北京科技大學復試金屬學熱處理講義

1、名詞解釋沸騰鋼：1只用一定量的弱脫氧劑錳鐵對鋼液脫氧，因此鋼液含氧量較高。2 在沸騰鋼的凝固過程中，鋼液中碳和氧發(fā)生反應而產生大量氣體，造成鋼液 沸騰，這種鋼由此而得名。3沸騰鋼鋼錠宏觀組織的特點是，鋼錠內部有大量的氣泡，但是沒有或很少有 縮孔。鋼錠的外層比較純凈，這純凈的外層包住了一個富集著雜質的錠心。4 沸騰鋼鋼錠的 偏析較嚴重，低溫沖擊韌性不好，鋼板容易時效，鋼的力學性 能波動性較大。鎮(zhèn)靜鋼：1鎮(zhèn)靜鋼在澆注之前不僅用弱脫氧劑錳鐵而且還使用強脫氧劑硅鐵和鋁對鋼液 進行脫氧，因而鋼液的含氧量很低。2強脫氧劑硅和鋁的加入，使得在凝固過程中，鋼液中的氧優(yōu)先與強脫氧元素 鋁和硅結合，從而抑制了碳氧

2、之間的反應，所以鎮(zhèn)靜鋼結晶時沒有沸騰現(xiàn)象， 由此而得名。3 在正常操作情況下，鎮(zhèn)靜鋼中沒有氣泡，但有縮孔和疏松。與沸騰鋼相比， 這種鋼氧化物系夾雜含量較低，純凈度較高。鎮(zhèn)靜鋼的偏析不像沸騰鋼那樣嚴 重，鋼材性能也較均勻。樹枝狀偏析： 枝晶偏析）1依據(jù)相圖，鋼在結晶時，先結晶的枝干比較純凈，碳濃度較低，而遲結晶的 枝間部分碳濃度較高。2研究指出，在鋼錠心部等軸晶帶中枝晶偏析的特點是，在枝干部分成分變化 很小，這部分占有相當寬的范圍，在枝晶或者兩個相鄰晶粒之間，富集著碳、 合金元素和雜質元素，而且達到很高的濃度。枝干結晶時，在相當寬的范圍內 造成碳和合金元素、雜質元素的貧化 選擇結晶），這種貧化成

3、了枝晶間濃度特 高的前提。3為減少枝晶偏析的程度，可對鑄鋼和鋼錠進行擴散退火。區(qū)域偏析： 在整個鋼錠范圍內發(fā)生的偏析因為選擇結晶，雜質元素和合金元素被富集在晶枝近旁的液相中。在凝固速 度不是很高的情況下，枝晶近旁液相中雜質元素能夠借擴散和液體的流動而被轉移到很遠的地方。隨著凝固的進展，雜質元素在剩余的鋼液中不斷富集，各 種元素在整個鋼錠或鑄件的范圍內發(fā)生了重新分布，即產生了區(qū)域偏析。帶狀偏析： 在鋼錠中，有時在某些局部地區(qū)，化學成分與周圍有差異，形成所 謂的帶狀偏析。1 在鎮(zhèn)靜鋼鋼錠軸心縱剖面的試片的酸侵蝕面上，能觀察到成V 型和 A 型分布的偏析條帶。稱為V偏析或A偏析。2A偏析有兩種形式，

4、一種是偏析帶比較粗，多出現(xiàn)在大鋼錠中，尤其是當澆注溫度比較高時。另一種形式是一條宏觀的偏析帶由許多細的條紋構成。纖維狀組織：鋼凝固時所產生的枝晶偏析具有相對穩(wěn)定性。由枝晶偏析顯示的“初生晶 ?！彪S鋼坯外形改變而延伸。處于原枝晶間的范性夾雜物也一起形變。隨著形變 量的加大，“初生晶?！睆淖畛醯闹鶢罨虻容S形逐漸變成條帶狀或者紡錘形。被 延伸拉長的枝晶干和枝晶間就構成了形變鋼中的“纖維”。帶狀組織：1熱變形鋼試樣磨片用含 CuCI2的試劑浸蝕后放在顯微鏡下觀察，發(fā)現(xiàn)原來在肉眼觀察時所看到的那些纖維經過放大以后變成黑白交替的條帶，稱之為原始帶狀 組織，它是由樹枝狀結晶 偏析）所引起的。其中黑色條帶相當

5、于原樹枝狀晶較 純的枝干，白色條帶相當于原富含雜質的枝間區(qū)域。2 在熱變形鋼中還會出現(xiàn)另外一種形式的帶狀組織。這種帶狀組織使用普通硝酸酒精試劑侵蝕的情況下就能顯露出來。這里所看到的交替相間的條帶是由不同的 組織構成，稱為“顯微組織帶狀”。這些不同的組織是固態(tài)相變的結果，所以也 把這種帶狀組稱為二次帶狀。二次帶狀組織的形成意味著碳在固態(tài)相變中發(fā)生了 不均勻的重新分布 二次碳偏析）魏氏組織 :凡新相從母相中脫溶析出，新舊相之間有一定的位向關系，同時新相的中心平 面與母相的一定結晶學平面重合時，這樣一種具有紋理特征的組織可統(tǒng)稱為魏氏 組織?！胺闯！苯M織 :1 在原奧氏體晶界分布著粗厚的網(wǎng)狀滲碳體，在

6、此粗厚滲碳體的兩邊有很寬的游 離鐵素體，這樣的組織稱為“反?！苯M織。2研究指出，鋼在奧氏體相區(qū)加熱溫度越低 特別是在Acm-A1溫度區(qū)間加熱 時），奧氏體就越不均勻，其中含有大量未溶的碳化物或氮化物。越是在這種加 熱條件下，越容易形成“反?！苯M織。就冷卻條件來說，冷卻越緩慢，以致 Ar1 溫度非常接近 A1 溫度時，越容易產生“反常”組織。鋼的含碳量與共析含碳量 相聚越遠時，形成“反?！苯M織的傾向就越大。此外，“反?！苯M織的出現(xiàn)也與 鋼中的含氮量和加鋁量有關。所有這些條件都是和離異共析體形成的基本原理相 一致。網(wǎng)狀碳化物：1過共析鋼軋后冷卻過程中沿奧氏體晶界析出先共析滲碳體。依鋼的含碳量、形

7、變終止溫度和冷卻速度不同，先共析滲碳體呈半連續(xù)或連續(xù)網(wǎng)狀。網(wǎng)狀碳化物的 厚度隨停軋 鍛）溫度的提高和冷卻速度的減小而增大。2 形變終止溫度過高，會使奧氏體晶粒粗化，這種晶粒粗大的奧氏體在隨后冷卻 時沿晶界形成粗厚的滲碳體網(wǎng)，后者在隨后的熱處理過程中難以得到改正。鋼的熱處理：1鋼的熱處理是通過加熱、保溫和冷卻的方法，來改變鋼內部組織結構，從而改 善其性能上的一種工藝。影響鋼的熱處理的主要因素是溫度和時間。2 鋼的熱處理工藝通常分為退火、正火、淬火、回火、表面淬火、化學熱處理以 及形變熱處理。3為隨后的機械加工或進一步熱處理做好組織準備的熱處理，稱為預備熱處理， 常采用退火或正火工藝；直接賦予工件

8、所需要的使用性能的熱處理，稱為最終熱 處理。起始晶粒度：指珠光體剛剛全部轉變成奧氏體時的奧氏體晶粒度，一般情況下奧氏體的起始晶 粒度總是比較細小。加熱前原始組織越彌散，加熱速度越快，則起始晶粒越細 小。實際晶粒度：在某一具體加熱或熱加工條件下所得到的奧氏體晶粒度。本質晶粒度：它表示在臨界溫度以上加熱過程中，奧氏體晶粒長大傾向的強弱。研究指出，隨 加熱溫度升高，鋼中的奧氏體晶粒長大傾向分兩類，一類是隨溫度升高，奧氏體 晶粒迅速長大的鋼，稱為本質粗晶粒鋼；另一類是奧氏體晶粒長大傾向較小，直 到超過某一溫度后，奧氏體晶粒才會急劇長大的鋼，稱為本質細晶粒鋼。組織遺傳現(xiàn)象：加熱后鋼的粗大奧氏體晶粒，經淬

9、火后得到粗大的馬氏體，再次快速或慢速加熱至稍高于臨界溫度，奧氏體仍保留了原來的粗大晶粒，甚至保留了原來的位向和 原來的晶界，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。過冷奧氏體：奧氏體冷至臨界溫度以下，處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)，稱為過冷奧氏體。馬氏體轉變的特點：1 不會引起化學成分的變化，只產生結構類型的改變，但有時會發(fā)生有序度的 變化。2 馬氏體可能是亞穩(wěn)平衡相，也可是穩(wěn)定平衡相。3 馬氏體轉變也可劃分為形核和長大兩個元過程，但與擴散轉變不同，馬氏體 成長速度非常快。4 馬氏體轉變不需要原子擴散，原子協(xié)同做小范圍位移，以類似孿生切變的方 式形成新相。新相與母相之間的界面必須保持切變式的共格關系，因此有浮凸 現(xiàn)象。5

10、 應力也可以誘發(fā)馬氏體發(fā)生轉變。6 在一些合金系中，馬氏體轉變是可逆的。熱穩(wěn)定化：1 淬火過程中因為慢冷或中間停留所造成的奧氏體穩(wěn)定化，稱為熱穩(wěn)定化。2 奧氏體熱穩(wěn)定化的原因是因為慢冷或中間停留，碳或氮原子在位錯附近偏 聚，形成柯氏氣團，強化奧氏體，使切變阻力增加，從而引起奧氏體的穩(wěn)定 化。機械穩(wěn)定化：Ms在 Md 點以上，對奧氏體進行大量范性形變，使隨后的馬氏體轉變發(fā)生困難， 點降低，馬氏體轉變量減少，這種現(xiàn)象稱為奧氏體的機械穩(wěn)定化。滲碳：將低碳鋼件放入增碳的活性介質中，在 900950C加熱保溫，使活性碳原子滲 入鋼的表面已達到高碳，這種熱處理工藝稱為滲碳。滲碳后院必須進行淬火和 低溫回火

11、，使鋼件表面具有高硬度和高的耐磨性，而心部具有一定的強度和較 高的韌性。滲碳過程是由滲碳劑分解出活性碳原子，被鋼表面吸收，并向鋼內 部擴散三個階段組成。熱機械處理： 在近于 Ac3 的溫度強烈形變，恒溫或慢冷一段使形變奧氏體再結晶，快速冷卻 阻止再結晶的晶粒長大。低溫韌性：低溫韌性也叫低溫脆性，即鋼材在低溫時韌性的大小或低溫時脆化的程度。紅硬性：紅硬性是指材料在經過一定溫度下保持一定時間后所能保持其硬度的能力。如 刀具材料中的高速鋼，應在 600 攝氏度下保持 60 分鐘后空冷，連續(xù)地重復進行 4次后去表面氧化層，然后得出的硬度?？剀埧乩洌壕褪窃谝欢ê辖鸹幕A上，采用較低的終軋溫度 近于A3

12、）,在大壓下量的 情況下，使晶粒已經細化的形變奧氏體再結晶后 或根本不發(fā)生再結晶）控制其 不再長大，經快冷或控冷得到細小的鐵素體晶粒，同時具有高位錯及彌散析出 的NbC等，由此造成強化和低溫韌性的顯著增大，這種強韌化手段叫控軋控 冷。粗大奧氏體晶粒的遺傳性：生產中發(fā)現(xiàn)，過熱后鋼的粗大奧氏體晶粒，經淬火后得到粗大的馬氏體，再次 快速或慢速加熱至稍高于臨界溫度，奧氏體仍然保留了原來的粗大晶粒，甚至 保留原來的位向和原來的晶界，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。其原因是過熱后的粗 晶粒奧氏體與馬氏體之間相互轉變維持著嚴格的晶體學取向關系。消除方法：中等速度奧氏體化或者加熱到 Ac3以上100-200C，因為相變

13、硬化 使高溫奧氏體產生再結晶，達到細化晶粒，消除組織遺傳性的效果?；鼗鸲斡不F(xiàn)象某些淬火組織的合金鋼 如含鎢、鉬、鈦、釩、鈮、鉻、鋯等元素）經 500- 600C回火后，硬度重新升高的現(xiàn)象。主要原因是某些含有強碳化物形成元素的合金鋼，淬火后高溫回火形成極細 的、高度彌散的特殊化合物。這些特殊化合物是滲碳體溶解在位錯區(qū)的沉淀， 多呈絲狀或細針狀，而且與 a相保持共格關系。這就導致了 a相中高密度相 變誘生位錯的形成，引起碳化物與 a相的共格畸變、彌散碳化物對位錯的釘扎 作用等，使得硬度明顯提高。其次，某些合金鋼淬火組織高溫回火時的二次淬火現(xiàn)象也是引起二次硬化的原 因。次淬火 對于含有較多合金元

14、素的鋼，在珠光體型轉變和貝氏體型轉變 C 曲線之間，有 一個過冷奧氏體的中間穩(wěn)定區(qū)。與此相似，這類鋼的殘留奧氏體，在相應的回 火溫度時，也出現(xiàn)兩轉變之間的中間穩(wěn)定區(qū)。然而，將這類淬火鋼回火加熱至 該區(qū)間的上限溫度時，殘留奧氏體既不轉變成珠光體，也不轉變成貝氏體，而 是在繼續(xù)冷卻到室溫時轉變成馬氏體。這一效應叫做二次淬火。高溫形變熱處理與低溫形變熱處理高溫形變熱處理：在接近 A3 以上溫度進行形變，形變后立即淬火，并回火至所 需要的硬度。從工藝過程來看，形變溫度較高，形變溫度容易進行。但形變溫 度遠高于再結晶溫度，形變強化效果容易被再結晶過程所削弱，所以形變溫度 和形變后至淬火前的間歇時間，對高

15、溫形變熱處理后鋼材的力學性能影響很 大。低溫形變熱處理：將加熱至奧氏體化的鋼迅速冷卻至 C 曲線的亞穩(wěn)定區(qū)進行形 變，然后淬火獲得馬氏體，并回火至所需的硬度，這種工藝過程稱為低溫熱變 形處理。鋼的熱處理：1 熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預定的溫度，保溫一定的時間，然后以預定的 方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。2 通過熱處理可以改變鋼的內部組織結構，從而改善其工藝性能和使用性能， 充分挖掘鋼材的潛力，延長零件的使用壽命，提高產品質量，節(jié)約材料和能 源。3 正確的熱處理工藝還可以消除鋼材經鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的 各種缺陷，細化晶粒，消除偏析，降低內應力，使組織和性能更加均勻。淬透性：1

16、淬透性是鋼的固有屬性，它是選材和制定熱處理工藝的重要依據(jù)之一。2 淬透性是指鋼在淬火時獲得馬氏體的能力。其大小用鋼在一定條件下淬火所 獲得的淬透性深度來表示。過熱：過熱是指工件在淬火加熱時，因為溫度過高或時間過長，造成奧氏體晶粒粗大 的缺陷。過熱不僅使淬火后得到的馬氏體組織粗大，使工件的強度和韌性降 低，易于產生脆斷，而且容易引起淬火裂紋。對于過熱工件，進行一次細化晶 粒的退火或正火，然后再按工藝規(guī)程進行淬火，便可以糾正過熱組織簡答題簡述碳對緩冷鋼顯微組織和性能的影響答 對組織的影響：碳是決定碳鋼在緩冷后組織和性能的主要元素。碳對緩冷后鋼顯微組織的影響 是：在亞共析鋼范圍內，隨含碳量增加，鐵素

17、體相對量減少，珠光體的相對量 增加；達到共析成分時，全部為珠光體；在過共析鋼范圍內，隨含碳量增加， 先共析滲碳體相對量增多，珠光體相對量減少。對性能的影響：隨鋼種含碳量的增加，碳鋼在熱軋狀態(tài)下的硬度呈直線上升，范性和韌性降 低。在亞共析范圍內，碳對抗拉強度的影響是，隨含碳量增加，抗拉強度不斷 提高。超過共析含碳量以后，抗拉強度提高減緩，以致于最后抗拉強度隨含碳 量增加而降低。在亞共析范圍內，抗拉強度隨珠光體相對量增加而提高；在過共析范圍內，抗 拉強度的變化是因為先共析滲碳體量增多，并沿原奧氏體晶界析出，形成網(wǎng) 狀，使鋼的脆性增大，容易發(fā)生早期斷裂，從而降低抗拉強度。含碳量增加時碳鋼的耐腐蝕性降

18、低，同時碳也使碳鋼的焊接性能和冷加工沖壓、拉拔）性能變壞。簡述熱變形鋼的組織形式1 纖維狀組織鋼凝固時所產生的枝晶偏析具有相對穩(wěn)定性。由枝晶偏析顯示的“初生晶?！?隨鋼坯外形改變而延伸。處于原枝晶間的范性夾雜物也一起形變。隨著形變量 的加大，“初生晶粒”從最初的柱狀或等軸形逐漸變成條帶狀或者紡錘形。被 延伸拉長的枝晶干和枝晶間就構成了形變鋼中的“纖維”。2 帶狀組織熱變形鋼試樣磨片用含 CuCl2 的試劑浸蝕后放在顯微鏡下觀察，發(fā)現(xiàn)原來在肉 眼觀察時所看到的那些纖維經過放大以后變成黑白交替的條帶，稱之為原始帶 狀組織，它是由樹枝狀結晶 偏析）所引起的。其中黑色條帶相當于原樹枝狀晶 較純的枝干，

19、白色條帶相當于原富含雜質的枝間區(qū)域。在熱變形鋼中還會出現(xiàn)另外一種形式的帶狀組織。這種帶狀組織使用普通硝酸酒精試劑侵蝕的情況下就能顯露出來。這里所看到的交替相間的條帶是由不同的組織構成，稱為“顯微組織帶狀”。這些不同的組織是固態(tài)相變的結果，所以也把這種帶狀組織稱為二次帶狀組織。二次帶狀組織的形成意味著碳在固態(tài) 相變中發(fā)生了不均勻的重新分布 二次碳偏析）。只有在一次帶狀組織的基礎上才會出現(xiàn)二次帶狀組織，二次帶狀組織有兩種情 況：在鐵素體條帶中含有硅酸鹽，同時珠光體條帶中含有硫化物。也就是 說，鐵素體出現(xiàn)在原枝晶干，珠光體出現(xiàn)在原枝晶間。這種二次帶狀的碳濃度 分布與凝固時碳的枝晶偏析是一致的，稱為“

20、順態(tài)”的二次碳偏析。在鐵素 體條帶中含有硫化物，同時珠光體條帶中含有硅酸鹽。這種情況表明，在固態(tài) 相變時發(fā)生了碳濃度分布的逆轉，碳從枝間處擴散到了枝干。這種二次帶狀的 碳濃度分布稱為“逆態(tài)”的二次碳偏析。帶狀組織使鋼的力學性能具有方向性，使鋼的橫向范性和韌性降低。鐵素體珠 光體帶狀組織還使鋼的切削加工性變壞。鋼材若出現(xiàn)了帶狀組織，加工時其表 面光潔度就差；滲碳時易引起滲層不均勻，熱處理時易產生變形且硬度不均勻 等缺陷。3 魏氏組織 凡新相從母相中脫溶析出，新舊相之間有一定的位向關系，同時新相的中心平 面與母相的一定結晶學平面重合時，這樣一種具有紋理特征的組織可統(tǒng)稱為魏 氏組織。在亞共析鋼中，當

21、從奧氏體相區(qū)緩慢冷卻通過 Ar3-Ar 1溫度范圍時，鐵素體沿奧 氏體晶界析出，呈塊狀。如果冷卻速度加快時，則鐵素體不僅沿奧氏體晶界析 出生長，而且還形成許多鐵素體片插向奧氏體晶粒內部，鐵素體片之間的奧氏 體最后變?yōu)橹楣怏w。這些分布在原奧氏體晶粒內部呈片狀的先共析鐵素體稱為 魏氏組織鐵素體。如果奧氏體比較粗大，冷卻速度又比較快時，一般來講，容易產生魏氏組織鐵 素體。退火可消除魏氏組織。4 “反常”組織 在原奧氏體晶界分布著粗厚的網(wǎng)狀滲碳體，在此粗厚滲碳體的兩邊有很寬的游離鐵素體，這樣的組織稱為“反?！苯M織。研究指出，鋼在奧氏體相區(qū)加熱溫度越低 特別是在 Acm-A1 溫度區(qū)間加熱時），奧氏體就

22、越不均勻，其中含有大量未溶的碳化物或氮化物。越是在這種 加熱條件下，越容易形成“反?！苯M織。就冷卻條件來說，冷卻越緩慢，以致 Ari溫度非常接近Ai溫度時，越容易產生“反?！苯M織。鋼的含碳量與共析含碳 量相距越遠時，形成“反?！苯M織的傾向就越大。此外，“反?！苯M織的出現(xiàn) 也與鋼中的含氮量和加鋁量有關。所有這些條件都是和離異共析體形成的基本 原理相一致。5 網(wǎng)狀碳化物 過共析鋼軋后在冷卻過程中沿奧氏體晶界析出先共析滲碳體。依鋼的含碳量、 形變終止溫度和冷卻速度的不同，先共析滲碳體呈半連續(xù)或連續(xù)網(wǎng)狀。減輕或者消除亞共析鋼中的鐵素體珠光體帶狀組織的措施是什么？減輕原始帶狀偏析程度 方法：鋼錠中柱狀晶

23、要比等軸晶的枝晶偏析程度輕 枝晶比較細時通過擴散退火能達到更好的均勻化效果鋼錠的偏析隨鋼錠重 量增加而加大，隨冷卻速度的加快而減輕擴散退火）抑制或者減輕原始帶狀組織對二次帶狀的影響。在設計鋼的成分時，升高和降低 A溫度9120）的元素如硅-錳，錳-硫等要 互相搭配，這樣在發(fā)生枝晶偏析以后，因為幾種雜質元素的影響互相抵消，枝 干和枝間兩區(qū)域A溫度差別很小，從而有利于避免鐵素體珠光體帶狀組織產 生。加速熱變形鋼的冷卻速度，借以抑制碳在原始帶狀基礎上的長距離擴散。將鋼材加熱后空冷 正火），或者適當提高鋼坯或鋼材的加熱速度，使奧氏體 晶粒尺寸超過原始帶狀的條帶寬度。簡述石墨化的溫度階段第一階段：從鑄鐵

24、的液相中結晶出一次石墨 過共晶合金）和通過共晶反應結晶 出共晶石墨。或者在鑄鐵凝固過程中通過滲碳體在共晶溫度以上的高溫分解形 成石墨。中間階段：從鑄鐵的奧氏體相中直接析出二次石墨，或者通過滲碳體在共晶溫 度或共析溫度之間發(fā)生分解而形成石墨。第二階段：在鑄鐵的共析轉變過程中析出石墨，或者通過滲碳體在共析溫度附 近及其以下溫度發(fā)生分解形成石墨。進行石墨化時，不僅需要碳原子在溶液或固溶體中的擴散集聚，而且還需要鐵 原子從碳的集聚處擴散掉。溫度越低，原子的活動性愈小，石墨化過程也就愈 困難。所以，在鑄鐵的連續(xù)冷卻過程中，溫度較低的第二階段石墨化往往不能 進行到底。一般來說，凡是能削弱鐵原子和碳原子之間

25、的結合力的元素以及能增大鐵原子 擴散能力的元素大多能促進石墨化，比如：鋯、鈷、磷、銅、鎳、鈦、硅、 碳、鋁等；反之，則阻礙石墨化，比如：鎢、錳、鉬、硫、鉻、釩、鎂、鈰、 硼等。簡述幾種常見的鑄鐵白口鑄鐵：其中碳除少量溶于鐵素體外，絕大部分以滲碳體的形式存在于鑄 鐵中。白口鑄鐵斷口呈亮白色，組織中都存在共晶萊氏體，性能硬而脆，很難 切削加工。白口鑄鐵除主要用作煉鋼原料外，還用來生產可鍛鑄鐵。麻口鑄鐵：碳一部分以石墨形式存在，另一部分以自由滲碳體形式存在，斷 口呈黑白相間的麻點?；铱阼T鐵：其中碳全部或大部分以片狀石墨形式存在?；铱阼T鐵斷裂時，裂 紋沿各個石墨片發(fā)展，因而斷口呈暗灰色?？慑戣T鐵：又稱

26、展性鑄鐵，有白口鑄鐵經石墨化退火后制成，其中碳以團絮 狀石墨形式存在。球磨鑄鐵：鋼液在澆注前經過球化處理，碳主要以球狀石墨形式存在。冷硬鑄鐵：將鋼液注入放有冷鐵的模中制成。與冷鐵相接觸的鑄鐵表面層因 為冷卻速度比較快，故鑄鐵組織在一定厚度內屬于白口，因而硬度高，耐磨性 好；而遠離冷鐵的深層部位，因為冷卻速度較小，得到的組織為灰口；在白口 和灰口之間的過渡區(qū)域呈麻口。冷硬鑄鐵用于制造軋輥、車輪等。蠕墨鑄鐵：鋼液在澆注前經過蠕化處理，碳主要以介于片狀和球狀之間的石 墨形式存在，它是近年發(fā)展起來的一種新型鑄鐵。簡述鋼加熱時奧氏體化的組織轉變過程 奧氏體的形成過程：任何成分碳鋼加熱到 Aci以上，珠光

27、體就向奧氏體轉變； 加熱到Ac3或Accm以上，將全部變?yōu)閵W氏體。這種加熱轉變也稱奧氏體化。形核：將珠光體加熱到 Aci以上，在鐵素體和滲碳體的相界面上奧氏體優(yōu)先 形核。這是因為相界面上原子排列不規(guī)則，處于能量較高狀態(tài)，具備形核所需 的結構起伏和能量起伏條件，同時相界面上處于碳濃度過渡，易出現(xiàn)濃度起 伏，符合奧氏體所需的碳濃度，所以奧氏體晶核優(yōu)先在相界面上形成。長大：當奧氏體在鐵素體和滲碳體相界面上形核后，建立起界面濃度平衡， 從而在奧氏體和鐵素體內部出現(xiàn)濃度差，碳原子由高濃度向低濃度擴散，使C2、C4濃度降低，而C、G濃度升高，從而破壞濃度平衡。必須通過滲碳體逐漸 溶解，以提高C2、G,同時

28、產生a-r轉變，以降低C、G,維持界面濃度平 衡。如此所進行的碳原子擴散，滲碳體溶解， a-r點陣重構的反復，奧氏體逐 漸長大。殘余滲碳體的溶解：奧氏體向鐵素體方向推進的速度要大得多，鐵素體總是 比滲碳體消失得早。鐵素體消失后，隨著保溫時間的延長，通過碳原子擴散， 殘余滲碳體逐漸溶入奧氏體，使奧氏體逐步趨近共析成分。奧氏體的均勻化：殘余奧氏體完全溶解后，奧氏體中碳濃度仍是不均勻的， 原先是滲碳體的位置碳濃度較高，原先是鐵素體的位置碳濃度較低。為此必須 繼續(xù)保溫，通過碳原子擴散，獲得均勻化奧氏體。影響奧氏體形成速度的因素加熱溫度的影響 一方面，因為珠光體轉變?yōu)閵W氏體的過程是擴散相變的過程，隨著加

29、熱溫度的 升高，原子擴散系數(shù)增加，特別是碳在奧氏體中的擴散系數(shù)增加，加快了奧氏 體的形核和長大速度。同時加熱溫度升高，奧氏體中的碳濃度差增大，濃度梯 度加大，故原子擴散速度加快。另一方面，加熱溫度升高，奧氏體與珠光體的自由能差增大，相變驅動力增 大，所以，隨奧氏體形成溫度的升高，奧氏體的形核率和長大速度急劇增加， 因此，轉變的孕育期和轉變所需的時間顯著縮短，加熱溫度越高，轉變孕育期 和完成轉變的時間越短 原始組織的影響 在化學成分相同的情況下，隨原始組織中碳化物分散度的增大，不僅鐵素體和 滲碳體相界面增多，加大了奧氏體的形核率；而且因為珠光體片層間距減小， 使奧氏體中的碳濃度梯度增大，使碳原子

30、的擴散距離減小，這些都使奧氏體的 長大速度增加。因此，鋼的原始組織越細，則奧氏體的形成速度越快?；瘜W成分的影響 質量分數(shù)的影響 鋼中含碳質量分數(shù)越高，奧氏體的形成速度越快。這是因為隨含碳質量分數(shù)增 加，滲碳體的數(shù)量相應地增加，鐵素體和滲碳體相界面的面積增加，因此增加 了奧氏體形核的部位，增大奧氏體的形核率。同時，碳化物數(shù)量增加，又使碳 的擴散距離減小，碳濃度梯度增大，以及隨奧氏體中含碳量質量分數(shù)增加，碳 和鐵原子的擴散系數(shù)將增大，從而增大奧氏體的長大速度。合金元素的影響 首先，合金元素影響了碳在奧氏體中的擴散速度，碳化物形成元素大大減小了 碳在奧氏體中的擴散速度。故顯著減慢了奧氏體的形成速度，

31、非碳化合物形成 元素增加碳在奧氏體中的擴散速度，因而加快了奧氏體的形成速度。其次合金元素改變了鋼的臨界溫度，故改變了奧氏體轉變時的過熱度，從而改 變了奧氏體與珠光體的自由能差，因而改變了奧氏體的形成速度。第三，合金元素在珠光體中的分布是不均勻的，因此合金鋼的奧氏體均勻化過 程除了碳在奧氏體中的均勻化外，還包括了合金元素的均勻化。影響奧氏體晶粒長大的因素加熱溫度的影響奧氏體形成后，隨著加熱溫度升高，晶粒急劇長大。溫度對奧氏體晶粒長大的 影響最為顯著。保溫時間的影響在相變溫度以上任何溫度保溫時，奧氏體都有一個加速長大期。當經理達到一 定尺寸后，長大速度趨于緩慢。加熱速度的影響加熱速度越大，過熱度越

32、大，形核率越高，奧氏體的起始晶粒越細。快速加熱 至高溫，短時保溫，可獲得細晶粒組織?；瘜W成分的影響含碳量對鋼的奧氏體晶粒長大有明顯影響。當鋼的含碳量不超過一定限度時， 在相同加熱條件下，奧氏體晶粒隨鋼種含碳量增加而急劇長大。這是因為碳的 擴散速度和鐵的擴散速度都隨含碳量的增加而增大。但當含碳量超過一定限度 時，隨含碳量增大，奧氏體晶粒反而減小。簡述過冷奧氏體冷卻時的組織轉變高溫珠光體型轉變奧氏體在A-550C之間，轉變產物為珠光體 鐵素體和滲碳體的混合物）。再此溫度區(qū)間內，原子的擴散能力較強，容易在奧氏體晶界上產生高碳的滲碳體晶 核和低碳的鐵素體晶核，并實現(xiàn)晶格重構，屬于擴散型相變，也可稱為高

33、溫轉 變。中溫貝氏體型轉變在550C -Ms230C）溫度范圍內，過冷度較大，鐵原子難以擴散，僅有碳原子擴散，過冷奧氏體轉變速度下降，孕育期逐漸延長，這主要通過相變驅動力來 改變晶格結構，通過碳原子擴散形成碳化物，屬于半擴散型轉變，轉變產物為 貝氏體型組織。低溫馬氏體型轉變當鋼加熱到奧氏體后，奧氏體被迅速過冷至 M以下時，鐵、碳原子都已失去了 擴散能力，但過冷度較大，相變驅動力足以使面心立方的奧氏體轉變?yōu)轶w心立 方的馬氏體，并保持原奧氏體的成分。這種轉變屬于非擴散型轉變，轉變產物 為馬氏體。簡述影響過冷奧氏體等溫轉變圖的因素 含碳量的影響：亞共析鋼加熱到 Ac3以上，過共析鋼加熱到Aci以上的

34、正常熱 處理加熱條件下，隨著含碳量的增加，亞共析鋼的 C曲線向右移；過共析鋼的 C曲線向左移。故在碳鋼中以共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定。合金元素的影響：除鉆外所有合金元素的溶入，均增加過冷奧氏體的穩(wěn)定 性，使C曲線向右移。其中，非碳化合物或弱碳化合物形成元素，如硅、鎳、 銅和錳等不改變C曲線的形狀，仍保持一個“鼻尖”，至改變 C曲線位置；中 強或強碳化物形成元素，如鉻、鉬、鎢、釩和鈦等溶入奧氏體，不僅使C曲線右移，并使珠光體轉變和貝氏體轉變區(qū)分離，出現(xiàn)兩個“鼻尖”，即變成雙 C 曲線。上部C曲線是等溫轉變形成珠光體區(qū)域；下部 C曲線是等溫轉變形成貝 氏體區(qū)域，其間存在著過冷奧氏體的亞穩(wěn)定區(qū)。必須指

35、出，強碳化合物形成元素只有溶入奧氏體，才能增加過冷奧氏體的穩(wěn)定 性，使C曲線右移。如以不溶的碳化物存在，反而有利于奧氏體的分解，降低 過冷奧氏體的穩(wěn)定性。加熱溫度和時間的影響：當原始組織相同時，隨加熱溫度的升高和保溫時間 的延長，奧氏體成分更加均勻，晶粒長大，晶界面積減小，從而降低冷卻時相 變的晶核數(shù)目，提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使 C曲線右移。原始組織的影響：在相同加熱條件下，原始組織越細小，越均勻，加熱時越 容易得到均勻的奧氏體，過冷奧氏體也越穩(wěn)定。外加應力和塑性變形的影響：一般來說，因奧氏體比容最小，轉變時體積膨 脹。三向壓應力阻礙過冷奧氏體的轉變，使 C曲線右移；三向拉應力有利于過 冷奧

36、氏體的轉變，使C曲線左移。奧氏體塑性變形時會造成晶粒破碎和碳化物 的析出，降低奧氏體的穩(wěn)定性，使 C曲線左移。馬氏體具有高強度和高硬度的原因是什么？過飽和碳引起強烈的正方畸變，形成以碳原子為中心的應力場，這種應力場 與位錯的交互作用使馬氏體顯著強化，即固溶強化，這個是主要的。板條狀馬氏體內的高密度位錯，片狀馬氏體內精細孿晶，產生亞結構強化。馬氏體形成過程中的自回火現(xiàn)象，使碳原子沿晶體缺陷偏聚或碳化物彌散析 出，釘扎位錯，從而產生時效強化。原始奧氏體晶粒大小及板條馬氏體束大小對馬氏體強度的影響。原始奧氏體 晶粒越細小，馬氏體板條束越小，則馬氏體強度越高。這是因為相界面阻礙位 錯的運動造成的馬氏體

37、強化。簡述淬火鋼在回火時的組織變化過程1 馬氏體中碳原子的偏聚含碳量小于 0.2%的低碳馬氏體中，絕大部分碳原子偏聚到高密度的位錯線 上，形成柯氏氣團。這是因為碳原子和位錯的彈性應力場的交互作用，使碳原 子被彈性地吸引到位錯線上，也稱彈性偏聚。馬氏體的含碳量為0.2%時，偏聚已達飽和狀態(tài)。含碳量大于 0.2%的馬氏體，超過 0.2%的碳原子以不再偏聚到位錯附近，而在 垂直c軸的001) m面上偏聚，伴隨有化學自由能降低，正方度 c/a增加，硬 度、強度有所提高，稱為化學偏聚。這種偏聚也為析出亞穩(wěn)定&碳化物作準備。2 馬氏體的分解馬氏體的分解是自發(fā)進行的降低系統(tǒng)自由能的過程，是過飽和碳從固溶體中

38、析 出的脫溶過程，可分為兩個階段。高碳馬氏體在100-150C回火為馬氏體分解的第一階段。碳原子只做短距離遷 移，析出的碳化物片從周圍取得碳原子長大，從而形成貧碳區(qū)，遠離相的地區(qū)仍是高碳區(qū)，故稱為馬氏體的二相式分解。150C以上回火為馬氏體分解的第二階段，發(fā)生連續(xù)式分解、碳原子可以作較長 距離的遷移，隨碳化物的析出，a相碳濃度均勻降低，馬氏體分解可延續(xù) 到350C,此時c/a趨近于1。實驗指出，回火溫度越高，馬氏體碳濃度越低， 析出的 碳化物越多。3 殘余奧氏體的轉變含碳量超過 0.5%的碳鋼或低合金鋼，淬火后總有少量殘余奧氏體存在，在200-300C范圍內回火時，殘余奧氏體分解為過飽和a固溶

39、體和薄片狀碳化物的復相組織，二者保持共格，一般認為是回火馬氏體或下貝氏體。研究證明，殘 余奧氏體的轉變與過冷奧氏體轉變一樣，也是一個形核和長大的過程，轉變生 成貝氏體后也出現(xiàn)浮凸現(xiàn)象。4 碳化物的轉變在250-400C回火時，碳鋼馬氏體中過飽和碳原子幾乎全部脫溶，析出比碳化物更穩(wěn)定的碳化物。一種是 x碳化物，具有單斜晶系；另一種是 9碳化 物，也就是滲碳體。研究證明，條狀馬氏體在上述溫度范圍回火時，會直接析出 9 相滲碳體)。 這種相以薄片或短桿狀形成于馬氏體的位錯線或界面上。高碳鋼中的淬火馬氏體和殘余奧氏體在低溫回火時，分解成 a 相和 相，兩 相之間保持共格聯(lián)系。5碳化物的聚集長大和a相回

40、復、再結晶當回火溫度高于400C時，滲碳體明顯聚集長大并球化，無論片狀滲碳體的球 化或粒狀滲碳體的長大，都通過小顆粒溶解，大顆粒長大的機理進行。因為碳 原子的擴散能力近一步增強，鐵原子的擴散能力開始恢復， a 相中過飽和固溶 碳原子全部脫溶，其本身正方度消失，逐漸回復與再結晶，組織中的碳化物也 將聚集和球化。對于條狀馬氏體來說，回火溫度超過 400C時，馬氏體的位錯密度逐漸降低， 剩下的位錯又形成二維位錯網(wǎng)絡，排列成“墻”，構成 a 相中的亞晶界，從而 將其分割成許多亞晶粒。同時， a 相中的點陣畸變逐漸消失，稱為 a 相的回 復階段。但是仍保持條形形態(tài)。只有回火溫度超過 600C時，a相發(fā)生

41、再結晶 由位錯密度降低的等軸晶粒代替回復時的條狀組織，條狀馬氏體形態(tài)才消失。對于高碳鋼中的片狀馬氏體來說，當回火溫度超過250C時，孿晶開始消失，出現(xiàn)位錯胞和位錯線，顯微裂紋逐漸被填合?；鼗饻囟冗_400C時，孿晶全部消失， a 相回復，逐漸形成多邊化亞晶粒，仍保持片狀特征。當溫度高于 600C時，片狀馬氏體形態(tài)消失，等軸狀a相代替片狀a相。鋼回火轉變后的組織有哪些？1 回火馬氏體 高碳鋼在150-250C低溫回火，得到回火馬氏體組織?；鼗瘃R氏體光學顯微鏡 下呈暗黑色片狀組織，比淬火馬氏體易受腐蝕。在電子顯微鏡下可以觀察到片 狀a相內分布著薄片狀碳化物，兩者保持共格關系。低碳板條狀馬氏體低 溫回

42、火后，只是碳原子的偏聚，與淬火馬氏體沒有顯著差別。2 回火屈氏體在350-500C進行中溫回火后，得到回火屈氏體組織。其組織特征是：a相仍保持板條狀或者片狀形態(tài)，其上分布著微細粒狀滲碳體，在光學顯微鏡下難以 分辨，在電子顯微鏡下才能辨清兩相。3 回火索氏體在500 650C進行高溫回火，得到回火索氏體組織。其組織是由細粒狀滲碳 體和等軸狀鐵素體所構成的復相組織。4 粒狀珠光體在 650-A1 之間回火時，粒狀滲碳體明顯粗化。此種粒狀珠光體與球化退火所得 到的組織相同。范性很好，強度較低。簡述淬火鋼回火時力學性能與回火溫度之間的關系 硬度與回火溫度之間的關系中、低碳鋼在250C下回火時，機械性能

43、無明顯變化。這是因為只有碳的偏 聚，而無其他組織變化。高碳鋼則不同，因為&相共格析出，引起彌散強化，硬度略有升高。250-400C回火時，一方面因為馬氏體分解、正方度減小以及碳化物轉變和聚集 長大，硬度趨于降低；另一方面，因為殘余奧氏體轉變?yōu)橄仑愂象w，硬度則有 所升高。二者綜合影響，使得中、低碳鋼硬度下降，而高碳鋼硬度升高?；鼗饻囟仍?00C以上升高時，產生a相的回復與再結晶及碳化物聚集并球 化，均使硬度下降。強度和塑性與回火溫度的關系高、中、低碳鋼回火時，彈性極限隨回火溫度上升而增加，大約在 350C左右 出現(xiàn)峰值。這與回火過程中碳的偏聚、 碳化物的析出、a相中碳過飽和度下 降以及滲碳體析出

44、 a 相回復等組織結構變化相聯(lián)系。鋼的塑性一般隨回火溫度的升高而加大。沖擊韌性與回火溫度之間的關系隨著回火溫度的升高，碳鋼沖擊值a k）變化的總趨勢是增加的。但是，高碳 鋼經扭轉沖擊實驗，可測出250C左右回火后沖擊值下降的脆化現(xiàn)象。斷裂韌性與回火溫度之間的關系在400C以下，隨回火溫度增高，斷裂韌性和沖擊韌性均降低。400C以上回火時，斷裂韌性增大。解釋碳鋼回火脆性的定義、原因及消除或改善方法在250-400C和450-650C區(qū)域存在著沖擊韌顯著下降的現(xiàn)象，這種脆化現(xiàn)象稱 為回火脆性。其中在250-400C范圍內回火時出現(xiàn)的脆性稱為第一類回火脆性，存在于一 切鋼種之中。此后若重新加熱至第一

45、類回火脆化溫區(qū)，也不再出現(xiàn)脆性。故又 稱不可逆回火脆性。因其出現(xiàn)與低溫回火溫度范圍，故又稱低溫回火脆性。發(fā) 生第一類回火脆性的鋼件，斷口呈晶間斷裂；無第一次回火脆性的鋼件，呈穿 晶斷裂。消除或改善的方法： 以非碳化合物形成元素 Si ）來合金化，一起有效地推遲馬氏體脫 溶的作用，使低溫回火脆性溫度區(qū)上移，從而使鋼獲得高強韌性。導致第一類回火脆性的原因是 &相轉變9相或x相，沿板條馬氏體的條間、 束界或片狀馬氏的孿晶帶和晶界上析出，引起鋼的韌性明顯降低。淬火的合金鋼在450-650C范圍內回火后，進行慢冷所出現(xiàn)的脆性，稱為高 溫回火脆性。已產生脆性的工件，重新加熱到 600C以上保溫，然后快冷，

46、則 可消除此類脆性。如在600C以上再次加熱慢冷，脆性又將出現(xiàn)，故也稱為可 逆回火脆性。產生第二類回火脆性的原因是：銻、錫、砷、磷等雜質元素在原奧氏體晶界上 偏聚或以化合物方式析出，是導致第二類回火脆性的主要原因。為了防止高溫回火脆性，可在鋼中加入 0.5%鉬或 1%鎢，抑制雜質元素向晶界偏 聚，這種方法適用于大工件。對于中小工件，可采用高溫回火后快冷，抑制雜 質元素偏聚。介紹幾種常見的退火工藝、目的及應用1 完全退火將亞共析鋼加熱至AC3以上20-30C，保溫足夠時間奧氏體化后，隨爐緩慢冷 卻，從而接近平衡的組織，這種熱處理工藝稱為完全退火。經澆注并模冷后的鋼錠和鑄鋼件，或終軋終止溫度過高的

47、熱鍛軋件，晶粒粗 大，易得魏氏組織，并存在著內應力?？赏ㄟ^完全退火來細化晶粒、均勻組 織、消除內應力、降低硬度，便于切削加工，并為加工后零件的淬火做好組織 準備。完全退火只適用于亞共析鋼，不宜用于過共析鋼。過共析鋼若加熱至Acm以上單相奧氏體區(qū)，緩冷后會析出網(wǎng)狀二次滲碳體，使鋼的強度、范性和韌性大大 降低。2 不完全退火亞共析鋼在Aci- Ac 3之間或過共析鋼在 Aci-Accm之間兩相區(qū)加熱，保溫足夠時 間，進行緩慢冷卻的熱處理工藝，稱為不完全退火。如果亞共析鋼的終軋終止溫度適當，并未引起晶粒粗化，鐵素體和珠光體的分 布又無異常現(xiàn)象，采用不完全退火，可以進行部分重結晶，起到細化晶粒，改 善

48、組織，降低硬度和消除內應力的作用。亞共析鋼的不完全退火溫度一般為 740-780C ，其優(yōu)點是加熱溫度低，操作條件好，節(jié)省燃料和時間。過共析鋼退火是為了細化和均勻組織，降低硬度和消除內應力3 等溫退火 等溫退火是將鋼件加熱到臨界溫度 過共析鋼Aci或亞共析鋼Ac）以上奧氏體 化，然后將鋼件移入另一溫度稍低于 Ari的爐中等溫停留，不可太高也不宜過 低。太高則等溫時間過長，且硬度偏低；過低則硬度偏高。原則是在保證硬度 合格的條件下，盡量選用較低的等溫溫度，以縮短等溫時間，提高勞動生產 率。當轉變完成后，出爐空冷至室溫。等溫退火時轉變易于控制，更適用于過冷奧氏體穩(wěn)定性高的合金鋼，可以節(jié)省 鋼件在爐

49、內的時間，提高退火爐的周轉率。4 球化退火球化退火是使鋼中的碳化物球化，獲得粒狀珠光體的熱處理工藝，主要用于過 共析鋼，如碳素工具鋼、低合金工具鋼和滾珠軸承鋼。球化退火的目的是降低硬度，改善切削加工性能，以及獲得均勻的組織，并為 最后的淬火處理做組織準備。其加熱溫度范圍一般取 Aci以上20-30C經球化退火后組織的優(yōu)點：由片狀變成粒狀珠光體，降低硬度，改善切削加工性能。粒狀珠光體加熱時奧氏體晶粒不易長大，允許有較寬的淬火溫度范圍，淬火 時變形開裂傾向小，即淬火的工藝性能好。能獲得最佳的淬火組織，即馬氏體片細小，殘余奧氏體量少，并保留一定量 均勻分布的粒狀碳化物。另外具有明顯網(wǎng)狀碳化物結構的鋼

50、材，必須先進行正火消除碳化物網(wǎng)，再進行 球化退火。5 擴散退火 擴散退火也稱均勻化退火，主要用于合金鋼鋼錠或鑄件，它們在澆注后凝固過 程中總會產生合金元素的枝晶偏析，即化學成分不均勻性。擴散退火是通過高 溫長時間加熱奧氏體化，使分布不均勻的元素通過擴散，以消除或者減弱枝晶 偏析。常用擴散退火溫度是1100C -1200C，保溫時間為10-15小時。鋼中合金元素 含量越高，所采用的加熱溫度越高。經高溫長時間加熱擴散退火后，奧氏體晶 粒已經過度長大，如不再進行熱加工，必須進行一次完全退火或正火以細化晶 粒。6 低溫退火 低溫退火是把鋼件加熱到低于 Ac1 溫度退火，又叫消應力退火，主要用于消除 鑄

51、件、鍛件、焊接件、冷沖壓件和機加工件中的殘余應力，提高穩(wěn)定性，防止 淬火變形開裂。它包括軟化退火和再結晶退火。常用的軟化退火溫度為650-720C，保溫后出爐空冷。鋼錠經軟化退火后，消 除了內應力，避免鋼錠開裂，并降低硬度便于鋼錠表面清理。合金結構鋼的鍛 軋鋼材，經軟化退火后能消除內應力和降低硬度，對于過冷奧氏體穩(wěn)定性高的 合金鋼，降低硬度效果更為顯著。再結晶退火是將冷加工硬化的鋼材，加熱至 T再-Aci之間進行，通常為650- 700C。其目的是通過再結晶使變形晶?；謴统傻容S狀晶粒，從而消除加工硬 化。簡述熱處理工藝中的正火、退火、淬火、回火的定義、目的及應用1正火是將鋼加熱到Ac或Acm以

52、上約30-50E ,或者更高的溫度，保溫足夠時 間，然后在靜止空氣中冷卻的熱處理工藝，得到的顯微組織為珠光體。正火的目的：對于大鍛件、截面較大的鋼材、鑄件，用正火來細化晶粒，均勻組織。如消 除魏氏組織或帶狀組織，為下一步淬火處理做好組織準備，它相當于退火的效 果。低碳鋼退火后硬度太低，切削加工中易粘刀，光潔度較差。改用正火，可提 高硬度，改善切削加工性。可作為某些中碳鋼或中碳低合金鋼工件的最終熱處理，以代替調質處理，具 有一定的綜合力學性能。用于過共析鋼，可以消除網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火正火的用途：正火操作方便、成本較低、生產周期短、生產效率高，主要用于改善低碳非合 金鋼（低碳鋼的切削加工性能

53、，消除中碳非合金鋼的熱加工缺陷，消除過共析 鋼的網(wǎng)狀碳化物，也可用于某些低溫化學熱處理件的預處理及某些結構鋼的最 終熱處理。2將鋼加熱到臨界點Aci以上或以下的一定溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷 卻，以獲得接近平衡狀態(tài)的組織，這種熱處理工藝稱為 退火。退火的目的是：消除鋼錠的成分偏析，使成分均勻化。消除鑄、鍛件存在的魏氏組織或帶狀組織，細化晶粒和均勻組織 降低硬度，提高塑性，改善組織，以便于切削加工和冷變形加工。改善高碳鋼中碳化物形態(tài)和分布，為淬火做好準備消除組織遺傳，淬火過熱組織。消除零件的加工應力，穩(wěn)定零件尺寸。脫除氫氣，消除白點。3將鋼加熱到臨界點Aci或AC3以上的一定溫度，保溫一段時

54、間，然后在水或油 等冷卻介質中快速冷卻，這種熱處理工藝稱為 淬火。淬火的主要目的，是把奧氏體化工件淬成馬氏體，以便在適當溫度回火，獲得 所需要的力學性能。4回火是將淬火后的鋼在A溫度下加熱，使之轉變成穩(wěn)定的回火組織的工藝過 程。此過程不僅保證組織轉變，而且要消除內應力，故應有足夠的保溫時間回火的目的就是消除應力、穩(wěn)定組織、調整性能。介紹幾種常見的回火工藝，目的及應用1 低溫回火在150-250C之間進行，回火后組織為回火馬氏體。其目的是降低淬火內應 力，使其具有一定韌性，并保持高的硬度。低溫回火一般用來處理要求高硬度、高耐磨性工件，如模具、刀具、滾動軸承 和滲碳件等。低碳合金鋼淬火后，經低溫回

55、火具有高的綜合力學性能。2 中溫回火在350-500C之間進行，回火后組織為回火屈氏體。中溫回火后具有高的彈性 極限，并具有足夠的韌性，中溫回火主要用來處理各種彈簧，也可用于處理要 求高強度的工件，如刀桿、軸套等。3 高溫回火在500-650C之間進行，回火后組織為回火索氏體。習慣上把這種淬火加高溫 回火的雙重處理稱為調質處理。調質處理后鋼件具有高的范性和韌性，強度也 較高，即具有高的綜合力學性能。調質處理廣泛用于要求高強度并受沖擊或交 變負荷的重要工件，如連桿、軸等。合金元素對鐵碳相圖的影響1擴大丫相區(qū)的元素：就是指在鐵與合金元素組成的二元相圖中，是 A3點溫 度降低，A4點溫度升高，并在相

56、當寬的溫度范圍內與 丫 -Fe可以無限固溶或有 相當大的溶解度。開啟丫相區(qū)元素：在這類元素與鐵組成的二元相圖中，丫相區(qū)存在的溫度范圍變寬，相應的a和S相區(qū)縮小，并在一定范圍內鐵與該元素可以無限固 溶。Mn Co Ni和Fe組成的二元相圖屬于此類。擴大丫相區(qū)的元素：與相似，但是不能無限固溶。C、N、Cu等元素屬于這類。2縮小丫相區(qū)的元素：就是指這類元素在二元相圖中，可以使 A3溫度升 高，A4點溫度降低；合金元素在 丫 -Fe中的溶解度較小。封閉丫相區(qū)的元素：這類元素使 A3升高，A4降低，丫相區(qū)被a相區(qū)所 封閉，在相圖上形成 丫圈。V、Cr、Ti、W Mo Al、Si、P、Sn Sb、As等屬

57、 于這類元素，其中V和Cr與a -Fe在一定溫度范圍可無限互溶，其余元素與 a -Fe 都是有限互溶?？s小丫相區(qū)的元素：這類元素與封閉 丫相區(qū)的元素相似，但因為在一定 濃度范圍出現(xiàn)了金屬化合物，破壞了 丫圈，使丫相可以在相當大的濃度范圍 內與化合物共存。B Zr、Nb Ta、S Ce等屬于這類元素。綜述合金元素 包括碳）在各種鋼的作用 結合鋼種詳細說明要具體到某一型號 的鋼）一 結構鋼：1 調質鋼 ） Mn Cr Mo合金元素的作用：碳：保證形成足夠的碳化物，其中一部分碳化物在加熱至高溫時溶入奧氏體 中，使固溶體中含碳量達到飽和，從而保證淬火后馬氏體的硬度；另一部分碳 化物起細化晶粒的作用，并提高鋼的耐磨性。錳：可顯著增大鋼的淬透性和強度，與碳配合可以增大鋼的加工硬化率，提高 鋼的耐磨性。鉻：增大鋼的淬透性，并使過剩碳化物增多和變細，以增大鋼的耐磨性。鉻還 可以提高鋼的回火穩(wěn)定性、抗氧化和抗氣體腐蝕能力。2 滲碳鋼 18Cr2Ni4WA C0.13-0.1