金相组织和热处理.doc

Ac1 线又叫做共析线，是指含碳量在 0.77%~2.11%的铁碳合金冷却到此线时， 在 727 度恒温下发生共析转变，即 A0.77%→F0.0218%+Fe3C。
Ac3 是加热时铁素体转变为奥氏体的终了温度。 钢的淬火是将钢加热到临界温度 Ac3（亚共析钢）或 Ac1（过共析钢）以上某一 温度，保温一段时间，使之全部或部分奥氏体化，然后以大于临界冷却速度的冷 速快冷到 Ms（马氏转变温度）以下（或 Ms 附近等温）进行马氏体（或贝氏体） 转变的热处理工艺。通常也将铝合金、铜合金、钛合金、钢化玻璃等材料的固溶 处理或带有快速冷却过程的热处理工艺称为淬火。 工艺过程 包括加热、保温、冷却 3 个阶段。 回火是工件淬硬后加热到 AC1 以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温 的热处理工艺。 回火一般紧接着淬火进行，其目的是： (a)消除工件淬火时产生的残留应力，防止变形和开裂； (b)调整工件的硬度、强度、塑性和韧性，达到使用性能要求； (c)稳定组织与尺寸，保证精度； (d)改善和提高加工性能。因此，回火是工件获得所需性能的最后一道 重要工序。 按回火温度范围，回火可分为低温回火、中温回火和高温回火。 (1)低温回火 (1) 低温回火 工件在 250℃以下进行的回火。 目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火残留应力和脆性 回火后得到回火马氏体，指淬火马氏体低温回火时得到的组织。 力学性能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。 应用范围：刃具、量具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火的零件等。 (2)中温回火 (2) 中温回火 工件在 250～500 ℃之间进行的回火。 目的是得到较高的弹性和屈服点，适当的韧性。 1 预先热处理 回火后得到回火托氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着极其 细小球状碳化物（或渗碳体）的复相组织。 力学性能：35～50HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。 应用范围：弹簧、锻模、冲击工具等。 (3)高温回火 (3) 高温回火 工件在 500℃以上进行的回火。 目的是得到强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能。 回火后得到回火索氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着 细小球状碳化物（包括渗碳体）的复相组织。 力学性能：200～350HBS（约 20-35HRC），较好的综合力学性能。 应用范围：广泛用于各种较重要的受力结构件，如连杆、螺栓、齿轮 及轴类零件等。 工件淬火并高温回火的复合热处理工艺称为调质。 调质不仅作最终热处理，也可作一些精密零件或感应淬火件预先热处 理。 正火是将工件加热到适当温度 （Ac3 或 ACcm 以上 30～50℃） （见钢铁显微组织） ， 保温后在空气中冷却的金属热处理工艺。 正火主要用于钢铁工件。 一般钢铁正火与退火相似， 但冷却速度稍大，组织较细。有些临界冷却速度（见淬火）很小的钢，在空气中冷却就可以 使奥氏体转变为马氏体，这种处理不属于正火性质，而称为空冷淬火。与此相反，一些用临 界冷却速度较大的钢制作的大截面工件， 即使在水中淬火也不能得到马氏体， 淬火的效果接 近正火。钢正火后的硬度比退火高。正火时不必像退火那样使工件随炉冷却，占用 炉子时间短，生产效率高，所以在生产中一般尽可能用正火代替退火。对于含碳量低于 0.2 5％的低碳钢，正火后达到的硬度适中，比退火更便于切削加工，一般均采用正火为切削加 工作准备。对含碳量为 0.25～0.5％的中碳钢，正火后也可以满足切削加工的要求。对于用 这类钢制作的轻载荷零件， 正火还可以作为最终热处理。 高碳工具钢和轴承钢正火是为了消 除组织中的网状碳化物，为球化退火作组织准备。 2 钢的热处理种类分为整体热处理和表面热处理两大类。常用的整体热处理有退火， 正火、淬火和回火；表面热处理可分为表面淬火与化学热处理两类。 正火是将钢件加热到临界温度以上 30-50℃,保温适当时间后，在静止的空气中冷却的热处 理工艺称为正火。正火的主要目的是细化组织，改善钢的性能，获得接近平衡状态的组织。 正火与退火工艺相比，其主要区别是正火的冷却速度稍快， 所以正火热处理的 生产周期短。故退火与正火同样能达到零件性能要求时，尽可能选用正火。大部分中、低碳钢的坯料一般都采用正火热处理。一般合金钢坯料常采用退火，若用正火，由于冷却速 度较快，使其正火后硬度较高，不利于切削加工。
45 钢（ 45 钢表示钢中平均碳的质量分数为 0.45%）正火和调质后性能比较见 下表所示。 45 钢(φ20mm～φ40mm)正火和调质后性能比较 力学性 热处理 方法 力学性 能 （抗拉 强度） δs） σb/Mpa 700～80 0 750～85 0 δ×100 能 （屈服 强度 力学性 能 （冲击 功或冲 击韧性） Ak/J HBS 163～22 0 210～25 0 索氏体+ 铁素体 回火索 氏体 力学性 能 组织 正火 15～20 40～64 调质 20～25 64～96 钢淬火后在 300℃左右回火时，易产生不可逆回火脆性为避免它，一 般不在 250～350℃ 范围内回火。 含铬、镍、锰等元素的合金钢淬火后在 500～650℃回火，缓冷易产生 可逆回火脆性，为防止它，小零件可采用回火时快冷；大零件可选用含钨 或钼的合金钢。
3 正火，又称常化 ，是将工件加热至 Ac3 或 Accm 以上 30~50℃，保温一段时 间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。 其目的是在于使晶粒细化和碳化物分布均匀化。正火与退火的不同点是正 火冷却速度比退火冷却速度稍快，因而正火组织要比退火组织更细一些， 其机械性能也有所提高。另外，正火炉外冷却不占用设备，生产率较高， 因此生产中尽可能采用正火来代替退火。
正火的主要应用范围有：①用于 低碳钢 ，正火后硬度略高于退火，韧 性也较好，可作为切削加工的预处理。②用于 中碳钢 ，可代替调质处理作 为最后热处理，也可作为用感应加热方法进行表面淬火前的预备处理。③ 用于工具钢、轴承钢、渗碳钢等，可以消降或抑制网状碳化物的形成，从 而得到球化退火所需的良好组织。④用于 铸钢件 ，可以细化铸态组织，改 善切削加工性能。⑤用于大型锻件，可作为最后热处理，从而避免淬火时 较大的开裂倾向。⑥用于球墨铸铁，使硬度、强度、耐磨性得到提高，如 用于制造汽车、拖拉机、柴油机的曲轴、连杆等重要零件。 ⑦过共析钢球 化退火前进行一次正火，可消除网状二次渗碳体，以保证球化退火时渗碳 体全部球粒化。
正火后的组织：亚共析钢为 F+S，共析钢为 S，过共析钢为 S+二次渗碳 体，且为不连续。 退火将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却(通常是缓慢 冷却，有时是控制冷却)的一种金属热处理工艺。 目的是使经过铸造、锻轧、焊接或切削加工的材料或工件软化，改善塑性和韧性，使 化学成分均匀化，去除残余应力，或得到预期的物理性能。退火工艺随目的之不同而 有多种，如等温退火、均匀化退火、球化退火、去除应力退火、再结晶退火，以及稳 定化退火、磁场退火等等。 1、金属工具使用时因受热而失去原有的硬度。 2、把金属材料或工件加热到一定温度并持续一定时间后，使缓慢冷却。退火可 以减低金属硬度和脆性，增加可塑性。也叫焖火。 4 退火目的 退火 目的 (1) 降低硬度，改善切削加工性； (2)消除残余应力，稳定尺寸，减少变形与裂纹倾向； (3)细化晶粒，调整组织，消除组织缺陷。 在生产中，退火工艺应用很广泛。根据工件要求退火的目的不同，退火的工艺规 范有多种，常用的有完全退火、球化退火、和去应力退火等。 退火方法退火的一个最主要工艺参数是最高加热温度（退火温度） ，大多数合金的退火加 热温度的选择是以该合金系的相图为基础的,如碳素钢以铁碳平衡图为基础（图 1） 。 各 种 钢 (包 括 碳 素 钢 及 合 金 钢 )的 退 火 温 度 ， 视 具 体 退 火 目 的 的 不 同 而 在 各 该 钢 种 的 Ac3 以上、Ac1 以上或以下的某一温度。各种非铁合金的退火温度则在各该合金的固 相线温度以下、固溶度线温度以上或以下的某一温度。 重结晶退火 完全退火) 重结晶退 火 ( 完全退火 ) 应用于平衡加热和冷却时有固态相变(重结晶)发生的合金。其退火温度为各该合 金的相变温度区间以上或 退火 以内的某一温度。加热和冷却都是缓慢的。合金于加热和冷却过程中各发生一次相变 重结晶，故称为重结晶退火，常被简称为退火。 这种退火方法，相当普遍地应用于钢。钢的重结晶退火工艺是:缓慢加热到 Ac3 （亚共析钢）或 Ac1（共析钢或过共析钢）以上 30～50℃，保持适当时间，然后缓慢 冷却下来。通过加热过程中发生的珠光体（或者还有先共析的铁素体或渗碳体）转变 为奥氏体 （第一回相变重结晶） 以及冷却过程中发生的与此相反的第二回相变重结晶， 形成晶粒较细、片层较厚、组织均匀的珠光体(或者还有先共析铁素体或渗碳体)。退 火温度在 Ac3 以上（亚共析钢）使钢发生完全的重结晶者，称为完全退火，退火温度 5 在 Ac1 与 Ac3 之间 (亚共析钢)或 Ac1 与 Acm 之间（过共析钢）,使钢发生部分的重 结晶者,称为不完全退火。前者主要用于亚共析钢的铸件、锻轧件、焊件，以消除组 织缺陷（如魏氏组织、带状组织等） ，使组织变细和变均匀，以提高钢件的塑性和韧 性。后者主要用于中碳和高碳钢及低合金结构钢的锻轧件。此种锻、轧件若锻、轧后 的冷却速度较大时，形成的珠光体较细、硬度较高；若停锻、停轧温度过低，钢件中 还有大的内应力。此时可用不完全退火代替完全退火，使珠光体发生重结晶,晶粒变 细，同时也降低硬度，消除内应力,改善被切削性。此外,退火温度在 Ac1 与 Acm 之间 的过共析钢球化退火,也是不完全退火。 重结晶退火也用于非铁合金，例如钛合金于加热和冷却时发生同素异构转变，低 温为 α 相(密排六方结构)，高温为 β 相（体心立方结构） ，其中间是“α+β”两相区， 即相变温度区间。 为了得到接近平衡的室温稳定组织和细化晶粒， 也进行重结晶退火， 即缓慢加热到高于相变温度区间不多的温度，保温适当时间，使合金转变为 β 相的细 小晶粒；然后缓慢冷却下来，使 β 相再转变为 α 相或 α+β 两相的细小晶粒。 等温退火应用于钢和某些非铁合金如钛合金的一种控制冷却的退火方法。对钢来说，是缓 慢加热到 Ac3（亚共析 退火 钢）或 Ac1（共析钢和过共析钢）以上不多的温度，保温一段时间,使钢奥氏体化,然 后迅速移入温度在 A1 以下不多的另一炉内，等温保持直到奥氏体全部转变为片层状 珠光体（亚共析钢还有先共析铁素体；过共析钢还有先共析渗碳体）为止，最后以任 意速度冷却下来(通常是出炉在空气中冷却)。等温保持的大致温度范围在所处理钢种 的等温转变图上 A1 至珠光体转变鼻尖温度这一区间之内(见过冷奥氏体转变图)；具 体温度和时间，主要根据退火后所要求的硬度来确定（图 2） 。等温温度不可过低或过 高，过低则退火后硬度偏高；过高则等温保持时间需要延长。钢的等温退火的目的， 与重结晶退火基本相同,但工艺操作和所需设备都比较复杂,所以通常主要是应用于过 冷奥氏体在珠光体型相变温度区间转变相当缓慢的合金钢。后者若采用重结晶退火方 法，往往需要数十小时，很不经济；采用等温退火则能大大缩短生产周期，并能使整 6 个工件获得更为均匀的组织和性能。等温退火也可在钢的热加工的不同阶段来用。例 如,若让空冷淬硬性合金钢由高温空冷到室温时，当心部转变为马氏体之时，在已发 生了马氏体相变的外层就会出现裂纹;若将该类钢的热钢锭或钢坯在冷却过程中放入 700℃左右的等温炉内，保持等温直到珠光体相变完成后，再出炉空冷，则可免生裂 纹。 含 β 相稳定化元素较高的钛合金，其 β 相相当稳定，容易被过冷。过冷的 β 相， 其等温转变动力学曲线（图 3）与钢的过冷奥氏体等温转变图相似。为了缩短重结晶 退火的生产周期并获得更细、更均匀的组织，亦可采用等温退火。 均匀化退火亦称扩散退火。应用于钢及非铁合金（如锡青铜、硅青铜、白铜、镁合金等）的 铸锭或铸件的一种退火 退火 方法。将铸锭或铸件加热到各该合金的固相线温度以下的某一较高温度,长时间保温, 然后缓慢冷却下来。均匀化退火是使合金中的元素发生固态扩散，来减轻化学成分不 均匀性（偏析） ，主要是减轻晶粒尺度内的化学成分不均匀性（晶内偏析或称枝晶偏 析） 。均匀化退火温度所以如此之高，是为了加快合金元素扩散，尽可能缩短保温时 间。合金钢的均匀化退火温度远高于 Ac3，通常是 1050～1200℃。非铁合金锭进行均 匀化退火的温度一般是“0.95×固相线温度(K)”,均匀化退火因加热温度高，保温时间 长，所以热能消耗量大。 球化退火只应用于钢的一种退火方法。 将钢加热到稍低于或稍高于 Ac1 的温度或者使温度 在 Ac1 上下周期变化，然后缓冷下来。目的在于使珠光体内的片状渗碳体以及先共析 渗碳体都变为球粒状，均匀分布于铁素体基体中(这种组织称为球化珠光体)。具有这 种组织的中碳钢和高碳钢硬度低、被切削性好、冷形变能力大。对工具钢来说，这种 组织是淬火前最好的原始组织。 去应力退火将钢件加热到稍高于 Ac1 的温度，保温一定时间后随炉冷却到 550~600℃出炉空 7 冷的热处理工艺称为去应力退火。去应力加热温度低，在退火过程中无组织转变，主 要适用于毛坯件及经过切削加工的零件，目的是为了消除毛坯和零件中的残余应力， 稳定工件尺寸及形状，减少零件在切削加工和使用过程中的形变和裂纹倾向。 球化退火的具体工艺有①普通（缓冷）球化退火（图 4a） ，缓冷适用于多数钢种，尤其是装炉量大时 操作比较方便，但生产周期长；②等温球化退火（图 4b） ，适用于多数钢种，特别是 难于球化的钢以及球化质量要求高的钢（如滚动轴承钢） ；其生产周期比普通球化退 火短，不过需要有能够控制共析转变前冷却速率的炉子；③周期球化退火（图 4c） ， 适用于原始组织为片层状珠光体组织的钢，其生产周期也比普通球化退火短，不过在 设备装炉量大的条件下，很难按控制要求改变温度，故在生产中未广泛采用；④低温 球化退火（图 4d） ，适用于经过冷形变加工的钢以及淬火硬化过的钢（后者通常称为 高温软化回火） ；⑤形变球化退火，形变加工对球化有加速作用,将形变加工与球化结 合起来,可缩短球化时间。它适用于冷、热形变成形的钢件和钢材（如带材） （图 4e 是在 Acm 或 Ac3 与 Ac1 之间进行短时间、大形变量的热形变加工者；图 4f 是在常温 先予以形变加工者；图 4g 是利用锻造余热进行球化者） 。 再结晶退火工艺应用于经过冷变形加工的金属及合金的一种退火方法。目的为使金属内部组织变 为细小的等轴晶粒，消除形变硬化，恢复金属或合金的塑性和形变能力（回复和再结 晶） 。若欲保持金属或合金表面光亮，则可在可控气氛的炉中或真空炉中进行再结晶 退火。 去除应力退火 铸、锻、焊件在冷却时由于各部位冷却速度不同而产生内应力， 金属及合金在冷变形加工中以及工件在切削加工过程中也产生内应力。若内应力较大 而未及时予以去除，常导致工件变形甚至形成裂纹。去除应力退火是将工件缓慢加热 到较低温度（例如，灰口铸铁是 500～550℃，钢是 500～650℃） ，保温一段时间,使 金属内部发生弛豫，然后缓冷下来。应该指出,去除应力退火并不能将内应力完全去 除，而只是部分去除，从而消除它的有害作用。 还有一些专用退火方法，如不锈耐酸钢稳定化退火；软磁合金磁场退火；硅钢片 氢气退火；可锻铸铁可锻化退火等。 将工件加热到预定温度，保温一定的时间后缓慢冷却的金属热处理工艺。 退火 的目的在于 ：①改善或消除钢铁在铸造、锻压、轧制和焊接过程中所造成的各种组织缺陷以及残余应力，防止工件变形、开裂。②软化工件以便进行切削加工。③细 化晶粒，改善组织以提高工件的机械性能。④为最终热处理（淬火、回火）作好组织 准备。常用的退火工艺有：① 完全退火 。用以细化中、低碳钢经铸造、锻压和焊接后 8 出现的力学性能不佳的粗大过热组织。将工件加热到铁素体全部转变为奥氏体的温度 以上 30～50℃，保温一段时间，然后随炉缓慢冷却，在冷却过程中奥氏体再次发生转 变， 即可使钢的组织变细。 球化退火 。 ② 用以降低工具钢和轴承钢锻压后的偏高硬度。 将工件加热到钢开始形成奥氏体的温度以上 20～40℃，保温后缓慢冷却，在冷却过程 中珠光体中的片层状渗碳体变为球状，从而降低了硬度。③ 等温退火 。用以降低某些 镍、铬含量较高的合金结构钢的高硬度，以进行切削加工。一般先以较快速度冷却到 奥氏体最不稳定的温度，保温适当时间，奥氏体转变为托氏体或索氏体，硬度即可降 低。④ 再结晶退火 。用以消除金属线材、薄板在冷拔、冷轧过程中的硬化现象（硬度 升高、塑性下降） 。加热温度一般为钢开始形成奥氏体的温度以下 50～150℃ ，只有 这样才能消除加工硬化效应使金属软化。⑤石墨化退火。用以使含有大量渗碳体的铸 铁变成塑性良好的可锻铸铁。工艺操作是将铸件加热到 950℃左右 ，保温一定时间 后适当冷却 ，使渗碳体分解形成团絮状石墨。⑥扩散退火。用以使合金铸件化学成 分均匀化，提高其使用性能。方法是在不发生熔化的前提下 ，将铸件加热到尽可能 高的温度，并长时间保温，待合金中各种元素扩散趋于均匀分布后缓冷。⑦去应力退 火。用以消除钢铁铸件和焊接件的内应力。对于钢铁制品加热后开始形成奥氏体的温 度以下 100～200℃，保温后在空气中冷却，即可消除内应力。 退火 为了消除塑料制品的内应力或控制结晶过程，将制品加热到适当的温度并 保持一定时间，而后慢慢冷却的操作。 退火 annealing 加热使 DNA 双螺旋解开，在一定的条件下，两条互补的单链依靠彼此的碱基配 对重新形成双链 DNA 的过程，亦即复性过程。热变性的 DNA 单链在缓慢冷却过程中 可以达到很好的退火。退火的两条单链可以来自同一个双链的 DNA 分子，也可以来 自不同的 DNA 分子。退火是变性的逆转过程，它受温度、时间、DNA 浓度、DNA 顺序的复杂性等因素的影 响。如 PCR 反应中引物与模板 DNA 的退火，核酸杂交中 探针与被检 DNA 的退火。 2000 年对 ISO9000 族标准的修订结果如下： 1、规定如下四个核心标准： ISO9000《质量管理体系 基础和术语》； ISO9001《质量管理体系 要求》； ISO9004《质量管理体系 业绩改进指南》； ISO19011《质量和环境管理体系审核指南》。 9 奥氏体 1.奥氏体 －碳与合金元素溶解在 γ-fe 中的固溶体， 仍保持 γ-fe 的 面心立方晶格 。 晶界比较直，呈规则多边形淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 奥氏体 铁素体 2.铁素体－碳与合金元素溶解在 a-fe 中的固溶体。亚共析钢中的慢冷铁素体呈块 状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 铁素体 渗碳体 3.渗碳体－碳与铁形成的一种化合物。在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳 体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿 Acm 线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到 ar1 以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体） ，在二次渗碳体上或晶界处呈不连续 10 薄片状。 珠光体 4.珠光体－铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。 珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体 片间距离越小。在 a1~650℃ 形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大 400 倍以 上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光 体。在 650~600℃ 形成的珠光体用金相显微镜放大 500 倍，从珠光体的渗碳体上仅看 到一条黑线，只有放大 1000 倍才能分辨的片层，称为索氏体。在 600~550℃ 形成的 珠光体用金相显微镜放大 500 倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织， 只有用电子显微镜放大 10000 倍才能分辨的片层称为屈氏体。 上贝氏体 5.上贝氏体－过饱和 针状铁素体和渗碳体 的混合物，渗碳体在铁素体针间。过冷 奥氏体在中 温（约 350~550℃）的相 变产物 ，其 典型形态是 一束大致 平 行位向差为 6~8od 铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片； 典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素 体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢， 针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏 体，往晶内长大，不穿晶。 下贝氏体 6.下贝氏体－同上，但渗碳体在铁素体针内。过冷奥氏体在 350℃~ms 的转变产 物。其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳 化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有 层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀 变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合 金钢高，针叶比低碳低合金钢细。 粒状贝氏体 7.粒状贝氏体－大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。过冷奥氏 体在贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块 状铁素体和小岛状富碳奥氏体组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留 成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏 体） ；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形成两相混合物，称为 m-a 组织。 11 无碳化物贝氏体 8.无碳化物贝氏体－板条状铁素体单相组成的组织，也称为铁素体贝氏体。形成 温度在贝氏体转变温度区的最上部。板条铁素体之间为富碳奥氏体，富碳奥氏体在随 后的冷却过程中也有类似上面的转变。无碳化物贝氏体一般出现在低碳钢中，在硅、 铝含量高的钢中也容易形成。 马氏体 9.马氏体－碳在 a-fe 中的过饱和固溶体。 板条马氏体：在低、中碳钢及不锈钢中形成，由许多相互平行的板条组成一个板 条束，一个奥氏体晶粒可转变成几个板条束（通常 3 到 5 个） 。 片状马氏体（针状马氏体） ：常见于高、中碳钢及高 Ni 的 Fe-Ni 合金中，针叶中 有一条缝线将马氏体分为两半， 由于方位不同可呈针状或块状， 针与针呈 120°角排列， 高碳马氏体的针叶晶界清楚，细针状马氏体呈布纹状，称为隐晶马氏体。 二次马氏体 -secondary-martensite--工 件 回 火 冷 却 过 程 中 残 留 的 奥 氏 体 发 生 转 变 形 成 的 马 氏 体。 回火马氏体 10.回火马氏体－马氏体分解得到极细的过渡型碳化物与过饱和（含碳较低）的 a-相混合组织 它由马氏体在 150~250℃时回火形成。 这种组织极易受腐蚀，光学显微镜下呈暗黑色针状组织（保持淬火马氏体位向） ， 与下贝氏体很相似，只有在高倍电子显微镜下才能看到极细小的碳化物质点。 回火屈氏体 11.回火屈氏体－碳化物和 a-相的混合物。 它由马氏体在 350~500℃时中温回火形成。其组织特征是铁素体基体内分布着极 细小的粒状碳化物，针状形态已逐渐消失，但仍隐约可见，碳化物在光学显微镜下不 能分辨，仅观察到暗黑的组织，在电镜下才能清晰分辨两相，可看出碳化物颗粒已明 显长大。 回火索氏体 12.回火索氏体－ 以铁素体为基体，基体上分布着均匀碳化物颗粒。 它由马氏体在 500~650℃时高温回火形成。其组织特征是由等轴状铁素体和细粒 状碳化物构成的复相组织，马氏体片的痕迹已消失，渗碳体的外形已较清晰，但在光 12 镜下也难分辨，在电镜下可看到的渗碳体颗粒较大，可看出碳化物颗粒已明显长大。 莱氏体 13.莱氏体－ 奥氏体与渗碳体的共晶混合物。呈树枝状的奥氏体分布在渗碳体的 基体上。 粒状珠光体 14.粒状珠光体－由铁素体和粒状碳化物组成。 它是经球化退火或马氏体在 650℃~a1 温度范围内回火形成。其特征是碳化物成 颗粒状分布在铁素体上。 魏氏组织 15.魏氏组织－ 如果奥氏体晶粒比较粗大，冷却速度又比较适宜，先共析相有可 能呈针状（片状）形态与片状珠光体混合存在，称为魏氏组织 。亚共析钢中魏氏组 织的铁素体的形态有片状、羽毛状或三角形，粗大铁素体呈平行或三角形分布。它出 现在奥氏体晶界， 同时向晶内生长。 过共析钢中魏氏组织渗碳体的形态有针状或杆状， 它出现在奥氏体晶粒的内部。 金相组织---铁碳合金 金相组织 铁碳合金一、基本概念 1、铁碳合金：碳钢和铸铁的统称，都是以铁和碳为基本组元的合金 2、碳钢：含碳量为 0.0218%～2.11%的铁碳合金 工业纯铁：含碳量小于 0.0218% 共析钢：含碳量 0.77% 亚共析钢：含碳量 0.0218%～0.77% 过共析钢：含碳量 0.77%～2.11% 3、铸铁：含碳量大于 2.11%的铁碳合金 共晶白口铁含碳量 4.3% 亚共晶白口铁含碳量 2.11%～4.3% 过共晶白口铁含碳量 4.3～6.69% 4、铁碳合金相图：研究铁碳合金的工具，是研究碳钢和铸铁成分、温度、组织 和性能之间关系的理论基础，也是制定各种热加工工艺的依据。 注：由于含碳量大于 Fe3C 的含碳量（6.69%）时，合金太脆，无实用价值，因此 13 所讨论的铁碳合金相图实际上是 Fe-Fe3C 二、组元 1、纯铁：纯铁指的是室温下的 α-Fe，强度、硬度低，塑性、韧性好。 2、碳：碳是非金属元素，自然界存在的游离的碳有金刚石和石墨，它们是同素 异构体。 3、碳在铁碳合金中的存在形式有三种： ●C 与 Fe 形成金属化合物，即渗碳体； ●C 以游离态的石墨存在于合金中。 ●C 溶于 Fe 的不同晶格中形成固溶体； A. 铁素体 ： 溶于 α-Fe 中所形成的间隙固溶体， C 体心立方晶格， 用符号“F”或“α” 表示，铁素体是一种强度和硬度低，而塑性和韧性好的相，铁素体在室温下可稳定存 在。 B. 奥氏体 ： 溶于 γ-Fe 中所形成的间隙固溶体， C 面心立方晶格， 用符号“A”或“γ” 表示，奥氏体强度低、塑性好，钢材的热加工都在奥氏体相区进行，奥氏体在高温下 可稳定存在。 C. C 与 Fe 形成金属化合物：即渗碳体 Fe3C，Fe 与 C 组成的金属化合物，Fe 与 C 组成的金属化合物，含碳量为 6.69％。以“Fe3C”或“Cm”符号表示，渗碳体的熔点 为 1227℃，硬度很高(HB＝800)而脆，塑性几乎等于零。渗碳体在钢和铸铁中，一般 呈片状、网状或球状存在。它的形状和分布对钢的性能影响很大，是铁碳合金的重要 强化相。碳在 a-Fe 中溶解度很低，所以常温下碳以渗碳体或石墨的形式存在。 20 号钢 金相组织图谱 扩展阅读： 扩展阅读： ? 1 金相组织标准图谱： 大家知道固态金属及合金都是晶体，即在其内部原子是按一定规律排列的，排 列的方式一般有三种即：体心立方晶格结构、面心立方晶格结构和密排六方晶格 结构。金属是由多晶体组成的，它的多晶体结构是在金属结晶过程中形成的。组 成铁碳合金的铁具有两种晶格结构：910℃以下为具有体心立方晶格结构的 α——铁， 910℃以上为具有面心立方晶格结构的 Υ——铁。如果碳原子挤到 14 铁的晶格中去，而又不破坏铁所具有的晶格结构，这样的物质称为固溶体。碳溶 解到 α——铁中形成的固溶体称铁素体，它的溶碳能力极低，最大溶解度不超 过 0.0218%。而碳溶解到 Υ——铁中形成的固溶体则称奥氏体，它的溶碳能力较 最高可达 2.11%。 奥氏体是铁碳合金的高温相。 钢在高温时所形成的奥氏体， 高， 过冷到 727℃以下时变成不稳定的过冷奥氏体。如以极大的冷却速度过冷到 230℃以下，这时奥氏体中的碳原子已无扩散的可能，奥氏体将直接转变成一种 含碳过饱和的 α 固溶体，称为马氏体。由于含碳量过饱和，引起马氏体强度和 硬度提高、塑性降低，脆性增大。不锈钢的耐蚀性主要来源于铬。实验证明，只 有含铬量超过 12%时钢的耐蚀性能才会大大提高，因此，不锈钢中的含铬量一般 均不低于 12%。由于含铬量的提高，对钢的组织也有很大影响，当铬含量高而碳 含量很少时，铬会使铁碳平衡，图上的 Υ 相区缩小，甚至消失，这种不锈钢为 铁素体 组织结构，加热时不发生相变，称为铁素体型不锈钢。当含铬量较低（但高 于 12%），碳含量较高，合金在从高温冷却时，极易形成马氏体，故称这类钢为 马氏体型不锈钢。镍可以扩展 Υ 相区，使钢材具有奥氏体组织。如果镍含量足 够多，使钢在室温下也具有奥氏体组织结构，则称这种钢为奥氏体型不锈钢。 珠光体转变(Pearlite 珠光体转变 transformation) 钢中过冷奥氏体在接近平衡态，即过冷度不大的条件下发生的共析转变。产 物由铁素体和渗碳体组成，通常呈片层状组织，称为珠光体(见铁碳合金)。珠光 体转变是金属热处理时相和组织转变的基本类型之一。 产物的组织形态典型的片状珠光体金相组织如图 1 所示。 片层的厚度和完整性皆取决 于过冷度；在连续冷却的条件下，取决于冷却速度(见过冷奥氏体转变)。片层间 距(相叠的铁素体和渗碳体厚度之和)S=8.02/ΔT*10-4△T 为过冷度，即转变温度 与平衡态共析转变温度 A，(见铁碳合金)之差。此类共析产物按分散度之大小又 -7 分为三种：珠光体、索氏体和屈氏体。S=(1500～4500)×10 μm，用光学显微 镜可分辨出片层的，称为珠光体这一名词又是上述三种共忻产物的统称)； 15 S=(800～1500)×10 μm，称为索氏体(又称淬火索氏体)；S=(300～800)×10 μm，称为屈氏体(又称淬火屈氏体，还译为托氏体、淬火托氏体)。三种珠光体 类产物的组织形态亦不相同，随片层减薄，渗碳体片变弯曲，并破碎为小块，这 些都进一步加大了组织的分散度。由一个珠光体核长大所形成的实体，称为珠光 体团，它相当于单相转变时的一个新相晶粒。自由生长的珠光体因外形趋向于等 -7 -7 轴(图 2)， 团的表面与母相奥 氏体是非共格的。在团内，铁素体和渗碳体虽呈极其复杂的交织状，但各自属于 同一一晶粒， 或具有很相近的晶体位向， 故每一个团又可称为一个珠光体双晶粒。 在双晶粒内，两相保持一定的晶体学位向关系，但和被长入的奥氏体晶粒之间不 存在固定的位向关系。 在特定条件下，钢中奥氏体共析分解产物中渗碳体可以成为颗粒状，分布在 铁素体基体上， 完全失去片层组织的特征， 称为粒状(球状)珠光体(见球化退火)。 形核与生长当过冷度不很大时，珠光体核一般在奥氏体晶粒界上形成。渗碳 体或铁素体都可领先形核。图 3 示出渗碳体作为领先相在晶界形核并长到一定尺寸的情形。 此类晶界形核一般为 局部共格，即与某侧晶粒(γ1)具有共格界面(平直)，另一侧(γ2)为非共格界面。 新相只能由非共格界面的推移而发生长大。当渗碳体长到一定尺寸时，周围奥氏 体中碳浓度将下降到足以促进形成低碳的铁素体核。 36 表示在渗碳体(领先相) 图 16 一奥氏体相界面上铁素体形核并长到一定尺寸。当然，它的外侧又可能形成渗碳 体核，这就意味着两相混合的珠光体核已形成。由于上述相同的原因，珠光体核 中两相虽然都是晶界形核，但都只向非共格界面(γ2)晶粒方面生长。生长的机 制，一般认为有纵向和横向两种。纵向机制是以非共格相界面向奥氏体中推移的 方式，生长方向与片层面平行。横向机制是以两相交替在外侧形核并生长到一定 尺寸的方式，增加片层数，其生长方向与片层面垂直。通过对纵、横向生长速度 的适当调整，可使共析体的外形趋于球团状。另一种生长机制是所谓分枝机制。 如图 3d 所示，在生长最快的前沿，渗碳体(或铁素体)片可发生分枝，以调节前 沿各方向的生长速度，保持共析体球团状的外形。 贝氏体的组织形态随钢的化学成分及形成温度的变化而变化。 贝氏体按组织形态 的不同区分为无碳化物贝氏体，上贝氏体，下贝氏体，粒状贝氏体以及柱状贝氏 体等。由于目前对贝氏体的组织形态的划分还没有统一的标准，所以还有一些其 它贝氏体形态的报导。这里仅对最主要的无碳化物贝氏体，上贝氏体，下贝氏体 以及粒状贝氏体等的组织形态进行讨论。 一、无碳化物贝氏体（B 无） 无碳化物贝氏体（ 无碳化物贝氏体由板条铁素体束及未转变的奥氏体组成， 在铁素体之间为定 无碳化物 富碳的奥氏体，铁素体与奥氏体内均无碳化物析出，故称为无碳化物贝氏体，是 贝氏体的一种特殊形态（图 4-1）。 17 1、形成温度范围 在贝氏体转变的最高温度范围内形成。 2、组织形态 是一种单相组织，由大致平行的铁素体板条组成。铁素体板条自奥氏体晶界 处形成，成束地向一侧晶粒内长大，铁素体板条较宽，板条之间的距离也较大。 随着贝氏体的形成温度降低，铁素体板条变窄，板条之间的距离也变小。在铁素 体板条之间分布着富碳的奥氏体。由于铁素体与奥氏体内均无碳化物析出，故称 为无碳化物贝氏体。 富碳的奥氏体在随后的等温和冷却过程中还会发生相应的变化， 可能转变为 珠光体、其它类型的贝氏体或马氏体，也有可能保持奥氏体状态不变。所以说无 碳化物贝氏体是不能单独存在的。 3、晶体学特征及亚结构 18 无碳化物贝氏体中的铁素体形成时也能在抛光试样表面形成浮凸。 惯习面为 {111}A， 铁素体与母相奥氏体的位向关系为 K-S 关系。 魏氏组织铁素体在形成时 也能引起浮凸，惯习面{111}A，也是位向关系也是 K-S 关系，形态也与无碳化物 贝氏体铁素体极其相似，因此多数人认为魏氏组织铁素体即无碳化物贝氏体。 在铁素体内存在着一定数量的位错，位错密度较低。 二、上贝氏体（B 上） 上贝氏体（ 1、 形成的温度范围 在贝氏体转变区的较高温度区域内形成，对于中、高碳钢，上贝氏体大约在 350~550℃之间形成。因其形成在转变区的高温区，所以称为上贝氏体。 2、 组织形态 上贝氏体是一种两相组织，由铁素体和渗碳体组成。成束大致平行的铁素体 渗碳体 （有时还有残余奥氏体） 板条自奥氏体晶界向一侧或两侧奥氏体晶内长入。 分布于铁素体板之间，整体在光学显微镜下呈羽毛状，故可称上贝氏体为羽毛状 贝氏体（图 4-2）。 19 什么是下贝氏体：当过冷奥氏体的温度下降到 230-350℃范围时，所形成的产物叫 下贝氏体， 但渗碳体在铁素体针内。由于易受浸蚀，所以在显微镜下呈黑色针状特征 下贝氏体 下贝氏体的特征 典型的下贝氏体是由含碳过饱和的片状铁素体和其内部沉淀的碳化物组成的机械 混合物。 20 其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化 物小薄片； 在晶内呈针状， 针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分， 下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体 颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合 金钢细。 下贝氏体的空间形态呈双凸透镜状，与试样磨面相交呈片状或针状；在光学显微镜 下当转变量不多时，下贝氏体呈黑色针状或竹叶状，针与针之间呈一定角度。在电子显微镜 下可以观察到下贝氏体中碳化物的形态，它们细小、弥散，呈粒状或短条状，没着与铁素体 长轴成 55-65 度角取向平行排列。 碳钢回火后的组织 淬火钢经不同温度回火后所得到的组织不同，通常按组织特征分为一下三种。 (1)回火马氏体。淬火钢经低温回火(150~250℃),马氏体内脱溶沉淀析出高度弥散的碳化物质点，这种组织 成为回火马氏体。回火马氏体仍保持针状特征，但容易浸蚀，故颜色比淬火马氏体深些，是暗黑色的针状组织， 如图 11 所示。回火马氏体具有高的强度和硬度，而韧性和塑性较淬火马氏体有明显改善。 (2)回火托氏体。淬火钢经中温回火(350~500℃) 得到在铁素体基体中弥散分布着微小