奧氏體的形成過(guò)程分為四個(gè)階段：

奧氏體形核奧氏體晶核長(zhǎng)大剩余碳化物溶解奧氏體成分均勻化奧氏體晶粒度（1）起始晶粒度（2）實(shí)際晶粒度（3）本質(zhì)晶粒度小結(jié)2共析鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線的建立共析鋼等溫加熱奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

（Time-Temperature-Austenitization,TTA圖）第3章珠光體轉(zhuǎn)變與鋼的退火和正火

3.1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述3.2珠光體的組織和性能3.3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理3.4珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)3.5先共析轉(zhuǎn)變3.6合金鋼中其他類型的奧氏體高溫分解上一頁(yè)下一頁(yè)3.1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述

過(guò)冷奧氏體－奧氏體冷至臨界溫度以下，在熱力學(xué)上處于不穩(wěn)定狀態(tài)，但尚未發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體。

過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖－表示在不同冷卻條件下過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程的起止時(shí)間和各種類型組織轉(zhuǎn)變所處的溫度范圍的一種圖形。

如果轉(zhuǎn)變?cè)诤銣叵逻M(jìn)行，則稱過(guò)冷奧氏體等溫(恒溫)轉(zhuǎn)變圖，又稱IT(IsothermalTransformation)或TTT(TemperatureTimeTransformation)圖；或C曲線。如果轉(zhuǎn)變?cè)谶B續(xù)冷卻過(guò)程中進(jìn)行，則稱過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，又稱CT曲線或CCT(ContinuousCoolingTransformation)圖。上一頁(yè)下一頁(yè)3.1.1IT圖（C曲線）圖3.1

共析碳鋼的IT圖(左)

及等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線(右)加熱轉(zhuǎn)變冷卻轉(zhuǎn)變3.1.2CT（CCT）圖圖3.3共析碳鋼的CT圖上一頁(yè)下一頁(yè)共析鋼無(wú)論以何種冷速進(jìn)行連續(xù)冷卻均不能獲得貝氏體??！返回上一頁(yè)下一頁(yè)3.2珠光體的組織和性能3.2.1珠光體的組織形態(tài)和晶體學(xué)

共析成分的碳鋼自?shī)W氏體相區(qū)冷卻到Al至A1以下約200℃溫度范圍時(shí)，將得到由片層相間的鐵素體和滲碳體所組成的珠光體。

組織形態(tài)(a)(b)(c)圖3.4珠光體類型組織(a)珠光體(P)

轉(zhuǎn)變溫度：Ar1～650℃片層間距：150～450nm(b)索氏體(S)

轉(zhuǎn)變溫度：650～600℃片層間距：80～150nm(c)屈氏體(T)

轉(zhuǎn)變溫度：600～550℃片層間距：30～80nm

返回上一頁(yè)下一頁(yè)Ar1~550?C(珠光體類型組織)

珠光體的片層間距主要取決于其形成溫度。碳鋼中珠光體片層間距S0與過(guò)冷度ΔT的關(guān)系：（1）片層間距隨轉(zhuǎn)變溫度的降低而減?。唬?）片層間距的倒數(shù)與過(guò)冷度呈線性關(guān)系；（3）片層間距的細(xì)小程度受所獲得的驅(qū)動(dòng)力的限制。返回上一頁(yè)下一頁(yè)

當(dāng)滲碳體以顆粒狀存在于鐵素體基體上時(shí)稱為球狀（粒狀）珠光體。

圖3.5球狀珠光體組織3.2.2珠光體的機(jī)械性能珠光體的屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度與其片層間距的關(guān)系：

在成分相同的情況下，與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低，而塑性較高。

返回上一頁(yè)下一頁(yè)珠光體：＜25HRC索氏體：25～35HRC屈氏體：35～40HRC珠光體的硬度與其片層間距的關(guān)系返回上一頁(yè)下一頁(yè)無(wú)領(lǐng)先相形核

當(dāng)奧氏體中貧碳區(qū)和富碳區(qū)漲落以及隨機(jī)出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲落、能量漲落，滿足形核條件時(shí)，則在貧碳區(qū)建構(gòu)鐵素體的同時(shí)，在富碳區(qū)也建構(gòu)滲碳體（或碳化物），二者是同時(shí)同步，共析共生，形成一個(gè)珠光體的晶核（F+Fe3C）。返回上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.6珠光體的形核及長(zhǎng)大晶界處成分漲落(b)形成P晶核

(c)和(d)晶核長(zhǎng)大形成珠光體團(tuán)

珠光體晶核形成后，鐵素體片和滲碳體片將同時(shí)長(zhǎng)大，它們各自旁側(cè)的奧氏體中碳濃度將有不同的變化趨勢(shì)。在鐵素體旁側(cè)的奧氏體中，碳原子逐漸增加，不斷富碳，這有利于滲碳體的再形成；滲碳體旁側(cè)的奧氏體中，碳原子將不斷貧化，這有利于鐵素體的再形成。這樣輪流出現(xiàn)，珠光體核不斷長(zhǎng)大，逐漸形成一個(gè)珠光體領(lǐng)域。圖3.6(e)晶核在晶界形成并長(zhǎng)大成珠光體團(tuán)ＴＥＭ像返回上一頁(yè)下一頁(yè)領(lǐng)先相形核

滲碳體晶核首先在奧氏體晶界上形成、長(zhǎng)大的同時(shí)，使其兩側(cè)的奧氏體出現(xiàn)貧碳區(qū)，為鐵素體在滲碳體兩側(cè)形核創(chuàng)造條件；

上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.7以滲碳體為領(lǐng)先相的形核及長(zhǎng)大Fe3C在晶界形核(b)F在Fe3C一側(cè)形核(c)重復(fù)形核長(zhǎng)大

在滲碳體兩側(cè)形成鐵素體片后，便隨滲碳體片一起向前發(fā)展，同時(shí)也橫向長(zhǎng)大，并會(huì)形成分支。鐵素體和滲碳體如此交替形核并長(zhǎng)大形成一個(gè)片層相間且大致平行的珠光體領(lǐng)域。(d)分支形核上一頁(yè)下一頁(yè)碳在奧氏體中擴(kuò)散的結(jié)果，導(dǎo)致鐵素體前沿奧氏體的碳濃度Cγ/α降低，滲碳體的前沿碳濃度Cγ/Fe3C增高，破壞了T1溫度下奧氏體與鐵素體及滲碳體界面碳濃度的平衡。

上一頁(yè)為維持這一平衡，鐵素體前沿的奧氏體必須轉(zhuǎn)變成鐵素體，使其碳濃度增高恢復(fù)至平衡濃度Cγ/α；滲碳體前沿的奧氏體必須析出滲碳體，使其碳濃度降低恢復(fù)至平衡濃度Cγ/Fe3C。這樣珠光體便縱向長(zhǎng)大，直至過(guò)冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w為止。下一頁(yè)

珠光體長(zhǎng)大的基本方式是端向長(zhǎng)大，長(zhǎng)大過(guò)程依賴于碳從鐵素體前沿富碳奧氏體向滲碳體前沿貧碳奧氏體中擴(kuò)散，于是失碳的奧氏體發(fā)生晶格重構(gòu)變?yōu)殍F素體，增碳奧氏體則析出滲碳體，這一過(guò)程的重復(fù)進(jìn)行，使?jié)B碳體和鐵素體迅速沿晶界拓展，珠光體團(tuán)長(zhǎng)大。錄像下一頁(yè)(3)粒狀珠光體的形成

特定條件下過(guò)冷奧氏體的分解

首先，將鋼進(jìn)行不完全奧氏體化，使奧氏體中存在許多未溶的剩余碳化物，或者奧氏體成分很不均勻，存在許多微小的富碳區(qū)。

其次，需要特定的冷卻條件，即過(guò)冷奧氏體分解的溫度要高(A1稍下)，等溫時(shí)間要足夠長(zhǎng)，或者冷卻速度極慢。

返回上一頁(yè)下一頁(yè)

在這種特定條件下，珠光體易于形核。以未溶的剩余碳化物為自發(fā)核心，形成珠光體晶核(F＋Fe3C)，其中滲碳體不是片狀而是顆粒狀，向四周長(zhǎng)大，長(zhǎng)大成顆粒狀的碳化物。顆粒狀的碳化物長(zhǎng)大過(guò)程中，其周圍的鐵素體也不斷向奧氏體中生長(zhǎng)，最后形成以鐵素體為基體的、其上分布著顆粒狀碳化物的粒狀珠光體組織。返回上一頁(yè)下一頁(yè)片狀珠光體的球化

將片狀珠光體加熱到A1稍下的較高溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)的變?yōu)轭w粒狀的珠光體。

片狀珠光體自發(fā)球化機(jī)理

片狀珠光體由滲碳體片和鐵素體片構(gòu)成。滲碳體片中有位錯(cuò)，形成亞晶界。鐵素體與滲碳體亞晶界接觸處形成凹坑。返回上一頁(yè)下一頁(yè)片狀珠光體的球化

將片狀珠光體加熱到A1稍下的較高溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)的變?yōu)轭w粒狀的珠光體。

片狀珠光體自發(fā)球化機(jī)理

片狀珠光體由滲碳體片和鐵素體片構(gòu)成。滲碳體片中有位錯(cuò)，形成亞晶界。鐵素體與滲碳體亞晶界接觸處形成凹坑，與凹坑相接觸的基體中具有較高碳濃度，將引起C在基體中的擴(kuò)散，并以滲碳體形式在附近平面滲碳體上析出。返回上一頁(yè)下一頁(yè)

為維持界面平衡，凹坑兩側(cè)的滲碳體尖角將逐漸被溶解，而使曲率半徑增大。這樣又破壞了此處相界表面張力的平衡。為了維持表面張力平衡，凹坑將因滲碳體繼續(xù)溶解而加深。在滲碳體片的另一面也發(fā)生上述同樣的溶解過(guò)程，如此不斷的進(jìn)行下去，直至滲碳體片溶穿而斷裂。此后，斷裂的滲碳體片又按尖角處溶解、平面處析出長(zhǎng)大方式而球化。圖3.9滲碳體片破斷、球化機(jī)理示意圖圖3.10滲碳體片球化過(guò)程返回上一頁(yè)下一頁(yè)②將片狀珠光體加熱到略高于A1點(diǎn)的溫度，得到奧氏體加未完全溶解滲碳體組織。此時(shí)，滲碳體凹凸不平、厚薄不均、部分已經(jīng)斷開(kāi)。在此溫度下保溫可使片狀滲碳體球狀化。3.4

珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系

式中，C1和C2為常數(shù)；Q為激活能；T為絕對(duì)溫度；k為波爾茲曼常數(shù)；W為臨界晶核的形核功。返回上一頁(yè)下一頁(yè)

長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系

式中S0為珠光體的片層間距；D為C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；K為常數(shù)。返回上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.11共析鋼的形核率、長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系珠光體的形核率N對(duì)轉(zhuǎn)變溫度T有極大值。珠光體的長(zhǎng)大速度V對(duì)轉(zhuǎn)變溫度T也有極大值。返回上一頁(yè)下一頁(yè)影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素(1)化學(xué)成分的影響碳含量

共析成分的C曲線最靠右，隨含C量的增加或減少，C曲線都將左移。合金元素

鋼中合金元素充分固溶于奧氏體時(shí):除Co外，其他所有合金元素皆使鋼的C曲線右移，珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谠鲩L(zhǎng)；除Ni、Mn外，其他所有合金元素皆使珠光體轉(zhuǎn)變的“鼻尖”溫度移向高溫。返回上一頁(yè)下一頁(yè)返回上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.12幾種鋼C曲線的對(duì)比

(a)35Cr(b)35CrMo(c)35CrNiMo(d)35CrNi4Mo

(2)

奧氏體狀態(tài)的影響不完全奧氏體化如過(guò)共析鋼奧氏體化不完全，則殘余碳化物具有促進(jìn)珠光體形核長(zhǎng)大的作用，使珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快，亦即C曲線左移。

加熱溫度和保溫時(shí)間

提高加熱溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，相當(dāng)于增加奧氏體中碳和合金元素的含量，均使珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度降低。

返回上一頁(yè)下一頁(yè)(3)系統(tǒng)的整合作用

碳化物形成元素、非碳化物形成元素、難以固溶的內(nèi)吸附元素等在共析轉(zhuǎn)變中各起不同的作用。將它們綜合加入到鋼中時(shí)，則形成一個(gè)整合系統(tǒng)，各元素發(fā)生相互作用及相互影響，對(duì)共析分解將產(chǎn)生整體大于部分之總和的效果。返回上一頁(yè)下一頁(yè)小結(jié)共析碳鋼(a)

等溫轉(zhuǎn)變C曲線(b)連續(xù)轉(zhuǎn)變CT曲線共析鋼連續(xù)冷卻不能得到貝氏體珠光體類型組織珠光體(P)

索氏體(S)

屈氏體(T)

片層間距減小(由片層相間的鐵素體和滲碳體組成)球狀(粒狀)珠光體－滲碳體呈球狀分布在鐵素體基體上強(qiáng)度、硬度珠光體形成機(jī)理

形核位置A晶界長(zhǎng)大方式端向長(zhǎng)大3.5先共析轉(zhuǎn)變

鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變前，有先共析鐵素體或先共析滲碳體析出，一旦未轉(zhuǎn)變的奧氏體成分改變到共析成分時(shí)，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。

珠光體轉(zhuǎn)變前的這種析出，稱為先共析轉(zhuǎn)變。

返回上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.13先共析相的

析出溫度和成分范圍3.5.1發(fā)生先共析轉(zhuǎn)變的條件GS線的延長(zhǎng)線SG′可看作是奧氏體對(duì)鐵素體的飽和線;ES線的延長(zhǎng)線SE′可看作是奧氏體對(duì)滲碳體的飽和線；三角區(qū)為偽共析珠光體區(qū)。成分范圍處于0.6～1.4%C。F+AFe3C+A0.65%CP偽共析0.12%CF+PFe3C+P先共析相析出的溫度和成分范圍亞共析鋼

較快速冷至SE‘以上PS以下溫度范圍→F＋P過(guò)共析鋼

較快速冷至SG‘以上PS以下溫度范圍→Fe3CⅡ＋P對(duì)成分范圍處于0.6～1.4%C的碳鋼較快速冷至陰影溫度范圍→P偽共析組織圖3.13先共析相析出的溫度和成分范圍F+PFe3C+PP偽共析F+AFe3C+A當(dāng)奧氏體快冷到Ar1以下、SE'線以左或Ar1以下、SG'線以右范圍內(nèi)時(shí)，才能有先共析相析出。當(dāng)奧氏體快冷到SG'線和SE'線以下的影線區(qū)時(shí)，則非共析成分的奧氏體不經(jīng)過(guò)先共析轉(zhuǎn)變而直接進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變稱為偽共析轉(zhuǎn)變。其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物珠光體又稱為偽共析體。E'SG'線以下的陰影區(qū)域稱為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)。偽共析珠光體也是由片層狀鐵素體和滲碳體組成，但兩相相對(duì)含量以及片層相對(duì)厚度都不同于共析成分的珠光體，且隨奧氏體含碳量的變化而變化。3.5.2亞共析鋼和過(guò)共析鋼C曲線亞共析鋼C曲線上多一條先共析鐵素體析出線；過(guò)共析鋼C曲線上多一條先共析滲碳體析出線；圖3.14不同鋼的C曲線跳轉(zhuǎn)下一頁(yè)P(yáng)偽P偽A→BA→BA→BF+PFe3C+PFe3C+P球P3.5.2亞共析鋼和過(guò)共析鋼C曲線亞共析鋼C曲線上多一條先共析鐵素體析出線；過(guò)共析鋼C曲線上多一條先共析滲碳體析出線；圖3.14三種鋼的C曲線跳轉(zhuǎn)下一頁(yè)P(yáng)偽P偽A→BA→BA→BF+PFe3C+PP等溫溫度越低，所形成的F量越少，P量越多。等溫溫度越低，所形成的Fe3C量越少,P量越多。3.5.3先共析相的形態(tài)先共析相沿晶界生長(zhǎng)的網(wǎng)狀晶內(nèi)生長(zhǎng)的等軸狀塊狀片狀或針狀從晶界長(zhǎng)出的鋸齒片狀或針狀在晶內(nèi)長(zhǎng)成的片狀或針狀圖3.15不同形態(tài)的先共析相

(a)晶界網(wǎng)狀(b)等軸狀(c)晶界鋸齒片狀(d)晶內(nèi)長(zhǎng)片狀對(duì)于亞共析鋼當(dāng)奧氏體晶粒細(xì)小，等溫溫度較高或冷卻速度較慢時(shí)，F(xiàn)e原子可以充分?jǐn)U散，所形成的先共析鐵素體一般呈等軸塊狀，圖3.16(a)；當(dāng)奧氏體晶粒較粗大，冷卻速度較快時(shí)，先共析鐵素體可能沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出,圖3.16(b)。

塊狀和網(wǎng)狀鐵素體形成時(shí)與奧氏體無(wú)共格關(guān)系。上一頁(yè)下一頁(yè)圖3.16亞共析鋼先共析鐵素體形態(tài)(a)(b)當(dāng)奧氏體成分均勻、晶粒粗大、冷卻速度又比較適中時(shí)，先共析鐵素體有可能呈片(針)狀，沿一定晶面向奧氏體晶內(nèi)析出，此時(shí),鐵素體與奧氏體有共格關(guān)系。

圖3.16亞共析鋼先共析鐵素體形態(tài)

對(duì)于過(guò)共析鋼先共析滲碳體的形態(tài)一般為粒狀、網(wǎng)狀或針(片)狀，不會(huì)在晶界或晶內(nèi)形成等軸狀。粒狀和網(wǎng)狀先共析滲碳體與奧氏體無(wú)共格關(guān)系；針(片)狀先共析滲碳體與奧氏體呈共格或半共格關(guān)系。魏氏組織片(針)狀先共析相與奧氏體界面具有共格或半共格關(guān)系的組織稱魏氏組織。魏氏組織及與其伴生的粗大晶粒組織會(huì)使鋼的機(jī)械性能，尤其是塑性和沖擊韌性顯著降低，并使鋼的脆性轉(zhuǎn)化溫度升高。上一頁(yè)下一頁(yè)3.6合金鋼中其他類型的奧氏體高溫分解

3.6.1相間沉淀產(chǎn)物的形態(tài)鋼中沉淀產(chǎn)物的碳(氮)化物顆粒極為細(xì)小，其形態(tài)有規(guī)則的點(diǎn)列狀、短棒狀或不規(guī)則的細(xì)小顆粒狀。3.6.2相間沉淀機(jī)理在過(guò)冷奧氏體晶界上同時(shí)形成(F＋MC)晶核，然后長(zhǎng)大。由于合金元素V、Nb含量低，擴(kuò)散速度慢，擴(kuò)散距離小，加之碳含量低，形成的碳化物不能長(zhǎng)大成片狀，而呈顆粒狀，或呈點(diǎn)列狀分布，而鐵素體相卻一直向前生長(zhǎng)。因此，相間沉淀實(shí)質(zhì)上是鐵素體＋碳化物（VC、NbC等）共析共生的過(guò)程。3.7鋼的退火和正火3.7.1鋼的退火

退火是將鋼加熱至臨界點(diǎn)Ac1以上或以下溫度，保溫后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。上一頁(yè)下一頁(yè)預(yù)備熱處理最終熱處理(性能要求不高)退火和正火主要目的使鋼的化學(xué)成分及組織均勻，細(xì)化晶粒；調(diào)整硬度，消除內(nèi)應(yīng)力和加工硬化，改善鋼的成形及切削加工性能，并為淬火做好組織準(zhǔn)備。

退火工藝種類

Ac3以上Ac1以上完全退火,擴(kuò)散退火不完全退火,球化退火

Ac1以下再結(jié)晶退火去應(yīng)力退火

(按加熱溫度)

按照冷卻方式，退火可分為等溫退火和連續(xù)冷卻退火。

完全退火

(對(duì)亞共析鋼)加熱溫度：Ac3以上20～30℃

奧氏體化程度：完全

冷卻方式：爐冷至600℃左右出爐空冷

組織：F+P

上一頁(yè)下一頁(yè)Ac3時(shí)間含碳量溫度溫度爐冷用于亞共析鋼的鑄件、鍛件和焊接件圖3.15完全退火工藝

跳轉(zhuǎn)下一頁(yè)

目的：細(xì)化晶粒，均勻組織，消除應(yīng)力，降低硬度和改善切削加工性。適用鋼種：亞共析鋼(0.3～0.6％C)

低碳鋼(＜0.3％C)完全退火硬度偏低，不利于切削加工。

*對(duì)于過(guò)共析鋼如果加熱至Accm以上奧氏體狀態(tài)退火時(shí)，有網(wǎng)狀二次滲碳體析出，鋼的強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性顯著降低。

*低碳鋼和過(guò)共析鋼不宜采用完全退火。

上一頁(yè)下一頁(yè)擴(kuò)散退火加熱溫度：Ac3以上150～200℃碳鋼一般為1000～1200℃合金鋼多為1200～1300℃

保溫時(shí)間：10～15h

冷卻方式：爐冷至350℃左右出爐空冷

組織：F+P

目的：消除鑄錠或鑄件在凝固過(guò)程中產(chǎn)生的枝晶偏析及區(qū)域偏析，使成分和組織均勻化。適用鋼種：優(yōu)質(zhì)合金鋼及偏析較嚴(yán)重的合金鋼鑄件及鋼錠。上一頁(yè)下一頁(yè)不完全退火

加熱溫度：Ac1～Ac3（亞共析鋼）Ac1~Accm（過(guò)共析鋼）

通常加熱至Ac1＋20～30℃奧氏體化程度：僅使珠光體發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，故組織中仍保留未轉(zhuǎn)變鐵素體或未溶滲碳體。

冷卻方式：爐冷至600℃左右出爐空冷。

上一頁(yè)下一頁(yè)對(duì)于亞共析鋼(0.4～0.6％C)(特殊情況→不完全退火)如果亞共析鋼原始組織中的鐵素體已均勻細(xì)小，只是珠光體片間距小，硬度偏高，內(nèi)應(yīng)力較大，那么只要在Ac1以上、Ac3以下溫度進(jìn)行不完全退火即可達(dá)到降低硬度、消除內(nèi)應(yīng)力的目的。例如亞共析鋼鍛件，若其鍛造工藝正常，鋼的原始組織分布合適，則可采用不完全退火代替完全退火。此外，碳含量較高的合金結(jié)構(gòu)鋼亦如此。組織：亞共析鋼→F+P上一頁(yè)下一頁(yè)對(duì)于共析鋼、過(guò)共析鋼不完全退火→球化退火

目的：獲得球狀珠光體組織，以消除內(nèi)應(yīng)力、降低硬度、改善切削加工性。

適用鋼種：碳素工具鋼、合金工具鋼(如刃具鋼、量具鋼、模具鋼及軸承鋼)等。

上一頁(yè)下一頁(yè)Ac1Ac1+20～30℃時(shí)間含碳量溫度溫度爐冷圖3.16球化退火工藝用于過(guò)共析鋼的刃具、量具、模具

球化退火工藝：將加熱到Ac1以上溫度的鋼件充分保溫，發(fā)生片狀滲碳體的球化。將鋼加熱至Ac1以上20～30℃保溫4h后，再冷至Ar1以下20℃左右等溫3～6h，使碳化物達(dá)到充分球化。組織:共析鋼→P球

過(guò)共析鋼→Fe3CⅡ＋P球

低溫退火（去應(yīng)力退火）

上一頁(yè)下一頁(yè)Ac1Ac1500～600℃溫度溫度含碳量時(shí)間爐冷空冷300～200℃用于鑄件、鍛件和焊接件圖3.17去應(yīng)力退火工藝加熱溫度：Ac1以下500～600℃冷卻方式：爐冷至300～200℃左右出爐空冷

組織：沒(méi)有變化

目的：消除塑性變形、切削加工、焊接鑄造等形成的殘余應(yīng)力，降低硬度，提高尺寸穩(wěn)定性，防止工件在隨后的機(jī)械加工或長(zhǎng)期使用過(guò)程中引起變形和開(kāi)裂。

適用范圍：鑄件、鍛件、焊接件、冷沖壓件以及機(jī)加工件。上一頁(yè)下一頁(yè)再結(jié)晶退火

將冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上保持適當(dāng)?shù)臅r(shí)間，使變形晶粒重新轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻容S晶粒而消除加工硬化的熱處理工藝。一般鋼材再結(jié)晶退火的溫度為650℃～700℃，時(shí)間為1～3h,通常在空氣中冷卻。再結(jié)晶退火既可作為鋼材或其他合金多道冷變形之間的中間退火，也可作為冷變形鋼材或其他合金成品的最終熱處理。上一頁(yè)下一頁(yè)3.7.2鋼的正火（?；?/p>

正火是將鋼加熱到Ac3或Accm以上30～50℃保溫，然后在室溫的靜止空氣中自然冷卻得到珠光體類型組織(S)的熱處理工藝。對(duì)含有V、Ti、Ni等元素的合金鋼，可采用更高的加熱溫度，即為Ac3以上100～150℃。

上一頁(yè)下一頁(yè)Ac3Accm+30～50℃Ac3+20～30℃時(shí)間含碳量溫度溫度空冷圖3.18正火工藝正火目的改善低碳鋼(＜0.3％C)的切削加工性能；作為普通結(jié)構(gòu)零件的最終熱處理；作為中碳結(jié)構(gòu)鋼零件的預(yù)先熱處理；消除過(guò)共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，獲得偽共析珠光體組織，便于球化退火；特定情況下代替淬火、回火。上一頁(yè)下一頁(yè)上一頁(yè)下一頁(yè)返回組織：當(dāng)鋼中碳含量為0.6％～1.4％時(shí)，正火組織中不出現(xiàn)先共析相，只有偽共析珠光體或偽共析索氏體，即(P偽或S偽