金屬材料熱處理課件

第一節(jié)熱處理的發(fā)展史第二節(jié)熱處理的理論基礎(chǔ)第三節(jié)鋼的熱處理第四節(jié)固溶與時效處理第四章金屬材料熱處理1第一節(jié)熱處理的發(fā)展史第四章金屬材料熱處理1

公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發(fā)展。中國河北省易縣燕下都出土的兩把劍和一把戟，其顯微組織中都有馬氏體存在，說明是經(jīng)過淬火的。第一節(jié)熱處理的發(fā)展史

早在公元前770～前222年，中國人在生產(chǎn)實踐中就已發(fā)現(xiàn)，銅鐵的性能會因溫度和加壓變形的影響而變化。白口鑄鐵的柔化處理就是制造農(nóng)具的重要工藝。2公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼第一節(jié)

隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對淬火質(zhì)量的影響。三國蜀人蒲元曾在今陜西斜谷為諸葛亮打制3000把刀，相傳是派人到成都取水淬火的。這說明中國在古代就注意到不同水質(zhì)的冷卻能力了，同時也注意了油和尿的冷卻能力。

中國出土的西漢(公元前206～公元24)中山靖王墓中的寶劍,心部含碳量為0.15～0.4%，而表面含碳量卻達(dá)0.6%以上，說明已應(yīng)用了滲碳工藝。但當(dāng)時作為個人“手藝”的秘密，不肯外傳，因而發(fā)展很慢。3隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對淬火1863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼鐵在顯微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼在加熱和冷卻時，內(nèi)部會發(fā)生組織改變，鋼中高溫時的相在急冷時轉(zhuǎn)變?yōu)橐环N較硬的相。

法國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構(gòu)理論，以及英國人奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現(xiàn)代熱處理工藝初步奠定了理論基礎(chǔ)。與此同時，人們還研究了在金屬熱處理的加熱過程中對金屬的保護(hù)方法，以避免加熱過程中金屬的氧化和脫碳等。41863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼

1850～1880年，對于應(yīng)用各種氣體(諸如氫氣、煤氣、一氧化碳等)進(jìn)行保護(hù)加熱曾有一系列專利。1889～1890年英國人萊克獲得多種金屬光亮熱處理的專利。1901～1925年，在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用轉(zhuǎn)筒爐進(jìn)行氣體滲碳；30年代出現(xiàn)露點電位差計,使?fàn)t內(nèi)氣氛的碳勢達(dá)到可控，以后又研究出用二氧化碳紅外儀、氧探頭等進(jìn)一步控制爐內(nèi)氣氛碳勢的方法；20世紀(jì)60年代以來，熱處理技術(shù)運用等離子場，發(fā)展了離子滲氮、滲碳工藝；激光、電子束技術(shù)的應(yīng)用，又使金屬獲得了新的表面熱處理和化學(xué)熱處理方法。51850～1880年，對于應(yīng)用各種氣體(諸如

在鑄造、壓力加工和焊接成形過程中，不可避免地存在組織缺陷。對金屬材料進(jìn)行熱處理主要源于提高其綜合機(jī)械性能，符合材料在設(shè)計和制備過程中所遵循的“成分－組織－性能”的原則。第二節(jié)熱處理的理論基礎(chǔ)

熱處理是將金屬材料以一定的速度加熱到預(yù)定溫度并保持預(yù)定的時間，再以預(yù)定的冷卻速度進(jìn)行冷卻的綜合工藝方法。6在鑄造、壓力加工和焊接成形過程中，不可避免地

金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制導(dǎo)致材料失效的最大應(yīng)力結(jié)構(gòu)材料陶瓷材料高分子材料金屬材料

強(qiáng)度

疲勞強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度斷裂強(qiáng)度屈服強(qiáng)度材料強(qiáng)度的唯一性判據(jù)7金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制導(dǎo)致材料失效結(jié)構(gòu)材料陶瓷材料高分子材料

通常研究的結(jié)構(gòu)材料在室溫工作條件下，最需要考慮的是屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度。斷裂強(qiáng)度屈服強(qiáng)度σb≥σk

σb≤σk脆性材料塑性材料脆性材料的強(qiáng)度通常以σk表示塑性材料的強(qiáng)度通常以σb表示

大部分金屬材料屬于塑性材料，其塑性變形是靠位錯的運動而發(fā)生的，因此，任何阻止位錯運動的因素都可以成為提高金屬材料強(qiáng)度的途徑。8通常研究的結(jié)構(gòu)材料在室溫工作條件下，最需要考慮的是屈

固溶強(qiáng)化：

當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時，隨溶質(zhì)原子含量的增加，其塑性變形抗力大大提高，表現(xiàn)為強(qiáng)度和硬度上升，塑性和韌性值下降。Cu－Ni固溶體的機(jī)械性能與成分的關(guān)系A(chǔ)l－Mg固溶體的應(yīng)力－應(yīng)變曲線σbδδ9固溶強(qiáng)化：當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時

固溶強(qiáng)化的實質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用。其中最主要的是：溶質(zhì)原子與位錯的彈性交互作用阻礙了位錯的運動。不同溶質(zhì)原子在位錯周圍的分布狀態(tài)Cotrell氣團(tuán)模型：溶質(zhì)原子與位錯彈性交互作用的結(jié)果，使溶質(zhì)原子趨于聚集在位錯的周圍，以減小點陣畸變，降低體系的能量。（它對位錯有“釘扎”作用）10固溶強(qiáng)化的實質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、

細(xì)晶強(qiáng)化：

合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目就越多。細(xì)晶強(qiáng)化利用晶界上原子排列的不規(guī)則性，原子能量高這一特點，對材料進(jìn)行強(qiáng)化。

雙晶粒的拉伸試驗說明：晶界對形變有阻礙作用。雙晶粒拉伸示意圖低碳鋼的σs

與晶粒大小的關(guān)系11細(xì)晶強(qiáng)化：合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目

在右圖中，低碳鋼的σs

與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，可用下式表示：

σs＝σ0+Kd－1/2

……Hall－Petch公式細(xì)晶強(qiáng)化理論的提出：（1）針對不同常規(guī)材料，探索抑制其晶粒長大的辦法。（2）在世界范圍掀起了研究納米材料的狂潮?？梢詫崿F(xiàn)在提高材料強(qiáng)度的同時，也改善材料的塑性和韌性，獲得最佳的強(qiáng)韌性配合。12在右圖中，低碳鋼的σs與晶粒直徑平方根的倒數(shù)

加工硬化：

加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增加，強(qiáng)度、硬度升高；塑性、韌性下降的現(xiàn)象。加工硬化（冷變形）是熱處理不能強(qiáng)化的金屬材料的主要強(qiáng)化方法。

曲線分為三階段1）易滑移階段（位錯少干擾）2）線性硬化階段（位錯塞積）3）拋物線硬化階段（螺旋位錯啟動，位錯密度下降）加工硬化曲線：13加工硬化：加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增晶粒度對加工硬化曲線的影響加工硬化的實質(zhì)：

是金屬塑性變形時內(nèi)部產(chǎn)生滑移，使晶粒變形和細(xì)化亞組織，因而產(chǎn)生大量的位錯，晶格嚴(yán)重畸變，內(nèi)部應(yīng)力增加，其宏觀效應(yīng)就是加工硬化。14晶粒度對加工硬化曲線的影響加工硬化的實質(zhì)：是金屬塑性變形晶體結(jié)構(gòu)對加工硬化曲線的影響15晶體結(jié)構(gòu)對加工硬化曲線的影響15

時效強(qiáng)化：

時效強(qiáng)化是指獲得過飽和固溶體后，在一定溫度下保溫析出過渡相、第二相等而實現(xiàn)對材料強(qiáng)化的方法。16時效強(qiáng)化：時效強(qiáng)化是指獲得過飽和固溶體后，在一定溫

第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）：

通過各種工藝手段使第二相質(zhì)點彌散分布，可以阻礙合金內(nèi)部的位錯運動，從而提高合金強(qiáng)度的方法。第二相一般指各種化合物質(zhì)點。1）生產(chǎn)中可通過對馬氏體進(jìn)行回火的方法獲得彌散分布的第二相；2）也可通過共晶化合物進(jìn)行熱壓力加工獲得；3）還可通過共析反應(yīng)獲得；4）另外還可通過粉末冶金方法獲得。獲得第二相的途徑：17第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）：通過各種工藝手段使第二相質(zhì)第二相在基體中的形態(tài)及分布：

以鋼中Fe3C的形態(tài)與分布為例：

a：過共析鋼中，F(xiàn)e3C呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在α晶界上。塑性、強(qiáng)度下降。

b：珠光體中，F(xiàn)e3C與鐵素體呈平行間隔分布。塑性、強(qiáng)度較高。（要求珠光體細(xì)小，片層間距小）

c：共析鋼或過共析鋼經(jīng)球化退火后，F(xiàn)e3C呈顆粒狀分布在α晶界上。強(qiáng)度下降，塑性上升，便于加工。18第二相在基體中的形態(tài)及分布：18彌散型兩相合金強(qiáng)化的主要影響因素：

1）顆粒直徑

2）第二相含量（體積分?jǐn)?shù)）

3）第二相的分布狀態(tài)第二相的強(qiáng)化機(jī)制：繞過機(jī)制切割機(jī)制19彌散型兩相合金強(qiáng)化的主要影響因素：第二相的強(qiáng)化機(jī)制：繞過機(jī)制

復(fù)合強(qiáng)化：

利用兩種或兩種以上的強(qiáng)化方法，來達(dá)到塑性金屬材料強(qiáng)化的目的。鋼的形變熱處理固溶強(qiáng)化加工硬化

回火索氏體

第二相強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化固溶強(qiáng)化20復(fù)合強(qiáng)化：利用兩種或兩種以上的強(qiáng)化方法，來達(dá)到塑性

固態(tài)相變

塑性金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制表明：通過熱處理中的加熱和冷卻過程使合金產(chǎn)生固態(tài)相變，從而合金組織發(fā)生變化，最終導(dǎo)致材料性能產(chǎn)生變化。

固態(tài)相變是指固態(tài)物質(zhì)在溫度、壓力、電場、磁場改變時，從一種組織結(jié)構(gòu)會轉(zhuǎn)變成另一種組織結(jié)構(gòu)。

材料科學(xué)研究中的固態(tài)相變主要是指溫度改變而產(chǎn)生的相變。固態(tài)相變主要包括三種基本變化：1）晶體結(jié)構(gòu)的變化；2）化學(xué)成分的變化；3）有序程度的變化。一種相變可同時包括一種、兩種或三種變化。21固態(tài)相變塑性金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制表明：通過熱處理中

材料科學(xué)遇到的相變習(xí)慣上分為擴(kuò)散型相變和無擴(kuò)散型相變兩大類。

擴(kuò)散型相變的特點是通過激活原子運動而產(chǎn)生，要求溫度高，原子活動能力強(qiáng)。純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、固溶體的多形性轉(zhuǎn)變、以及脫溶轉(zhuǎn)變等均屬于此類。

無擴(kuò)散型相變的特點是相變中原子不發(fā)生擴(kuò)散、原子作有規(guī)則的近程遷移，以使點陣改組；相變中相鄰原子的相互位置不變。在低溫下原子不能擴(kuò)散時易發(fā)生這類轉(zhuǎn)變，如一些合金中的馬氏體相變，某些低溫進(jìn)行的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變（β-Co（hcp）與α-Co（fcc）。22材料科學(xué)遇到的相變習(xí)慣上分為擴(kuò)散型相變和無擴(kuò)散型相變

固態(tài)相變的熱力學(xué)條件：

固態(tài)相變的熱力學(xué)所涉及的問題主要是反應(yīng)能不能進(jìn)行，即新相能否形成，最根本的就是反應(yīng)過程△G＜0是否成立。

與液態(tài)凝固時相比較，固態(tài)相變形核增加了一項應(yīng)變能，即△G＝－V△GV＋Sσ＋V△Ge

式中：V為新相體積；S為新、舊相的界面積；△GV和△Ge分別表示形成單位體積新相時自由能和應(yīng)變能；σ表示新、舊相界單位面積的界面能。23固態(tài)相變的熱力學(xué)條件：固態(tài)相變的熱力學(xué)所涉及的問

固態(tài)相變的動力力學(xué)條件：

固態(tài)相變的動力學(xué)主要討論相變進(jìn)行的速率問題，固態(tài)相變的速率是形核率和長大速率的函數(shù)，即與相變溫度有關(guān)的函數(shù)。

動力學(xué)除了討論固態(tài)相變過程中的形核和晶粒長大的速率問題，還包括外界條件（溫度、壓力和磁場）和組分對相變過程的影響及控制相變產(chǎn)物的組成等內(nèi)容。24固態(tài)相變的動力力學(xué)條件：固態(tài)相變的動力學(xué)主要討論

固態(tài)相變的晶體學(xué)：

固態(tài)相變的晶體學(xué)主要描述晶體中原有相與新相之間的晶體學(xué)關(guān)系，如晶體結(jié)構(gòu)、點陣常數(shù)等，分析新相形成的原子遷移過程。25固態(tài)相變的晶體學(xué)：固態(tài)相變的晶體學(xué)主要描述晶體中

鋼鐵材料熱處理是通過加熱、保溫和冷卻方式借以改變合金的組織與性能的一種工藝方法，其基本內(nèi)容包括熱處理原理及熱處理工藝兩大方面。第三節(jié)鋼的熱處理

鋼鐵材料的強(qiáng)韌化重要有兩個途徑：一是對鋼鐵材料實施熱處理；二是通過調(diào)整鋼的化學(xué)成分，加入合金元素（亦即鋼的合金化原理），以改善鋼的性能。26鋼鐵材料熱處理是通過加熱、保溫和冷卻方式借以

鋼的熱處理原理鋼的熱處理相變溫度

鋼在加熱時，實際轉(zhuǎn)變溫度往往要偏離平衡的臨界溫度，冷卻時也是如此。隨著加熱和冷卻速度的增加，滯后現(xiàn)象將越加嚴(yán)重。通常把加熱時的臨界溫度標(biāo)以字母“C”，如AC1、AC3、ACm等；把冷卻時的臨界溫度標(biāo)以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arm等。27鋼的熱處理原理鋼的熱處理相變溫度鋼在加熱時，實際

加熱時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、奧氏體的形成過程鋼在加熱時奧氏體的形成過程又稱為奧氏體化。以共析鋼的奧氏體形成過程為例。

28加熱時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、奧氏體的形成過程283）殘留滲碳體的溶解：鐵素體全部消失以后，仍有部分剩余滲碳體未溶解，隨著時間的延長，這些剩余滲碳體不斷地溶入到奧氏體中去，直至全部消失。1）奧氏體形核：奧氏體的晶核優(yōu)先在鐵素體與滲碳體的界面上形成。2）奧氏體晶核長大：奧氏體晶核形成以后，依靠鐵、碳原子的擴(kuò)散，使鐵素體不斷向奧氏體轉(zhuǎn)變和滲碳體不斷溶入到奧氏體中去而進(jìn)行的。293）殘留滲碳體的溶解：鐵素體全部消失以后，仍有部1）奧氏體4）奧氏體均勻化：滲碳體全部溶解完畢時，奧氏體的成分是不均勻的，只有延長保溫時間，通過碳原子的擴(kuò)散才能獲得均勻化的奧氏體。亞共析鋼的加熱過程：過共析鋼的加熱過程：

304）奧氏體均勻化：滲碳體全部溶解完畢時，奧氏體的亞共析鋼的2、奧氏體晶粒大小及其控制

1）晶粒大小的表示方法

晶粒大小廣泛采用的是與標(biāo)準(zhǔn)金相圖片（標(biāo)準(zhǔn)評級圖）相比較的方法來評定晶粒大小的級別。通常將晶粒大小分為8級，1級最粗，8級最細(xì)。通常1～4級為粗晶粒度，5～8級為細(xì)晶粒度。

2）奧氏體晶粒大小的控制加熱溫度與保溫時間

加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒越粗大，因為這與原子擴(kuò)散密切相關(guān)。312、奧氏體晶粒大小及其控制1）晶粒大小的表示方法2

合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，當(dāng)其形成彌散穩(wěn)定的碳化物和氮化物時，由于分布在晶界上，因而阻礙晶界的遷移，阻止奧氏體晶粒長大，有利于得到細(xì)晶粒鋼。Mn和P是促進(jìn)奧氏體晶粒長大的元素。

加熱速度

加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體實際形成溫度越高，可獲得細(xì)小的起始晶粒。鋼的化學(xué)成分

碳全部溶于奧氏體時，隨奧氏體中含碳量的增加，晶粒長大傾向增大。32合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，當(dāng)其形成彌散穩(wěn)

冷卻時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、鋼的冷卻方式

熱處理時常用的冷卻方式有兩種：一是等溫冷卻（常用于理論研究）；二是連續(xù)冷卻（常用于生產(chǎn)）。

A12、過冷奧氏體等溫冷卻曲線的繪制

通常將處于A1以下溫度尚未發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體稱為過冷奧氏體。鋼在冷卻時的組織轉(zhuǎn)變實質(zhì)上是過冷奧氏體的組織轉(zhuǎn)變。33冷卻時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、鋼的冷卻方式A12、過冷奧氏體等溫冷1）等溫冷卻試驗：（a）

首先將若干薄圓片狀試樣放入錫熔爐中，在高于共析溫度的條件下進(jìn)行奧氏體化；（b）將上述奧氏體化后的試樣迅速放入另一錫熔爐保溫，爐溫低于共析溫度；（c）依據(jù)試樣保溫時間的差異，分別從爐中取出試樣，置于水中快冷；（d）磨制金相試樣，并觀察顯微組織。341）等溫冷卻試驗：34

在不同溫度重復(fù)上述等溫轉(zhuǎn)變試驗，可根據(jù)試驗結(jié)果繪制出奧氏體鋼的等溫冷卻曲線。35在不同溫度重復(fù)上述等溫轉(zhuǎn)變試驗，可根據(jù)試驗結(jié)35

曲線的左邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線；右邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線。該曲線下部還有兩條水平線，分別表示奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度Ms線和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf線。2）過冷奧氏體等溫冷卻曲線曲線分析

在C曲線中，在不同過冷奧氏體開始出現(xiàn)組織轉(zhuǎn)變的時間不同，這段時間稱為“孕育期”。其中，以C曲線最突出處（凸點）所對應(yīng)的溫度孕育期最短。

過冷奧氏體等溫冷卻曲線形似“C”字，故俗稱C曲線，反應(yīng)了“溫度－時間－轉(zhuǎn)變量”的關(guān)系，所以C曲線又稱為TTT圖（Temperature-Time－TransformationDiagram）。36曲線的左邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線；右邊一條線為板狀馬氏體①馬氏體變溫形成，與t保無關(guān)；②馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性，鋼中常存在殘余A（性能下降）,常要求淬火T接近Mf“冷處理”.③馬氏體性能與含碳量有關(guān)非擴(kuò)散型（Fe和C均不擴(kuò)散）C在α-Fe中的過飽和固溶體（bcc）240～-50M片（針）狀馬氏體馬氏體板狀：低碳鋼中，F(xiàn)和Fe2.4C的復(fù)相組織。片狀：高碳鋼中，復(fù)相組織。F飽和+Fe2.4C350～240B下下貝氏體羽毛狀：在平行密排的過飽和F板條間，不均勻分布短桿（片狀）Fe3C,脆性大，工業(yè)上不應(yīng)用半擴(kuò)散型（只有C擴(kuò)散）F飽和+Fe3C550～350B上上貝氏體貝氏體間距：0.03～0.08μm，2000×600～550T屈氏體間距：0.25~0.08μm，1000×650～600S索氏體片層間距：0.25～1.9μm，500×擴(kuò)散型（Fe和C均擴(kuò)散）F+Fe3CA1～650P珠光體珠光體

特征轉(zhuǎn)變類型相組成轉(zhuǎn)變溫度/℃符號組織名稱注：w（c）≥1.0％時形成片狀馬氏體，HRC：64～66；w（c）≤0.2％時形成板狀馬氏體，HRC：30～50。37板狀馬氏體①馬氏體變溫形成，與t保無關(guān)；C在α-Fe中的過飽3、非共析成分碳鋼的等溫轉(zhuǎn)變

非共析鋼的C曲線與共析鋼的C曲線不同。區(qū)別在于：亞共析鋼曲線左移，在其上方多了一條過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變開始線；

過共析鋼曲線右移，在其上方多了一條過冷奧氏體析出二次滲碳體的開始線。

亞共析鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖383、非共析成分碳鋼的等溫轉(zhuǎn)變非共析鋼的C曲線與共析4、共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變C曲線（TTT圖）反應(yīng)了過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的全貌，但在實際生產(chǎn)中，鋼的熱處理大多是采用連續(xù)冷卻，因此，測出奧氏體的連續(xù)冷卻曲線，即CCT圖（右圖陰影部分），有很大的現(xiàn)實意義。ContinuousCoolingTransformationDiagramVc394、共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變C曲線（TTT圖）反應(yīng)了過冷臨界冷卻速度：是指使奧氏體在冷卻過程中直接轉(zhuǎn)變成馬氏體而不發(fā)生其它轉(zhuǎn)變的最小冷卻速度，即臨界淬火速度。40臨界冷卻速度：是指使奧氏體在冷卻過程中直接轉(zhuǎn)變成40

鋼的普通熱處理

退火

將鋼加熱到一定溫度進(jìn)行保溫，緩冷至600℃以下，再空冷至室溫的熱處理工藝。各種退火和正火的一般加熱范圍41鋼的普通熱處理退火將鋼加熱到一各種退火和正火的名稱目的工藝制度組織應(yīng)用完全退火細(xì)化晶粒，消除鑄造偏析，降低硬度，提高塑性加熱到AC3＋20～50℃，爐冷至550℃左右空冷

F＋P亞共析鋼的鑄、鍛、軋件，焊接件球化退火降低硬度，改善切削性能，提高塑性韌性，為淬火作組織準(zhǔn)備加熱到AC1＋20～40℃，然后緩冷片狀珠光體和網(wǎng)狀滲碳體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙罟参?、過共析鋼及合金鋼的鍛件、軋件等擴(kuò)散退火改善或消除枝晶偏析，使成分均勻化加熱到Tm-100～200℃，先緩冷，后空冷粗大組織（組織嚴(yán)重過燒）合金鋼鑄錠及大型鑄鋼件或鑄件再結(jié)晶退火消除加工硬化，提高塑性加熱到再結(jié)晶溫度，再空冷變形晶粒變成細(xì)小的等軸晶冷變形加工的制品去應(yīng)力退火消除殘余應(yīng)力，提高尺寸穩(wěn)定性加熱到500～650℃緩冷至200℃空冷

無變化鑄、鍛、焊、冷壓件及機(jī)加工件常用退火工藝制度小結(jié)42名稱目的工藝制度組織應(yīng)用完全細(xì)化晶粒，消除鑄造偏析，降低硬度

正火

正火將鋼加熱到AC3以上溫度并保溫，出爐空冷至室溫的熱處理工藝。由于正火比退火加熱溫度略高，冷卻速度大，故珠光體的分散度大，先共析鐵素體的數(shù)量少，因而正火后強(qiáng)度、硬度較高。正火的應(yīng)用：①

用正火作為性能要求的一般結(jié)構(gòu)件的最終熱處理。②

亞共析鋼采用正火來調(diào)整硬度，改切削加工性能。③

過共析鋼的正火可消除網(wǎng)狀碳化物。43正火正火將鋼加熱到AC3以上溫度并保溫，出爐空冷

淬火1、定義：淬火是將鋼加熱到AC1或AC3以上溫度并保溫，出爐快速冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變成為馬氏體的熱處理工藝。2、淬火的必要性

經(jīng)過退火或正火的工件只能獲得一般的強(qiáng)度和硬度，對于許多需要高強(qiáng)度、高耐磨條件下工作的零件則必須淬火與回火處理。3、鋼在淬火時的組織和性能變化1）獲得馬氏體的條件（a）通過加熱使鋼具有奧氏體組織；44淬火1、定義：淬火是將鋼加熱到AC1或AC3以上溫度并（b）冷卻速度超過臨界冷卻速度；（c）在Ms～Mf溫度范圍使過冷奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。2）馬氏體的形成過程（a）當(dāng)奧氏體過冷到MS點時，首先在晶粒內(nèi)的某些晶面上生成馬氏體晶核，并迅速長大；（b）馬氏體轉(zhuǎn)變不依靠已形成馬氏體晶體的長大，而且依靠出現(xiàn)新的馬氏體晶核，即馬氏體形成與t保無關(guān)。（c）奧氏體常常不能完全轉(zhuǎn)變成馬氏體主要源于生產(chǎn)上冷卻溫度沒有真正達(dá)到Mf點。45（b）冷卻速度超過臨界冷卻速度；2）馬氏體的形成過程（a）當(dāng)馬氏體形成過程示意圖3）馬氏體的組織形態(tài)

馬氏體有兩種基本形態(tài)：板條馬氏體和片狀馬氏體。

W（C）≤0.20%時：基本上形成板條狀馬氏體（也稱低碳馬氏體），板條馬氏體內(nèi)有高密度的位錯纏結(jié)的亞結(jié)構(gòu)，又稱為位錯馬氏體。

46馬氏體形成過程示意圖3）馬氏體的組織形態(tài)馬氏體有兩

板條馬氏體

片狀馬氏體W（C）≥0.60%時：形成片狀馬氏體（針狀馬氏體），片狀馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶。因此，片狀馬氏體又稱為孿晶馬氏體。

0.20%≤W（C）≤0.60%時：形成上述兩種馬氏體的混合組織，含碳量越高，條狀馬氏體量越少而片狀馬氏體量越多。

47板條馬氏體片狀馬氏體W（C）≥0.4）馬氏體的力學(xué)性能

馬氏體的塑性和韌性主要取決于它的亞結(jié)構(gòu)。在相同屈服強(qiáng)度條件下，板條（位錯）型馬氏體比片狀（孿晶）型馬氏體的韌性好得多。

馬氏體的硬度主要取決于馬氏體的含碳量，通常情況是隨含碳量的增加而升高。5）小結(jié)

馬氏體轉(zhuǎn)變是典型的無擴(kuò)散性相變。馬氏體是碳在α—Fe中的過飽和固溶體，具有非常高的強(qiáng)度和硬度所以，馬氏體轉(zhuǎn)變是強(qiáng)化金屬的重要途徑之一。

484）馬氏體的力學(xué)性能馬氏體的塑性和韌性主要取決于它的

將鋼加熱到Ac1或Ac3以上，保溫一定時間，然后快速冷卻以獲得馬氏體組織的熱處理工藝稱為淬火。

1）淬火加熱溫度

淬火加熱溫度的選擇應(yīng)以得到細(xì)而均勻的奧氏體晶粒為原則，以便冷卻后獲得細(xì)小的馬氏體組織。亞共析鋼的淬火加熱溫度通常為Ac3以上30～50℃；過共析鋼的淬火加熱溫度通常為Ac1以上30～50℃。

4、鋼的淬火工藝49將鋼加熱到Ac1或Ac3以上，保溫一定時間，然后快速2）淬火保溫時間

淬火保溫時間主要根據(jù)鋼的成分特點、加熱介質(zhì)和零件尺寸來確定。

（a）含碳量越高，含合金元素越多，導(dǎo)熱性越差，則保溫時間就越長；（b）零件尺寸越大，保溫時間越長；（c）生產(chǎn)中常根據(jù)經(jīng)驗確定保溫時間；502）淬火保溫時間淬火保溫時間主要根據(jù)鋼的成分特點、加3）淬火冷卻速度淬火冷卻介質(zhì)選擇的原則：（a）為保證獲得馬氏體組織，要求V冷卻≥V臨界；（b）為保證零件不因淬火應(yīng)力而開裂，要求V冷卻不應(yīng)太大，應(yīng)該選擇合適的冷卻介質(zhì)。水：

主要用于形狀簡單、截面較大的碳鋼零件的淬火。油：一般用作合金鋼和某些小型復(fù)雜碳素鋼件的淬火。鹽?。簽榱藴p少零件淬火時的變形，鹽浴也常用作淬火介質(zhì)，主要用于分級淬火和等溫淬火。513）淬火冷卻速度淬火冷卻介質(zhì)選擇的原則：水：主要用于形狀簡

采用有機(jī)物和無機(jī)物等配制而成的水溶性聚合物淬火介質(zhì)，和淬火油改性添加劑，由于冷卻能力可調(diào)整，使用中介質(zhì)濃度可簡便測定，有減少變形、防止淬裂，不銹蝕、免清洗、

無味、無煙霧、不著火，使用溫度高，環(huán)保、少無污染，正常消耗是傳統(tǒng)油淬火的40%等特點，因而在國外已普及推廣應(yīng)用。但我國仍普遍采用通用的礦物油，一定比例的氯化鈉水溶液、堿溶液及硝鹽溶液為冷卻介質(zhì)。因而造成嚴(yán)重的污染。

52采用有機(jī)物和無機(jī)物等配制而成的水溶性聚合物淬火介質(zhì)，5、常用淬火冷卻方法

為了保證獲得所需淬火組織，又要防止變形和開裂，必須采用已有的淬火介質(zhì)再配以各種冷卻方法才能解決。通常的淬火方法包括單液淬火、雙液淬火、分級淬火和等溫淬火等，如圖所示。。535、常用淬火冷卻方法為了保證獲得所需淬火組織，又要防6、鋼的淬透性和淬硬性

鋼的淬透性是指鋼在淬火時獲得馬氏體的能力。其大小通常用規(guī)定條件下淬火獲得淬透層的深度（又稱有效淬硬深度）的距離作為淬透層深度。

生產(chǎn)中也常用臨界淬火直徑表示鋼的淬透性。所謂臨界淬火直徑，是指圓棒試樣在某介質(zhì)中淬火時所能得到的最大淬透直徑（即心部被淬成半馬氏體的最大直徑），用Do表示。在相同冷卻條件下，Do越大，鋼的淬透性越好。546、鋼的淬透性和淬硬性鋼的淬透性是指鋼在淬火時獲得馬淬透性的應(yīng)用：（1）淬透性大的工件易淬透，組織和性能均勻一致；（2）淬火性大的工件在淬火時，可選用冷卻能力較小的淬火介質(zhì)以減小淬火應(yīng)力。（3）對受力大而復(fù)雜的工件，為確保組織性能均勻一致，可選用淬透性大的鋼。（4）當(dāng)要求工件表面硬度高，而心部韌性好時，可選用低淬透性鋼。鋼的淬硬性是指淬火后馬氏體所能達(dá)到的最高硬度，淬硬性主要決定于馬氏體的碳含量。

55淬透性的應(yīng)用：鋼的淬硬性是指淬火后馬氏體所能達(dá)到的最高硬度，

回火1、定義：回火是把淬火后的鋼件，重新加熱到A1以下某一溫度，經(jīng)保溫后空冷至室溫的熱處理工藝。2、目的：淬火鋼件經(jīng)回火可以減少或消除淬火應(yīng)力，穩(wěn)定組織，提高鋼的塑性和韌性，從而使鋼的強(qiáng)度、硬度和塑性、韌性得到適當(dāng)配合，以滿足不同工件的性能要求。3、回火過程的組織變化：第一階段（室溫～250℃）：馬氏體中的過飽和碳原子析出，形成碳化物FexC，得到回火馬氏體組織。56回火1、定義：回火是把淬火后的鋼件，重新加熱到A1以下某第二階段（230～280℃）：馬氏體繼續(xù)分解，同時殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)檫^飽和固溶體與碳化物，得到回火馬氏體組織。第三階段（260～360℃）：馬氏體繼續(xù)分解，碳原子繼續(xù)析出使過飽和α固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體；回火馬氏體中的FexC轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的粒狀滲碳體，得到鐵素體和極細(xì)滲碳體的機(jī)械混合物，即回火屈氏體。第四階段（400℃以上）：碳化物聚集長大，溫度越高碳化物越大，得到粒狀碳化物與鐵素體的機(jī)械混合物，即回火索氏體。57第二階段（230～280℃）：馬氏體繼續(xù)分解，同時殘余奧氏體

回火的目的是降低應(yīng)力和脆性，獲得回火馬氏體組織，使鋼具有高的硬度、強(qiáng)度和耐磨性。低溫回火一般用來處理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滾動軸承和滲碳件等。（HRC≥60）4、回火的種類：1）低溫回火（150～250℃）2）中溫回火（350～500℃）

回火的目的是獲得回火屈氏體，具備高的彈性極限和韌性，并保持一定的硬度，主要用于各種彈簧，鍛模、壓鑄模等模具。（35≤HRC≤45）58回火的目的是降低應(yīng)力和脆性，獲得回火馬氏體組織，使鋼3）高溫回火（500～650℃）

回火的目的是具備良好的綜合機(jī)械性能（較高的強(qiáng)度、塑性、韌性），得到回火索氏體組織。一般把淬火加高溫回火的熱處理稱為“調(diào)質(zhì)處理”。適用于中碳結(jié)構(gòu)鋼制作的曲軸、連桿、連桿螺栓、汽車拖拉機(jī)半軸、機(jī)床主軸及齒輪等重要機(jī)器零件。（28≤HRC≤33）593）高溫回火（500～650℃）回火的目的是具備良好

需要指出，有些鋼在250～400℃和450～650℃的范圍內(nèi)回火時，其沖擊韌性比在較低溫度回火時還顯著下降，這種脆化現(xiàn)象稱為回火脆性。在250～400℃回火時出現(xiàn)的脆性稱為低溫回火脆性，又叫第一類回火脆性；而在450～650℃溫度范圍內(nèi)回火時出現(xiàn)的脆性稱為高溫回火脆性，也叫第二類回火脆性。

為防止低溫回火脆性，通常的辦法是避免在脆化溫度范圍內(nèi)回火。防止高溫回火脆性的方法是加熱后快冷。

60需要指出，有些鋼在250～400℃和450～65

鋼的表面熱處理鋼的表面淬火

表面淬火是將工件表面快速加熱到淬火溫度，然后迅速冷卻，僅使表面層獲得淬火組織，而心部仍保持淬火前組織的熱處理方法。1、火焰表面淬火：

火焰表面淬火是氧炔焰等高溫?zé)嵩磳⒐ぜ砻嬖S速加熱到形變溫度以上，然后立即進(jìn)行低溫回火，或利用工件內(nèi)部余熱自身回火。這種方法可獲得2～6mm的淬透深度，設(shè)備簡單，成本低，適于單件或小批量生產(chǎn)。61鋼的表面熱處理鋼的表面淬火表面淬火是將工件表面快2、感應(yīng)表面淬火：感應(yīng)加熱表面淬火的特點：①淬火溫度高于一般淬火溫度。②淬火后馬氏體晶粒細(xì)化，表層硬度比普通淬火高2～3HRC。③表層存在很大的殘余壓應(yīng)力。④不易產(chǎn)生變形和氧化脫碳。⑤易于實現(xiàn)機(jī)械化與自動化。感應(yīng)加熱淬火后，為了減小淬火應(yīng)力和降低脆性，需進(jìn)行170～200℃低溫回火。

感應(yīng)加熱是利用電磁感應(yīng)原理，表層感應(yīng)電流密度大，溫度高；心部幾乎不受熱。622、感應(yīng)表面淬火：感應(yīng)加熱表面淬火的特點：感應(yīng)加熱是

鋼的化學(xué)熱處理是指將工件放在一定溫度的活性介質(zhì)中保溫，使介質(zhì)中分解出的一種或幾種元素的活性原子被鋼件表面吸附并向表層擴(kuò)散，從而改變其表層化學(xué)成分、組織和性能的一種熱處理工藝方法。

鋼的化學(xué)熱處理基本過程：

①鋼件加熱時，化學(xué)介質(zhì)分解出滲入元素的活性原子；②活性原子被鋼件表面吸附和溶解；③原子由表面向內(nèi)部擴(kuò)散，形成一定的擴(kuò)散層。

63鋼的化學(xué)熱處理是指將工件放在一定溫度的活性介質(zhì)中保溫

將鋼放入滲碳的介質(zhì)中加熱并保溫，使活性碳原子1、鋼的滲碳：滲入鋼的表層的工藝稱為滲碳。其目的是通過滲碳及隨后的淬火和低溫回火，使表面獲得高碳回火馬氏體，具有高硬度、耐磨性和抗疲勞性能；而心部為低碳回火馬氏體或索氏體，具有一定的強(qiáng)度和良好的韌性配合。氣體滲碳示意圖64將鋼放入滲碳的介質(zhì)中加熱并保溫，使活性碳原子1、鋼的1）滲碳方法

滲碳方法有氣體滲碳、固體滲碳和液體滲碳。目前廣泛應(yīng)用的是氣體滲碳法。2）滲碳后的組織

常用于滲碳的鋼為低碳鋼和低碳合金鋼，如15、20、20Cr、20CrMnTi、12CrNi3等。滲碳后緩冷組織自表面至心部依次為：過共析組織（珠光體+碳化物）、共析組織（珠光體）、亞共析組織（珠光體+鐵素體）的過渡區(qū)，直至心部的原始組織。

651）滲碳方法2）滲碳后的組織653）滲碳后的熱處理滲碳后的熱處理方法有：直接淬火法、一次淬火法和二次淬火法。

滲碳后的淬火和低溫回火示意圖663）滲碳后的熱處理滲碳后的淬火和低溫回火示意圖662、鋼的滲氮：

滲氮俗稱氮化，是指在一定溫度下使活性氮原子滲入工件表面，在鋼件表面獲得一定深度的富氮硬化層的熱處理工藝。其目的是提高零件表面硬度、耐磨性、疲勞強(qiáng)度、熱硬性和耐蝕性等。

常用的滲氮方法有氣體滲氮、離子滲氮、氮碳共滲（軟氮化）等。生產(chǎn)中應(yīng)用較多的是氣體滲氮。1）滲氮方法672、鋼的滲氮：滲氮俗稱氮化，是指在一定溫度下使活性氮2）滲氮后的組織

含有Al、Cr、Mo等元素的合金鋼C、N和Fe的化合物C、N溶于α-Fe的固溶體彌散合金氮化物（如AlN等）3）滲氮后的鋼件性能

①

氮化層HRC為69～73，在600～650℃有較高紅硬性；②一般，T滲氮＜T滲碳，無需進(jìn)一步熱處理，滲氮層各性能均優(yōu)于滲碳層，工件不易變形；③氮化層比碳化層薄且脆；且t滲氮＞t滲碳，生產(chǎn)效率低。④為提高工件心部強(qiáng)韌性，需在滲氮前進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理。

682）滲氮后的組織含有Al、Cr、Mo等C、N和F

碳氮共滲新介質(zhì)的研制是金屬熱處理研究的一個重要領(lǐng)域。早期使用的NaCN等氰鹽均有劇毒，現(xiàn)已禁用。新一代碳氮共滲介質(zhì)往往同時考慮工藝性能和環(huán)保兩方面的因素。常用的介質(zhì)是煤氣和氨氣的混合物。3、鋼的碳氮共滲（氰化）：

碳氮共滲是同時向鋼件表面滲入碳和氮原子的化學(xué)熱處理工藝，也俗稱為氰化。碳氮共滲零件的性能介于滲碳與滲氮零件之間。

69碳氮共滲新介質(zhì)的研制是金屬熱處理研究的一個重要領(lǐng)域。

鋼的熱處理新工藝介紹無氧化加熱

利用可控氣氛，即通過精確計量和微機(jī)控制技術(shù)對爐內(nèi)的氣體組分加以控制。如含碳液體或氣體的分解和裂解的碳濃度的控制。1、保護(hù)氣氛加熱：2、采用保護(hù)涂料：

目前鋼和鈦合金已在熱處理中大量利用保護(hù)涂料來避免工件氧化。涂料由Al2O3、SiO2、SiC和其他金屬氧化物以及液態(tài)粘結(jié)劑配置而成。70鋼的熱處理新工藝介紹無氧化加熱利用可控氣氛，即

在真空爐中受真空氣氛保護(hù)，可防止工件氧化、減小變形；但容易引起元素?fù)]發(fā)。適于中小型零件的處理。3、真空熱處理：

目前，實際生產(chǎn)中還采用以下先進(jìn)工藝：利用高能量密度對零件作超高速加熱，然后自激淬火，具有不氧化、不脫碳、變形小、表面光潔，提高硬度、耐磨性和疲勞強(qiáng)度等的高頻和超高頻脈沖熱處理和激光熱處理以及電子束熱處理。

超高速加熱71在真空爐中受真空氣氛保護(hù)，可防止工件氧化、減3、真空

強(qiáng)韌化處理是指同時提高鋼件強(qiáng)度和韌性的熱處理。

強(qiáng)韌化處理1、獲得板狀馬氏體：1）提高淬火加熱溫度

促進(jìn)奧氏體中碳的均勻化，以保證淬火后獲得板狀馬氏體（低碳馬氏體）。

2）快速短時低溫加熱淬火

減少碳化物在奧氏體中的溶解，使高碳鋼中的奧氏體處于亞共析成分（低碳）。3）鍛造余熱淬火

將高溫鍛件直接淬火可得到細(xì)晶粒板狀馬氏體。72強(qiáng)韌化處理是指同時提高鋼件強(qiáng)度和韌性的熱處理。強(qiáng)韌化2、超細(xì)化處理：

超細(xì)化處理是指將鋼在一定的溫度條件下，通過數(shù)次快速加熱和冷卻等方法以獲得極細(xì)組織，從而達(dá)到強(qiáng)韌化的目的。

3、獲得復(fù)合組織的淬火：

復(fù)合組織主要是指淬火馬氏體和少量鐵素體或下貝氏體（或殘余奧氏體）的機(jī)械混合物。復(fù)合組織可通過調(diào)整熱處理工藝獲得，它的硬度稍低，但韌性大幅提高。

732、超細(xì)化處理：超細(xì)化處理是指將鋼在一定的溫度條件下

化學(xué)熱處理新工藝：離子轟擊熱處理：在真空氣氛下，將含C、N、S等離子束高速轟擊到工件表面，工件迅速受熱升溫至碳化或氮化溫度，同時原子進(jìn)入工件表面形成滲碳層或滲氮層等。

離子轟擊熱處理示意圖如右圖所示74化學(xué)熱處理新工藝：離子轟擊熱處理：在真空氣氛下，將含C、

鋼的形變熱處理：

形變熱處理是指將變形強(qiáng)化和熱處理強(qiáng)化結(jié)合起來的工藝方法。

形變熱處理工藝示意圖75鋼的形變熱處理：形變熱處理是指將變形強(qiáng)化和熱處理強(qiáng)第四節(jié)固溶與時效處理

固溶時效處理是有色金屬材料如鋁合金、鈦合金、高溫合金，以及少量鋼鐵材料如不銹鋼以及耐熱鋼等的最重要的強(qiáng)化處理手段。待處理的有色金屬鑄件76第四節(jié)固溶與時效處理固溶時效處理是有色金屬材料如

固溶時效強(qiáng)化的基本原理及步驟

單獨靠固溶作用對合金的強(qiáng)化作用是很有限的，另一種更為有效的強(qiáng)化方式就是合金的固溶（淬火）處理+時效熱處理。固溶時效強(qiáng)化示意圖77固溶時效強(qiáng)化的基本原理及步驟單獨靠固溶

固溶時效處理的一般步驟1、固溶處理：

將合金通過加熱到固溶線以上、固相線以下溫度保溫，獲得成分均勻的固溶體組織。2、淬火：

將固溶處理好的工件快冷到較低溫度，得到過飽和單相固溶體。（與鋼淬火組織不同）3、時效：

使過飽和固溶體析出細(xì)小彌散沉淀相的過程。自然時效：室溫下時效；人工時效：在高于室溫（固溶溫度與室溫之差的15％到25％）進(jìn)行時效。78固溶時效處理的一般步驟1、固溶處理：將合金通過加熱（1）沉淀強(qiáng)化相是硬度高的質(zhì)點；（2）加入鋁中的合金元素應(yīng)有較高的極限固溶度，且其隨溫度降低而顯著減??；（3）淬火后形成的過飽和固溶體在時效過程中能析出均勻，彌散的共格或半共格的亞穩(wěn)相，基體中能形成強(qiáng)烈的應(yīng)變場。

沉淀強(qiáng)化的基本條件79（1）沉淀強(qiáng)化相是硬度高的質(zhì)點；沉淀強(qiáng)化的基本條件79脫溶（或沉淀）是指：從過飽和固溶體中析出一個成分不同的新相或溶質(zhì)原子富集的亞穩(wěn)區(qū)過渡相的過程，屬于固態(tài)相變的范疇。

凡是有固溶度變化的相圖，從單相區(qū)進(jìn)行兩相區(qū)時都會發(fā)生脫溶沉淀。

隨著時效時間的延長，將發(fā)生下列析出過程（析出序列）：α

→G·P區(qū)

→

θ//→

θ/→

θ

其中G·P區(qū)、θ//、θ/為亞穩(wěn)定相。（θ//也可稱為GP2區(qū)）以Al－Cu合金為例：

過飽和固溶體的時效分解產(chǎn)物80脫溶（或沉淀）是指：從過飽和固溶體中析出一個成分不同的新相或（1）G.P區(qū)G.P區(qū)的發(fā)現(xiàn)：1938年，A.Guinier和G.D.Prestor用X射線結(jié)構(gòu)分析方法各自獨立發(fā)現(xiàn)，Al－Cu合金單晶體自然時效時在基體的{100}面上偏聚了一些銅原子，構(gòu)成了富銅的碟狀薄片（約含銅90％）。為紀(jì)念這兩位發(fā)現(xiàn)者，將這種兩維原子偏聚區(qū)命名為G.P區(qū)?，F(xiàn)在人們把其他合金中的偏聚區(qū)也成為G.P區(qū)。G.P區(qū)的形狀與尺寸：在電子顯微鏡下觀察呈圓盤狀，直徑約為8nm，厚度約為0.3～0.6nm。

81（1）G.P區(qū)81G.P區(qū)的晶體結(jié)構(gòu)與界面：Wcu為0.90時，是溶質(zhì)原子富集區(qū)，它在母相的{100}晶面上形成，點陣與基體α相相同（fcc）并與α相完全共格。G.P區(qū)形成的原因：G.P區(qū)的形核是均勻分布的，其形核率與晶體中非均勻分布的位錯無關(guān)，而強(qiáng)烈依賴于淬火所保留下來的空位濃度（因為空位能幫助溶質(zhì)原子遷移）。凡是能增加空位濃度的因素均能促進(jìn)G.P區(qū)的形成。例如：固溶溫度越高，冷卻速度越快，則淬火后固溶體保留的空位就越多，有利于增加G.P區(qū)的數(shù)量并使其尺寸減小。

82G.P區(qū)的晶體結(jié)構(gòu)與界面：Wcu為0.90時，是溶質(zhì)原子富集（2）過渡相:過渡相的形狀與尺寸：Al-Cu合金中有θ’’和θ’兩種過渡相。θ’’呈圓片狀或碟形，直徑為30nm，厚度為2nm。而θ’是光學(xué)顯微鏡下觀察到的第一個脫溶產(chǎn)物，也呈圓片狀或碟形，尺寸為100nm數(shù)量級。

過渡相的晶體結(jié)構(gòu)與界面：過渡相往往與基體共格或部分共格，且有一定的結(jié)晶學(xué)位向關(guān)系。由于過渡相與基體之間的結(jié)構(gòu)存在差異，因而其形核功較大。為了降低應(yīng)變能和界面能，過渡相往往會在位錯，小角晶界、層錯以及空位團(tuán)等處不均勻形核。因此，其形核速率將受材料中位錯密度的影響。此外，過渡相還可能在G.P區(qū)中形核。83（2）過渡相:過渡相的晶體結(jié)構(gòu)與界面：過渡相往往與基體共格θ’’相為正方點陣：a＝b＝0.404nm，c＝0.768nm，θ’’相基本是均勻形核，分布均勻且與基體完全共格，它與基體的位向關(guān)系為{100}θ’’//{100}基體。與G.P區(qū)相比，在θ’’相周圍會產(chǎn)生更大的共格應(yīng)變，故其強(qiáng)化效果也比G.P區(qū)大。θ’相為正方點陣：a＝b＝0.404nm，c＝0.58nm，它與基體部分共格，與基體的位向關(guān)系為{100}θ’//{100}基體。θ’相的具體成分為Cu2Al3.6，很接近于平衡相θ（CuAl2）。

84θ’’相為正方點陣：a＝b＝0.404nm，c＝0.768n（3）平衡相：

θ也是正方點陣：a＝b＝0.905nm，c＝0.486nm，一般與基體不共格，但亦存在一定的結(jié)晶學(xué)位向關(guān)系，其界面能高，形核功也高。為減小形核功，往往在晶界處形核，所以平衡相形核是不均勻的。共析鋼和鋁合金淬火時的組織變化示意圖85（3）平衡相：共析鋼和鋁合85

時效時間對性能的影響時效時間與強(qiáng)度的關(guān)系86時效時間對性能的影響時效時間與強(qiáng)度的關(guān)系86第一節(jié)熱處理的發(fā)展史第二節(jié)熱處理的理論基礎(chǔ)第三節(jié)鋼的熱處理第四節(jié)固溶與時效處理第四章金屬材料熱處理87第一節(jié)熱處理的發(fā)展史第四章金屬材料熱處理1

公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發(fā)展。中國河北省易縣燕下都出土的兩把劍和一把戟，其顯微組織中都有馬氏體存在，說明是經(jīng)過淬火的。第一節(jié)熱處理的發(fā)展史

早在公元前770～前222年，中國人在生產(chǎn)實踐中就已發(fā)現(xiàn)，銅鐵的性能會因溫度和加壓變形的影響而變化。白口鑄鐵的柔化處理就是制造農(nóng)具的重要工藝。88公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼第一節(jié)

隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對淬火質(zhì)量的影響。三國蜀人蒲元曾在今陜西斜谷為諸葛亮打制3000把刀，相傳是派人到成都取水淬火的。這說明中國在古代就注意到不同水質(zhì)的冷卻能力了，同時也注意了油和尿的冷卻能力。

中國出土的西漢(公元前206～公元24)中山靖王墓中的寶劍,心部含碳量為0.15～0.4%，而表面含碳量卻達(dá)0.6%以上，說明已應(yīng)用了滲碳工藝。但當(dāng)時作為個人“手藝”的秘密，不肯外傳，因而發(fā)展很慢。89隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對淬火1863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼鐵在顯微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼在加熱和冷卻時，內(nèi)部會發(fā)生組織改變，鋼中高溫時的相在急冷時轉(zhuǎn)變?yōu)橐环N較硬的相。

法國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構(gòu)理論，以及英國人奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現(xiàn)代熱處理工藝初步奠定了理論基礎(chǔ)。與此同時，人們還研究了在金屬熱處理的加熱過程中對金屬的保護(hù)方法，以避免加熱過程中金屬的氧化和脫碳等。901863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼

1850～1880年，對于應(yīng)用各種氣體(諸如氫氣、煤氣、一氧化碳等)進(jìn)行保護(hù)加熱曾有一系列專利。1889～1890年英國人萊克獲得多種金屬光亮熱處理的專利。1901～1925年，在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用轉(zhuǎn)筒爐進(jìn)行氣體滲碳；30年代出現(xiàn)露點電位差計,使?fàn)t內(nèi)氣氛的碳勢達(dá)到可控，以后又研究出用二氧化碳紅外儀、氧探頭等進(jìn)一步控制爐內(nèi)氣氛碳勢的方法；20世紀(jì)60年代以來，熱處理技術(shù)運用等離子場，發(fā)展了離子滲氮、滲碳工藝；激光、電子束技術(shù)的應(yīng)用，又使金屬獲得了新的表面熱處理和化學(xué)熱處理方法。911850～1880年，對于應(yīng)用各種氣體(諸如

在鑄造、壓力加工和焊接成形過程中，不可避免地存在組織缺陷。對金屬材料進(jìn)行熱處理主要源于提高其綜合機(jī)械性能，符合材料在設(shè)計和制備過程中所遵循的“成分－組織－性能”的原則。第二節(jié)熱處理的理論基礎(chǔ)

熱處理是將金屬材料以一定的速度加熱到預(yù)定溫度并保持預(yù)定的時間，再以預(yù)定的冷卻速度進(jìn)行冷卻的綜合工藝方法。92在鑄造、壓力加工和焊接成形過程中，不可避免地

金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制導(dǎo)致材料失效的最大應(yīng)力結(jié)構(gòu)材料陶瓷材料高分子材料金屬材料

強(qiáng)度

疲勞強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度斷裂強(qiáng)度屈服強(qiáng)度材料強(qiáng)度的唯一性判據(jù)93金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制導(dǎo)致材料失效結(jié)構(gòu)材料陶瓷材料高分子材料

通常研究的結(jié)構(gòu)材料在室溫工作條件下，最需要考慮的是屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度。斷裂強(qiáng)度屈服強(qiáng)度σb≥σk

σb≤σk脆性材料塑性材料脆性材料的強(qiáng)度通常以σk表示塑性材料的強(qiáng)度通常以σb表示

大部分金屬材料屬于塑性材料，其塑性變形是靠位錯的運動而發(fā)生的，因此，任何阻止位錯運動的因素都可以成為提高金屬材料強(qiáng)度的途徑。94通常研究的結(jié)構(gòu)材料在室溫工作條件下，最需要考慮的是屈

固溶強(qiáng)化：

當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時，隨溶質(zhì)原子含量的增加，其塑性變形抗力大大提高，表現(xiàn)為強(qiáng)度和硬度上升，塑性和韌性值下降。Cu－Ni固溶體的機(jī)械性能與成分的關(guān)系A(chǔ)l－Mg固溶體的應(yīng)力－應(yīng)變曲線σbδδ95固溶強(qiáng)化：當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時

固溶強(qiáng)化的實質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用。其中最主要的是：溶質(zhì)原子與位錯的彈性交互作用阻礙了位錯的運動。不同溶質(zhì)原子在位錯周圍的分布狀態(tài)Cotrell氣團(tuán)模型：溶質(zhì)原子與位錯彈性交互作用的結(jié)果，使溶質(zhì)原子趨于聚集在位錯的周圍，以減小點陣畸變，降低體系的能量。（它對位錯有“釘扎”作用）96固溶強(qiáng)化的實質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、

細(xì)晶強(qiáng)化：

合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目就越多。細(xì)晶強(qiáng)化利用晶界上原子排列的不規(guī)則性，原子能量高這一特點，對材料進(jìn)行強(qiáng)化。

雙晶粒的拉伸試驗說明：晶界對形變有阻礙作用。雙晶粒拉伸示意圖低碳鋼的σs

與晶粒大小的關(guān)系97細(xì)晶強(qiáng)化：合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目

在右圖中，低碳鋼的σs

與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，可用下式表示：

σs＝σ0+Kd－1/2

……Hall－Petch公式細(xì)晶強(qiáng)化理論的提出：（1）針對不同常規(guī)材料，探索抑制其晶粒長大的辦法。（2）在世界范圍掀起了研究納米材料的狂潮。可以實現(xiàn)在提高材料強(qiáng)度的同時，也改善材料的塑性和韌性，獲得最佳的強(qiáng)韌性配合。98在右圖中，低碳鋼的σs與晶粒直徑平方根的倒數(shù)

加工硬化：

加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增加，強(qiáng)度、硬度升高；塑性、韌性下降的現(xiàn)象。加工硬化（冷變形）是熱處理不能強(qiáng)化的金屬材料的主要強(qiáng)化方法。

曲線分為三階段1）易滑移階段（位錯少干擾）2）線性硬化階段（位錯塞積）3）拋物線硬化階段（螺旋位錯啟動，位錯密度下降）加工硬化曲線：99加工硬化：加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增晶粒度對加工硬化曲線的影響加工硬化的實質(zhì)：

是金屬塑性變形時內(nèi)部產(chǎn)生滑移，使晶粒變形和細(xì)化亞組織，因而產(chǎn)生大量的位錯，晶格嚴(yán)重畸變，內(nèi)部應(yīng)力增加，其宏觀效應(yīng)就是加工硬化。100晶粒度對加工硬化曲線的影響加工硬化的實質(zhì)：是金屬塑性變形晶體結(jié)構(gòu)對加工硬化曲線的影響101晶體結(jié)構(gòu)對加工硬化曲線的影響15

時效強(qiáng)化：

時效強(qiáng)化是指獲得過飽和固溶體后，在一定溫度下保溫析出過渡相、第二相等而實現(xiàn)對材料強(qiáng)化的方法。102時效強(qiáng)化：時效強(qiáng)化是指獲得過飽和固溶體后，在一定溫

第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）：

通過各種工藝手段使第二相質(zhì)點彌散分布，可以阻礙合金內(nèi)部的位錯運動，從而提高合金強(qiáng)度的方法。第二相一般指各種化合物質(zhì)點。1）生產(chǎn)中可通過對馬氏體進(jìn)行回火的方法獲得彌散分布的第二相；2）也可通過共晶化合物進(jìn)行熱壓力加工獲得；3）還可通過共析反應(yīng)獲得；4）另外還可通過粉末冶金方法獲得。獲得第二相的途徑：103第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）：通過各種工藝手段使第二相質(zhì)第二相在基體中的形態(tài)及分布：

以鋼中Fe3C的形態(tài)與分布為例：

a：過共析鋼中，F(xiàn)e3C呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在α晶界上。塑性、強(qiáng)度下降。

b：珠光體中，F(xiàn)e3C與鐵素體呈平行間隔分布。塑性、強(qiáng)度較高。（要求珠光體細(xì)小，片層間距?。?/p>

c：共析鋼或過共析鋼經(jīng)球化退火后，F(xiàn)e3C呈顆粒狀分布在α晶界上。強(qiáng)度下降，塑性上升，便于加工。104第二相在基體中的形態(tài)及分布：18彌散型兩相合金強(qiáng)化的主要影響因素：

1）顆粒直徑

2）第二相含量（體積分?jǐn)?shù)）

3）第二相的分布狀態(tài)第二相的強(qiáng)化機(jī)制：繞過機(jī)制切割機(jī)制105彌散型兩相合金強(qiáng)化的主要影響因素：第二相的強(qiáng)化機(jī)制：繞過機(jī)制

復(fù)合強(qiáng)化：

利用兩種或兩種以上的強(qiáng)化方法，來達(dá)到塑性金屬材料強(qiáng)化的目的。鋼的形變熱處理固溶強(qiáng)化加工硬化

回火索氏體

第二相強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化固溶強(qiáng)化106復(fù)合強(qiáng)化：利用兩種或兩種以上的強(qiáng)化方法，來達(dá)到塑性

固態(tài)相變

塑性金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制表明：通過熱處理中的加熱和冷卻過程使合金產(chǎn)生固態(tài)相變，從而合金組織發(fā)生變化，最終導(dǎo)致材料性能產(chǎn)生變化。

固態(tài)相變是指固態(tài)物質(zhì)在溫度、壓力、電場、磁場改變時，從一種組織結(jié)構(gòu)會轉(zhuǎn)變成另一種組織結(jié)構(gòu)。

材料科學(xué)研究中的固態(tài)相變主要是指溫度改變而產(chǎn)生的相變。固態(tài)相變主要包括三種基本變化：1）晶體結(jié)構(gòu)的變化；2）化學(xué)成分的變化；3）有序程度的變化。一種相變可同時包括一種、兩種或三種變化。107固態(tài)相變塑性金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制表明：通過熱處理中

材料科學(xué)遇到的相變習(xí)慣上分為擴(kuò)散型相變和無擴(kuò)散型相變兩大類。

擴(kuò)散型相變的特點是通過激活原子運動而產(chǎn)生，要求溫度高，原子活動能力強(qiáng)。純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、固溶體的多形性轉(zhuǎn)變、以及脫溶轉(zhuǎn)變等均屬于此類。

無擴(kuò)散型相變的特點是相變中原子不發(fā)生擴(kuò)散、原子作有規(guī)則的近程遷移，以使點陣改組；相變中相鄰原子的相互位置不變。在低溫下原子不能擴(kuò)散時易發(fā)生這類轉(zhuǎn)變，如一些合金中的馬氏體相變，某些低溫進(jìn)行的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變（β-Co（hcp）與α-Co（fcc）。108材料科學(xué)遇到的相變習(xí)慣上分為擴(kuò)散型相變和無擴(kuò)散型相變

固態(tài)相變的熱力學(xué)條件：

固態(tài)相變的熱力學(xué)所涉及的問題主要是反應(yīng)能不能進(jìn)行，即新相能否形成，最根本的就是反應(yīng)過程△G＜0是否成立。

與液態(tài)凝固時相比較，固態(tài)相變形核增加了一項應(yīng)變能，即△G＝－V△GV＋Sσ＋V△Ge

式中：V為新相體積；S為新、舊相的界面積；△GV和△Ge分別表示形成單位體積新相時自由能和應(yīng)變能；σ表示新、舊相界單位面積的界面能。109固態(tài)相變的熱力學(xué)條件：固態(tài)相變的熱力學(xué)所涉及的問

固態(tài)相變的動力力學(xué)條件：

固態(tài)相變的動力學(xué)主要討論相變進(jìn)行的速率問題，固態(tài)相變的速率是形核率和長大速率的函數(shù)，即與相變溫度有關(guān)的函數(shù)。

動力學(xué)除了討論固態(tài)相變過程中的形核和晶粒長大的速率問題，還包括外界條件（溫度、壓力和磁場）和組分對相變過程的影響及控制相變產(chǎn)物的組成等內(nèi)容。110固態(tài)相變的動力力學(xué)條件：固態(tài)相變的動力學(xué)主要討論

固態(tài)相變的晶體學(xué)：

固態(tài)相變的晶體學(xué)主要描述晶體中原有相與新相之間的晶體學(xué)關(guān)系，如晶體結(jié)構(gòu)、點陣常數(shù)等，分析新相形成的原子遷移過程。111固態(tài)相變的晶體學(xué)：固態(tài)相變的晶體學(xué)主要描述晶體中

鋼鐵材料熱處理是通過加熱、保溫和冷卻方式借以改變合金的組織與性能的一種工藝方法，其基本內(nèi)容包括熱處理原理及熱處理工藝兩大方面。第三節(jié)鋼的熱處理

鋼鐵材料的強(qiáng)韌化重要有兩個途徑：一是對鋼鐵材料實施熱處理；二是通過調(diào)整鋼的化學(xué)成分，加入合金元素（亦即鋼的合金化原理），以改善鋼的性能。112鋼鐵材料熱處理是通過加熱、保溫和冷卻方式借以

鋼的熱處理原理鋼的熱處理相變溫度

鋼在加熱時，實際轉(zhuǎn)變溫度往往要偏離平衡的臨界溫度，冷卻時也是如此。隨著加熱和冷卻速度的增加，滯后現(xiàn)象將越加嚴(yán)重。通常把加熱時的臨界溫度標(biāo)以字母“C”，如AC1、AC3、ACm等；把冷卻時的臨界溫度標(biāo)以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arm等。113鋼的熱處理原理鋼的熱處理相變溫度鋼在加熱時，實際

加熱時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、奧氏體的形成過程鋼在加熱時奧氏體的形成過程又稱為奧氏體化。以共析鋼的奧氏體形成過程為例。

114加熱時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、奧氏體的形成過程283）殘留滲碳體的溶解：鐵素體全部消失以后，仍有部分剩余滲碳體未溶解，隨著時間的延長，這些剩余滲碳體不斷地溶入到奧氏體中去，直至全部消失。1）奧氏體形核：奧氏體的晶核優(yōu)先在鐵素體與滲碳體的界面上形成。2）奧氏體晶核長大：奧氏體晶核形成以后，依靠鐵、碳原子的擴(kuò)散，使鐵素體不斷向奧氏體轉(zhuǎn)變和滲碳體不斷溶入到奧氏體中去而進(jìn)行的。1153）殘留滲碳體的溶解：鐵素體全部消失以后，仍有部1）奧氏體4）奧氏體均勻化：滲碳體全部溶解完畢時，奧氏體的成分是不均勻的，只有延長保溫時間，通過碳原子的擴(kuò)散才能獲得均勻化的奧氏體。亞共析鋼的加熱過程：過共析鋼的加熱過程：

1164）奧氏體均勻化：滲碳體全部溶解完畢時，奧氏體的亞共析鋼的2、奧氏體晶粒大小及其控制

1）晶粒大小的表示方法

晶粒大小廣泛采用的是與標(biāo)準(zhǔn)金相圖片（標(biāo)準(zhǔn)評級圖）相比較的方法來評定晶粒大小的級別。通常將晶粒大小分為8級，1級最粗，8級最細(xì)。通常1～4級為粗晶粒度，5～8級為細(xì)晶粒度。

2）奧氏體晶粒大小的控制加熱溫度與保溫時間

加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒越粗大，因為這與原子擴(kuò)散密切相關(guān)。1172、奧氏體晶粒大小及其控制1）晶粒大小的表示方法2

合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，當(dāng)其形成彌散穩(wěn)定的碳化物和氮化物時，由于分布在晶界上，因而阻礙晶界的遷移，阻止奧氏體晶粒長大，有利于得到細(xì)晶粒鋼。Mn和P是促進(jìn)奧氏體晶粒長大的元素。

加熱速度

加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體實際形成溫度越高，可獲得細(xì)小的起始晶粒。鋼的化學(xué)成分

碳全部溶于奧氏體時，隨奧氏體中含碳量的增加，晶粒長大傾向增大。118合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，當(dāng)其形成彌散穩(wěn)

冷卻時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、鋼的冷卻方式

熱處理時常用的冷卻方式有兩種：一是等溫冷卻（常用于理論研究）；二是連續(xù)冷卻（常用于生產(chǎn)）。

A12、過冷奧氏體等溫冷卻曲線的繪制

通常將處于A1以下溫度尚未發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體稱為過冷奧氏體。鋼在冷卻時的組織轉(zhuǎn)變實質(zhì)上是過冷奧氏體的組織轉(zhuǎn)變。119冷卻時鋼的組織轉(zhuǎn)變1、鋼的冷卻方式A12、過冷奧氏體等溫冷1）等溫冷卻試驗：（a）

首先將若干薄圓片狀試樣放入錫熔爐中，在高于共析溫度的條件下進(jìn)行奧氏體化；（b）將上述奧氏體化后的試樣迅速放入另一錫熔爐保溫，爐溫低于共析溫度；（c）依據(jù)試樣保溫時間的差異，分別從爐中取出試樣，置于水中快冷；（d）磨制金相試樣，并觀察顯微組織。1201）等溫冷卻試驗：34

在不同溫度重復(fù)上述等溫轉(zhuǎn)變試驗，可根據(jù)試驗結(jié)果繪制出奧氏體鋼的等溫冷卻曲線。121在不同溫度重復(fù)上述等溫轉(zhuǎn)變試驗，可根據(jù)試驗結(jié)35

曲線的左邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線；右邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線。該曲線下部還有兩條水平線，分別表示奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度Ms線和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf線。2）過冷奧氏體等溫冷卻曲線曲線分析

在C曲線中，在不同過冷奧氏體開始出現(xiàn)組織轉(zhuǎn)變的時間不同，這段時間稱為“孕育期”。其中，以C曲線最突出處（凸點）所對應(yīng)的溫度孕育期最短。

過冷奧氏體等溫冷卻曲線形似“C”字，故俗稱C曲線，反應(yīng)了“溫度－時間－轉(zhuǎn)變量”的關(guān)系，所以C曲線又稱為TTT圖（Temperature-Time－TransformationDiagram）。122曲線的左邊一條線為過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線；右邊一條線為板狀馬氏體①馬氏體變溫形成，與t保無關(guān)；②馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性，鋼中常存在殘余A（性能下降）,常要求淬火T接近Mf“冷處理”.③馬氏體性能與含碳量有關(guān)非擴(kuò)散型（Fe和C均不擴(kuò)散）C在α-Fe中的過飽和固溶體（bcc）240～-50M片（針）狀馬氏體馬氏體板狀：低碳鋼中，F(xiàn)和Fe2.4C的復(fù)相組織。片狀：高碳鋼中，復(fù)相組織。F飽和+Fe2.4C350～240B下下貝氏體羽毛狀：在平行密排的過飽和F板條間，不均勻分布短桿（片狀）Fe3C,脆性大，工業(yè)上不應(yīng)用半擴(kuò)散型（只有C擴(kuò)散）F飽和+Fe3C550～350B上上貝氏體貝氏體間距：0.03～0.08μm，2000×600～550T屈氏體間距：0.25~0.08μm，1000×650～600S索氏體片層間距：0.25～1.9μm，500×擴(kuò)散型（Fe和C均擴(kuò)散）F+Fe3CA1～650P珠光體珠光體

特征轉(zhuǎn)變類型相組成轉(zhuǎn)變溫度/℃符號組織名稱注：w（c）≥1.0％時形成片狀馬氏體，HRC：64～66；w（c）≤0.2％時形成板狀馬氏體，HRC：30～50。123板狀馬氏體①馬氏體變溫形成，與t保無關(guān)；C在α-Fe中的過飽3、非共析成分碳鋼的等溫轉(zhuǎn)變

非共析鋼的C曲線與共析鋼的C曲線不同。區(qū)別在于：亞共析鋼曲線左移，在其上方多了一條過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變開始線；

過共析鋼曲線右移，在其上方多了一條過冷奧氏體析出二次滲碳體的開始線。

亞共析鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖1243、非共析成分碳鋼的等溫轉(zhuǎn)變非共析鋼的C曲線與共析4、共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變C曲線（TTT圖）反應(yīng)了過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的全貌，但在實際生產(chǎn)中，鋼的熱處理大多是采用連續(xù)冷卻，因此，測出奧氏體的連續(xù)冷卻曲線，即CCT圖（右圖陰影部分），有很大的現(xiàn)實意義。ContinuousCoolingTransformationDiagramVc1254、共析鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變C曲線（TTT圖）反應(yīng)了過冷臨界冷卻速度：是指使奧氏體在冷卻過程中直接轉(zhuǎn)變成馬氏體而不發(fā)生其它轉(zhuǎn)變的最小冷卻速度，即臨界淬火速度。126臨界冷卻速度：是指使奧氏體在冷卻過程中直接轉(zhuǎn)變成40

鋼的普通熱處理

退火

將鋼加熱到一定溫度進(jìn)行保溫，緩冷至600℃以下，再空冷至室溫的熱處理工