第1章 金属和合金的晶体结构

1.1金属原子的结构特点：最外层的电子数很少，一般为1～2个，不超过3个。

金属键的特点：没有饱和性和方向性

结合力：当原子靠近到一定程度时，原子间会产生较强的作用力。结合力＝吸引力＋排斥力结合能＝吸引能＋排斥能（课本图1.2）

吸引力：正离子与负离子（电子云）间静电引力，长程力

排斥力：正离子间，电子间的作用力， 短程力

固态金属原子趋于规则排列的原因：当大量金属原子结合成固体时，为使固态金属具有最低的能量，以保持其稳定状态，原子间也必须保持一定的平衡距离。

1.2晶体：基元在三维空间呈规律性排列。晶体结构：晶体中原子的具体排列情况，

也就是晶体中的这些质点在三维空间有规律的周期性的重复排列方式。

晶格：将阵点用直线连接起来形成空间格子。晶胞：保持点阵几何特征的基本单元

三种典型的金属晶体结构（要会画晶项指数，晶面指数）

共带面：平行或相交于同一直线的一组晶面组成一个晶带，这一组晶面叫做共带面

晶带轴：同一晶带中所有晶面的交线互相平行，其中通过坐标原点的那条直线。

多晶型转变或同素异构转变：当外部的温度和压强改变时，有些金属会由一种晶体结构向另一种晶体结构转变。

1.3合金：两种或两种以上金属元素，或金属元素与非金属元素，经熔炼、烧结或其它方法组合而成并具有金属特性的物质。组元：组成合金最基本的独立的物质，通常组元就是组成合金的元素。相：是合金中具有同一聚集状态、相同晶体结构，成分和性能均一，并以界面相互分开的组成部分 。固溶体：合金的组元通过溶解形成一种成分及性能均匀的、且结构与组元之一相同的固相，称为固溶体。与固溶体结构相同的组元为溶剂，另一组元为溶质。

固溶体的分类：按溶质原子在溶剂晶格中的位置：置换固溶体与间隙固溶体。按溶质原子在固体中的溶解度：分为有限固溶体和无限固溶体 。按溶质原子在固溶体内分布规则：分为有序固溶体和无序固溶体 固溶强化：在固体溶液中，随着溶质浓度的增加，固溶体的强度、硬度提高，塑性韧性下降。

间隙相：当非金属原子半径与金属原子半径的比值小于0.59时，将形成具有简单晶体结构的金属间化合物。间隙化合物：与间隙相相反（比值大于0.59）。

1.4点缺陷：⑴空位 ⑵间隙原子 ⑶置换原子。线缺陷：线缺陷就是各种类型的位错。它是指晶体中的原子发生了有规律的错排现象。（刃型位错 、螺型位错、混合型位错）滑移矢量：表示位错的性质，晶格畸变的大小的物理量（刃型位错的柏氏矢量与其位错线相垂直；螺形位错的柏氏矢量与其位错线平行。）。 面缺陷：晶体的面缺陷包括晶体的外表面（表面或自由界面）和内界面两类，其中的内界面又有晶界、亚晶界、

小角度晶界、大角度晶界：两相邻晶粒位向差小于或大于10°

相界面的结构有三类：共格界面、半共格界面、非共格界面

习题3 、5做一下

第2章 纯金属的结晶

2.1结晶：结晶是指从原子不规则排列的液态转变为原子规则排列的晶体状态的过程。 同素异构转变：金属从一种固态过渡为另一种固体晶态的转变

过冷度：理论结晶温度与实际结晶温度之差。过冷是结晶的必要条件。（金属不同过冷度也不同，金属纯度越高过冷度越大。过冷度的速度取决于，冷却速度越大过冷度越大实际洁净无度越低，反之）

金属结晶:孕育—出现晶核—长大—金属单晶体

2.2从液体向固体的转变使自由能下降. 液态金属结晶时，结晶过程的推动力是

自由能差降低（△F）是自由能增加，阻力是自身放热

2.3近程有序：在液体中的微小范围内，存在着紧密接触规则拍了的的原子集团。

远程有序：在大范围内原子时无序分布的，在晶体中大范围内却是有序排列的。

结构起伏或相起伏：近程有序在金属液体中各处瞬间出现、瞬间消失、此起彼伏、变化不定的现象。液态金属重要特点：存在着相起伏，只有在过冷液体中的相起伏才能成为晶胚。

2.4固态晶核两种形核方式：均匀形核（是指完全依靠液态金属中的晶胚形核的过程）

非均匀形核（是指晶胚依附于液态金属中的固态杂质表面形核的过程）。

晶核半径与△G的关系：当 r<rk 时，晶胚的长大使系统自由能增加，晶胚不能长大。

r＝rk时,△G最大，这样的晶胚称为临界晶核，rk为临界晶核半径。

r>rk时,晶胚成为稳定的晶核。临界晶核半径：晶胚刚好可以自发的长大成为稳定地晶核时的半径叫做临界晶核半径

均匀形核是在过冷液态金属中，依靠结构起伏形成大于临界晶核 的晶胚，同时必须从能量起伏中获得形核功，才能形成稳定的晶核。形核功：半径为临界晶核半径的晶胚继续长大成为稳定晶核所需要做的最小功 形核率N受两个矛盾的因素控制，一方面随过冷度增大， rk 、 减小，有利于形核；另一方面随过冷度增大，原子从液相向晶胚扩散的速率降低，不利于形核。形核率可用下式表示：N=N1N2

2.5决定晶体长大方式和长大反方式主要原因：晶核界面结构、界面附近的温度分布及潜热的释放和逸散条件。生长线速度：单位时间内晶体长大的线速度。

活性质点：满足点阵匹配原理的界面，可对形核起催化作用。

变质处理：在浇注前往液态金属中加入形核剂，促进大量非均匀形核来细化晶粒的方法

变质剂：能提供结晶核心，或起阻止晶粒长大的作用的物质。

晶体长大的机制：二维晶核长大机制、螺形位错长大机制、垂直长大机制。常温下，金属晶粒越细小，则强度硬度越高，塑性韧性也越好

细化晶粒的方法：（1）提高过冷度。降低浇铸温度，提高散热导热能力适用于小件。（2）化学变质处理，加入形核剂（孕育剂）。促进非均匀形核，阻碍晶粒长大。（3）振动和搅拌。输入能量提高形核率；使凝固过程中正在长大的晶体破碎，增加核心。

第3章 二元合金相图和合金的凝固（掌握二元合金图）

相图: 是表明合金系中各种合金相的平衡条件和相与相之间关系的一种简明示图

平衡: 是指在一定条件下合金系中参与相变过程的各相的成分和质量分数不再变化所达到的一种状态。影响相结构的因素：1、负电性因素 2、原子尺寸因素 3、电子浓度因素

建立相图的方法：热分析法，金相组织法，X射线分析法，硬度法，电阻法，热膨胀法，

相律：热力学平衡条件下，系统的组元数、相数和自由度数之间的关系。表达式：f=c-p+2; 压力为常数时，f=c-p+1。杠杠定律：（书上p67公式牢记）

有序固溶体: 又称为超点阵，溶质原子按适当比例并按一定顺序和一定方向围绕溶剂原子分布时就形成有序固溶体。

置换固溶体：指溶质原子位于溶剂晶格的某些节点位置所形成的固溶体。

间隙固溶体：溶质原子填入溶剂原子间的一些间隙中形成的固溶体。

晶格畸变：由于异类原子的溶入或塑性变形等原因造成的点阵中的原子偏离其正常平衡位置的现象。 影响固溶度的因素：1、原子尺寸因素 2、负电性因素 3、电子浓度因素 4 、晶体结构因素 5、温度因素 只有r溶质 / r溶剂<0.59 时，才有可能形成间隙固溶体。 金属间化合物一般具有高熔点、高硬度、和脆性大。分类：1、正常价化合物 2、电子化合物 3、间隙相合间隙化合物。

固溶体合金结晶两大特点：1 异分结晶－结晶时结晶出的固相与液相成分不同，也称为选择性结晶。2变温结晶－固溶体合金的结晶需要在一定温度范围内进行。

晶内偏析：一个晶粒内部化学成分不均匀现象。枝晶偏析：树枝晶的枝干和枝间化学成分不均匀的现象。

消除枝晶偏析：扩散退火或均匀化退火

对偏析的影响：1.与分别配系数K0有关（k0大于1，k0值越小偏析越大；k0大于1，k0越大偏析越大）

2.原子扩散（成反比）3.冷却速度（一般冷却速度越大偏析越严重）

成分过冷：液界面前沿液相中的成分有所差别，导致固液界面前沿的熔体的温度低于实际液相线温度，从而产生的过冷。

四种相图（又要有术记住的）

共晶反应式为Ld←→αc+βe共晶反应的特点是发生共晶反应时三相共存，它们各自的成分是确定的，反应在恒温下平衡的进行。

第四章 铁碳合金

铁素体：碳溶于α铁中的间隙固溶体，体心立方晶格，性能与纯铁基本相同，塑性和韧性很好，但其强度

很低居里点也是770℃，最大溶碳能力727℃时为0.0218%。

奥氏体：碳溶于γ铁中的间隙固溶体，面心立方晶格，塑性很好，但具有顺磁性，比容最小。最大溶碳能

力1148℃时为2.11%。

δ铁素体：碳溶于δ-Fe中的间隙固溶体。体心立方晶格，最大溶碳能力1495℃时为0.09%。

渗碳体：铁与碳形成的间隙化合物Fe3C。属正交晶系，复杂立方晶格。具有很高的硬度，但塑性很差，延

伸率接近于零，居里温度为230℃，又称A0转变。含碳量6.69%

P110图4.5 、P119图4.21（两图要求默写想办法记住）

第六章金属及合金的塑性变形与再结晶

取向因子、软取向、硬位向（书上自己背，有点难打这字）

滑移：晶体的一部分相对于另一部分沿某些晶面和晶向发生滑动时晶体产生塑性变形的方式。滑移线：经塑性变形，滑移面与晶体表面的交线。滑移系：由一个滑移面与其面上的一个滑移方向组成的滑移系。滑移带：由一族相互平行的滑移线组成的带称为滑移带。

丝织构：在拉拔时形成，特征是各晶粒的某一晶向与拉拔方向平行或接近平行。

板织构：在轧制时行成，特征是各晶粒的某一晶面平行于轧制平面，而某一晶向平行于轧制方向。

孪生：晶体的一部分沿一定的晶面（孪晶面）和一定的晶向（孪生方向），相对于另一部分晶体作均匀的切

变过程。

晶界强化的原理：1、由于晶界的增多，使位错在晶界处运动受到的阻碍加大。2、由于各晶粒间存在位向

差，为了协调变形，要求每个晶粒必须进行多滑移，发生位错的交割，使位错运动困难。3、

小晶粒内位错塞积群引起的应力集中小，引起变形开裂的机会少，可以承受大变形量。

加工硬化及原理：金属材料在外力作用下发生塑性变形的过程中，由位错增殖机构产生了越来越多的位错，

形成胞状形变亚结构，使亚晶粒细化，提高了基体强度。同时这些位错发生相互交割，一方面

形成割阶，增大了位错的长度；另一方面可能形成一种使位错难以运动的固定割阶。成为后续

位错运动的障碍。提高了金属的变形抗力。使材料的塑性、韧性下降的现象。

残余应力分类：（残余应力在第一、二、三类内应力中的分配为：1：10：100）

1、 宏观内应力（第一类内应力），由物体各部分变形不均匀产生，在物体整个范围内处于平衡的力。

2、 微观内应力（第二类内应力），由晶粒或亚晶粒变形不均匀产生，在晶粒亚晶粒范围处于平衡的力。

3、 点阵畸变（第三类内应力），储存在晶体缺陷中。

3退火过程包括：回复、再结晶、晶粒长大 三个阶段。

回复：冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前所产生的某些亚结构和性能的变化过程。 再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒。而性能也发生了明显变化，并恢复到完全软化状态。再结晶的驱动力也是弹性畸变能的降低。

影响再结晶温度的因素主要有：1、变形程度 2、金属纯度 3、加热速度和时间 影响再结晶晶粒大小的因素：1、变形程度 2、原始晶粒尺寸 3、合金元素和杂质 4、变形温度（温度 回复程度越大） 再结晶晶粒正常长大的驱动力：晶粒长大前后总的界面能差。 影响再结晶晶粒长大的因素：1、温度 2、杂质及合金元素 3、第二相质点 4、相邻晶粒之间的位向差。 超塑性：某些材料在特定条件下进行拉伸时，能获得特别大的均匀塑性变形，其伸长率可达200～1000%，而不致过早产生缩颈和断裂，这种现象

临界变形度：对应于得到特别粗大的再结晶晶粒的变形度叫做临界变形度。再结晶晶粒反常长大叫做二次再结晶。

带状组织：复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替的呈带状分布，这种组织称为带状组织.可用正火消除.

第7章 钢在加热和冷却时的转变

热处理：通过对材料进行加热、保温、冷却的操作方法使钢的组织结构发生变化，以获得所需性能的一种工艺。

奥氏体的形成四个步骤：①奥氏体晶核的形成②奥氏体晶粒长大③残余渗碳体溶解

④奥氏体成分均匀化

影响奥氏体形成速度的因素：1.加热温度的影响2.原始组织的影响3.化学成分的影响

1.奥氏体的晶粒度：通常分为8级，1级最粗，8级最细，8级以上为超细晶粒。

a、起始晶粒度：指珠光体刚刚全部转变为奥氏体时的晶粒度。b、实际晶粒度：指钢在具体的热处理或热加工条件下实际获得的奥氏体晶粒度c、本质晶粒度：不是指具体的晶粒大小，只表示钢的奥氏体晶粒长大的倾向性

2．影响奥氏体晶粒长大的因素1.加热温度和保温时间的影响2.加热速度的影响3.质量分数的影响4.合金元素的影响。

过冷奥氏体 ：在临界点以下存在且不稳定的将要发生转变的奥氏体。

珠光体型转变：过冷奥氏体在A1~550℃温度范围内，将分解为珠光体类组织。高温转变

珠光体分为三类：珠光体（A1~650℃）索氏体（650~600 ℃ ）屈氏体（600~550 ℃ ）

粒状珠光体：铁素体基本上分布着粒状渗碳体的组织。一般是经过球化退火得到或淬火后经中、高温回火得到的粒状珠光体的机械性能主要决定于渗碳体颗粒的大小、形态与分布。

马氏体：碳在α－Fe中的过饱和间隙固溶体。

马氏体转变：钢从奥氏体状态快速冷却，在较低温度下发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。

、过冷A必须以大于临界淬火速度的速度冷却 2、必须过冷到Ms点以下。

1、 板条状M：亚结构为高密度位错，又称为位错M，其形成后由于温度较高发生自回火，容易形成体心

立方M

空间形态：扁条状的，每个板条为一个单晶体，相邻的板条之间往往存在薄壳状的残余奥氏体。 性能特点：高强度、高硬度、韧性和塑性好。

1、 片状M：亚结构为孪晶，又称孪晶马氏体。存在大量显微裂纹。

空间形态：为双凸透镜状，光学显微镜下呈针状或竹叶状

性能特点：高强度、高硬度、韧性很差。

1、固溶强化（过饱和的C的溶入造成严重晶格畸变，形成与位错交互作用的强烈应力场）

2、相变强化（M相变形成的高密度位错的板条状M或者是具有微细孪晶亚结构的片状M都阻碍位错的运动）

3、时效强化（时效后C及合金元素的偏聚形成科氏气团，钉扎位错，提高强度）

、无扩散性2、切变共格性3、存在惯习现象4、在一个温度范围内进行 5、可逆性 贝氏体是铁素体和碳化物组成的机械混合物。下贝氏体是铁素体和ε碳化物组成的机械混合物。 600—350℃转变形成的是B上特征是 羽毛状。强度低，韧性差。

350—Ms转变形成的是B下特征是 黑色针状。具有高密度位错，无孪晶亚结构，强度和韧性都很好。 魏氏组织：含碳量小于0.6或大于1.2的钢当加热温度过高并以较快速度冷却时，先共析F或先共析Cm从

A晶界沿A一定晶面往晶内近于平行的生长，并呈针片状析出形成的针状F+P或Cm+P 组织叫

做魏氏组织。是钢的一种过热缺陷。

第八章钢的热处理工艺

完全退火：将工件加热至AC3以上20-30℃，经完全奥氏体化后进行缓慢冷却以获得

近于平衡组织的热处理工

扩散退火：又称均匀化退火，将铸件加热至略低于固相线的温度下长时间保温，然后

缓慢冷却以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺

球化退火：是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。

球化退火的作用：降低硬度、均匀组织、改善切削加工性，并为淬火作组织准备。

淬火：将钢加热到AC3或AC1以上一定温度，保温后以大于临界冷却速度的速度冷却，得到M（或B下）的工艺。

淬火方法：1、单一淬火法2、双液淬火法3、喷射淬火法4、分级淬火法5、等温淬火

淬火加热温度：亚共析钢AC3以上30—50℃；过共析钢AC1以上30—50℃

淬透性：表示A化后的钢在淬火时获得M的能力。大小用钢在一定条件下淬火获得的淬透层深度表示。 淬硬性：表示钢淬火时的硬化能力，用淬成马氏体可能得到的最高硬度表示，它主要取决于M中含碳量的大小。

低温回火：温度：150—250℃ 组织：回火M，特别适用于 高碳钢和高碳合金钢。

作用：减小内应力，并进一步提高钢的强度和塑性，保持优良的综合机械性能

中温回火：350—500℃ 回火T，主要用于 各种弹簧零件及热作模具钢

高温回火：温度：500—650℃ 组织：回火S，用于 中碳钢或低合金结构钢。

作用：经调质处理后，获得优良的综合机械性能。

P244习题6、7、8（老师说了，注意哦）

老师画的大部分都整理出来了，还有一些图表不好弄自己书上自己看看，这些占得分值还不足与让我们过，不要太依赖，书还是要看的。因为有点多要做小抄的话根据自己需要删减，作业记得复习复习。祝大家轻松考过。。。

第二篇：第二版金属学与热处理第九到十三章总结

第九章 钢的热处理原理内容提要：热处理是改善金属材料的使用性能和加工性能的一种非常重要的工艺方法。根据热处理后所要求的性能的不同，热处理的类型有多种多样，但所有的热处理工艺都包括加热、保温和冷却三个阶段。第一节 概述一、热处理的作用热处理是将钢在固态下加热到预期温度，并在该温度下保持一段时间，然后以一定的速度冷却到室温的一种热加工工艺。其目的是改变钢的内部组织结构，以改善其性能。预备热处理的目的：恰当的热处理工艺可以消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷，细化晶粒，消除偏析，降低内应力，使钢的组织和性能更加均匀。二、热处理与相图金属材料能进行热处理的条件：只有在加热或冷却时发生溶解度显著变化或者发生类似纯铁的同素异构转变，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。金属材料的特点之一是可以用热处理方法较大幅度地调整与改变其性能，这是由于金属材料在加热与冷却过程中内部组织结构发生了各种类型的变化的缘故。为了使钢件在热处理后获得所需要的性能，大多数热处理工艺（如淬火、正火和普通退火等）都要将钢件加热到高于临界点温度，以获得全部或部分奥氏体组织并使之均匀化，这个过程称为奥氏体化。然后通过不同的冷却制度，使奥氏体转变为不同的组织（包括平衡组织与不平衡组织），从而获得所需的性能。　　亚共析钢、过共析钢的奥氏体形成，以及先共析铁素体或二次渗碳体继续向奥氏体转变或溶解的过程，只有加热温度超过A3（亚共析钢）或Acm（过共析钢）后，才能全部转变或溶入奥氏体。特别地，对过共析钢，在加热到Acm以上全部得到奥氏体时，因为温度较高，且含碳量多，使所得的奥氏体晶粒明显粗大。　　应该指出，在Fe-Fe3C相图中A1、A3、Acm是平衡时的相变温度（称为临界点），在实际生产中加热速度比较快，相变是在不平衡的条件下进行的，因此相变点要比相图中所示的相变温度高一些，分别以Ac1、Ac3、Accm表示，理论相变温度和实际相变温度之间的差值称为过热度；同理，冷却时相变的临界点分别以Ar1、Ar3、Arcm表示,其差值称为过冷度。实际生产中相变的临界温度不是固定不变的，它随着加热和冷却速度的不同而变化。三、固态相变的特点1.相变阻力大2.新相晶核和母相之间存在一定晶体学位向关系3.母相晶体缺陷对相变起促进作用固态相变时，母相中各种晶体缺陷对相变有明显的促进作用。新相晶核往往优先在这些缺陷处形成。这是由于在缺陷周围晶格有畸变，自由能较高。母相晶粒

越细，晶界越多，晶内缺陷越多，则转变速度越快。4.易于出现过度相四、固态相变的类型1.扩散型相变：新相的生核和长大主要依靠原子进行长距离的扩散，或者说，相变是依靠相界面的扩散移动而进行的。相界面是非共格的。如珠光体转变、奥氏体转变。2.非扩散型相变：新相的成长通过类似塑性变形过程中的滑移和孪生那样，产生切变和转动进行的。相界面是共格的。如马氏体转变。3.过渡型相变：如贝氏体转变。第二节钢在加热时的转变一、共析钢奥氏体的形成过程　　钢在加热时奥氏体的形成过程是一个新相的形核、长大和均匀化的过程。以共析钢为例，根据Fe-Fe3C相图，加热前的原始组织为珠光体（即铁素体和渗碳体形成的机械混合物）。当加热到A1以上温度后，珠光体向奥氏体转变，转变包括以下四个基本的过程：　1）奥氏体的形核： 当钢加热到A1以上温度时，珠光体处于不稳定状态。首先，在铁素体与渗碳体的交界处产生奥氏体晶核，这是由于F和Fe3C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，既有利于铁的晶格由体心立方变为面心立方，又有利于Fe3C的溶解及碳向新生相的扩散。　2）奥氏体的长大：奥氏体晶粒长大是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和铁素体中的扩散和铁素体向奥氏体转变而进行的。铁素体向奥氏体转变速度比渗碳体溶解的速度快得多，因此，珠光体中的铁素体先消失。 也就是体心立方的铁向面心立方的铁的连续转变和Fe3C向奥氏体的不断溶解。通过碳原子的扩散，奥氏体的晶核从F和Fe3C相界面向两边长大。　3) 剩余渗碳体的溶解： 铁素体消失后，在t1温度下继续保温或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解，直到渗碳体全部消失。　4）奥氏体成分均匀化： 剩余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳的浓度仍不均匀。原先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，继续保温，通过扩散使奥氏体中含碳量逐渐均匀化，最终得到细小均匀的奥氏体。二、影响奥氏体形成速度的因素奥氏体的形成受原子扩散所控制。1.加热温度和保温时间　 奥氏体的形成需要孕育期，加热速度越快、温度越高，孕育期越短。2.原始组织的影响　 原始组织为片状珠光体时，其片层越细，越易形核，晶核长大速度越快，加快奥氏体的形成。奥氏体化最快的是淬火状态的钢，其次是正火状态的钢，最慢的是球化退火状态的钢。3.化学成分的影响　 ①碳：含碳量高，奥氏体的形核率和长大速度越大。②合金元素：首先

，合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。其次，合金元素改变了钢的临界点和碳在奥氏体中的溶解度，于是就改变了钢的过热度和碳在奥氏体中的扩散速度。此外，钢中合金元素在铁素体和碳化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。三、奥氏体晶粒大小及其影响因素3.1奥氏体晶粒度　　奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，奥氏体晶粒越细小，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧度越高。3.2 影响奥氏体晶粒长大的因素　　影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：　　①加热温度和保温时间的影响：加热温度越高、保温时间越长，形核率I越大，长大速度G越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。(温度升高，形核率增加，σ增加，r降低，σ/r增加，G′增大)　　②加热速度的影响：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度。　　③钢的化学成分的影响：⑴C%的影响。C%高，C 在奥氏体中的扩散速度以及Fe 的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过一定量时，由于形成Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。⑵合金元素影响。强碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb 等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。　　④钢的原始组织的影响：钢的原始组织越细，碳化物的弥散度越大，奥氏体晶粒越小。第二节 钢在冷却时的转变1 概述　　钢的常温性能不仅与加热时获得的奥氏体晶粒大小、化学成分均匀程度有关，更与奥氏体冷却转变后的最终组织有关。奥氏体化后的冷却方式有两种，等温冷却方式和连续冷却方式：一种是将奥氏体化后的钢急冷到A1以下某一温度，在此温度进行保温，使之发生组织转变，再冷到室温，称为等温冷却；另一种是将奥氏体化后的钢以某种速度连续冷却，使其在临界点以下的不同温度下转变，称为连续冷却。2 过冷奥氏体等温转变冷却图　　过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据，是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。　2.1过冷奥氏体等温转变图的建立　　　膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。　2.2奥氏体等温转变图的基本类型A1线以上钢处于奥氏体状态， A1线以下、 Ms线以上和转变开始成线之间区域为过冷奥氏体区，转变开始曲线和转变终了曲线之间为过冷奥氏体正在转变区，转变终了曲线

以右为转变终了区。根据转变温度和转变产物不同，共析钢C曲线由上至下可分为三个区：A1～ 550 ℃ 之间为珠光体转变区； 550 ～Ms之间为贝氏体转变区； Ms～Mf 之间为马氏体转变区。由此可以看出，珠光体转变是在不大过冷度的高温阶段发生的，属于扩散型相变，马氏体转变是在很大过冷度的低温阶段发生的，属于非扩散型相变．贝氏体转变是中温区间的转变，属于半扩散型相变。从纵坐标至转变开始线之间的线条长度表示不同过冷度下奥氏体稳定存在的时间，即过冷奥氏体留温转变开始所经历的时间，也就是前述的孕育期。孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低，反映过冷奥氏体的转变速度。由C曲线可知，共析钢约在 550℃左右孕育期最短，表示过冷奥氏体最不稳定，转变速度最快，称为 C 曲线的“鼻子”。A1线至鼻温之间，随着过冷度增大，孕育期缩短，过冷奥氏体稳定性降低，鼻温至 Ms线之间，随着过冷度增大，孕育期增大，过冷奥氏体稳定性提高。在靠近A1点和 Ms点附近温度，过冷奥氏体比较稳定，孕育期较长，转变速度很慢。为什么过冷奥氏体稳定性具有这种特征呢？这是由于过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度又取决于过冷度。随着过冷度增大，转变温度降低，奥氏体与珠光体自由能差增大，转变速度应当加快。但过冷奥氏体的分解是一个扩散过程，随着过冷度增大，原子扩散速度显著减小，形核率和生长速度减小．故过冷度增大又会使转变速度减慢。因此，这两个因素综合作用的结果，导致在鼻温以上随着过冷度增大。　　奥氏体等温转变图的形状象英文字母C，因此称“C”曲线或“TTT”图。“C”曲线有三个转变区(即珠光体、贝氏体和马氏体转变区)；五条线(即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、Ms和Mf)。A1线以上奥氏体稳定存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥氏体。第一条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)终了线；Ms为马氏体转变开始线，Mf为马氏体转变终了线。“C”曲线类型线共六种，它们分别为：　　①单一的“C”形曲线(B、P 区重合)：碳钢(亚共析钢、共析钢及过共析钢)、含Si、Ni、Cu、Co 钢等。　　②双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V 等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体转变速度影响较小。　　③双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W

、V 等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，共析钢“C”曲线珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体转变速度影响较小， 合金元素的加入，使B、P 转变的“C”曲线分离，分别使B、P转变的最小孕育期变长。　④只有贝氏体转变的“C”曲线：合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo 的加入，使扩散型的珠光体相变受到极大阻碍。(贝氏体钢18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)　⑤只有珠光体转变的“C”曲线：在中碳高Cr 钢3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13 等钢中出现。　⑥在马氏体转变的Ms 点以上整个温度区间不出现“C”曲线：这类钢通常为奥氏体钢高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。也可能有过剩碳化物的高温析出。C 曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。 C曲线下面还有两条水平线分别表示奥氏体向马氏体开始转变温度 Ms点和奥氏体向马氏体转变终了温度Mf点。Ms和Mf温度多采用膨胀法或磁性法等物理方法测定。3 影响过冷奥氏体等温转变的因素　3.1奥氏体成分的影响：过冷奥氏体等温转变的速度反映过冷奥氏体的稳定性，而过冷奥氏体的稳定性可在C曲线上反映出来。过冷奥氏体越稳定，孕育期越长，则转变速度越慢，C曲线越往右移。反之亦然。　(1)含碳量的影响　　随着奥氏体C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当C%增加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。随着C%进一步增加，奥氏体稳定降低，“C”曲线反而左移。同时C%越高，Ms点越低。非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小，“C”曲线左移。亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析铁素体形核率下降导致先析铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定性提高，珠光体转变孕育期增加，“C”曲线右移。过共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减少，“C”曲线左移。奥氏体中的含碳量越高，贝氏体转变孕育期越长，贝氏体转变速度越慢。故碳素钢C曲线下半部的贝氏体转变开始线和终了线随含碳量的增大一直向右移。　(2)合金元素的影响　　合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。总体上讲，除Co、Al 外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线右移。非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成

元素如Mn只改变“C”曲线位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti 等既使“C”曲线右移，又使其形状分成上下两部分。3.2奥氏体状态的影响：奥氏体晶粒尺寸：奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。反之“C”曲线左移。原始组织：钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的形核率越高，同时原始组织越细小有利于C 原子扩散，奥氏体形成时达到均匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高，“C”曲线右移。3.3应力和塑性变形的影响：变形：奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线右移。对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳化物(奥氏体中C%降低)，降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。4 珠光体转变　　钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维状珠光体和针状珠光体等。　　片状珠光体：F和Fe3C层片相间的机械混合组织。　　粒状珠光体：Fe3C 以粒状分布于F 基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。Fe3C 的量由钢的C%决定；Fe3C 的尺寸、形状由球化工艺决定。　　片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片Fe3C(或F)的平均距离S0称珠光体的片层间距。珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。4.1片状珠光体的形成、组织与性能　①珠光体分类　　根据珠光体片层间距S0的大小，可将珠光体分为三类：　　珠光体：用P表示；在A1～650℃较高温度范围内形成的珠光体比较粗，其片间距为0.6～1.0μm。光镜下观察到F与Fe3C呈层片状。　　索氏体：细片状珠光体，用S表示；在650～600℃温度范围内形成的珠光体，其片间距较细，约为0.25～0.3μm。光镜下难以区分F与Fe3C呈层片状，电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。　　托氏体：极细的珠光体，用T表示；在600～550℃更低温度下形成的珠光体，其片间距极细，只有0.1～0.15μm。光镜下无法分辨F与Fe3C的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。珠光体片层间距S0的大小，取决于过冷度ΔT 而与原奥氏体晶粒尺寸大小无关。　　S0 大小变化的原因：(1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到的珠光体由于形成温度高，C原子扩

散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距S0大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于ΔT增大，ΔG增大，形核率增加并且C原子扩散速度和距离变小，使S0变小。　②珠光体的晶体结构片状珠光体是F 和Fe3C 层片相间的机械混合组织。其中F 的晶体结构为体心立方；Fe3C为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关系。同时，先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。　③珠光体的形成机制(以共析钢为例)　　γ → α + Fe3C　　晶体结构： 面心立方 体心立方 复杂斜方　　　　C%： 0.77% 0.0218% 6.67%　　形核：(1)奥氏体晶界；(2)奥氏体晶内(奥氏体晶内有不均匀或未溶Fe3C 时)。满足(1)能量起伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论，现在认为都有可能成为领先相。　　长大：以Fe3C 为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时，过冷奥氏体中存在C浓度不均匀　(1)由于过冷奥氏体中存在C 浓度不均匀，导致C 原子扩散，C原子扩散破坏该温度下的C 浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出C 使碳浓度升高到C1，与Fe3C 相接的奥氏体形成Fe3C 使碳浓度降低到C2，其结果导致C 原子扩散再次发生。如此反复，珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。　(2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量Cγ为共析成分的含碳量，因为有C2≤Cγ≤C1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的C 原子向与Fe3C 相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的Fe3C；而与F相接的奥氏体中的C 原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F。　(3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相接铁素体中扩散。　(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶体学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。　(5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C原子扩散路程短，有利于扩散。　(6)Fe原子自扩散完成晶格改组。　　横向长大：奥氏体晶核内形成一片Fe3C，立刻就有两边F相连，搭桥机制。　　珠光体分枝长大：(反常长大)正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的，但在某些情况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个Fe3C，成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个原因导致珠光体反常长大。　④珠光体的机械性能取决于(1)层片间距S0；(2)珠光体团尺寸；(3)F亚结构。　　S0 减小，相界面增多，相界面阻碍位错运动

的能力增加，变形抗力提高，强度提高；另外S0减小，Fe3C变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。　　珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多，应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。　　铁素体亚结构为位错，亚结构尺寸越细，位错的量越多，受Fe3C 阻碍变形抗力越高，强度越高。4.2 粒状珠光体的形成、组织与性能　　片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C，从能量考虑，Fe3C球化是一个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲率半径越小，其溶解度越高，片状Fe3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解度，使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe3C尖角处将进一步溶解，Fe3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各处曲率半径相近的粒状Fe3C。　　片状Fe3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关，若Fe3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一界面张力，从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面，与平面相比具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的Fe3C 溶解而使曲率半径增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平衡，沟槽进一步加深。如此循环直至Fe3C片溶穿。　　　在A1温度以下片状Fe3C的球化是通过Fe3C 片的破裂，断开而逐渐球化的。(1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区；(2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。　　粒状珠光体性能：　　同一成分钢，P 粒相界面P 片少，强度低；塑性好是因为F呈连续分布，Fe3C颗粒分布在F基体上，对位错阻碍作用小。因此P 粒表现出(1)切削加工性能好；(2)冷塑性变形性能好；(3)加热时变形或开裂倾向小。4.3 伪共析体：这种由偏离共析成分的过冷奥氏体所形成的珠光体称为伪共析体或伪珠光体。　　亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出，在非共析钢成分下析出的共析组织(F+Fe3C)成为伪共析组织。5 马氏体转变　　钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变；5.1 马氏体的晶体结构、组织与性能　⑴马氏体的晶

体结构　　　马氏体是C 在α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。　①马氏体的点阵常数与C%的关系　　室温下马氏体的点阵常数与C%的关系由X-ray测得：　　　　　　　　　　　　c=a0+αρ a=a0-βρ 式9-1　　　随C%提高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。　②马氏体的点阵结构及畸变　　马氏体为C在α-Fe中的过饱和固溶体。C 原子处于Fe 原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在短轴方向的半径为0.19.，碳原子半径为0.77.，室温下C 在α-Fe 中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远此数。C 原子的溶入α-Fe 后使体心立方变成体心正方，并造成α-Fe非对称畸变，这个畸变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。　③新生马氏体异常正方度　　实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式9-1不符，与式(9-1)比较c/a相当低称异常低正方度(Mn 钢)；其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、b 轴缩短c 轴伸长)，与式(9-1)比较c/a相当高称异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长c轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近式(12-1)的正方度。C%增加，正方度偏差增加。　④产生异常正方度的原理　　若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C 原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C 原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C 原子是优先占据第三亚点阵的。但是C 原子全部占据第三亚点阵时与式(9-1)的测量结果也不吻合。而与80%C 原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。因此：具有异常低正方度的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果，而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时，出现a≠b 的正交点阵。温度回升到室温，C 原子重新分布，有序度增加，正方度升高。具有异常高正方度的新生马氏体，其C 原子接近全部占据第三亚点阵。但计算表明，即使C 原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有人认为，Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。　⑵马氏体的组织形态：一种板条状马氏体，另一种片状马氏体。①板条马氏体　　板条马氏体是在低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形

成的一种典型的马氏体组织。其显微组织是由许多成群的板条组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。其内有大量的位错。　显微结构：一个原奥氏体晶粒内可以有3~5个马氏体板条束，一个板条束内又可以分成几个平行的板条块；板条块间成大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为0.5×5.0×20μm。即：板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形的、非常稳定的、厚度约200.的残余奥氏体。　　亚结构：高密度位错(0.3~0.9×1012个)，局部也有少量的孪晶。　　位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}γ；马氏体和奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关系的原因尚不清楚。　　与C%的关系：马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚；0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚；0.6%＜C%＜0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条混杂生长，板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。　　与奥氏体晶粒的关系：试验表明，奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。　　与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。　②片状马氏体　　常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。　　显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。　　亚结构：孪晶，孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50.，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。　　位向关系：片状马氏体惯习面接近{225}γ 或{259}γ；马氏体和奥氏体符合K-S关系或西山(N)关系。　　与C%的关系：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条马氏体；0.3%＜C%＜1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；1.0%时＜C%时，全部为片状马氏体组织。

并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。　　与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越粗大。　　片状马氏体存在显微裂纹：片状马氏体显微裂纹是其形成时产生的，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，由于马氏体形成速度极快，相互撞击，同时还与奥氏体晶界撞击，产生相当大的应力场，另外由于片状马氏体含碳量较高，不能通过滑移或孪生等变形方式消除应力，因此片状马氏体出现显微裂纹。值得提出的是：板条马氏体板条之间夹角很小，基本相互平行，相互撞击的几率很小，即使偶有撞击，由于残余奥氏体的存在可以缓解应力，因此，板条马氏体没有出现显微裂纹。　⑶马氏体的性能：具有高硬度和高强度。　①强度和硬度　　钢中马氏体的硬度随含碳量的增高而增大，但当C%≥0.6%，淬火钢的硬度接近最大值，C%进一步增加，残余奥氏体含量增加，硬度值增加缓慢甚至下降。合金元素对马氏体的硬度影响不大。相变强化：马氏体切变形成造成晶体内产生大量的微观缺陷(位错、孪晶及层错等)使马氏体强化称相变强化。　　固溶强化：C 原子过饱和地溶入到α-Fe 中产生晶格严重畸变形成畸变偶极应力场，应力场与缺陷交互作用使马氏体强化。(C%＞0.4%时形成畸变偶极应力场具有抵消作用，引起马氏体强化不明显)　　时效强化：C 原子偏聚到位错线附近“钉扎”位错引起马氏体强化。-60℃以上时时效就能进行；室温下几分钟甚至几秒钟即可产生时效强化。　　马氏体形变强化：α-Fe 本身强度不高，由于马氏体相变产生塑性变形，塑性变形产生加工硬化(表现为缺陷增加以及相互缠结)使马氏体强化。　　原奥氏体晶粒大小和马氏体板条束大小对强度的影响：奥氏体晶粒细小，马氏体晶粒细小(虽然板条块不变，但板条束变小)，马氏体强度增高，但总的来看影响不大。细化晶粒对提高马氏体强度作用不明显。马氏体的韧性　马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构。　　高碳钢板条马氏体的韧性：亚结构为孪晶，有效滑移系少。回火时碳化物沿孪晶界不均匀析出增加脆性。马氏体内部存在显微裂纹。　　低碳钢板条马氏体的韧性： 马氏体形成时容易产生“自回火”，松弛了淬火应力，碳化物分布比较均匀(合金钢)。 位错网形成的胞状位错亚结构分布不均匀，存在低密度位错区，为位错移动提供了余地

，而位错开动可以缓解应力集中提高塑性。 无显微裂纹存在。 塑性变形时，位错的运动(滑移)比孪生容易进行。　③马氏体的相变塑性　相变塑性——金属及合金在相变过程中塑性增大，往往在低于母相屈服极限时发生塑性变形，这种现象称相变塑性。　马氏体的相变塑性——钢在马氏体相变的同时产生相变塑性的现象称马氏体的相变塑性。　　马氏体形成时可缓解或松弛局部应力集中，防止裂纹形成，即使形成裂纹也会由于马氏体相变使裂纹尖端应力集中得到松弛，从而抑制微裂纹扩展，提高塑性和断裂韧性。此外由于塑性变形区有形变马氏体形成，随着形变量的增加，形变强化指数提高，变形抗力增加，导致已塑性变形区再发生塑性变形困难，从而抑制颈缩的形成，使随后的变形发生其它部位，提高了塑性变形能力。　④物理性能　　马氏体比容最大，导致淬火变形、开裂，导致产生残余奥氏体。 马氏体为铁磁相，C%增加，磁饱和强度降低；电阻率高。　5.2 马氏体转变的特点形成条件　 满足两个条件：第一，过冷奥氏体必须大于临界淬火冷却速度冷却；第二，过冷奥氏体必须过冷到一定温度以下，以获得足够的相变驱动力。　（1）马氏体转变的无扩散性　钢中马氏体转变无成分变化，仅有晶格改组：γ-Fe(C)→α-Fe(C)。马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni合金20~-196℃)，扩散已无可能，并且转变速度极快(5×10-6秒完成)。原子协调移动，原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”)，相邻原子的移动位移不超过一个原子间距。　（2）马氏体转变的切变共格性　　马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起，并牵动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的，同时以第二类切应力共格切变，即以惯习面为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动，这种界面称“切变共格”界面。　（3）马氏体转变具有特定的惯习面和位向关系　惯习面：C%不同及形成温度不同，惯习面也不同，钢中常见的惯习面有三种，即：　(111)γ，(225)γ，(259)γ。　　含碳量对惯习面有影响。当C%＜0.6%时，惯习面为(111)γ；0.6%＜C%＜1.4%时，惯习面为(225)γ；C%＞1.4%时，惯习面为(259)γ；随着温度的降低，惯习面为(111)γ→(225)γ→(259)γ。惯习面为无畸变、无转动的平面。　（4）马氏体相变是在一个温度范围内进行的　　马氏体转变是在不断降温条件下完成的，有开始转变温度Ms和转变结束温度Mf；　　马氏体也有等温条件下形成的，无论降温还是等温转变，马氏体转变具有不彻底性，有残余奥氏体剩余，

需冷处理使残余奥氏转变为马氏体。　（5）马氏体转变的可逆性　　在某些非Fe 合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热，已形成的马氏体通过逆转变机制转变为奥氏体，称为马氏体的可逆转变。把马氏体直接向奥氏体的转变称为逆转变，逆转变的开始温度为As转变结束温度为Af。　5.3马氏体转变应用举例低碳钢或低碳合金钢采用强烈淬火可以获得几乎全部是板条状的马氏体不但得到较高的强度和塑、韧性的良好配合，而且还具有较低的缺口敏感性和过载敏感性。中碳低合金钢或中碳合金钢将得到板条状马氏体和片状马氏体的混合组织。如将这些钢种进行高温加热淬火，在屈服强度保持不变情况下，可以大幅度提高钢的韧性。这是由于高温加热使奥氏体化学成分均匀，消除富碳区，淬火冷却可在组织中少出现片状马氏体而获得较多量甚至全部的板条状马氏体。对于高碳钢件，为了获得较多的板条状马氏体，可以采用较低温度快速、短时间加热淬火方法，保留较多的未溶碳化物，降低奥氏体中含碳量并阻止富碳微区的形成。6 贝氏体相变　　钢中贝氏体是过冷奥氏体在中温区转变的产物，其转变温度位于珠光体温度和马氏体转变温度之间，因此称为中温转变。这种转变的动力学特征和产物的组织形态，兼有扩散型转变和非扩散型转变的特征，称为半扩散型相变。一般将具有一定过饱和度的α相和Fe3C组成的非层状组织称为贝氏体。　6.1贝氏体的组织形态　上贝氏体：在贝氏体区较高温度范围内（600～350℃）形成的贝氏体叫上贝氏体。过饱和的平行条状α相和夹于α相条间的断续条状Fe3C的混合物。形状如羽毛，又称羽毛状贝氏体。在原奥氏体晶界形核，沿晶界一侧或两侧向晶内长大。光镜下，α相呈条状或针状，少数呈椭圆状或矩形；电镜下清晰可见断续条状Fe3C分布于α相条间，也可能分布在α相条内。C%增加，α相条增多、变薄，Fe3C量增加、变细，碳化物由粒状→链珠状→断续条状。合金元素Si、Al、增加奥氏体的稳定性，抑制Fe3C析出，使残余奥氏体数量增多。　形成温度：中高碳钢350~550℃；又称高温贝氏体；形成温度低，α相条变薄，碳化物弥散度增大，细化晶粒。　亚结构：位错缠解。比板条马氏体低2~3 个数量级，形成温度越低，位错密度越大。　下贝氏体：在较低温度范围内（350～Ms）形成的贝氏体叫下贝氏体。过饱和的片状α 相和其内部沉淀的Fe3C 的混合物。形状为针状、片状或竹叶状。各针状物间有一定交角。碳化物细小、弥散，呈粒状和细片状排列成行，与α相长轴方向成55ⅹ~65ⅹ。光镜下，

α相呈暗黑色针状或片状，各针状有一定交角；电镜下清晰可见排列成行的粒状或片状Fe3C分布于α相条内，与α 相长轴方向交成55ⅹ~60ⅹ，也可能分布在α相条外。下贝氏体α 相内含有过饱和C 原子，其固溶量比上贝氏体高。上贝氏体的α相平行，下贝氏体的α相有交角。　形成温度：中高碳钢350℃~Ms；又称低温贝氏体。　亚结构：缠解位错。比上贝氏体位错密度高，未发现孪晶。6.2贝氏体的性能　　钢中贝氏体的机械性能主要取决其显微组织形态，即取决于α 相和Fe3C的显微组织形态。　　贝氏体α 相中相对细晶的呈条状(上贝氏体)或呈针状(下贝氏体)比相对粗晶的呈块状(粒状贝氏体)具有较高的强度和硬度。贝氏体转变温度降低，α 相由块状→条状→针片状。贝氏体中α相晶粒(亚晶粒)越小，强度越高，韧性越好。与平衡状态的α相对比，贝氏体中α相过饱和度大，导致固溶强化引起强度增加，但塑性和韧性降低很少。贝氏体中α 相的亚结构为缠结位错(相变应变产生的)，而且下贝氏体比上贝氏体位错密度高，因此强度比上贝氏体高。　　碳化物尺寸相同时，其含量(取决于钢的含碳量)越多，强度和硬度越高，塑性和韧性越低。成分一定时，贝氏体转变温度降低，碳化物尺寸减小，数量(不是含量)增加，即弥散分布，强度高韧性高，因此下贝氏体比上贝氏体性能好得多。粒状碳化物不易产生应力集中，韧性好；上贝氏体碳化物呈断续杆状(条状或层状)的脆性大；下贝氏体碳化物呈细片状强度高。此外，非贝氏体组织形成对机械性能有影响。6.2贝氏体的转变特点钢中过冷奥氏体转变为贝氏体，必须满足：ΔG=GB-Gγ≤0　　贝氏体转变属于半扩散型相变，除新相表面能Sσ外，还有母相与新相比容不同产生的应变能和维持两相共格关系的弹性应变能εV，则贝氏体形成时系统自由能也可以表示为：ΔG=VΔgv+Sσ+εV≤0　　与马氏体相变比较，贝氏体转变时碳的扩散降低了α相的过饱和含碳量，弹性应变能εV 减小；碳的脱溶使贝氏体与奥氏体的比容差降低，相变时由于体积变化引起的应变能减小，使α相的自由能降低，新相与母相自由能差ΔG增加，相变驱动力增大，因此贝氏体转变开始温度Bs在Ms之上。另外，与珠光体转变相比，贝氏体形成时α 相的过饱和程度比珠光体α相的过饱和程度大，新相与母相的弹性应变能εV 比珠光体转变时的弹性应变能εV 大，贝氏体转变开始温度Bs在Ps之下。因此，贝氏体转变的开始温度介于Ms和Ps之间。1）贝氏体转变是一个形核与长大的过程：贝氏体转变速度受碳的扩散所控制。上贝氏体的长大速度取决于

碳在奥氏体中的扩散，下贝氏体的转变速度取决于碳在铁素体中的扩散。因此，贝氏体转变速度远比马氏体低。2）贝氏体中铁素体的形成是按马氏体转变机制进行的3）贝氏体中碳化物的分布与形成温度有关5.4魏氏组织的形成在金相显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近于平行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织，这种组织称为魏氏体。魏氏组织是钢的一种过热缺陷组织。7 过冷奥氏体连续冷却转变图及其应用　　钢的连续冷却转变是指在一定冷却速率下，过冷奥氏体在一个温度范围内所发生的转变。连续冷却转变得到的往往是不均匀的组织，有时是混合组织。过冷奥氏体连续冷却转变曲线又叫CCT曲线。　7.1 CCT曲线的建立　　与C曲线类似，测定CCT曲线采用的方法有膨胀法、磁性法、热分析法等。这些方法，包括现代化的多功能相变仪，通常要辅之以金相-硬度法，判别组织类型。CCT曲线也是以温度时间的半对数坐标表示。图上应注明钢的具体化学成分和奥氏体化条件。以800～500℃范围内的平均冷却速率标注在各条冷却曲线旁。冷却曲线与各种组织的转变终了曲线交点旁标注的是转变产物的百分数。冷却曲线的终端标注的是室温组织的硬度，以HV或HRC硬度值表示。　7.2 CCT曲线的分析　　　CCT曲线与其C曲线相比，向右下方移动了，即转变开始温度下降了，转变开始时间延长了。只有珠光体转变区、马氏体转变区，没有贝氏体转变区。当连续冷却速度很小时，转变的过冷度很小，转变开始和终了的时间很长。冷却速度如果加大，则转变温度降低，转变的开始与终了时间缩短，而且冷却速度愈大，转变所经历的温度区间也愈大。CC′线为转变终止线，表示冷却曲线与此线相交时转变并未最后完成，但奥氏体停止分解了，剩余的这部分奥氏体在被过冷到更低的温度下发生马氏体转变。通过C与C′两点的冷却曲线相当于两个临界冷却速度Vc、Vc′，分别成为上临界冷却速度和下临界冷却速度，是获得不同转变产物的分界线。Vc"是按C曲线确定的临界冷却速度。　7.3 CCT曲线与C曲线的比较　　CCT曲线在C曲线的右下方。连续冷却转变与等温冷却转变相比，转变温度更低，需要的孕育期更长。 在共析钢、过共析钢的CCT曲线中，没有贝氏体转变区，它们的“鼻子”区比较突出，掩盖了贝氏体区；所以，共析钢、过共析钢在连续冷却的条件下，不发生贝氏体转变。这是因为共析钢和过共析钢的奥氏体碳含量高，贝氏体的孕育期很长；在连续冷却条件下，还未到贝氏体开始时就已经冷却到了马氏体

转变线以下了。同样，某些合金钢在连续冷却条件下，不出现珠光体转变区，也是这个原因。与等温转变(TTT)相比，连续冷却（CCT)转变的转变温度较低，孕育期较长。　　CCT曲线的测定比较复杂，在没有CCT曲线的情况下，可以借用C曲线来近似分析连续冷却过程中的组织转变。按C曲线确定的临界冷却速度Vc"比CCT曲线上的上临界冷却速度Vc快，且Vc"≈1.5Vc。但是，用Vc"来代替Vc是不合适的，只是一种权宜之计。　7.4 CCT曲线应用举例（1）从CCT曲线上可以获得真实的临界淬火速度。因为上临界冷却速度Vc表是获得全部马氏体组织的最低冷却速度，所以也叫临界淬火速度。它表示钢接受淬火的能力，也表示获得马氏体的难易程度。（2）CCT曲线是制订正确的冷却规范的依据　　选择以最小冷却速度淬火成马氏体为原则，避免冷却强度过大，产生淬火应力，甚至造成淬火变形、开裂。（3）根据CCT曲线可以估计淬火以后钢件的组织和性能　　估计零件表面、心部等不同部位的组织和硬度。第四节钢在回火时的转变　　回火是将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度保持一定时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当方式(避免回火脆性时快冷；防止热应力缓冷；否则对冷却速度无限制)冷却到室温的一种热处理工艺。回火的目的是①为了使亚稳定的α′相转变为接近平衡相或平衡相，以便获得所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。1 淬火钢的回火转变及其组织　1.1 马氏体中C 原子偏聚(＜100℃)①由于转变温度较低，Fe与合金元素原子难以扩散；C、N溶质原子只能做短程偏聚，板条马氏体晶内存在大量位错，C、N原子向位错线附近偏聚。②片状马氏体由于位错较少，除了少量C、N 原子向位错线附近偏聚，大量溶质原子向孪晶面(110)α′偏聚，形成厚度几零点几个纳米的富碳区。③板条马氏体中C、N原子向位错线附近偏聚，降低弹性畸变能；而片状马氏体由于C、N原子向孪晶面(110)α′偏聚，使弹性畸变能可能升高。　1.2马氏体分解(80~250℃) 　　回火温度超过80℃马氏体开始分解，马氏体中C%降低，晶格常数c 轴减小，a 轴变大，正方度c/a降低，马氏体转变成回火马氏体。片状马氏体从马氏体析出与其共格的ε-FexC，ε-FexC为密排六方结构，X=2~3。此时马氏体点阵常数a增加，c减小，正方度c/a降低。光学显微镜下看不见ε-FexC，易腐蚀成黑色，电子显微镜下可以观察到ε-FexC为长1000盘踝′(空间形态为薄片状)。ε-FexC为亚稳相，温度升高可以继续转变。　　马氏体分解形式取决于回火温度，回火温度低(80~150℃)，二相式分解

，C原子短程扩散；回火温度高(150~350℃)，连续式分解，C原子长程扩散。马氏体分解转变为回火马氏体，低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100~200℃回火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状态，不析出ε-FexC。　1.3 残留奥氏体的转变(200~300℃)　　残留奥氏体与过冷奥氏体相比，两者都是C在α-Fe中的固溶体，转变的动力学曲线很相似；物理状态不同，残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑性变形，存在很大的畸变；发生了机械稳定化和热稳定化。　　对于高碳Cr钢，残留奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体，在贝氏体区形成贝氏体，在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。淬火高碳钢，残留奥氏体转变产物是α 相和ε-FexC 的混合组织，称回火马氏体或下贝氏体，此时α相的C%不仅与回火马氏体相近，而且与下贝氏体的C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为：A 残→M 回或B 下(α相+ε-FexC)，残留奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火。200~300℃是残留奥氏体反应激烈的温度范围，不是其开始和终了温度，开始转变温度更低。　1.4 碳化物转变(270~400℃) 　　碳钢中马氏体过饱和的C 几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。形成两种比ε-FexC更加稳定的碳化物，即：一种是χ-Fe5C2——单斜晶系一种是θ-Fe3C——正交晶系，具体形成过程可表示为：α′→α相+ε-FexC→α相+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2→α相+θ-Fe3C。　　碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。　　碳化物形核长大可分为两类，取决于新旧碳化物与母相的位向关系，新旧碳化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大；不相同则“单独”形核长大。在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。　　低碳马氏体由于Ms点较高，淬火冷却时往往析出θ-Fe3C碳化物称自回火。　　最终组织：具有一定过饱和度的α 相和与其无共格关系的θ-Fe3C 碳化物混合组织——回火屈氏体。对于合金钢，回火过程中形成细小弥散的与α 相共格的特殊碳化物，导致钢的硬度增加称为二次硬化。　1.5 α相回复再结晶及碳化物聚集长大(＞400℃)　　主要发生α相回复再结晶，同时碳化物聚集长大。　(1)α相回复：α相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分三类：第一类内应力：区域性的，存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之间。第二类内应力：晶粒内，晶胞间。第三类内应力：晶胞内，原子间

。缺陷：淬火马氏体位错、孪晶密度很高，与冷变形金属相似，回复过程中①板条马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络——多边化。这是比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体回火温度高于250℃时孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，前三个阶段受C 扩散控制存在零件内回复就开始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状)。　(2)再结晶：回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核心)、长大过程。　(3)碳化物长大：温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而聚集球化。细粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，满足d=kτ3(碳化物长大公式)，并对α相的再结晶有阻碍作用。　(4)最终组织：回复和再结晶的α相与聚集长大的粒状碳化物(与α相无共格关系)的混合组织称为回火索氏体组织。值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变，不是单独发生的，而是相互重叠的，每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。2 淬火钢在回火时的性能　　低温回火(回火马氏体(＞500℃))时，回火温度升高，硬度总的趋势是下降。高碳钢(＞0.8%C)100℃左右回火时硬度稍有上升，是由于C 原子偏聚和共格ε -FexC析出造成的。200~300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低，同时回火时(500~600℃)可以造成二次硬化。由于渗碳体与母相的共格关系破坏以及渗碳体的聚集长大而使钢的硬度呈直线下降。　　对强度和塑性，回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。低温回火时，高碳钢片状马氏体塑性几乎为零，低碳钢具有良好的综合性能。300~450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织)。合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比，强度高(回火高于300℃)。3 回火脆性　　淬火钢回火时的冲击韧度并不总是随回火温度的升高单调的增大，有些钢在一定的温度范围内回火时，其冲击韧度显著下降，这种脆化现象叫做钢的回火脆性。　3.1第一类回火脆性　　　钢在250～400℃温度范围内出现的回火脆性叫第一类回火脆性，也叫低温回火脆性。特点：(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。(2)与回火冷却速度无关。(3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，

脆性消失，重新在其脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。　产生原因：低温回火脆性是由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面析出断续的薄壳状碳化物，降低了晶界的断裂强度，使之成为裂纹扩展的路径，因而导致脆性断裂。如果提高回火温度，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面状况而使钢的韧性又重新恢复或提高。　避免方法：　(1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mn、Cr、Si等。(2)不在此温度区间回火。(3)降低杂质元素含量。　3.2第二类回火脆性　　在450～600℃温度范围内出现的回火脆性叫做第二类回火脆性，也叫高温回火脆性。　特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。(2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。(3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。(4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆性＞珠光体的第二类回火脆性。(5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。高温回火脆性主要在合金结构钢中出现，碳钢中一般不会出现。高温回火脆性通常在回火保温后缓冷的情况下出现，若快速冷却，脆化现象将消失或受到抑制。高温回火脆性又称可逆回火脆性。　产生机制(无定论)：　　晶界偏聚机制——P、Sn、As、Sb 等杂质元素在回火处理时向原奥氏体晶界偏聚，减弱了奥氏体晶界上原子间的结合力，降低晶界断裂强度是产生高温回火脆性的主要原因。Ni、Cr等合金元素不但促进这些杂质元素的偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进一步降低了晶界断裂强度，从而增大了回火脆性倾向。　避免方法：　(1)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。　(2)对亚共析钢采用在A1～A3临界区亚温淬火方法，使P等杂质元素溶入残留的铁素体α中，减轻P等杂质元素在原奥氏体晶界上的偏聚，也可以减少高温回火脆性倾向。　(3)采用高温回火快冷的方法(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。　(4)选择杂质元素极少的优质钢以及采用形变热处理等方法减少第二类回火脆性。(5)降低杂质元素含量，减少合金元素Cr、Mn、P、As、Sb含量。　(5)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相对增加,第二类回火脆性增大。4 淬火后回火产物与奥氏体直接分解产物的性能比较第十章钢的热处理工艺钢的热处理工艺就是通过加热、保温

和冷却的方法改变钢的组织结构以获得工件所要求性能的一种热加工技术。钢在加热和冷却过程中的组织转变规律为制定正确的热处理工艺提供了理论依据，为使钢获得限定的性能要求，其热处理工艺参数的确定必须使具体工件满足钢的组织转变规律性。根据加热、冷却方式及获得的组织和性能的不同，钢的热处理工艺可分为普通热处理（退火、正火、淬火和回火）、表面热处理（表面淬火和化学热处理）及形变热处理等。按照热处理在零件整个生产工艺过程中位置和作用的不同，热处理工艺又分为顶备热处理和最终热处理。第一节 钢的退火与正火大部分机器零件及工、模具的毛坯经退火或正火后，不仅可以消除铸件、锻件及焊接件的内应力及成分和组织的不均匀性，而且也能改善和调整翎的机械性能和工艺性能，为下道工序作好组织性能准备。对于一些受力不大、性能要求不高的机器零件，退火和正火亦可作为最终热处理。对于铸件，退火和正火通常就是最终热处理。一、退火目的及工艺退火是将钢加热至临界点 Ac1以上或以下温度，保温以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。退火的主要目的是均匀钢的化学成分及组织，细化晶粒，调整硬度，消除内应力和加工硬化，改善钢的成形及切削加工性能，并为淬火作好组织准备。退火工艺种类：按加热温度可分为在临界温度（ Ac1或Ac3）以上或以下的退火。前者又称相变重结晶退火，包括完全退火、扩散退火、不完全退火和球化退火。后者包括再结晶退火及去应力退火。按照冷却方式，退火可分为等温退火和连续冷却退火。（一）完全退火完全退火是将钢件或钢材加热至 Ac3以上 20～30 ℃ ，经完全奥氏体化后进行缓慢冷却，以获得近于平衡组织的热处理工艺。它主要用于亚共析钢（C%= 0.3～0.6% ) ，其目的是细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度和改善钢的切削加工性。低碳钢和过共析钢不宜采用完全退火。低碳钢完全退火后硬度偏低，不利于切削加工。过共析钢加热至ACcm以上奥氏体状态缓冷退火时，有网状二次渗碳体析出，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低。在中碳结构铸件、锻（轧）件中，常见的缺陷组织有魏氏组织、晶粒粗大和带状组织等。在焊接工件焊缝处的组织也不均匀，热影响区具有过热组织和魏氏组织，造成很大的内应力。魏氏组织和晶粒粗大能显著降低钢的塑性和冲击韧性。而带状组织使钢的机械性能出现各向异性，断面收缩率较低，尤其是横向冲击韧性很低。通过完全退火或正火，使钢的晶粒细化、组织

均匀，魏氏组织难以形成，并能消除带状组织。完全退火采用随炉缓冷可以保证先共析铁素体的析出和过冷奥氏体在Ar1以下较高温度范围内转变为珠光体，从而达到消除内应力、降低硬度和改善切削加工性的目的。工件在退火温度下的保温时间不仅要使工件烧透，即工件心部达到要求的加热温度，而且要保证全部得到均匀化的奥氏体，达到完全重结晶。完全退火保温时间与钢材成分，工件厚度，装炉量和装炉方式等因素有关。通常，加热时间以工件的有效厚度来计算。实际生产时，为了提高生产率，退火冷却至 600 ℃ 左右即可出炉空冷。完全退火需要的时间很长，尤其是过冷奥氏体比较稳定的合金钢更是如此。如果将奥氏体化后的钢较快地冷至稍低于通Ar1温度等温，使奥氏体转变为珠光体，再空冷至室温，则可大大缩短退火时间，这种退火方法叫做等温退火。等温退火适用于高碳钢、合金工具钢和高合金钢，它不但可以达到和完全退火相同的目的，而且有利于钢件获得均匀的组织和性能。但是对于大截面钢件和大批量炉料，却难以保证工件内外达到等温温度，故不宜采用等温回火。（二）不完全退火不完全退火是将钢加热至 Ac1～Ac3（亚共析钢）或Ac1～ ACcm（过共析钢）之间，经保温后缓慢冷却以获得近于平衡组织的热处理工艺。由于加热至两相区温度，基本上不改变先共析铁素体或渗碳体的形态及分布。如果亚共析钢原始组织中的铁素体已均匀细小，只是珠光休片间距小，硬度偏高，内应力较大，那么只要进行不完全退火即可达到降低硬度、消除内应力的目的。由于不完全退火的加热温度低，过程时间短，因此对于亚共析钢的锻件来说，若其锻造工艺正常，钢的原始组织分布合适，则可采用不完全退火代替完全退火。不完全退火主要用于过共析钢获得球状珠光体组织，以消除内应力、降低硬度、改善切削加工性。故不完全退火又称球化退火。实际上球化退火是不完全退火的一种。（三）球化退火球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。主要用于共析钢、过共析钢和合金工其钢。球化退火目的是降低硬度、均匀组织、改善切削加工性，并为淬火作组织准备。过共析钢若为层片状珠光体和网状二次渗碳体时，不仅硬度高，难以进行切削加工，而且增大钢的脆性，容易产生淬火变形及开裂。为此，钢热加工后必须加一道球化退火，使网状二次渗碳体和珠光体中的片状渗碳体发生球化，得到粒状珠光体。球化退火的关键在于奥氏体中要保留大量未溶碳化物质点，并造成奥氏体

碳浓度分布的不均匀性。为此，球化退火加热温度一般在Ac1以上20～30℃不高的温度下，保温时间亦不能太长，一般以 2～4h 为宜。冷却方式通常采用炉冷，或在 Ar1以下 20℃左右进行较长时间等温。这样可使未熔碳化物粒子和局部高碳区形成碳化物核心并局部聚集球化，得到粒状珠光体组织。一次加热球化退火工艺要求退火前的原始组织为细片状珠光体，不允许有渗碳体网存在。因此在退火前要进行正火，以消除网状渗碳体。目前生产上应用较多的是等温球化退火工艺 ，即将钢加热至Ac1以上 20～30℃保温 4h 后，再快冷至Ar1以下20℃ 左右等温 3～6h ，以使碳化物达到充分球化的效果。为了加速球化过程，提高球化质量，可采用往复球化退火工艺 ，即将钢加热至略高于Ac1点的温度，然后又冷至略低于Ar1温度保温，并反复加热和冷却多次，最后空冷至室温，以获得更好的球化效果。（四）均匀化退火扩散退火又称均匀化退火，它是将钢锭、铸件或锻坯加热至略低于固相线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。其目的是消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏祈及区域偏析，使成分和组织均匀化。为使各元素在奥氏体中充分扩散，扩散退火加热溢度很高，通常为 Ac3或 ACcm以上 150～300℃ 。由于扩散退火需要在高温下长时间加热，因此奥氏体品粒十分粗大，需要再进行一次正常的完全退火或正火，以细化晶粒、消除过热缺陷。均匀化退火生产周期长，消耗能量大，工件氧化、脱碳严重，成本很高。只是一些优质合金钢及偏析较严重的合金钢铸件及钢锭才使用这种工艺。对于一般尺寸不大的铸件或碳钢铸件，因其偏析程度较轻，可采用完全退火来细化晶粒，消除铸造应力。（五）去应力退火和再结晶退火为了消除铸件、锻件、焊接件及机械加工工件中的残余内应力，以提高尺寸稳定性，防止工件变形和开裂，在精加工或淬火之前将工件加热到Ac1以下某一温度，保温一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺称为去应力退火。除消除内应力外，去应力退火还可降低硬度，提高尺寸稳定性，防止工件的变形和开裂。有些合金结构钢，由于合金元素的含量高，奥氏体较稳定，在锻、轧后空冷时能形成马氏体或贝氏体，硬度很高，不能切削加工，为了消除应力和降低硬度也可在A1点以下低温退火温度范围进行软化处理，使马氏体或贝氏体在加热过程中发生分解。这种处理实质上就是高温回火。再结晶退火是把冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保待适当的时间，使变形晶粒重新转

变为均匀等轴晶粒而消除加工硬化的热处理工艺。钢经冷冲、冷轧或冷拉后会产生加工硬化现象，使钢的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，切削加工性能和成形性能变差。经过再结晶退火，消除了加工硬化，钢的机械性能恢复到冷变形前的状态。二、正火目的及工艺正火是将钢加热到Ac3以上适当温度，保温以后在空气中冷却得到珠光体类组织的热处理工艺。与完全退火相比，二者的加热温度相同，但正火冷却速度较快，转变温度较低。因此，相同钢材正火后获得的珠光体组织较细，钢的强度、硬度也较高。正火过程的实质是完全奥氏体化加伪共析转变。正火可以作为预备热处理，为机械加工提供适宜的硬度，又能细化晶粒、消除应力、消除魏氏组织和带状组织，为最终热处理提供合适的组织状态。正火还可作为最终热处理，为某些受力较小、性能要求不高的碳素钢结构零件提供合适的力学性能。正火还能消除过共析钢的网状碳化物，为球化退火作好组织准备。对于大型工件及形状复杂或截面变化剧烈的工件，用正火代替淬火和回火可以防止变形和开裂。正火工艺是较简单、经济的热处理方法，主要应用于以下几方面： 1.改善钢的切削加工性能 2.消除中碳钢中的热加工缺陷：中碳结构钢铸件、锻、轧件以及焊接件在热加工后易出现魏氏组织、粗大晶粒等过热缺陷和带状组织。通过正火处理可以消除这些缺陷组织，达到细化晶粒、均匀组织、消除内应力的目的。3.消除过共析钢的网状碳化物，便于球化退火 4.提高普通结构零件的力学性能 三，退火和正火的选用含碳量＜ 25％的低碳钢，通常采用正火代替退火。因为较快的冷却速度可以防止低碳钢沿晶界析出游离三次渗碳体，从而提高冲压件的冷变形性能，用正火可以提高钢的硬度，改善低碳钢的切削加工性能；在没有其它热处理工序时，用正火可以细化晶粒，提高低碳钢强度。0.25～0.5 ％的中碳钢也可用正火代替退火，虽然接近上限碳量的中碳钢正火后硬度偏高，但尚能进行切削加工，而且正火成本低、生产率高。0.5 ～0.75 ％的钢，因含碳量较高，正火后的硬度显著高于退火的情况，难以进行切削加工，故一般采用完全退火，降低硬度，改善切削加工性。0.75 ％以上的高碳钢或工具钢一般均采用球化退火作为预备热处理。如有网状二次渗碳体存在，则应先进行正火消除之。随着钢中碳和合金元素的增多，过冷奥氏体稳定性增加， C曲线右移。因此，一些中碳钢及中碳合金钢正火后硬度偏高，不利于切削加工，应当采用完全退火。尤其是含较多合

金元素的钢，过冷奥氏体特别稳定，甚至在级慢冷却条件下也能得到马氏休和贝氏体组织，困此应当采用高温回火来消除应力，降低便度，改共切削加工性能。此外，从使用性能考虑，如钢件或零件受力不大，性能要求不高，不必进行淬、回火，可用正火提高钢的力学性能，作为最终热处理。从经济原则考虑，由于正火比退火生产周期短，操作简便，工艺成本低。因此，在钢的使用性能和工艺性能能满足的条件下，应尽可能用正火代替退火。第二节钢的淬火与同火一、钢的淬火将钢加热至临界点Ac3或注Ac1以上一定温度，保温以后以大于临界冷却速度的速度冷却得到马氏体（或下贝氏体）的热处理工艺叫做淬火。淬火的主要目的是使奥氏体化后的工件获得尽量多的马氏体，然后配以不同温度回火获得各种需耍的性能。例如淬火加低温回火可以提高工具、轴承、渗碳零件或其它高强度耐磨件的硬度和耐磨性，结构钢通过淬火加高温回火可以得到强韧结合的优良综合力学性能，弹簧钢通过淬火加中温回火可以显著提高息钢的弹性极限。对淬火工艺而言，首先必须将钢加热到临界点（ Ac3或Ac1）以上获得奥氏体组织，其后的冷却速度必须大于临界悴火速度，以得到全部马氏体（含残留奥氏体）组织。为此，必须注意选择适当的淬火温度和冷却速度。（一）淬火应力工件在淬火过程中会发生形状和尺寸的变化，有时甚至要产生淬火裂纹。工件变形或开裂的原因是由于淬火过程中在工件内产生的内应力力造成的。淬火内应力主要有热应力和组织应力两种。当淬火应力超过材料的屈服极限时，就会产生塑性变形，当淬火应力超过材料的强度极限时，工件则发生开裂。工件加热或冷却时由于内外温差导致热胀冷缩不一致而产生的内应力叫做热应力。消除组织应力的影响，将零件加热到Ac1以下温度保温后快速冷却（无组织转变），其心部和表面温度及热应力变化如图所示。零件从Ac1温度开始快速冷却时，零件表面首先冷却，冷却速度比心部快得多，于是零件内外温差增大。表面层金属温度低，收缩量大；心部金属温度高，收缩量小。同一零件内外收缩变形量不同，相互间会产生作用力。零件表面冷缩必受尚处高温的心部的阻止，故表面层承受拉应力，而心部则承受压应力。到了冷却后期，表面层金属的冷却和体积收缩已经终止，心部金属继续冷却并产生体积收缩，但心部由于受到表面层的牵制作用而受拉应力，冷硬状态的表面则由于心部收缩而受到压应力。此应力状态残留于工件中。因此，零件淬火冷却至室温时，由

热应力引起的残余应力表面为压应力，心部为拉应力。热应力是由于快速冷却时工件截面温差造成的。因此，冷却速度越大，截面温差越大，则热应力越大。在相同冷却介质条件下，工件加热温度越高、截面尺寸越大、钢材导热系数和线膨胀系数越大，工件内外温差越大，则热应力越大。工件在冷却过程中，由于内外温差造成组织转变不同时，引起内外体积的不同变化而产生的内应力叫做组织应力。组织应力引起的残余应力与热应力正好相反，表面为拉应力，心部为压应力。淬火工件内应力分布与钢中碳和合金元素的含量有关。钢中含碳量增加，马氏体体积增大，工件淬火后的组织应力增加。但奥氏体中碳的含量增加，使 Ms点下降，淬火后残余奥氏体量增多，又使组织应力降低。二者综合作用的结果是低碳钢件淬火，热应力起主导作用，随着碳含量增加，热应力作用减弱，但组织应力逐渐增大，从中碳钢至高碳钢，逐渐转为以组织应力为主。钢中加入合金元素使导热性能下降，增大了工件内外温差，使热应力和组织应力都增大。同种钢在相同介质中淬火，工件尺寸也影响内应力的分布。工件尺寸小，内外温差小，热应力作用较小，内外均易得到马氏体，故组织应力起主导作用。随着工件尺寸增大，工件心部不易得到马氏体，热应力型的应力分布越来越显著。淬火介质和冷却方法对工件内部淬火应力分布也有明显影响。各种淬火介质在不同温度区间冷却能力不同，如在 Ms点以上高温区冷却速度快，则工件中热应力显著，若在 Ms点以下冷却速度快，则工件中组织应力较大。碳素钢水淬，热应力作用为主，合金钢油冷，组织应力比较突出。采用等温悴火，热应力起主要作用，组织应力较小。总之，钢的淬火应力是由于淬火加热或冷却过程中工件内外层温度差造成的。凡是增大工件内外温差的因素都增大工件中的悴火应力，反之亦然。因此，选择适当的淬火加热温度、淬火冷却介质和冷却方式都能控制工件中淬火应力的大小及分布，从而有效地防止淬火工件的变形与开裂。（二）淬火加热温度淬火加热温度的选择应以得到均匀细小的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后获得细小的马氏体组织。淬火温度主要根据钢的临界点确定。对于低合金钢，淬火温度亦应根据临界点 Ac1或Ac3确定，考虑合金元素的作用，为了加速奥氏体化，淬火温度可偏高些，一般为 Ac1或 Ac3以上 50～100℃。高合金工具钢含较多强碳化物形成元素，奥氏体品粒粗化温度高，则可采取更高的淬火加热温度。含碳、锰量较高的本质粗晶粒钢

则应采用较低的淬火温度，以防奥氏体晶粒粗化。（三）淬火介质钢从奥氏体状态冷至 Ms点以下所用的冷却介质叫做淬火介质。介质冷却能力越大，钢的冷却速度越快，越容易超过钢的临界淬火速度，则工件越容易淬硬，淬硬层的深度越深。但是，冷却速度过大将产生巨大的淬火应力，易于使工件产生变形或开裂。（四）淬火方法选择适当的淬火方法同选用淬火介质一样，可以保证在获得所要求的淬火组织和性能条件下，尽量减小淬火应力，减少工件变形和开裂倾向。 1.单液淬火法它是将加热至奥氏体状态的工件放入某种淬火介质中，连续冷却到介质温度的淬火方法。这种淬火方法适用于形状简单的碳钢和合金钢工件。一般来说，碳钢临界淬火速度高，尤其是尺寸较大的碳钢工件多采用水淬，而小尺寸碳钢件及过冷奥氏体较稳定的合金钢件则可采用油淬。为了减小单液淬火时的淬火应力，常采用预冷淬火法，即将奥氏体化的工件从炉中取出后，先在空气中或预冷炉中冷待一定时间，待工件冷至临界点稍上一点的一定温度后再放入淬火介质中冷却。预热降低了工件进入淬火介质前的温度，减少了工件与淬火介质间的温差，可以减少热应力和组织应力，从而减小工件变形或开裂倾向。但操作上不易控制预冷温度，需要靠经验来掌握。单液悴火的优点是操作简便。但只适用于小尺寸且形状简单的工件，对尺寸较大的工件实行单液碎火容易产生较大的变形或开裂。2.双液淬火法它是将加热至奥氏体状态的工件先在冷却能力强的淬火介质中冷却至接近 Ms点温度时，再立即转入冷却能力较弱的淬火介质中冷却，直至完成马氏体转变。一般用水作为快冷淬火介质，用油作为慢冷淬火介质。有时也可以采用水淬、空冷的方法。这种淬火方法充分利用了水在高温区冷却速度快和油在低温区冷却速度慢的优点，既可以保证工件得到马氏体组织，又可以降低工件在马氏体区的冷却速度，减少组织应力，从而防止工件变形或开裂。尺寸较大的碳素钢工件适宜采用这种淬火方法。采用双液淬火法必须严格控制工件在水中的停留时间，水中停留时间过短会引起奥氏体分解，导致淬火硬度不足，水中停留时间过长，工件某些部分已在水中发生马氏体转变，从而失去双液淬火的意义。3.分级淬火法它是将奥氏体状态的工件首先淬入略高干钢的Ms点的盐浴或碱浴或碱浴炉中保温，当工件内外温度均匀后，再从浴炉中取出空冷至室温，完成马氏体转变。这种淬火方法由于工件内外温度均匀并在缓慢冷却条件下完成马氏体转变，不仅

减小了淬火热应力（比双液淬火小），而且显著降低组织应力，因而有效地减小或防止了工件悴火变形和开裂。同时还克服了双液淬火出水入油时间难以控制的缺点。但这种淬火方法由于冷却介质温度较高，工什在浴炉冷却速度较慢，而等温时间又有限制，大截面零件难以达到其临界悴火速度。因此，分级淬火只适用于尺寸较小的工件，如刀具、量具和要求变形很小的情密工件。“分级”温度也可取略低于 Ms点的温度，此时由于温度较低，冷却速度较快，等温以后已有相当一部分奥氏体转变为马氏体，当工件取出空冷时，剩余奥氏体发生马氏体转变。因此这种淬火方法适用于较大工件的淬火。4.等温淬火它是将奥氏体化后的工件淬入 Ms点以上某温度盐浴中等温保持足够长时间，使之转变为下贝氏体组织，然后于空气中冷却的淬火方法。等温淬火获得下贝氏体组织。下贝氏体组织的张度、硬度较高而韧性比好。故等温淬火可显著提高钢的综合力学性能。等温淬火的加热温度通常比普通淬火高些，目的是提高奥氏体的稳定性和增大其冷却速度，防止等温冷却过程中发生珠光体型转变。由于等温温度比分级淬火高，减小了工件与淬火介质的温差，从而减小了淬火热应力，又因贝氏体体积比马氏体小，而且工件内外温度一致，故淬火组织应力也较小。因此，等温淬火可以显著减小工件变形和开裂倾向，适宜处理形状复杂、尺寸要求精密的工具和重要的机器零件，如模具、刀具、齿轮等。等温淬火也只能适用于尺寸较小的工件。（五）钢的淬透性1.淬透性的概念钢的悴透性是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力，其大小用钢在一定条件下淬火获得的淬透层的深度表示。一定尺寸的工件在某介质中淬火，其淬透层的深度与工件截面各点的冷却速度有关。如果工件截面中心的冷却速度高于钢的临界淬火速度，工件就会淬透。然而工件拌火时表面冷却速度最大，心部冷却速度最小，由表面至心部冷却速度逐渐降低。只有冷却速度大于临界淬火速度的工件外层部分才能得到马氏体，这就是工件的淬透层。而冷却速度小于临界悴火速度的心部只能获得非马氏体组织，这就是工件的未淬透区。应当注意如下两对概念的本质区别。一是钢的淬透性和淬硬性的区别，二是淬透性和实际条件下淬透层深度的区别。淬透性表示钢淬火时获得马氏体的能力，它反映钢的过冷奥氏体稳定性，即与钢的临界冷却速度有关。过冷奥氏体越稳定，临界淬火速度越小，钢在一定条件下淬透层深度越深，则钢的淬透性越好。而淬硬性表示钢碎火时的

硬化能力，用淬成马氏体可能得到的最高硬度表示。它主要取决于马氏体中的含碳量。马氏体中含碳量越高，钢的淬硬性越高。2.淬透性的测定方法末端淬火法根据钢的淬透性曲线，通常用 JHRC-d 表示钢的淬透性。例如， J40-6表示在淬透性带上距末端 O 6mm处的硬度为 HRC40 。二、钢的回火回火是将淬火钢在A1以下温度加热，使其转变为稳定的回火组织，并以适当方式冷却到室温的工艺过程。回火的目的是减少或消除淬火应力，保证相应的组织转变，提高钢的韧性和塑性，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合，以满足各种用途工件的性能要求。回火有低温同火、中温回火和高温回火等儿种。（一）低温回火低温回火温度约为 150 一 250 ℃ ，回火组织为回火马氏休。和淬火马氏体相比，回火马氏休既保特了钢的高硬度、高强度私良好耐磨性，又适当提高了韧性。因此，低温回火特别适用于刀具、址具、滚动轴承、渗碳件及高频表面淬火工件。低温回火钢大部分是淬火高碳钢和高碳合金钢，经淬火并低温回火后得到隐晶回火马氏体和均细粒状碳化物组织，具有很高的硬度和耐磨性，同时显著降低了钢的淬火应力和脆性。对于淬火找得低碳马氏体的钢，经低温回火后可以减少内应力，并进一步提高钢的强度和塑性，保持优良的综合机械性能，（二）中温回火中温回火温度一般在 350 ～50O ℃ 之间，回火的组织为回火托氏体。对于一般的碳钢和低合金钢，中温回火相当于回火的第三阶段，此时碳化物开始聚集，基体开始回复，淬火应力基本消失。因此钢具有高的弹性极限，较高的强度和硬度，良好的塑性和韧性。故中温回火主要用于各种弹簧零件及热锻模具。（三）高温回火高温回火温度约为 500 ～650℃ ，回火组织为回火索氏体。淬火和随后的高温回火叫做调质处理。经调质处理后，钢具有优良的综合机械性能。因此，高温回火主要适用于中碳结构钢或低合金结构钢，用来制作曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车半轴、机床主轴及齿轮等重要的机器零件。工件回火后一般在空气中冷却。一些重要的机器零件和工模具，为了防止重新产生内应力和变形、开裂，通常都采用缓慢的冷却方式。对于有高温回火脆性的钢件，回火后应进行拍冷或水冷，以抑制回火脆性。三、淬火加热缺陷及其防止（一）淬火工件的过热和过烧工件在淬火加热时，由于温度过高或者时间过长造成奥氏体晶粒粗大的缺陷叫做过热。由于过热不仅在悴火后得到粗大马氏体组织，而且易于引起淬火裂纹。因此，淬火过热的工件强度和韧性降低

，易于产生脆性断裂。轻微的过热可用延长回火时间来补救。严重的过热则需进行一次细化晶粒退火，然后再重新淬火。淬火加热温度太高，使奥氏体晶界出现局部熔化或者发生氧化的现象叫做过烧。过烧是严重的加热缺陷，工件一旦过烧就无法补救，只能报废。（二）淬火加热时的氧化和脱碳第三节其它类型热处理一、钢的形变热处理根据形变的温度以及形变所处的组织状态，形变热处理分高温形变热处理和低温形变热处理。高温形变热处理是物钢加热至Ac3以上，在稳定的奥氏体温度范闹内进行变形，然后立即淬火，使之发生马氏体转变并回火至需要的性能。由于形变温度远高于钢的再结晶温度，形变强化效果易于被高温再结晶所削弱，故应严格控制变形后至淬火前的停留时间，形变后要立即淬火冷却。高温形变热处理适用于一般碳钢、低合金钢结构零件以及机械加工量不大的锻件或轧材。高温形变热处理在提高钢的抗拉强度和屈服强度的同时，能改善钢的塑性和韧性。形变温度和形变量显著影响高温形变热处理的强化效果。低温形变热处理是将钢加热至奥氏体状态，迅速冷却至Ac1点以下、 Ms点以上过冷奥氏休亚稳温度范围进行大量塑性变形，然后立即淬火并回火至所需要的性能。塑性变形可采用锻造、轧制或拉拔等加工方法。该工艺仅适用于珠光体转变区和贝氏体转变区之间有很长孕育期的某些合金钢。在该温度区间进行变形可防止珠光体或贝氏体相变。低温形变热处理在钢的塑性和韧性不降低或降低不多的情况下，可以显著提高钢的强度和疲劳机限，提高钢耐磨损和耐回火的能力。低温形变热处理可用于结构钢、弹簧钢、轴承钢及工具钢。经低温形变热处理后，结构钢强度和韧性显著提高，弹簧钢疲劳强度、轴承钢强度和塑性、高速钢切削性能和模具钢抗国火能力均得到提高。二、钢的表面淬火表面淬火是将工件快速加热到淬火温度，然后迅速冷却，仅使表面层获得淬火组织的热处理方法。因此，要求零件表面具有高的强度、硬度和耐磨性，要求心部具有一定的强度、足够的塑性和韧性。采用表面淬火工艺可以达到这种表硬心韧的性能要求。（一）感应加热的原理及工艺三、钢的化学热处理化学热处理种类很多，根据渗入元素的不同，可分为渗碳、渗氮（氮化）、碳、氮共渗多元共渗、渗硼、渗金属等等。（一）化学热处理的一般过程化学热处理的一般过程通常是由分解、吸附和扩散三个基本过程组成的。（二）钢的渗碳将低碳钢件放入渗碳介质中，在 900 一 950℃ 加

热保温，使活性碳原子渗入钢件表面并获得高碳渗层的工艺方法叫做渗碳。齿轮、凸轮、活塞、轴类等许多重要的机器零件经过渗碳及随后的淬火并低温回火后，可以获得很．荡的表面硬度、耐磨性以及高的接触疲劳强度和弯曲疲劳强度。而心部仍保持低碳，具有良好的塑性和韧性。因此，渗碳可使同一材料制作的机器零件兼有高碳钢和低碳钢的性能。从而使这些岑件既能承受磨损和较高的表面接触应力，同时又能承受弯曲应力及冲击负荷的作用。根据渗碳剂的不同，渗碳方法有固体渗碳、气体渗碳和液体渗碳。气体渗碳应用最为广泛。为了充分发挥渗碳层的作用，使零件表面获得高硬度和高耐磨性，心部保持足够的强度和韧性，零件在渗碳后必须进行热处理。对于本质细晶粒钢，越常渗碳后可预冷至淬火温度直接淬火，然后进行低温回火．预冷的主要目的是减少零件与淬火介质之温差，减小淬火应力和变形。对于固体渗碳零件、本质粗晶粒钢渗碳后不能直接淬火的零件，也可从渗碳温度立接空冷后再次加热淬火，然后进行低温回火。渗碳件经淬火并低温回火后，表层组织为高碳细针状回火马氏林组织加细粒状渗碳体及少量残留奥氏体。心部组织随钢种而异，低碳钢淬透性差，为铁素体加珠光体．低碳合金钢悴透性好，心部由低碳马氏体和少量铁素体组成。（三）钢的渗氮向钢件表面渗入氮元素．形成富氮硬化层的化学热处理称为渗氮，通常也称为氮化。和渗碳相比，钢件渗氮后具有更高的表面硬度和耐磨性。这种高硬度和高耐磨性可保持到 560 - 1200 ℃ 而不降低，故渗氮钢件具有很好的热稳定性。由于氮化层体职胀大，在表层形成较大的残余压应力，因此可以获得比渗碳更高的疲劳强度、抗咬合性能和低的缺口敏感性。渗氮后由于钢件表面形成致密的氧化物薄膜，因而具有良好的抗腐蚀性能。此外，渗氮温度低 , 氮化后钢件不需热处理，因此渗氮件变形很小。由于上述性能特点例如磨床主轴、精密机床丝杠、内燃机曲轴以及各种精密齿轮和量具等。（四）钢的碳氮共渗 向钢件表层同时渗入碳和氮的过程称为碳氮共渗，也叫做氰化。低温气体碳氮共渗是以渗氮为主的碳氮共渗过程。低温碳氮共渗层具有较好的韧性。共渗层的表面硬度比纯气体渗氮稍低，但仍具有较高的硬度、耐磨性和高的疲劳强度，耐蚀性也有明显提高。低温碳氮共渗加热温度低、处理时间短、钢件变形小，又不受钢种限制，适用于碳钢、合金钠和铸铁材料。可用于处理各种工模具以及一些轴类零件。（五）钢的渗硼用活性硼原子渗入

钢件表层并形成铁的硼化物的化学热处理工艺称为渗硼。渗硼能显著提高钢件的表面硬度和耐磨性，同时具有良好的耐热性和抗蚀性。根据使用的渗硼介质，渗硼方法有固体渗硼、液体渗硼和气体渗硼。目前用得最多的是液体渗硼。液体渗硼就是盐浴渗硼，最常用的盐浴渗硼。第十一章 工业用钢　　工业用钢按化学成分分为碳钢和合金钢两大类。碳钢为含碳量小于2.11%的铁碳合金。而合金钢是指为了提高钢的性能，在碳钢的基础上有意加入一定量合金元素所获得的铁基合金。第一节 钢的分类与编号一、钢的分类　　钢的种类繁多，为了便于生产、使用、管理，可按以下几种方法分类：1、按用途分类按用途可将钢分为结构钢、工具钢和特殊性能钢。结构钢包括工程用钢和机器用钢，工程用钢用于建筑、桥梁、船舶、车辆等，而机器用钢包括渗碳钢、调质钢、弹簧钢、滚动轴承钢和耐磨钢。工具钢包括模具钢、刃具钢和量具钢。特殊性能钢包括不锈钢、耐热钢等。2、按化学成分分按化学成分可将钢分为碳素钢和合金钢。碳素钢根据含碳量分为低碳钢（含碳量≤0.25%）、中碳钢（含碳量为0.25%～0.6%）和高碳钢（含碳量≥0.6%）。合金钢根据合金元素总量分为低合金钢（合金元素总量≤5%）、中合金钢（合金元素总量为5%～10%）和高合金钢（合金元素总量≥10%）。3、按显微组织分类（1）按平衡状态或退火状态的组织可将钢分为亚共析钢、共析钢、过共析钢和莱氏体钢。（2）按正火组织可将钢分为珠光体钢、贝氏体钢、马氏体钢、和奥氏体钢。（3）按室温时的显微组织可分为铁素体钢、奥氏体钢和双相钢。4、按品质分类　　钢的质量是以有害杂质磷、硫的含量来划分的。根据磷、硫的含量可将钢分为普通质量钢、优质钢、高级优质钢和特级优质钢。　　　　　　 各质量等级钢的磷、硫含量%钢 类 碳 素 钢 合 金 钢普通质量钢P≤0.045 S≤0.050 P≤0.045 S≤0.045优 质 钢P≤0.040 S≤0.040 P≤0.035 S≤0.035高级优质钢P≤0.030 S≤0.030 P≤0.025 S≤0.025特级优质钢P≤0.025 S≤0.020 P≤0.025 S≤0.015二、钢的编号㈠ 钢铁产品牌号表示方法1、碳素结构钢和低合金高强度结构钢　　　这两类钢采用代表屈服点的拼音字母“Q”，屈服点数值（单位为MPa）+质量等级+脱氧方法等符号表示，按顺序组成牌号。例如碳素结构钢牌号表示为Q235AF表示屈服点为235MPa，质量等级为A，脱氧方法为沸腾钢；低合金高强度结构钢牌号表示为Q345C、Q345D等。　　　质量等级由A到E，磷、硫含量降低，质量提高。碳素

结构钢牌号中表示镇静钢的符号“Z”和表示特殊镇静钢的符号“TZ”可以省略，低合金高强度结构钢都是镇静钢或特殊镇静钢，其牌号中没有表示脱氧方法的符号。2、优质碳素结构钢　　　优质碳素结构钢的牌号以两位数字表示。这两位数字表示钢的平均含碳量的万分之几。　　　沸腾钢和半镇静钢在牌号尾部分别加符号“F”和“b”。如平均含碳量为0.08%的沸腾钢，其牌号表示为“08F”，平均含碳量为0.10%的半镇静钢，其牌号表示为“10b”。镇静钢一般不标符号，如平均含碳量为0.45%的镇静钢，其牌号表示为“45”。　　　钢的含锰量为0.70～1.00%时，在牌号后加锰元素符号，如“50Mn”。高级优质钢在牌号后加字母“A”。特级优质钢在牌号后加字母“E”，如“45E”。3、碳素工具钢　　　碳素工具钢的牌号由字母“T”与其后的数字组成，数字表示含碳量的千分之几，如“T9”。高级优质钢在牌号后加字母“A”，如“T10A”。4、合金结构钢　　　合金结构钢牌号由两位数字（表示平均含碳量的万分之几）加上其后带有百分含量数字的合金元素符号组成。当合金元素的平均含量小于1.50%时，只标元素符号，不标含量；当合金元素的平均含量为≥1.50%、≥2.50%、≥3.50%、≥4.50%、……时，在相应的合金元素符号后标2、3、4、5……等数字。如30CrMnSi、20CrNi3等。　　高级优质钢在牌号后加字母“A”，如30CrMnSiA、60Si2MnA等。特级优质钢在牌号后加字母“E”，如30CrMnSiE等。5、合金工具钢　　　合金工具钢牌号的表示方法与合金结构钢基本相同，当平均含碳量大于等于1.0%一般不标明含碳量数字，如“Cr12MoV”（平均含碳量为1.60%）。当合金工具钢的含碳量小于1.00%时，含碳量用一位数字标明，这一位数字表示平均含碳量的千分之几，如“8MnSi”。　　　平均含铬量小于1%的合金工具钢，在含铬量（以千分之一为单位）前加数字“0”，如“Cr06”。5、铬滚动轴承钢　　　高碳铬轴承钢的牌号以字母“G”打头，牌号中不标明含碳量，铬含量以千分之一为单位，如“GCr15”的平均含铬量为1.5%。渗碳轴承钢牌号的表示方法与合金结构钢相同，仅在牌号头部加字母“G”，如“G20CrNiMo”。6、不锈钢与耐热钢　　　不锈钢和耐热钢的牌号由表示平均含碳量的数字（以千分之一为单位）与其后带有百分含量数字的合金元素符号组成。合金元素含量表示方法同合金结构钢。含碳量的表示方法为：当平均含碳量≤0.08%时，用“06”表示，如“06Cr19Ni10”；当0.03%≥含碳量上限>0.01%时（超低碳），以“022”表示，如“022Cr19Ni10”（含碳量上限为0.03%）；当含

碳量≤0.01%时，以“008”表示，如“008Cr30Mo2”。第二节合金元素在钢中的作用一、合金元素在钢中的分布（1）溶入铁素体、奥氏体和马氏体中，以固溶体的溶质形式存在。（2）形成强化相，如形成合金渗碳体、形成元素本身的碳化物或形成金属化合物。（3）形成非金属夹杂物，如合金元素与O、N、S作用形成氧化物、氮化物、硫化物等。（4）有些元素如Rb等既不溶于铁，也不形成化合物，而是在钢中以游离状态存在。二、合金元素与铁和碳的相互作用（一）合金元素与铁的相互作用合金元素对铁的同素异构体转变有很大影响。主要通过合金元素在α-Fe和γ-Fe中的固溶度及其对γ相区的影响表现出来，体现为合金元素与铁构成的二元合金相图的不同类型。1.无限扩大γ相区型2.有限扩大γ相区型3.封闭γ相区、无限扩大α相区型4.封闭γ相区、有限扩大α相区型5.缩小γ相区型可将合金元素分为两大类：将扩大γ相区的元素称为奥氏体形成元素；将缩小或封闭γ相区的元素称为铁素体形成元素。（二）合金元素与碳的相互作用按照与碳的相互作用情况，可将合金元素分为两大类：1.非碳化物形成元素 2.碳化物形成元素三、合金元素对相变的影响（一）合金元素对Fe-C相图的影响1.对奥氏体相区的影响加入到钢中的合金元素，依其对奥氏体相区的作用可分为两类：一是扩大奥氏体相区的元素，如Ni、Co、Mn、N等，这些元素使A1、A3温度下降，A4温度上升，当这些元素含量足够高时，A3温度降至0℃以下，钢在室温下为单相奥氏体组织，称为奥氏体钢；二是缩小奥氏体相区的元素，如Cr、Mo、Si、Ti、W、Al等，这些元素使A1、A3温度上升，A4温度下降，当这些元素含量足够高时，奥氏体相区消失，钢在室温下为单相铁素体组织，称为铁素体钢。2.对S点和E点位置的影响几乎所有的合金元素都使S点和E点左移，即这两点的含碳量下降。由于S点的左移，使含碳量低于0.77％的合金钢出现过共析组织而析出碳化物，另外，在退火状态下，相同含碳量的合金钢组织中的珠光体量比碳钢多，从而使钢的强度和硬度提高。由于E点的左移，使含碳量低于2.11％的合金钢出现共晶组织，称为莱氏体钢。（二）合金元素对钢加热转变的影响合金元素对钢奥氏体化过程的影响表现在两个方面：一方面，为了获得成分均匀的奥氏体，希望有尽可能多的合金元素溶解于奥氏体中，发挥其提高淬透性的作用，必须将合金钢加热到更高的温度和保温更长时间。这是由于绝大多数合金元素（Ni、Co除外）均减慢奥氏体的形成过程，奥氏体形成均匀化的时间要比碳

钢的长得多。另一方面，所有的合金元素（Mn、P、C、N除外）都有阻碍奥氏体晶粒长大的作用，如Zr、Ti、Nb、V都有强阻止奥氏体晶粒长大的作用，所以含有这些元素的合金钢即使在高温下加热，也易于获得细晶粒组织。（三）合金元素对冷却时过冷奥氏体转变的影响2、对钢冷却时过冷奥氏体转变过程的影响　　除Co外，凡溶入奥氏体的合金元素均使C曲线右移，钢的临界冷却速度下降，淬透性提高。淬透性的提高，可使钢的淬火冷却速度降低，这有利于减少零件的淬火变形和开裂倾向。合金元素对钢淬透性的影响取决于该元素的作用强度和溶解量，钢中常用的提高淬透性元素为Mn、Si、Cr、Ni、B。如果采用多元少量的合金化原则，对提高钢的淬透性将会更为有效。对于中强和强碳化物形成元素（如铬、钨、钼、钒等），溶于奥氏体后，不仅使C曲线右移，而且还使C曲线的形状发生改变，使珠光体转变与贝氏体转变明显地分为两个独立的区域。⑵ 对Ms、Mf点的影响　　除Co、Al外，所有溶于奥氏体的合金元素都使Ms、Mf点下降，使钢在淬火后的残余奥氏体量增加。一些高合金钢在淬火后残余奥氏体量可高达30~40%，这对钢的性能会产生不利的影响，可通过淬火后的冷处理和回火处理来降低残余奥氏体量。（四）对淬火钢回火转变的影响⑴ 提高耐回火性　　淬火钢在回火过程中抵抗硬度下降的能力称为耐回火性。由于合金元素阻碍马氏体分解和碳化物聚集长大过程，使回火时的硬度降低过程变缓，从而提高钢的耐回火性。因此，当回火硬度相同时，合金钢的回火温度比相同含碳量的碳钢高，这对于消除内应力是有利的。而当回火温度相同时，合金钢的强度、硬度要比碳钢高。⑵ 产生二次硬化　　含有高W、Mo、Cr、V等元素的钢在淬火后回火加热时，由于析出细小弥散的这些元素碳化物以及回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体，使钢的硬度不仅不下降，反而升高，这种现象称为二次硬化。二次硬化使钢具有热硬性，这对于工具钢是非常重要的。⑶ 防止第二类回火脆性　　在钢中加入W、Mo可防止第二类回火脆性。这对于需调质处理后使用的大型件有着重要的意义。第三节工程结构用钢一、工程结构用钢的力学性能特点（一）屈服现象屈服现象出现的原因是由于间隙原子C、N所形成的柯氏气团对位错有很强的钉扎作用。消除的方法：1）预变形法，即预先进行超过屈服点的少量变形，使位错挣脱柯氏气团的钉扎，消除屈服点；2）减少间隙溶质原子含量，或加入一些固定C、N原子的强碳化物形成元素Ti、Nb等，使C、N与之结合

成稳定的化合物而从固溶体中消除出来，这样柯氏气团就无从产生了。（二）应变时效和淬火时效构件用钢经冷塑性变形后，在室温放置较长时间或稍经加热后，其强度、硬度升高，塑性、韧性下降，这种现象称为应变时效。淬火时效是低碳钢加热到接近Ac1温度淬火，于室温放置或稍经加热后，其强度提高而塑性韧性下降的现象。应变时效和淬火时效都增加钢的冷脆倾向，提高钢的脆性转变温度。（三）冷脆倾向性构件上的缺口和裂纹会大大提高材料的脆性转变温度、应变时效和淬火时效。材料的组织状态对钢的冷脆倾向也有重要影响。冶炼方法和钢材轧制工艺对冷脆倾向也有很大影响。二、合金元素对工程结构用钢性能的影响（一）对力学性能的影响（二）对焊接性的影响（三）对耐大气腐蚀性能的影响二、常用的工程结构用钢　　结构钢按用途可分为工程用钢和机器用钢两大类。工程用钢主要是用于各种工程结构，包括碳素结构钢和低合金高强度结构钢，这类钢冶炼简便、成本低、用量大，一般不进行热处理。而机器用钢大多采用优质碳素结构钢和合金结构钢，它们一般都经过热处理后使用。（一）碳素结构钢　　碳素结构钢原称普通碳素结构钢，但88年国家标准修订后，增加了C、D质量等级的优质钢。碳素结构钢含碳量低（0.06～0.38%），硫、磷含量较高。这类钢通常在热轧空冷状态下使用，其塑性高，可焊性好，使用状态下的组织为铁素体加珠光体。碳素结构钢常以热轧板、带、棒及型钢使用，用量约占钢材总量的70%。适合于焊接、铆接、栓接等。　　优质碳素结构钢的化学成分、力学性能和用途如表6-5所示。这类钢硫、磷含量较低（均不大于0.035%），力学性能优于（普通）碳素结构钢，多用于制造比较重要的机械零件。表（二）低合金高强度结构钢　　　低合金高强度结构钢是在碳素结构钢的基础上，加入少量的合金元素发展起来的，原称普通低合金钢。1、性能特点 ① 强度高于碳素结构钢，从而可降低结构自重、节约钢材；② 具有足够的塑性、韧性及良好的焊接性能；③ 具有良好的耐蚀性和低的冷脆转变温度。2、成分特点 ① 低碳：含碳量≤0.2%，以满足对塑性、韧性、可焊性及冷加工性能的要求；② 低合金：主加合金元素为锰。因为锰的资源丰富，对铁素体具有明显的固溶强化作用。锰还能降低钢的冷脆转变温度，使组织中的珠光体相对量增加，从而进一步提高强度。钢中加入少量的V，Ti，Nb等元素可细化晶粒、提高钢的韧性。加入稀土元素RE可提高韧性、疲劳极限，降低冷脆转变温度。3

、热处理特点 这类钢大多在热轧状态下使用，组织为铁素体加珠光体。考虑到零件加工特点，有时也可在正火及正火加回火状态下使用。4、典型钢种及用途 Q345（16Mn）是应用最广、用量最大的低合金高强度结构钢，其综合性能好，广泛用于制造石油化工设备、船舶、桥梁、车辆等大型钢结构，如我国的南京长江大桥就是用Q345钢制造的。Q390钢含有V、Ti、Nb，其强度高，可用于制造高压容器等。Q460钢含有Mo和B，正火后组织为贝氏体，强度高，可用于制造石化工业中温高压容器等。三、铸钢　　　以强度为主要特征的铸钢牌号为“ZG”（表示“铸钢”二字）加上两组数字，第一组数字表示最低屈服强度值，第二组数字表示最低抗拉强度值，单位均为MPa，如“ZG200-400”。　　　以化学成分为主要特征的铸钢牌号为“ZG”加上两位数字，这两位数字表示平均含碳量的万分之几。合金铸钢牌号在两位数字后再加上带有百分含量数字的元素符号。当合金元素平均含量为0.9~1.4%时，除锰只标符号不标含量外，其它元素需在符号后标注数字1；当合金元素平均含量大于1.5%时，标注方法同合金结构钢，如“ZG15Cr1Mo1V”、“ZG20Cr13”。第四节机器零件用钢一、机器零件用钢的合金化特点（一）提高钢的脆透性根据合金元素的作用可以见其分为主加元素和辅加元素两类。主加元素是指这些元素分别地或复合地加入钢中，对提高钢的脆透性和综合力学性能其主导作用，Si、Mn、Cr、Ni等元素属于此类。辅加元素如Mo、W、V、Ti、B、RE等，起着降低钢的过热敏感性和回火脆性，改善夹杂物的形态，进一步提高钢的脆透性，改善钢材性能的作用。（二）含碳量的选择和回火温度的确定淬火钢在回火处理时，随着回火温度的升高，强度下降，塑性升高，韧性的变化比较复杂，分别在第一类和第二类回火温度范围内出现峰值。钢的耐磨性和接触疲劳强度与钢的表面硬度有关，表面硬度越高，则其耐磨性越好，接触疲劳强度也越高。钢淬火后应进行低温回火。（三）提高钢的切削加工性常用的以改善钢的切削加工性能的合金元素有S、Pb、Ca、Te、Se等元素。钢的硬度和组织对钢的切削加工性能也有明显影响。二、渗碳钢渗碳钢是用于制造渗碳零件的钢种。常用渗碳钢的牌号、化学成分、热处理、性能及用途如表6~8所示。1、用途“ 渗碳钢主要用于制造要求高耐磨性、承受高接触应力和冲击载荷的重要零件，如汽车、拖拉机的变速齿轮，内燃机上凸轮轴、活塞销等。2、性能要求： ① 表面具有高硬度和高耐磨性，心部具有足够的韧性和强度，即表

硬里韧；② 具有良好的热处理工艺性能，如高的淬透性和渗碳能力，在高的渗碳温度下，奥氏体晶粒长大倾向小以便于渗碳后直接淬火。3、化学成分特点： ① 低碳：含碳量一般为0.1~0.25%，以保证心部有足够的塑性和韧性，碳高则心部韧性下降。②加入提高脆性的合金元素：主加元素为Cr、Mn、Ni、B等，它们的主要作用是提高钢的淬透性，从而提高心部的强度和韧性；辅加元素为W、Mo、V、Ti等强碳化物形成元素，这些元素通过形成稳定的碳化物来细化奥氏体晶粒，同时还能提高渗碳层的耐磨性。③加入阻止奥氏体晶粒长大的元素：为了阻止奥氏体晶粒长大，渗碳钢用以铝脱氧的本质细晶粒钢。Mn在钢中有促进奥氏体晶粒长大的倾向，所以在含锰渗碳钢中常加入少量的V、Ti等阻止阻止奥氏体晶粒长大的元素。4、热处理和组织特点： 渗碳件一般的工艺路线为：下料→锻造→正火→机加工→渗碳→淬火+低温回火→磨削。渗碳温度为900~950℃，渗碳后的热处理通常采用直接淬火加低温回火，但对渗碳时易过热的钢种如20、20Mn2等，渗碳后需先正火，以消除晶粒粗大的过热组织，然后再淬火和低温回火。淬火温度一般为Ac1+30~50℃。使用状态下的组织为：表面是高碳回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体（硬度达HRC58~62），心部是低碳回火马氏体加铁素体（淬透）或铁素体加托氏体（未淬透）。1）渗碳后预冷直接淬火及低温回火这种方法适用于合金元素含量较低又不易过热的钢，如20CrMnTi2）一次淬火淬火后缓冷至室温，重新加热淬火并低温回火。3）两次淬火淬火后缓冷至室温，重新加热两次淬火并低温回火。如18Cr2Ni4WA5、常用钢种　　根据淬透性不同，可将渗碳钢分为三类。① 低淬透性渗碳钢：典型钢种如20、20Cr等，其淬透性和心部强度均较低，水中临界直径不超过20~35mm。只适用于制造受冲击载荷较小的耐磨件，如小轴、小齿轮、活塞销等。② 中淬透性渗碳钢：典型钢种如20CrMnTi等，其淬透性较高，油中临界直径约为25~60mm，力学性能和工艺性能良好，大量用于制造承受高速中载、抗冲击和耐磨损的零件，如汽车、拖拉机的变速齿轮、离合器轴等。③ 高淬透性渗碳钢：典型钢种如18Cr2Ni4WA等，其油中临界直径大于100mm，且具有良好的韧性，主要用于制造大截面、高载荷的重要耐磨件，如飞机、坦克的曲轴和齿轮等。三、调质钢调质钢是指调质处理后使用的钢种。1、用途 调质钢主要用于制造受力复杂的汽车、拖拉机、机床及其他机器的各种重要零件，如齿轮、连杆、螺栓、轴类件等。2、性能要求 ① 具有良好

的综合力学性能，即具有高的强度、硬度和良好的塑性、韧性。② 具有良好的淬透性。3、化学成分特点 ① 中碳：调质钢含碳量为0.25~0.50%。碳低则强度不够，碳高则韧性不足。② 加入提高脆透性的合金元素：主加元素为Mn、Si、Cr、Ni、B，其主要作用是提高淬透性，其次是强化基体（除B之外）铁素体。辅加元素为W、Mo、V等，强碳化物形成元素V的主要作用是细化晶粒，而W、Mo的主要作用是防止高温（第二类）回火脆性。几乎所有合金元素都提高调质钢的耐回火性。③加入防止第二类回火脆性的元素：如Mo和W。④加入细化奥氏体晶粒的元素：常用的元素有W、Mo、V、Al等。4、热处理特点 调质件一般的工艺路线为：下料→锻造→退火→粗机加工→调质→精机加工。①预备热处理：采用退火（或正火），其目的是调整硬度、便于切削加工；改善锻造组织、消除缺陷、细化晶粒，为淬火做组织准备。②最终热处理：淬火加高温回火（调质），回火温度的选择取决于调质件的硬度要求。为防止第二类回火脆性，回火后采用快冷（水冷或油冷），最终热处理后的使用状态下组织为回火索氏体。当调质件还有高耐磨性和高耐疲劳性能要求时，可在调质后进行表面淬火或氮化处理，这样在得到表面高耐磨性硬化层的同时，心部仍保持综合力学性能高的回火索氏体组织。　　　近年来，利用低碳钢和低碳合金钢经淬火和低温回火处理，得到强度和韧性配合较好的低碳马氏体来代替中碳的调质钢。在石油、矿山、汽车工业上得到广泛应用，收效很大。如用15MnVB代替40Cr制造汽车连杆螺栓等，效果很好。5、典型钢种　　根据淬透性不同，可将渗碳钢分为三类。　　① 低淬透性调质钢：这类钢的油中临界直径为30~40mm，常用钢种为45、40Cr等，用于制造尺寸较小的齿轮、轴、螺栓等。　　② 中淬透性调质钢：这类钢的油中临界直径为40~60mm，常用钢种为40CrNi，用于制造截面较大的零件，如曲轴、连杆等。　　③ 高淬透性调质钢：这类钢的油中临界直径为60~100mm，常用钢种为40CrNiMo，用于制造大截面、重载荷的零件，如汽轮机主轴、叶轮、航空发动机轴等。四、弹簧钢1、用途 主要用于制造各种弹簧或类似性能的结构件。弹簧钢的牌号、化学成分、性能及用途见表6-10。2、性能要求 弹簧是利用弹性变形来贮存能量或缓和震动和冲击的零件。因此，要求弹簧：① 具有高的弹性极限或屈服极限和高的屈强比，以保证承受大的弹性变形和较高的载荷；② 具有高的疲劳强度，以承受交变载荷的作用；③ 具有足够的塑性和韧性。另外，一些在高温及易蚀

条件下工作的弹簧，还应具有良好的耐热性和耐蚀性。3、化学成分特点 ① 中、高碳：通常情况下，碳素弹簧钢的含碳量为0.6~0.9%，合金弹簧钢的含碳量为0.45~0.7%。② 加入主加元素Si、Mn，其主要作用是提高淬透性、强化铁素体，Si还是提高屈强比的主要元素。④加入辅加元素Cr、V、W等，其主要作用是细化晶粒，防止由Mn引起的过热倾向和由Si引起的脱碳倾向。4、加工及热处理特点 ①热成形弹簧——通常是在热卷簧后进行淬火加中温回火（350～500℃）处理，得到回火托氏体组织，其硬度可达HRC40～45，从而在保证得到高的屈服强度的条件下又具有足够的韧性。② 冷成形弹簧——对于钢丝直径较细或厚度较薄的弹簧，可以先进行强化处理通过然后卷制成形，最后进行回火和稳定尺寸。根据强化方式不同，可分为三种情况。1）铅淬冷拔钢丝：铅淬处理是将弹簧钢经正火酸洗后，先冷拔到一定尺寸，再加热到 Ac3+（80～100）℃奥氏体化，接着通过温度为500～520℃的铅浴进行等温冷却，以获得索氏体组织，此时钢具有很高的塑性和较高的强度。2）冷拔钢丝3）淬火回火钢丝五、滚动轴承钢1、用途 滚动轴承钢是用于制造滚动轴承的滚动体和轴承套的专用钢种，分为高碳铬轴承钢、渗碳轴承钢、不锈轴承钢和高温轴承钢四类，这里只介绍高碳铬轴承钢。由于高碳铬轴承钢属于高碳钢，因而也可用于制造精密量具、冷冲模和机床丝杠等耐磨零件。2、性能要求 轴承工作时，滚动体和轴承套之间为点或线接触，接触应力高达3000~3500MPa，且承受周期性交变载荷引起的接触疲劳，频率达每分钟数万次，同时还承受摩擦。因此要求：①具有高的强度和硬度；② 具有很高的接触疲劳强度；③ 具有很高的耐磨性；④足够的韧性、对大气和润滑油的腐蚀抗力及尺寸稳定性等。3、高碳铬轴承钢的化学成分特点 ① 高碳：含碳量一般为0.95~1.10%，以保证高的硬度和耐磨性。② 合金元素：主加元素是Cr，其主要作用是提高淬透性，铬还会进入渗碳体形成合金渗碳体，提高耐磨性。此外，铬还有提高耐蚀性的作用。当铬含量高于1.65%时，会因残余奥氏体量增加而使钢的硬度和稳定性下降。钢中加入Si、Mn、Mo会进一步提高淬透性和强度，加入V则是为了细化晶粒。③高的冶金质量4、热处理特点 高碳铬轴承钢的热处理主要为球化退化、淬火和低温回火。球化退化作为预备热处理，其主要目的是降低硬度，便于切削加工，并为淬火做组织准备。最终热处理是加热到840℃，在油中淬火，并在淬火后立即进行低温回火（160～180℃），回火后的硬度HRC>61。使用状态

下的组织为回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体。为了减少残余奥氏体量，稳定尺寸，可在淬火后进行冷处理（-60~-80℃），并在磨削加工后进行低温（120℃左右）时效处理。5、典型钢种 高碳铬轴承钢的牌号和化学成分示于表6-11。其中应用最广的是GCr15钢，大量用于制造大中型轴承，此外，还常用来制造冷冲模、量具、丝锥等。制造大型轴承也可用GCr15SiMn。第五节工具钢　　工具钢是用来制各种工具的钢种。按用途可分为刃具钢、模具钢和量具钢。按照化学成分不同可分为碳素工具钢、合金工具钢和高速钢三类。一般来说，碳素工具钢热稳定性最差，合金工具钢较高，高速钢最好。一、刃具钢㈠ 用途 主要用于制造各种金属切削刀具，如车刀、铣刀、刨刀及钻头等。㈡ 性能要求 ① 高硬度：刃具硬度必须大于被切材料硬度，一般要求HRC>60。② 高耐磨性：耐磨性不仅取决于硬度，同时还与钢中硬质相的性质、数量、大小和分布有关。③ 高热硬性（或红硬性）：热硬性是指钢在高温下保持高硬度的能力。要求高的热硬性是为了防止刀具在高速切削时因摩擦升温而软化。④ 足够的韧性：避免刃具在受冲击震动时发生崩刃或脆断。㈢ 常用刃具钢1、碳素工具钢碳素工具钢为高碳钢，其含碳量为0.65~1.35%，随含碳量提高，钢中碳化物量增加，钢的耐磨性提高，但塑性和韧性下降。碳素工具钢在淬火并低温回火状态下使用。回火的目的是在保持高硬度的条件下消除淬火应力，提高塑性和韧性。碳素工具钢锻、轧后淬火前应进行的预备热处理一般为球化退火,其目的是降低硬度，便于切削加工，并为淬火准备均匀细小的粒状珠光体组织。最终热处理为淬火加低温回火。使用状态下的组织为回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体，硬度可达60～65HRC。碳素工具钢的优点是成体低、耐磨性和加工性较好，在手用工具和机用低速工具上广泛应用。缺点是热硬性差（切削温度低于200℃），淬透性低，只适于制作尺寸不大、形状简单的低速刃具。2、低合金工具钢　　低合金工具钢是在碳素工具钢的基础上加入少量合金元素（≤3~5%）形成的。其在保持高的含碳量（0.75～1.50%）同时，加入了Cr、Mn、Si、W、V等合金元素，Cr、Mn、Si的主要作用是提高淬透性，Si还有提高耐回火性的作用；W、V的作用是提高耐磨性，并细化晶粒。　　低合金工具钢的热处理特点基本与碳素工具钢相同，采用球化退火作为预备热处理，最终热处理为淬火加低温回火，使用状态下的组织为回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体。与碳素工

具钢不同的是，由于加入了合金元素，钢的淬透性提高了，因此可采用油淬火，淬火后的硬度与碳素工具钢都处在同一范围，但淬火变形、开裂倾向小。切削温度可达250℃，仍属于低速切削刃具钢。　　低合金工具钢的牌号、成分、热处理及用途如表6-14所示。典型钢种是9SiCr，由于加Si、Cr提高了淬透性，其油中临界直径可达40～50mm，另外，由于Si等还提高耐回火性，使钢在250～300℃下仍保持HRC60以上的硬度。广泛用于制造形状复杂、要求变形小的低速切削刃具，如丝锥、板牙等，也常用作冷冲模。3、高速工具钢（高速钢）高速钢是制造高速切削刀具用钢。它的主要性能特点是热硬性高，当切削温度达到600℃时，硬度仍能保持在HRC55～60以上。高速钢的淬透性高，空冷即可淬火，俗称 “风钢”。由大量的W、Mo、Cr、Co、V等元素组成，如W6Cr4V2Co5.⑴ 化学成分特点　①　高碳：含碳量为0.70~1.6%，以保证形成足够量的碳化物。② 合金元素：主要加入的元素是Cr、W、Mo、V，加Cr的主要目的是为了提高淬透性，各高速钢的铬含量大多在4%左右。铬还提高钢的耐回火性和抗氧化性。W、Mo的主要作用是提高钢的热硬性，原因是在淬火后的回火过程中，析出了这些元素的碳化物，使钢产生二次硬化。V的主要作用是细化晶粒，同时由于VC硬度极高，可提高钢的硬度和耐磨性。⑵ 加工与热处理　　高速钢的加工工艺路线为：下料→锻造→退火→机加工→淬火+回火→喷砂→磨削加工。　　① 锻造 高速钢是莱氏体钢，其铸态组织为亚共晶组织，由鱼骨状莱氏体与树枝状的马氏体和托氏体组成（见图6-6），这种组织脆性大且无法通过热处理改善。因此，需要通过反复锻打来击碎鱼骨状碳化物，使其均匀地分布于基体中。可见，对于高速钢而言，锻造具有成型和改善组织的双重作用。　　② 退火 高速钢的预备热处理是球化退火，其目的是降低硬度，便于切削加工，并为淬火作组织准备。退火后组织为索氏体加细颗粒状碳化物。　　③ 淬火 高速钢的导热性较差，故淬火加热时应在600～650℃和800～850℃预热二次，以防止变形与开裂。高速钢的淬火温度高达1280℃，以使更多的合金元素溶入奥氏体中，达到淬火后获得高合金元素含量马氏体的目的。淬火温度不宜过高，否则易引起晶粒粗大。淬火冷却多采用盐浴分级淬火或油冷，以减少变形和开裂倾向。淬火后的组织为隐针马氏体加颗粒状碳化物和较多的残余奥氏体（约30%）。硬度为61～63HRC。　　④ 回火 高速钢淬火后通常在550~570℃进行三次回火，其主要目的是减少残余奥氏体量，稳定组织，并产

生二次硬化。在回火过程中，随温度升高，大量细小弥散的钨、钼、钒碳化物从马氏体中析出，使钢的硬度不仅不降，反而明显提高；同时由于残余奥氏体中的碳和合金元素含量下降及所受马氏体的压力降低，MS点上升，在回火冷却时转变为马氏体，也使硬度提高，产生二次硬化。W18Cr4V钢的硬度与回火温度关系如图6-9所示。　　采用多次回火是为了逐步减少残余奥氏体量，同时每次回火加热都使前一次回火冷却时产生的淬火马氏体回火。经淬火和三次回火后，高速钢的组织为回火马氏体、细颗粒状碳化物加少量残余奥氏体（＜3%）。⑶ 常用钢种　　常用的高速钢列于表6-15。其中最常用的钢种为钨系的W18Cr4V和钨—钼系的W6Mo5Cr4V2。这两种钢的组织性能相似，但前者的热硬性较好，后者的耐磨性、热塑性和韧性较好。主要用于制造高速切削刃具，如车刀、刨刀、铣刀、钻头等二、模具钢　　模具钢是用以制造各种冷热模具的钢种，分为冷作模具钢和热作模具钢。㈠ 冷作模具钢：是指常温下使金属变形的模具用钢，它的变形抗力很大。1、用途 冷作模具钢主要用于制造各种冷成型模具，如冷冲模、冷挤压模、冷镦模和拔丝模等，工作温度一般不超过200~300℃.2、性能要求 材料在冷态下变形抗力较大，因而冷模具在工作时承受很大的载荷及冲击、摩擦作用，磨损、变形和断裂是其失效的主要形式。为此，要求冷作模具钢具有以下性能：① 高硬度（58~62HRC）和高耐磨性；②　足够的强度和韧性；③ 良好的工艺性能，如淬透性、切削加工性等。3、冷作模具钢的类型⑴ 碳素工具钢和低合金工具钢 用于制造小尺寸、形状简单、受力不大的模具，如T8A、9Mn2V、9SiCr、CrWMn等。⑵ 耐冲击工具用钢 用于制造冶金、机械工业中剪切钢板或型材用的冷剪刀片和热剪刀片，如4CrW2Si、5CrW2Si等。合金元素Cr、W、Si的作用是提高淬透性、耐磨性和回火稳定性。耐冲击工具用钢和冷作模具钢的牌号、化学成分及硬度列于⑶ Cr12型冷作模具钢 用于制造受力大的冷模具。　　① 成分特点 a.高碳：含碳量为1.40~2.30%，以保证高的硬度和耐磨性；b.合金元素：主加元素是Cr，其主要作用是提高淬透性，辅加元素有W、Mo、V等，这些元素与Cr一起形成高硬度的碳化物，从而提高耐磨性。此外，这些辅加元素还有细化晶粒作用。　　② 热处理特点 Cr12型钢属莱氏体钢，其网状共晶碳化物需通过反复锻造来改变其形态和分布。热处理采用淬火加回火处理。当回火温度较低时，钢的硬度可达61~64HRC，耐磨性和韧性较好，适用于重载模具；当在较高温度下多次回火时

，会产生二次硬化，钢的硬度达60~62HRC，红硬性和耐磨性都较高，适用于在400~450℃下工作的模具。热处理后的组织为回火马氏体、颗粒状碳化物及少量残余奥氏体。　　③ 常用钢种 常用的钢种有Cr12和Cr12MoV，其热处理变形小，主要用于制造截面大、负荷大的冷冲模、挤压模、滚丝模、冷剪刀等。Cr12MoV钢通常采用980～1030℃油淬，150～180℃回火2～3h为了提高钢的韧性，可将回火温度提高为。它的导热性差，减小热应力，淬火加热前要进行两次预热。该钢含铬量高，淬透性好，小尺寸模具空冷即可淬火，采用油冷淬火是为了减少氧化、脱碳现象。㈡ 热作模具钢1、用途 热作模具钢主要用于制造使加热金属或液态金属成型的模具，如热锻模、热压模、热挤压模和压铸模等，工作时型腔表面温度可达600℃以上。2、性能要求 热模具在工作时承受很大的冲击载荷、强烈的摩擦和剧烈的冷热循环引起的热疲劳，因此要求热作模具钢具有以下性能：① 高温下良好的综合力学性能；② 高的抗热疲劳性能；③ 高的淬透性和良好的导热性；④ 高的抗氧化性。3、钢种 ① 热锻模钢 是中碳低合金钢，其含碳量为0.5~0.6%，加入的合金元素为Cr、Ni、Mn、Mo等，Cr、Ni、Mn的主要作用是提高淬透性、强化铁素体，Mo的主要作用是防止第二类回火脆性。其热处理为淬火加高温回火（调质），使用状态下的组织为回火索氏体。典型钢种如5CrNiMo、5CrMnMo，前者用于大型热锻模，后者用于中小型热锻模。　　② 压铸模钢 是中碳高合金钢，其含碳量一般为0.3~0.6%，加入的合金元素有Cr、Mn、Si、W、Mo、V等，Cr、Mn、Si的主要作用是提高淬透性，W、Mo、V的主要作用是提高耐磨性，产生二次硬化，W、Cr还有提高抗热疲劳的作用。其热处理为淬火后在略高于二次硬化峰值的温度（600℃左右）回火，组织为回火马氏体、颗粒状碳化物加少量残余奥氏体。典型钢种如3Cr2W8V。③热挤压模钢三、量具钢㈠ 用途 量具钢用于制造各种测量工具，如卡尺、千分尺、块规、塞规及螺旋测微仪等。㈡ 性能要求　量具在使用过程中要与被测零件接触，承受磨擦与冲击，而且本身必须具有高的尺寸精度和稳定性，因此，对其性能要求主要为：① 高的硬度和耐磨性；② 高的尺寸稳定性，热处理变形小。㈢ 量具用钢 量具无专用钢种1、碳素工具钢 如T10A、T12A等，用于制造尺寸小、形状简单、精度要求不高的量具。2、低合金工具钢和轴承钢 如CrWMn、GCr15等，用于制造精度要求高、形状较复杂的量具。3、表面热处理钢 如低碳钢渗碳、中碳钢表面淬火或氮化，适合于制造承受磨

损和冲击、质量要求较高的量具。4、不锈钢 如4Cr13和9Cr18，用于制造接触腐蚀介质的量具。㈣ 热处理特点 通过适当热处理可减少变形并提高组织稳定性。1、预备热处理采用球化退火或调质处理，因为球状碳化物稳定性最高。2、采用下限温度淬火和冷处理，目的是减少残余奥氏体量。3、回火后进行长时间低温（120~150℃）时效处理，以消除内应力，降低马氏体的正方度。第六节 特殊性能钢　　特殊性能钢是指具有特殊物理、化学性能的钢，本节只介绍不锈钢和耐热钢。一、不锈钢通常所说的不锈钢是不锈钢和耐酸钢的总称。在腐蚀性介质中具有抗腐蚀性能的钢，一般称为不锈钢。㈠ 金属腐蚀的概念　　腐蚀是指材料在外部介质作用下发生逐渐破坏的现象。金属的腐蚀分为化学腐蚀和电化学腐蚀两大类。化学腐蚀是金属直接与周围介质（非电解质）发生纯化学作用，如钢的高温氧化、脱碳等。电化学腐蚀是金属在酸、碱、盐等电解质溶液中由于原电池的作用而引起的腐蚀。大部分金属的腐蚀属于电化学腐蚀。　　不同电极电位的金属在电解质溶液中构成原电池，使低电极电位的阳极被腐蚀，高电极电位的阴极被保护。金属中不同组织、成分、应力区域之间都可构成原电池。　　为了防止电化学腐蚀，可采取以下措施：　　① 均匀的单相组织，避免形成原电池；② 提高合金的电极电位；③ 使表面形成致密稳定的保护膜，切断原电池。㈡ 用途及性能要求　　　不锈钢主要在石油、化工、海洋开发、原子能、宇航、国防工业等领域用于制造在各种腐蚀性介质中工作的零件和结构。　　　对不锈钢的性能要求主要是耐蚀性。此外，根据零件或构件不同的工作条件，要求其具有适当的力学性能。对某些不锈钢还要求其具有良好的工艺性能。㈢ 成分特点1、碳含量 不锈钢的碳含量在0.03～0.95%范围内。碳含量越低，则耐蚀性越好，故大多数不锈钢的碳含量为0.1～0.2%；对于制造工具、量具等少数不锈钢，其碳含量较高，以获得高的强度、硬度和耐磨性。2、合金元素 　⑴ 铬：铬是提高耐蚀性的主要元素。① 铬能提高钢基体的电极电位，当铬的原子分数达到1/8、2/8、3/8、…时，钢的电极电位呈台阶式跃增，称为n/8规律。所以铬钢中的含铬量只有超过台阶值（如n=1，换成质量百分数则为11.7%）时，钢的耐蚀性才明显提高。② 铬是铁素体形成元素，当铬含量大于12.7%时，使钢形成单相铁素体组织。③ 铬能形成稳定致密的Cr2O3氧化膜，使钢的耐蚀性大大提高。　⑵ 镍：加镍的主要目的是为了获得单相奥氏体组织。

　⑶ 钼：加钼主要是为了提高钢在非氧化性酸中的耐蚀性。　⑷ 钛、铌：钛、铌的主要作用是防止奥氏体不锈钢发生晶间腐蚀。晶间腐蚀是一种沿晶粒周界发生腐蚀的现象，危害很大。它是由于Cr23C6析出于晶界，使晶界附近铬含量降到12%以下，电极电位急剧下降，在介质作用下发生强烈腐蚀。而加钛、铌则先于铬与碳形成不易溶于奥氏体的碳化物，避免了晶界贫铬。㈣ 常用不锈钢　　目前应用的不锈钢，按其组织状态主要分为马氏体不锈钢、铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢三大类。1.马氏体不锈钢　　主要是Cr13型不锈钢。典型钢号为1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13。随含碳量提高，钢的强度、硬度提高，但耐蚀性下降。⑴ 1Cr13、2Cr13、3Cr13的热处理为调质处理，使用状态下的组织为回火索氏体。这三种钢具有良好的耐大气、蒸汽腐蚀能力及良好的综合力学性能，主要用于制造要求塑韧性较高的耐蚀件，如气轮机叶片等。⑵ 4Cr13的热处理为淬火加低温回火，使用状态下的组织为回火马氏体。这种钢具有较高的强度、硬度。主要用于要求耐蚀、耐磨的器件，如医疗器械、量具等。2.铁素体不锈钢　　典型钢号如1Cr17等。这类钢的成分特点是高铬低碳，组织为单相铁素体。由于铁素体不锈钢在加热冷却过程中不发生相变，因而不能进行热处理强化，可通过加入钛、铌等强碳化物形成元素或经冷塑性变形及再结晶来细化晶粒。铁素体不锈钢的性能特点是耐酸蚀，抗氧化能力强，塑性好。但韧性低，脆性大。引起脆性的原因：①晶粒粗大 ②475℃脆性，即将钢加热到450～550℃停留时产生的脆化。可通过加热到580～650℃保温1～5h后快冷消除。③ σ相脆性，即钢在520～820℃长期加热时，因析出硬而脆的σ相产生的脆化。这类钢广泛用于硝酸和氮肥工业的耐蚀件。3.奥氏体不锈钢主要是18-8（18Cr-8Ni）型不锈钢。这类钢的成分特点是低碳高铬镍，组织为单相奥氏体。因而具有良好的耐蚀性、冷热加工性及可焊性，高的塑韧性，这类钢无磁性。奥氏体不锈钢常用的热处理为固溶处理，即加热到920~1150℃使碳化物溶解后水冷，获得单相奥氏体组织。对于含有钛或铌的钢，在固溶处理后还要进行稳定化处理，即将钢加热到850~880℃，使钢中铬的碳化物完全溶解，而钛或铌的碳化物不完全溶解，然后缓慢冷却，使TiC充分析出，以防止发生晶间腐蚀。　　常用奥氏体不锈钢为1Cr18Ni9、1Cr18Ni9Ti等，广泛用于化工设备及管道等。防止晶间腐蚀的方法：一是改变钢的化学成分；二是在工艺上采取一些措施。为使奥氏体不锈钢得到最好的耐腐蚀性能以及消除加工

硬化，必须进行热处理。常用的热处理工艺有固溶处理、稳定化处理和去应力处理。二、耐热钢　　耐热钢是指在高温下工作并具有一定强度和抗氧化、耐腐蚀能力的钢种。它广泛用于制造蒸汽锅炉、蒸汽轮机、燃汽涡轮、喷气发动机以及火箭、原子能装置等构件或零件。如果在高温下给钢件加一低于该温度下屈服极限的恒定应力，那么在温度和载荷的长时间作用下，钢将以一定的速度产生塑性变形，这一现象称为蠕变。蠕变的发生可能导致钢件的断裂。钢件必须具备足够的抗氧化性和热强性。㈠ 耐热钢的抗氧化性和热强性热化学稳定性是指金属在高温下对各种介质化学腐蚀的抗力。其中最主要的是抵抗氧化的能力，即抗氧化性。提高抗氧化性的途径主要是通过在金属表面形成一层连续致密的结合牢固的氧化膜，阻碍氧进一步的扩散，使内部金属不被继续氧化。　　钢的抗氧化性是指钢在高温下抗氧化的能力。为了提高钢的抗氧化性，通常Cr、Si、 Al要同时加入抗氧化性钢中。其中Cr的作用最大，当合金中Cr 含量为15%时，其抗氧化温度可达900℃，当Cr含量为20～25%时，抗氧化温度可达1100℃。热强性表示金属在高温和载荷长时间作用下抵抗蠕变和断裂的能力，即表示材料的高温强度。通常以蠕变强度和持久强度来表征。 提高钢的热强性可通过提高基体金属原子间的结合力 、强化晶界及弥散强化等途径。金属原子间结合力越大，则热强性越强。奥氏体型钢的蠕变抗力较高。合金化可提高钢的热强性。形成单相固溶体，可提高基体原子间的结合力和热强性。W、Mo、Cr、Mn是提高基体热强性效果显著的合金元素。从过饱和的固溶体中沉淀出弥散的强化相可以提高钢的热强性。加入B等表面活化元素，可以填充晶界空位，从而强化晶界，提高蠕变抗力。①加入Cr、Ni、W、Mo等元素的作用是产生固溶强化、阻碍晶界原子扩散，提高高温强度；②加入W、Mo、V、Ti、Nb、Al等元素的作用是形成弥散分布且稳定的VC、TiC、NbC等碳化物和稳定性更高金属间化合物，它们在高温下不易聚集长大，有效地提高高温强度；③加入B、Zr、Hf、RE等元素的作用是净化晶界或填充晶界空位，从而强化晶界，提高高温断裂抗力。（二） 常用的耐热钢及热处理　　常用耐热钢按照正火组织可分为珠光体型钢、马氏体型钢和奥氏体型钢等。1、珠光体耐热钢　　　常用钢种为15CrMo和12Cr1MoV等。这类钢一般在正火+回火状态下使用，组织为珠光体加铁素体，其工作温度低于600℃。由于含合金元素量少，工艺性好，常用于制造锅炉、化工压力容器、热交换器、气阀等

耐热构件。其中15CrMo主要用于锅炉零件。这类钢在长期的使用过程中，易发生珠光体的球化和石墨化，从而显著降低钢的蠕变和持久强度。通过降低含碳量和含锰量，适当加入铬、钼等元素，可抑制球化和石墨化倾向。　　　此外，20、20g也是常用的珠光体耐热钢，常用于壁温不超过450℃的锅炉管件及主蒸汽管道等。2、马氏体耐热钢常用钢种为Cr12型（1Cr11MoV，1Cr12WMoV）、Cr13型（1Cr13，2Cr13）和4Cr9Si2等。这类钢铬含量高，其抗氧化性及热强性均高于珠光体耐热钢，淬透性好。马氏体耐热钢多在调质状态下使用，组织为回火索氏体。其最高工作温度与珠光体耐热钢相近，多用于制造600℃以下工作受力较大的零件，如汽轮机叶片和汽车阀门等。加入W、Mo、V、Ti、Nb是为了强化基体固溶体及形成更稳定的碳化物，加入B可以强化晶界，从而可以提高钢的热强性和叶片的使用温度。3、奥氏体耐热钢奥氏体耐热钢的耐热性能优于珠光体耐热钢和马氏体耐热钢，具有更高的热强性和抗氧化性，其冷塑性变形性能和焊接性都很好，一般工作温度在600～900℃，广泛用于航空、舰艇、石油化工等工业部门制造汽轮机叶片，发动机气阀及炉管等。最典型的牌号是1Cr18Ni9Ti，铬的主要作用是提高抗氧化性，加镍是为了形成稳定的奥氏体，并与铬相配合提高高温强度，钛的作用是通过形成碳化物产生弥散强化。　　　4Cr25Ni20(HK40)及4Cr25Ni35(HP)钢是石化装置上大量使用的高碳奥氏体耐热钢。这种钢在铸态下的组织是奥氏体基体+骨架状共晶碳化物，其在高温运行过程中析出大量弥散的Cr23C6型碳化物产生强化，900℃、1MPa应力下的工作寿命达10万小时。　　　4Cr14Ni14W2Mo是用于制造大功率发动机排气阀的典型钢种。此钢的含碳量提高到0.4%，目的在于形成铬、钼、钨的碳化物并呈弥散析出，提高钢的高温强度。三、耐磨钢　　　耐磨钢主要是指在冲击载荷作用下发生冲击硬化的高锰钢。1、用途和性能要求 高锰钢主要用于既承受严重磨损又承受强烈冲击的零件，如拖拉机、坦克的履带板、破碎机的颚板、挖掘机的铲齿和铁路的道岔等。因此，高的耐磨性和韧性是对高锰钢的主要性能要求。2、成分特点 ① 高碳：含碳量为0.75~1.45%，以保证高的耐磨性；② 高锰：含锰量为11~14%，以保证形成单相奥氏体组织，获得良好的韧性。3、热处理及使用 高锰钢的铸态组织为奥氏体加碳化物，性能硬而脆。为此，需对其进行“水韧处理”，即把钢加热到1100℃，使碳化物完全溶入奥氏体，并进行水淬，从而获得均匀的过饱和单相奥氏体。这时，其强度、硬度并

不高（HB180~200），但塑性、韧性却很好。为获得高耐磨性，使用时必须伴随着强烈的冲击或强大的压力，在冲击或压力作用下，表面奥氏体迅速加工硬化，同时形成马氏体并析出碳化物，使表面硬度提高到HB500~550，获得高耐磨性。而心部仍为奥氏体组织，具有高耐冲击能力。当表面磨损后，新露出的表面又可在冲击或压力作用下获得新的硬化层。　　　高锰钢水冷后不应当再受热，因加热到250℃以上时有碳化物析出，会使脆性增加。这种钢由于具有很高的加工硬化性能，所以很难机械加工，但采用硬质合金、含钴高速钢等切削工具，并采取适当的刀角及切削条件，还是可以加工的。第十二章铸铁一、铸铁的分类含碳量大于2.11%的铁碳合金称为铸铁，小于2.11%的称为碳钢。铸铁的分类方法很多。根据碳存在的形式可分为三种：1.白口铸铁（简称白口铁）白口铸铁中的碳全部或大部分以渗碳体形式存在，断口呈白亮色。其性能硬而脆，切削加工困难。除少数用来制造硬度高、耐磨、不需要加工的零件或表面要求硬度高、耐磨的冷硬铸件外（如破碎机的压板、轧辊、火车轮等 ），还可作为炼钢原料和可锻铸铁的毛坯。2.灰口铸铁（简称灰口铁）灰口铸铁中的碳大部分或全部以游离的石墨的形式存在，断口呈暗灰色。灰口铸铁具有良好的铸造性能和切削加工性能，且价格低廉，制造方便，因而应用比较广泛。根据石墨的形态，灰铸铁可分为：普通灰铸铁，石墨呈片状；球墨铸铁，石墨呈球状；可锻铸铁，石墨呈团絮状；蠕墨铸铁，石墨呈蠕虫状。3.麻口铸铁（简称麻口铁）麻口铸铁中的碳既以渗碳体形式存在，又以游离态石墨形式存在。断口来杂着白亮的游离渗碳体和暗灰色的石墨，故称为麻口铁。生产中很少用麻口铁。铸铁与钢具有相同的基体组织，主要有铁素体、珠光体及铁素体加珠光体三类。由于基体组织不同，灰铸铁可分为铁素体灰铸铁、珠光体灰铸铁和铁素体加珠光体灰铸铁。二、铸铁组织的形成铸铁的石墨化过程：铸铁中石墨的结晶过程称为石墨化过程。石墨化过程主要取决于冷却条件。 根据Fe－C合金双重状态图，在极缓慢冷却条件下，铸铁石墨化过程可分为两个阶段：在P'S'K'线以上发生的石墨化称为第一阶段石墨化，包渗括结晶时共晶石墨、一次石墨、二次石墨的析出和加热时共晶渗碳体、一次渗碳体及二次渗碳体的分解；在P'S'K'线以下发生的石墨化称为第二阶段石墨化，包括冷却时共析石墨的析出和加热时共析渗碳体的分解。第二阶段石墨化形成的石墨大多优先附加在已有石墨片上。石墨的形

态主要由第一阶段石墨化所控制。如果第一阶段和第二阶段石墨化过程都能够充分地进行，那么可得到铁素体基灰铸铁；如果第一阶段完全石墨化，而第二阶段石墨化完全没有进行，则得到珠光体基灰铸铁；如果第一阶段石墨化充分进行，第二阶段石墨化能部分进行，则得到铁素体-珠光体基灰铸铁；若第一阶段和第二阶段石墨化都不进行，那么将得到白口铸铁。影响铸铁组织或石墨化的主要因素有化学成分和冷却速度。在其他条件一定的情况下，铸铁的冷却速度取决于铸件壁厚，铸件越厚，冷却速度越小。（1）化学成分: 按对石墨化的作用，可分为促进石墨化的元素（C、Si、Al、Cu、Ni、Co、P等）和阻碍石墨化的元素（Cr、W、Mo、V、Mn、S等）两大类。　·C和Si是强烈促进石墨化的元素；S是强烈阻碍石墨化的元素，而且还降低铁液的流动性和促进高温铸件开裂；　·适量的Mn既有利于珠光体基体形成，又能消除S的有害作用；　·P是一个促进石墨化不太强的元素，能提高铁液的流动性，但当其质量分数超过奥氏体或铁素铁的溶解度时，会形成硬而脆的磷共晶，使铸铁强度降低，脆性增大。　　　总之，生产中，C、Si、Mn为调节组织元素，P是控制使用元素，S属于限制元素。(2)冷却速度: 一定成分的铸铁，石墨化程度取决于冷却速度。冷速越慢，越利于碳原子的扩散，促使石墨化进行。冷速越快，析出渗碳体的可能性就越大。影响冷却的因素主要有浇注温度、铸件壁厚、铸型材料等。当其它条件相同时，提高浇注温度，可使铸型温度升高，冷速减慢；铸件壁厚越大，冷速越慢；铸型材料导热性越差，冷速越慢。除了C、Si是强烈促进石墨化的元素外，Al、P、Ni、Cu等元素也是促进石墨化的元素，而B、Mg、V、Cr、S、Mo、Mn、W等元素属于阻碍石墨化的元素。Cu和Ni既促进共晶时的石墨化又能阻碍共析时的石墨化。生产中为了避免产生白口和麻口，铸铁中必须加入足够的C、Si、Al等促进石墨化的元素。为了提高铸铁的强度，又希望得到珠光体基体，加入Cu和Ni可起这种作用。三、石墨与基体对铸铁性能的影响铸铁的组织由基体组织和石墨组成。石墨的数量、大小和分布对铸铁的性能有显著影响。就片状石墨而言，石墨数量越多，对基体的削弱作用和应力集中程度越大，灰铸铁的抗拉强度和塑性越低。灰铸铁强度最低，塑性和韧性越差。可锻铸铁中石墨呈团絮状，对基体的割裂作用显著降低，因而强度增大，塑性明显降低。球墨铸铁强度最高，断裂韧度也较高。因此改善石墨形状是提高铸铁性能的一条重要途径。基体组织对铸铁的力学性

能也起着重要作用。铸铁基体中铁素体相越多，铸铁塑性越好；基体中珠光体数量越多，则铸铁的抗拉强度和硬度越高。只有当石墨为团絮状、蠕虫状或球状时，改变基体组织才能显示出其对性能的影响。强化铸铁时，一方面要改变石墨的数量大小、形态和分布，尽量减少石墨的有害作用；另一方面又可通过合金化、热处理或表面处理方法调整基体组织，提高基体性能，以改善铸铁的强韧性。石墨在铸铁中具有良好的吸振作用；石墨本身具有良好的润滑作用和减摩作用。第二节 常用铸铁一、灰铸铁（一）灰铸铁的牌号、成分及组织灰铸铁牌号由“灰铁”二字拼音字首“HT”和其后的数字组成。数值表示最低抗拉强度。如灰铸铁HT200,表示最低抗拉强度为200MPa。灰铸铁的强度与铸件的壁厚有关，铸件壁厚增加则强度降低，这主要是由于壁厚增加使冷却速度降低，造成基体组织中铁素体增多而珠光体减少的缘故。灰铸铁的孕育处理　　　浇注时向铁液中加入少量孕育剂（如硅铁、硅钙合金等），改变铁液的结晶条件，以得到细小、均匀分布的片状石墨和细小的珠光体组织的方法，称为孕育处理。　　　孕育处理时，孕育剂及它们的氧化物使石墨片均匀细化，并使铸铁的结晶过程几乎在全部铁液中同时进行，避免铸件边缘及薄壁处出现白口组织，使铸铁各个部位截面上的组织与性能均匀一致，提高了铸铁的强度、塑性和韧性，同时也降低了灰铸铁的断面敏感性。经孕育处理后的铸铁称为孕育铸铁，表4-24中，HT250、HT300、HT350即属于孕育铸铁，常用于制造力学性能要求较高，截面尺寸变化较大的大型铸件，如汽缸、曲轴、凸轮、机床床身等。(二）灰铸铁的热处理　　灰铸铁热处理只能改变基本组织，不能改变石墨的形态和分布，所以灰铸铁热处理不能显著改善其力学性能。灰铸铁的热处理常用于消除铸件的内应力、稳定尺寸、改善切削加工性和提高铸件表面耐磨性。　　1.消除内应力退火在铸造过程中，产生很大的内应力不仅降低铸件强度，而且使铸件产生翘曲、变形，甚至开裂。因此，铸铁件铸造后必须进行消除应力退火，又称人工退火。即将铸件缓慢加热到500～550℃适当保温后，随炉缓冷至150～200℃出炉空冷。　　2.消除白口组织的退火或正火　 石墨化退火一般是将铸件加热到850～900℃，保温1～4h（取决于铸件壁厚），然后随炉缓冷，使部分渗碳体分解，最终得到铁素体基或铁素体-珠光体基灰铸铁从而消除白口，降低硬度，改善切削加工性。正火是将铸件加热至850～900℃保温1～3h后出炉空冷，使共析渗碳体

不发生分解，最终得到珠光体基灰铸铁，从而既消除了白口、改善了可加工性，又提高了铸件的强度、硬度和耐磨性。3.表面淬火 　 采用表面淬火工艺使铸件表面获得回火马氏体加片状石墨的硬化层，从而提高灰铸铁的表面强度、耐磨性和疲劳强度，延长其使用寿命。一般采用珠光体灰铸铁。二、可锻铸铁它是由白口铸件经石墨化退火而得到的一种高强度铸铁。与灰铸铁相比，它具有较高的强度、塑性和冲击韧度，但不能锻造。分为黑心可锻铸铁、珠光体可锻铸铁和白心可锻铸铁三类。（一）可锻铸铁的牌号、性能及组织KTH（Z）（可铁）+ 数字（最低抗拉强度）+数字（最低伸长率）“H” 表示黑心可锻铸铁　　“Z” 表示珠光体可锻铸铁 “B”表示白心可锻铸铁如KTH330-08，表示最低抗拉强度σb＝330Mpa 、最低伸长率δ＝8%的黑心（铁素体基体）可锻铸铁黑心可锻铸铁和珠光体可锻铸铁是由白口铸铁经长时间石墨化退火得到的。黑心可锻铸铁强度不算高，但具有良好的塑性和韧性。珠光体可锻铸铁塑性和韧性不及黑心可锻铸铁，但强度、硬度和耐磨性高。（二）可锻铸铁的化学成分及石墨化退火可锻铸铁的显微组织取决于石墨化退火工艺。可锻铸铁的应用　　　1、铁素体可锻铸铁具有较高的塑性和韧性，且铸造性能好，它常用于制造形状复杂的薄截面零件，其工作时易受冲击和振动。主要制造一些形状比较复杂并且在工作中承受一定冲击载荷的薄壁小型零件如汽车、拖拉机的后桥壳、轮壳、转向机构及管接头等；　　　2、珠光体可锻铸铁强度和耐磨性较好，可用于制造曲轴、连杆、凸轮、活塞等强度和耐磨性要求较高的零件。三、球墨铸铁（一）球墨铸铁的牌号、组织和性能球铁组织由基体组织和球状石墨组成。球铁的基本组织常用的有珠光体、珠光体-铁素体和铁素体三种。经合金化和热处理，也可获得下贝氏体、马氏体、托氏体、索氏体和奥氏体等基体组织。球墨铸铁QT500-7，QT800-2,QT是球铁2字汉语拼音字母首，数值表示最低抗拉强度值和最低伸长率值。球墨铸铁经热处理强化后力学性能有了较大提高，远超过灰铸铁，某些指标接近钢，并保持灰铸铁的其他优良特性应用范围很广，能代替中碳钢生产汽车、拖拉机中的齿轮、曲轴、连杆等等。（二）球墨铸铁的热处理球墨铸铁的力学性能取决于基体组织。球墨铸铁主要热处理工艺有退火、正火、调质和等温淬火。1.退火：球墨铸铁退火工艺包括消除内应力退火、高温退火和低温退火三种。（1）高温退火：球墨铸铁形成白口组织的倾向较大，铸态组

织中常出现莱氏体和自由渗碳体，使铸件脆性增大，硬度升高，切削性能恶化。为消除白口，获得高韧性的铁素体球铁，需进行高温石墨化退火，其工艺是将铸件加热至900～950℃，保温2～4h，进行第一阶段石墨化，然后炉冷至720～780℃（Ac1～Ar1),保温2～8h，进行第二阶段石墨化。如果在900～950℃保温后炉冷至600℃空冷，则由于第二阶段石墨化没有进行，将得到铁素体-珠光体球墨铸铁。（2）低温退火：当铸态球墨铸铁组织只有铁素体、珠光体及球状石墨而无自由渗碳体时，为了获得高韧性的铁素体球墨铸铁，可采用低温淬火。其工艺是将铸件加热到720～760℃，保温3～6h，然后随炉缓冷至600℃出炉空冷，使珠光体中渗碳体发生石墨化分解。2.正火：正火的目的是使铸态下的铁素体-珠光体球墨铸铁转变为珠光体球墨铸铁，并细化组织，以提高球墨铸铁的强度、硬度和耐磨性。根据正火温度不同，可分为高温正火和低温正火两种。高温正火即将铸铁加热到800～950℃保温1～3h，使基体全部转变为奥氏体，然后出炉空冷、风冷或喷雾冷却，从而获得全部珠光体基球墨铸铁。球墨铸铁导热性差，正火冷却时容易产生内应力，故正火后需进行回火消除之，加热到550～600℃保温2～4h空冷。低温正火即将铸铁加热到820～860℃（共析温度区），保温1～4h使球墨铸铁组织处于奥氏体、铁素体和球状石墨三相平衡区，然后出炉空冷，得到珠光体加少量铁素体加球状石墨组织，可使球墨铸铁获得较高的塑性、韧性和一定强度，具有较高的综合力学性能。3.调质处理：调质处理即将球墨铸铁加热到奥氏体区（850～900℃），保温2～4h后油淬，再经过550～600℃回火4～6h，得到回火索氏体基体加球状石墨组织。其目的是为了得到高的强度和韧性的球墨铸铁，其综合能力比正火还高。4.等温淬火：将铸铁加热到850～920℃保温以后，立即放入温度为250～350℃的硝盐中等温30～90min，使过冷奥氏体转变为下贝氏体。其目的是提高球墨铸铁的综合力学性能，在获得高强度或超高强度的同时，具有较好的塑性和韧性。等温淬火后应进行低温回火，使残余奥氏体转变为下贝氏体或等温后空冷过程中形成的少量马氏体转变为回火马氏体，以进一步提高球墨铸铁的强热性。四、蠕墨铸铁在一定成分的铁液中，加入一定量蠕化剂进行炉前处理得到的。蠕墨铸铁的强度和韧性比灰铸铁高，其塑性和韧性比球墨铸铁低，具有优良的抗热疲劳性能。蠕墨铸铁RuT+数字RuT是蠕铁2字的汉语拼音字母首，数值表示最低抗拉强度值，蠕墨铸铁强度、韧性、疲劳强度比灰铸铁强而比球墨铸铁弱，

大功率柴油机缸套，汽缸盖，机床机身，阀体，电动机外壳。比如灰铸铁抗压强度很好，但是韧性不好，就是我们通俗所说的脆，一打就断，所以不能机加，不能承受重载荷的剪切力，而球墨铸铁的韧性好可以机加那么它的抗压能力就不如灰铸铁，所以在做机械设计选材的时候要考虑零件主要受力种类及强度最后才是经济性来选材。第三节特殊性能铸铁一、耐磨铸根据工作条件的不同，耐磨铸铁可以分为减摩铸铁和抗磨铸铁两类。减磨铸铁用于制造在润滑条件工作的零件，如机床床身、导轨和汽缸套等。这些零件要求较小的摩擦系数。抗磨铸铁用来制造在于摩擦条件下工作的零件，如轧辊、球磨机磨球等。（一）减磨铸铁减磨铸铁的组织通常是在软基体上牢固地嵌有坚硬的强化相。它希望得到细片状珠光体基体，托氏体和马氏体基体铸铁耐磨性更好，一般多采用灰铸铁。（二）抗磨铸铁抗磨铸铁在干摩擦及磨粒磨损条件下工作。二、耐热铸铁铸铁的耐热性是指在高温条件下铸铁抵抗“氧化”和“生长”的能力。氧化是指铸铁在高温下与周围气氛接触使表层发生化学腐蚀的现象。由于表面形成氧化皮，减少了铸件的有效断面，因而降低了铸件的承载能力。生长是指铸铁在高温下反复加热冷却时发生的不可逆体积长大的现象，造成零件尺寸增大，并使机械性能降低。加入Si、Al、Cr等元素能阻止铸铁继续氧化和生长。耐热铸铁分为硅系、铝系、铝硅系及铬系铸铁等。三、耐蚀铸铁提高铸铁的耐蚀性的手段主要是加入合金元素以得到有利的组织和形成良好的保护膜。铸铁的基作组织最好是致密、均匀的单相组织、即A或F。中等大小又不相互连贯的石墨对耐蚀性有利。至于石墨的形状，则以球状或团絮状为有利。 常用的耐蚀铸铁有高硅、高铝、高硅钼等耐蚀铸铁。第十三章有色金属及合金第一节铝及铝合金铸造铝合金Al-Si系合金具有良好的铸造性能、耐蚀性能和力学性能。二元Al-Si合金（ZL102）又称硅铝明，属于过共晶何晶。该合金铸造后的组织为α固溶体和粗针状的硅晶体组成的共晶体（α+Si）及少量块状的初晶硅。由于共晶硅呈粗大针状，所以合金强度和塑性都很低。若浇注前在液态合金中加入微量钠或钠盐进行变质处理，可以得到由初晶α固溶体和细小共晶体（α+Si）组成的亚共晶组织。这是因为加入变质剂，可降低Al-Si合金的共晶温度，并使共晶点明显右移。因此，过共晶合金变成了亚共晶合金。在过冷条件下，形核率急剧升高，共晶组织变细，对于过共晶合金，由于共晶温度降低又使Si质点的形核点

减少。由于脆性的初晶硅的消失和共晶体细化，使合金的力学性能得到明显的改善。简单的Al-Si合金的流动性好，铸件致密，不易产生铸造裂纹，是比较理想的铸造合金。然而即使经过变质处理，合金强度仍然较低，通常用来制作力学性能要求不高而形状复杂的铸件。为了进一步提高Al-Si合金的力学性能，通常需要加入Cu、Mg、Mn等合金元素，形成强化相，通过淬火和时效使合金进一步强化，称为特殊硅铝明。第一节铝及铝合金一、纯铝1、性能：　　　1）用量最大的有色金属、银白色；　　　2）面心立方晶体、塑性好：δ= 50 %，ψ= 80 %，适于形变加工；　　　3）熔点低660℃、密度小（2.7g/cm3）为铁的1/3，是一种轻金属材料；　　　4）导电性和导热性较好，仅次于银和铜；　　　5）对大气有良好的耐蚀性（Al2O3），但对酸、碱、盐的耐蚀性差；　　　6）强度低бb = 80-100MPa，冷塑变后提高到бb = 150-200MPa。2、用途：　　　工业纯铝很少用于制造机械零件，多用于制作电线、电缆及要求热导、抗蚀且受轻载的用品或器皿。3、牌号 ： L+数字（序号，数字愈大其纯度愈低）二、铝合金的分类及热处理合金化：在铝中加入某些合金元素所形成的合金。最大特点比强度高（强度/密度之比），可用作受力构件和零件。铝合金有变形铝合金和铸造铝合金；变形铝合金有不可热处理强化的变形铝合金（Al-Mn系防锈铝合金、Al-Mg系防锈铝合金）、可热处理能强化铝合金（ 硬铝合金、超硬铝合金、铸造铝合金 ） 　　　　　　　　三、铝合金的热处理1）固溶热处理（淬火）　　　目的在水中快速冷却，获得过饱和铜（或其它合金元素）的α固溶体组织。2）时效　　　　经固溶热处理的合金在室温（自然时效）或加热至一定温度放置（人工时效），随时间廷长因第二相（如CuAl2）的弥散析出，使强度提高、塑性降低的现象称为时效强化，这种热处理方法称为时效。四、常用铝合金1、形变铝合金1）防锈铝合金（LF）-----200 Mpa左右（1）成分：为Al-Mn系、Al-Mg系合金，Mn、Mg的主要作用是固溶强化和提高耐蚀性。（2）热处理：不能进行时效强化，常采用冷变形方法提高其强度/（3）代号：“LF + 序号”， LF是“铝防”的汉语拼音字首，例、LF5。（4）应用：主要用于制作蒙皮、容器和装饰等抗蚀构件。2）硬铝（LY）-----300-480 MPa（1）成分：Al-Cu-Mg系合金，加入元素铜、镁形成强化相。（2）热处理与性能：经固溶-时效处理，能获得相当高的强度，故称“硬铝”；但抗蚀

性差，采用“包铝”提高抗蚀性能；（3）代号：“LY + 序号”， “LY”是“铝硬”的汉语拼音字首；例、LY11（4）应用：主要用于制作发动机叶片、滑轮等有一定强度要求的零件和构件。3）超硬铝（LC）-----600 MPa（1）成分：Al-Cu-Mg-Zn系合金，加入元素铜、镁、锌形成更多的强化相。（2）热处理：固溶处理-人工时效，其室温强度最高；采用“包铝”提高抗蚀性能。（3）代号：“LC + 序号”， “LC”是“铝超”的汉语拼音字首，例、LC4。（4）应用：多用于制造受力大的重要构件，如飞机大梁、起落架等。4）锻铝（LD）-----400 Mpa以上（1）成分与性能Al-Cu-Mg-Si系和Al-Cu-Mg-Ni-Fe系合金，特点：多元素少量；且具有良好的热塑性、铸造和锻造性能，适合压力加工。（2）热处理：固溶处理-人工时效强化后，仍保持较高强度。（3）代号：“LD + 序号”， “LD”是“铝锻”的汉语拼音字首；例、LD5。（4）应用：多用于制造受重载荷的锻件和模锻件。2、铸造铝合金1）成分：具有良好的铸造性能，其成分接近共晶点。2）热处理（1）变质处理；（2）固溶处理（淬火）+ 自然（人工）时效，提高其综合力学性能；3）代号　ZL （铸铝） + 序号 （1××-硅系；2××-铜系；3××-镁系；4××-辛系）例，ZL109---表示铸造铝硅合金。4）常用铸造铝合金牌号、性能和应用ZL109硅铝明：铸造性好、但力学性能低、бb=140MPa、δ=4%；形状复杂的零件：仪表、气缸体、水（油）泵壳体等。ZL201：具有较高的耐热强度。内燃机气缸盖、活塞等高温（300℃以下）工作的构件。ZL301：具有较好的耐蚀性能、高强度，但铸造性和耐热性差。 泵体、船舰配件等大气或海水中工作的构件。ZL401：具有较高的强度、铸造性好、价格便宜，但耐热性差。 汽车、飞机上形状复杂的构件。第二节 铜及铜合金一、纯铜（紫铜）　　　1、主要性能　　　1）观呈紫红色，又称紫铜；纯铜密度为8.9g/cm3；熔点1083℃；导电性和导热性优良；无磁性；碰撞冲击时无火花；　　　2）很好的化学稳定性，在大气、淡水、冷水中具有很好的耐腐蚀性；但在海水、氨盐、氯化物、碳酸盐及氧化性酸中抗蚀性差，表面产生绿色的碱式碳酸铜薄膜，即铜绿。　　　3）强度较低，但塑性极好，可加工成铜箔；但纯铜加工硬化指数高，故通过冷变形强化效果好；而且其低温韧性好，焊接性能优良。　　　2、应用　　　主要用于导电导热及兼有耐蚀性要求的结构件，如电机、电器、电线电缆、电刷、防磁机械、化工换热及深冷设备等，也用于配制各种性能的铜合金。　　　3、

牌号　　　按其纯度不同有四个牌号:　　　T1（99.95%Cu）、T2（99 .90%Cu）、T3（99.7%Cu）、T4（99.5%Cu），其常用作导电，一般铜材及制铜合金。二、铜合金　　　1、铜的合金化　　　通过合金元素固溶、淬火时效和形成过剩相来强化材料，提高合金的性能。　　　主要固溶强化元素有Zn、Sn、Ai、Mn、Ni等；Be、Ti、Zr、Cr等为常用的沉淀强化元素。　　　2、铜合金的分类　　　按成形方法分类：变形铜合金及铸造铜合金。　　　按化学成分分类：黄铜、青铜和白铜三大类。　　　1）黄铜 　　　（1）成分：在铜中主要加入合金元素锌所形成的合金。　　　（2）分类　　　按其成分分为：普通黄铜和特殊黄铜，普通黄铜是由铜和锌组成的二元合金，特殊黄铜是在普通黄铜中加入其它合金元素组成的多元合金；　　　按加工方法分为：压力加工黄铜和铸造黄铜。　　　（3）合金元素对黄铜性能的影响　　当Zn < 32%时，黄铜组织为单相α固溶体，Zn%↑→强度↑、塑性↑，可进行冷、热加工；　　当32% < Zn <45%时，Zn%↑→ 强度↑、塑性↓，黄铜组织为双相α+β` ，可进行热加工，但不适合冷变形加工；当Zn > 45%时，Zn%↑→强度↓、塑性↓。　　　加入Al、Sn、Ni、Mn等进一步提高合金强度和耐蚀性；　　　加入Si、Pb等可提高耐磨性。　　　（4）黄铜的牌号　　　　普通黄铜： H 70 含铜量的百分数　　　　特殊黄铜： H Pb 主加合金元素 59含铜量的百分数-1主加合金元素含量的百分数1%Pb　　　　铸造黄铜：Z Cu Zn （普通黄铜）合金38含Zn38%　　　　 （5）黄铜的性能和应用　　　бb≈320-600MPa，δ≈50%，价格便宜，因此日用品都用黄铜；　　　工程上制造弹壳、散热器、冷凝器管道等构件；　　　特殊黄铜可用于制造防海水浸蚀的船舶机械零件，如轴承、齿轮、螺旋桨叶和仪表，化工用耐蚀零件等。（6）经冷加工的黄铜制品存在残余应力，易发生应力腐蚀开裂，需进行去应力退火；　　　2）青铜　　　是指黄铜和白铜以外的其它铜合金。其中铜锡合金称为锡青铜，其它青铜称特殊青铜。　　　一般说，青铜的耐磨性比黄铜好，所以在机械制造中青铜用的比较多。（1）牌号　　　　压力加工：Q + 主加合金元素符号及其含量＋其它合金元素含量　　　　　　　　　　　例 ＱSn6.5-0.1――代表Sn=6.5%,P=0.1%的锡青铜　　　　铸造合金：ZCuSn10Pb1。（２）青铜分类、性能及应用　Ａ、锡青铜① 锡青铜在大气、淡水、海水和水蒸汽中具有良好的耐蚀性，但在酸类及氨水中其耐蚀性较差；②

Sn < 7%的锡青铜为α单相固溶体，塑性好，适于压力加工；③ Sn > 7%的锡青铜，由于塑性差，只适于铸造加工，且铸造性能一般（流动性差，易形成疏松，组织不致密，但收缩小）；青铜的耐磨性好；力加工锡青铜多用于制造导电弹性元件和轴瓦、轴套等耐磨零件；铸造锡青铜一般用于铸造气密性要求不高的铸件和艺术品。　B、铝青铜-----在铜中主要加入合金元素铝所形成的铜合金。　① 比黄铜和锡青铜具有更高的强度、耐磨性和耐蚀性，并易于获得致密的铸件；　② Al=5%--7%的铝青铜塑性好，一般为压力加工铝青铜，如ZQAl9Mn2；主要用作强度和耐磨性较高的耐磨零件（齿轮、蜗杆、轴套等）；③ Al=8%-10%的铝青铜塑性低，一般为铸造铝青铜（如QAl5、Qal7）；主要用作仪器、仪表中的耐蚀弹性零件。C、铍青铜------在铜中主要加入合金元素铍所形成的铜合金。　　　① 铍青铜经固溶时效处理强化后，其强度бb max=1250MPa，δ=2%--4%，疲劳抗力高，弹性好：　　　② 而且抗蚀、耐热、耐磨等性能均好于其它铜合金；　　　③ 导电性和导热性优良，而且具有无磁性、受冲击时无火花等优点；　　　④ 主要用于制造精密仪器、仪表的弹性元件、耐磨零件等。第三节 钛及其合金一、纯钛1、性质　　　1）钛在地壳中蕴藏丰富，仅次于铝、铁、镁而居第四。　　　2）纯钛为银白色金属，相对密度4.54，也是一种轻有色金属。钛熔点高（1680℃）、线膨胀系数小。　　　3）具有同素异物转变。　　　4）纯钛弹性模量低，耐冲击性好；强度与铁相似（бb=220-260MPa），比强度很高，且具有很高的塑性（δ =50-60%），钛的固溶强化显著，бb可高达550MPa，因此工业纯钛可直接用作工程结构材料。　　　5）钛具有较好的低温塑性，在550℃以下有较好的耐热性，故钛还常用作低温材料和耐热材料。　　　6）在大气、海水、高温气体（550℃以下）及中性和氧化性介质中具有极高耐蚀性，高于不锈钢；　　　但高温高浓度盐酸和硫酸、干燥氯气、氢氟酸和高浓度磷酸等介质对钛有较大的腐蚀作用。　　2、纯钛的应用　　　工业纯钛（α-Ti）因其密度小，耐蚀性优异，而更重要的是其力学性能良好，因此是航空航天、船舶、化工等工业中常用的一种结构材料。　　　常用于制造350℃以下及超低温下工作的受力较小的零件及冲压件，如飞机蒙皮、构架、隔热板、发动机部件、柴油机活塞、连杆及耐海水等腐蚀介质下工作的管道阀门等。二、钛合金及分类1、热处理　　　1）退火：提高合金塑性和韧性，消除应力及稳定组织

；　　　2）淬火时效：相变强化合金。2、钛合金的性能特点与应用　　　1）α型钛合金　　　（1）牌号：TA5、TA6、TA7　　　（2）组织：α单相固溶体或α固溶体加微量金属间化合物；　　　（3）热处理：不能热处理强化；　　　（4）性能：室温强度较低（бb=850MPa），但高温（500-600℃）强度高，бb = 400Mpa；组织稳定，耐蚀性优良，塑性及加工成型性好；具有优良的焊接性能和低温性能；　　　（5）应用：常用于制作飞机蒙皮、骨架、发动机压缩机盘和叶片、蜗轮壳以及超低温容器。2、β型钛合金　　　1）牌号：TB1、TB2　　　2）组织：亚稳β相；　　　3）热处理：淬火时效——沉淀强化效果显著；　　　4）性能　　　бb=1300MPa，δ=5%；淬火态塑性韧性很好，冷成型性好；但该合金密度大，组织不够稳定，耐热性差，使用不太广泛。　　　5）应用：制造飞机中使用温度不高但要求高强度的零部件，如弹簧、紧固件及厚截面构件。　　　　　　3. α+β型钛合金　　　1）牌号：TC1、TC2、TC3、TC4　　　2）组织：α+β（不超过30%）两相；　　　3）热处理：930℃固溶淬火+540℃时效2h；　　　4）性能-----综合机械性能极佳　　　бb=1300MPa，б0.2=1200MPa，δ=13%； 具有良好的耐热性和很好低温性能；　　　5）应用----是应用最广泛的钛合金。　　　可用于制造航空发动机压气机盘和叶片，火箭发动机外壳及冷却喷管、飞行器用特种压力容器及化工用泵、船舶零件和蒸汽轮机部件等。第四节 轴承合金　　　　定义：用于制作轴瓦及其内衬的合金，轴瓦可直接用耐磨合金制成，也可在钢背上浇注（或轧制）一层耐磨合金形成复合的轴瓦。1、工作条件周期性负荷、冲击作用；强烈摩擦和磨损；启动、停车时，出现边界润滑或半干摩状态，引起磨损。2、基本性能要求(1) 足够的抗压强度和疲劳强度；(2) 具有良好的减摩性，磨合性，抗冷焊性和嵌镶性；(3) 有一定的塑性和韧性；(4) 有良好的导热性和小的膨胀系数。3、组织和结构要求　　　1)成分　　　（1）用对钢铁互溶性小的元素组成的合金，如Sn、Pb、Al、Cu、Zn等的合金，其对钢铁材料的粘着性和擦伤性小；　　　（2）有适量低熔点元素。产生高温时，展平于摩擦面并形成塑性好的润滑层，减少接触点处的压力和摩擦阻力。　　　2) 组织软基体上分布有均匀硬质点；硬基体上分布均匀的软质点。软基体（或质点）作用：　　　凹陷、保持润滑油、嵌藏外来硬质点磨粒以免划伤轴颈；硬质点（或基体）作用：耐磨、支承轴的

压力、减小轴和轴瓦接触面积。4. 常用轴承合金　　　　1）锡基轴承合金（锡基巴氏合金）：　　　（1）成分　　　由Sn-Sb合金基础上添加Cu、Pb等元素形成，属软基体硬质点类。　　　（2）牌号　　　主要有ZchSnSb11-6、ZchSnSb8-4、ZchSnSb4-4等，　　　“Z”表示铸造，“ch”表示轴承合金，后为基本元素（Sn）+主加元素+ 主加元素含量 + 辅加元素含量等　　　例、 ZchSnSb11-6表示含11%Sb和6%Cu的Sn基铸造轴承合金。　　　（3）特点　　　摩擦系数小、线膨胀小、有良好的工艺性、嵌镶性和导热性、耐蚀性优良；　　　但其抗疲劳性能较差，运转工作温度应小于110℃，且成本高。　　　（4）应用　　　主要用于制作重要轴承，如汽轮机、蜗轮机、内燃机、压气机等大型机器的高速轴瓦等。　　　2）铅基轴承合金（铅基巴氏合金）　　　（1）成分　　　是Pb-Sb基合金基础上加入Sn和Cu元素形成，为软基硬质点类。　　　（2）牌号　　　ZchPbSn16-16-2，表示含16%Sn、16%Sb及2.0%Cu和余量的Pb，它可制成双层或三层金属结构。　　　（3）特点　　　高温强度高、亲油性好、有自润滑性、适于润滑较差的场合；而强度硬度、耐磨性、耐蚀性、导热性低于锡基合金，但成本低。　　　（4）应用　　　适宜制作中低载荷的轴瓦，如汽车拖拉机的曲轴轴承。　　　3）铝基轴承合金　　　（1）成分　　　可分为Al-Sn系（Al-20%Sn-10%Cu）、Al-Sb系（Al-4%Sb-0.5%Mg）和铝石墨系（Al-8Si合金+3~6%石墨）三类。　　　（2）特点　　　铝基轴承合金比重小，导热性好，疲劳强度高，抗蚀性和化学稳定性好，且价格低廉； 　　　（3）应用　　　适用于高速高载荷下工作的汽车和拖拉机，柴油机的轴承。　　　4）粉末冶金减磨材料　　　（1）成分　　　铁-石墨及铜-石墨多孔含油轴承材料及金属塑料减磨材料。　　　（2）特点　　　减摩性好，寿命高，成本低，效率高；且自润滑性优良，材料孔隙能贮润滑油，使其工作时具有长期的润滑性。　　　（3）应用　　　该类材料已广泛用于汽车、农机、冶金矿山和纺织机械中的轴承。　　　5）其他轴承材料　　　锌基轴承合金，铜基轴承合金、多层轴承合金、非金属材料轴承。