第6讲钢的热处理及合金化.docx
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第6讲钢的热处理及合金化
第三节钢的热处理
一、热处理的作用
钢的热处理就是根据钢在固态下组
织转变的规律,通过不同的加热、保温
和冷却,以改善其内部组织结构,达到
改善钢材性能的一种加工工艺。
热处理一般是由加热、保温和冷却
三个阶段组成,其基本工艺过程可以用
热处理工艺曲线来表示,如图2-60所示。
v热处理是一种与铸、锻、焊接等加工密切相关的工艺。
在铸、锻、焊过程中,
不可避免地会出现这样或者那样的缺陷。
如铸造过程中由于铸件形状复杂、厚薄不
均,造成冷却不均、组织变化不均而产生很大的铸造应力。
此外,铸件从高温缓慢
冷却,晶粒易于粗大。
锻造时,由于终锻温度过高或过低,会出现粗大的魏氏组织
或带状组织。
焊接件在焊接过程中的局部加热与熔化,随后的冷却又较快,必然存
在很大的内应力。
缺陷的存在,将严重影响构件的使用性能。
为了消除缺陷,需要
进行一定的热处理,如退火可以改善构件组织结构和性能。
热处理更重要作用还在于它是赋予工件最终性能的关键工序。
不少重要零件加
工成型后,并不能直接使用,还必须进行最终的热处理,以获得最佳使用性能,充
分发挥钢材的潜力。
因此,在冶金生产、机械制造和航空制造等众多工业中,热处
理都占有重要的地位。
v根据热处理所起作用的不同、加热和冷却方法的不同、以及组织和性能变化的
不同,钢的热处理工艺通常分为退火、正火、淬火、回火和化学热处理等。
在不同使用条件下,对钢材的性能要求不同。
即使是同一零件,在其加工过程
中,前后性能的要求也不一样。
因此,热处理的方式也就不同。
二、钢的临界温度
钢的热处理的依据就是钢在固态加热、保温和冷却过程中,会发生一些列组织
转变。
因此,铁碳相图的左下角(如图1-2所示),对于研究钢的相变和制定热处
理工艺有重要的参考价值。
由图可见,钢在缓慢加热和冷却时,其固态组织
转变的临界温度是由PSK线(A1线)、GS线(A3线
)、ES线(Acm线)来决定的。
共析钢只有一个临界
点A1,亚共析钢有两个临界点A1和A3,过共析钢有两
个临界点A1和Acm。
铁碳相图上的A1、A3、Acm都是平衡临界点,是
新旧两相自由能相等的温度。
而实际转变过程不可能
在平衡临界点进行。
加热转变只有在平衡临界点以上(即有一定过热度)才能进
行。
相反,冷却转变只有在平衡临界点以下(即有一定的过冷度)才能发生。
所以实际的加热转变点和冷却转变点都偏离平衡临界点。
而且,加热和冷却速
度越大,其偏离也越大。
通常,加热转变点标以c,冷却转变点标以r。
碳钢的实际转变点在铁-碳相图上的位置如图1-2中虚线所示.其物理意义如下:
vAc1:
加热时珠光体转变为奥氏体的温度;
Ar1:
冷却时奥氏体转变为珠光体的温度;
Ac3:
加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体
的终了温度;Ar3:
冷却时奥氏体开始析出先
共析铁素体的温度;Accm:
加热时Fe3CⅡ
全部溶入奥氏体的终了温度;Arcm:
冷却时
奥氏体开始析出二次渗碳体的温度。
应指出,工业碳素钢并不是单纯的Fe-C合
金,里面还有Si、Mn、S、P等杂质。
这些杂
质元素对于碳素钢的平衡临界点是有影响的,
不过因含量少,影响不大,可以忽略,仍可以用Fe-Fe3C相图确定钢临界点。
对于合金钢,合金元素对平衡临界点有很大的影响,甚至会大大改变相图结
构,使A1、A3、Acm点不再是恒定的温度,而变成一个温度区间。
这时就不能再用
Fe-Fe3C相图来确定合金钢的临界点,而必须用三元或者多元相图才行。
三、奥氏体的形成
钢加热时,奥氏体的形成过程,称作奥氏体化。
根据Fe-Fe3C相图,由铁素体
和渗碳体两相组成的珠光体,加热至AC1稍上温度时转变为奥氏体,即
由于奥氏体和铁素体及渗碳体
的晶格类型和含碳量度不同,因此
奥氏体化过程包含着奥氏体形核、
核长大、残留渗碳体溶解以及奥氏
体内成分的均匀化四个阶段。
图1-3示意地表示了共析钢奥氏体形成各个阶段的主要特征。
将钢加热至AC1以上温度时,珠光体组织处于不稳定状态,在铁素体和渗碳体
的界面上择优生成奥氏体晶核。
奥氏体晶核形成后,会同时向铁素体和渗碳体两侧生长,如图b。
这个阶段实
质上是铁素体和奥氏体间的晶格重构,同时渗碳体不断地溶入奥氏体,以及碳在奥
氏体中扩散。
共析钢奥氏体长大终了时,铁素体和渗碳体两相应同时消失。
但实验
发现,铁素体完全消失后,还有部分渗碳体未溶解。
共析钢钢中铁素体总是先消
失,残留有渗碳体相,如图c。
奥氏体形成时,残留渗碳
体刚刚溶解,此时碳在奥氏体
中的分布不均匀,如图d示。
原先渗碳体区域,碳浓度较高;
原先铁素体区域含碳量较低。
这种不均匀性随着加热的速度
增大而越加严重。
只有经继续
加热或保温,使碳充分扩散,才能使整个奥氏体中碳浓度趋于均匀,如图1-3示。
共析钢奥氏体形成过程的四个阶段,对于任何钢材都是普适的。
四、奥氏体晶粒度及其控制
奥氏体晶粒度及均匀性是衡量钢件力学性能与工艺性能的重要指标,是分析服
役构件断裂失效的主要参考依据。
因此,控制奥氏体晶粒度有重要的实际意义。
1、奥氏体的晶粒度
奥氏体形成后,在继续加热过程中奥氏体晶粒大小要发生变化。
此时需要区分
三种有关奥氏体晶粒度的概念—奥氏体起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。
奥氏体起始晶粒度:
是指将钢加热至AC1以上,奥氏体形成刚完成,其晶粒边
界刚接触时的晶粒大小。
奥氏体起始晶粒度取决于奥氏体的形核率和长大速度。
增
大形核率或降低长大速度,是获得细小奥氏体起始晶粒的重要途径。
奥氏体实际晶粒度:
是指在一定热处理加热、焊接或者热加工制度下所获得的
奥氏体晶粒大小。
对于热轧(锻)钢材,它是指热轧(锻)终了时钢中的奥氏体晶
粒大小;对于实际零件,一般是指热处理加工状态下的奥氏体晶粒大小。
奥氏体实际晶粒基本决定了钢件热处理后基体相晶粒大小。
在一般加热速度
下,加热温度越高,保温时间越长,奥氏体实际晶粒度越大,实际晶粒度越大。
奥氏体本质晶粒度:
根据标准实验方法规定,将钢材加热至930±10℃,保温3-
8小时,然后冷却至室温测定奥氏体晶粒大小,该晶粒度叫做奥氏体本质晶粒度。
奥氏体本质晶粒度仅表示钢材加热时晶粒长大
的倾向,这种长大倾向有两种情况,如图1-13所示。
图中曲线a表示随着奥氏体化温度的升高或者奥氏
体化时间的延长,奥氏体晶粒逐渐长大的过程,
这种长大过程叫做正常长大。
图中曲线b表示在较
低的奥氏体化温度时晶粒长大甚微或者不长大,
当加热至一定温度时,晶粒骤然增大,然后长大
速度又减小。
这一类长大过程叫做异常长大。
奥氏体异常长大的温度叫做奥氏体晶粒粗化温度。
若奥氏体晶粒粗化温度高于
奥氏体本质晶粒度检验温度(930℃),则本质晶粒度级别较高,一般是合格的;
反之会出现奥氏体晶粒异常长大,晶粒度不合格率往往很高。
2、奥氏体晶粒度的控制
奥氏体晶粒长大倾向既取决于奥氏体起始晶粒度,又取决于第二相质点的性
质、大小、数量及分布。
凡是与这两者有关的因素,如钢中化学成分及原始组织,
钢材热轧(锻)工艺,及预先热处理工艺等都影响奥氏体晶粒的长大。
因此,控
制这些因素就能够获得所需要的奥氏体晶粒度。
A、钢中化学成分
研究表明,在奥氏体异常长大过程中,不是任何第二相质点对晶界都有良好的
钉扎作用,主要是AlN相具有这样的特殊作用。
AlN相具有难熔的密排六方结构,
它是炼钢脱氧时形成并残存于钢中。
在热轧(锻)及预热处理时,当温度超过
1250℃后,AlN相就基本上固溶于钢中,然后在冷却或者再加热时析出。
如果AlN
相大量弥散析出(<500),它能有效阻碍奥氏体晶界迁移,提高奥氏体晶粒
的粗化温度。
相反,如果AlN相以粗大或者少量存在,则对晶界迁移无阻碍作用。
因此,钢中的残余铝量应控制在0.020~0.045%之间。
此外,钢中的合金元素Nb、Ti、V等,当形成弥散稳定的碳化物或者氮化物
时,也能够有效阻滞晶界的迁移,提高奥氏体的粗化温度。
而Mn、P等元素却有增大晶粒的倾向。
应该指出,钢中随着含碳量的增加,奥氏体晶粒也随着长大。
但当含碳量增加
到一定程度时,由于奥氏体晶界上存在着未熔的二次渗碳体,反而会阻碍奥氏体的
长大。
B、热加工工艺
奥氏体的粗化温度还与钢材的热轧或者锻造工艺有关。
C、预先热处理工艺
通过预先热处理,不仅改变钢的原始组织,而且还改变钢中AlN相的大小、数
量及分布,从而影响加热时奥氏体的长大倾向。
五、钢在冷却时的转变
1、冷却条件对钢机械性能的影响
钢经加热获得均匀奥氏体,一般只是为实现热处理的目的创造了一个前提条
件。
热处理后钢的性能是由随后冷却所得到的组织来决定的。
因此,控制奥氏体在
冷却时的转变过程是获得所需要性能的关键。
实际生产中控制奥氏体转变的冷却方
式有两种:
一种是大量采用的连续冷却:
即由高
温连续冷却下来,如随炉冷却、空冷、油
冷、水冷等,如图中曲线2所示。
另一种是等温冷却:
即由高温快速冷
却到某一温度,等温停留一段时间,然后
再冷却下来,如图中曲线1所示。
下表列出了40Cr钢经同样奥氏体化后,不同冷却条件对其的影响。
可
以看出,同样的奥氏体经过不同冷却之后,性能显著不同,强度要相差几
倍。
这是由于在不同的冷速之下,奥氏体的过冷度不同,转变产物的组织
便不同,因而其性能也不同。
钢在铸造、锻制、焊接后,也都要经过由高温到室温的冷却过程,实质
上也是个冷却转变过程,应正确控制,否则也会形成缺陷。
钢在冷却时的转变规律,不仅是制定热处理工艺所依据的原理,也是制
定热加工后的冷却工艺的理论依据。
为什么冷却方式不同,奥氏体转变产物的组织就不同?
奥氏体在冷却过
程中是怎样转变的?
受哪些因素影响以及怎样控制这些因素才能获得所需
要组织和性能?
要回答这些问题,就必须研究奥氏体的冷却转变规律。
通常采用两种方法:
一种是在不同过冷度下等温测定奥氏体的转变过
程,绘出奥氏体等温转变曲线;另一种是在不同冷速的连续冷却过程中测
定奥氏体的转变过程,绘出奥氏体连续冷却转变曲线。
这两种曲线在热处理中的作用很大。
2、过冷奥氏体等温转变曲线
过冷奥氏体等温转变:
是将奥氏体迅速冷却到临界温度以下的某一温度,并在此温度下进
行保温,在等温过程中发生的转变。
把综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下等温转变的过程参数如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就叫做过冷奥氏体等温转变曲线,叫做C-曲线。
A、共析碳钢C-曲线建立:
C-曲线是
利用过冷奥氏体转变产物的组织形态或物
理性质的变化来测定的。
常用的有金相法、
磁性法等。
以金相法为例,介绍建立过程。
v首先将共析钢制成10×1.5mm的圆片
试样,分为若干组,每组几个试样。
试样
在同样条件下奥氏体化,获得均匀奥氏体。
v然后,把各组试样分别迅速冷却到A1以
下不同温度,如700、650、600、…等温
浴槽中进行等温,同时记录时间,每隔一
定时间取出一个试样,这样就把不同时刻的
等温状态固定下来,如图示。
v进行金相分析。
凡是等温时未转变的奥氏体,水冷后就变为马氏体和残余奥氏体,呈白亮
色。
而等温转变产物则原样保留下来,呈暗黑色。
v通过金相分析,作出各温度下奥氏体转变量和
时间的关系曲线,即奥氏体等温转变动力学曲线,
如图示。
从图中可以找出奥氏体在各温度下转变开
始时间(以转变量为1%时间为转变开始点),及
转变终了时间(转变量为99%时间作为转变终了点)。
v将各个温度的转变开始时间和转变终了时间都
绘在温度-时间坐标中,再分别把所有转变开始时
间(a1、a2、…)及转变终了时间(b1、b2、…)
连接起来,便绘成C-曲线,如图b所示。
图中,a1a2…曲线为奥氏体开始转变线,其左
边Ⅰ区是尚未转变奥氏体区;b1b2…曲线为奥氏体
转变终了线,右边Ⅲ区是奥氏体转变终了区。
Ⅱ区
是过冷奥氏体和转变产物共存区。
其上部向A1线
趋近而不相交,其下部与马氏体转变开始线MS相交。
B、由共析钢C-曲线可看出规律性:
a)过冷奥氏体各温度的等温转变不是瞬间
开始,而需要孕育期。
孕育期长短随过冷度而
变化。
越靠近A1点,孕育期越长。
随着过冷度
增加,孕育期缩短,在约570℃到极小。
此后
孕育期随过冷度增大而变长。
即孕育期随过冷
度的变化出现了“长-短-长”的变化规律。
b)转变终了时间随过冷度的变化和孕育期
相似,出现了慢-块-慢的变化规律,曲线呈C
形。
孕育期长短反映出过冷奥氏体稳定性大小。
在C-曲线鼻尖570℃处,孕育期最短,过冷奥
氏体最不稳定,转变最快。
靠近A1点和MS点的
温度,孕育期长,过冷奥氏体稳定,转变很慢。
c)对共析钢来说,在A1以下,过冷奥氏体
发生三种不同转变:
C-曲线鼻子以上A1~500℃间,发生珠光体转变,为珠光体区。
在C-曲线
鼻子以下约550℃~MS点间,发生贝氏体转变,为贝氏体区。
在MS线以下,为马氏体区。
正是由于转变性质和转变产物的组织、形态的不同,所以钢的硬度随温度的降低而升高。
3、过冷奥氏体在连续冷却中的转变
生产上大多数热处理是在
连续冷却条件下进行的。
如普
通水冷淬火、炉冷退火和空冷
正火等。
钢在铸造、锻轧、焊
接之后,也大多采用空冷、坑
冷等连续冷却方式。
所以研究
过冷奥氏体连续冷却中的转变
规律,对指导生产有重要意义。
如前所示,奥氏体等温转变规律可以用C-曲线表示出来。
同样地,奥氏体
连续冷却转变的规律也可以用另一种C-曲线表示出来,这就是连续冷却C-曲线。
目前测得比较完善的连续冷却C-曲线如图1-38所示。
A、连续冷却C-曲线的建立:
连续冷却C-曲线的测定方法通常有综合
应用热分析法、金相法和膨胀法。
以金相法为例,简要介绍共析钢的连续
冷却C-曲线的测定过程。
v用若干组共析钢小圆片试样,经同样奥
氏体化后,每组试样各以一个恒定的速度连
续冷却,每隔一段时间取出一个试样淬入水
中,见图1-39,将高温转变的状态固定到室
温,然后进行金相分析,求出每种转变的开
始温度、开始时间和转变量。
v将各冷速下的数据综合绘在温度-时间的
坐标中,连接物理意义相同的点,便得到共
析钢的连续冷却C-曲线,如图1-40所示。
B、共析钢的连续冷却C-曲线分析:
只有珠光体转变区和马氏体转变区。
由图可
看出,珠光体转变区由三条曲线构成:
左边一条
是转变开始线,右边是转变终了线,下面是转变
中止线。
马氏体转变区则由两条曲线构成:
马氏
体开始转变的温度上限MS线,和冷速下限VC’线。
连续冷却C-曲线清楚地反映了过冷奥氏体在
各冷速下连续冷却过程中,将会发生的各种转变
以及各种转变进行的温度、时间和转变量。
用连续冷却C-曲线分析不同冷速下转变过程
和产物时,应沿着C-曲线由左上方向右下方来读。
如当冷速为5.6℃/s时,当冷却曲线和珠光体
转变开始线相交时,便开始→P转变,与终了线
相交时,转变即结束,形成100%珠光体。
当冷速为33.3℃/s时,转变情况如前,仍形成100%珠光体。
只是转变的开始和终了温度
降低,转变时间缩短。
若再增大冷速,则冷却曲线只与P开始线相交,不再与转变终了线相交,而是与中止线相
交。
奥氏体部分转变为珠光体,剩余奥氏体一直要冷到MS线以下才转变为马氏体。
此后,随
着冷速加大,珠光体转变量越来越少,马氏体转变量越来越多。
当冷速增加到138.8℃/s时,
冷却曲线不再与转变开始线相交,奥氏体不再珠光体转变,而全部过冷到马氏体区,只发生
马氏体转变。
此后增大冷速转变情况不再变化。
上述分析可见,图中VC和VC’是两个临界冷却
速度。
当冷却速度小于VC’时,只发生珠光体转变;
大于VC’时,则先后发生珠光体转变和马氏体转变。
大于VC时,只发生马氏体转变。
所以VC是保证奥
氏体连续冷却过程中不发生分解而全部过冷到马氏
体区的最小冷速,叫做上临界冷速。
VC’则是保证
奥氏体在连续冷却过程中发生全部分解而不转变为
马氏体的最大冷速,称为下临界冷速。
钢在淬火时的冷却速度应大于上临界冷速VC,
而在铸造、锻轧、焊接以后的冷速应小于VC’。
C、连续冷却与等温转变之间的关系
连续冷却过程可以看成是无数个微小的等温过程,在经过每一温度时都
停留了一个微小时间。
连续冷却过程就是在这些微小过程中孕育、发生和
发展的。
连续冷却过程实质上是由无数个微小等温转变过程组成的,所
以,在连续冷却过程中,只能出现已有的等温过程,而不会出现任何新的
变化。
而且每种转变只能在自己的温度区间内。
如果在连续冷却过程中,某一转变在自己的温度区内达到了孕育期的要
求,这一转变就出现并发展;如果达不到孕育期的要求,这一转变就不会
出现。
已经在进行的转变,一旦冷到自己的温度区以下,便立即停止。
4、过冷奥氏体转变曲线的应用
A、根据过冷奥氏体转变曲线可制定等温退火、等温淬火、分级淬火的温度、
时间等参数。
还可确定形变热处理的温度范围。
B、分析转变产物
利用等温转变曲线近似地估算在实际热处理条件下,奥氏体的转变过程及转变
产物。
方法就是把已知的冷却曲线叠加在等温转变曲线上,看其与等温转变的交
点,就可以定性地判断某钢在这种冷却条件下的转变温度范围及其产物。
利用连续冷却转变曲线,可较精准地估计实际热处理条件下,所能得到的组织
和硬度。
C、利用过冷奥氏体连续冷却转变曲线,不仅可以分析不同焊接方法得到的热
影响区组织和性能冷却的变化,判断那种焊接方法可不降低性能,而且还可以分析
焊接产生裂纹的倾向。
5、钢热处理后常见的几种组织形态
A、珠光体:
珠光体是铁素体和渗碳体的机械混合物。
根据渗碳体形状,珠
光体分为两种:
一种是片状珠光体,如图1-45所示。
另一种是粒状珠光体,渗碳体
呈颗粒状均匀分布在铁素体基体上。
根据片层间距大小,珠光体又可分为珠光体
P、索氏体S、屈氏体T三种。
在光学显微镜下放大400倍以上便能看清珠光体(图
(a),放大1000倍以上就能看清索氏体(图b)。
在光镜最大倍数下也看不清屈氏体,
必须用电子显微镜放大几千倍以上,才能看清屈氏体片层结构(图(c)、(d))。
v珠光体P、索氏体S、屈氏体T三者实际上是同一种组织,只是渗碳体片
的厚度不同,因而片层间距不同罢了。
转变温度越低,即过冷度越大,则
形成的珠光体组织越细,片层间距越小,硬度越高。
v片状珠光体的性能主要取决于片层间距,片层间距越小,则珠光体的强
度和硬度越高,同时塑性和韧性也变好。
渗碳体的强化作用并不是依靠本
身的强度,而是依靠相界面强化。
渗碳体与铁素体的相界面增强了位错运
动的阻力,因而提高了强度和硬度。
v在相同硬度下,粒状珠光体比片状珠光体的综合力学性能要优越得多。
这是由于粒状Fe3C不易产生应力集中和裂纹的原因。
B、马氏体:
是碳在-Fe中的过饱和间隙固溶体,具有体心正方点阵结构,如图示。
由Fe-Fe3C相图可知,在723℃时-Fe
的最大溶碳量为0.02%。
在室温下几乎不
溶碳。
而马氏体转变时,奥氏体的碳量将
全部“冻结”在马氏体中,而且这些过饱和
固溶碳原子优先分布在沿着C轴的扁八面
体间隙中,从而使-Fe的体心立方结构发
生正方畸变。
淬火钢中的马氏体,按其金相形态可
分为两种主要类型:
一种是片状马氏体,
另一种是条状马氏体。
片状马氏体出现在高碳钢淬火组织中,也叫高碳马氏体。
条状马氏体出现在低
碳钢淬火组织中,也叫低碳马氏体。
v片状马氏体在光学显微镜下呈针
片状或竹叶状,组织中白亮针状组
织就是片状马氏体,暗色部分是残
余奥氏体。
一经低温回火,片状马
氏体就变成黑色针状,而残余奥氏
体就变成白色。
片状马氏体的立体形态是双透
镜状,如图示。
片状马氏体的亚结
构为细微的孪晶,又叫孪晶马氏体。
v条状马氏体在光学显微镜下呈板条状,
平行成束分布。
在一个奥氏体晶粒中,可
能形成几块不同位向的板条马氏体,每个
马氏体条的立体形态为长条柱状晶体,其
断面为椭圆形。
在电镜下,每个条状马氏
体内部,还有大量位错,这些位错不均匀
分布,形成胞状亚结构,叫做位错胞。
所
以条状马氏体又叫做位错马氏体。
v钢的含碳量对马氏体的形态有显著影
响,含碳量小于0.2%的钢几乎全部是板条
马氏体,而含碳量大于1.0%的钢几乎全部是片状马氏体,含碳量在这两者之间的钢
为两种马氏体的混合组织。
马氏体的性能主要取决于它的含碳量,如图示。
含碳量小于0.5%时,马氏体强度和硬度
随含碳量升高而急剧增大。
片状马氏体
的性能特点是硬度高而脆性大,条状马
氏体具有高的强韧性。
马氏体转变有以下特点:
v固定的MS点:
对于一般工业用碳钢
和合金钢来说,马氏体转变没有孕育期,
只要过冷到MS点,任何冷速也不能抑制
它的转变。
v高速形成、瞬间长大:
马氏体形成
速度很快,瞬时形核,瞬时长大。
v降温形成:
马氏体转变开始后,只有继续冷却,转变才能继续进行,马氏体量才会越来越
多。
如冷却中断,转变就停止。
当冷却到Mf点,转变结束,该温度为马氏体转变终了点。
v转变不完全:
通常马氏体转变时,即使冷到Mf点,也不能得到100%马氏体,总会保留有
一定数量的未转变的奥氏体,叫残余奥氏体,常用’表示。
C、贝氏体:
共析成分的奥氏体过冷到约550~240℃中温区停留,便发生奥氏体向贝氏体转
变。
为了获得贝氏体,除等温淬火方法外,也可在钢中加入合金元素,冶炼成贝氏体钢。
贝氏体是奥氏体在中温区的转变产物,
是由含碳过饱和的铁素体与碳化物组成的
两相混合物,其组织和性能不同于珠光体。
贝氏体组织形态多种多样,随着奥氏
体成分和转变温度不同而变化。
钢中贝氏
体有两种典型形态:
羽毛状的上贝氏体,
如上图示,形成于中温区上部。
针片状的
下贝氏体,如下图示,形成于中温区下部。
上贝氏体有点像条状马氏体,而下贝氏
体有点象片状马氏体。
不同的贝氏体组织,其性能差别很大。
其中以下贝氏体的性能最好,它具有高的
强度和韧性。
上、下贝氏体是铁素体和碳化物的非层状混合物,因此,其性能主要取决于铁
素体的晶粒大小、单位面积内碳化物颗粒的数量及分布状态。
D、魏氏体
在实际生产中,在铸造、热轧(锻造)时的砂冷或者空冷,焊缝或者焊缝热影
响区的空冷,或当工件加热温度过高(过热)继而以一定的冷却速度冷却以后,都
会形成魏氏组织。
魏氏组织是一种热缺陷,显著降低钢韧性和塑性,图(a)、(b)、(c)分别为亚共
析钢中典型的魏氏组织。
其组织特征是先共析铁素体或渗碳体沿着奥氏体的一定晶
面呈针片状析出,由晶界插入晶粒内部,基体为珠光体。
魏氏组织以及经常伴生的粗晶
组织,会使钢的机械性能,尤其是
塑形和冲击韧性显著降低。
实际生
产中经常遇到的大多是铁素体魏氏
组织。
六、钢的热处理工艺
热处理的基本工艺是“四火”(即退火、正火、淬火和回火),表面淬
火和化学热处理。
我们主要介绍钢的基本热处理工艺,以“四火”为重点。
1、钢的加热
A、加热的目的和要求
热处理的第一道工序就是把钢加热到临界点以上,目的是为了得到奥氏
体。
这是因为珠光体、贝氏体、马氏体都是由奥氏体转变而来的。
因此,
为了获得其中任何一种组织
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