如Q235—A﹒F；Q235→=235MpaA→質(zhì)量等級(jí)AF→脫氧方法為沸騰鋼35優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼用2位數(shù)字表示碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)例：20鋼ωc=0.20%的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼普通Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)ωc＜0.25%ωMn=0.35~0.65%

ωc≥0.25%ωMn=0.50~0.80%較高M(jìn)n質(zhì)量分?jǐn)?shù)ωc=0.12~0.60%ωMn=0.70~1.00%

ωc＞0.60%ωMn=0.90~1.20%鋼的牌號(hào)及表示方法36鑄鋼鑄造碳鋼主要用于受沖擊載荷作用的、形狀復(fù)雜的工件。鑄鋼的牌號(hào)由ZG和2組數(shù)字組成，前一組數(shù)字表示厚度為100mm以下鑄件的最低屈服強(qiáng)度，后一組數(shù)字表示最低抗拉強(qiáng)度。如ZG230-450；屈服強(qiáng)度≥230Mpa抗拉強(qiáng)度A≥450Mpa

鋼的牌號(hào)及表示方法37練習(xí)2045Mn10FT8A6565MnY12W18Cr4VCr12MoVωc=0.20%，普通Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼ωc=0.45%，較高M(jìn)n質(zhì)量分?jǐn)?shù)的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼ωc=0.10%，優(yōu)質(zhì)碳素沸騰鋼ωc=0.8%，高級(jí)優(yōu)質(zhì)碳素工具鋼ωc=0.65%，普通Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼ωc=0.65%，較高M(jìn)n質(zhì)量分?jǐn)?shù)的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼ωc=0.12%，易切削鋼ωc＞1.0%，ωW=18%，ωCr=4%，ωCV＜1.5%高合金高碳鋼ωc＞1.0%，ωCr=12%，ωMo、ωV＜1.5%高合金高碳鋼38金屬（包括純金屬與合金）和陶瓷等固態(tài)材料在溫度和壓力改變時(shí)，組織、結(jié)構(gòu)的變化－－固態(tài)相變1.5固態(tài)相變概述什么是“相”？合金微觀結(jié)構(gòu)中的一個(gè)組成部分，這一部分表現(xiàn)出均勻一致的成分和性能，并且與系統(tǒng)的其它部分具有物理上的明顯差別和界面。固態(tài)轉(zhuǎn)變是金屬材料熱處理的依據(jù)39T℃鐵的同素異形轉(zhuǎn)變?chǔ)模璅eα－Feγ－Fe1394912T℃Pα－Feγ－Feδ－FeL氣1atm1534L401.5固態(tài)相變概述掌握固態(tài)相變規(guī)律，采取措施，控制固態(tài)相變過(guò)程以獲得預(yù)期的組織和結(jié)構(gòu)，從而獲得預(yù)期的性能，最大限度地發(fā)揮現(xiàn)有金屬材料的潛力，并可以根據(jù)性能要求開(kāi)發(fā)新型材料相變－組織變化－性能變化411.5.1固態(tài)相變的一般特征

大多數(shù)固態(tài)相變(除調(diào)幅分解)都是通過(guò)形核和長(zhǎng)大過(guò)程完成的。1界面及慣習(xí)面

2位向關(guān)系

3彈性應(yīng)變能

4溫度的影響

5缺陷的影響1.5固態(tài)相變概述421界面及慣習(xí)面

第一類共格共格界面第二類共格新舊兩相相界面半共格界面非共格界面慣習(xí)面

新相往往在舊相的某一個(gè)特定晶面形成，該晶面即慣習(xí)面。通常用母相的晶面指數(shù)來(lái)表示1.5.1固態(tài)相變的一般特征43共格界面

界面兩側(cè)的點(diǎn)陣在跨越界面處是一對(duì)一地相互匹配，就是說(shuō)，在跨越界面的方向上，界面兩側(cè)的點(diǎn)陣列和點(diǎn)陣面都完全具有連續(xù)性的界面。正應(yīng)力切應(yīng)力均有畸變1.5.1固態(tài)相變的一般特征44

在理想共格條件下（孿晶界），其彈性應(yīng)變能和界面能都接近于零。實(shí)際上，兩相點(diǎn)陣均有一定差別，或者點(diǎn)陣類型不同，或者點(diǎn)陣參數(shù)不同。因此，即便是兩界面完全共格時(shí)，相界面附近也會(huì)產(chǎn)生彈性應(yīng)變。一般而言，共格界面界面能較小，而彈性應(yīng)變較大。共格界面依靠彈性畸變維持。當(dāng)新相長(zhǎng)大而使彈性畸變能增大到一定程度，超過(guò)母相的屈服強(qiáng)度時(shí)，塑性變形發(fā)生，共格關(guān)系遭到破壞。1界面及慣習(xí)面1.5.1固態(tài)相變的一般特征45半共格界面

兩相鄰晶體在相界面處的晶面間距相差較大，則在相界面上不可能做到完全的一一對(duì)應(yīng)，于是在界面上將產(chǎn)生一些位錯(cuò)，以降低界面的彈性應(yīng)變能，這時(shí)界面上兩相原子部分地保持匹配，這樣的界面稱為半共格界面。1界面及慣習(xí)面1.5.1固態(tài)相變的一般特征46非共格界面1界面及慣習(xí)面1.5.1固態(tài)相變的一般特征472位向關(guān)系新舊相某些低指數(shù)晶面（晶向)相互平行。K-S關(guān)系：如鋼中發(fā)生奧氏體（γ）向馬氏體（α）的轉(zhuǎn)變時(shí)，奧氏體的密排面｛111｝γ與馬氏體的密排面｛110｝α平行，馬氏體的密排向﹤111﹥?chǔ)僚c奧氏體的密排方向﹤110﹥?chǔ)闷叫?。記為：?10｝α||｛111｝γ，﹤111﹥?chǔ)羭|﹤110﹥?chǔ)?.5.1固態(tài)相變的一般特征482位向關(guān)系1.5.1固態(tài)相變的一般特征493彈性應(yīng)變能彈性應(yīng)變能→新舊相比容→體積變化→彈性應(yīng)變和應(yīng)力1.5.1固態(tài)相變的一般特征503彈性應(yīng)變能的影響因素完整晶體中產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能新相和母相的比容差新相的形狀新相和母相的彈性模量1.5.1固態(tài)相變的一般特征51新相形狀與相對(duì)應(yīng)變能的關(guān)系3彈性應(yīng)變能1.5.1固態(tài)相變的一般特征52固態(tài)相變的相變阻力包括界面能和彈性應(yīng)變能3彈性應(yīng)變能1.5.1固態(tài)相變的一般特征53

固態(tài)相變究竟是界面能還是彈性應(yīng)變能主導(dǎo)，取決于具體條件。

過(guò)冷度大，臨界晶核尺寸小，單位體積新相面積大，界面能增加巨大，此時(shí)界面能起主導(dǎo)，兩相界面易取共格方式降低界面能

過(guò)冷度小，臨界晶核尺寸大，界面能不起主導(dǎo)作用，易形成非共格界面。若兩相比容差大，彈性應(yīng)變能大，形成盤（片）狀新相；若兩相比容差小，彈性應(yīng)變能小，形成球狀新相。3彈性應(yīng)變能1.5.1固態(tài)相變的一般特征544溫度的影響溫度從熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)兩個(gè)角度影響固態(tài)相變熱力學(xué)：過(guò)冷度or過(guò)熱度自由焓差α

β與

β

α的熱力學(xué)條件相等具有可逆性但固態(tài)相變強(qiáng)烈依賴于原子擴(kuò)散，而原子擴(kuò)散系數(shù)在升降溫過(guò)程中不存在對(duì)稱性所以多數(shù)固態(tài)相變不可逆1.5.1固態(tài)相變的一般特征55擴(kuò)散對(duì)形狀的影響溫度越低，擴(kuò)散不易進(jìn)行，容易析出針（桿）狀或片（盤）狀的新相；溫度越高，擴(kuò)散容易進(jìn)行，易形成球狀新相4溫度的影響1.5.1固態(tài)相變的一般特征565晶內(nèi)缺陷的影響晶體缺陷（晶界、亞晶界、缺陷、空位）能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大原子擴(kuò)散速度快，相變應(yīng)力容易被松弛形核容易1.5.1固態(tài)相變的一般特征571.5.2固態(tài)相變的形核

絕大多數(shù)固態(tài)相變都是通過(guò)形核和長(zhǎng)大完成的。形核是在母相中某些微小區(qū)域形成新相所必需的成分和結(jié)構(gòu)，稱為晶胚；若晶胚尺寸超過(guò)某一臨界值，能穩(wěn)定存在并自發(fā)長(zhǎng)大，稱為晶核。1均勻形核晶界形核2非均勻形核位錯(cuò)形核空位形核58均勻形核

若晶核在母相中無(wú)擇優(yōu)的任意分布，稱為均勻形核。與液態(tài)結(jié)晶過(guò)程相比，固態(tài)相變均勻形核的驅(qū)動(dòng)力是新舊兩相的自由能差，而形核的阻力除界面能外還增加了彈性應(yīng)變能。固態(tài)相變均勻形核時(shí)系統(tǒng)自由能的總變化為：界面能彈性應(yīng)變能兩相的自由能差

令，可得到新相的臨界原子數(shù)：形成臨界原子數(shù)，得到臨界形核功：1.5.2固態(tài)相變的形核59

由上式可知，及減小，均可使臨界形核功變小，易于形成晶核。共格或半共格新相的較小，故應(yīng)變能是形核的主要阻力新相傾向于呈片狀或針狀。非共格新相晶面能大，故界面能是形核主要阻力新相傾向于呈球狀以減少界面能。1.5.2固態(tài)相變的形核均勻形核60均勻形核—形核率與液態(tài)結(jié)晶相似，固態(tài)相變均勻形核時(shí)，形核率可用下式表示：固態(tài)原子的擴(kuò)散激活能Q較大，固態(tài)相變的彈性應(yīng)變能又進(jìn)一步增大了形核功。1.5.2固態(tài)相變的形核61晶界形核

多晶體中兩個(gè)相鄰晶粒的邊界叫做界面；三個(gè)晶粒的共同交界是一條線，叫做晶棱；四個(gè)晶粒交于一點(diǎn)，構(gòu)成一個(gè)界隅。界面、界棱和界隅都不是幾何意義上的面、線和點(diǎn)，他們都占有一定的體積1.5.2固態(tài)相變的形核62晶界形核

界面、界棱和界隅都可以提供其所儲(chǔ)存的畸變能來(lái)促進(jìn)形核。在界面形核時(shí)，只有1個(gè)界面可供晶核吞食；在界棱形核時(shí)，可有3個(gè)界面提供晶核吞食；在界隅形核時(shí)，被晶核吞食的界面有6個(gè)。所以，從能量角度來(lái)看，界隅提供的能量最大，界棱次之，界面最小。然而，從三種形核位置所占的體積分?jǐn)?shù)來(lái)看，界面反而居首位，而界隅最小。1.5.2固態(tài)相變的形核63全面考慮這兩種因素，晶界不同位置非均勻形核率可綜合表達(dá)為：為了減少晶核表面積，降低界面能，非共格形核時(shí)各界面均呈球冠形。晶界、晶棱和晶隅上的非共格晶核應(yīng)該分別呈雙凸透鏡片、兩端尖的曲面三棱柱體和球面四面體等形狀。1.5.2固態(tài)相變的形核晶界形核64

共格和半共格界面一般呈平面。大角度晶界形核時(shí)，不能同時(shí)與晶界兩側(cè)的晶粒都具有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，新相晶核只能與一側(cè)母相晶粒共格或半共格，而與另一側(cè)母相晶粒非共格。結(jié)果將使晶核形狀發(fā)生改變，一側(cè)為球冠形，另一側(cè)由平面組成。1.5.2固態(tài)相變的形核晶界形核65位錯(cuò)形核1圍繞位錯(cuò)形核后，位錯(cuò)消失，釋放出畸變能。

2對(duì)于半共格晶核，原有的位錯(cuò)可以作為補(bǔ)償錯(cuò)配的界面位錯(cuò)，使形核的能量增值減少。

3在新相與基體成分不同的情況下，由于溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線上偏聚，有利于沉淀相晶核的形成，因此對(duì)相變起催化作用。1.5.2固態(tài)相變的形核66空位形核

空位通過(guò)擴(kuò)散或利用本身能量提供形核驅(qū)動(dòng)力而促進(jìn)形核。此外，空位群可凝聚成位錯(cuò)而促進(jìn)形核。1.5.2固態(tài)相變的形核67

1

長(zhǎng)大機(jī)制（一）半共格界面的遷移半共格界面上存在位錯(cuò)列“臺(tái)階機(jī)制”要隨界面遷移，位錯(cuò)要攀移；臺(tái)階側(cè)向移動(dòng)，位錯(cuò)可滑移

1.5.3晶核的長(zhǎng)大68

（二）非共格界面的遷移1.5.3晶核的長(zhǎng)大691.5.3晶核的長(zhǎng)大

（三）協(xié)同型長(zhǎng)大機(jī)制無(wú)擴(kuò)散型相變，原子通過(guò)切變方式協(xié)同運(yùn)動(dòng)，相鄰原子的相對(duì)位置不變?nèi)珩R氏體相變，均勻切變方式進(jìn)行協(xié)同型長(zhǎng)大，拋光試樣表面出現(xiàn)浮凸新相與母相之間有一定的位向關(guān)系702長(zhǎng)大速率（一）界面控制形長(zhǎng)大（無(wú)成分變化的新相）1.5.3晶核的長(zhǎng)大71原子在母相和新相見(jiàn)往返的頻率分別為原子振動(dòng)頻率波茲爾曼常數(shù)新舊自由能差激活能激活能誰(shuí)單原子層厚度為δ，則界面遷移頻率為1.5.3晶核的長(zhǎng)大722長(zhǎng)大速率（二）擴(kuò)散控制形長(zhǎng)大（成分變化的相變，受傳質(zhì)過(guò)程，即擴(kuò)散速度控制）1.5.3晶核的長(zhǎng)大731.5.4固態(tài)相變動(dòng)力學(xué)熱力學(xué)解決能否發(fā)生相變的問(wèn)題從動(dòng)力學(xué)教學(xué)研究相變速度問(wèn)題轉(zhuǎn)變量取決于形核率、長(zhǎng)大速度和轉(zhuǎn)變時(shí)間等溫轉(zhuǎn)變對(duì)相變研究的意義。相變動(dòng)力學(xué)實(shí)質(zhì)：相變溫度-時(shí)間-轉(zhuǎn)變量之間的關(guān)系74本章小結(jié)

四把火比容強(qiáng)化機(jī)制鋼的分類鋼的牌號(hào)及表示方法慣習(xí)面界面合金元素種類和影響新相母相形狀淬火回火退火正火固溶時(shí)效表面淬火、化學(xué)熱處理第二章

金屬的加熱752.1加熱方法及設(shè)備2.1.1箱式電阻加熱爐以電為能源加熱方式：在加熱器（電阻絲或帶）和工件之間存在氣體介質(zhì)。中、小零件的小批量熱處理淬火爐滲碳爐多用爐762.1加熱方法及設(shè)備2.1.2井式加熱爐安放在地面以下，工件垂直入爐裝料多，生產(chǎn)率高，溫度均勻，適合細(xì)長(zhǎng)桿件772.1加熱方法及設(shè)備2.1.3浴爐用液體作為加熱或冷卻介質(zhì)的熱處理爐通常稱為浴爐。介質(zhì)：熔鹽、熔融金屬或合金、熔堿、油等裝料多，生產(chǎn)率高，溫度均勻，適合細(xì)長(zhǎng)桿件782.2工件表面的熱交換2.2.1對(duì)流傳熱（以流體為介質(zhì)）依靠發(fā)熱體與工件之間流體（氣體或液體）的流動(dòng)進(jìn)行熱量傳遞的過(guò)程，使熱量由溫度較高的一方（發(fā)熱體）傳給較低的一方（工件）1流體流動(dòng)的動(dòng)力自然對(duì)流溫度差導(dǎo)致密度不同發(fā)生相對(duì)沉降強(qiáng)制對(duì)流外加動(dòng)力（風(fēng)扇）強(qiáng)迫流體流動(dòng)792.2.1對(duì)流傳熱2流體的流動(dòng)狀態(tài)層流流體質(zhì)點(diǎn)互不混雜，運(yùn)動(dòng)軌跡呈有條不紊的線狀流動(dòng)紊流流體質(zhì)點(diǎn)相互混摻，運(yùn)動(dòng)無(wú)序，運(yùn)動(dòng)要素具有隨機(jī)性3流體的物理性質(zhì)熱導(dǎo)率、熱容、密度、黏度4工件表面形狀及其在爐內(nèi)的放置位置

2.2工件表面的熱交換802.2工件表面的熱交換2.2.2輻射傳熱（無(wú)介質(zhì)）任何物體只要溫度高于決定零度，就會(huì)向各個(gè)方向放出輻射能。輻射不需要介質(zhì)，在真空中也能進(jìn)行。當(dāng)輻射能被另一物體吸收后，轉(zhuǎn)化為熱能而實(shí)現(xiàn)加熱。提高爐溫、增大受熱面積、紅外涂層2.2.3傳導(dǎo)傳熱（以爐底板為介質(zhì)）溫度不同的接觸物體間或一物體中各部分之間的熱能傳遞過(guò)程。

812.3加熱溫度和時(shí)間2.3.1加熱時(shí)間概念爐溫升溫時(shí)間、工件升溫時(shí)間、工件透熱時(shí)間、工件保溫時(shí)間2.3.2加熱溫度設(shè)備條件、工藝要求、零件尺寸形狀、加熱制度及方式加熱冷卻保溫Tt熱處理周期V加熱T，tV冷卻822.4相變和組織應(yīng)力2.4.1過(guò)飽和固溶體的脫溶與第二相溶解脫溶：固溶體自高溫急冷到固態(tài)溶解度曲線以下，由于冷卻速度快，沉淀產(chǎn)物來(lái)不及析出，形成了過(guò)飽和固溶體，然后在較低的溫度下這種不穩(wěn)定的過(guò)飽和固溶體隨著時(shí)間變化發(fā)生脫溶分解。時(shí)效脫溶過(guò)程中會(huì)析出各種彌散分布的亞穩(wěn)定沉淀相，這種亞穩(wěn)定沉淀相與母相共格或局部共格，使合金強(qiáng)化。急冷過(guò)飽和固溶體固溶體脫溶分解析出亞穩(wěn)定沉淀相832.4.1過(guò)飽和固溶體的脫溶與第二相溶解2.4相變和組織應(yīng)力α固溶體t1急冷α’固溶體固溶處理室溫放置or加熱析出β相脫溶α固溶體加熱到t1以上保溫第二相溶解842.4.2成分均勻化2.4相變和組織應(yīng)力鑄件

急冷成分偏析擴(kuò)散退火液相線以下保溫成分均勻2.4.3多行性轉(zhuǎn)變T℃δ－Feα－Feγ－F2.4.4回復(fù)、再結(jié)晶和應(yīng)力變化同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變2.4.5組織應(yīng)力再結(jié)晶退火，高溫回火去應(yīng)力退火852.4相變和組織應(yīng)力退火或正火是將鋼加熱到一定溫度并保溫一定時(shí)間以后，以緩慢的速度冷卻下來(lái)，使之獲得達(dá)到或接近平衡狀態(tài)的組織的熱處理工藝。

86

（1）完全退火其目的是細(xì)化晶粒、降低硬度以改善切削加工性能和消除內(nèi)應(yīng)力。（2）等溫退火等溫退火的加熱工藝與完全退火相同?！暗葴亍钡暮x是，發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)是在Ar1以下珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)間的某一溫度等溫進(jìn)行。等溫退火能有效縮短退火時(shí)間，提高生產(chǎn)效率并能獲得均勻的組織和性能。（3）球化退火球化退火主要用于過(guò)共析鋼和合金工具鋼。其目的是降低硬度、均勻組織、改善切削性能，為淬火作組織準(zhǔn)備。獲得粒狀珠光體。球化退火的加熱溫度一般為Ac1以上20～30℃。退火87

（4）擴(kuò)散退火（均勻化退火）擴(kuò)散退火的特點(diǎn)是，加熱溫度高（一般在Ac3或Accm以上150～300℃），保溫時(shí)間長(zhǎng)（10h以上）。因此，擴(kuò)散退火后鋼的晶粒粗大，需要進(jìn)行一次正常的完全退火或正火處理。（5）去應(yīng)力退火主要用來(lái)消除因變形加工及鑄造、焊接過(guò)程中引起的殘余內(nèi)應(yīng)力，以提高工件的尺寸穩(wěn)定性，防止變形和開(kāi)裂。工藝一般是將工件隨爐緩慢加熱至500～650℃，經(jīng)一段時(shí)間保溫后隨爐緩慢冷卻至300～200℃以下出爐。

（6）再結(jié)晶退火冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上，保持適當(dāng)?shù)臅r(shí)間，使變形晶粒重新轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻牡容S晶粒，這種熱處理工藝稱為再結(jié)晶退火。其目的是消除加工硬化、提高塑性、改善切削加工及成形性能。一般鋼材的再結(jié)晶退火溫度為650～700℃。

退火882.5加熱時(shí)發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)2.5.1金屬加熱時(shí)的氧化與脫碳1鋼鐵與氧的相互作用氧化：2Fe+O2→2FeO

3Fe+2O2→Fe3O4

4Fe+3O2→2Fe2O3

脫碳：Fe3C+O2→3Fe+CO2

C+O2→CO22鋼鐵表面在爐氣中的氧化還原反應(yīng)氫及水蒸氣：Fe+Ｈ２O→FeO＋Ｈ２

３Fe+４Ｈ２O→Fe３O４＋４Ｈ２

CO及CO2：Fe+CO2→FeO＋CO

3Fe+４CO2→Fe3O4＋４CO892.5.1金屬加熱時(shí)的氧化與脫碳３鋼鐵中的其他金屬與氧的反應(yīng)

4Cr+3O2→2Cr2O34Al+3O2→2Al2O3

Si+O2→SiO2４氧化物的性質(zhì)

Fe3O4和Fe2O3，氧化膜致密，具有一定抗氧化性

FeO組織疏松，氧化皮，抗氧化能力較差提高抗氧化性的基本方法是合金化——Cr、Al、Si2.5加熱時(shí)發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)902.5加熱時(shí)發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)2.5.2

鋼在滲碳?xì)夥罩械臐B碳反應(yīng)1在CO氣氛中的增碳反應(yīng)

2CO[C]+CO2[C]向工件表面的奧氏體中溶解2在CH4氣氛中的增碳反應(yīng)

CH4[C]+2H22.5.3

鋼在氨氣氛中的氮化反應(yīng)

2NH33H2+2[N]Fe+NH3Fe(N)+3/2H2912.5加熱時(shí)發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)2.5.4

金屬與其他氣氛間的相互作用雜質(zhì)氣體H2S、SO2

2.5.5金屬與其他氣氛間的相互作用1降低氧分壓真空加熱、惰性氣體保護(hù)、有機(jī)液體加入爐膛、吸入式氣氛2工件表面涂覆氧化涂層

搪瓷涂料、硅酸鹽涂料單件或小批量生產(chǎn)3快速加熱

減少氧化脫碳92本章小結(jié)93過(guò)飽和固溶體的脫溶與第二相溶解成分均勻化擴(kuò)散退火多行性轉(zhuǎn)變回復(fù)、再結(jié)晶和應(yīng)力變化去應(yīng)力退火再結(jié)晶退火組織應(yīng)力=均勻化退火球化退火重結(jié)晶退火完全退火不完全退火金屬加熱時(shí)——氧化+

脫碳94第三章

合金的時(shí)效95

脫溶沉淀概念

從過(guò)飽和固溶體中析出第二相（沉淀相）或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過(guò)渡相的過(guò)程稱為脫溶或沉淀，是一種擴(kuò)散型相變。

基本條件：合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度變化，固溶度隨溫度降低而減少。時(shí)效是有限互溶合金的普遍現(xiàn)象96

脫溶沉淀概念α固溶體(C0)T1緩冷加熱到T1以上保溫固溶處理加熱α(C1)+βα固溶體(C0)97

脫溶沉淀概念T1急冷α’固溶體固溶處理室溫放置or加熱析出β相自然時(shí)效or人工時(shí)效沉淀強(qiáng)化/時(shí)效強(qiáng)化α固溶體(C0)強(qiáng)度/硬度提高98T℃wCu/%AlLαα+Lα+θ5.49以Al-4%Cu合金為例：固溶處理＋時(shí)效室溫組織：α+θ強(qiáng)度：200N/mm2淬火（固溶處理）組織：α’強(qiáng)度：250N/mm2放置后：強(qiáng)度：>400N/mm2

從過(guò)飽和固溶體中析出第二相或形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)及亞穩(wěn)定過(guò)渡相的過(guò)程—脫溶3.1脫溶沉淀過(guò)程99形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)——G.P.區(qū){100}形成薄片狀的Cu原子富聚區(qū)Cu原子邊緣點(diǎn)陣發(fā)生畸變，產(chǎn)生應(yīng)力場(chǎng)，時(shí)效硬化3.1脫溶沉淀過(guò)程G.P.區(qū)的形成G.P.區(qū)的特點(diǎn)在過(guò)飽和固溶體初期形成，形成速度快，均勻分布晶體結(jié)構(gòu)與母相（過(guò)飽和固溶體）相同，與母相保持第一類共格關(guān)系界面能小而彈性應(yīng)變能大在熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的1003.1脫溶沉淀過(guò)程G.P.區(qū)的特點(diǎn)當(dāng)析出物體積一定時(shí)，其彈性應(yīng)變能按

球狀（等軸狀）

針狀

圓盤狀（薄片狀）

的順序依次減小，及球狀脫溶相的界面能最小，圓盤狀的應(yīng)變能最小。1013.1脫溶沉淀過(guò)程θ’’區(qū)的形成（G.P.2區(qū)）溶質(zhì)原子與溶劑原子發(fā)生規(guī)則排列仍為薄片狀，正方結(jié)構(gòu)（與母相相同）晶體結(jié)構(gòu)與母相保持完全共格關(guān)系在熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的為了保持與母相共格，產(chǎn)生更大的彈性畸變能，使硬度提高（合金達(dá)到最大強(qiáng)化階段）θ’’區(qū)的特點(diǎn)102形成與平衡相成分相同，但與母相部分共格過(guò)渡相3.1脫溶沉淀過(guò)程θ’區(qū)的形成不均勻形核仍為薄片狀成分與CuAl2相當(dāng)晶體結(jié)構(gòu)與母相保持部分共格關(guān)系在熱力學(xué)上是亞穩(wěn)定的對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙減小，合金的硬度開(kāi)始降低θ’區(qū)的特點(diǎn)103當(dāng)θ’區(qū)長(zhǎng)大到一定程度，θ’與α完全脫離，形成平衡相3.1脫溶沉淀過(guò)程θ區(qū)的形成呈快狀晶體結(jié)構(gòu)與母相無(wú)共格關(guān)系在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的，獨(dú)立的平衡相成分CuAl2形成CuAl2后性能下降θ區(qū)的特點(diǎn)隨著時(shí)效溫度提高和時(shí)間延長(zhǎng)，θ相質(zhì)點(diǎn)聚集長(zhǎng)大，合金的強(qiáng)度、硬度進(jìn)一步降低1043.1脫溶沉淀過(guò)程1053.2脫溶過(guò)程的熱力學(xué)分析

脫溶分解過(guò)程的能量變化符合一般的固態(tài)相變規(guī)律，也是通過(guò)形核，長(zhǎng)大進(jìn)行的。

脫溶的驅(qū)動(dòng)力也是新、舊相的自由能差，阻力是形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能。

無(wú)形核長(zhǎng)大——調(diào)幅分解脫溶轉(zhuǎn)變的機(jī)理分類

形核長(zhǎng)大的脫溶1063.2脫溶過(guò)程的熱力學(xué)分析1073.2脫溶過(guò)程的熱力學(xué)分析108

時(shí)效過(guò)程是過(guò)飽和固溶體的分解過(guò)程，時(shí)效過(guò)程往往具有多階段性，各階段的脫溶相結(jié)構(gòu)不同，因此顯微組織不同，進(jìn)而導(dǎo)致性能不同。3.3脫溶沉淀后顯微組織及性能按脫溶相分布分：局部脫溶、普遍脫溶按與母相界面關(guān)系分：共格脫溶、非共格脫溶按脫溶方式和顯微組織分：局部脫溶、連續(xù)脫溶、非連續(xù)脫溶109

局部脫溶優(yōu)先在晶界、亞晶界、滑移線、位錯(cuò)等缺陷處形核——不均勻形核晶界析出晶界附近無(wú)析出帶滑移線析出滑移線析出晶界析出與晶界附近無(wú)析出帶位錯(cuò)線析出3.3.1脫溶沉淀后顯微組織1103.3.1脫溶沉淀后顯微組織無(wú)析出區(qū)：脫溶沉淀時(shí)在母相晶粒邊界出現(xiàn)，既不形成G.P.區(qū)，也不析出亞穩(wěn)相合穩(wěn)定相，一般會(huì)使性能變壞原因：該區(qū)域內(nèi)空位密度低，使溶質(zhì)原子擴(kuò)散困難，故G.P.區(qū)、亞穩(wěn)中間相難析出（空位濃度低是由于淬火能確實(shí)，靠近晶界的空位擴(kuò)散到晶界消失所致）解決辦法：時(shí)效前進(jìn)行變形來(lái)提高空位濃度提高淬火時(shí)冷卻速度，防止空位向晶界擴(kuò)散111

連續(xù)脫溶（晶內(nèi)沉淀）均勻形核，與晶界、位錯(cuò)無(wú)關(guān)；析出相與母相共格，界面能較低3.3.1脫溶沉淀后顯微組織

不連續(xù)脫溶（珠光體型沉淀）沿晶界不均勻形核，逐步向晶內(nèi)擴(kuò)散析出相與一側(cè)母相共格，另一側(cè)非共格析出相呈片狀長(zhǎng)入無(wú)位相關(guān)系的晶粒中，在片狀析出兩側(cè)出現(xiàn)溶質(zhì)貧化區(qū)，析出相向前長(zhǎng)成薄片狀，與相鄰的貧化區(qū)形成類P組織連續(xù)脫溶112

不連續(xù)脫溶（珠光體型沉淀）3.3.1脫溶沉淀后顯微組織113局部脫溶加連續(xù)脫溶3.3.1脫溶沉淀后顯微組織連續(xù)脫溶加不連續(xù)脫溶不連續(xù)脫溶1143.3.2脫溶沉淀后性能1153.3.2脫溶沉淀后性能

時(shí)效硬化曲線及影響時(shí)效硬化的因素150℃以下時(shí)效，硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)迅速上升后保持不變——冷時(shí)效150℃以上時(shí)效，硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度增加，達(dá)到最大值后，硬度下降——溫時(shí)效超過(guò)最大值后硬度下降稱為——過(guò)時(shí)效1163.3.2脫溶沉淀后性能1173.3.2脫溶沉淀后性能新相析出———————————硬度增加固溶體貧化（溶質(zhì)原子脫溶）

硬度減小基體回復(fù)再結(jié)晶不同階段，不同因素起主導(dǎo)作用，從而表現(xiàn)為硬度的升高和下降。

硬化變化的原因1183.3.2脫溶沉淀后性能

硬化變化的原因？1193.3.2脫溶沉淀后性能

時(shí)效硬化機(jī)制時(shí)效硬化的本質(zhì)是析出相與位錯(cuò)之間的交互作用，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻使得強(qiáng)度硬度提高。按位錯(cuò)通過(guò)析出相的方式，硬化機(jī)制分為三種：（1）內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化（2）切過(guò)顆粒強(qiáng)化（3）繞過(guò)顆粒強(qiáng)化1203.3.2脫溶沉淀后性能

時(shí)效硬化機(jī)制（1）內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化析出相點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)與點(diǎn)陣常數(shù)不同于母相，故析出相周圍產(chǎn)生畸變，形成應(yīng)力場(chǎng)（2）切過(guò)顆粒強(qiáng)化——位錯(cuò)切過(guò)析出相而強(qiáng)行通過(guò)條件：析出相不太硬，并位于滑移面需克服阻力：克服析出相造成的應(yīng)力場(chǎng)；表面能增加；改變了析出相內(nèi)部?jī)煞N原子間的臨近關(guān)系（3）繞過(guò)顆粒強(qiáng)化條件：析出相足夠大，而且非常硬作用形式：外力作用下，位錯(cuò)線將在兩顆粒間凸出，繞過(guò)顆粒繼續(xù)向前擴(kuò)展，在析出相周圍留下位錯(cuò)圈121繞過(guò)顆粒強(qiáng)化切過(guò)顆粒強(qiáng)化3.3.2脫溶沉淀后性能122

固溶態(tài)強(qiáng)度低于時(shí)效態(tài)強(qiáng)度的原因？3.3.2脫溶沉淀后性能固溶態(tài)形成的應(yīng)力場(chǎng)不能阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，強(qiáng)度低時(shí)效態(tài)使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，強(qiáng)度硬度提高1233.3.2脫溶沉淀后性能時(shí)效初期，G.P.區(qū)與母相共格，由內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化+切過(guò)強(qiáng)化，硬度增加時(shí)效中期，θ’’與母相共格，由內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化+切過(guò)強(qiáng)化，硬度增加時(shí)效后期，θ’’粗化，粒子半徑增大，位錯(cuò)線能夠繞過(guò)，硬度減小

時(shí)效過(guò)程硬化變化的原因124調(diào)幅分解125調(diào)幅分解126時(shí)效強(qiáng)化（硬化）時(shí)效的種類：過(guò)飽和固溶體

飽和固溶體＋析出相

平衡組織脫溶過(guò)程中產(chǎn)生的強(qiáng)度硬度提高的現(xiàn)象稱之人工時(shí)效自然時(shí)效時(shí)效過(guò)程中的脫溶過(guò)程：本章要點(diǎn)127本章要點(diǎn)經(jīng)固溶（淬火的合金）在室溫或低于溶解度溫度下時(shí)效時(shí)，會(huì)發(fā)生硬化現(xiàn)象，它的本質(zhì)是脫溶沉淀引起的彌散強(qiáng)化。典型的Al-4%Cu合金的時(shí)效硬化過(guò)程為：G.P.區(qū)→θ’’相→

θ’相→

θ相時(shí)效時(shí)，隨溫度和時(shí)間的增加，硬度增加；發(fā)生過(guò)時(shí)效后，硬度下降。提高時(shí)效溫度和增加晶體缺陷可加速時(shí)效進(jìn)行。128習(xí)題1）過(guò)飽和固溶體時(shí)效時(shí)的脫溶分解是是一種（）型相變。

A.共格切變

B.擴(kuò)散

C.自由驅(qū)動(dòng)

D.非共格切變

2）G.P.區(qū)發(fā)生在室溫或者低溫下時(shí)效的初期，其形成速度

，分布

。（

）

A.很快均勻

B.很慢不均勻

C.很快不均勻D.很慢均勻

3）G.P.區(qū)與母相

，界面能

。（）

A．共格較大

B.非共格較大

C.共格較小

D.非共格較小

4）超過(guò)極大值后硬度下降稱為（）。

A.溫時(shí)效

B.過(guò)時(shí)效

C.冷時(shí)效

D.自然時(shí)效

5）按位錯(cuò)通過(guò)析出相的方式，硬化機(jī)制可分三類，下列不屬于的是（）。

A.內(nèi)應(yīng)變強(qiáng)化

B.切過(guò)顆粒強(qiáng)化

C.繞過(guò)顆粒強(qiáng)化

D.穿過(guò)顆粒強(qiáng)化第四章

鋼中奧氏體的形成本章主要內(nèi)容

什么是鋼中的奧氏體：結(jié)構(gòu)、組織、性能奧氏體如何形成的奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)（速度、影響因素）連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成A晶粒長(zhǎng)大及控制過(guò)熱過(guò)燒及其校正研究A轉(zhuǎn)變的目的

熱處理過(guò)程一般由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成，其目的在于改變金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)使其滿足服役條件所提出的性能要求。欲使材料獲得要求的性能，首先要把鋼加熱，獲得A組織（奧氏體化），然后再以不同的方式冷卻，發(fā)生不同轉(zhuǎn)變，以獲得不同的組織?？梢钥刂艫轉(zhuǎn)變的條件獲得理想的A組織，為后續(xù)處理做好組織準(zhǔn)備。4.1奧氏體的結(jié)構(gòu)組織與性能奧氏體（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為2.11%4.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)4.1奧氏體的結(jié)構(gòu)組織與性能C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt%。（八面體間隙半徑5.2×10-2nm，C原子半徑7.7×10-2nm)C的溶入使晶格發(fā)生點(diǎn)陣畸變，使晶格常數(shù)增大。C在奧氏體中分布不均，有濃度起伏。富碳區(qū)和貧碳區(qū)4.1.2奧氏體的組織4.1奧氏體的結(jié)構(gòu)組織與性能與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變程度有關(guān)顆粒狀－經(jīng)高溫保溫后，晶粒長(zhǎng)大、邊界變得平直化，呈等軸多邊形，有些內(nèi)部有孿晶針狀－非平衡態(tài)含C量低的鋼在兩相區(qū)以適當(dāng)速度加熱（α+γ）原始組織：加熱之前的組織4.1.3奧氏體的性能4.1奧氏體的結(jié)構(gòu)組織與性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易鍛造加工。比容?。╢cc是最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)），利用此特性可用膨脹儀來(lái)測(cè)定奧氏體的轉(zhuǎn)變情況。擴(kuò)散系數(shù)小，使熱強(qiáng)性好，可用作高溫用鋼導(dǎo)熱性差，線膨脹系數(shù)較F和Fe3C高一倍順磁性，可作為無(wú)磁性鋼4.2奧氏體的形成平衡組織E②③①E⑤⑥④4.2奧氏體的形成A形成熱力學(xué)兩相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0PA條件是：將P加熱到A1以上過(guò)熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之（ΔT）過(guò)熱度越大，驅(qū)動(dòng)力越大，轉(zhuǎn)變速度越快加熱速度極慢時(shí)：過(guò)熱度＞0即可發(fā)生變，即A1加熱速度較快時(shí)：在較大的過(guò)熱度下才能發(fā)生相變，好象臨界點(diǎn)提高了。Ac1－在一定加熱速度下（0.125oC/min)實(shí)際測(cè)得的臨界點(diǎn)4.2奧氏體的形成A形成熱力學(xué)4.2.1鋼的臨界溫度4.2奧氏體的形成ωC(%)T(℃)A3A1AcmAc3Ac1Accm鋼的臨界溫度

A1溫度

A3溫度

Acm溫度加熱時(shí)的實(shí)際相變溫度:Ac1,Ac3,Accm

冷卻時(shí)的實(shí)際相變溫度:Ar1,Ar3,ArcmωC(%)T(℃)A3A1Acm加熱的目的主要得到奧氏體(A)

把鋼加熱到臨界溫度上轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過(guò)程,

稱為奧氏體化加速原子的擴(kuò)散,得到平衡組織4.2.1鋼的臨界溫度4.2奧氏體的形成4.2.1鋼的臨界溫度4.2奧氏體的形成合金元素的影響擴(kuò)大γ相：Ni，Mn，Cu

穩(wěn)定的奧氏體組織（奧氏體不銹鋼，高錳鋼）縮小γ相:Co,Mo,W,Ti

單相鐵素體組織（鐵素體不銹鋼）S點(diǎn)左移：幾乎所有合金元素（珠光體）E點(diǎn)左移：幾乎所有合金元素（萊氏體）ωC(%)T(℃)A3A1AcmSE1.成分變化：-Fe:0.0218C%;-Fe;Fe3C:6.69C%.2.結(jié)構(gòu)變化：-Fe:體心立方;-Fe：面心立方;Fe3C:復(fù)雜結(jié)構(gòu)原子的擴(kuò)散與晶體結(jié)構(gòu)的重排——擴(kuò)散型的固態(tài)相變第一階段:奧氏體的形核第二階段:奧氏體的長(zhǎng)大第三階段:殘余滲碳體的溶解第四階段:奧氏體成分均勻化4.2奧氏體的形成4.2奧氏體的形成共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s第一階段：奧氏體的形核形核的條件結(jié)構(gòu)起伏能量起伏成分起伏(濃度起伏)形核的位置在缺陷處（相界面上）形成C原子濃度差較大，有利于獲得奧氏體形核需要的C濃度；界面原子排列不規(guī)則，F(xiàn)e原子容易通過(guò)短程擴(kuò)散由舊相點(diǎn)陣向新相點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變；界面處于高能狀態(tài)。新相形核有利于消除部分缺陷，降低系統(tǒng)自由能。4.2奧氏體的形成M(A)PFM(A)M(A)AAAPPP第二階段：奧氏體的長(zhǎng)大長(zhǎng)大機(jī)理滲碳體的溶解碳在奧氏體和鐵素體的擴(kuò)散鐵素體繼續(xù)向奧氏體轉(zhuǎn)變AF4.2奧氏體的形成第三階段：殘余滲碳體的溶解4.2奧氏體的形成繼續(xù)保溫，能使未溶碳滲體溶入A中!A長(zhǎng)大是通過(guò)γ/α界面γ/Fe3C界面分別向α和Fe3C遷移來(lái)實(shí)的。由于γ/α界面向α的遷移遠(yuǎn)比γ/Fe3C界面向Fe3C界面遷移來(lái)得快，因此當(dāng)α已完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤?，仍然有一部分Fe3C沒(méi)有溶解，稱為殘留Fe3C。第三階段：殘余滲碳體的溶解殘余滲碳體存在的原因4.2奧氏體的形成相界面碳濃度的的差別鐵素體與奧氏體相界面上的濃度差小于滲碳體與奧氏體相界面上的濃度差（Cγ—α-Cα—γ）<（CFe3C-Cγ-Fe3C）溶解一份滲碳體會(huì)使幾份鐵素體轉(zhuǎn)變Fe-Fe3C相圖上ES線斜度大于GS線，S點(diǎn)不在CA-F與CA-Fe3C中點(diǎn)，而稍偏右。所以A中平均碳濃度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S點(diǎn)成分。當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，多余的碳即以Fe3C形式存在。第三階段：殘余滲碳體的溶解殘余滲碳體存在的原因4.2奧氏體的形成w(c)%T℃Fe727℃α

+γα+Fe3Cγ+Fe3CγαEPGST℃Cγ—αCγ—Fe3CFM（A）Fe3CFe3CFe3CM(A)第四階段：奧氏體成分的均勻化奧氏體成分的特點(diǎn)原鐵素體處碳濃度低原滲碳體處碳濃度高奧氏體成分均勻化w(c)%T℃Fe727℃α

+γα+Fe3Cγ+Fe3CγαEPGST℃Cγ—αCγ—Fe3C4.2奧氏體的形成T℃Fe727℃w(c)%LL+δL+γδ+γα

+γα+Fe3Cγ+Fe3Cδγα0.02180.77EPGS亞共析鋼的加熱過(guò)程：過(guò)共析鋼的加熱過(guò)程：

F+CemF+Cem+ACem+AAF+CemCem+AA超過(guò)Ac1,不完全奧氏體化超過(guò)Ac3或Acm,完全奧氏體化珠光體的奧氏體過(guò)程+先共析相的奧氏體過(guò)程4.2奧氏體的形成形成動(dòng)力學(xué)－制定加熱工藝中的保溫時(shí)間提供依據(jù)即奧氏體的轉(zhuǎn)變量與溫度和時(shí)間的關(guān)系本節(jié)討論共析鋼和亞共析鋼的等溫形成動(dòng)力學(xué)4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)1.等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線時(shí)間－轉(zhuǎn)變量－溫度關(guān)系曲線2.等溫形成動(dòng)力學(xué)圖時(shí)間－溫度－轉(zhuǎn)變量關(guān)系圖4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)1.等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線時(shí)間－轉(zhuǎn)變量－溫度關(guān)系曲線1.轉(zhuǎn)變速率：慢—快—慢2.溫度越高、孕育期越短3.溫度越高、形成速率越快4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)2.等溫形成動(dòng)力學(xué)圖時(shí)間－溫度－轉(zhuǎn)變量關(guān)系圖影響奧氏體化的因素（1）加熱工藝參數(shù)的影響加熱溫度高、奧氏體形成速度快，轉(zhuǎn)變完成的時(shí)間短溫度作用最顯著加熱速度快、奧氏體形成速度快，轉(zhuǎn)變完成的時(shí)間短4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)（2）原始組織的影響原始組織細(xì)、奧氏體形成速度快，轉(zhuǎn)變完成的時(shí)間短原始組織類型：片層狀珠光體與球（粒）狀珠光體其他非平衡組織對(duì)奧氏體形成速度有影響影響奧氏體化的因素4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)（3）合金元素的影響影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度影響各相的相對(duì)量，且在珠光體中的分布不均勻：Ni、Mn細(xì)化珠光體組織。

Co、Ni提高擴(kuò)散速度

Si、Al、Mn影響不大碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等大大降低擴(kuò)散速度改變鋼的臨界溫度：Ni、Cu、Mn降低A1點(diǎn)，提高過(guò)熱度；Cr、Mo、Ti、Si提高A1點(diǎn)影響奧氏體化的因素4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)（4）含碳量的影響含碳量高，奧氏體形成速度快：1.界面多；2.擴(kuò)散路徑短；3.擴(kuò)散速率快影響奧氏體化的因素4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成

意義：鋼件在實(shí)際熱處理時(shí)，在絕大多數(shù)情況下，例如高頻感應(yīng)加熱、火焰表面加熱、高溫鹽浴加熱、激光、電子束加熱等，奧氏體的形成是連續(xù)的加熱轉(zhuǎn)變。4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)v1<v2<v3<v4共析鋼連續(xù)加熱時(shí)A的形成曲線共析鋼等溫加熱時(shí)A的形成曲線連續(xù)加熱奧氏體化特征

在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高相變?cè)谝粋€(gè)溫度范圍內(nèi)完成可以獲得超細(xì)晶粒：超快加熱時(shí)，過(guò)熱度很大，奧氏體晶核不僅在鐵素體－滲碳體界面上形成，還可以在鐵素體的亞晶界上形成。所以，形核率很高。此時(shí)，加熱時(shí)間短，奧氏體來(lái)不及長(zhǎng)大。快速連續(xù)加熱時(shí)形成的奧氏體成分不均勻性增加。4.3奧氏體形成動(dòng)力學(xué)4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用日本某鋼鐵公司開(kāi)發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過(guò)晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。1.奧氏體的晶粒度

用標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖評(píng)定（國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)）——常用方法奧氏體晶粒度的意義奧氏體晶粒度的表示方法

定義衡量奧氏體晶粒大小的一種尺度

組織遺傳單位面積的晶粒數(shù)目每個(gè)晶粒的平均面積和平均直徑4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制幾個(gè)晶粒度概念：起始晶粒度：是指在臨界點(diǎn)溫度以上，珠光體剛完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)的晶粒度。實(shí)際晶粒度：是指在某一具體的加了條件下所得到的實(shí)際晶粒大小。本質(zhì)晶粒度：鋼在一定條件下的奧氏體長(zhǎng)大的傾向性。是指在標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法下，在93010C保溫足夠時(shí)間（3-8小時(shí)）后測(cè)得到的晶粒尺寸。4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)奧氏體晶粒大小與標(biāo)準(zhǔn)金相圖片（標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖）相比較的方法來(lái)評(píng)定晶粒大小的級(jí)別1－4級(jí)——粗晶粒，5－8級(jí)——細(xì)晶粒

奧氏體晶粒度的概念起始晶粒度奧氏體形成剛結(jié)束時(shí)，其晶粒邊界剛剛接觸時(shí)的晶粒大小起始晶粒度與原始組織、加熱溫度和速度等有關(guān)實(shí)際晶粒度表示鋼在實(shí)際加熱條件下奧氏體的晶粒大小4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制本質(zhì)晶粒度

表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向

本質(zhì)晶粒度的影響因素本質(zhì)粗晶粒鋼——晶粒大小級(jí)別在1～4級(jí)本質(zhì)細(xì)晶粒鋼——晶粒大小在5～8級(jí)本質(zhì)晶粒度是鋼熱處理的工藝性能之一4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象加熱轉(zhuǎn)變終了后，隨溫度進(jìn)一步升高，時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，A晶粒將不斷長(zhǎng)大的現(xiàn)象。晶粒長(zhǎng)大是一自發(fā)過(guò)程。因?yàn)榫ЯＴ酱螅瑔挝惑w積內(nèi)晶粒數(shù)越少，晶界面積越小，界面能越小。4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制正常長(zhǎng)大：隨溫度升高，A不斷長(zhǎng)大異常長(zhǎng)大：當(dāng)溫度升高到超過(guò)某一定值后晶粒隨溫度升高急劇長(zhǎng)大正常長(zhǎng)大4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制異常長(zhǎng)大晶粒尺寸與保溫時(shí)間關(guān)系4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大到一定大小后就不再長(zhǎng)大。溫度越高，長(zhǎng)大速度越快，長(zhǎng)大停止時(shí)晶粒越粗大控制奧氏體晶粒度的工藝措施兩相區(qū)或臨界區(qū)加熱不完全奧氏體化加熱——不完全奧氏體化加熱，使奧氏體晶粒細(xì)小亞共析鋼AC1~AC34.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制ωC(%)T(℃)A3A1AcmAc3Ac1Accm零保溫:

工件在高溫階段停留時(shí)間短，奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，淬火得到更細(xì)小的馬氏體，故塑性韌性更好。

同時(shí)可以縮短熱處理工藝周期，降低成本。快速加熱加熱速率高，轉(zhuǎn)變溫度高，過(guò)熱度大，形核驅(qū)動(dòng)力越大，形核率越大，奧氏體起始晶粒越細(xì)小?？刂茒W氏體晶粒度的工藝措施4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制細(xì)化原始組織組織越細(xì)小，相界面越多，形核位置越多，形核率越高?？刂茒W氏體晶粒度的工藝措施4.4奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制循環(huán)加熱

原始組織越細(xì)，奧氏體晶粒越小。

在AC1溫度附近進(jìn)行反復(fù)的加熱和冷卻可以得到超細(xì)的奧氏體晶粒形變熱處理將高溫形變與再結(jié)晶相結(jié)合的晶粒超細(xì)化淬火方法。由于在形變過(guò)程和保溫時(shí)間內(nèi)，形成奧氏體進(jìn)行了動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶而得到了超細(xì)化的奧氏體晶粒4.4過(guò)熱過(guò)燒及其校正過(guò)熱：晶粒過(guò)分長(zhǎng)大（在晶界上未發(fā)生晶界弱化）的現(xiàn)象過(guò)燒：溫度過(guò)高，A晶粒長(zhǎng)大而且在晶界上發(fā)生了某些使晶界弱化的變化習(xí)題1.默繪出與鋼熱處理相關(guān)的Fe-C相圖部分。2.分析鋼加熱奧氏體化的四個(gè)階段。3.奧氏體化形核特征及其機(jī)理。4.闡述珠光體中奧氏體化時(shí)界面推移情況。5.鋼中奧氏體化時(shí)的影響因素及其機(jī)理。6.試舉出現(xiàn)代技術(shù)中鋼熱處理超快速加熱及其改善材料組織和性能的實(shí)例。7.影響奧氏體晶粒度的因素及其作用機(jī)理。闡述對(duì)于過(guò)共析鋼為什么選擇在Fe3C和A兩相區(qū)加熱奧氏體化。第五章

過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)本章主要內(nèi)容

什么是C曲線（TTT曲線）？

C曲線的測(cè)定影響C曲線的因素什么是CCT曲線？什么是臨界冷卻速度？名詞介紹過(guò)冷奧氏體鋼奧氏體化后，冷卻到臨界點(diǎn)A1溫度以下暫時(shí)存在的奧氏體

冷卻方式

連續(xù)冷卻和等溫冷卻過(guò)冷奧氏體等溫冷卻轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)過(guò)冷奧氏體冷卻到A1溫度以下不同的溫度等溫保持，過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變量（轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)）與等溫時(shí)間的關(guān)系A(chǔ)15.1四種冷卻類型冷卻分為平衡冷卻和非平衡冷卻兩大類。在非平衡冷卻中又分為等溫、恒速和變速冷卻平衡冷卻慢速冷卻——相圖等溫冷卻分級(jí)淬火，等溫淬火恒速冷卻用于研究冷卻轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)變速冷卻一般冷卻中常見(jiàn)的冷卻條件T/℃時(shí)間/sA1650600550500450MSMfA轉(zhuǎn)變的孕育期從某一溫度等溫開(kāi)始到開(kāi)始轉(zhuǎn)變的這段時(shí)間稱之——C曲線圖共析鋼過(guò)冷A等溫轉(zhuǎn)變的C曲線圖轉(zhuǎn)變產(chǎn)物過(guò)冷奧氏體M+A’孕育期與等溫溫度有關(guān)轉(zhuǎn)變開(kāi)始線轉(zhuǎn)變終了線M5.2過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖測(cè)定方法金相法、膨脹法、磁性法

等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線——C曲線圖（TTT圖）5.2過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖C曲線圖TTT圖等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線——C曲線圖

過(guò)冷奧氏體在A1下不同的溫度等溫保持時(shí)，轉(zhuǎn)變（轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)、轉(zhuǎn)變組織）與等溫溫度、等溫時(shí)間的關(guān)系（TTT圖）T/℃時(shí)間/sA1MSMfA鼻溫珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變PB過(guò)冷AM+A’M5.2過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖四種過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物珠光體上貝氏體下貝氏體馬氏體高溫轉(zhuǎn)變：Fe，C原子能充分?jǐn)U散（珠光體轉(zhuǎn)變）中溫轉(zhuǎn)變：Fe難以擴(kuò)散，C原子能擴(kuò)散（貝氏體轉(zhuǎn)變）低溫轉(zhuǎn)變：Fe、C原子均不能充分?jǐn)U散（馬氏體轉(zhuǎn)變）冷卻過(guò)程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變按發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度范圍可分為：C曲線的種類馬氏體——無(wú)擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變貝氏體——半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變珠光體——完全擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變影響C曲線的因素含碳量的影響形狀亞共析鋼多一條過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變開(kāi)始線過(guò)共析鋼的C曲線多一條過(guò)冷奧氏體析出二次滲碳體的開(kāi)始線位置

亞共析鋼：含碳量增加，C曲線右移過(guò)共析鋼：含碳量增加，C曲線左移

含碳量增加，MS、Mf下移合金元素的影響形狀位置

溶入A中的合金元素使C曲線右移，如Mo、W、Ni、Mn、B等

Co、Al（＞2.5%)除外

溶入A中的合金元素使Ms、Mf點(diǎn)下移，但Co、Al除外

碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti等改變C曲線的形狀影響C曲線的因素影響C曲線的因素合金元素的影響A狀態(tài)的影響位置A組織粗細(xì)A成分的均勻性A晶粒中的缺陷A化的參數(shù)影響實(shí)驗(yàn)測(cè)定Ms線Mf線轉(zhuǎn)變開(kāi)始線轉(zhuǎn)變終了線轉(zhuǎn)變中止線T/℃A1MSMfA共析鋼過(guò)冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的C曲線圖轉(zhuǎn)變產(chǎn)物M+A’連續(xù)冷卻C曲線的含義時(shí)間/sM產(chǎn)物＋A轉(zhuǎn)變開(kāi)始線轉(zhuǎn)變終了線轉(zhuǎn)變中止線過(guò)冷奧氏體——CCT圖5.3過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖共析鋼CCT圖與TTT圖的區(qū)別比較CCT圖位于TTT圖右下方區(qū)別連續(xù)冷卻貝氏體轉(zhuǎn)變被抑制等溫冷卻為單一的組織，連續(xù)冷卻可能為幾種組織的混合共析鋼CCT圖與TTT圖比較過(guò)冷奧氏體MT/℃時(shí)間/sA1MSMfAM+A’珠光體貝氏體馬氏體5.3過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖臨界冷卻速度VC

共析鋼過(guò)冷A全部獲得馬氏體的最小冷卻速度——上臨界冷卻速度V’C

共析鋼過(guò)冷A全部獲得珠光體的最大冷卻速度——下臨界冷卻速度T/℃A1MSMfA共析鋼過(guò)冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的C曲線圖轉(zhuǎn)變產(chǎn)物M+A’時(shí)間/sMv1V’CVCv25.3過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖亞共析鋼V1F+PT/℃A1MSMfA共析鋼過(guò)冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的C曲線圖M+A’時(shí)間/sMv1VCv2A3V2F+T+Mv3V3M(+A’)v4V4M+F(+A’)過(guò)共析鋼V1P+Fe3CПT/℃A1MSMfA共析鋼過(guò)冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的C曲線圖M+A’時(shí)間/sMv1VCv2AcmV2T+M+Fe3CПv3V3M+A’淬透性9.3鋼的淬透性和淬硬性淬透性定義淬火淬透性

鋼件在淬火時(shí)獲得馬氏體的能力。它是鋼的本質(zhì)性能。淬透性表示

在一定條件下，鋼件淬火時(shí)獲得的淬透層的深度表示生產(chǎn)上常用臨界淬火直徑表示鋼的淬透性淬透性的實(shí)用意義

正確選用鋼材和制訂熱處理工藝的重要依據(jù)之一。淬硬層：工件上的M組織層。淬硬性（可硬性）：在正常淬火條件下，鋼能達(dá)到的最高硬度，它取決于馬氏體中碳的含量。主要與C%有關(guān)，C%越高，淬火后M的硬度也愈高。淬火淬硬性淬硬層深度（淬透層深度）：指實(shí)際淬火條件下，鋼件獲得的淬透層深度淬透性的因素

—臨界冷卻速度奧氏體穩(wěn)定性淬透性鋼中合金元素Me越多，淬透性越好。淬硬性的因素

—鋼的含碳量淬透性與淬硬性區(qū)別淬硬性—鋼件表面獲得的最高硬度。定義影響因素淬透性—鋼件獲得馬氏體的能力。習(xí)題1）連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線都處于同種材料的等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線的______。

A.左上方

C.右上方

B.左下方

D.右下方2）隨著奧氏體塑性形變量增大，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期____，C曲線__移。

A.長(zhǎng)，左

C.長(zhǎng)，右

B.短，左

D.短，右3）畫出共析鋼等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖，并在圖中標(biāo)出轉(zhuǎn)變的開(kāi)始線和終了線，各區(qū)域的組織，珠光體、貝氏體及馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)和獲得馬氏體的最低冷卻速度曲線4）什么是鋼的淬透性？怎么表示？205第六章

珠光體轉(zhuǎn)變和鋼的退火與正火2066.1鐵素體和珠光體的組織與性能6.1.1鐵素體的組織與性能鐵素體(ferrite，縮寫：FN，用F表示)碳溶入α-Fe中形成間隙固溶體，呈體心立方晶格結(jié)構(gòu)，稱為鐵素體或α固溶體，用α或F表示，α常用在相圖標(biāo)注中，F(xiàn)在行文中常用。室溫下的鐵素體的機(jī)械性能和純鐵相近。強(qiáng)度硬度低，塑性韌性好207

共析成分的奧氏體在A1～550℃溫度范圍內(nèi)停留時(shí)，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。鐵素體和滲碳體兩相組成的機(jī)械混合物—珠光體6.1鐵素體和珠光體的組織與性能整合組織：鐵素體和滲碳體成比例兩相存在一定位相關(guān)系208

珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體球狀（粒狀）珠光體6.1鐵素體和珠光體的組織與性能F（白色基底）+Fe3C(黑)209片狀(lamella)粒狀(spheroid)6.1鐵素體和珠光體的組織與性能F（白色基底）+Fe3C(黑)210