第一章

鋼在加熱時(shí)的奧氏體轉(zhuǎn)變第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程奧氏體：由單一γ相組成的組織，即碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體，用A或γ表示。奧氏體晶體結(jié)構(gòu)：面心立方結(jié)構(gòu)fcc間隙固溶條件：溶質(zhì)原子半徑小于或相近于溶劑原子間隙半徑。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程奧氏體的特點(diǎn)有限固溶晶格畸變微觀碳濃度起伏奧氏體組織形貌：等軸狀?yuàn)W氏體性能：強(qiáng)度、硬度低，塑性、韌性好；比體積?。芏却螅?；順磁性；導(dǎo)熱性差。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程任何溫度、壓力條件下，物質(zhì)均具內(nèi)能。內(nèi)能越低，物質(zhì)越穩(wěn)定。在一定溫度、壓力條件下，物質(zhì)總是自發(fā)地從高內(nèi)能狀態(tài)向低內(nèi)能狀態(tài)轉(zhuǎn)變。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程α、Fe3C等相的內(nèi)能隨溫度升高而較快增大。γ相的內(nèi)能隨溫度升高而較慢增大。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程過(guò)熱（過(guò)冷）：實(shí)際相變溫度高于（低于）平衡相變溫度的現(xiàn)象，其溫度差為過(guò)熱度（過(guò)冷度）。加熱臨界溫度Ac1/Ac3/Accm；冷卻臨界溫度Ar1/Ar3/Arcm。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程相變熱力學(xué)條件：須有過(guò)熱度或過(guò)冷度。奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程：形核、長(zhǎng)大、殘余Fe3C溶解、成分均勻化。CFe3C%>Cγ%>Cα%γ相總是形核于α相/Fe3C相的界面處。（自由表面、相界、晶界、晶體缺陷）步驟1：界面相鄰Fe3C分解，C原子向界面α方向擴(kuò)散，界面相鄰α相的C濃度增加。步驟2：C濃度達(dá)到γ相范圍的界面相鄰α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，成為γ相晶核。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程γ晶核存在γ/α和γ/Fe3C兩個(gè)界面。Fe3C的C原子向γ擴(kuò)散，γ的C原子向α擴(kuò)散。γ/Fe3C界面向Fe3C方向擴(kuò)展，γ/α界面向α方向擴(kuò)展，實(shí)現(xiàn)γ晶核長(zhǎng)大。步驟1：γ/Fe3C界面相鄰的Fe3C分解，C原子向γ擴(kuò)散，同時(shí)γ/α界面相鄰的γ相中C原子向α擴(kuò)散，且γ內(nèi)C原子從γ/Fe3C界面?zhèn)认颚?α界面?zhèn)葦U(kuò)散。步驟2：γ/Fe3C界面相鄰的Fe原子結(jié)合于γ相晶體結(jié)構(gòu)中，同時(shí)γ/α界面相鄰的α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程Fe3C分解慢于α-γ同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。殘余Fe3C分解，C原子擴(kuò)散、溶解，F(xiàn)e原子擴(kuò)散、結(jié)合。單相γ組成A晶粒內(nèi)C原子分布不均勻。C原子從高C區(qū)向低C區(qū)擴(kuò)散，使所有A晶粒內(nèi)C原子分布達(dá)到宏觀均勻。第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程形核、長(zhǎng)大階段時(shí)間較短，殘余Fe3C溶解和A成分均勻化階段時(shí)間較長(zhǎng)。奧氏體轉(zhuǎn)變本質(zhì)：擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變熱力學(xué)條件：如何才能發(fā)生轉(zhuǎn)變（動(dòng)力學(xué)）轉(zhuǎn)變過(guò)程、階段、步驟：怎么轉(zhuǎn)變（運(yùn)動(dòng)學(xué)）第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程共析鋼奧氏體形成過(guò)程第一節(jié)奧氏體的形成過(guò)程

亞共析鋼共析鋼過(guò)共析鋼形核界面相鄰Fe3C分解，C原子向界面α方向擴(kuò)散界面相鄰Fe3C分解，C原子向界面α方向擴(kuò)散界面相鄰Fe3C分解，C原子向界面α方向擴(kuò)散界面相鄰α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變界面相鄰α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變界面相鄰α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變長(zhǎng)大γ/Fe3C界面相鄰的Fe3C分解，C原子向γ擴(kuò)散，同時(shí)γ/α界面相鄰的γ相中C原子向α擴(kuò)散，且γ內(nèi)C原子從γ/Fe3C界面?zhèn)认颚?α界面?zhèn)葦U(kuò)散γ/Fe3C界面相鄰的Fe3C分解，C原子向γ擴(kuò)散，同時(shí)γ/α界面相鄰的γ相中C原子向α擴(kuò)散，且γ內(nèi)C原子從γ/Fe3C界面?zhèn)认颚?α界面?zhèn)葦U(kuò)散γ/Fe3C界面相鄰的Fe3C分解，C原子向γ擴(kuò)散，同時(shí)γ/α界面相鄰的γ相中C原子向α擴(kuò)散，且γ內(nèi)C原子從γ/Fe3C界面?zhèn)认颚?α界面?zhèn)葦U(kuò)散γ/Fe3C界面相鄰的Fe原子結(jié)合于γ相晶體結(jié)構(gòu)中，同時(shí)γ/α界面相鄰的α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)?Fe3C界面相鄰的Fe原子結(jié)合于γ相晶體結(jié)構(gòu)中，同時(shí)γ/α界面相鄰的α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)?Fe3C界面相鄰的Fe原子結(jié)合于γ相晶體結(jié)構(gòu)中，同時(shí)γ/α界面相鄰的α相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變Fe3C溶解殘余Fe3C分解，C原子擴(kuò)散、溶解，F(xiàn)e原子擴(kuò)散、結(jié)合殘余Fe3C分解，C原子擴(kuò)散、溶解，F(xiàn)e原子擴(kuò)散、結(jié)合殘余Fe3C分解，C原子擴(kuò)散、溶解，F(xiàn)e原子擴(kuò)散、結(jié)合先共析相溶解γ/α先界面相鄰的γ相中C原子向α先擴(kuò)散

γ/Fe3C先界面相鄰的Fe3C先分解，C原子向γ擴(kuò)散，γ/α先界面相鄰的α先相發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)?Fe3C先界面相鄰的Fe原子結(jié)合于γ相晶體結(jié)構(gòu)中，均勻化C原子從高C區(qū)向低C區(qū)擴(kuò)散C原子從高C區(qū)向低C區(qū)擴(kuò)散C原子從高C區(qū)向低C區(qū)擴(kuò)散第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度等溫轉(zhuǎn)變：將材料快速加熱至Ac1以上某一溫度并保溫，且在該溫度條件下發(fā)生的轉(zhuǎn)變。奧氏體A的轉(zhuǎn)變由形核和長(zhǎng)大兩個(gè)階段完成。（非均勻A）奧氏體轉(zhuǎn)變速度：?jiǎn)挝粫r(shí)間在單位體積內(nèi)形成的奧氏體量（體積分?jǐn)?shù)）。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度形核率N：?jiǎn)挝粫r(shí)間在單位體積內(nèi)形成的奧氏體晶核數(shù)目。長(zhǎng)大速度G：?jiǎn)挝粫r(shí)間內(nèi)奧氏體界面沿其法向方向移動(dòng)的線速度。奧氏體轉(zhuǎn)變量與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度孕育期：轉(zhuǎn)變開(kāi)始所需的為形核作準(zhǔn)備的時(shí)間。等溫溫度越高，孕育期越短。先慢、后快、再慢。等溫溫度越高，轉(zhuǎn)變時(shí)間越短。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度轉(zhuǎn)變開(kāi)始時(shí)間：形成0.5%奧氏體量所對(duì)應(yīng)的時(shí)間。轉(zhuǎn)變結(jié)束時(shí)間：形成99.5%奧氏體量所對(duì)應(yīng)的時(shí)間。等溫轉(zhuǎn)變圖：轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變時(shí)間和轉(zhuǎn)變量間關(guān)系的曲線圖。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度溫度越高，孕育期越短，形核長(zhǎng)大速度越快，轉(zhuǎn)變時(shí)間越短。殘余Fe3C相溶解結(jié)束線奧氏體均勻化結(jié)束線先共析相溶解結(jié)束線第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度轉(zhuǎn)變溫度原始組織形貌化學(xué)成分溫度↗過(guò)熱度↗原子擴(kuò)散能力↗形核率N↗長(zhǎng)大速度G↗轉(zhuǎn)變速度↗組織細(xì)密性↗界面面積↗形核率N↗轉(zhuǎn)變速度↗片狀P界面面積>球狀P界面面積，形核率N片>形核率N球，片狀P轉(zhuǎn)變奧氏體速度>球狀P轉(zhuǎn)變奧氏體速度C含量↗C擴(kuò)散能力↗形核率N↗長(zhǎng)大速度G↗轉(zhuǎn)變速度↗同時(shí)殘余Fe3C溶解時(shí)間↗A均勻化時(shí)間↗碳化物形成合金元素

碳化物分解難度↗C原子擴(kuò)散能力↘形核率N↘長(zhǎng)大速度G↘轉(zhuǎn)變速度↘非碳化物形成合金元素中Co、Ni

C原子擴(kuò)散能力↗轉(zhuǎn)變速度↗合金元素Ni、Mn

轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)（AC1、AC3、ACm）↘過(guò)熱度↗形核率N↗轉(zhuǎn)變速度↗合金元素?cái)U(kuò)散能力<C元素?cái)U(kuò)散能力

轉(zhuǎn)變速度↘殘余碳化物溶解時(shí)間↗A均勻化時(shí)間↗奧氏體轉(zhuǎn)變速度影響因素第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度連續(xù)加熱：在實(shí)際生產(chǎn)中，以較快的加熱速度將材料加熱至臨界轉(zhuǎn)變溫度以上的加熱方式。連續(xù)轉(zhuǎn)變：材料在一定的溫度范圍內(nèi)發(fā)生的相變。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度高于轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度。加熱速度越快，轉(zhuǎn)變溫度越高。加熱速度越快，轉(zhuǎn)變溫度范圍越寬。加熱速度越快，轉(zhuǎn)變時(shí)間越短。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度越高，形核率N越大，A晶粒越細(xì)。加熱速度越快，A中C濃度分布越不均勻。殘余碳化物溶解和A均勻化時(shí)間較長(zhǎng)。第二節(jié)奧氏體轉(zhuǎn)變速度平衡轉(zhuǎn)變、連續(xù)轉(zhuǎn)變與等溫轉(zhuǎn)變的區(qū)別

平衡轉(zhuǎn)變連續(xù)轉(zhuǎn)變等溫轉(zhuǎn)變加熱速度慢較快快C原子擴(kuò)散充分很不充分不充分成分分布均勻很不均勻不均勻過(guò)熱（冷）度無(wú)有有應(yīng)用環(huán)境實(shí)驗(yàn)生產(chǎn)生產(chǎn)、實(shí)驗(yàn)第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制形核、長(zhǎng)大階段完成奧氏體轉(zhuǎn)變，為非均勻奧氏體。非均勻包括：成分、結(jié)構(gòu)、晶粒尺寸和能量。殘余碳化物溶解、均勻化階段獲得宏觀均勻的奧氏體。殘余碳化物溶解、均勻化階段繼續(xù)存在奧氏體晶粒長(zhǎng)大。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制長(zhǎng)大規(guī)律：大魚(yú)吃小魚(yú)，大晶粒吃小晶粒。晶粒尺寸相當(dāng)，均勻性提高。正常長(zhǎng)大：隨溫度提高或時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體晶粒較慢地勻速長(zhǎng)大。異常長(zhǎng)大：隨溫度提高或時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體晶粒快速長(zhǎng)大。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制本質(zhì)細(xì)晶粒鋼：冶煉鋼時(shí)用Al脫氧，鋼液內(nèi)存在一定AlN顆粒，阻礙、降低了奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度，即晶粒長(zhǎng)大傾向小的鋼。本質(zhì)粗晶粒鋼:冶煉時(shí)用Si或Mn脫氧，奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向大的鋼。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制奧氏體晶粒細(xì)小，則室溫組織（P、F、Cm、M、B）細(xì)小，強(qiáng)度較高，塑性韌性好。晶粒度N：表征晶粒大小的尺度。表征方法：?jiǎn)挝惑w積或單位面積內(nèi)晶粒數(shù)n，或平均晶粒直徑d。n=2N-1晶粒度級(jí)別-1012345678910備注晶粒數(shù)n/in2(×100)0.250.51248163264128256512

晶粒數(shù)n/mm2（×10-4）3.97.815.531.062.0124248496992198039707940

晶粒的平均直徑d（mm）

0.2500.1770.1250.0880.0620.0440.0310.0220.0160.011統(tǒng)計(jì)第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制起始晶粒度：原始組織通過(guò)形核、長(zhǎng)大兩階段全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)的晶粒大小。決定因素：形核率N和長(zhǎng)大速度G。實(shí)際晶粒度：通過(guò)具體的熱處理工藝，即具體的加熱、保溫條件而得到的晶粒大小。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制本質(zhì)晶粒度：表征鋼的奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向的大小。評(píng)價(jià)條件：加熱到930±10℃，保溫3-8hr本質(zhì)粗晶粒鋼：1-4級(jí)。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼：5-8級(jí)。較低加熱保溫溫度，本質(zhì)粗晶粒鋼可得到細(xì)小晶粒，即實(shí)際晶粒度高。過(guò)高加熱保溫溫度，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼可得到粗大晶粒，即實(shí)際晶粒度低。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制奧氏體晶粒大小影響因素首先保溫溫度，其次保溫時(shí)間加熱速度冶煉脫氧方式C含量合金元素V、Ti、Nb、Zr的VC、TiC、NbC、NbN、ZrC等第二相阻礙晶粒長(zhǎng)大。B及少量稀土元素延遲晶粒長(zhǎng)大，而Mn和P促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制細(xì)化晶粒的途徑嚴(yán)格控制加熱溫度和保溫時(shí)間快速加熱重結(jié)晶合金化晶粒細(xì)化要求晶粒度級(jí)別高，尺寸均勻，符合正態(tài)分布。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制高溫組織奧氏體A奧氏體A冷卻速度慢快C原子擴(kuò)散充分不充分室溫組織F、P、CmM、B、A組織性質(zhì)平衡組織非平衡組織可逆性不可逆可逆組織遺傳：粗大的非平衡組織進(jìn)行加熱，在一定加熱條件下，新形成的奧氏體晶粒會(huì)繼承和恢復(fù)原粗大奧氏體晶粒的現(xiàn)象。第三節(jié)奧氏體晶粒度的控制產(chǎn)生原因：C原子擴(kuò)散不充分，非平衡組織的晶體結(jié)構(gòu)取向與原奧氏體晶體結(jié)構(gòu)取向相同，在加熱過(guò)程中，會(huì)得到晶體結(jié)構(gòu)取向相同的針狀?yuàn)W氏體晶核，并長(zhǎng)大，從而恢復(fù)原奧氏體晶粒形態(tài)。防止措施：于奧氏體化臨界溫度下保溫，使C原子擴(kuò)散，消除晶體結(jié)構(gòu)取向一致性。退火、高溫回火，另外多次正火。第二章

珠光體轉(zhuǎn)變第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介

加熱冷卻方式等溫加熱、連續(xù)加熱等溫冷卻、連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變等溫轉(zhuǎn)變、連續(xù)轉(zhuǎn)變等溫轉(zhuǎn)變、連續(xù)轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力過(guò)熱度過(guò)冷度轉(zhuǎn)變開(kāi)始臨界點(diǎn)Ac1、Ac3、AccmAr1、Ar3、Arcm等溫轉(zhuǎn)變圖連續(xù)轉(zhuǎn)變圖第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介等溫冷卻：將材料快速冷卻到共析臨界溫度點(diǎn)A1以下某溫度，進(jìn)行保溫，然后再冷卻至室溫的冷卻方式。轉(zhuǎn)變開(kāi)始線、轉(zhuǎn)變結(jié)束線，呈“C”型。馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始線Ms、馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束線Mf。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介溫度降低，C原子擴(kuò)散能力顯著降低。鼻尖以上，平衡組織（P、F、Cm），鼻尖以下，非平衡組織（B、M）。上述組織中，珠光體P的強(qiáng)度、硬度最低，塑性、韌性最好；馬氏體M的強(qiáng)度、硬度最高，塑性、韌性最差；貝氏體B介于兩者間。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介鼻尖以上，鄰近共析點(diǎn)溫度區(qū)域的等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為粗片狀珠光體P。鄰近鼻尖區(qū)域的等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為極細(xì)片珠光體，謂托氏體T（屈、Troost）。中間溫度等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為細(xì)片狀珠光體，謂之索氏體S（Sorby）。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介等溫轉(zhuǎn)變特點(diǎn)轉(zhuǎn)變?cè)谀骋粶囟韧瓿尚枰^(guò)冷度，存在孕育期過(guò)冷度不同，產(chǎn)物不同成分不同，曲線不完全相同IT(IsothermalTransformation)TTT(TimeTemperatureTransformation)第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介連續(xù)冷卻：以某一冷卻速度，將材料直接冷卻至室溫的冷卻方式。轉(zhuǎn)變開(kāi)始線、轉(zhuǎn)變結(jié)束線、轉(zhuǎn)變中止線、馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始線Ms、馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)線Mf。呈半個(gè)“C”形。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介臨界冷卻速度Vc：連續(xù)冷卻中，形成片狀珠光體P的最大冷卻速度，或形成馬氏體M的最小冷卻速度。V1＜V2＜V3＜VcV1→P片，V2→S，V3→T第一節(jié)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖簡(jiǎn)介連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：轉(zhuǎn)變?cè)谝欢ǖ臏囟确秶鷥?nèi)完成先轉(zhuǎn)變的粗大，后轉(zhuǎn)變的細(xì)小V＞Vc，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體M連續(xù)冷卻速度非常數(shù)無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變不同成分，曲線圖不完全相同CCT(ContinuesCoolingTransformation)。Fe-C相圖、IT圖和CCT圖是工藝設(shè)計(jì)依據(jù)。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能珠光體P：由α相（鐵素體F組織）和Fe3C相（滲碳體Cm組織）組成的機(jī)械混合物。珠光體包括：片狀珠光體、粒狀珠光體、針狀珠光體、纖維狀珠光體等。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能珠光體團(tuán)：片層排列位向大致相同小區(qū)域。原奧氏體晶粒內(nèi)可形成幾個(gè)位向不同的珠光體團(tuán)，互成小角度。原相鄰?qiáng)W氏體晶粒內(nèi)珠光體團(tuán)呈大角度。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能珠光體片層間距S0：相鄰兩滲碳體Cm片或鐵素體F片中心之間的垂直距離。鐵素體F片層厚度δF大于滲碳體片層厚度δCm。片間距S0越小，則片狀珠光體P片越細(xì)。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能珠光體P：放大400倍可見(jiàn)（光學(xué)顯微鏡）。索氏體S：放大600倍可見(jiàn)（光學(xué)顯微鏡）。托氏體T：1000倍以上可見(jiàn)（電子顯微鏡）。組織名稱形成溫度/℃片層間距/nm硬度/HBW珠光體PA1-68050-450170-250索氏體S680-60080-150250-320托氏體T600-50030-80320-400珠光體型組織(P)與其它類(lèi)型組織（M/B）相比，強(qiáng)、硬度較低，塑性、韌性較高。粗片狀珠光體P的強(qiáng)硬度及塑性韌性均相對(duì)較低。托氏體T的強(qiáng)硬度及塑性韌性均相對(duì)較高。索氏體則介于兩者之間，綜合性能較好。片間距S0對(duì)組織及性能影響：片間距S0越小，組織越細(xì)，強(qiáng)塑性越好；片間距S0越小，對(duì)塑性影響越明顯。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能珠光體片間距S0大小由過(guò)冷度ΔT決定。表現(xiàn)形式：連續(xù)冷卻速度V和等溫溫度T。珠光體片間距S0隨過(guò)冷度ΔT增大而呈非線性減小。650℃-A1溫度范圍內(nèi)，珠光體片間距S0受過(guò)冷度ΔT的影響明顯（連續(xù)冷卻速度V和等溫溫度T）。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能粒狀珠光體P粒：在連續(xù)的鐵素體F（α相）基體均勻分布著球粒狀碳化物（Fe3C相）的復(fù)合組織。碳化物顆粒越細(xì)，粒狀珠光體P粒的強(qiáng)、硬度越高，塑性越好。第二節(jié)珠光體的組織形態(tài)和力學(xué)性能碳化物顆粒分布越均勻，粒狀珠光體P粒的韌性越好。隨C量增加，粒狀珠光體P粒強(qiáng)硬度增加，塑性降低。相對(duì)片狀珠光體P片而言，粒狀珠光體P粒的強(qiáng)度、硬度、塑性和韌性均較優(yōu)。粒狀珠光體P粒只能通過(guò)等溫球化退火，由片狀珠光體P片演變而來(lái)。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程兩個(gè)階段：形核、長(zhǎng)大加熱T↑P→A冷卻T↓A→P=F+Cmγ

→α+Fe3CC%↑↓↑↑晶體結(jié)構(gòu)FCC

BCCCOt轉(zhuǎn)變策略原高溫有序→混亂無(wú)序→新低溫有序第三節(jié)珠光體形成過(guò)程奧氏體A的狀態(tài)宏觀成分均勻，微觀成分不均勻晶內(nèi)有序度高，晶界有序度低晶內(nèi)能量較低，晶界能量較高珠光體P形核位置：晶界優(yōu)先C原子優(yōu)先存在形式高溫條件下，運(yùn)動(dòng)能力強(qiáng)→固溶低溫條件下，運(yùn)動(dòng)能力弱→化合物第三節(jié)珠光體形成過(guò)程形核步驟高C微區(qū)的C與Fe結(jié)合成Fe3C，F(xiàn)CC→COt。相鄰微區(qū)的C向Fe3C擴(kuò)散，其C%降低。相鄰低C微區(qū)Fe發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，F(xiàn)CC→BCC，γ→α，A→F。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程形核步驟α（F）中多余的C原子向兩側(cè)擴(kuò)散。α（F）外側(cè)微區(qū)C%升高，成為高C微區(qū)。重復(fù)第一步。形成由F晶核和Cm晶核相間的P晶核。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程長(zhǎng)大步驟Cm晶核面向A晶內(nèi)的前端兩側(cè)A微區(qū)的C向Cm晶核擴(kuò)散。Cm晶核向A晶內(nèi)長(zhǎng)大、擴(kuò)展。前端兩側(cè)A微區(qū)的C%降低。前端兩側(cè)A微區(qū)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變FCC→BCC，γ→α，A→F。F中多余C原子向其兩側(cè)Cm前端擴(kuò)散。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程長(zhǎng)大步驟Cm、F相繼協(xié)同向A晶內(nèi)長(zhǎng)大、擴(kuò)展，呈相間片狀。形成P片團(tuán)，直至與其它P片團(tuán)接觸為止。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程珠光體P轉(zhuǎn)變?yōu)閿U(kuò)散型轉(zhuǎn)變。C原子擴(kuò)散Fe原子同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變F、Cm是相伴形核，相伴長(zhǎng)大。共析鋼中，α(F)、Fe3C(Cm)均可為領(lǐng)先形核相（組織）。亞共析鋼多以α(F)為領(lǐng)先形核相(組織)。過(guò)共析鋼則Fe3C(Cm)為領(lǐng)先形核相(組織)。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程粒狀珠光體P粒由片狀珠光體P片演變而來(lái)。演變過(guò)程溫度T高于A1時(shí)，F(xiàn)/Cm界面形成A晶核片狀Cm(Fe3C)被溶斷，片狀→桿狀或塊狀A(yù)晶核數(shù)量多，則桿狀或塊狀→粒狀緩冷或低于A1保溫，則A中C原子向Cm擴(kuò)散，促使粒狀→球狀，且A→F又稱滲碳體Cm的球化。第三節(jié)珠光體形成過(guò)程P粒形成過(guò)程的本質(zhì)：利用A形核，且避免A晶核長(zhǎng)大，即控制形核。控制對(duì)象：加熱溫度和保溫溫度?？刂拼胧杭訜釡囟嚷愿哂贏1溫度，較短時(shí)間保溫，然后緩慢冷卻或略低于A1溫度較長(zhǎng)時(shí)間保溫。P?；蚯蚧|(zhì)量：粒狀Cm尺寸小、均勻；粒狀Cm形狀呈球狀或近球狀；粒狀Cm分布均勻。第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變速度及影響因素珠光體轉(zhuǎn)變完成時(shí)間由珠光體形核率N和珠光體長(zhǎng)大速度G共同決定。珠光體形核率N：?jiǎn)挝粫r(shí)間單位體積內(nèi)所生成的珠光體晶核數(shù)量。珠光體長(zhǎng)大速度G：?jiǎn)挝粫r(shí)間內(nèi)珠光體團(tuán)直徑的增加值。珠光體轉(zhuǎn)變速度：?jiǎn)挝粫r(shí)間單位體積內(nèi)形成的珠光體體積分?jǐn)?shù)（%）。轉(zhuǎn)變速度變化規(guī)律：先慢、后快、再慢。影響因素過(guò)冷度ΔT和轉(zhuǎn)變溫度T過(guò)冷度↑，A越不穩(wěn)定，P形核驅(qū)動(dòng)力↑，形核率N↑。過(guò)冷度↑，轉(zhuǎn)變溫度↓，原子擴(kuò)散能力↓，P片長(zhǎng)大速度↓，P團(tuán)長(zhǎng)大速度G↑。550℃以上時(shí)，隨過(guò)冷度增大、轉(zhuǎn)變溫度降低，珠光體轉(zhuǎn)變速度加快；550℃以下時(shí)，則珠光體轉(zhuǎn)變速度減慢。第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變速度及影響因素碳含量C%當(dāng)C%＜0.77%時(shí)，隨C%↑，P轉(zhuǎn)變速度↓。當(dāng)C%＞0.77%時(shí)，隨C%↑，P轉(zhuǎn)變速度↑。即C%＝0.77%時(shí)，P轉(zhuǎn)變速度最小。合金元素Co元素加快P轉(zhuǎn)變速度。Ni降低P轉(zhuǎn)變臨界溫度，減慢P轉(zhuǎn)變速度。其它降低C原子擴(kuò)散，減慢P轉(zhuǎn)變速度。V、Ti、Nb提高P轉(zhuǎn)變速度。第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變速度及影響因素奧氏體A晶粒度晶粒度越高，晶粒超細(xì)，P轉(zhuǎn)變速度越快。奧氏體A均勻度溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，A均勻度越高，形核率N減小，P轉(zhuǎn)變速度減慢。原始室溫組織越細(xì)小，A均勻度越高，形核率N減小，P轉(zhuǎn)變速度減慢。第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變速度及影響因素未溶碳化物（Ex.TiC

/VCetc.）增加形核率N，加快P轉(zhuǎn)變速度。高溫奧氏體A態(tài)塑變（鍛造）奧氏體A晶粒發(fā)生變形，晶界畸變能增加，不穩(wěn)定性增加，形核率N增加，珠光體P轉(zhuǎn)變速度增快。第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變速度及影響因素第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相共析鋼(0.77%)：低C微區(qū)(0.0218%左右）→α(F)，高C微區(qū)(6.69%左右）→Fe3C(Cm)。亞共析鋼(＜0.77%)：低C微區(qū)多，高C微區(qū)少甚至無(wú)。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相亞共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程A晶界處低C微區(qū)(0.0218%左右)→α（F），多余C原子向相鄰微區(qū)擴(kuò)散；相鄰微區(qū)的C%升高，但仍＜6.69%，繼續(xù)→α（F）；α（F）不斷長(zhǎng)大，薄片狀→厚片狀→針狀→桿狀→塊狀→等軸狀；α（F）區(qū)域原多余的C原子集中到剩余A剩中，A剩的C%升高，直至0.77%左右；A剩發(fā)生珠光體共析轉(zhuǎn)變，形成P片。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相亞共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變室溫組織：F先＋P片。F先為先共析鐵素體。過(guò)共析鋼（＞0.77%）：高C微區(qū)多，低C微區(qū)少過(guò)共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程A晶界處的高C微區(qū)(6.69%左右)→Fe3C(Cm)，周?chē)鷧^(qū)域的C原子向Fe3C擴(kuò)散；周?chē)鷧^(qū)域的C%降低，但仍＞0.0218%，其C原子繼續(xù)向Fe3C擴(kuò)散；第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相過(guò)共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程Fe3C(Cm)不斷長(zhǎng)大，薄片狀→厚片狀→針狀→桿狀；剩余A剩的C%不斷降低，直至0.77%左右；A剩發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成片狀珠光體P片。過(guò)共析鋼轉(zhuǎn)變室溫組織：Cm先＋P片。Cm先為先共析滲碳體。F先和Cm先，統(tǒng)稱為先共析組織。α先和Fe3C先，統(tǒng)稱為先共析相。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相共析鋼和非共析鋼的CCT曲線第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相先共析轉(zhuǎn)變與共析轉(zhuǎn)變的區(qū)別

先共析轉(zhuǎn)變共析轉(zhuǎn)變相同點(diǎn)轉(zhuǎn)變本質(zhì)C原子擴(kuò)散C原子擴(kuò)散轉(zhuǎn)變機(jī)制形核、長(zhǎng)大形核、長(zhǎng)大異同點(diǎn)成分＜0.77%和＞0.77%0.77%C擴(kuò)散行程較長(zhǎng)較短轉(zhuǎn)變溫度較高較低轉(zhuǎn)變產(chǎn)物α（F）或Fe3C（Cm）α和Fe3C（P）第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相長(zhǎng)程擴(kuò)散，需要C原子具有強(qiáng)的擴(kuò)散能力和足夠的擴(kuò)散時(shí)間?？焖倮鋮s至室溫或至較低溫度等溫，先共析相（組織）數(shù)量減少甚至為零。偽共析組織：非共析成分（0.77%附近）奧氏體A轉(zhuǎn)變?yōu)閱我黄瑺钪楣怏wP片。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相共析與偽共析的區(qū)別

共析組織偽共析組織相同點(diǎn)轉(zhuǎn)變機(jī)制形核、長(zhǎng)大形核、長(zhǎng)大組織形貌相間片狀F和片狀Cm相間片狀F和片狀Cm異同點(diǎn)成分0.77%0.77%左右冷卻條件慢、較快較快C擴(kuò)散程度充分不充分平衡狀態(tài)平衡非平衡第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相形態(tài)變化規(guī)律：片狀→針狀→桿狀→塊狀→粒狀（球狀）分布狀態(tài)均勻分布/聚集分布；獨(dú)立分布/網(wǎng)狀分布先共析鐵素體F先形貌包括：均勻塊狀F先、針狀F先、網(wǎng)狀F先等三種。先共析滲碳體Cm先形貌包括：針狀Cm先和網(wǎng)狀Cm先等兩種。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相先共析鐵素體F先第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相先共析滲碳體Cm先第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相片狀→針狀→桿狀→塊狀→網(wǎng)狀→粒狀粒狀：塑性、韌性最好。片狀、塊狀：塑性、韌性較好。針狀：塑性、韌性差。網(wǎng)狀:塑性、韌性最差。先共析組織（F先Cm先）形成條件：C%﹤0.25%，且冷卻速度較快，塊狀F先。冷卻速度慢，則網(wǎng)狀F先或網(wǎng)狀Cm先。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相C%=0.15%～0.5%和C%﹥1.1%，適當(dāng)較快冷卻速度下，易形成針狀先共析。魏氏組織：由針狀鐵素體F針或針狀滲碳體Cm針，及其間片狀珠光體P片組成復(fù)相組織。魏氏組織形成影響因素：奧氏體化溫度高，則適宜的冷卻速度范圍寬，魏氏組織嚴(yán)重，性能影響明顯。合金元素Mn促進(jìn)魏氏組織形成。第五節(jié)非共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變及先共析相控制奧氏體化溫度和冷卻速度可以避免魏氏組織形成。網(wǎng)狀先共析組織形成條件：冷卻速度慢或等溫溫度高（A1附近尤其兩相區(qū)）。奧氏體化后較快冷卻或較低溫度等溫可消除網(wǎng)狀先共析組織（正火）。第三章

馬氏體轉(zhuǎn)變第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)V＞Vc時(shí)，基體Fe仍發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，即γ→α，fcc→bcc。冷卻速度V快，轉(zhuǎn)變溫度低，C原子擴(kuò)散能力極弱，導(dǎo)致無(wú)C原子擴(kuò)散。γ中的C全部固溶于α之中。馬氏體M：C原子固溶于α-Fe而形成的過(guò)飽和固溶體。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)馬氏體晶體結(jié)構(gòu)≈α-Fe晶體結(jié)構(gòu)。C原子可位于棱邊和面之中心。C%≤0.2%時(shí)體心立方（立方體），C%＞0.2%時(shí)體心正方（長(zhǎng)方體）。隨C%↑，c↑，a↓。fcc→bcc途徑：擴(kuò)散或晶格切變。擴(kuò)散阻力較小，切變阻力較大。馬氏體轉(zhuǎn)變：無(wú)擴(kuò)散的共格切變型轉(zhuǎn)變。c=aaca第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)切變本質(zhì)：塑性變性（材料內(nèi)部）起于奧氏體A的位錯(cuò)、層錯(cuò)，并產(chǎn)生更多的位錯(cuò)、層錯(cuò)和孿晶。馬氏體M形態(tài)：板條馬氏體、針狀馬氏體、蝶狀馬氏體、薄片狀馬氏體和ε馬氏體。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)M板存在于中、低碳碳素鋼及合金鋼。M板形狀：扁條狀。扁條→塊，塊→束，一個(gè)奧氏體A晶粒內(nèi)形成多個(gè)束。板條間成小角度，束、塊間成大角度。板條內(nèi)存大量位錯(cuò)，故板條馬氏體又稱位錯(cuò)型馬氏體。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)M針存在于中、高碳碳素鋼及合金鋼。M針形狀：雙凸透鏡片狀，又稱片狀馬氏體。先產(chǎn)生的M針粗大且貫通奧氏體A晶粒，后產(chǎn)生的細(xì)小。隱針馬氏體：馬氏體片極為細(xì)小而在光學(xué)顯微鏡下也很難分辨的針狀馬氏體。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)M針的雙凸透鏡狀片由一或兩個(gè)晶體組成，晶體兩部分或兩個(gè)晶體呈鏡面對(duì)稱關(guān)系。M針為孿晶結(jié)構(gòu)，故又稱為孿晶型馬氏體。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)馬氏體M與珠光體P和貝氏體B相比，強(qiáng)度、硬度最高，而塑性、韌性最低。板條馬氏體M板的強(qiáng)度、硬度較低于針狀馬氏體M針，而其塑性、韌性較高于針狀馬氏體M針。馬氏體M形態(tài)影響因素奧氏體A晶粒越粗大，則馬氏體M的板條或片越粗大，反之則越細(xì)小。第一節(jié)馬氏體的結(jié)構(gòu)與組織形態(tài)轉(zhuǎn)變溫度越高(Ms以下),M板越多，反之則M針越多。C%≤0.2%時(shí)，馬氏體M為板條馬氏體M板；C%≥1.0%時(shí)，馬氏體M為針狀馬氏體M針；0.2%＜C%＜1.0%時(shí)，為M板和M針的混合組織；隨C%↑，M針↑，M板↓。Ni\Mn降低Ms，使M針↑。第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)馬氏體轉(zhuǎn)變就是晶體切變，其實(shí)質(zhì)就是部分或全部晶體原子發(fā)生協(xié)作位移。原子沿著阻力最小的晶向及晶面遷移，此晶面即為慣習(xí)面。原子的協(xié)作位移使晶體在切變過(guò)程中仍保持共格關(guān)系。切變速度即馬氏體轉(zhuǎn)變速度很快。原子協(xié)作位移源于奧氏體中位錯(cuò)，且在切變中產(chǎn)生更多位錯(cuò)，甚至導(dǎo)致孿晶結(jié)構(gòu)。第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)切變量↑，晶格畸變↑，繼續(xù)切變阻力↑，需要驅(qū)動(dòng)力↑，需要過(guò)冷度↑，繼續(xù)轉(zhuǎn)變溫度↓，即馬氏體轉(zhuǎn)變是降溫轉(zhuǎn)變。大部分情況下，Mf＜0℃，總是存在殘余奧氏體Ar，即馬氏體轉(zhuǎn)變是不完全轉(zhuǎn)變。相反，快速加熱升溫，馬氏體M在無(wú)原子擴(kuò)散的條件下恢復(fù)至原奧氏體A及狀態(tài)，即馬氏體轉(zhuǎn)變是可逆轉(zhuǎn)變。第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)晶體切變導(dǎo)致金屬表面產(chǎn)生馬氏體浮凸。馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms、Mf低。馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中無(wú)原子擴(kuò)散，其成分及分布與原奧氏體A相同。第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素馬氏體M轉(zhuǎn)變=晶體切變=原子協(xié)同遷移原子驅(qū)動(dòng)力＞＞阻力，原子V↑，原子S↑，運(yùn)動(dòng)形式—擴(kuò)散。原子驅(qū)動(dòng)力＞阻力，原子V↓，原子S↓，運(yùn)動(dòng)形式—切變。原子驅(qū)動(dòng)力≤阻力，原子V=0，原子S=0，無(wú)動(dòng)力。驅(qū)動(dòng)力=阻力+動(dòng)力驅(qū)動(dòng)能=舊相狀態(tài)能+新相形成功第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素阻力源于原始組織奧氏體A狀態(tài)：晶體的彈性應(yīng)變能（力）A/M間的界面能功包括：改變晶體結(jié)構(gòu)形成位錯(cuò)及孿晶A/M界面相鄰A的變形驅(qū)動(dòng)能源于材料的熱能第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素驅(qū)動(dòng)能↑，須熱能↑，須過(guò)冷度ΔT↑熱力學(xué)：研究能量轉(zhuǎn)換及力轉(zhuǎn)換的理論。馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)條件：只有當(dāng)過(guò)冷度ΔT足夠大，轉(zhuǎn)變溫度Ms足夠底，才能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。Ms是馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度，對(duì)應(yīng)的過(guò)冷度是能夠發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的最小過(guò)冷度。第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素過(guò)冷度ΔT越大，Ms越低，驅(qū)動(dòng)能越大，說(shuō)明馬氏體轉(zhuǎn)變阻力越大，奧氏體A越穩(wěn)定。奧氏體A強(qiáng)度越高，越均勻，則越穩(wěn)定，Ms溫度點(diǎn)則越低。影響Ms點(diǎn)的因素化學(xué)成分C、N原子含量越高，固溶強(qiáng)化作用越強(qiáng)，奧氏體A的強(qiáng)度越高，越穩(wěn)定，Ms越低。Co、Al含量越高，Ms越高。第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素其它合金元素含量越高，則Ms點(diǎn)越低。奧氏體化溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，則奧氏體A的C%越高，成分越均勻，Ms越低。預(yù)轉(zhuǎn)變亞共析鋼F先共析轉(zhuǎn)變和B轉(zhuǎn)變，使奧氏體A的C%↑，Ms點(diǎn)↓。P轉(zhuǎn)變和Cm先共析轉(zhuǎn)變，使奧氏體A的C%↓，Ms點(diǎn)↑。第三節(jié)馬氏體的熱力學(xué)條件及影響Ms點(diǎn)的因素塑性應(yīng)變及應(yīng)力機(jī)械能可轉(zhuǎn)化為部分馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)能，從而使Ms點(diǎn)↑。單向應(yīng)力使Ms點(diǎn)↑，三向應(yīng)力使Ms點(diǎn)↓。形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變：在Ms點(diǎn)以上一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行塑性變形，會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象。形變馬氏體點(diǎn)Md：發(fā)生形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的最高溫度。第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能馬氏體M的強(qiáng)度、硬度高于鐵素體F、珠光體P和奧氏體A。馬氏體M的強(qiáng)化機(jī)制固溶強(qiáng)化：過(guò)飽和的馬氏體M內(nèi)溶解大量間隙C原子，使晶格發(fā)生畸變，內(nèi)應(yīng)力大，增加了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)阻力。C%＜0.8%時(shí)，C%↑，固溶強(qiáng)化效果↑↑；C%≥0.8%時(shí)，C%↑，固溶強(qiáng)化效果↑。第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化：空位→位錯(cuò)→層錯(cuò)→孿晶位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，實(shí)現(xiàn)晶體變形位錯(cuò)數(shù)量多，晶體變形容易變形中舊位錯(cuò)不斷消失，新位錯(cuò)不斷產(chǎn)生位錯(cuò)密度很高時(shí)，部分位錯(cuò)相遇合并用于晶體變形的有效位錯(cuò)數(shù)量劇減應(yīng)力σ↑，N新↑，晶體方可繼續(xù)變形等效：高密度位錯(cuò)及孿晶阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能時(shí)效強(qiáng)化：馬氏體M的過(guò)飽和間隙C原子通過(guò)短程擴(kuò)散聚集，甚至形成碳化物，區(qū)域原子密度增大，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)此現(xiàn)象稱為時(shí)效強(qiáng)化，又稱自回火細(xì)晶強(qiáng)化：馬氏體M越細(xì)，強(qiáng)硬度越高。相變強(qiáng)化：bcc的強(qiáng)度、硬度高于fcc。強(qiáng)→弱：固溶、相變、亞結(jié)構(gòu)、時(shí)效、細(xì)晶。M針的強(qiáng)度、硬度高于M板。第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能馬氏體M的塑性、韌性低于鐵素體F、珠光體P和奧氏體A。導(dǎo)致原因：高密度位錯(cuò)及孿晶阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)微裂紋產(chǎn)生于針狀馬氏體M針中C%↑，畸變應(yīng)力↑，轉(zhuǎn)變速度↑，馬氏體針（片）撞擊烈度↑位于馬氏體針邊緣及接觸處第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能板條馬氏體M板塑韌性優(yōu)于針狀馬氏體M針。原因包括：高密度位錯(cuò)的阻礙作用弱于孿晶。固溶C原子數(shù)量較少，晶格畸變較小，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用較弱板條馬氏體M板內(nèi)無(wú)微裂紋。板條間的殘余奧氏體膜有利于應(yīng)力釋放，提高韌性。第四節(jié)馬氏體的力學(xué)性能高強(qiáng)高硬馬氏體M的應(yīng)用齒輪和齒輪軸、蝸桿銷(xiāo)軸、半軸和滑塊沖裁、沖壓、拉伸、擠壓等成形模具車(chē)刀、銑刀、鉆頭、鋸片、絲錐等刃具和工具片尺、游標(biāo)卡尺、角尺等量具第五節(jié)奧氏體穩(wěn)定化馬氏體M轉(zhuǎn)變條件及產(chǎn)物：極大的過(guò)冷度ΔT和冷卻速度V冷＞VC，室溫獲得M+Ar。事實(shí)現(xiàn)象：V冷↑，則M轉(zhuǎn)變速度V轉(zhuǎn)↑，M量↑，Ar量↓

MS點(diǎn)↑MS附近保溫后再冷卻，則M轉(zhuǎn)變速度V轉(zhuǎn)↓，M量↓，Ar量↑后續(xù)MS溫度點(diǎn)↓第五節(jié)奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化：在外界因素作用下，鋼的奧氏體A向馬氏體M轉(zhuǎn)變出現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。熱穩(wěn)定化：相對(duì)較慢冷卻（＞VC）或等溫停留將引起奧氏體A穩(wěn)定性提高，使奧氏體A轉(zhuǎn)變遲滯或使馬氏體M轉(zhuǎn)變量減少的現(xiàn)象。機(jī)械穩(wěn)定化：在Md點(diǎn)以上對(duì)奧氏體A進(jìn)行大形變量的塑性變形，將導(dǎo)致奧氏體A穩(wěn)定性提高，使隨后冷卻時(shí)馬氏體M轉(zhuǎn)變受阻，MS點(diǎn)降低，殘余奧氏體Ar增多的現(xiàn)象。第五節(jié)奧氏體穩(wěn)定化熱穩(wěn)定形成原因：Fe-C合金中奧氏體A的C及N原子通過(guò)近程擴(kuò)散聚集于位錯(cuò)周?chē)?，形成原子密集團(tuán)即柯氏氣團(tuán)，釘扎阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而增加馬氏體轉(zhuǎn)變阻力即晶體切變阻力。C及N原子遠(yuǎn)程擴(kuò)散，則可消除柯氏氣團(tuán)，降低奧氏體A的穩(wěn)定性。熱穩(wěn)定點(diǎn)MC：發(fā)生熱穩(wěn)定的最高溫度。MC據(jù)合金成分不同，或高于MS，或低于MS。第五節(jié)奧氏體穩(wěn)定化熱穩(wěn)定的影響因素：等溫溫度越高，熱穩(wěn)定性越低等溫時(shí)間越長(zhǎng)，熱穩(wěn)定性越高冷卻速度越慢，熱穩(wěn)定性越高已有馬氏體M數(shù)量越多，剩余奧氏體的熱穩(wěn)定性越高。熱穩(wěn)定的應(yīng)用：分級(jí)淬火穩(wěn)定化處理第五節(jié)奧氏體穩(wěn)定化機(jī)械穩(wěn)定化形成原因：大形變量條件下，奧氏體A發(fā)生變形，產(chǎn)生很多的新位錯(cuò)及其它晶體缺陷，位錯(cuò)密度提高，從而阻礙位錯(cuò)遠(yuǎn)程移動(dòng)，阻礙晶體切變。MS＜T變形＜Md，未轉(zhuǎn)變部分奧氏體A余的穩(wěn)定性提高。T保＜MS＜

T變形，熱穩(wěn)定和機(jī)械穩(wěn)定均存在。Md、MC、MS、

Mf第四章

貝氏體轉(zhuǎn)變第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)等溫低(＜MS)，A→M+Ar；等溫高(550℃-A1)，A→P；等溫劇中(550℃-MS)，A→B。馬氏體M：過(guò)飽和α(F)。珠光體P：飽和α(F)+碳化物。貝氏體B：低過(guò)飽和α(F)+碳化物。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)貝氏體B包括:上貝氏體B上、下貝氏體B下、無(wú)碳化物貝氏體B無(wú)、粒狀貝氏體B粒、柱狀貝氏體B柱和反常貝氏體B反。產(chǎn)生于轉(zhuǎn)變溫度在350℃-550℃之間的中低碳鋼中。由低C飽和度的α(F)與碳化物混合組成。BF上呈板條狀，碳化物呈細(xì)片或桿狀且分布于板條之間。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)C%↑，細(xì)片狀碳化物→桿狀碳化物。轉(zhuǎn)變不充分，則α(F)呈羽毛狀；轉(zhuǎn)變充分，則呈板條狀，金相類(lèi)似于板條馬氏體M板。相對(duì)于M、P而言，B上的強(qiáng)度、硬度不是最高，但塑性、韌性很差，即很脆。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)下貝氏體B下：形成于350℃-MS之間的Fe-C合金中。由較低C飽和度α(F)與碳化物混合組成。低碳鋼，BF下呈板條狀，碳化物呈粒狀。高碳鋼，BF下呈針狀(片/雙凸透鏡/竹葉)，碳化物呈粒狀。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)中碳鋼，BF下呈板條狀和針狀，碳化物呈粒狀。C%↑,板條狀BF下數(shù)量↓,針狀BF下數(shù)量↑。相對(duì)M、P而言，下貝氏體B下的強(qiáng)、硬度較高，且一定塑性，韌性很好。B上和B下的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，且B下位錯(cuò)密度＞B上位錯(cuò)密度。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)高碳鋼的C%高，A穩(wěn)定性較高，則形成針狀下貝氏體B下針或針狀馬氏體M針。低、中碳鋼則可形成板條狀上貝氏體B上板、板條狀下貝氏體B下板和板條狀馬氏體M板。貝氏體B與馬氏體M的根本區(qū)別：貝氏體B存在碳化物，而馬氏體M無(wú)碳化物。在一定條件下（等溫接近550℃、A成分不均勻），低、中碳碳素鋼可形成無(wú)碳化物貝氏體B無(wú)。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)無(wú)碳化物貝氏體B無(wú)由很低C過(guò)飽和度α(F)（接近平衡C%）和非碳化物相（組織）混合而成。非碳化物相(組織)可為馬氏體M及殘余奧氏體Ar、貝氏體B、珠光體P或奧氏體A。α(F)呈板條狀，非碳化物相(組織)則分布于板條間。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)無(wú)碳化物貝氏體B無(wú)又謂鐵素體貝氏體，強(qiáng)度、硬度相對(duì)較低。低、中碳合金鋼在接近550℃溫度范圍內(nèi)，則形成粒狀貝氏體B粒。粒狀貝氏體由很低C過(guò)飽和度α(F)和非碳化物相(組織)混合而成。第一節(jié)貝氏體的組織形態(tài)α(F)呈板條狀，而非碳化物相(組織)呈粒狀(島狀)，位于板條內(nèi)。非碳化物相(組織)可為馬氏體M、珠光體P或奧氏體A。強(qiáng)度硬度較高，韌性較好，但其力學(xué)性能變化范圍大。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程B轉(zhuǎn)變溫度位于P轉(zhuǎn)變溫度與M轉(zhuǎn)變溫度之間，即600℃--MS。B轉(zhuǎn)變兼具P轉(zhuǎn)變和M轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，同時(shí)又不完全同于P和M轉(zhuǎn)變。B轉(zhuǎn)變條件：較大的過(guò)冷度A的微觀C成分不均勻第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程B形成過(guò)程包括三個(gè)階段：ⅠFe基體的切變ⅡC原子的擴(kuò)散Ⅲ剩余A的轉(zhuǎn)變B轉(zhuǎn)變溫度不同，過(guò)冷度不同，C原子擴(kuò)散能力不同，使Ⅱ階段進(jìn)程不同，剩余A的狀態(tài)不同。冷卻至室溫的速度不同，剩余A的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程550℃左右，ΔT稍大，C擴(kuò)散能力稍強(qiáng)。Ⅰ階段：對(duì)于低、中碳碳素鋼，于A晶界貧碳微區(qū)發(fā)生切變，形成低于平衡C%的鐵素體BF晶核，并長(zhǎng)大而成板條狀。Ⅱ階段：C原子擴(kuò)散至BF相鄰的A中，并向遠(yuǎn)處擴(kuò)散，使A的C%及分布均勻性↑，A的穩(wěn)定性↑，且存在于BF板條間。Ⅲ階段：在冷卻至室溫過(guò)程中，剩余A轉(zhuǎn)變?yōu)镻或M或A。獲得無(wú)碳化物貝氏體B無(wú)。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程550-500℃，ΔT較大，C擴(kuò)散能力較弱。Ⅰ階段：對(duì)于低、中碳合金鋼，于A晶界貧碳微區(qū)發(fā)生切變，形成近平衡C%的低過(guò)飽和鐵素體BF晶核，并長(zhǎng)大而成板條狀。Ⅱ階段：C原子擴(kuò)散至BF相鄰的A中，使A的C%↑，穩(wěn)定性↑，且被大量長(zhǎng)大合并的BF板條分割呈島狀。Ⅲ階段：在冷卻至室溫過(guò)程中，剩余A轉(zhuǎn)變?yōu)镻或M或A或其它B。獲得粒狀貝氏體B粒。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程500-450℃，ΔT大，C擴(kuò)散能力弱(A中)。Ⅰ階段：對(duì)于Fe-C合金，于A晶界貧碳微區(qū)發(fā)生切變，形成略高于平衡C%的低過(guò)飽和鐵素體BF晶核，并長(zhǎng)大而成板條狀。Ⅱ階段：C原子短程擴(kuò)散至BF相鄰的A中，使相鄰界面處A的C%↑，形成FeC化合物，呈短棒狀，分布于BF板條間。Ⅲ階段：剩余A中C向FeC化合物擴(kuò)散，產(chǎn)生貧碳區(qū)，然后重復(fù)Ⅰ階段進(jìn)程。獲得上貝氏體B上。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程450℃-MS，ΔT更大，C擴(kuò)散更弱(A和F)。Ⅰ階段：對(duì)于Fe-C合金，于A晶界貧碳微區(qū)發(fā)生切變，形成高于平衡C%的較低過(guò)飽和鐵素體BF晶核，并長(zhǎng)大而成板條狀。Ⅱ階段：C原子在BF內(nèi)短程擴(kuò)散，產(chǎn)生大量高碳微區(qū)，形成FeC化合物，呈粒狀，分布于BF板條內(nèi)及之間。獲得下貝氏體B下。第二節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和形成過(guò)程貝氏體B轉(zhuǎn)變本質(zhì)：切變+擴(kuò)散貝氏體B轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：過(guò)冷度比馬氏體M轉(zhuǎn)變的小，比珠光體P轉(zhuǎn)變的大；兼具珠光體P轉(zhuǎn)變的擴(kuò)散型和馬氏體M轉(zhuǎn)變的切變型；多數(shù)情況下轉(zhuǎn)變不完全；轉(zhuǎn)變速度慢于馬氏體M轉(zhuǎn)變速度。第三節(jié)影響貝氏體轉(zhuǎn)變的因素奧氏體A的穩(wěn)定性↑，則貝氏體B轉(zhuǎn)變速度VB↓，即BS點(diǎn)↓。表現(xiàn)：冷卻轉(zhuǎn)變曲線向下或(和)向右移?；瘜W(xué)成分隨C%↑，則VB↓，BS點(diǎn)↓。除Co、Al等元素外，其它合金元素均使VB↓，BS點(diǎn)↓。奧氏體化溫度↑，保溫時(shí)間↑，則VB↓，BS點(diǎn)↓。第三節(jié)影響貝氏體轉(zhuǎn)變的因素冷卻過(guò)程中等溫停留：BS點(diǎn)上附近等溫，則VB↑，BS點(diǎn)↑。BS點(diǎn)下附近等溫，則后續(xù)的VB↓和BS點(diǎn)↓。BS點(diǎn)下較低溫等溫，則后續(xù)VB↑和BS點(diǎn)↑。BS-MS溫度區(qū)間進(jìn)行塑性變形，則后續(xù)VB↑，后續(xù)BS點(diǎn)↑。第四節(jié)貝氏體力學(xué)性能及應(yīng)用下貝氏體B下具有很好的強(qiáng)韌綜合性能。下貝氏體B下的疲勞強(qiáng)度相對(duì)較高。下貝氏體B下的耐磨性相對(duì)較高。下貝氏體B下和馬氏體M的混合組織，可使材料具備更好的強(qiáng)韌性。等溫淬火可獲得較大比例的下貝氏體B下。開(kāi)發(fā)、設(shè)計(jì)、完善貝氏體鋼等新材料，以獲得全部下貝氏體B下組織。第五章

鋼的過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖第三章

馬氏體轉(zhuǎn)變第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT等溫轉(zhuǎn)變圖的建立一批試樣在相同溫度和保溫時(shí)間條件下奧氏體化。試樣置于鹽浴或金屬浴中等溫。試樣為薄片狀。等溫完成后于鹽水中激冷至室溫。檢測(cè)試樣的硬度和金相組織。繪制轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線。繪制TTT曲線圖。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖鋼成分不同，TTT曲線的形狀、位置不同。亞共析鋼，隨C%↑，P轉(zhuǎn)變速度↓，B轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線右移。過(guò)共析鋼，隨C%↑，P轉(zhuǎn)變速度↑，B轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線左移。未完全奧氏體化，則C曲線進(jìn)一步左移。Co元素使C曲線左移。其它合金元素使C曲線右移。Cr/Mo/W/V/Ti/Nb等使P轉(zhuǎn)變溫度區(qū)上移。Ni/Mn/Cu等使C曲線下移。Cr元素使B轉(zhuǎn)變溫度區(qū)下移。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖不同工藝條件，C曲線位置不同。奧氏體化溫度↑，保溫時(shí)間↑，A均勻性↑，A穩(wěn)定性↑，轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線右移。原始組織晶粒度↑，均勻性↑，則A穩(wěn)定性↑，轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線右移。塑性變形使轉(zhuǎn)變速度↑

C曲線左移。拉應(yīng)力使轉(zhuǎn)變速度↑

C曲線左移。壓應(yīng)力使轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線右移。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT等溫冷卻轉(zhuǎn)變圖分析第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT等溫冷卻轉(zhuǎn)變圖分析第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖共析及過(guò)共析鋼的CCT無(wú)貝氏體B轉(zhuǎn)變。同TTT等溫冷卻轉(zhuǎn)變圖，常用硬度檢測(cè)和金相組織檢測(cè)來(lái)建立CCT連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖。影響TTT曲線形狀和位置的因素，同樣影響CCT曲線形狀和位置。第一節(jié)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖TTT與CCT的比較連續(xù)冷卻速度↑，原子擴(kuò)散能力↓，所需轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)能↑，過(guò)冷度ΔT↑，轉(zhuǎn)變溫度↓

C曲線下移。同時(shí)，轉(zhuǎn)變速度↓

C曲線右移。

CCT及TTT的信息轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變時(shí)間轉(zhuǎn)變臨界冷卻速度冷卻時(shí)間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物力學(xué)性能熱處理工藝設(shè)計(jì)的依據(jù)第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖CCT連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖的分析第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖CCT連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖的分析第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖CCT連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖的分析第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖第六章

鋼的加熱第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則熱處理=加熱+保溫+冷卻鋼的加熱目的奧氏體化成分適當(dāng)并均勻化組織均勻化鋼的加熱工藝參數(shù)加熱溫度加熱（升溫）速度保溫時(shí)間加熱溫度的作用：奧氏體化。加熱溫度偏高，則致晶粒粗大、氧化甚至脫碳等缺陷。加熱溫度偏低，則碳化物溶解不充分，奧氏體化不完全，保溫時(shí)間長(zhǎng)，能耗增加。加熱溫度確定思路：保證技術(shù)、質(zhì)量要求和滿足實(shí)際生產(chǎn)條件的前提下，取較低加熱溫度。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則加熱溫度確定依據(jù)：Fe-C合金相圖和熱處理手冊(cè)（轉(zhuǎn)變臨界溫度）。加熱溫度確定的一般原則：在加熱溫度規(guī)范內(nèi)，綜合考慮性能要求、原始組織、冶金質(zhì)量、加熱方法和工件形狀尺寸等因素，確定具體的加熱溫度值。加熱溫度確定路線：初定溫度值，工藝驗(yàn)證，調(diào)整優(yōu)化溫度值，重復(fù)至滿意。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則加熱速度之特點(diǎn)：加熱速度↑，轉(zhuǎn)變溫度↑，轉(zhuǎn)變速度↑，晶粒度↑。加熱速度↑，熱應(yīng)力↑，變形開(kāi)裂趨向↑。加熱速度確定思路：滿足變形要求和避免開(kāi)裂的前提下，則加熱速度取較高值。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則形變開(kāi)裂趨向的因素：化學(xué)成分（C和合金元素）含量↑，導(dǎo)熱性↓，表心溫差↑，熱應(yīng)力↑。工件大小有效厚度↑，截面積↑，表心溫差↑，熱應(yīng)力↑；壁厚相差↑，壁間溫差↑，熱應(yīng)力↑。工件形狀復(fù)雜程度↑，變形不均勻↑，熱應(yīng)力↑。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則加熱速度因素：加熱介質(zhì)（鉛?。钧}?。咎烊粴?、煤氣＞靜止空氣＞真空）放置方式（單放＞散放＞堆放）設(shè)備功率和加熱方式（感應(yīng)＞燃料＞電阻）裝爐方式（高溫入爐＞到溫入爐＞低溫入爐＞室溫入爐＞預(yù)熱升溫）加熱速度控制手段加熱方式和加熱介質(zhì)，裝爐方式和放置方式第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則保溫時(shí)間=均溫期+成分組織均勻期保溫時(shí)間短，則溫度不均勻，或碳化物溶解不充分，或成分組織不均勻。保溫時(shí)間長(zhǎng)，氧化嚴(yán)重，加熱時(shí)間長(zhǎng)，能耗增加。保溫時(shí)間確定思路：保證溫度均勻、碳化物充分溶解、成分組織均勻的前提下，保溫時(shí)間取較小值。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則保溫時(shí)間的影響因素工件截面尺寸大，則均溫期長(zhǎng)。碳、合金元素含量高，成分組織均勻期長(zhǎng)。中小尺寸工件，以爐溫到溫時(shí)計(jì)時(shí)。大截面尺寸工件，以均溫期結(jié)束時(shí)計(jì)時(shí)。保溫時(shí)間通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算初步確定。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則經(jīng)驗(yàn)公式的關(guān)鍵：基于設(shè)備的參數(shù)選取。長(zhǎng)期、經(jīng)常觀察爐膛及工件的溫度變化，不斷修正參數(shù)。大部分情況下，經(jīng)驗(yàn)值＜實(shí)際值。保溫時(shí)間確定路線：經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算，結(jié)合實(shí)際經(jīng)驗(yàn)，確定時(shí)間初值，工藝驗(yàn)證，修正參數(shù)，優(yōu)化保溫時(shí)間，工藝驗(yàn)證，重復(fù)前述步驟，直至滿足技術(shù)和經(jīng)濟(jì)要求。理論-實(shí)踐-理論...“從實(shí)際出發(fā)”。第一節(jié)確定加熱工藝參數(shù)的一般原則第二節(jié)加熱介質(zhì)介質(zhì)的作用：通過(guò)熱交換來(lái)傳導(dǎo)熱量。傳熱方式：傳導(dǎo)、對(duì)流和輻射。熱處理加熱介質(zhì)：氣態(tài)、液態(tài)、固態(tài)。氣態(tài)介質(zhì)：可控氣氛空氣（靜態(tài)、動(dòng)態(tài)）燃料（天然氣、煤氣、煉油）完全燃燒后氣體吸熱式氣體（天然氣、煤氣、煉油或烷等不完全燃燒后氣體）放熱式氣體（天然氣、煤氣、煉油或烷等近完全燃燒后氣體）滴注式氣氛（甲醇、乙醇、丙酮等熱分解后氣體）氣態(tài)介質(zhì)非保護(hù)氣氛介質(zhì)保護(hù)氣氛介質(zhì)氮基氣氛（氮-天然氣、氮-甲醇、氮-氫等燃燒后氣體）氨分解氣體（氨熱分解后混合氣體）氫氣、惰性氣體、木炭制備氣第二節(jié)加熱介質(zhì)液態(tài)介質(zhì)：鹽浴、堿浴、金屬浴多元混合鹽，包括一元氯化鹽（高溫）、多元氯化鹽（中溫）、多元硝酸鹽（低溫）等。堿浴用多元堿混合物（低溫）。金屬浴一般用鉛Pb金屬（低溫）。傳熱方式以傳導(dǎo)為主，加熱快且均勻。腐蝕、有毒、環(huán)境污染、成分不穩(wěn)定。第二節(jié)加熱介質(zhì)固體介質(zhì)應(yīng)用：流態(tài)床加熱固體介質(zhì)：石墨或石英砂傳導(dǎo)、對(duì)流和輻射的作用均較強(qiáng)。加熱快且均勻，溫度范圍寬，無(wú)氧化脫碳。真空加熱的傳熱介質(zhì)稀疏，密封爐膛內(nèi)呈負(fù)壓（中真空度）。真空加熱無(wú)氧化脫碳，具有表面凈化和除氣功能，但加熱速度慢。第三節(jié)鋼件加熱時(shí)的氧化、脫碳及其預(yù)防措施氧化：鋼件表面Fe原子與加熱介質(zhì)中的O2、CO、H2O等發(fā)生化學(xué)反應(yīng)的現(xiàn)象。脫碳：鋼件表面C原子與加熱介質(zhì)中的O2、CO、H2O等發(fā)生化學(xué)反應(yīng)的現(xiàn)象。570℃以下，氧化速度慢，反之則快。氧化減小鋼件尺寸，降低表面質(zhì)量。脫碳減小鋼件表面層含碳量，進(jìn)而降低表面層的強(qiáng)度和硬度。脫碳發(fā)生條件：加熱介質(zhì)的C%＜表層C%第三節(jié)鋼件加熱時(shí)的氧化、

脫碳及其預(yù)防措施氧化、脫碳的預(yù)防措施快速加熱還原氣氛加熱封閉加熱保護(hù)氣氛加熱第七章鋼的退火與正火第一節(jié)鋼的退火退火：將鋼件加熱到適當(dāng)溫度，保溫一定的時(shí)間，然后緩慢冷卻的熱處理工藝。第一節(jié)鋼的退火完全退火和不完全退火等溫退火和球化退火再結(jié)晶退火去應(yīng)力退火擴(kuò)散退火根據(jù)加熱溫度和緩慢冷卻速度及方式不同，退火包括：第一節(jié)鋼的退火完全退火：將工件完全奧氏體化后緩慢冷卻，以獲得接近平衡珠光體P組織的退火。第一節(jié)鋼的退火完全退火工藝參數(shù)加熱速度：高碳高合金鋼、復(fù)雜或大型工件，宜慢；低中碳及合金鋼和中小型工件可較快加熱。加熱溫度：碳素鋼Ac3+30～50℃，合金鋼Ac3+50～70℃。第一節(jié)鋼的退火完全退火工藝參數(shù)保溫時(shí)間：溫度、成分均勻。第一節(jié)鋼的退火完全退火工藝參數(shù)冷卻速度：碳素鋼＜200℃/hr低合金鋼∈50～100℃/hr高合金鋼∈20～50℃/hr大截面工件＜30℃/hr（爐冷）。冷卻方式：碳素鋼、低合金鋼＜550℃出爐高合金鋼、大截面工件＜350℃出爐第一節(jié)鋼的退火工藝原理：連續(xù)轉(zhuǎn)變，獲得片狀珠光體P片。工藝特點(diǎn)：細(xì)化晶粒降低強(qiáng)度硬度，提高塑性韌性減少或消除材料內(nèi)應(yīng)力消除組織遺傳工藝應(yīng)用：含碳量0.3%～1.0%的碳素鋼和低合金鋼。第一節(jié)鋼的退火不完全退火：將工件部分奧氏體化后緩慢冷卻的退火。工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：Ac1+30～50℃，即Ac1～Ac3(Accm)之間。保溫時(shí)間：同完全退火冷卻速度：同完全退火冷卻方式：同完全退火第一節(jié)鋼的退火工藝原理：連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，獲得部分原先共析組織（非網(wǎng)狀）+片狀珠光體P片。工藝特點(diǎn)：同完全退火工藝應(yīng)用：C%≥1.0%的碳素鋼和低合金鋼。等溫退火：將工件加熱到高于Ac3或Ac1的溫度，保持適當(dāng)時(shí)間后，較快地冷卻到珠光體P轉(zhuǎn)變溫度區(qū)的適當(dāng)溫度并等溫保持，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織后在空氣中冷卻的退火。第一節(jié)鋼的退火工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：同完全退火或不完全退火保溫時(shí)間：同完全退火等溫溫度：近C曲線鼻尖，一般600℃左右。等溫時(shí)間：冷卻均溫時(shí)間+轉(zhuǎn)變時(shí)間，一般碳鋼1-2hr，合金鋼3-6hr。冷卻速度及方式：空冷至室溫或爐冷至500℃以下空冷至室溫。第一節(jié)鋼的退火工藝原理：等溫轉(zhuǎn)變，獲得較均勻的珠光體P組織。工藝特點(diǎn)：組織、性能較均勻工期較短僅適宜中、小工件，且裝爐量小利于中、小工件連續(xù)自動(dòng)化生產(chǎn)其它同完全退火。第一節(jié)鋼的退火工藝應(yīng)用：孕育期較長(zhǎng)的合金結(jié)構(gòu)鋼中小型工件。等溫球化退火：將工件加熱到Ac1+10～30℃，保溫一定時(shí)間，然后較快冷至Ar1-20～30℃，并等溫較長(zhǎng)時(shí)間，隨后爐冷或空冷到室溫的退火。工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：Ac1+10～30℃第一節(jié)鋼的退火保溫時(shí)間：長(zhǎng)于完全退火，一般4hr左右。等溫溫度：Ar1-20～30℃等溫時(shí)間：相似于等溫退火，一般6hr左右。冷卻速度及方式：同等溫退火。工藝原理：控制形核，等溫轉(zhuǎn)變，獲得粒狀碳化物。工藝特點(diǎn)：變片狀Cm為粒狀Cm，但工期較長(zhǎng)。組織均勻，且顯著提高塑性韌性。第一節(jié)鋼的退火工藝應(yīng)用：高碳高合金鋼，用于冷塑性變形的低中碳結(jié)構(gòu)鋼。循環(huán)球化退火：在Ac1上和Ar1下循環(huán)加熱、冷卻并短時(shí)間保溫的球化退火。工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：同等溫球化退火等溫溫度：同等溫球化退火保溫、等溫時(shí)間：均溫，一般1hr左右第一節(jié)鋼的退火冷卻速度和方式：同等溫球化退火循環(huán)次數(shù)：一般3次工藝原理：控制形核，多次形核工藝特點(diǎn)球化效果好工藝周期短操作繁瑣工藝應(yīng)用：中小型工件第一節(jié)鋼的退火緩冷球化退火：將工件加熱到Ac1+10～20℃，保溫一定時(shí)間，然后緩冷的球化退火方法。工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：同等溫球化退火保溫時(shí)間：均溫透熱，同完全退火冷卻速度：很緩慢，10～20℃/hr冷卻方式：爐冷至550℃左右出爐第一節(jié)鋼的退火工藝原理：控制形核，連續(xù)轉(zhuǎn)變工藝特點(diǎn)：工期長(zhǎng)，效果較差，操作簡(jiǎn)單工藝應(yīng)用：中大型工件再結(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)時(shí)間，重新形成均勻的等軸晶粒的退火。工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：T再+100～200℃第一節(jié)鋼的退火保溫時(shí)間：一般1～3hr冷卻速度及方式：同完全退火工藝原理T再=0.35～0.4T熔前提條件：室溫大變形量，晶粒嚴(yán)重畸變晶界形核、長(zhǎng)大，畸變晶粒→等軸晶粒工藝特點(diǎn)：消除形變強(qiáng)化和形變應(yīng)力工藝應(yīng)用：冷變形工件和型材第一節(jié)鋼的退火去應(yīng)力退火：消除工件內(nèi)部殘余應(yīng)力的退火方法。工藝參數(shù)加熱速度：緩慢，同大件完全退火加熱溫度：Ac1－100～200℃保溫時(shí)間：一般1～3hr冷卻速度及方式：同完全退火工藝原理：微觀組織發(fā)生塑性變形，釋放內(nèi)應(yīng)力，減小甚至消除殘余應(yīng)力。第一節(jié)鋼的退火工藝特點(diǎn)：退火溫度最低，無(wú)組織轉(zhuǎn)變，存在大量微觀塑性變形。工藝應(yīng)用：部分鑄造毛坯、部分鍛造毛坯、焊接結(jié)構(gòu)件和部分機(jī)加半成品。擴(kuò)散均勻化退火：將工件加熱到高溫并長(zhǎng)時(shí)間保溫，然后緩慢冷卻，以減輕化學(xué)成分和組織不均勻程度為目的的退火。工藝參數(shù)加熱速度：較慢，100～200℃/hr第一節(jié)鋼的退火加熱溫度：Ac3(Accm)+150～300℃保溫時(shí)間：＜15hr，τ=（1.5～2.5）Dτ=8.5+Q/4冷卻速度：＜50℃/hr冷卻方式:同完全退火工藝原理:高溫奧氏體態(tài),原子充分?jǐn)U散，組織連續(xù)轉(zhuǎn)變工藝特點(diǎn):保溫時(shí)間長(zhǎng),冷卻時(shí)間長(zhǎng)工藝應(yīng)用:鑄坯、鑄錠、軋坯和鍛坯第一節(jié)鋼的退火擴(kuò)散去氫退火：為減少材料內(nèi)部氫含量，將工件在形變熱加工后直接進(jìn)行的退火。工藝參數(shù)終鍛冷卻速度：較快速冷卻等溫溫度：C曲線鼻尖處溫度保溫時(shí)間：τ=5～10hr/100mm冷卻速度：20～40℃/hr冷卻方式：100～150℃出爐空冷第一節(jié)鋼的退火工藝原理：終鍛溫度快速冷至等溫溫度，高溶氫奧氏體A全部轉(zhuǎn)變?yōu)榈腿軞滂F素體F和滲碳體Cm，氫原子從內(nèi)向外擴(kuò)散，氫含量降低至不產(chǎn)生微氣孔（白點(diǎn)）。工藝特點(diǎn)：工期長(zhǎng)，組織均勻工藝應(yīng)用：大型鍛件、大型鑄件、鑄錠第二節(jié)鋼的正火正火：將工件加熱完全奧氏體化后保持適當(dāng)時(shí)間，然后較快冷卻（空冷、風(fēng)冷、霧冷）至室溫的熱處理工藝。分類(lèi)：普通正火、高溫正火、等溫正火、多重正火和二段正火等。普通正火工藝參數(shù)加熱速度：同完全退火加熱溫度：Accm＋30～50℃Ac3＋50～70℃第二節(jié)鋼的正火保溫時(shí)間：冷卻速度及方式：空冷、風(fēng)冷、霧冷工藝原理：連續(xù)轉(zhuǎn)變工藝特點(diǎn)細(xì)化組織減少先共析組織，避免網(wǎng)狀組織提高強(qiáng)度硬度，保持塑性韌性減弱、消除帶狀組織預(yù)備熱處理、最終熱處理第二節(jié)鋼的正火工藝應(yīng)用：中高碳碳素鋼及合金鋼不重要的中碳結(jié)構(gòu)鋼零件高溫正火工藝參數(shù)加熱速度：同普通正火加熱溫度：Ac3＋100～150℃保溫時(shí)間：同普通正火冷卻速度及方式：同普通正火工藝原理：連續(xù)轉(zhuǎn)變第二節(jié)鋼的正火工藝特點(diǎn)：組織更細(xì)，強(qiáng)硬度更高工藝應(yīng)用：低碳碳素鋼和低碳合金鋼等溫正火：將工件加熱奧氏體化后，采用強(qiáng)制吹風(fēng)等方法快冷到珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)某一溫度并保溫，以獲得珠光體型組織，然后空冷至室溫的正火。工藝參數(shù)加熱速度：同普通正火加熱溫度：同普通正火或高溫正火第二節(jié)鋼的正火保溫時(shí)間：同普通正火等溫溫度：C曲線鼻尖附近溫度等溫時(shí)間：同等溫退火冷卻速度及方式：同普通正火工藝原理：快冷至等溫溫度，等溫轉(zhuǎn)變工藝特點(diǎn)：組織細(xì)小、均勻先共析組織少且細(xì)工藝應(yīng)用：奧氏體穩(wěn)定性較高，C曲線靠右的合金鋼第二節(jié)鋼的正火多重正火：對(duì)工件進(jìn)行兩次及以上正火的

聯(lián)合工藝。工藝原理：由普通正火或（與）高溫正火

組合而成。工藝特點(diǎn)：消除組織粗大、魏氏組織、網(wǎng)

狀先共析組織，并進(jìn)一步細(xì)化組織。工藝應(yīng)用：具有粗大組織的鑄件和鍛件二段正火：將工件加熱奧氏體化后，在靜止空氣中冷卻到Ar1附近轉(zhuǎn)入爐中緩慢冷卻的正火。（正火＋退火）第三節(jié)退火、正火質(zhì)量檢驗(yàn)及常見(jiàn)缺陷質(zhì)量缺陷（組織缺陷、性能缺陷）過(guò)熱：工件加熱溫度偏高而使晶粒過(guò)度長(zhǎng)大，以致力學(xué)性能降低的現(xiàn)象。（完全退火、正火消除）過(guò)燒：工件加熱溫度過(guò)高而使晶界氧化甚至局部熔化的現(xiàn)象。（報(bào)廢）網(wǎng)狀組織：即網(wǎng)狀鐵素體或網(wǎng)狀滲碳體，降低鋼的力學(xué)性能。（正火消除）反常組織：F先晶界出現(xiàn)粗大Cm或Cm先周?chē)霈F(xiàn)粗大F的現(xiàn)象。（退火消除）第三節(jié)退火、正火質(zhì)量檢驗(yàn)及常見(jiàn)缺陷球化不良：球化不完全，或Cm粒分布不均勻，或Cm粒粗大。（球化退火消除）石墨化（黑斑）：部分滲碳體Cm轉(zhuǎn)變?yōu)槭?。（?bào)廢）氧化與脫碳：工件表面層C原子氧化，使表面層C%顯著降低的現(xiàn)象。（切削或滲碳）硬度過(guò)高：因溫度偏低或冷卻速度過(guò)快或球化不完全或加熱不均，使工件硬度偏高。（退火消除）第三節(jié)退火、正火質(zhì)量檢驗(yàn)及常見(jiàn)缺陷質(zhì)量檢驗(yàn)外觀：無(wú)裂紋及劃傷、碰傷、破損。形狀尺寸：實(shí)際最大變形量小于加工余量的1/3或用戶要求，避免黑皮。（校直）硬度：硬度值及波動(dòng)符合技術(shù)要求。金相組織：組織的組成、比例、形態(tài)和晶粒度均符合技術(shù)要求。退火與正火的選用首先技術(shù)性，其次經(jīng)濟(jì)性。第八章鋼的淬火定義：將工件加熱奧氏體化后，以適當(dāng)?shù)目炖浞绞嚼鋮s，獲得馬氏體或及貝氏體組織的熱處理工藝。目的：提高工件材料的強(qiáng)度、硬度和耐磨性，滿足使用性能。最終熱處理。第八章鋼的淬火快速冷卻：冷卻速度大于臨界冷卻速度Vc。組織轉(zhuǎn)變：非擴(kuò)散型切變的馬氏體轉(zhuǎn)變，及部分的半擴(kuò)散半切變的貝氏體轉(zhuǎn)變。晶格畸變嚴(yán)重，殘余內(nèi)應(yīng)力大。強(qiáng)度、硬度高。發(fā)生變形、產(chǎn)生裂紋的可能性也大。第八章鋼的淬火理想冷卻特性：高溫區(qū)（650℃以上）冷卻較慢；中溫區(qū)（450-650℃）冷卻快；低溫區(qū)（450℃以下）冷卻慢。實(shí)現(xiàn)快速冷卻的途徑：改變冷卻介質(zhì)，如液體或其它。第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)液體介質(zhì)中的冷卻過(guò)程蒸汽膜階段沸騰階段對(duì)流階段BC第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)冷卻能力的表征銀球探頭法淬火烈度H換熱系數(shù)冷卻能力的影響因素介質(zhì)溫度介質(zhì)黏度介質(zhì)純度攪拌第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)水及其冷卻特性第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)水的冷卻特性曲線形態(tài)不理想。高溫區(qū)冷卻慢，中溫區(qū)冷卻較慢，低溫區(qū)冷卻快。低溫區(qū)即馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，相變應(yīng)力和熱應(yīng)力均大，工件易變形，易開(kāi)裂。用于尺寸小、形狀簡(jiǎn)單、變形要求不高的低、中碳素結(jié)構(gòu)鋼。常用介質(zhì)，非理想介質(zhì)，15-40℃第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)常用應(yīng)對(duì)措施300℃左右出水空冷；根據(jù)經(jīng)驗(yàn)，確定、控制水冷時(shí)間；中型實(shí)心工件，出爐空冷，接近700℃時(shí)入水冷卻；高中溫區(qū)適當(dāng)擺動(dòng)工件；采用循環(huán)水或及時(shí)補(bǔ)充水。工件在水槽液面下1/2-1/3區(qū)域冷卻。第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)鹽或堿的水溶液第一節(jié)淬火冷卻介質(zhì)鹽、堿水溶液冷卻曲線形態(tài)較理想。冷卻速度是水的2-3倍。原因：鹽、堿分子促進(jìn)形成汽泡，從而縮短或消除蒸汽膜的存在及時(shí)間。冷卻過(guò)程中熱應(yīng)力大，冷卻后的殘余應(yīng)力相當(dāng)。冷卻均勻性較好。第