第9-10章钢的热处理原理及工艺

第9,10章：钢的热处理及工艺序返回9.1钢在加热时的转变1、奥氏体的形成过程2、影响A形成的因素(T、v、成分、原始组织等)3、A晶粒大小及其影响因素9.2钢在冷却时的转变9.3钢的退火和正火9.4钢的淬火1、淬火加热温度2、淬火冷却介质3、淬火冷却方法9.5钢的回火1、淬火钢的回火转变与回火组织2、回火钢的性能3、回火种类4、回火脆性9.6钢的淬透性1、淬透性的概念2、淬透性的测定及表示方法3、淬透性曲线的应用4、淬透性与机械设计9.7钢的表面淬火1、感应加热表面淬火2、火焰加热表面淬火9.8钢的化学热处理钢的热处理序1/22/2一、钢的热处理：根据钢在固态下组织转变的规律，通过不同的加热、保温和冷却，以改变其内部组织结构，达到改善钢材性能的一种中工工艺。热处理一般由加热、保温、冷却三阶段组成。热处理的特点：是只改变材料的内部组织，而工件外形及尺寸改变很小或不发生改变。其基本工艺可以用热处理工艺曲线来表示。热处理是一种与铸、锻、焊等加工过程密切相关的工艺，为了能够消除或改善上述过程中出现的某些组织结构缺陷需要进行一定的热处理。热处理的目的：改善工件的使用性能及工艺性能，并能充分挖掘材料的潜力，从而提高工件的寿命和力学性能，为缩小工件尺寸、减轻重量提供可能性。热处理的工艺参数：主要是加热速度、加热温度、保温时间和冷却速度。钢的热处理序2/2返回二、热处理分类：1、通常的热处理工艺分为：退火、正火、淬火、回火；2、根据加热和冷却方法的不同分为：常规热处理、化学热处理、表面热处理等多种热处理形式；3、根据热处理在工艺流程中的作用分为：•预备热处理：是为后序冷热加工和进一步热处理做准备，常为退火、正火或调质处理。•最终热处理：使工件达到使用性能要求。常采用淬火＋回火、表面热处理、化学热处理、形变热处理等。1、奥氏体的形成过程返回F＋PF＋CmAAC3A3Ar3PSA1AC1Ar1EFArcmAcmACcmA成分均匀化（C原子在A中扩散）（点击看图2）A形核（在F与Cm的相界面上）A晶体长大（F向A晶格重构、Cm溶解、C原子向A中扩散）残余Cm溶解（F晶格重构速度较快，先行消失一、钢的临界温度在缓慢加热和冷却时，其固态转变的临界温度是由相图决定。二、加热时组织转变是从室温组织转变为A组织的过程，故也称为奥氏体化（A化）。（详述）A化一般包括四个连续转变过程：A化详述返回一、共析钢的A化：据相图，将共析钢加热到A1以上温度后,P处于不稳定状态。1、在F与Cm的交界处产生A晶核，这是由于F／Cm相界面上原子排列不规则以及碳浓度不均匀，为优先形核提供了有利条件，即既有利于Fe的晶格由BCC变为FCC，又有利于Cm的溶解及碳向新生相的扩散；2、A晶核长大的过程：FeFe的连续转变和Cm向A的不断溶解。实验表明：在A长大的过程中，F比Cm先消失。3、残余Cm的不断溶入A，直至Cm全部消失；4、A中含碳量逐渐均匀化。二、亚共析钢、过共析钢的A化：以及先共析F或二次Cm继续向A转变或溶解的过程，只有加热温度超过A3或Acm后，才能全部转变或溶入A。3、A晶粒大小及其影响因素返回一、奥氏体晶粒度（了解）A形成所需的时间较短，A成分均匀化所需的时间较长。A形成后，在继续加热过程中A晶粒大小要发生变化，需要区别三种有关A晶粒度的概念：1、A起始晶粒度：一般较小，难于测量，但通过快速短时加热可获得细晶粒，对热处理工艺有重要意义。2、A实际晶粒度：是在具体条件下的晶粒大小，直接影响钢的组织性能，具有重要的实际意义。3、A本质晶粒度：是在规定的加热条件下（930±10C，3－8h）所获得的A晶粒大小，它表示了A晶粒在高温时长大的倾向。1~4级为本质粗晶粒钢；5~8级为本质细晶粒钢。（见图2-62所示）二、影响A晶粒长大的因素A晶粒的长大是一自发过程：曲折晶界变为平直晶界，大晶粒吞并小晶粒。凡是影响A过程的因素均影响A晶粒的长大：如加热温度T；加热速度v：越快，A的形成温度越高；保温时间τ：长。。。。。。。短。。。。。。。未溶碳化物对晶界推移的阻碍作用：合金元素除Mn、P外一般均有阻碍作用；钢在冷却时的组织转变返回钢经加热获得A组织，其最终性能是由随后的冷却所得到的组织来决定，因此控制A在冷却时的转变过程是获得所需性能的关键。深入研究A在冷却时的转变规律则需掌握A冷却方式、过冷A等温转变曲线、过冷A连续冷却转变曲线等内容。(补充等温转变曲线的建立）A冷却方式分为：等温冷却和连续冷却两种。过冷A等温转变曲线：综合反映过冷A在不同过冷度下等温转变的过程，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曲线，又称为C曲线。影响过冷A等温转变（C曲线或TTT曲线）的因素：1、A碳浓度：亚、过共析钢的先共析转变区；2、合金元素：除Co、Cu之外，大多数溶入A的合金元素都增大过冷A的稳定性，使C曲线右移，其中有些合金元素（Cr、W、Mo、V)还使C曲线形状发生变化，使C曲线分为两个部分形成两个鼻尖。（若以未溶碳化物存在时，降低过冷A的稳定性，使C曲线左移。）3、A的原始组织、加热T、保温时间都会影响A的晶粒度和均匀性，从而影响C曲线形状。C曲线与CCT曲线的区别：1、CCT曲线的位置比C曲线靠右下方，过冷A转变的孕育区长，转变温度也低；2、在高温转变区，连续冷却转变往往得到混合组织，组织晶粒外细内粗，而等温转变的产物为单一组织且均匀一致。连续冷却较难得到B，M转变较完全。等温转变则相反。补充等温转变曲线的建立返回等温冷却返回C曲线：反映了转变产物与转变温度、时间之间的关系。1、三种组织转变A1550ºC为P区550ºCMs为B区；MsMf为M区。AR的含义：参见组织形态图：2、过冷A转变分为三个区域：转变曲线以左；转变曲线之间；转变终了曲线。过冷AP开始形成P形成中间P形成结束PHRC10－20SHRC25－30THRC30－40B上HRC40－45B下HRC50－60贝氏体型马氏体型珠你体型－240ºCMS（M始）Mf（M终了线）温度／ºC时间/s三种组织转变返回1、P区：A分解为F和Cm相间的片层状组织，是靠Fe与C原子长距离扩散迁移，F和Cm交替形核长大而形成的；随温度的降低，加大，过冷A稳定性变小，孕育期变短，P的片间距变小，组织变细；A1650ºC为珠光体P；d=0.6-1微米P区产物：650600ºC为索氏体S；d=0.25-0.3600550ºC为屈氏体T;d=0.1-0.152、B区：转变温度较低，Fe与C原子的扩散，转变产物的形态、性能及转变过程都与P不同，是含过饱和碳的F和Cm的非片层状混合物。按组织形态分为：550350ºC为B上：是自原A晶界向晶内生长的F板条，具有羽毛状B区产物：的金相特征，条间有Cm。350240ºC为B下：呈一定角度的片状F与其内部沉淀的碳化物，显微镜下常呈色针状形态。3、M区：原子已不能进行迁移，只能进行无扩散型相变，母相成分不变，得到M组织，相变速度极快。M其实是大量过饱和碳的固溶体。＊即使冷却到M转变终了温度，也不能使所有A都转变成M——成为AR。M区产物：板条M：含C量＜0.2%；针状M：含C量1.0%；介于0.21.0%为混合M。组织形态图返回图5.20上贝氏体与下贝氏体的电子显组织(a)上贝氏体（5000×）；(b)下贝氏体(10000×)ab图5.19上贝氏体与下贝氏体的光学金相组织(a)上贝氏体（1000×）；(b)下贝氏体(500×)ab掌握影响C曲线的因素返回1、A成分的影响(1)含碳量对C曲线的影响；(2)合金元素对C曲线的影响：改变位置：大多数会延缓过冷A的分解，使C曲线右移；改变形状：使P区与B区分开（b及d）。甚至P区消失（如c）。2、A状态的影响（A晶粒度—细，则左移；组织不均匀—左移；T等）加热温度和保温时间：提高T或延长保温时间，使A成分更为均匀，且由于A晶粒的长大，晶界面积减少，不利于A晶粒的形核与长大，因此提高了A的稳定性，使C曲线右移。3、应力和塑性变形的影响拉应力加速分解，等向压应力则阻碍；塑变加速。含碳量及合金元素对C曲线的影响返回图5.22含碳量对C曲线的影响亚共析钢共析钢过共析钢过冷A连续冷却转变曲线返回钢在连续冷却过程中，只要T与等温转变的相同，则组织与性能相似。1——P+M；2——S；3——T；4——T+M；5——M+少量AR；6——M+少量AR*对于碳钢而言，条件3及4也难以得到B组织。②③④⑤⑥转变终了线VkMs时间A1①临界冷速VK图5.24共析钢的连续冷却速度对其组织与性能的影响P、B、M相变参见（P244-264）•1P相变—高温相变•要点：珠光体形核的本质、领先相、相间沉淀等的机理（解释）----普遍认可在A晶界上优先形核。•普遍被认可的相变机理：1.1渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相；1.2过共析钢以渗碳体为领先相，亚共析钢则为F，共析钢则两相均可；1.3过冷度小时以渗碳体为领先相;过冷度大时铁素体为领先相.•因未能直接实验验证，尚无定论。•也有人认为P相变是两个共析共生，其出发点是两相以相界面有机结合、有序配合；彼此间存在晶体学位向关系；相对量上具有一定的比例关系。认为P是个整合体，P晶核是两相，否认领先相的存在。其P的形成可描述：•A(贫碳区+富碳区）晶核P（F+Fe3C)P团。P形成的分枝机制,见P244图9-15以渗碳体或F为领先相机制(右图)(Hull–Mehlmechanismforpearliteinitiation)Formationofabinodule.Notethattheformationofainγ2(b)cancatalyzetheformationofuinbothγ1andγ2(c).Lightmicrographofaseriesofuninodules(A)andbinodules(B)inapartiallytransformedeutectoidsteel.Notethatpearliteinitiationisalmostexclusivelyatthegrainboundaries.Inaddition,completecoverageoftheboundarieshasledtositesaturation.Theapproximatepositionsofthegrainboundariesaredelineatedbytheheavylines.(Computerenhancedimage,fromanoriginalinMehl)以渗碳体或F为领先相(Hull–Mehlmechanismforpearliteinitiation)珠光体形成时C的扩散示意图及形态RadialandParallelPearliteGrowth随着形成温度的降低，形态上趋于放射状，平行状减少粒状P的形成•粒状P：颗粒状的Cm分布在连续的F基体中（见P247中的图9-22）•粒状P的形成方式：（1）控制A化条件，使A晶粒内存在大量均匀弥散的Cm晶核时，且A成分不均匀时，在A1线稍下的温度由过冷A直接形成；（2）片状P通过球化退火工艺完成：将钢加热到略低于A1的温度，长时间保温。其球化驱动力是F与Cm间相界面（或界面能）的减少；（3）对高碳钢，以淬火+高温回火工艺实现。片状P、粒状P等组织的性能对比：见P246中的图9-19、20、21、23伪共析P的概念•实际冷却条件下先共析相（F或Cm）的析出数量随着冷却速度的加快而减少。P248图24•偏离共析成分的A快速冷却到A1以下一定的温度范围所发生的P相变。因此S和T都属于伪共析P。2M相变—低温相变（1）M的晶体结构M的本质是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体；M的晶体结构与成分有关：极低碳钢或无碳合钢---体心立方；含碳较高的钢---体心正方，参见P249图9-25及26。（2）M的组织形态（两种基本形态）P250图27-34板条M—低碳M—位错M片状M—高碳M—孪晶M（3）M的形态与含碳量、Ms点的联系P252图35