《热处理》复习资料.doc

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1、【精品文档】如有侵权，请联系网站删除，仅供学习与交流热处理复习资料.精品文档.热处理复习资料1、钢铁：是Fe与C、Si、Mn、P、S以及少量的其它元素所组成的合金。其中除Fe外，C的含量对钢铁的机械性能起着主要作用。2、热处理：通常的金属热处理工艺，一般均由不同的加热、保温和冷却三个阶段组成，从而改变整体或表面组织（但形状不变），获得所需的性能。3、热处理原理是研究热处理过程中组织转变的规律；热处理工艺是根据原理制定的温度、时间、介质等参数对具体的产品零部件进行处理的过程。4、热处理工艺类别： 整体热处理：退火、正火、淬火、回火； 表面热处理：感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、激光加热表面淬

2、火、化学气相沉积、物理气相沉积； 化学热处理：渗碳、渗氮、渗其它元素、多元共渗。一、 加热时组织转变1、钢之所以能够进行热处理，是钢在加热冷却过程中发生固态相变。加热的目的：使钢形成全部或部分奥氏体组织，并控制奥氏体的化学成分、均匀化程度及晶粒大小等。2、奥氏体化：奥氏体成核，晶核长大；渗碳体溶解；奥氏体成分均匀化的过程PSK线称为A1线；Acm线:渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线ES线；铁素体向奥氏体转变曲线GS线为A3线通常实际加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；实际冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm，以示与平衡转变温度的区别3、共析钢奥氏体的形成：共析

3、钢加热至Ac1 以上时, 发生P(F+Fe3C)A的转变。奥氏体形成的热力学条件：必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成；只有当P与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体才能自发地形成。4、奥氏体形成过程：（1）奥氏体的形核形核的成分、结构条件： + Fe3C C% 0.0218 6.69 0.77结构 BCC 复杂正方 FCC形核位置：A晶核将在/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低；相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度；相界面处，原子排列较不规

4、则，易于产生结构起伏。（2）奥氏体的长大 奥氏体在/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡， 产生 r/Fe3C 和 r/两个相界面。Cr-c Cr- ，浓度差 dC = Cr-c - Cr- 将在奥氏体内产生扩散。相界面上的平衡浓度被打破，为了恢复并维持相界面上的平衡浓度，Fe3C向r中溶解，A向Fe3C方向长大（3）渗碳体的溶解 由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体的差别很大，当铁素体转变成奥氏体后还有残存的渗碳体。（4）奥氏体的均匀化 残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度的分布是不均匀的，原来是渗碳体的地方碳浓度较高，原先是铁素体的地方碳浓度较低，必须继续保温，通过碳的扩散获得均匀的奥

5、氏体。5、非共析钢奥氏体的形成：随着加热温度的升高，先共析铁素体(或先共析渗碳体)逐渐向奥氏体转变，温度升至Ac3(或Acm)时全部转变为奥氏体，获得单一的奥氏体组织。加热到Ac1以上，低于Ac3或Accm时，进行不完全奥氏体化;加热到Ac3或Accm以上时，进行完全奥氏体化。6、等温形成动力学：在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度） 奥氏体形成速度的影响因素：（1）加热温度和保温时间的影响（2）钢的原始组织状态（原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。片状珠光体快于粒状珠光体。）（3）钢的化学成分（含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散

6、系数增大，从而增高N和G，形成速度增大；碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，降低形成速度；非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大形成速度；Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度）7、奥氏体晶粒的长大及影响因素：（1）奥氏体晶粒大小对性能的影响（奥氏体晶粒越细，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧性越高）2、奥氏体晶粒度（奥氏体晶粒度指奥氏体晶粒大小，通常以晶粒度级别来描述。）晶粒度级别与晶粒大小的关系：n = 2N-1 。 n - 100倍时，晶粒数 / in2 ；N - 晶粒度级别。1）起始晶粒度： 奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。2）本质晶粒

7、度： 钢在一定条件下奥氏体晶粒长大倾向性。3）实际晶粒度：钢在某一具体热处理加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。8、影响奥氏体晶粒度的因素：1） 加热温度和保温时间（奥氏体化温度越高，晶粒长大越明显。在一定温度下，保温时间越长越有利于晶界总面积减少而导致晶粒粗化。）2）加热速度的影响（实际生产中有时采用高温快速加热、短时保温的方法，可以获得细小的晶粒。）3）钢的成分（亚共析钢随奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒的长大倾向也增大；过共析钢，部分碳以未溶碳化物的形式分布于奥氏体晶界，它有阻碍晶粒长大的作用；除了Mn和P为促进奥氏体晶粒长大的元素外，大部分合金元素（如Ti、V、Nb、Al等）加入钢中后能

8、形成稳定的碳化物、氧化物和氮化物弥散分布在晶界上，从而阻碍奥氏体晶粒长大。）二、冷却时组织转变1、过冷奥体：在临界点以下存在的不稳定的、将要发生转变的奥氏体。2、过冷奥氏体等温转变曲线图TTT图 综合反映了过冷奥氏体在不同过冷度下等温转变过程：转变开始和终了时间，转变产物和转变量与温度和时间的关系。又称C曲线。在转变开始线左方是过冷奥氏体区；转变结束线右方是转变结束区（P或B）；在两条线之间是转变过渡区（A冷+P或A冷+B）；水平线MSMf之间为马氏体转变区。3、影响C曲线的因素（钢的化学成分和奥氏体化过程会影响C曲线的形状和位置）（1）碳的影响 亚共析钢或过共析钢的C曲线形状大体与共析钢的C

9、曲线相似，只是在C曲线上部多了一个“先共析转变线”；碳钢中以共析钢的C曲线位置最靠右，即过冷奥氏体为最稳定。亚共析钢中含碳量降低或过共析钢中含碳量增加都会使C曲线左移。但是B转变区随含碳量升高一直右移。（2）合金元素的影响 除了钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，增大其稳定性，使C曲线右移。碳化物形成元素含量较多时，使C曲线形状也发生变化。（3）加热温度和保温时间的影响 随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，同时奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，作为奥氏体转变的晶核数量减少，这些都提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。4、过冷奥氏体连续转变曲线图（CCT图）图：共析碳钢的CCT

10、曲线图中PS和Pf分别表示AP转变开始线和终了线；K线表示AP转变中止线。保证过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部转变为马氏体组织的最小冷却速度，称为淬火临界冷却速度。5、CCT曲线与TTT曲线比较1）CCT曲线位于TTT曲线的右下方，说明连续冷却转变温度要低，孕育期要长。2）共析和过共析钢连续冷却时，由于贝氏体转变孕育期大大增长，因而有珠光体转变区而无贝氏体转变区。亚共析钢连续冷却时除了多出一条先共析铁素体析出线外，一般还会发生贝氏体转变，因此亚共析钢连续冷却时往往得到许多产物组成的混合组织。3）连续冷却时组织转变在一定温度区域内发生的，得到组织不均匀，有时得到几种组织的混合物。6、珠

11、光体类型转变（高温转变）（1）珠光体的组织形态和性能：过冷奥氏体在A1至550内，分解为珠光体类型组织。该组织为层片状的渗碳体和铁素体的机械混合物。1）珠光体p（Pearlite）形成温度A1650，片层厚度0.4m，在500倍金相显微镜下即可分辩片层。硬度约为160250HBS2）索氏体S （Sorbite）形成温度650600，片层厚度0.20.4m，在8001000倍金相显微镜下才能鉴别。硬度约为2535HRC。3）屈氏体T （Troostite）形成温度600550，片层厚度1 称为马氏体的正方度：含碳量高，正方度大（3）马氏体组织形态和性能：一种是板条状马氏体，也称低碳马氏体；另一种

12、是片状马氏体，也称高碳马氏体。马氏体的形态主要取决于碳含量：当奥氏体含碳量小于0.2%时，淬火组织中马氏体几乎完全是板条状的；当奥氏体含碳量大于1.0的钢淬火后，则几乎完全是片状的；碳含量介于0.21之间时是板条马氏体和片状马氏体的混合组织。（4）板条马氏体 板条马氏体内的亚结构主要是高密度的位错在低、中碳钢，马氏体时效钢中出现，形成温度较高。基本单元板条为一个个单晶体。板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体 。许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面。板条马氏体的惯习面为111，位向关系为K-S关系。由于有四个不同的111面，所以一个奥氏体晶粒内可能形成

13、四种马氏体板条束。每个惯习面上可能有六种不同的取向，板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块。（5）片状马氏体 片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状，显微组织为针片状。在中、高碳钢，高镍的Fe-Ni合金中出现，形成温度较低。先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越短小片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体惯习面：随形成温度的下降，由225变为25

14、9，位向关系由K-S关系变为西山关系亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹（6）影响马氏体形态及其亚结构的因素：1）Ms点 Ms点高 - 形成板条马氏体；Ms点低 - 形成片状马氏体。 C% Ms ：板条M 板条M+片状M 片状M；位错M 孪晶M2）奥氏体与马氏体的强度当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位错的板条马氏体随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形

15、成亚结构为孪晶的片状马氏体若奥氏体的S206MPa，相变应力在两相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为 (259)的片状马氏体（7）马氏体的性能：马氏体的性能特征是高硬度,硬度主要取决于马氏体含碳量含碳量增高,其硬度随之增高；C 0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加。（8）马氏体的塑性与韧性：低碳位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差；高碳孪晶型马氏体高脆性的原因： 亚结构为细小孪晶 容易产生显微裂纹马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的过饱和度和亚结构。高碳片状马氏体的塑性和韧性差,脆性大。（9）马氏体的物理性能：马氏体的比容远大于

16、奥氏体（钢在淬火时要发生体积膨胀，产生内应力、 变形、开裂） 马氏体具有铁磁性（钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。马氏体的含碳量越高，矫顽力越高）（10）马氏体的强化机制：固溶强化（间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用）； 时效强化（自回火，碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚，以及碳化物的弥散析出）；相变强化（亚结构强化，高密度位错以及微细孪晶，阻碍位错运动）; 马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越细小，强度越高（11）马氏体转变的主要特点1）无扩散性；2）高速长大；3）变温形成（M转变在MS-Mf温度区内进行）；4）转变不完全 马氏体

17、相变的无扩散性 钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点阵改组；可以在很低的温度范围内进行，并且相变速度极快；原子以切变方式移动，相邻原子的相对位移不超过原子间距，近邻关系不变 表面浮凸现象和不变平面应变 表面浮凸现象；惯习面和不变平面马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面 钢中： Ms 钢中马氏体加热时，容易发生回火分解， 从马氏体中析出碳化物；Fe-0.8%C钢以5000/S快速加热，抑制回火转变，则在590600发生逆转变（14）工业用钢淬火马氏体的金相形态1）低碳钢中的马氏体 C%0.2%的低碳钢、低碳低合金钢，如20#

18、、15MnVB钢等，组织为板条马氏体，具有高强度、高韧性、低的冷脆转化温度2）中碳结构钢中的马氏体 如45#、40Cr 钢等，淬火后为板条马氏体+片状马氏体的混合组织；由于通常选用较低的奥氏体化温度，淬火后获得的组织极细，光学显微镜较难分辨3）高碳工具钢中的马氏体 如 T8、T12钢，为片状马氏体；通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织；隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨（15）T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度，此时 G = 0 G 称为马氏体相变驱动力（16）影响钢的Ms 点的因素1）奥氏体的化学成分 碳含量

19、 C% Ms ，Mf 合金元素 除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 点。 解释：碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能，也降低了T0 温度，从而降低Ms 点；碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，s ，使切变所需能量增高，Ms 。2）其它因素对Ms 点的影响 奥氏体的晶粒大小 奥氏体晶粒细化 Ms ；晶粒细化 s 切变阻力 Ms 弹性极限以内的应力 多向压应力阻碍马氏体转变， Ms ；拉应力促进马氏体转变， Ms （17）应变诱发马氏体在Ms点以上一定温度范围内，因塑性变形而促生的马氏体称为应变诱发马氏体；塑性变形能促生马氏体的最高温度称为Md 点，高

20、于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体（18）奥氏体的机械稳定化 在 Md 点以上，对奥氏体进行塑性变形，当形变量足够大时，将抑制随后冷却时的马氏体转变，Ms点降低，残余奥氏体量增多，称为奥氏体的机械稳定化。 少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。（19）马氏体相变也是通过形核与长大进行；变温时，在Ms点以下，无孕育期，瞬时形核，瞬时长大；马氏体量随温度下降而增加。降温时，马氏体量的增加是靠新马氏体的不断产生，而不是靠先形成马氏体的长大。（20）残余奥氏体 马氏体转变通常不能进行到底，有一部分未转变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。通常淬火只

21、淬到室温为止，高于很多钢的Mf 点，冷却不充分，形成AR。为了减少淬火至室温后钢中的AR量，可将其继续冷却至零下（Mf 点以下）进行处理，称为冷处理。凡是降低Ms 点的因素均提高AR 量。AR量和Ms 点一样，主要取决于奥氏体的化学成分：C% Ms AR ；合金元素 Ms AR （21）残余奥氏体的作用：因本身较软，会降低淬火钢的硬度；不稳定，易使零件产生变形开裂；降低硬磁钢的磁感应强度；可提高某些钢的韧性和塑性。（22）奥氏体的热稳定化 定义：使奥氏体转变为马氏体能力减低的一切现象，称为奥氏体的稳定化。表现为点降低、AR 量增多。有三大类：化学稳定化-化学成分引起；机械稳定化-塑性变形引起；

22、热稳定化。淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。奥氏体热稳定化的本质：奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化了奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。（23）马氏体相变晶体学模型K-S 均匀切变模型 三个步骤：第一次较大量的均匀切变 (主切变)；第二次小量切变；第三晶格调整。G-T 模型 第一次切变：为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构；第二次切变：为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生；切变的结果，无宏观变形，晶格不变。同时，降低了应

23、变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。8、贝氏体转变（中温转变）（1）过冷奥氏体在C曲线鼻尖至MS （230）线区间的转变，产物为贝氏体(Beinite)。中温转变：550MS；下贝氏体-良好的综合力学性能；等温淬火组织；贝氏体钢连续冷却（2）贝氏体组织形态和性能：B上：在550350之间形成，由粗大的片条状过饱和铁素体和粗大的、不均匀的渗碳体组成。在贝氏体相变的较高温度区域形成，对于中、高碳钢, 大约在350550 区间；在光镜下为羽毛状。组织为一束平行的自A晶界长入晶内的BF板条。BF板条与M板条相近，但在铁素体板条之间分布有不连续碳化物。BF板条内亚结构为位错。与A的位向关系

24、为K-S关系，惯习面为111A。碳化物惯习面为227 A，与A有确定的位向关系B上韧性低,工程上尽量避免此组织。B下：在350230之间形成，是由针片状过饱和铁素体和与其共格的-碳化物（Fe2.4C）组成。贝氏体铁素体呈透镜片状，形态与片状马氏体很相似。但下贝氏体铁素体中的亚结构为位错，不存在孪晶。片内存在排列整齐的细小碳化物。碳化物呈短条状，沿着与铁素体片的长轴相夹5565角的方向分列成排。BF与A的位向关系为K-S关系，惯习面为110A。碳化物与BF间有确定的位向关系。B下的强度、硬度、韧性和塑性均高于B上，具有优良的综合机械性能。生产上中、高碳钢常利用等温淬火获得以下贝氏体为主的组织，使

25、钢件具有较高的强韧性，同时由于下贝氏体比容比马氏体小，可减少变形开裂。无碳化物贝氏体 在靠近BS的温度处形成，由平行板条铁素体束及板条间未转变的富碳奥氏体组成。（3）贝氏体的转变基本特征 （奥氏体向贝氏体的转变属半扩散型相变，铁原子基本不扩散而碳原子有一定扩散能力） 贝氏体转变温度范围 在A1以下，MS以上，有一转变的上限温度BS点和下限温度Bf 点，碳钢的BS点约为550 贝氏体转变产物 贝氏体转变产物为相与碳化物的两相混合物，为非层片状组织。相（即贝氏体铁素体BF）形态类似于马氏体而不同于珠光体中的铁素体。 转变动力学 通过形核与长大进行，等温转变动力学图是C形。 转变的不完全性 转变结束

26、时总有一部分未转变的A，继续冷却AM，形成B+M+AR组织 扩散性 转变形成低碳相和高碳相，故有碳原子的扩散，但铁和合金元素原子不扩散 晶体学特征 贝氏体形成时，有表面浮凸，位向关系和惯习面接近于马氏体 碳含量 贝氏体中铁素体的含碳量过饱和。称贝氏体铁素体BF；温度降低，BF中的碳的过饱和度升高。（4）贝氏体的力学性能 贝氏体的强度 贝氏体的强度随形成温度的降低而提高 影响贝氏体强度的因素： 贝氏体铁素体细化强化（形成温度越低，贝氏体铁素体越细，强度越高 ）； 碳化物的弥散强化（下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒数量较多，且分布均匀，故下贝氏体的强度高于上贝氏体；贝氏体形成温度越低，碳化物颗粒越小

27、、越多，强度越高）； 固溶强化和位错强化（随贝氏体形成温度的降低，BF的碳过饱和度及位错密度均增加，导致强度增加） 贝氏体的韧性 在350以上，组织中大部分为上贝氏体时，冲击韧性大大下降 上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的原因：上贝氏体由彼此平行的BF板条构成，好似一个晶粒；而下贝氏体的BF片彼此位向差很大，即上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体；上贝氏体碳化物分布在BF板条间。 总之，随着贝氏体形成温度的降低，强度逐渐增加，韧性并不降低，反而有所增加，使下贝氏体具有优良的综合力学性能。（5）贝氏体相变的热力学条件贝氏体相变的驱动力也是化学自由能差。铁素体的Gibbs自由能随着碳过饱和度的增加

28、而增加。由于碳在BF中的不断脱溶，增加了新相与母相间的自由能差（G）。另外，BF中碳的脱溶还使其比容降低，从而减少作为相变阻力的比容应变能，这些都会促进BF的进一步长大。（6）贝氏体相变机理概述贝氏体转变的领先相是铁素体，在转变温度下，奥氏体中存在浓度起伏，BF核在贫碳区形成。较高温度时，BF在奥氏体晶界形核；较低温度时（下贝氏体），BF大多在奥氏体晶粒内形核；BF以共格切变方式长大，但长大速度缓慢，这是因为受碳原子向周围奥氏体的扩散所控制；形成的BF为碳的过饱和固溶体，形成温度越低，过饱和度越大。在BF形成的同时，将发生碳的脱溶，析出碳化物。（7）无碳化物贝氏体的形成机理 （高温范围转变，组

29、织为BF+富碳A）BF在奥氏体晶界形核，初形成的BF过饱和度很小，以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形成相互平行的BF板条束；与此同时，由于转变温度较高，在BF中的碳原子可以越过BF/A相界面向A中扩散，直至达到平衡浓度；通过相界面进入A的碳能很快向远离界面处扩散，不至于在界面附近产生积聚，所以富碳A的碳含量不会超过Acm线的延长线，从而不会从A中析出碳化物；在随后的冷却过程中，富碳奥氏体可以转变为马氏体，也可以保持到室温而成为富碳的残余奥氏体。（8）上贝氏体形成机理中温范围转变，在350550，组织为BF + Fe3C，形态为羽毛状。 BF在奥氏体晶界形核，以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形成

30、相互平行的BF板条束；与此同时，碳原子越过BF/A相界面向A中扩散；由于转变温度降低，进入相界面附近A中的碳原子已不能向远处扩散，尤其是铁素体板条间奥氏体中的碳原子，在这些地方将产生碳的堆积；随着BF的长大，铁素体板条间奥氏体中的碳含量显著升高，当超过Acm线的延长线时，将从奥氏体中析出不连续的碳化物（Fe3C），从而形成羽毛状上贝氏体。 可见，上贝氏体的转变速度受碳在奥氏体中的扩散所控制。（9）下贝氏体的形成机理低温范围转变， 350BF大多在奥氏体晶粒内通过共格切变方式形成，形态为透镜片状；由于温度低，BF中碳的过饱和度很大。碳原子已不能越过BF/A相界面扩散到奥氏体中去，在BF内部析出细

31、小的碳化物；随着BF中碳化物的析出，自由能进一步降低，以及比容降低所导致的应变能下降，将使已形成的BF片进一步长大。在其侧面成一定角度也将形成新的下BF片。下贝氏体的转变速度受碳在铁素体中的扩散所控制。 综上所述，不同形态贝氏体中的铁素体都是通过切变机制形成的。只是因为形成温度不同，使铁素体中碳的脱溶以及碳化物的形成方式不同，从而导致贝氏体的组织形态不同。（10）贝氏体等温相变动力学与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能进行到终了。贝氏体等温转变动力学图也呈C形，也有一鼻子。转变在BS点温度以下才能进行，随转变温度降低，转变速度先增后减。（11）影响贝氏体相变动力学的因素1）碳含量及合金元素的影

32、响 除Al、Co外，合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开2）奥氏体晶粒大小的影响 奥氏体晶粒越大，晶界面积越少，形核部位越少，孕育期越长，贝氏体转变速度下降3）应力和塑性变形的影响 拉应力加快贝氏体转变；在较高温度的形变使贝氏体转变速度减慢；而在较低温度的形变却使转变速度加快4）冷却时在不同温度下停留的影响 三、钢在回火时的转变1、回火：把淬火钢加热到低于A1点的某一温度，保温一定时间后，以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。 回火的目的： 获得所需的稳定组织与性能（提高塑、韧性）； 消除淬火应力。2、淬火碳钢回火时的组织转

33、变（P193）亚稳的马氏体和残余奥氏体稳定的铁素体 + 渗碳体马氏体中碳原子的偏聚（ 100）位错型板条马氏体 碳原子偏聚在位错线附近，使马氏体的弹性应变能下降孪晶型片状马氏体 碳原子在马氏体的某些晶面上富集，如100M 面、112M孪晶面，形成片状富碳区第一类回火转变：马氏体的分解（100250）马氏体分解为含碳0.25%左右的低碳马氏体加碳化物的两相混合组织-回火马氏体M0.2%C的低碳板条马氏体在200时碳原子仅偏聚于位错而不析出-FexC回火马氏体:淬火钢在250以下低温回火的组织, 部分碳从过饱和固溶体中共格析出形成了过渡型碳化物。这种组织极易受腐蚀，在光镜下呈黑色，与下贝氏体很相似

34、回火第二阶段转变：残余奥氏体的转变（200300） AR分解为回火马氏体或下贝氏体回火第三阶段转变：碳化物的转变（250 400 ）板条状或针状铁素体加与铁素体无共格联系的薄片状渗碳体的混合物-回火屈氏体T回火第四阶段转变：碳化物聚集长大及铁素体的回复与再结晶（400720）位错密度下降，形成位错网络，把相分割成许多亚晶粒原来具有马氏体形态的铁素体转变为位错密度较低的等轴状铁素体再结晶了的铁素体加颗粒状渗碳体的两相混合组织-回火索氏体S（3）钢的回火脆性 回火脆性：淬火钢出现冲击韧性显著下降的现象 低温回火脆性（250350） 高温回火脆性（450650回火后慢冷 ）（4）第一类回火脆性 在2

35、50 350出现，又称低温回火脆性，属不可逆回火脆性 将已产生脆性的零件重新加热到更高温度回火，脆性即可消除。若再置于脆化温度范围回火，将不再产生这种脆性。原因： Fe3C在马氏体孪晶面、板条边界和原奥氏体晶界析出，呈连续薄片状（或称为碳化物薄壳）； 杂质元素 P、Sn、Sb、As等在原奥氏体晶界偏聚，引起晶界弱化 。防止方法： 避免在250 350温度范围回火； 生产高纯钢，降低P、Sn、Sb、As等杂质元素含量； 加入 Si 可推迟 -Fe2.4C Fe3C 转变，将低温回火脆化温度范围推向350以上。（5）第二类回火脆性在450 650回火后缓慢冷却出现，又称为高温回火脆性；属可逆回火脆

36、性：已脆化的钢，如重新加热到650以上回火后快冷，脆性可消除原因：杂质元素P、Sn、Sb、As在原奥氏体晶界的平衡偏聚，引起晶界脆化。合金元素 Cr、Ni、Mn 促进高温回火脆。（合金元素 Mo 和稀土元素可减轻高温回火脆）防止方法： 高温回火后快冷； 选用高纯钢； 加入能扼制高温回火脆性的合金元素Mo 和稀土元素； 细化奥氏体晶粒，增加晶界总面积，可降低单位面积杂质元素偏聚量。四、钢的热处理工艺1、退火（1）退火：将工件加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。工业上常用的退火工艺:完全退火、球化退火、均匀化退火和再结晶退火、去应力退火等。 退火目的：细化晶粒（使热加工造成的粗

37、大不均匀组织均匀化、细化；使中碳以上的碳钢和合金钢得到接近平衡状态组织，降低硬度，以利于切削加工；由于冷却速度缓慢，可消除内应力，防止淬火变形与开裂；为最终热处理（淬火、回火）做好组织上的准备 （2）完全退火将钢加热至Ac3以上2030，完全奥氏体化后缓冷（随炉或埋入石灰中冷却），以获得接近平衡组织的热处理工艺。周期较长，主要用于亚共析成分的铸、锻件和热轧型材，有时也用于焊接件目的：降低硬度、细化组织，便于切削加工组织：F+P完全退火举例：ZG35铸造齿轮为消除组织应力采用完全退火工艺；锻造过热的60钢坯为了细化晶粒，消除锻造应力也可采用完全退火工艺，一般采用正火（3）球化退火 将钢加热到Ac

38、1温度以上2030保温（一般24h），然后随炉缓冷，或在Ar1以下20左右进行长时间的等温处理，使渗碳体以球状析出，获得粒状珠光体组织（细小均匀的球状渗碳体分布在连续的铁素体基体上）在铁素体基体上弥散分布着颗粒状渗碳体，也称为“球化体”主要用于共析、过共析碳钢及合金钢的锻、轧件目的：降低硬度，改善切削加工性，并为后续的淬火作组织准备对于网状二次渗碳体较严重的钢，应在球化退火之前先进行一次正火，将组织中的网状渗碳体破碎，保证球化退火后组织中所有渗碳体球状化，如GCr15钢790-810C加热，710-720 C等温，以此获得硬度HBS207-229的球化等温退火工艺规范。（4）等温退火一般是将钢

39、件加热到Ac3+（3050）（亚共析钢）或Ac1+（3050）（过共析钢）保温后，在Ar1以下某一温度等温，使奥氏体转变为珠光体型组织 目的：等同完全退火或球化退火，但生产周期大大缩短，且转变产物较易控制，组织转变均匀，特别适用于大件及合金钢件的退火 与普通退火相比的优点：由于珠光体转变在恒温下完成，易于控制，并能获得均匀的预期组织；对于某些奥氏体比较稳定的合金钢，由于等温处理前后可较快冷却，常可大大缩短退火周期（5）均匀化退火（扩散退火） 将工件加热到Ac3以上150200（10501150），长时间（1015小时）保温后缓冷的热处理工艺 适用于合金钢铸锭、铸件或锻坯目的：消除成分偏析和组织

40、不均匀性后续处理：保温1020小时退火后晶粒较粗大，一般还须进行完全退火或正火处理（6）去应力退火 将工件加热至Ac1以下（一般500650），保温后空冷或炉冷至200以下出炉空冷 是一种无相变的退火，退火后组织无明显变化目的：用于消除铸、锻、焊、冷压件及机加工件中的残余应力，提高尺寸稳定性，防止变形开裂如：T=200 300 保温缓冷弹簧去应力退火（7）再结晶退火 将这类工件加热到再结晶温度以上150250，保温后缓慢冷却，（一般在600-700 ）目的：用于消除冷变形加工产生的加工硬化现象、消除残余应力、改善组织、降低硬度和提高塑性（8）不完全退火加热温度在Ac1 Ac3或Ac1 Acm之

41、间，进行不完全奥氏体化，随之缓慢冷却的退火工艺；细化晶粒不如完全退火好；用于某些晶粒仍细小而均匀的亚共析钢锻轧件，使其软化以改善切削加工性能并消除内应力；Ac1 Acm之间的退火实际是球化退火的一种2、正火（1）正火：将钢加热到Ac3或Accm以上3050，保温后在空气中均匀冷却的热处理工艺组织：亚共析钢为F+S，共析钢为S，过共析钢为S+Fe3C正火比退火冷却速度快，得到的索氏体组织比退火的珠光体组织细、而且数量多；铁素体晶粒也较细小强度和硬度较高，而且生产周期短、操作简单正火的目的：1）对普通碳素钢、低合金钢和力学性能要求不高的结构件，可作为最终热处理；2）用于低碳钢或低合金钢的预先热处理，以调整硬度，避免切削加工中“粘刀”现象，改善切削加工性能。碳质量分数在0.5%以下的低中碳钢都可用正火代替完全退火；3）作为预先热处理:对于过共析钢用来消除网状二次渗碳体，为球化退火作好组织上的准备举例：T12钢退火组织中的Fe3C网（连续网），球化退火前必须先进行正火以消除Fe3C网，得到片层状P然后再进行球化退火（2）退火与正火对比为35钢的硬度，采用正火以提高切削加工性能；为T8钢的切削加工性能采用球化退火，目的是