第1章 钢的热处理.docx
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第1章钢的热处理
第一章钢的热处理
热处理是机器零件及工具制造过程中的重要工序,零件热处理质量的高低对产品的质量往往具有决定性的影响。
因此,热处理得到了广泛的应用,汽车、拖拉机制造中70~80%的零件需要热处理,各种工夹量具和轴承则100%进行热处理。
热处理主要用于金属材料,但有时也用于部分陶瓷及塑料。
热处理的传统定义已不能完全概括各种金属热处理工艺的基本过程。
对于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。
热处理原理研究热处理过程中组织转变的规律;而热处理工艺是根据原理制定的温度、时间、介质等参数。
根据加热、保温和冷却工艺方法的不同,钢的热处理分类如下(GB/T12603-1990):
根据热处理在零件加工中的工序位置又可分为预先热处理和最终热处理。
预先热处理是为了改善零件的加工工艺性能,如退火和正火。
而最终热处理是为了提高零件的使用性能,充分发挥金属材料的性能潜力,如获得良好综合力学性能的淬火加高温回火。
第一节钢在加热时的转变
Fe-Fe3C平衡相图中的A1、A3、Acm三条相变线分别代表着共析钢、亚共析钢和过共析钢完全转变为奥氏体的临界温度。
但在实际热处理加热和冷却条件下,相变是在不平衡条件下进行的,因此加热时的临界温度比理论值高一个过热度,通常标为Ac1、Ac3、Accm,如图6-1所示。
而冷却时的临界温度又比理论值低一个过冷度,通常标为Ar1、Ar3、Arcm。
上述实际的临界温度并不是固定的,它们受含碳量、合金元素含量、奥氏体化温度、加热和冷却速率等因素的影响而变化,手册中给出的数据是在一定条件下得到的,仅供参考。
一、奥氏体的形成
奥氏体的形成过程(也称“奥氏体化”)也是通过形核和长大的机制来完成的。
该过程是依靠铁、碳原子的扩散来实现的,属于扩散型相变。
以共析钢为例,当加热到Ac1以上时,奥氏体的自由能低于珠光体,必将发生珠光体向奥氏体的转变。
此时珠光体很不稳定,铁素体和渗碳体的界面在成分和结构上处于有利于转变的条件,首先在这里形成奥氏体晶核。
随即建立奥氏体与铁素体以及奥氏体与渗碳体之间的平衡,依靠铁、碳原子的扩散,使临近的铁素体晶格改组为面心立方晶格的奥氏体。
同时,邻近的渗碳体不断溶入奥氏体,一直进行到铁素体全部转变为奥氏体,这样各个奥氏体的晶核均得到了长大,直到各个位向不同的奥氏体晶粒接触为止。
由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体的差别很大,故铁素体向奥氏体的转变速度要比渗碳体向奥氏体的溶解快得多,当铁素体转变成奥氏体后还有残存的渗碳体。
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氏体。
上述过程可以看成由奥氏体形核、晶核的长大、残留渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化四个阶段组成,如图6-2所示。
亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程和共析钢基本相同,当加热到Ac1以上时还存在先共析铁素体或二次渗碳体,必须继续加热到Ac3或Accm以上时才能得到单一的奥氏体。
二、奥氏体晶粒的长大及影响因素
奥氏体的晶粒越细,冷却后的组织也越细,其强度、塑性和韧性较好。
因此,在用材和热处理工艺上,如何获得细的奥氏体晶粒,对工件最后的性能和质量具有重要的意义。
1.奥氏体晶粒度
晶粒度是指多晶体内晶粒的大小,可以用晶粒号、晶粒平均直径、单位面积或单位体积内晶粒的数目来表示。
奥氏体有三种不同概念的晶粒度:
1)起始晶粒度指珠光体刚刚转变为奥氏体时的晶粒度。
一般情况下奥氏体的起始晶粒度较小,继续加热或保温将使它长大。
2)实际晶粒度指某一具体热处理或加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小,它直接影响了钢的性能。
实际晶粒度一般比起始晶粒度大。
3)本质晶粒度表示钢在规定条件下奥氏体长大倾向性的高低。
按冶金部标准规定,在评定钢的本质晶粒度时,将钢加热到930±10℃,保温3~8h冷却后制成金相样品,在放大100倍的金相显微镜下与国家标准晶粒度等级图进行对比。
一般结构钢的奥氏体晶粒度按标准分为10级,1级最粗,10级最细。
对于碳素钢,奥氏体晶粒随加热温度升高会迅速长大,这类钢称为本质粗晶粒钢;而对大多数合金钢,奥氏体晶粒则不容易长大,这类钢称为本质细晶粒钢(见图6-3)。
但不能认为本质细晶粒钢在任何加热条件下晶粒都不会粗化,如果温度超过950~1000℃,阻止晶粒长大的因素消失,其晶粒比本质粗晶粒钢长的还要大。
本质细晶粒钢在930~950℃以下加热时晶粒长大的倾向小,适宜进行热处理。
不同冶炼工艺的钢,奥氏体长大倾向性是不同的。
通常是经锰硅脱氧的钢为本质粗晶粒钢,而经铝脱氧的钢为本质细晶粒钢。
沸腾钢为本质粗晶粒钢,镇静钢为本质细晶粒钢。
需要热处理的工件,一般采用本质细晶粒钢制造。
2.影响奥氏体晶粒度的因素
高温下奥氏体晶粒长大是一个自发过程。
一切影响原子迁移扩散的因素都能影响奥氏体晶粒的长大。
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。
因为加热速度越大,奥氏体转变时的过热度越大,奥氏体的实际形成温度越高,则奥氏体的形核率越高,起始晶粒越细。
由于高温下保温时间短,奥氏体晶粒来不及长大,因此可以获得细晶粒组织。
但是,如果在高温下长时间保温,晶粒则很容易长大。
3)钢的成分
对于亚共析钢随奥氏体中含碳量,奥氏体晶粒的长大倾向也增大,因为碳是一个促使奥氏体晶粒长大的元素。
但对于过共析钢,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。
第二节钢在冷却时的转变
钢在高温时所形成的奥氏体,过冷至Ar1以下就成为处于热力学不稳状态的过冷奥氏体(A冷)。
在不同过冷度下,过冷奥氏体可能转变为贝氏体、马氏体等亚稳定组织。
现以共析碳钢为例,讨论过冷奥氏体转变产物——珠光体、马氏体、贝氏体的组织形态与性能。
一、珠光体类型转变
1.珠光体的组织形态和性能
过冷奥氏体在A1至550℃温度范围内,将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(如图4-22)。
由于转变温度不同,原子扩散能力不同,形成的片层厚度也不同。
根据层片的厚薄即组织粗细程度,这类组织可细分为:
1)珠光体(P)形成温度A1~650℃,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160~250HBS。
2)索氏体(S)形成温度650~600℃,片层厚度0.2~0.4m,在800~1000倍金相显微镜下才能鉴别。
硬度约为25~35HRC。
3)屈氏体(T)形成温度600~550℃,片层厚度<0.2m。
组织极细,只有在高倍电子显微镜下才能分辨清,否则呈黑色团状组织。
硬度约为35~48HRC。
可见,珠光体的转变温度越低即过冷度越大,组织越细,则强度、硬度越高。
因为片层间距越小,相界面越多,位错受阻越大,塑性变形抗力就越大。
同时由于渗碳体片变薄,越易变形,不易脆断,使得塑性和韧性有所改善。
过冷奥氏体所分解的珠光体类型组织,其渗碳体一般呈片状,只有在A1附近的温度范围内作足够长的时间保温,才可能使片状渗碳体球化。
此时转变产物可能是粒状珠光体(渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上)而不是层片状珠光体。
对于相同成分的钢,粒状珠光体比片状珠光体具有较少的相界面,因而其硬度、强度较低,但塑性、韧性较高。
粒状珠光体常常是高碳钢(高碳工具钢)切削加工前要求获得的组织状态。
2.珠光体的转变过程
奥氏体向珠光体的转变是一种扩散型相变,它通过铁、碳原子的扩散和晶格重构两个物理过程来实现,也是一个形核和长大的过程。
如图6-4所示,当过冷奥氏体在Ar1~550℃范围发生珠光体转变,首先在奥氏体晶界上产生渗碳体小片晶核(图a)。
这种小片状渗碳体晶核向纵、横向长大时,吸收了两侧奥氏体中的碳原子,使其两侧的奥氏体含碳量显著降低,从而出现了铁素体片(图b)。
新生成的铁素体片,除了伴随渗碳体片沿纵向长大外,也沿横向长大。
铁素体横向长大时,必然要向侧面的奥氏体中排出多余的碳,因而显著增高侧面奥氏体的碳浓度,这就促进了另一片渗碳体的形成,而出现新的渗碳体片。
如此反复进行,最后形成一个珠光体团。
同时,在长大的珠光体与奥氏体相界上,也有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核,成长为新的珠光体集团(图c)。
一直长大到各个珠光体集团相碰,奥氏体全部转变为珠光体时,珠光体形成即告结束。
随着转变温度的下降,渗碳体形核和长大加快,因此形成的珠光体变得越来越细。
二、贝氏体类型转变
1.贝氏体组织形态和性能
过冷奥氏体在550℃~Ms温度范围将转变为贝氏体类型组织,贝氏体用符号“B”表示。
贝氏体组织随转变温度不同主要有上贝氏体(B上)和下贝氏体(B下)两种,它们都是碳化物分布在过饱和铁素体基体上所形成的亚稳组织。
(1)上贝氏体组织形态
上贝氏体约在550~350℃温度范围内形成,在低碳钢中形成温度要高些。
在光学显微镜下呈羽毛状,即成束的自晶界向晶粒内生长的铁素体条,如图6-5a)所示。
在电子显微镜下,可以看到铁素体和渗碳体两个相,渗碳体(亮白色)以不连续的、短杆状形状分布于许多平行而密集的过饱和铁素体条(暗黑色)之间,如图6-6a)所示。
在铁素体条内分布有位错亚结构,位错密度随形成温度的降低而增大。
(2)下贝氏体组织形态
下贝氏体约在350℃~Ms较低温度范围内形成,这时其铁素体的碳过饱和度较上贝氏体更大。
在光学显微镜下呈黑针状,如图6-5b)所示。
在电子显微镜下方可看清是由针片状过饱和铁素体和与其共格的
碳化物(Fe2.4C)组成。
碳化物呈短条状,沿着与铁素体片的长轴相夹55~65°角的方向分列成排,如图6-6b)所示。
下贝氏体的亚结构与上贝氏体一样,也是位错,但其密度较高些。
至于是否存在孪晶型下贝氏体则尚未肯定。
(3)贝氏体的机械性能
贝氏体的机械性能主要取决于其组织形态。
上贝氏体的铁素体条较宽,塑变抗力较低。
同时渗碳体分布在铁素体条之间,易引起脆断,因此,上贝氏体的强度和韧性均较差,在工业中基本不使用。
下贝氏体组织中片状铁素体细小,碳的过饱和度大、位错密度高,而且碳化物沉淀在铁素体内弥散分布。
因此强度、硬度、韧性和塑性均高于上贝氏体,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。
2.贝氏体转变过程
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。
发生贝氏体转变时,首先在过冷奥氏体的贫碳区孕育出铁素体晶核(仍是过饱和状态),然后随碳原子的扩散逐渐长大。
当温度较高(550~350℃)时,条状过饱和铁素体从奥氏体晶界向晶内平行生长,随着密排的铁素体条伸长变宽,碳原子不断向条间的奥氏体富集,最终在条间沿条的长轴方向析出杆状碳化物,形成典型的上贝氏体组织,见图6-7。
当温度较低(350℃~Ms)时,过饱和铁素体在奥氏体的晶界或晶内某些晶面呈针状分布,因温度较低,碳原子扩散能力很小,碳原子的迁移不能逾越铁素体片的范围,只能在铁素体内沿一定晶面偏聚进而沿与片的长轴成55~65°夹角的方向上沉淀出
碳化物粒子,形成了典型的下贝氏体组织,见图6-8。
贝氏体的形成速度主要受碳原子的扩散速度所控制。
转变温度越低,碳原子的扩散越困难,因而贝氏体的形成速度也就越慢。
三、马氏体类型转变
当高温奥氏体获得极大过冷时(共析碳钢过冷至230℃以下),将转变为马氏体类型组织。
这是钢件强韧化的重要基础。
1.马氏体组织形态和性能
马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体,用符号“M”表示。
如图6-9所示,过饱和碳原子使α-Fe的晶格由体心立方被歪曲成为体心正方(a=b≠c)。
c/a称为马氏体的正方度,马氏体的碳含量越高,其正方度越大,晶格畸变也越严重。
一般认为含碳量高于0.25%的钢其马氏体晶格都具有正方度(c/a>1),称为正方马氏体。
(1)马氏体的组织形态
钢中马氏体组织形态主要有两种基本类型:
一种是板条状马氏体,也称低碳马氏体;另一种是在片状马氏体,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0.2~1%之间时是板条马氏体和片状马氏体的混合组织。
板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。
显微组织表现为一束束细条的组织,每束内条与条之间大致平行排列,束与束之间具有较大的晶格位向差(图6-10)。
透射电子显微镜观察表明,板条马氏体内的亚结构主要是高密度的位错。
片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状,显微组织为针片状,仅是其截面形态。
片与片之间有较大的位向差。
在一个奥氏体晶粒内,先形成的马氏体片横贯奥氏体晶粒,但不能穿越晶界,后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体片,所以越后形成的马氏体片越小(图6-11)。
显然,奥氏体晶粒越细,马氏体片的尺寸就越小。
透射电子显微镜观察表明,片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。
实际淬火操作中,由于正常加热温度较低,马氏体组织非常细小,在光学显微镜下难以看清,称为隐晶马氏体。
(2)马氏体的性能
图6-12含碳量对马氏体硬度和韧性的影响
马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量。
如图6-12所示,随着马氏体含碳量的增高,其硬度也随之增高,尤其在含碳量较低的情况下,硬度增高比较明显,但当含碳量超过0.6%以后硬度变化趋于平缓。
合金元素基本上不影响马氏体的硬度,但可提高强度。
马氏体强化的主要原因是过饱和碳原子引起的晶格畸变,即固溶强化。
此外还有马氏体转变过程中产生的大量位错或孪晶等亚结构引起的强硬化,以及马氏体的时效强化(碳以弥散碳化物形式析出)。
马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的过饱和度和亚结构。
低碳板条状马氏体的韧性和塑性相当好,其主要原因是:
1)碳在马氏体中过饱和程度小,其正方比c/a≈1,晶格畸变轻微,残余应力小;2)板条状马氏体内的亚结构主要是位错。
高碳片状马氏体的韧性和塑性均很差,其主要原因是:
1)碳在马氏体中过饱和程度大,其正方比c/a>>1,晶格畸变严重,残余应力大;2)片状马氏体内的亚结构主要是孪晶,破坏滑移系。
2.马氏体转变特点
马氏体转变是在较低的温度下进行的,其特点主要有:
1)无扩散性这是由于相变温度很低,转变速度极快,铁、碳原子都不能扩散。
因而转变过程中没有成分变化,马氏体的含碳量与原来奥氏体的相同。
2)高速长大马氏体生成速度极快,片间相撞易在马氏体片内产生显微裂纹。
例如高碳钢中针片状马氏体长大速度为(1~1.5)×106mm/s,在10-7s内就可形成一片马氏体。
低碳板条马氏体长大速度约为100mm/s。
3)变温形成奥氏体向马氏体的转变是在Ms~Mf温度范围内不断降温的条件下进行的。
冷却中断,转变也就停止。
Ms、Mf点分别表示马氏体转变的开始温度和终了温度。
MS和Mf点主要由奥氏体的成分来决定,基本上不受冷却速度及其它因素的影响。
增加含碳量会使MS及Mf点降低(图6-13a),当奥氏体中含碳量增加至0.5%以上时,Mf点便下降至室温以下。
4)转变不完全奥氏体向马氏体的相变是不完全的,即使冷却至Mf点温度,也不能获得100%的马氏体。
总有部分奥氏体未能转变而被保留下来,称为残余奥氏体(A残或A’)。
MS点越高,马氏体量越多,残余奥氏体量就越少。
由图6-13可知,共析碳钢的Mf点约为-50℃,当淬火至室温以下,其组织中会有3~6%的残余奥氏体。
第三节过冷奥氏体转变曲线图
热处理生产中,钢在奥氏体化后的冷却方式通常有连续冷却和等温处理两种(如图6-14)。
连续冷却是将奥氏体化后的钢连续冷却到室温;等温处理是将奥氏体化后的钢迅速冷却到临界温度(A1)以下的某一温度保温,让奥氏体在等温条件下进行转变,待组织转变
图6-14控制过冷奥氏体转变的两种方法
①—连续冷却;②—等温处理
结束后再以某一速度冷却到室温。
由于转变温度不同,过冷奥氏体将按不同机理转变成不同的组织(珠光体、贝氏体、马氏体)。
为了说明过冷奥氏体的冷却条件和组织转变之间的相互关系,通常将过冷奥氏体在低于A1点的各种温度下等温转变和在不同冷却速度下的连续转变规律分别用过冷奥氏体等温和连续冷却转变曲线图来表示,它们为制定热处理工艺,合理选用钢材和改进材料性能提供了依据。
一、过冷奥氏体等温转变曲线图
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。
因为曲线形状像“C”字,故又称C曲线。
1.C曲线的建立
将一批奥氏体化的共析钢试样急冷至A1以下某一温度,并在该温度下保温不同时间,然后测定转变量与时间的关系,得到不同过冷度下奥氏体等温转变动力学曲线(图6-15a)。
图中转变温度t1>t2>t3>t4>t5>t6。
由曲线可以看出,开始时转变速度随着转变温度的降低而逐渐增大,但当转变温度低于t4以后,转变速度又逐渐减小。
若将曲线的转变开始时间(图中的各a点)和终了时间(图中的各b点)标记到一个转变温度—时间为坐标的图上,并连接各转变开始点(a点)及终了点(b点),标出转变产物,便可得到如图6-15b)所示的曲线,即C曲线。
2.C曲线分析
图6-16为共析碳钢的过冷奥氏体等温转变曲线图。
由图可见,过冷奥氏体在不同温度等温分解时都有一个孕育期(转变开始线与纵坐标轴之间的距离),且孕育期的长短与等温温度有关。
在“鼻尖”处(共析钢为550℃)孕育期最短,此时过冷奥氏体最不稳定。
而越靠近A1点和MS点,孕育期越长,过冷奥氏体越稳定。
这是因为在“鼻尖”以上,转变温度越高则过冷度越小,相变驱动力小,孕育期也长。
而在“鼻尖”以下,转变温度越低,原子扩散困难,成核慢,孕育期也长。
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MS~Mf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。
图6-16共析碳钢过冷奥氏体等温转变曲线图
(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曲线相似,只是在C曲线上部多了一个“先共析转变线”(如图6-17),即在过冷奥氏体转变为珠光体之前会首先析出铁素体或二次渗碳体。
在正常加热条件下,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,如图6-18所示。
(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。
图6-18合金元素铬对C曲线的影响
二、过冷奥氏体连续转变曲线图
在生产实践中,奥氏体大多是在连续冷却中转变的,这就需要测定和利用过冷奥氏体连续转变曲线图(CCT图)。
1.CCT曲线的建立
将一组试样经奥氏体化后以不同冷却速度连续冷却,测出转变开始及转变终了的温度和时间,并记录下最终所得组织及硬度,将相同性质的转变开始点与转变终了点连成曲线,便得到过冷奥氏体连续转变曲线图。
2.CCT曲线分析
图6-2045钢的CCT曲线
图6-19共析钢CCT曲线与TTT曲线比较图
图6-19实线代表共析钢的CCT曲线。
图中PS和Pf分别表示A→P转变开始线和终了线;K线表示A→P转变中止线。
凡冷却曲线碰到K线,过冷奥氏体就不再继续发生珠光体转变,而一直保持到MS点以下才转变为马氏体。
是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。
值越小,钢在淬火时越容易获得马氏体组织。
按不同冷却速度连续冷却时,过冷奥氏体的转变产物是不同的。
随炉冷却得到珠光体。
当以5.5℃/s冷却速度(空冷)连续冷却得到索氏体。
33℃/s时(油冷)得到托氏体和少量马氏体,大于138℃/s(水冷)得到马氏体和残余奥氏体。
3.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。
此外,
>
(
为等温转变的临界冷却速度),说明在连续冷却时用
作为临界冷却速度去研究钢接受淬火能力大小是不合适的。
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。
如图6-20所示的45钢CCT图,当采用油冷淬火时可得到F+T+B+M组织。
而对于合金钢,均存在贝氏体转变区,因为大多数合金均使过冷奥氏体稳定化,推迟珠光体转变,即使在连续冷却条件下,贝氏体有可能形核并长大。
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。
第四节钢的退火和正火
在机械零件或工具的加工制造过程中,退火和正火常作为预备热处理,安排在铸造和锻造之后,切削(粗)加工之前,用以消除前一工序所带来的某些缺陷,为后续工序作组织准备。
但对一些不重要或受力不大的工件,也可作为最终热处理。
一、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称之为退火。
根据处理的目的和要求不同,工业上常用的退火工艺有完全退火、球化退火、等温退火、均匀化退火和去应力退火等,各种退火加热温度范围见图6-21。
1.完全退火(重结晶退火、普通退火)
完全退火是将钢加热至Ac3以上30~50℃,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。
完全退火周期较长,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。
其目的是为了降低硬度、细化组织,便于切削加工。
组织为F+P。
2.球化退火
过共析钢的组织一般为细片状珠光体和网状二次渗碳体,不仅硬度高,难以切削加工,而且增大钢的脆性,淬火时容易产生变形或开裂。
因此,锻后必须进行球化退火,即加热到Ac1温度以上20~30℃保温(一般2~4h),然后随炉缓冷,或在Ar1以下20℃左右进行长时间的等温处理,使共析转变时渗碳体以球状析出。
球化退火后获得粒状珠光体组织,即在铁素体基体上弥散分布着颗粒状渗碳体,也称为“球化体”(图6-22)。
球化退火主要用于共析、过共析碳钢及合金钢的锻、轧件,以降低硬度,改善切削加工性,并为后续的淬火作组织准备。
为获得较好的球化效果,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。
3.等温退火
等温退火是将工件加热到高于Ac3(亚共析钢)或Ac1(共析钢和过共析钢)温度,保持一定的时间后,较快地冷却到珠光体温度区间的某一温度,并保持等温使奥氏体转变为珠光体组织,然后空冷的退火工艺。
等温退火的目的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,因此特别
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- 第1章 钢的热处理 热处理