第八章贝氏体转变
钢中的贝氏体转变是发生在珠光体转变和马氏体转变温度范围之间的中温转变。它既不是珠光体那样的扩散型相变，也不是马氏体那样的无扩散型相变，而是“半扩散型相变”，即只有碳原子能够扩散，而铁原子及其他替换合金元素的原子难以扩散。由于贝氏体相变具有过渡性，它既有珠光体分解的某些待征，又有马氏体相变的一些特点，因此是一个相当复杂的相变。至今研究不够充分，且有激烈争论。
虽然我们对贝氏体相变了解得还很不够，但贝氏体相变在实际生产上得到了重要的应用。因为在低温范围内，通过贝氏体相变所得的下贝氏体具有良好的综合力学性能，而且为获得下贝氏体组织所采取的等温淬火工艺或连续冷却工艺均可减少工件的变形和开裂。因此，学习和研究贝氏体相变既具有理论意义，又有重要的实际应用价值。
8.1 贝氏体组织和性能
贝氏体的组织形态随钢的化学成分及形成温度而异，贝氏体可以按组织形态的不同区分为无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体及粒状贝氏体等。另外由于目前对贝氏体的组织形态的划分还没有统一的标准，所以还有一些其他贝氏体形态的报道，这里仅就最主要的无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体及粒状贝氏体的组织形态进行讨论。
8.1.1 无碳化物贝氏体
无碳化物贝氏体有时也称BI型贝氏体，这种贝氏体在低碳低合金钢中出现几率较大。当上贝氏体组织中只有贝氏体铁素体和残余奥氏体而不存在碳化物时，这种贝氏体就是无碳化物贝氏体，或称无碳贝氏体。无碳贝氏体中的铁素体片条平行排列，其尺寸及间距较宽，片条间是富碳奥氏体，或是其冷却过程的产物。往往在如下情况时出现。
(1)由于Si、Al不溶于渗碳体中，故延迟渗碳体的形成，因此，在硅钢和铝钢的上贝氏体中，常常在室温时还保留残余奥氏体，而不析出渗碳体，形成无碳贝氏体。
(2)在低碳合金钢中，形成贝氏体铁素体后，渗碳体尚未析出，贝氏体铁素体间仍为奥氏体，碳不断向奥氏体中扩散富集，使奥氏体趋于稳定而保留下来，形成无碳化物贝氏体。
8.1.2 上贝氏体
上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度范围内，中、高碳钢大约在350~550℃形成。钢中的上贝氏体为成束分布、平行排列的铁素体和夹于其间的断续的条状渗碳体的混合物。在中、高碳钢中，当上贝氏体形成量不多时，在光学显微镜下可以观察到成束排列的铁素体条自奥氏体晶界平行伸向晶内，具有羽毛状特征，条间的渗碳体分辨不清，见图8.1(a)。在电子显微镜下可以清楚地看到在平行的条状铁素体之间常存在断续的、粗条状的渗碳体，见图8.1(b)。上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度约为108~109cm-2，
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比板条马氏体低2~3个数量级。随着形成温度降低，位错密度增大。
(a)
(b) 图8.1 上贝氏体的显微组织
在一般情况下，随着碳质量分数的增加，上贝氏体中的铁素体条增多、变薄，渗碳体数量亦增多、变细。上贝氏体的形态还与转变温度有关，随着转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗碳体细化。 在上贝氏体中的铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体。尤其是当钢中含有Si 、A1等元素时，能使奥氏体的稳定性增加，抑制渗碳体析出，故使残余奥氏体的数量增多。
8.1.3 下贝氏体
下贝氏体形成于贝氏体转变区的较低温度范围，中、高碳钢约为350℃~Ms 。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。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，见图8.2(a)。下贝氏体可以在奥氏体晶界上形成，但更多的是在奥氏体晶粒内部形成。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，沿着与铁素体长轴成55~65℃角取向平行排列，见图8.2(b)。下贝氏体中铁素体的亚结构为位错，其位错密度比上贝氏体中铁素体的高。下贝氏体的铁素体内含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。
(a) (b)
图8.2 下贝氏体的显微组织
20μm a 2μm
b a 9μm b
149 8.1.4 粒状贝氏体 粒状贝氏体是在—些低碳或中碳合金钢中发现的一种贝氏体组织。粒状贝氏体形成于上贝氏体转变区上限温度范围内。粒状贝氏体的组织如图8.3所示。其组织特征是在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立的小岛，小岛形态呈粒状或长条状等，很不规则。这些小岛在高温下原是富碳的奥氏体区，其后的转变可有三种情况：①分解为铁素体和碳化物，形成珠光体；②发生马氏体转变；③富碳
的奥氏体全部保留下来。初步研究认为，粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错，但其密度不大。
大多数结构钢，不管是连续冷却还是等温冷却，只要转变过程控制在一定温度范围内，都可以形成粒状贝氏体。
8.1.5 其他类型贝氏体
在工业用钢中，除了出现典型的贝氏体组织外，还同时出现形形色色的各种贝氏体组织，它们有机地结合在一起，如上贝氏体与下贝氏体的有机结合、上贝氏体和粒状贝氏体的有机结合等。实际钢中还经常出现贝氏体和马氏体有机结合的组织。上贝氏体和低碳板条状马氏体形貌类似，但是上贝氏体中位错密度较马氏体为低。高碳针状马氏体和下贝氏体的形貌类似，但前者的亚结构是李晶，而在下贝氏体中很少观测到孪晶。
8.1.6 贝氏体的力学性能
贝氏体的力学性能主要取决于其组织形态。但组织和性能又受多种因素影响，所以对贝氏体来说在组织和性能之间还很难建立起定量的关系，仅能定性地说明两者之间的关系。下面着重讨论贝氏体的强度和韧性。 一般来说，下贝氏体的强度较高，韧性也较好，而上贝氏体的强度低，韧性很差，且随贝氏体形成温度的降低，强度和韧性逐步提高，塑性和韧性也同样随着形成温度的降低而提高，如图8.4所示。 1.贝氏体的强度 影响贝氏体强度的因素有： (1)贝氏体铁素体片或条的粗细 如果将贝氏体条(片)的大小看作是贝氏体的晶粒，则可以用Hall-Petch 公式估算贝氏体的强度。即贝氏体铁素体的晶粒直径愈小，其强度愈高，如图8.5(a)所示。
贝氏体铁素体片或条的大小主要取决于贝氏体形成温度。贝氏体形成温度越低，则贝氏体铁素体片或条的直径越小。所以也可以说贝氏体的强度决定于形成温度，形成温
图8.4 贝氏体的力学性能与形成温度的关系 60 50
40
30 20 10 0 70 3000 2500 2000 1500 1000 500 40 20 0 80 60 120 100 140 300 350 400 450 500
等温转变温度/℃ a k /J ?c m 2 σb ,S k /M P a ?/%, H R C
Ψ a k S k HRC σb 10μm
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度越低，贝氏体的强度越高。
(a) (b)
图8.5 上贝氏体铁素体条平均直径(宽度)及碳化物量与抗拉强度的关系
(2)弥散碳化物质点
众所周知，合金中的第二相质点与位错的交互作用可以使合金强度有所提高。同理，钢中弥散的碳化物质点对强度也会有相同的贡献。根据弥散强化原理，碳化物的颗粒直径越小，数量越多，对强度的贡献越大，如图8.5(b)。下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒量也较多，所以碳化物对下贝氏体的贡献也较大；而上贝氏体中的碳化物颗粒较粗，且分布在铁素体条间，分布极不均匀，所以上贝氏体的强度比下贝氏体低得多。
碳化物的大小、数量主要取决于贝氏体的形成温度和奥氏体的碳质量分数。一般说，贝氏体的形成温度越低，碳化物颗粒越小越多，所以贝氏体的形成温度越低，强度越高，其中也有碳化物的作用。
(3)其他因素的强化作用
对于贝氏体的强化，上述铁素体晶粒的细晶强化和碳化物的弥散强化是主要的。其他如碳和合金元素的固溶强化和位错亚结构的强化，无疑也有一定的作用。
2.贝氏体的韧性
从整个贝氏体形成温度范围考虑，随着贝氏体形成温度的降低，强度逐渐增加，塑性和韧性并不降低，反而有所增加(图8.4)。这是贝氏体组织力学性能的主要特点，也是人们对贝氏体组织感兴趣的主要原因。
合金组织为单相时，其韧性主要取决于晶粒大小。当有第二相存在时，韧性还与第二相的大小、形态和数量有关。据此，可以认为贝氏体的韧性也应有铁素体条(片)的大小和碳化物的形态和分布来决定。但是进一步的研究发现，当钢中有马氏体或贝氏体组织时，其韧性主要决定于“有效晶粒直径”。有效晶粒直径一般用“解理小平面”或“裂纹断裂单元”来表示，它们与组织的片条束大小相对应。由于上贝氏体铁素体条彼此平行排列成束，条与条之间位向差很小，好像是一个晶粒，而下贝氏体铁素体片彼此之间位向差很大。即上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体的，加之上贝氏体的碳化物呈连续状分布于铁素体条间，这就是上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的主要原因。
关于在相同强度的基础上，比较贝氏体组织与回火马氏体的韧性时，情况似乎比较4 600 800 900 1000 1100 1200 抗拉强度/MPa 1 2 3 碳质量分数 0.1%~0.15% 0.2% 0.3% 0.4% 铁素体板条平均直径/μm 600 800 900 1000 1100 1200 抗拉强度/MPa 0 1 2 3 4 碳质量分数 0.1%~0.15% 0.3% 0.4%
0.2% 碳化物数量/×106m m -2
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复杂。大约可以作如下的估计：
(1)在下贝氏体形成温度范围的中、上
区域形成的贝氏体的韧性优于同强度马氏
体的韧性。
(2)在具有回火脆性的钢中，贝氏体的
韧性高于回火马氏体的韧性，如图8.6。
(3)在高碳钢中，回火马氏体的韧性低
于同强度贝氏体的韧性。
由于钢的淬透性的不同，某些钢淬火
时往往获得马氏体和贝氏体的混合组织。
对这种混合组织的韧性研究的结果表明：
马氏体和贝氏体混合组织的韧性优于单一
马氏体和单一贝氏体组织的韧性。这是由
于先形成的贝氏体分割了原奥氏体晶粒，
使得随后形成的马氏体条束变小。这一结
论已在生产上得到应用。
8.2 贝氏体转变基本特征
贝氏体转变兼有珠光体转变与马氏体转变的某些特征。归纳起来，主要有以下几点。
8.2.1 贝氏体转变温度范围 钢中贝氏体相变是介于珠光体相变和马氏体相变之间的中温转变。在碳素钢的TTT 图中，贝氏体转变C 曲线与珠光体转变C 曲线重叠。而在合金钢中，贝氏体相变有单独的C 曲线，如常见的高速钢TTT 图，如图8.7所示。从图中可见珠光体C 曲线与贝氏体C 曲线完全分离。在中间有一个宽广的温度范围，过冷奥氏体长时间等温而不发生转变，此处称“河湾区”。在河湾区既不发生珠光体转变，也不发
生贝氏体相变。但多数情况下，珠光体转变C 曲线与贝氏体C 曲线有不同程度的重叠。从图中还可以看到，在贝氏体相变温度最上部，有一个不够明确的贝氏体相变开始温度，即所谓B S 点。贝氏体相变终了温度B f 也难以准确地测定，它可以延伸到M S 以下。一些高碳钢、工模具钢在M S 点以下等温也可以获得贝氏体组织。 图8.6 30CrMnSi 等温淬火与普通淬火回火的 冲击韧性比较 图8.7 高速钢TTT 图 700 600 500 400 300 200 100 0 0.01 0.1 1 10 100 M S 0% 50% 55% 0% 50% 100% 时间/h 温度/℃ 1300 1400 1500 1600 1700 1800 等温温度 淬火+回火 350℃ 320℃ 280℃ 260℃ 300℃ 等温淬火 450℃ 400℃ 350℃ 300℃ 320℃ 回火温度 30 50 70 90 110 a k /J c m -2 抗拉强度/MPa
8.2.2 贝氏体转变产物
切变学派的R. F. Hehcmnn认为：贝氏体是指中温转变时形成的针状分解产物。有三个特征：①针状组织形貌；②浮凸效应；③有自己的TTT图和B S点，并将贝氏体定义为“铁素体和碳化物的非层片状混合组织”。此定义不妥，理由有两个：①不是混合，而是整合。混合系统没有自组织功能；②铁素体和碳化物的非层片状组织不仅仅是贝氏体，粒状珠光体、回火索氏体也是铁索体和碳化物的非层片状组织。
扩散学派的H. I. Aaronson则反驳说：B S点和TTT图是合金元素对共析分解动力学的一种影响表现，表面浮凸也不能作为切变的依据。他们只承认贝氏体是“扩散的、非协作的两种沉淀相竞争台阶生长的共折分解产物”。这一观点把贝氏体看成是共析分解的产物，很不妥当，不能把贝氏体转变看成是共析分解，二者转变性质不同，不能混为一谈；贝氏体与珠光体分解有着本质的区别。
(1)珠光体由铁素体+碳化物两相组成，贝氏体可以由铁素体+碳化物组成，或铁素体+残留奥氏体组成，或铁素体+M/A岛组成，或铁素体+碳化物+奥氏体+马氏体等多相组成。
(2)珠光体晶核是两相，即F+碳化物；而贝氏体的晶核是单相，即贝氏体铁素体(BF)。
(3)珠光体共析分解反应式为：A→F+Fe3C，贝氏体相变不能写成此式。上贝氏体和下贝氏体中的碳化物晶核何时形成？以什么形态长大？碳化物析出与否?都要视具体条件而定，不与铁素体共析共生。
(4)珠光体分解在晶界形核，而贝氏体相变的形核可在晶界也可在晶内。
(5)珠光体是过冷奥氏体在高温区平衡分解产物或接近平衡的分解产物，而贝氏体是中温区的非平衡相变产物。
(6)珠光体中铁素体可以是片状的(片状珠光体)，或等轴状的(粒状珠光体)，其中的位错密度低；而贝氏体铁素体由亚单元乃至超细亚单元构成，位错密度较高，甚至发现存在精细孪晶。
(7)珠光体中铁素体、渗碳体两相存在着比例关系，如共析碳钢的珠光体中的相对量约占13~；而贝氏体中各相没有固定的比例关系，碳化物析出量不定，还会夹杂着残余奥氏体等相。
因此，贝氏体转变与珠光体分解有着本质上的区别，贝氏体相变绝非共析分解。可将贝氏体定义为：钢中贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在θ渗碳体或ε碳化物、残留奥氏体等相构成的整合组织。贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，内部有规则排列的亚单元及较高密度的位错等亚结构。
8.2.3贝氏体转变动力学
贝氏体转变是一个形核、长大的过程，形核需要有一定的孕育期。在孕育期内由于碳在奥氏体中重新分布，出现贫碳区，在碳质量分数较低的部位，首先形成铁素体晶核，成为贝氏体转变的领先相。上贝氏体中铁素体晶核一般优先在奥氏体晶界贫碳区形成。在下贝氏体形成时，由于过冷度大，铁素体晶核可以在晶粒内形成。
铁素体形成后，当碳浓度起伏合适，且晶核超过临界尺寸时便开始长大。在其长大的同时，过饱和的碳从铁素体向奥氏体中扩散，并于铁素体条间或铁素体内部沉淀析出
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碳化物，因此贝氏体长大速度受碳的扩散控制。上贝氏体中铁素体的长大速度主要取决于碳在其前沿奥氏体内的扩散速度，而下贝氏体的长大速度主要取决于碳在铁素体内的扩散速度。 贝氏体的转变包括铁素体的成长与碳化物的析出两个基本过程，它们决定了贝氏体中两个基本组成相的形态、分布和尺寸。上贝氏体和下贝氏体的形成过程如图8.8所示。碳在铁素体中的
扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度，因而在温度较低的情况下，碳在奥氏体的晶界处就发生富集，当碳浓度富集到一定程度时，便在铁素体条间沉淀析出渗碳体，从而得到典型的上贝氏体组织，如图8.8(a)。
在下贝体形成温度范围内，由于转变温度低，首先在奥氏体晶界或晶内的某些贫碳区，形成铁素体晶核，并按切变共格方式长大，成片状或透镜状。由于转变温度低，碳原子在奥氏体中的扩散很困难，很难迁移至晶界。而碳在铁素体中的扩散仍可进行。因此在铁素体共格长大的同时，碳原子只能在铁素体的某些亚晶界或晶面上聚集；进而沉淀析出细片状的碳化物。在一片铁素体长大的同时，其他方向上铁素体也会形成。从而得到典型的下贝氏体组织，如图8.8(b)。
8.2.4 贝氏体转变的不完全性
与珠光体转变不同，贝氏体等温转变与马氏体转变一样，也不能进行到终了。转变温度愈靠近B S 点，能够形成的贝氏体量愈少，但也有些钢，在靠近M S 点等温时也呈现转变不完全性。
8.2.5 贝氏体转变动的扩散性
如上所述，贝氏体是由α相及碳化物所组成的，这表明贝氏体转变时必须有碳原子的扩散。对于未转变的奥氏体以及已形成的碳化物的成分进行测定的结果表明，贝氏体转变时，奥氏体的碳质量分数确实发生了变化，但合金元素的分布并没有发生改变。这表明贝氏体转变时只有碳原子的扩散而无合金元素的扩散，其中也包括铁原子。至少是合金元素原子与铁原子未发生较长距离的扩散。由此可见，贝氏体转变的扩散性指的是碳原子的扩散。
8.2.6 贝氏体转变晶体学特征
实验证明，贝氏体形成时，在预先抛光的试样表面上形成浮凸，说明贝氏体转变时铁素体是通过切变机制完成的。在转变过程中，贝氏体中的铁素体和奥氏体保持共格联系，并且贝氏体的铁素体是在奥氏体的一定晶面上以共格切变方式形成。就是说贝氏体转变时有一定的惯习面。上贝氏体的惯习面为{111}γ，下贝氏体的惯习面一般为{225}γ。同时贝氏体转变过程中铁素体与母相奥氏体之间保持严格的晶体学位向关系。上、下贝氏体与奥氏体之间的晶体学位向存在K-S 关系。此外，上、下贝氏体中渗碳体与母相奥氏体、渗碳体与铁素体之间也遵循一定的晶体学位向关系。
α α γ Fe 3C α α γ Fe 3C (a)上贝氏体 (b)下贝氏体
154 8.3 贝氏体转变动力学
贝氏体转变动力学可为工艺过程提供依据，因此动力学的研究既具有实际价值，又具有理论意义。贝氏体转变动力学的研究是各学派争论的焦点之一，不同学派对贝氏体转变动力学中最为本质的问题有着不同看法和解释，但从科学事实上说，贝氏体相变动力学具有如下特征：
①与马氏体片长大速度(近声速)相比，贝氏体转变速度较慢；
②在许多合金钢中，贝氏体转变TTT 图不与珠光体的C 曲线重叠，两曲线分开，并形成河湾区；
③许多合金钢的贝氏体相变有一个明显的上限温度，即所谓B S 点，在此温度等温，奥氏体不能全部转变为贝氏体。
8.3.1 贝氏体等温转变动力学
用金相方法及多种物理方法研究贝氏体转变动力学得出，贝氏体转变与珠光体转变一样，也可以等温形成。贝氏体等温转变动力学曲线也呈S 形，但与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能进行到终了。等温温度愈高，愈接近B S 点，等温转变量愈少。 根据等温转变动力学曲线也可以作出贝氏体等温转变动力学图，与珠光体转变一样，贝氏体等温转变动力学图也呈C 形，如图8.9(a)。在某一温度以上观察不到贝氏体转变，该温度被称为Bs 点。在Bs 点以下，随转变温度降低，等温转变速度先增后减，与珠光体转变一样，在等温转变动力学图中也有一鼻子，如图8.9(a)。对于碳钢，由于珠光体转变与贝氏体转变的C 曲线重叠在一起，故合并成一个C 曲线，如图8.9(a)。而在合金钢中，珠光体转变与贝氏体转变的C 曲线已经分开，如图8.9(b)。
(a)Fe-C 的TTT 图 (b)Fe-C-M 的TTT 图 图8.9 Fe-C 合金及Fe-C-M 三元合金的TTT 图
近年来，由于测试技术的发展，测试灵敏度的提高，人们发现，贝氏体转变的C 曲线是由几个独立的C 曲线合并而成的，即由上贝氏体转变的C 曲线、下贝氏体转变的C 曲线及粒状组织贝氏体转变的C 曲线合并而成。图8.10是15CrMnMoV 钢等温转变动力学图。
M S A 1 A →P A →B A →M 时间/s
温度/℃
155 8.3.2 贝氏体转变时碳的扩散
在钢中，碳原子在高温区、中温区和低温区都有显著的扩散，尽管马氏体相变无需扩散即可完成，但是碳原子的扩散速度足以跟得上马氏体长大速度。在中温区，贝氏体相变与碳原子的扩散有密切的关系，即贝氏体相变的进行依赖于碳原子的扩散。由Fe-Fe 3C 状态图可知，为了在奥氏体中形成低碳的铁素体，碳必将向奥氏体中富集。当奥氏体中的碳质量分数
超过Fe 3C 在奥氏体中的溶解度曲线ES 线及其延长线时，碳又将以渗碳体形式自奥氏体析出，而使奥氏体的碳质量分数下降。由此可见，在贝氏体转变过程中，奥氏体的碳质量分数有可能升高，也有可能下降，视奥氏体成分及转变温度而定。
Koган用三种不同碳质量分数的钢测定某一温度下贝氏体等温转变动力学曲线以及与之相对应的奥氏体点阵常数的变化，也即奥氏体碳质量分数的变化，如图8.11所示。从图8.11(a)可见，中碳钢在转变的孕育期内，奥氏体中的碳质量分数已经明显提高，这意味着奥氏体出现了富碳区和贫碳区，贫碳区的形成为贝氏体铁素体形核作了准备。图8.11(b)为w C =1.18%的高碳钢，在孕育期内，奥氏体碳质量分数基本不变，随着相变的进行，奥氏体中的碳质量分数不断下降，是由于奥氏体中析出了碳化物的缘故。图8.11(c)为w C =1.39%的高碳钢，在孕育期内，奥氏体中的碳质量分数显著降低，表明等温一开始就形成了碳化物。 从碳和锰的碳质量分数分析，上述三种钢的等温温度(275℃、350℃、400℃)均属于下贝氏体转变区，试验表明在孕育期内，某些局部区域有贫碳区和富碳区的形成。碳在奥氏体中和在铁素体中的扩散激活能分别为 图8.10 15CrMnMoV 钢970℃奥氏体化后的中温TTT 图 (a)w C =0.48%,w Mn =4.33% (b)w C =1.18%,w Mn =3.58% (c)w C =1.39%,w Mn =2.74% 图8.11 等温转变量及奥氏体点阵常数与等温时间的关系 1—等温转变量，2—奥氏体点阵常数
转变量/%
0.3595 点阵常数/n m 0 10 20 30 40 50 20 40 60 0.3575 0.3580 0.3585 0.3590 (a)275℃ 2 1 时间/h 转变量/% 点阵常数/n m 时间/h 0.3580 0.3590 0.3600 0.3610 0 2 4 6 8 (b)350℃ 2 1 40 60 20 点阵常数/n m 转变量/% 10 30 (c)400℃ 2 1 20 0.3590 0.3600 0.3610 0.3620 0 4 8 12 16 20 时间/h 1 10 100 1000 300 350 400 450 500 时间/s 温度/℃ 1%G S 1%B U 1%B L Ms
156 126kJ ?mol -1、84kJ ?mol -1；专门测定上贝氏体、下贝氏体转变激活能各为126kJ ?mol -1、75kJ ?mol -1。据此分析，上贝氏体、下贝氏体转变分别受碳在奥氏体及铁素体中的扩散所控制，这表明，上贝氏体和下贝氏体是两种不同的转变，可能具有不同的转变机制。
8.3.3 影响贝氏体转变动力学的因素
1.碳质量分数的影响
随奥氏体中碳质量分数的增加，贝氏体转变速度下降。这是因为碳质量分数高，形成贝氏体时需要扩散的碳原子量增加。
2.合金元素的影响
除Al 与Co 外，其他合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C 曲线分开。由于同一种合金元素对珠光体转变及贝氏体转变动力学的影响程度并不相同，如Mo 、B 等能显著减缓先共析铁素体的析出及珠光体转变速度，但对贝氏体转变动力学的影响要小得多。故合金元素的加入不仅可以使两个C 曲线上下分离，而且可以使之左右分开。
3.奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响
一般来说，随奥氏体晶粒增大，贝氏体转变孕育期增长，转变速度减慢。奥氏体晶界是贝氏体形核的优先部位，随奥氏体晶粒增大，形成一定量贝氏体所需的时间增加。
随奥氏体化温度升高，贝氏体转变速度先降后增。奥氏体化时间对贝氏体转变速度也有类似的影响。
4.应力的影响
拉应力能加快贝氏体转变，随应力增加，贝氏体转变速度提高。
5.塑性变形的影响
一般认为在较高温度的变形可以使贝氏体转变速度减慢，而在较低温度的变形却使转变速度加快。 6.冷却时在不同温度下停留的时间 冷却时在不同温度下停留对贝氏体转变动力学的影响可以有三种不同情况，如图8.12所示。 (1)过冷奥氏体按图8.12中曲线1在珠光体和贝氏体转变区之间的稳定区域内停留，会加速随后的贝氏体转变速度。这是由于在等温停留过程中自奥氏体析出了碳化物，降低了奥氏体的稳定性。如高速钢W18Cr4V 在500℃保温一定时间后，由于析出了碳化物，降低了奥氏体中的含碳量，故使随后的贝氏体转变速度加快。 (2)过冷奥氏体在贝氏体形成温度区域的高温区停留，形成部分上贝氏体后再冷至低温区域，如图8.12中曲线2所示，则先形成的少量贝氏体将会降低下贝氏体
转变速度。
(3)先冷至低温使形成少量马氏体或下贝氏体然后再升至较高温度如图8.12中曲线3，则先形成的少量马氏体及少量贝氏体可以使随后的贝氏体转变加快。 图8.12 冷却时在不同温度停留的 三种情况 时间 温度
A1 Ms 1 2 3
8.4 贝氏体转变机制
在了解了贝氏体转变的各种表象之后，便可进一步探讨贝氏体转变机制问题。设想有一种学说能够完善地解释前面述及的各种现象，但迄今为止还未能实现这个愿望。现在的转变机制大体上可归纳为两种，即切变机制与台阶机制，两者都在不断地充实和修正之中，许多问题还有待进一步研究。
8.4.1 贝氏体相变的形核
贝氏体相变的形核在书刊中缺乏专门的论述，按照固态相变的一般规律，贝氏体铁素体的形核是非均匀形核。金相观察表明，上贝氏体一般在奥氏体晶界处形核，而下贝氏体一般在奥氏体的晶内形核。
在贝氏体铁素体片条的长大过程中，存在激发形核现象。Hehemann提出上贝氏体束由亚单元组成，它在长大过程中，随着贝氏体铁素体片条的加厚，相变引起的应力和应变急剧增大，其切变应力若高于贝氏体相变驱动力时，贝氏体相变将要停滞，这时，在所形成的贝氏体亚单元附近、应力集中的区域形成另一个贝氏体晶核，该过程为应力激发形核。应力激发形核消耗了部分应变能，获得了额外相变驱动力。该过程与马氏体激发形核相似。
实验表明，钢中的贝氏体片条几乎都是由亚片条、亚单元或超细亚单元组成，表明激发形核的客观存在。但有人认为，在同一束贝氏体铁素体内亚单元的尺寸相差较大，用激发机理难以理解。
8.4.2 贝氏体转变切变机制
切变学派认为，贝氏体长大与马氏体相似，以切变方式进行，但贝氏体的长大速率比马氏体慢得多。Bhadesh
元重复形成的模型，图8.13为此模型的示意图。
较低的速率长大。
常具有晶体学位向关系，除了著名的K-S关系外，还有西山关系。
如果界面位错的柏氏矢量平行于界面，则位错只能在界面内滑移，那么界面不可能因位错的滑移而迁移，因此属于不可动界面。如果界面位错的柏氏矢量不是平行于界面的，而且位错线正图8.13 亚单元重复切变形成贝氏体示意图图8.14 可滑动相界面及界面位错
界面位错
宏观相界面
b
α
β
碳化物
亚单元
滑移面或
孪生面
157
158 好是两相滑移面的交线即界面位错，此位错的滑移可以推动界面的迁移，如图8.14所示。 显然，如果界面位错是刃型位错，其他带线方向与柏氏矢量垂直，
则它只能在相界面内滑移，不可能导致相界面的迁移。如果界面位错是螺型位错，位错线的方向与柏氏矢量平行，它的滑移将导致相界面迁移。这就是把板条状马氏体的切变长大机制作为贝氏体长大机制。长大需要相界面向母相一侧迁移，相界面的迁移可以通过界面螺型位错的滑移来实现，因此长大是依靠切变进行的。 下贝氏体一般在奥氏体晶内的位错等缺陷处形核。按照切变机制，位错滑移切变或孪生切变
形成下贝氏体α相片条。那么，相变结果产生精细孪晶和高密度位错。据此可以推测，贝氏体可能是以滑移切变及孪生切变方式形成亚单元，亚单元的重复产生逐级地形成下贝氏体片，如图8.15所示。在亚单元的边界上沉淀析出ε-碳化物，碳化物排列方向与下贝氏体片的主轴约成55~60℃夹角。
8.4.3 贝氏体转变的台阶机制
A. I. Aaronson 首先提出台阶长大机制。徐祖耀等的电子显微镜研究结果证实了贝氏体铁素体宽面上长大台阶的存在。这种台阶的高度约几个纳米到几个微米。宽边为半共格界面，这种半共格界面的正向移动是靠台阶的横向迁移来进行的，如图8.16所示。台阶的移动受控于碳在奥氏
体中的体积扩散。
从1990年开始，台阶扩散长大学派的开创者Aaronson 不断说明：切变长大和扩散长大主要是通过台阶机制来实现的。承认片状产物可以切变长大，不过要借助于台阶机制。这表明，在fcc→bcc 的转变，可以“台阶切变长大”，也可以“台阶扩散长大”。至此，可以认为这一点缩小了两派的观点分歧：台阶机制可以为扩散长大所利用，也可以为切变长大所利用。当然，片状产物无需台阶而以相界面位错的滑移也能完成。
为了便于对比，现将珠光体转变、贝氏体转变与马氏体转变的主要特征作一比较，如表8.1。
碳化物
亚单元
表8.1 珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征
内容珠光体转变贝氏体转变马氏体转变
温度范围高温中温低温
转变上限温度A1B S M S
领先相渗碳体或铁素体铁素体
在晶内
形核部位奥氏体晶界上贝氏体在晶界
下贝氏体大多在晶内
转变时点阵切变无？有
碳原子的扩散有有基本上无
有无无
铁及合金元素
原子的扩散
等温转变完全性完全视转变温度定不完全转变产物α+Fe3C α+Fe3C( ) α′
8.5 贝氏体钢
20世纪20年代，Robertson首先发现钢的中温转变产物，随后Devenport和Bain等人对这种组织进行了大量细致的研究，直到1934年“贝氏体”术语的提出。贝氏体结构及其相变机制一直是人们研究的重点。由于贝氏体转变的温度范围界于珠光体与马氏体之间，相应地贝氏体组织兼备了高温转变产物的塑韧性和低温转变的强度，具有良好的强韧性配合，从而引起人们的极大关注。但早期的贝氏体钢一般是通过等温淬火工艺获得的，由于工艺复杂使其大规模生产应用受到限制。
贝氏体钢真正进入工业应用领域始于20世纪50年代末期，英国Irvine和Pickering 等人率先发明了具有高的贝氏体淬透性Mo-B系贝氏体钢，通过Mo、W、B等元素的加入使一定尺寸的工件在空冷条件下即可得到以贝氏体为主的组织，从而实现了贝氏体钢生产的工艺变革。尽管Mo的价格较高，而且为了降低贝氏体转变起始温度(B S)，改善强韧性，还须添加其他合金元素，致使钢的成本进一步增加，但是Mo-B系贝氏体钢还是得到了一定的发展。
而空冷贝氏体钢突破了贝氏体钢传统的热处理方法，无需热处理或少热处理，可获得优异强韧性、耐磨性和抗疲劳性能的贝氏体组织或贝氏体马氏体复相组织，提高产品使用寿命。免除淬火或淬回火工序，可节省大量热处理费用，可显著减少因淬火工序引起的变形、开裂、氧化、脱碳等缺陷。减少环境污染，并改善劳动条件。新型空冷贝氏体钢主要用于：汽车前轴、连杆，螺栓、螺帽，螺纹钢筋，各种塑料和橡胶模具，弹簧齿条，钢球，耐磨件等。用该技术制造前述产品，可简化工序，提高产品质量，有显著经济和社会效益：
①节约能源。若年产1万吨产品，可节电214万度，并节约淬火油400吨。
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②提高使用寿命。如截齿、刮板比原35CrMnSi产品提高30%~46%；钢球比原产品(高碳调质钢球)提高三倍。
③改善劳动条件，减少环境污染，减少向大气中排二氧化碳油烟和有害气体。项目实施基本条件：在原有产品生产线上改造，无需添置新的大型设备。
8.5.1 贝氏体钢的分类
1.按合金成分分类
按合金成分主要分为Mo系或Mo-B系贝氏体钢、Mn-B系贝氏体钢两大系列。
(1)Mo系或Mo-B系贝氏体钢
20世纪50年代，英国P.B.Pickering等发明了Mo-B系空冷贝氏体钢。研究表明，Mo-B系空冷贝氏体钢中Mo对中温转变(B转变)推迟作用显著低于高温转变(P转变)，而B可显著推迟铁素体转变，对高温转变影响小。Mo与B结合可使钢在相当宽的连续冷却速度范围内获得贝氏体组织。Mo-B系贝氏体钢的出现受到人们的很大重视，但因Mo的原料价格高，同时又因Mo-B钢的贝氏体组织转变温度高，产品强度、韧度差。为降低此温度，必须将Mo-B钢复合合金化，又进一步提高了价格，所以推广应用及发展受到限制。
(2)Mn-B系贝氏体钢
清华大学方鸿生教授等于20世纪70年代初发现，Mn在一定含量时，可使过冷奥氏体等温转变曲线上存在明显的分离，使钢的上下C曲线分离，Mn与B相结合，使高温转变孕育期明显长于中温转变，以此成功地用普通元素合金化，发明出Mn-B系空冷贝氏体钢。Mn的原料价格为Mo的l/30~1/25，在推广应用中显示出突出的优势，发展迅速，成为贝氏体钢发展的主要方向。它在材料科学与技术上的发展在于以下几个方面。
①突破了贝氏体钢必须加入Mo、W的传统设计思路。
②以适量Mn在获空冷贝氏体钢的同时，显著降低贝氏体相变温度(B S)，增加韧度和强度。上述效果是因适量的Mn可导致在中温下相界有Mn富集，对相界迁移起拖曳作用，与B共同作用，易获得贝氏体。同时Mn显著降低贝氏体相变驱动力，使贝氏体相变温度降低，细化贝氏体尺寸。
③突破了空冷贝氏体钢限于低碳为主的传统，研制出不同性能和用途的中高碳、中碳、中低碳、低碳贝氏体钢。组成不同碳量的各类贝氏体，包括粒状贝氏体、低碳贝氏体、中碳贝氏体、无碳化物贝氏体和贝氏体/马氏体等，用其所长组成不同类型的复相组织，以获得不同优良性能的Mn-B贝氏体钢系列钢种。
近年来，合金元素硅在贝氏体钢合金设计中引起了人们的高度重视。研究发现随着钢中硅含量的增加，获得贝氏体组织的冷速范围增大，可保证贝氏体钢不会因季节不同、冷却速度不同而造成力学性能波动范围太大的问题。
(3)其他贝氏体钢
近年来，国内许多学者在空冷贝氏体钢方面进行了广泛的研究，又发明了其他系列的钢种，如山东工业大学的李风照教授发展了多元微合金化空冷贝氏体钢，并已用于制作粉碎矿石用的摆锤，使用结果表明，其耐磨性为高锰钢材料的两倍以上；还有西北工业大学的康沫狂教授研制成功了Si-Mn-Mo系列准贝氏体钢，具有良好的强韧度配合和
160
高的耐磨性，在越来越多的场合代替铁素体-珠光体钢和淬火回火马氏体钢，取得了良好的效果并成功地用于采煤的截齿，使截齿寿命提高了1.5~2倍。
2.按生产工艺分类
按生产工艺可分为锻造用贝氏体钢、直接切削用贝氏体钢、冷镦锻成形螺栓用贝氏体钢、非调质冷拔高强度贝氏体钢丝及贝氏体组织高强度钢板等。
(1)锻造用非调质贝氏体钢
此种用途钢的强化作用主要来源于锻后经过高温状态下奥氏体的形变与再结晶，使冷却后得到均匀而细密的贝氏体组织。这种强化作用的大小主要取决于锻造工艺，即加热温度、变形量、终锻温度及锻后的冷却速度等因素，其次来源于合金碳化物的弥散析出强化，主要应用于汽车前轴、连杆、转向节等锻造结构件。
(2)冷镦成形螺栓用贝氏体钢
此种用途钢经过热轧空冷后，其力学性能已达到螺栓的强度性能要求，直接加工成螺纹标准件后，只需进行回火就可使用。但在保证性能的同时，可防止调质过程中产生的氧化、脱碳现象，以保证螺纹的公差精度要求。
3.按碳质量分数分类
按碳质量分数可分为中高碳贝氏体钢、中碳贝氏体钢、低碳贝氏体钢三种。
(1)中高碳空冷贝氏体钢
此类钢均用少量普通元素(Mn、B)合金化，空冷后得到高强度的贝氏体/马氏体(以下简称B/M复相组织)复相组织，硬度≥54HRC。由于钢成分简单，可空冷自硬，节约能源，提高产品质量，降低成本。该钢种已在塑料和橡胶模具、电厂耐磨钢球、煤矿无链牵引刮板输送机齿条、耐磨矿山配件——刮板截齿等产品上使用。
(2)中碳空冷贝氏体钢
此类钢采用Mn、B元素合金化，在空冷条件下成功地获得B/M复相组织。热成型后空冷再经中温回火，其韧度不仅高于回火马氏体组织，而且也优于等温淬火得到的B/M 复相组织。中碳空冷B/M复相组织具有良好的强韧度配合，σ0.2≥1200MPa，σb≥1300MPa，δ5≥9%，ψ≥30%，αk≥35J/cm2，K IC≥2800M Pa·mm1/2，其性能达到60Si2Mn弹簧钢的力学性能，尤其疲劳性能及抗应力腐蚀性能均明显优于60Si2Mn钢。由于空冷自硬的特点，此类钢特别适用于制造热成型空冷硬化后不需机械加工的零件以及形状复杂的弹簧零件。
(3)低碳空冷贝氏体钢
此类钢以Mn、B元素合金化，空冷获得粒状贝氏体组织。可在锻、轧热加工后空冷态直接使用，性能可达到σ0.2≥500MPa，σb≥800MPa，δ5≥15%，ψ≥45%，αk≥60J?cm-2；若经中温回火后使用性能可达到σ0.2≥500MPa，σb≥700MPa，δ5≥17%，ψ≥45%，αk≥80J?cm-2。它既可满足高韧性调质件的使用要求，也可用于需焊接的工程结构件和其他汽车零件。低碳空冷贝氏体钢可用于制造汽车零件，如前轴、连杆、转向节和半轴套管等。
8.5.2 空冷贝氏体钢的应用
1.应用于制造汽车前轴
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空冷贝氏体钢应用于制造汽车前轴，由于其空冷淬透性好，且可免去淬火工序，不仅节省能源降低成本，也避免了由于淬火引起的变形、开裂及脱碳等缺陷。冷热加工性能良好，同时由于有优良的强韧度配合，故可提高前轴的质量及寿命。因此，对汽车前轴这类关键的保安件来说，采用空冷贝氏体钢制造，不仅经济效益显著，而且对保证汽车质量有重要意义。重汽集团公司斯太尔汽车前轴原采用42CrMo材料，淬火时心部淬不透，且内部存在硬点，机加工性能较差。1998年公司与唐山贝氏体钢总厂联合开发的斯太尔汽车前轴用桥6号贝氏体钢能很好地解决上述缺点，其力学性能可达到：
σ0.2≥500MPa，σb≥900 MPa，δ5≥17%，ψ≥61%，αk≥l10J?cm-2(10mm×10mm×50mmU型缺口试样)。试验表明，桥6号贝氏体钢的淬透性很好，心部能淬透，且截面上的硬度梯度变化小，在60mm×60mm的横截面上，表面硬度为283HB，心部硬度为265HB，材料内部无硬点，机加工性能良好，疲劳寿命优于原用材料。目前，国内几大汽车公司已经或准备使用贝氏体钢材料制造汽车前轴，其效果都比原用材料好。
2.贝氏体钢耐磨钢球
磨球是广泛用于矿山、冶金、电力、建材和化工等行业的重要易耗件，国内年耗量高达100万吨，国际市场容量在500万吨。目前使用的各种材料不仅成本高，而且由于硬度高、韧度差，而使破碎率高。Mn-B系贝氏体钢球从表面到心部具有高硬度、高韧度，且工艺简单，成本低，生产效率高。其特点如下：①硬度高，表面硬度56~62HRC，心部硬度54~57HRC；②磨球从外到内硬度梯度变化小；③韧度高，无缺口韧度大于等于17J?cm-2；④破碎率低，落球冲击次数达10~20万次，实际破碎率小于1%。
3.贝氏体钢在其他方面的应用
贝氏体钢还可应用于制作塑料模具、模块、弹簧、建筑用高强度钢筋、铁路道岔、油田用抽油杆和作为工程结构用钢及标准件用钢等。
新型空冷贝氏体钢越来越引起材料界和工业行业的极大兴趣，国内各特殊钢厂都相继研制开发出一系列空冷贝氏体钢。空冷贝氏体钢的应用不断深入，产生的经济效益日益得到人们的认可。空冷贝氏体钢的应用必将在我国产生巨大的社会效益和经济效益。
8.6 等温淬火及其应用
8.6.1 等温淬火
等温淬火是将加热至奥氏体状态的工件淬入温度稍高于M S点的盐浴中等温，保持足够长时间，使之转变为下贝氏体组织，然后取出在空气中冷却的淬火方法。
由于等温转变时下贝氏体转变的不完全性，空冷到室温后往往获得下贝氏体为主兼有相当数量的淬火马氏体与残余奥氏体的混合组织。等温淬火的显著特点是保证有较高的硬度(共析碳钢约为56~58HRC)的同时还保持有很高的韧性，同时淬火后变形量显著减小。这是因为不仅在等温时可显著减小热应力与组织应力，同时，贝氏体的比容变化较小，在淬火后保留的残余奥氏体又较多。
162
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等温淬火加热温度，一般比正常淬火温度高30~80℃，对尺寸较大的零件也可以适当提高温度。以提高奥氏体的稳定性，防止等温冷却过程中发生珠光体型转变。等温温度和时间应视工件的性能要求，根据钢的C 曲线及零件要求的组织性能而定。等温温度越低，则下贝氏体的硬度越高，贝氏体量越多，尺寸变化也相应增
加。因此，调整等温温度可以改变淬火钢的力学性能及变形
规律。一般认为在M S ~(M S +30℃)之间等温可以获得满意的强度和硬度。常用钢材的等温淬火温度范围如表8.2所示。
等温时间的选择决定于钢材的成分、工件尺寸和形状等
因素。对于结构钢制造的机器零件，等温时间应保证尽可能
多的过冷奥氏体转变为下贝氏体，以获得良好的力学性能组
合。具体的等温时间则由试验测定。对于刀具来说，下贝氏
体组织并不能明显提高切削性能，等温淬火的目的仅是为了
减小被处理刀具的淬火变形和淬裂的倾向性，所以等温时间
的长短应根据工艺的要求来确定。如部分的贝氏体转变已可
满足工艺要求，则可进行较短时间的等温保温，对于高速钢
刀具一股为0.5h 。如需全部贝氏体组织时，则应进行较长时间的等温保温，对于高速钢通常采用3h ，以使下贝氏体转变充分进行。
工件经等温淬火后一般无需进行回火。对于要求严格的工件，可进行一次温度较低的回火。但对于奥氏体非常稳定，贝氏体转变不能全部完成的某些合金钢(如高速钢等)，剩余的过冷奥氏体在空气中冷却时转变为马氏体，则应进行较多次数回火，一般是4次回火，以消除残余奥氏体及获得充分的二次硬化效果并消除其脆性。等温淬火后的回火温度低于等温温度。
影响等温淬火工艺的因素是淬火加热温度，零件在淬火介质中(等温盐浴)的冷却速度，等温温度，等温停留时间，等温后的冷却速度。
由于一般贝氏体等温淬火的工艺周期很长，贝氏体又往往转变不完全，因此，可以利用部分下贝氏体或部分马氏体能加速在较高温度下贝氏体的形成过程的“催化作用”，先在较低温度等温一定时间后，再于较高温度等温淬火，称为预冷等温淬火或二段贝氏体淬火。
等温淬火与分级淬火的区别在于前者获得下贝氏体组织，由于下贝氏体的强度、硬度较高，而且韧性良好，同时由于下贝氏体的比容比马氏体的比容小，而且组织转变时工件内外温度一致，故淬火组织应力也较小。因此等温淬火可以显著减小工件变形和开裂的倾向。适用于处理用中碳钢、高碳钢或低合金钢制造的形状复杂、尺寸要求精密的工具和重要机器零件，如模具、刀具、齿轮等。
8.6.2 等温淬火后工件的力学性能及应用
工件经等温淬火后可获得高强度与高塑性的良好配合，而且内应力极小，有利于减小淬火变形和防止淬裂，故常应用于合金结构钢及工具钢制造的工件：①弹簧、冷冲模、轴承、精密齿轮等小型工件；②形状复杂，淬火过程淬火变形、淬裂倾向较大，而尺寸
钢号 等温温度/℃ 30CrMnSi 325~400 65 280~350 65Mn 270~350 55Si2 300~360 60Si2Mn 270~340 T12
210~220 GCr9 210~230 9SiCr 260~280 W18Cr4V 260~280 Cr12MoV 260~280 3Cr2W8 280~300
精度又要求较高的工件，如各种成型刀具；③球墨铸铁(如稀土镁钼球墨铸铁)制造的工件，经等温淬火后具有良好的力学性能组合，可以代替一些合金结构钢；④35CrNiMo、40CrMnTi、30CrMnTi等钢制造的汽轮机、水压机发动机主轴及其他重型机件，用等温淬火可避免淬裂；⑤变形铝合金可用等温淬火(150~200℃)代替固溶处理和时效的二重处理方法，以减小淬火变形并可获得同等强度下较高的塑性。
等温淬火除可降低工件的淬火变形和淬裂倾向外，其另一优越性是可获得良好的力学性能组合。表8.3示出w C=0.74％钢等温淬火与普通淬火、回火后力学性能的比较。由表中数据可以清楚地看出，经两种热处理后，当钢的硬度相同时，等温淬火时的强韧性较优，特别是塑性与韧度的提高更为显著。
等温淬火也能显著提高热挤压模的使用寿命，例如3Cr2W8V钢制造的热挤压模，经高温加热、390℃×1h等温淬火、回火处理，比淬火、回火处理模具的寿命提高了1.2~1.5倍。
球墨铸铁制造的工件，如齿轮、变速轴、拨叉、链轮等为了提高强韧性和耐磨性，也可对其进行等温淬火。
表8.3 w C=0.74%钢等温淬火与普通淬火、回火后力学性能的比较热处理工艺硬度/HRC σb/MPa δ/% ψ/% αk/J?cm-2 310℃等温淬火50.4 1970 1.9 34.5 48.12 淬火+回火50.2 1715 0.3 0.7 4.02
本章小结
贝氏体转变是介于珠光体转变和马氏体转变之间的中温转变，它既不是珠光体那样的扩散型相变，也不是马氏体那样的无扩散型相变，而是“半扩散型相变”。常见的贝氏体组织有羽毛状的上贝氏体和透镜片状的下贝氏体以及粒状贝氏体等。上贝氏体的应用价值不大，而下贝氏体和粒状贝氏体具有较好的强度和韧性，在相同强度下，其韧性比回火马氏体高。
贝氏体具有高温转变的扩散性、低温转变的不完全性，动力学特性类似于珠光体转变。关于贝氏体转变机制还存在较大争议。
由于贝氏体有其优良的力学性能而倍受关注，由此发展了贝氏体钢。对多数钢，可以通过等温淬火方法得到贝氏体。
复习思考题
1.贝氏体转变与珠光体转变有哪些共同点和不同点？贝氏体转变与马氏体转变有哪些共同点和不同点？
2.总结并解释图8-4的规律。
3.总结并解释图8-6的规律。
4.用GCr15钢制造高速列车轴承，如果采用淬火+低温回火，则韧性低，安全性差，如何处理能提高安全性？通过查资料制定出可行的热处理方案。
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Performance Data 性能数据 Y5-48 630mm 2000rpm Air Pressure 大气压力 101325Pa Temperature 温度 300°C Density 密度 0.61kg/m3 转速rpm 序号NO.流量m3/h 全压Pa 静压Pa 内效率%内功率kW 所需功率kW 电动机kW-P 2000 1 600414931382.775.0 3.3 2 3.98 2 710714801324.980.0 3.65 4.38 3 814414491246.283.0 3.95 4.74 4 923213731111.884.0 4.19 5.03 5 102911274949.983.0 4.39 5.26 6 114011151753.281.0 4.50 5.40 7 12438 1012 538.7 75.0 4.66 5.59 Y5-48 630mm 2000rpm Performance Curve 性能曲线 800 890 980 1070 1160 1250 1340 1430 1520 1610 1700 m3/h m3/s m/s Pa mmwg Pt Total Pressure 全 压 Qv Volume 流 量 Outlet Velocity 出口风速81.6 1.3 1.6 1.9 2.2 2.5 2.8 3.1 3.4 3.7 10.813.115.417.720.022.324.626.929.231.5 48002.60 3.18 3.76 4.34 4.92 5.50m3/h kW Pv Shaft Power Qv Volume 流 量 上海通用风机股份有限公司 公司地址：上海市奉浦开发区运河路98号 电话：0086-21-57425888 传真：0086-21-57425887
正火，回火，退火，淬火的区别 1.退火 把钢加热到一定温度并在此温度下保温，然后缓慢冷却到室温． 退火有完全退火、球化退火、去应力退火等几种。 a将钢加热到预定温度，保温一段时间，然后随炉缓慢冷却称为完全退火．目的是降低钢的硬度，消除钢中不均匀组织和内应力． b，把钢加热到７５０度，保温一段时间，缓慢冷却至５００度下，最后在空气中冷却叫球化退火．目的是降低钢的硬度，改善切削性能，主要用于高碳钢． c，去应力退火又叫低温退火，把钢加热到５００～６００度，保温一段时间，随炉缓冷到３００度以下，再室温冷却．退火过程中组织不发生变化，主要消除金属的内应力． 2.正火 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。 3.淬火
将钢件加热到临界点以上某一温度（45号钢淬火温度为840-860℃,碳素工具钢的淬火温度为760～780℃）,保持一定的时间，然后以适当速度在水（油）中冷却以获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺称为淬火。 淬火与退火、正火处理在工艺上的主要区别是冷却速度快，目的是为了获得马氏体组织。马氏体组织是钢经淬火后获得的不平衡组织，它的硬度高，但塑性、韧性差。马氏体的硬度随钢的含碳量提高而增高。 4.回火 钢件淬硬后，再加热到临界温度以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺称为回火。 淬火后的钢件一般不能直接使用，必须进行回火后才能使用。因为淬火钢的硬度高、脆性大，直接使用常发生脆断。通过回火可以消除或减少内应力、降低脆性，提高韧性；另一方面可以调整淬火钢的力学性能，达到钢的使用性能。根据回火温度的不同，回火可分为低温回火、中温回火和高温回火三种。 A 低温回火１５０～２５０．降低内应力，脆性，保持淬火后的高硬度和耐磨性． B 中温回火３５０～５００；提高弹性，强度． C 高温回火５００～６５０；淬火钢件在高于500℃的回火称为高温回火。淬火钢件经高温淬火后，具有良好综合力学性能（既有一定的强度、硬度，又有一定的塑性、韧性）。所以一般中碳钢和中碳合金钢常采用淬火后的高温回火处理。轴类零件应用最多。
淬火钢回火时力学性能的变化 ●低碳钢回火后力学性能 当低于200℃回火时，强度与硬度下降不多，塑性与韧性也基本不变。这是由于此温度下仅有碳原子的偏聚而无析出。固溶强化得以保持的缘故。 当高于300℃回火，硬度大大下降，塑性有所上升。这是由于固溶强化消失，碳化物聚集长大，α相回复、再结晶所致。所得综合性能并不优于低碳马氏体低温回火后性能。 ●高碳钢一般采用不完全淬火，使奥氏体中碳含量在0.5%左右。淬火后低温回火以获高的硬度，并生成大量弥散分布的碳化物以提高耐磨性，细化奥氏体晶粒。 当高于300℃回火时，硬度、强度下降明显，塑性有所上升，冲击韧性下降至最低。这是由于薄片状θ碳化物析出于马氏体条间并充分长大，从而降低了冲击韧性，而α基体因回复和再结晶共同作用，提高了塑性，降低了强度。 当低于200℃回火，硬度会略有上升，这是由于析出弥散分布的ε(η)碳化物，引起的时效硬化。 ●中碳钢回火后的力学性能 当低于200℃回火，析出少量的碳化物，硬化效果不大，可维持硬度不降。当高于300℃回火，随回火温度升高，塑性升高，断裂韧性K IC剧增。强度虽然下降，但仍比低碳钢高的多。 ●回火脆性 某些钢在回火时，随着回火温度的升高，冲击韧性反而降低。由于回火引起的脆性称为回火脆性。
当300℃回火时，硬度下降缓慢，一方面碳的进一步析出会降低硬度；另一方面，由于高碳钢中存在的较多的残余奥氏体向马氏体转变，又会引起硬化。这就造成硬度下降平缓，甚至有可能上升。回火后仍处于脆性状态。 在200~350℃出现的，称为第一类回火脆性；在450~650℃出现的，称为第二类回火脆性。 1. 第一类回火脆性，属不可逆回火脆性。 当出现了第一类回火脆性后，再加热到较高温度回火，可将脆性消除；如再在此温度范围回火，就不会出现这种脆性。故称之为不可逆回火脆性。在不少钢中，都存在第一类回火脆性。当钢中存在Mo、W、Ti、Al，则第I类回火脆性可被减弱或抑制。 目前，关于引起第一类回火脆性的原因说法很多，尚无定论。看来，很可能是多种原因的综合结果，而对于不同的钢料来说，也很可能是不同的原因引起的。 最初，根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时的第二个转变，即残余奥氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的，因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。这一观点能够很好地解释促Cr、Si等元素将第一类回火脆性推向高温以及残余奥氏体量增多能够进第一类回火脆性等现象。但对于有些钢来说，第一类回火脆性与残余奥氏体转变并不完全对应。故残余奥氏体转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。 之后，残余奥氏体转变理论又一度为碳化物薄壳理论所取代。经电镜证实，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂这已是公认的了。问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。
退火与回火的区别在于：（简单地说，退火就是不要硬度，回火还保留一定硬度。） 回火：高温回火所得组织为回火索氏体。回火一般不单独使用，在零件淬火处理后进行回火，主要目的是消除淬火应力，得到要求的组织，回火根据回火温度的不同分为低温、中温和高温回火。分别得到回火马氏体、屈氏体和索氏体。其中淬火后进行高温回火相结合的热处理称为调质处理，其目的是获得强度，硬度和塑性，韧性都较好的综合机械性能。因此，广泛用于汽车，拖拉机，机床等的重要结构零件，如连杆，螺栓，齿轮及轴类。回火后硬度一般为HB200－330。 退火：退火过程中发生得是珠光体转变，退火的主要目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，为后续加工和最终热处理做准备。去应力退火是为了消除由于塑性形变加工、焊接等而造成的以及铸件内存在的残余应力而进行的退火工艺。锻造、铸造、焊接以及切削加工后的工件内部存在内应力，如不及时消除，将使工件在加工和使用过程中发生变形，影响工件精度。采用去应力退火消除加工过程中产生的内应力十分重要。去应力退火的加热温度低于相变温度A1，因此，在整个热处理过程中不发生组织转变。内应力主要是通过工件在保温和缓冷过程中自然消除的。为了使工件内应力消除得更彻底，在加热时应控制加热温度。一般是低温进炉，然后以100℃/h左右得加热速度加热到规定温度。焊接件得加热温度应略高于600℃。保温时间视情况而定，通常为2～4h。铸件去应力退火的保温时间取上限，冷却速度控制在（20～50）℃/h，冷至300℃以下才能出炉空冷。时效处理可分为自然时效和人工时效两种自然时效是将铸件置于露天场地半年以上，便其缓缓地发生形，从而使残余应力消除或减少，人工时效是将铸件加热到550～650℃进行去应力退火，它比自然时效节省时间，残余应力去除较为彻底. 什么叫回火？ -------------------------------------------------------------------------------- 回火是将淬火后的金属成材或零件加热到某一温度，保温一定时间后，以一定方式冷却的热处理工艺，回火是淬火后紧接着进行的一种操作，通常也是工件进行热处理的最后一道工序，因而把淬火和回火的联合工艺称为最终热处理。淬火与回火的主要目的是： 1）减少内应力和降低脆性，淬火件存在着很大的应力和脆性，如没有及时回火往往会产生变形甚至开裂。 2）调整工件的机械性能，工件淬火后，硬度高，脆性大，为了满足各种工件不 同的性能要求，可以通过回火来调整，硬度，强度，塑性和韧性。 3）稳定工件尺寸。通过回火可使金相组织趋于稳定，以保证在以后的使用过程中不再发生变形。 4）改善某些合金钢的切削性能。 在生产中，常根据对工件性能的要求。按加热温度的不同，把回火分为低温回火，中温回火，和高温回火。 淬火和随后的高温回火相结合的热处理工艺称为调质，即在具有高度强度的同时，又有好的塑性韧性。主要用于处理随较大载荷的机器结构零件，如机床主轴，汽车后桥半轴，强力齿轮等。 什么叫淬火？ -------------------------------------------------------------------------------- 淬火是把金属成材或零件加热到相变温度以上，保温后，以大于临界冷却速度的急剧冷却，以获得马氏体组织的热处理工艺。淬火是为了得到马氏体组织，再经回火后，使工件获得良好的使用性能，以充分发挥材料的潜力。其主要目的是： 1）提高金属成材或零件的机械性能。例如：提高工具、轴承等的硬度和耐磨性，提高弹簧的弹性极限，提高轴类零件的综合机械性能等。 2）改善某些特殊钢的材料性能或化学性能。如提高不锈钢的耐蚀性，增加磁钢的永磁性等。
高碳铬轴承钢贝氏体等温淬火 洛阳轴承研究所(河南洛阳471039张增歧刘耀中樊志强 洛阳轴承(集团公司(河南洛阳471039李丽霞 【ABSTRACT】On the base of study results in home and abroad,the mechanical performance of lower bainite of high carbon chromium bearing steels have been analyzed com paratively,the research on cause of surface residual stress and dimension expansion has been made,the advantage and application of bainite hardening technology in production have been illustrated. 自上世纪80年代开始,国内对G Cr15钢的贝 氏体淬火进行了大量基础研究,并开始应用在铁路货车轴承及轧机轴承的热处理。自90年代初开始,该贝氏体淬火工艺在轧机、机车、铁路客车等轴承上得到推广应用,尤其在轧机轴承和高速及准高速铁路轴承的生产上推广迅速,同时开发了适合于贝氏体淬火的新钢种G Cr18M o。 综合国内各研究成果可知,高碳铬轴承钢下贝氏体(以下简称B L 组织能提高钢的比例极限、屈服强度、抗弯强度和断面收缩率,与相同温度回火的马氏体(以下简称M组织相比,具有更高的冲击韧度、断裂韧度、耐磨性及尺寸稳定性,表面应力状态为压应力,但高碳铬轴承钢贝氏体淬火对接触疲劳寿命的影响尚缺乏统一认识,对表面 压应力形成原因和B L 淬火轴承零件尺寸涨大原因也缺乏深入研究。本文根据以往的研究成果,
等温淬火炉工艺 内容来源网络，由深圳机械展收集整理！ 等温淬火炉结构 1、槽体：槽体采用双层钢板制作，内层为1Cr18Ni9Ti 不锈钢板密封焊接，以盛放硝盐淬火液；外壳为普通钢板，内外层钢板间填充硅酸铝保温棉。 2、提升机构：工件提升架置于等淬火盐槽内，用来输送由淬火炉内下落出来的工件，从盐槽底部输送至清洗机入口。传动带经电机、减速机减速后用特种链条驱动，其传动速度可按工艺要求通过变频调速器改变电机转速来进行调整。 3、炉门：在加热炉的前端设有炉门，以减少热量及气氛损耗。炉门为活动式，工作过程中可按工件高度调节。 4、加热系统：加热器用于开炉时冷淬火介质的升温和工作过程中的补偿加热，使淬火液保持在合适的工艺温度范围内。整个加热分两个区控制，加热元件为不锈钢管状加热器，槽液加热从淬火槽顶部直接插入淬火液中。盐槽液面上部空间设有空气恒温区，以保证从槽液中上来的工件溶盐不至于凝结，同时也起到进一步回火及充分消除应力的作用。 5、搅拌器：搅拌器安装在液体中，位于下落工件前方，用于搅拌淬火介质使淬
火液温度均匀，防止下落工件局部过热。 等温淬火炉 等温淬火炉特点 1、等温淬火炉可滴水量的甲醇和煤油，以实现其目的的光亮淬火，但也可以选择预先设定的真空系统，以尽量减少程度的氧化。 2、该系列配备了等温淬火炉开发公司的独立转移反应系统可以安装在按照体积的大小炉或过程中的实际工作需要，调整功率和实际功率的炉可以显示在一个专门的工具。用户可以使用高功率加热阶段，以便尽快达到工作温度，降低温度后，相应的权力。这一迅速升温，从而节省了能耗，而且还缩短进程大时间。 等温淬火炉配置 1、储备使用耐火层热一点高铝耐火砖轻，使用高温保温层填充硅酸铝纤维（保温层厚度230毫米），效果良好的保温，节能。 2、炉可以导入高品质耐热不锈钢310S制造，红头底部，以确保炉气氛和良好的一致性，以避免炉平底罐底部的凸出。 3、盖升降机机构将使用电动，液压推杆，以避免损坏的密封泄漏。
郑州航空工业管理学院金属材料及热处理 课程设计 学生专业：材料成型及控制工程学生姓名： 学生学号： 所在学院：机电工程学院 指导老师： 报告日期： 2015年5月14日
目录 一、实验综述---------------------------- （3） 二、实验目的---------------------------- （8） 三、实验设备---------------------------- （8） 四、实验过程---------------------------- （8） 五、实验结果---------------------------- （9） 六、实验结果分析------------------------- （12） 七、结论------------------------------- （12） 八、参考文献--------------------------- （13）
一、实验综述 45号钢综述 45 号钢为优质碳素结构用钢 ,硬度不高易切削加工,模具中常用来做模板,梢子,导柱等,但须热处理。45号钢主要成分为Fe（铁元素），且含有以下 热处理是一种很重要的金属热加工的工艺方法，热处理是根据钢在固态下组织转变的规律，通过不同的加热、保温和冷却，以改变其内部组织，达到改善刚才性能的一种热加工工艺。热处理一般是由加热、保温、和冷却三个阶段组成的，其基本工艺方法可分为退火、淬火及回火等，本次试验要求是淬火与回火。（一）钢的淬火 钢的淬火：淬火是指将钢加热到临界温度以上，保温后以大于临界冷却速度的速度冷却，使奥氏体转变为马氏体的热处理工艺。淬火的目的就是为了获得马氏体，并与适当的回火工艺相配合，以提高刚的力学性能。为了正确地进行钢的淬火，必须考虑下列三个重要因素：淬火加热温度、保温时间和冷却速度。 （1）淬火温度选择 正确选定加热温度是保证淬火质量的重要一环。淬火加热温度的选择应以得到细小的奥氏体晶粒为原则，以便淬火后获得细小的马氏体组织。淬火时的具体加热温度主要取决于钢的临界点确定，钢的淬火温度可根据（如图1所示）进行选择。对45#钢的亚共析钢，其加热温度为 Ac3+30~50oC，此实验采用的加热温度为790o。若加热温度不足（低于780oC的Ac3温度），则淬火组织中将出现铁素体而造成强度及硬度的降低；但过高的加热温度（如超过Acm）不仅无助于强度、硬度的增加，反而会由于产生过多的残余奥氏体而导致硬度和耐磨性的下降。
热处理工艺中淬火的常用方法有十种，分别是单介质（水、油、空气）淬火；双介质淬火；马氏体分级淬火；低于Ms点的马氏体分级淬火法；贝氏体等温淬火法；复合淬火法；预冷等温淬火法；延迟冷却淬火法；淬火自回火法；喷射淬火法等。 一、单介质（水、油、空气）淬火 单介质（水、油、空气）淬火：把已加热到淬火温度的工件淬人一种淬火介质，使其完全冷却。这种是最简单的淬火方法，常用于形状简单的碳钢和合金钢工件。淬火介质根据零件传热系数大小、淬透性、尺寸、形状等进行选择。 二、双介质淬火 双介质淬火：把加热到淬火温度的工件，先在冷却能力强的淬火介质中冷却至接近Ms点，然后转入慢冷的淬火介质中冷却至室温，以达到不同淬火冷却温度区间，并有比较理想的淬火冷却速度。用于形状复杂件或高碳钢、合金钢制作的大型工件，碳素工具钢也多采用此法。常用冷却介质有水-油、水-硝盐、水-空气、油-空气，一般用水作快冷淬火介质，用油或空气作慢冷淬火介质，较少采用空气。 三、马氏体分级淬火 马氏体分级淬火：钢材奥氏体化，随之浸入温度稍高或稍低于钢的上马氏点的液态介质(盐浴或碱浴)中，保持适当时间，待钢件的内、外层都达到介质温度后取出空冷，过冷奥氏体缓慢转变成马氏体的淬火工艺。一般用于形状复杂和变形要求严的小型工件，高速钢和高合金钢工模具也常用此法淬火。 四、低于Ms点的马氏体分级淬火法
低于Ms点的马氏体分级淬火法：浴槽温度低于工件用钢的Ms而高于Mf 时，工件在该浴槽中冷却较快，尺寸较大时仍可获得和分级淬火相同的结果。常用于尺寸较大的低淬透性钢工件。 五、贝氏体等温淬火法 贝氏体等温淬火法：将工件淬入该钢下贝氏体温度的浴槽中等温，使其发生下贝氏体转变，一般在浴槽中保温30~60min。贝氏体等温淬火工艺主要三个步 骤：①奥氏体化处理；②奥氏体化后冷却处理；③贝氏体等温处理；常用于合金 钢、高碳钢小尺寸零件及球墨铸铁件。 六、复合淬火法 复合淬火法：先将工件急冷至Ms以下得体积分数为10%~30%的马氏体，然后在下贝氏体区等温，使较大截面工件得到马氏体和贝氏体组织，常用于合金工具钢工件。 七、预冷等温淬火法 预冷等温淬火法：又称升温等温淬火，零件先在温度较低（大于Ms）浴槽中冷却，然后转入温度较高的浴槽中，使奥氏体进行等温转变。适用于淬透性较差的钢件或尺寸较大又必须进行等温淬火的工件。 八、延迟冷却淬火法 延迟冷却淬火法：零件先在空气、热水、盐浴中预冷到稍高于Ar3或Ar1 温度，然后进行单介质淬火。常用于形状复杂各部位厚薄悬殊及要求变形小的零件。 九、淬火自回火法 淬火自回火法：将被处理工件全部加热，但在淬火时仅将需要淬硬的部分（常为工作部位）浸入淬火液冷却，待到未浸入部分火色消失的瞬间，立即取出在空
十种常用淬火方法 热处理工艺中淬火的常用方法有十种，分别是单介质（水、油、空气）淬火；双介质淬火；马氏体分级淬火；低于Ms点的马氏体分级淬火法；贝氏体等温淬火法；复合淬火法；预冷等温淬火法；延迟冷却淬火法；淬火自回火法；喷射淬火法等。 一、单介质（水、油、空气）淬火 单介质（水、油、空气）淬火：把已加热到淬火温度的工件淬人一种淬火介质，使其完全冷却。这种是最简单的淬火方法，常用于形状简单的碳钢和合金钢工件。淬火介质根据零件传热系数大小、淬透性、尺寸、形状等进行选择。 二、双介质淬火 双介质淬火：把加热到淬火温度的工件，先在冷却能力强的淬火介质中冷却至接近Ms点，然后转入慢冷的淬火介质中冷却至室温，以达到不同淬火冷却温度区间，并有比较理想的淬火冷却速度。用于形状复杂件或高碳钢、合金钢制作的大型工件，碳素工具钢也多采用此法。常用冷却介质有水-油、水-硝盐、水-空气、油-空气，一般用水作快冷淬火介质，用油或空气作慢冷淬火介质，较少采用空气。 三、马氏体分级淬火 马氏体分级淬火：钢材奥氏体化，随之浸入温度稍高或稍低于钢的上马氏点的液态介质(盐浴或碱浴)中，保持适当时间，待钢件的内、外层都达到介质温度后取出空冷，过冷奥氏体缓慢转变成马氏体的淬火工艺。一般用于形状复杂和变
形要求严的小型工件，高速钢和高合金钢工模具也常用此法淬火。【金属加工微信，内容不错，值得关注】 四、低于Ms点的马氏体分级淬火法 低于Ms点的马氏体分级淬火法：浴槽温度低于工件用钢的Ms而高于Mf 时，工件在该浴槽中冷却较快，尺寸较大时仍可获得和分级淬火相同的结果。常用于尺寸较大的低淬透性钢工件。 五、贝氏体等温淬火法 贝氏体等温淬火法：将工件淬入该钢下贝氏体温度的浴槽中等温，使其发生下贝氏体转变，一般在浴槽中保温30~60min。贝氏体等温淬火工艺主要三个步骤：①奥氏体化处理；②奥氏体化后冷却处理；③贝氏体等温处理；常用于合金钢、高碳钢小尺寸零件及球墨铸铁件。 六、复合淬火法 复合淬火法：先将工件急冷至Ms以下得体积分数为10%~30%的马氏体，然后在下贝氏体区等温，使较大截面工件得到马氏体和贝氏体组织，常用于合金工具钢工件。 七、预冷等温淬火法 预冷等温淬火法：又称升温等温淬火，零件先在温度较低（大于Ms）浴槽中冷却，然后转入温度较高的浴槽中，使奥氏体进行等温转变。适用于淬透性较差的钢件或尺寸较大又必须进行等温淬火的工件。 八、延迟冷却淬火法
钢的淬火回火工艺参数的确定
钢的淬火回火工艺参数的确定 作者：长江挖掘机厂 1 前言 淬火是强化材料最有效的热处理工艺方法，其工艺参数的选择直接影响着材料的性能。这就要求热处理工作者不断创新，改进工艺，有效地发挥出材料的潜力，节约能源，降低生产成本。本文简述了钢的淬回火工艺参数的确定及量化依据。 2 淬火加热温度 按常规工艺，亚共析钢的淬火加热温度为Ac3＋（30～50℃）；共析和过共析钢为Ac1＋（30～50℃）；合金钢的淬火加热温度常选用Ac1（或Ac3）＋（50～100℃）；高合金钢含有大量高熔点碳化物，要增大奥氏体化程度，淬火加热温度更高，有些已达到接近熔点的程度。 为了达到钢所要求的不同性能，淬火加热温度
正在向高或低两个方面发展。亚温淬火就是将淬火温度降至Ac3点以下5～10℃的α＋γ两相区，在保留大约10%～15％未溶铁素体状态进行淬火，在保证强度及较高硬度的同时，塑性、韧性得到改善，淬火变形或开裂明显减少，回火脆性也有所减弱。现已作为一种新的成熟工艺已获得国内外热处理工作者的共识。 此外，还有人发现［1］，以40Cr钢为代表的亚共析钢在Ac3点处有硬化峰出现，此温度淬火不仅可获得最高的硬度，且各项力学性能也为最佳值，掌握得当能充分发挥钢的潜力。 与其相反，提高某些钢的淬火温度也可获得预想不到的结果。如热模具钢5CrMnMo、 5CrNiMo钢的淬火温度由传统的860℃提高至920℃（高出30～80℃）［2］，加速了碳化物的溶解，增加了马氏体中的合金含量，组织均匀。可以获得大量的高位错马氏体，断裂韧度大大提高，红硬性更为优异，其使用寿命成倍提高。又如，H13钢淬火温度由1050℃提高至1100℃时，奥氏体晶粒并不明显长大，由于碳
1简介 本规范涵盖了DFP6驱动轴的热处理要求，适用于与滚筒/清选筛配置配合使用的应用。这种特殊热处理的主要原因是产生由贝氏体组成的金相组织。这种热处理工艺的通用名称是“等温淬火” 注：-重要的是，不要将“等温淬火”与“马氏体回火”混淆，因为虽然这两种工艺有相似之处，但不同之处是热处理成功实现驱动轴功能的关键方面. 2冶金解释 2.1定义 等温淬火是一种从高于相变范围的温度淬火到高于马氏体形成上限的温度，并在此温度下保持，直到奥氏体完全转变为非常细的贝氏体，以产生某些机械性能的过程。 2.2使用图说明 驱动轴所用材料类型为100Cr6，需要相应的连续冷却转变曲线（CCT）进一步解释实现完全贝氏体转变所需的最佳温度和时间。“仅参考”曲线见图1。这种类型的图表是通常用来确定钢在高温下冷却时的微观结构的方法。 参考附录，图1：驱动轴在860℃下加热足够的时间，以确保完全转变为奥氏体（至少30分钟），如X所示。然后驱动轴尽快淬火到合适的介质中（通常是盐或油浴），保持在240℃的恒定温度下，以便驱动轴沿着图示的线冷却并达到Y（偏离线的右侧可能侵犯珠光体/上贝氏体转变区，不可接受）。将驱动轴保持在此温度，以确保转变过程超过95%贝氏体（~4小时），因此移动到图中的Z，然后驱动轴可冷却至环境温度。无需回火操作。 为什么是等温淬火？
3.1优势 钢转变为贝氏体而不是马氏体组织，有利于提高材料的塑性和屈服强度，同时在极限强度和硬度方面损失很小。其他优势包括：- 减少失真 无单独回火工艺 硬度均匀一致 更坚固更耐磨 更高的冲击和疲劳强度 抗氢脆性 3.2缺点 由于来自高温的淬火速度对于避免其他不需要的微观结构至关重要，因此对于具有厚截面的零件来说，这可能很难实现。传动轴不被认为是一个“厚”部分，但它足够大，如果淬火方法不可靠，以避免冷却时间变慢，则会引起问题。由于淬火速度稍有不同，表面到核心的性能也可能有一些变化。淬火速度慢于预期将产生不可接受的微观结构和低于规范的硬度。 由于在较低温度下长时间浸泡，该工艺比传统的“淬火和回火”热处理要长，但这可以考虑抵消单独回火操作的需要。 4热处理参数 4.1批量 载荷大小不得超过401kg，不包括部件夹具的重量。 4.2奥氏体化 驱动轴应在适当的介质中加热，并根据“负载”大小（即一起加工的轴数）在温度（根据图纸规范）下保持20至40分钟。其要求是获得均匀的温度，以便完全转化为奥氏体微观结构。 4.3淬火 驱动轴应在适当的介质中淬火，该介质应保持在等温淬火温度下（根据图纸规范）。将部件从奥氏体化炉转移到等温淬火槽中不可避免地会有一些延迟。必须确保“转移时间”足够快，以避免热处理负荷的末端冷却，否则可能导致这些位置的部件无法满足硬度要求。
C 曲线的简介 图1 过冷奥氏体等温转变动力学曲线 P B M+A M+A ’ 转变孕育期
影响C曲线位置的因素 1、含碳量 亚共析钢和过共析钢中分别多了一条先共析线。 亚共析钢与过共析钢C曲线在左侧，共析钢的C曲线右移。 2、合金元素 ·非碳化物形成元素：Ni、Si、Al、Cu。 使C曲线右移，不改变形状。但是Co使曲线右移。 ·弱碳化物形成元素：Mn。 Mn<3%时，只使曲线右移，不改变形状； Mn在3~4%时，使曲线向右下方移。 ·强碳化物形成元素：Cr、Mo、W、V。 不仅使C曲线右移，还把形状变为上、下两部分。 上部分为P转变，下部是B转变。 ·提高临界点元素：Si、Al、Co、Cr、Mo、W、V等使C曲线“鼻尖”温度上升。 ·降低临界点元素：Mn、Ni、Cu等，使使C曲线“鼻尖”温度下降。 ·使C曲线右移最强烈的元素顺序是：Mo > Mn >Cr >Ni ·降低钢的Ms和Mf点最强烈的元素顺序：Mn >Cr >Ni >Si ；Al和Co提升Ms点。 3、奥氏体化温度与时间 奥氏体化温度越高，保温时间越长，过冷奥氏体越稳定，C曲线越向右移。 4、冷却方式 连续冷却的曲线与等温转变的曲线不同，连续冷却的曲线相右下方偏移。
珠光体转变区 扩散性转变 在过冷奥氏体的晶粒内部或者晶界上含碳量高的地方通过碳原子的聚集形成了渗碳体的晶核质点，然后再长大。渗碳体作为领先相的生长过程中其附近有形成了贫碳区，为体心立方的铁素体生长创造了条件，而铁素体生长是排斥碳原子的，所以铁素体的生长又促进了渗碳体的生长。。。通过这个过程，珠光体就以分离式扩散的方式长大成渗碳体和铁素体的机械混合物。这也叫扩散性转变。 贝氏体转变区 扩散性转变和非扩散性转变 铁素体作为领先相生长 马氏体转变区 非扩散性转变 过冷奥氏体在Ms点以下时，碳不会发生扩散但是奥氏体还是要发生同素异构体的转变，故马氏体本质上就是碳在铁素体中的过饱和的间隙固溶体。 马氏体转变时体积要膨胀。。。
西安交通大学实验报告 课程_机械工程材料_实验名称____________________ 系别______________________实验日期年月日 专业班号____________ 组别_________交报告日期年月日 姓名_______学号______________报告退发（订正、重做） 同组者____________________________________教师审批签字 实验名称 一、实验目的 （1）了解碳钢热处理操作。 （2）学会使用洛氏温度计测量材料的硬度性能值。 （3）利用数码显微镜获取金相组织图像，掌握热处理后的钢的金相组织分析。 探讨淬火温度、淬火冷却温度、回火温度T12钢的组织和性能影响。 二、实验内容 （1）40钢试样退火、正火、淬火、热处理。 （2）用洛氏硬度计测定试样热处理实验前后的硬度。 （3）观察样品，获取其纤维组织图像 对照金相图谱，分析讨论本次实验可能获得的典型组织：片状珠光体、片状马氏体、板条状马氏体、回火马氏体、回火托氏体、回火索氏体等的金相特征。 三、实验概述 （1）热处理工艺参数的确定
Fe-Fe3C状态图和C-曲线是制定碳钢热处理工艺的重要依据。热处理工艺参数主要包括加热温度、保温时间和冷却速度。 （2）基本组织的金相特征 碳钢经热退火后可得到（近）平衡组织，淬火之后则得到各种不平衡组织。普通热处理除退火、淬火之外还有正火和回火。这样在研究钢热处理后的组织时，还要熟悉索氏体、托氏体、回火马氏体、回火托氏体、回火索式体等基本组织的金相特征。 （3）金相组织的数码图像 金相组织照片可提供材料内在质量的大量信息及数据，金相分析是材料科研、研发及生产中的重要分析手段。 XJP-6A金相显微镜数字采集系统是在XJP-6光学显微镜基础上，添加光学适配镜，通过图像采集和信息化处理，提供计算机数码图像的系统，可获得真实、精细的影像，以及高品质的金相显微组织照片 四、实验材料及设备 （1）砂纸、玻璃板、抛光机等金相制样设备。 （2）40钢 （3）马福电炉 （4）洛氏硬度计 （5）淬火水槽、油槽 （6）铁丝、钳子 （7）金相显微镜、数码金相显微镜
金属材料工程专业 课程设计 T10钢的淬火与低温回火工艺设计 学院： 专业： 姓名： 学号：
概述： 1.1热处理原理与工艺 热处理是对固态金属或合金采用适当方式加热、保温和冷却，以获得所需要的组织结构与性能的加工方法。金属热处理是机械制造中的重要工艺之一，与其他加工工艺相比，热处理一般不改变工件的形状和整体的化学成分，而是通过改变工件内部的显微组织，或改变工件表面的化学成分，赋予或改善工件的使用性能。其特点是改善工件的内在质量，而这一般不是肉眼所能看到的。热处理工艺一般包括加热、保温、冷却三个过程，有时只有加热和冷却两个过程。 1.2 淬火工艺 淬火：指将钢件加热到Ac3 或Ac1（钢的下临界点温度）以上某一温度，保持一定的时间，然后以适当的冷却速度，获得马氏体（或贝氏体）组织的热处理工艺。常见的淬火工艺有盐浴淬火，马
氏体分级淬火，贝氏体等温淬火，表面淬火和局部淬火等。淬火的目的：使钢件获得所需的马氏体组织，提高工件的硬度，强度和耐磨性，为后道热处理作好组织准备等。 淬火的目的是使过冷奥氏体进行马氏体或贝氏体转变，得到马氏体或下贝氏体组织，然后配合以不同温度的回火，以大幅提高钢的强度、硬度、耐磨性、疲劳强度以及韧性等，从而满足各种机械零件和工具的不同使用要求。也可以通过淬火满足某些特种钢材的铁磁性、耐蚀性等特殊的物理、化学性能。 将金属工件加热到某一适当温度并保持一段时间，随即浸入淬冷介质中快速冷却的金属热处理工艺。常用的淬冷介质有盐水、水、矿物油、空气等。淬火可以提高金属工件的硬度及耐磨性，因而广泛用于各种工、模、量具及要求表面耐磨的零件（如齿轮、轧辊、渗碳零件等）。通过淬火与不同温度的回火配合，可以大幅度提高金属的强度、韧性及疲劳强度，并可获得这些性能之间的配合（综合机械性能）以满足不同的使用要求。另外淬火还可使一些特殊性能的钢获得一定的物理化学性能，如淬火使永磁钢增强其铁磁性、不锈钢提高其耐蚀性等。淬火工艺主要用于钢件。常用的钢在加热到临界温度以上时，原有在室温下的组织将全部或大部转变为奥氏体。随后将钢浸入水或油中快速冷却，奥氏体即转变为马氏体。与钢中其他组织相比，马氏体硬度最高。淬火时的快速冷却会使工件内部产生内应力，当其大到一定程度时工件便会发生扭曲变形甚至开裂。为此必须选择合适
调质渗碳淬火 什么是调质?什么是渗碳?什么是淬火? 调质:淬火加高温回火(500--650摄氏度),调质后的组织为回火索氏体其综合性能好.市场上卖的调质钢材料即为在出厂时淬火加高温回火过了，选购此材料后不需要再做什么处理就可以满足一般的机加工要求。 渗碳：是对金属表面处理的一种，采用渗碳的多为低碳钢或低合金钢，具体方法是将工件置入具有活性渗碳介质中,加热到900--950摄氏度的单相奥氏体区,保温足够时间后,使渗碳介质中分解出的活性碳原子渗入钢件表层,从而获得表层高碳,心部仍保持原有成分. 相似的还有低温渗氮处理。 淬火，首先在此解释一下书本上所称的淬火(cui 四声）在现实中，工厂师傅并不那么叫，他们称呼为zhanhuo.淬火为机械加工热处理中四把火中的一种，主要是为了提高工件的硬度。方法是将钢件加热到相变线(Ac1或Ac3)以上某一温度,保温足够长时间获得奥氏体,然后以大于马氏体的临界冷却速度冷却,获得马氏体(或下贝氏体)组织. 渗碳淬火和调质的区别 渗碳是一种使碳原子渗入工件表面的过程，所以它是改变了表面的成分从而达到使表面具有更高的硬度和耐磨性。淬火是家工件加热到一定温度后，在用一定的介质冷却的方法来改变工件内部组织成分的方法。调质是淬火加回火的总称，因为淬火之后的工件中还有过饱和的马氏体和残余奥氏体，会产生不稳定，需要通过回火来改善。 什么是调质?什么是渗碳?什么是淬火? 调质:淬火加高温回火(500--650摄氏度),调质后的组织为回火索氏体其综合性能好.市场上卖的调质钢材料即为在出厂时淬火加高温回火过了，选购此材料后不需要再做什么处理就可以满足一般的机加工要求。 渗碳：是对金属表面处理的一种，采用渗碳的多为低碳钢或低合金钢，具体方法是将工件置入具有活性渗碳介质中,加热到900--950摄氏度的单相奥氏体区,保温足够时间后,使渗碳介质中分解出的活性碳原子渗入钢件表层,从而获得表层高碳,心部仍保持原有成分. 相似的还有低温渗氮处理。 淬火，首先在此解释一下书本上所称的淬火(cui 四声）在现实中，工厂师傅并不那么叫，他们称呼为zhanhuo.淬火为机械加工热处理中四把火中的一种，主要是为了提高工件的硬度。方法是将钢件加热到相变线(Ac1或Ac3)以上某一温度,保温足够长时间获得奥氏体,然后以大于马氏体的临界冷却速度冷却,获得马氏体(或下贝氏体)组织.
“退火--正火--淬火--回火”是啥意思 钢铁整体热处理大致有退火、正火、淬火和回火四种基本工艺。 退火→将工件加热到适当温度，根据材料和工件尺寸采用不同的保温时间，然后进行缓慢冷却(冷却速度最慢)，目的是使金属内部组织达到或接近平衡状态，获得良好的工艺性能和使用性能，或者为进一步淬火作组织准备。 正火→将工件加热到适宜的温度后在空气中冷却，正火的效果同退火相似，只是得到的组织更细，常用于改善材料的切削性能，也有时用于对一些要求不高的零件作为最终热处理。 淬火→将工件加热保温后，在水、油或其它无机盐、有机水溶液等淬冷介质中快速冷却。淬火后钢件变硬，但同时变脆。 GB/T699-1999标准规定的45钢推荐热处理制度为850℃正火、840℃淬火、600℃回火 为了降低钢件的脆性，将淬火后的钢件在高于室温而低于710℃的某一适当温度进行长时间的保温，再进行冷却，这种工艺称为回火。 按回火温度的不同，可将回火分为低温回火、中温回火、高温回火。 根据工件性能要求的不同，按其回火温度的不同，可将回火分为以下几种：（一）低温回火（150－250度）低温回火所得组织为回火马氏体。其目的是在保持淬火钢的高硬度和高耐磨性的前提下，降低其淬火内应力和脆性，以免使用时崩裂或过早损坏。它主要用于各种高碳的切削刃具，量具，冷冲模具，滚动轴承以及渗碳件等，回火后硬度一般为HRC58－64。 （二）中温回火（250－500度）中温回火所得组织为回火屈氏体。其目的是获得高的屈服强度，弹性极限和较高的韧性。因此，它主要用于各种弹簧和热作模具的处理，回火后硬度一般为HRC35－50。 （三）高温回火（500－650度）高温回火所得组织为回火索氏体。习惯上将淬火加高温回火相结合的热处理称为调质处理，其目的是获得强度，硬度和塑性，韧性都较好的综合机械性能。因此，广泛用于汽车，拖拉机，机床等的重要结构零件，如连杆，螺栓，齿轮及轴类。回火后硬度一般为HB200－330。 退火、正火、淬火、回火是整体热处理中的“四把火”，其中的淬火与回火关系密切，常常配合使用，缺一不可。 “四把火”随着加热温度和冷却方式的不同，又演变出不同的热处理工艺。为了获得一定的强度和韧性，把淬火和高温回火结合起来的工艺，称为调质。某些合金淬火形成过饱和固溶体后，将其置于室温或稍高的适当温度下保持较长时间，以提高合金的硬度、强度或电性磁性等。这样的热处理工艺称为时效处理。把压力加工形变与热处理有效而紧密地结合起来进行，使工件获得很好的强度、韧性配合的方法称为形变热处理；在负压气氛或真空中进行的热处理称为真空热处理，它不仅能使工件不氧化，不脱碳，保持处理后工件表面光洁，提高工件的性能，还可以通入渗剂进行化学热处理。
1 45号钢要求硬度HRC40-50，是不是要淬火+低温回火？ 换算成布氏硬度大约是380～470HB，根据一般热处理规范，热处理制度与硬度关系大致如下： 淬火温度：840℃水淬 回火温度：150℃回火，硬度约为57HRC；200℃回火，硬度约为55HRC；250℃回火，硬度约为53HRC；300℃回火，硬度约为48HRC；350℃回火，硬度约为45HRC；400℃回火，硬度约为43HRC；500 ℃回火，硬度约为33HRC；600℃回火，硬度约为20HRC 一般情况下热处理工艺都指标准范围内中间成分，且热处理温度都存在一个调整范围，如成分在范围内存在偏差，可以相应调整淬火温度和回火温度 2 1.临界温度指钢材的奥氏体转变温度。不同含量的钢材有着不同的临界点，但临界点有着一个范围内的浮动，所以下临界点温度指的就是奥氏体转变的最低温度。 2. 常用碳钢的临界点 钢号临界点(℃) 20钢735-855 (℃) 45钢724-780 (℃) T8钢730 -770(℃) T12钢730-820 (℃) 3 20Cr，40Cr，35CrMo，40CrMo，42CrMo：正火温度850-900℃，45号钢正火温度850℃左右。 4 20CrMnTi Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 740 825 680 730 5 Cr12MoV热处理知识 Cr12MoV钢是高碳高铬莱氏体钢，常用于冷作模具，含碳量比Cr12钢低。该钢具有高的淬透性，截面300mm以下可以完全淬透，淬火时体积变化也比Cr12钢要小。 其热处理制度为：钢棒与锻件960℃空冷+ 700～720℃回火，空冷。 最终热处理工艺：
《钢的淬火回火工艺》 1.用于钢制零件在箱式、井式和盐浴加热炉中的淬火回火工艺。 2.对表面不允许氧化、脱碳的零件，当在空气炉中加热时，应在零件表面涂以饱和硼砂水溶液或石墨油 （10%石墨粉+90%机油），也可采用生铁屑+5%木炭作填料装箱密封。 3.淬火回火加热温度：淬火加热温度主要根据钢的临界点、形状尺寸等因素确定。回火加热温度按零件 材料、机械性能和硬度要求进行选择。 常用钢材淬火回火与硬度的参数
4.淬火保温时间：根据零件的材料、有效厚度、加热介质、装炉方式、装炉量等具体情况而定。 淬火保温时间按下列公式计算：T=KAD 式中T—保温时间（min）；K—装炉系数（通常取1.0~1.5）； A—保温系数（空气炉中加热碳素钢取1.0~1.2，合金钢取1.2~1.5）；D—零件有效厚度。 5.有效厚度：①圆棒形零件以直径为有效厚度。②扁平形零件以其截面为其有效厚度。③套类零件高度 不大于1.5倍壁厚时，以高度为有效厚度；高度大于1.5倍壁厚时，以1.5倍的壁厚为有效厚度；外径与内径比值大于7，而内径小于50mm时，以外径为有效厚度。 7.淬火冷却方式：碳素钢零件和形状筒单截面较大的合金钢制件多采用水淬油冷淬火，水淬油冷淬火的 零件在水中的冷却时间按有效截面每秒3~5mm计算，从水中油的间隔时间应不大于1~2秒。 8.回火冷却方式：碳素钢和合金钢一般多采用空气冷却。有回火脆性的合金钢应于油中或水中冷却，硝 盐炉中回火的零件应于水中冷却。 9.装炉： ⑴零件应均匀摆放于炉内有效加热区，工件间留有适当间隙。 ⑵细长零件应尽量在井式炉或盐炉中垂直吊挂加热。 ⑶同炉加热的零件、截面尺寸不宜相差太大，大截面零件应摆放在炉膛里面，以便小件先出炉。大小零件应分别计算加热时间。 ⑷碳钢及低合金钢中小截面的零件，可直接装入与淬火温度相同或高出淬火温度0～30℃的炉中加热。 ⑸高合金钢零件要经过一次或二次预热，才能加热淬火。 10.淬火操作： ⑴成批生产的零件，应先淬1～2件，待检查合格后再继续处理，在处理过程中定期抽检，以免产生成批废品。 ⑵淬火后应及时回火，一般零件淬火至回火间隙不超过4~8小时，大型或形状复杂易开裂的零件应立即回火。 ⑶返工的零件在重淬前一般需经高温回火或正火处理，合金工具钢、高速钢零件需经退火处理。处理时要采取保护措施，防止表面氧化脱碳。 ⑷用盐水、碱液冷却的零件，冷却后应进行清洗，以免腐蚀零件。 ⑸不同类型零件在淬火冷却过程中应遵守下列原则： ①轴、套筒、圆环类零件应沿轴心方向垂直淬入冷却剂，并在冷却剂中上下适当窜动。 ②垫圈类零件应径向垂直淬入冷却剂。 ③长板类零件选择横向侧面淬入冷却剂为好。 ④有盲孔凹面的零件，盲孔、凹面向上进入冷却剂，用水淬油冷时，应将孔中的水倒去再入油冷却。 ⑤截面厚薄相差较大的零件，大截面部分应先进入冷却剂。 ⑥带单面长槽的零件应槽口向上，一端倾斜45°淬入冷却剂。 11.回火处理： ⑴必须清洗掉零件的油污、残渣后才能进行回火。 ⑵细长零件装筐时不准堆压，要垂直摆放或吊挂。 ⑶有淬裂危险的零件，在淬火冷却至50~80℃即应装炉回火。 ⑷在浴炉中回火时，零件在液面下的距离应大于30mm。