第九章钢的热处理原理
内容提要：
热处理是改善金属材料的使用性能和加工性能的一种非常重要的工艺方法。根据热处理后所要求的性能的不同，热处理的类型有多种多样，但所有的热处理工艺都包括加热、保温和冷却三个阶段。
第一节概述
一、热处理的作用
热处理是将钢在固态下加热到预期温度，并在该温度下保持一段时间，然后以一定的速度冷却到室温的一种热加工工艺。其目的是改变钢的内部组织结构，以改善其性能。
预备热处理的目的：恰当的热处理工艺可以消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷，细化晶粒，消除偏析，降低内应力，使钢的组织和性能更加均匀。
二、热处理与相图
金属材料能进行热处理的条件：只有在加热或冷却时发生溶解度显著变化或者发生类似纯铁的同素异构转变，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。金属材料的特点之一是可以用热处理方法较大幅度地调整与改变其性能，这是由于金属材料在加热与冷却过程中内部组织结构发生了各种类型的变化的缘故。为了使钢件在热处理后获得所需要的性能，大多数热处理工艺（如淬火、正火和普通退火等）都要将钢件加热到高于临界点温度，以获得全部或部分奥氏体组织并使之均匀化，这个过程称为奥氏体化。然后通过不同的冷却制度，使奥氏体转变为不同的组织（包括平衡组织与不平衡组织），从而获得所需的性能。
亚共析钢、过共析钢的奥氏体形成，以及先共析铁素体或二次渗碳体继续向奥氏体转变或溶解的过程，只有加热温度超过A3（亚共析钢）或Acm（过共析钢）后，才能全部转变或溶入奥氏体。特别地，对过共析钢，在加热到Acm以上全部得到奥氏体时，因为温度较高，且含碳量多，使所得的奥氏体晶粒明显粗大。
应该指出，在Fe-Fe3C相图中A1、A3、Acm是平衡时的相变温度（称为临界点），在实际生产中加热速度比较快，相变是在不平衡的条件下进行的，因此相变点要比相图中所示的相变温度高一些，分别以Ac1、Ac3、Accm表示，理论相变温度和实际相变温度之间的差值称为过热度；同理，冷却时相变的临界点分别以Ar1、Ar3、Arcm表示,其差值称为过冷度。实际生产中相变的临界温度不是固定不变的，它随着加热和冷却速度的不同而变化。
三、固态相变的特点
1.相变阻力大
2.新相晶核和母相之间存在一定晶体学位向关系
3.母相晶体缺陷对相变起促进作用
固态相变时，母相中各种晶体缺陷对相变有明显的促进作用。新相晶核往往优先在这些缺陷处形成。这是由于在缺陷周围晶格有畸变，自由能较高。母相晶粒越细，晶界越多，晶内缺陷越多，则转变速度越快。
4.易于出现过度相
四、固态相变的类型
1.扩散型相变：新相的生核和长大主要依靠原子进行长距离的扩散，或者说，相变是依靠相界面的扩散移动而进行的。相界面是非共格的。如珠光体转变、奥氏体转变。
2.非扩散型相变：新相的成长通过类似塑性变形过程中的滑移和孪生那样，产生切变和转动进行的。相界面是共格的。如马氏体转变。
3.过渡型相变：如贝氏体转变。
第二节钢在加热时的转变
一、共析钢奥氏体的形成过程
钢在加热时奥氏体的形成过程是一个新相的形核、长大和均匀化的过程。以共析钢为例，根据Fe-Fe3C相图，加热前的原始组织为珠光体（即铁素体和渗碳体形成的机械混合物）。当加热到A1以上温度后，珠光体向奥氏体转变，转变包括以下四个基本的过程：
1）奥氏体的形核：当钢加热到A1以上温度时，珠光体处于不稳定状态。首先，在铁素体与渗碳体的交界处产生奥氏体晶核，这是由于F和Fe3C相界面上原子排列不规则以及碳浓度不均匀，为优先形核提供了有利条件，既有利于铁的晶格由体心立方变为面心立方，又有利于Fe3C的溶解及碳向新生相的扩散。
2）奥氏体的长大：奥氏体晶粒长大是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和铁素体中的扩散和铁素体向奥氏体转变而进行的。铁素体向奥氏体转变速度比渗碳体溶解的速度快得多，因此，珠光体中的铁素体先消失。也就是体心立方的铁向面心立方的铁的连续转变和Fe3C 向奥氏体的不断溶解。通过碳原子的扩散，奥氏体的晶核从F和Fe3C相界面向两边长大。
3) 剩余渗碳体的溶解：铁素体消失后，在t1温度下继续保温或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解，直到渗碳体全部消失。
4）奥氏体成分均匀化：剩余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳的浓度仍不均匀。原先是渗碳体的地方碳浓度较高；原先是铁素体的地方碳浓度较低，继续保温，通过扩散使奥氏体中含碳量逐渐均匀化，最终得到细小均匀的奥氏体。
二、影响奥氏体形成速度的因素
奥氏体的形成受原子扩散所控制。
1.加热温度和保温时间
奥氏体的形成需要孕育期，加热速度越快、温度越高，孕育期越短。
2.原始组织的影响
原始组织为片状珠光体时，其片层越细，越易形核，晶核长大速度越快，加快奥氏体的形成。奥氏体化最快的是淬火状态的钢，其次是正火状态的钢，最慢的是球化退火状态的钢。
3.化学成分的影响
①碳：含碳量高，奥氏体的形核率和长大速度越大。
②合金元素：首先，合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。其次，合金元素改变了钢的临界点和碳在奥氏体中的溶解度，于是就改变了钢的过热度和碳在奥氏体中的扩散速度。此外，钢中合金元素在铁素体和碳化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。
三、奥氏体晶粒大小及其影响因素
3.1奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，奥氏体晶粒越细小，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧度越高。
3.2 影响奥氏体晶粒长大的因素
影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：
①加热温度和保温时间的影响：加热温度越高、保温时间越长，形核率I越大，长大速度G越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。(温度升高，形核率增加，ζ增加，r降低，ζ/r增加，G′增大)
②加热速度的影响：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度。
③钢的化学成分的影响：⑴C%的影响。C%高，C 在奥氏体中的扩散速度以及Fe 的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过一定量时，由于形成Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。⑵合金元素影响。强碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb 等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒
长大影响很小。
④钢的原始组织的影响：钢的原始组织越细，碳化物的弥散度越大，奥氏体晶粒越小。第二节钢在冷却时的转变
1 概述
钢的常温性能不仅与加热时获得的奥氏体晶粒大小、化学成分均匀程度有关，更与奥氏体冷却转变后的最终组织有关。奥氏体化后的冷却方式有两种，等温冷却方式和连续冷却方式：一种是将奥氏体化后的钢急冷到A1以下某一温度，在此温度进行保温，使之发生组织转变，再冷到室温，称为等温冷却；另一种是将奥氏体化后的钢以某种速度连续冷却，使其在临界点以下的不同温度下转变，称为连续冷却。
2 过冷奥氏体等温转变冷却图
过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据，是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。
2.1过冷奥氏体等温转变图的建立
膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。
2.2奥氏体等温转变图的基本类型
A1线以上钢处于奥氏体状态，A1线以下、Ms线以上和转变开始成线之间区域为过冷奥氏体区，转变开始曲线和转变终了曲线之间为过冷奥氏体正在转变区，转变终了曲线以右为转变终了区。
根据转变温度和转变产物不同，共析钢C曲线由上至下可分为三个区：A1～550 ℃之间为珠光体转变区；550 ～Ms之间为贝氏体转变区；Ms～Mf 之间为马氏体转变区。由此可以看出，珠光体转变是在不大过冷度的高温阶段发生的，属于扩散型相变，马氏体转变是在很大过冷度的低温阶段发生的，属于非扩散型相变．贝氏体转变是中温区间的转变，属于半扩散型相变。
从纵坐标至转变开始线之间的线条长度表示不同过冷度下奥氏体稳定存在的时间，即过冷奥氏体留温转变开始所经历的时间，也就是前述的孕育期。孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低，反映过冷奥氏体的转变速度。由C曲线可知，共析钢约在550℃左右孕育期最短，表示过冷奥氏体最不稳定，转变速度最快，称为C 曲线的“鼻子”。A1线至鼻温之间，随着过冷度增大，孕育期缩短，过冷奥氏体稳定性降低，鼻温至Ms线之间，随着过冷度增大，孕育期增大，过冷奥氏体稳定性提高。在靠近A1点和Ms点附近温度，过冷奥氏体比较稳定，孕育期较长，转变速度很慢。
为什么过冷奥氏体稳定性具有这种特征呢？这是由于过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度又取决于过冷度。随着过冷度增大，转变温度降低，奥氏体与珠光体自由能差增大，转变速度应当加快。但过冷奥氏体的分解是一个扩散过程，随着过冷度增大，原子扩散速度显著减小，形核率和生长速度减小．故过冷度增大又会使转变速度减慢。因此，这两个因素综合作用的结果，导致在鼻温以上随着过冷度增大。
奥氏体等温转变图的形状象英文字母C，因此称“C”曲线或“TTT”图。“C”曲线有三个转变区(即珠光体、贝氏体和马氏体转变区)；五条线(即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、Ms和Mf)。A1线以上奥氏体稳定存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥氏体。第一条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)终了线；Ms为马氏体转变开始线，Mf为马氏体转变终了线。“C”曲线类型线共六种，它们分别为：
①单一的“C”形曲线(B、P 区重合)：碳钢(亚共析钢、共析钢及过共析钢)、含Si、Ni、Cu、Co 钢等。
②双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V 等合金元素，
或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体转变速度影响较小。
③双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V 等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，共析钢“C”曲线珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体转变速度影响较小，合金元素的加入，使B、P 转变的“C”曲线分离，分别使B、P转变的最小孕育期变长。
④只有贝氏体转变的“C”曲线：合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo 的加入，使扩散型的珠光体相变受到极大阻碍。(贝氏体钢18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)
⑤只有珠光体转变的“C”曲线：在中碳高Cr 钢3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13 等钢中出现。
⑥在马氏体转变的Ms 点以上整个温度区间不出现“C”曲线：这类钢通常为奥氏体钢高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。也可能有过剩碳化物的高温析出。
C 曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。C曲线下面还有两条水平线分别表示奥氏体向马氏体开始转变温度Ms点和奥氏体向马氏体转变终了温度Mf点。Ms 和Mf温度多采用膨胀法或磁性法等物理方法测定。
3 影响过冷奥氏体等温转变的因素
3.1奥氏体成分的影响：
过冷奥氏体等温转变的速度反映过冷奥氏体的稳定性，而过冷奥氏体的稳定性可在C 曲线上反映出来。过冷奥氏体越稳定，孕育期越长，则转变速度越慢，C曲线越往右移。反之亦然。
(1)含碳量的影响
随着奥氏体C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当C%增加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。随着C%进一步增加，奥氏体稳定降低，“C”曲线反而左移。同时C%越高，Ms点越低。非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小，“C”曲线左移。亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析铁素体形核率下降导致先析铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定性提高，珠光体转变孕育期增加，“C”曲线右移。过共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减少，“C”曲线左移。奥氏体中的含碳量越高，贝氏体转变孕育期越长，贝氏体转变速度越慢。故碳素钢C曲线下半部的贝氏体转变开始线和终了线随含碳量的增大一直向右移。
(2)合金元素的影响
合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。总体上讲，除Co、Al 外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线右移。非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C”曲线位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti 等既使“C”曲线右移，又使其形状分成上下两部分。
3.2奥氏体状态的影响：
奥氏体晶粒尺寸：奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。反之“C”曲线左移。
原始组织：钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的形核率越高，同时原始组织越细小有利于C 原子扩散，奥氏体形成时达到均匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高，“C”曲线右移。
3.3应力和塑性变形的影响：
变形：奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉应力加速其转变，
使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线右移。对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳化物(奥氏体中C%降低)，降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。
4 珠光体转变
钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维状珠光体和针状珠光体等。
片状珠光体：F和Fe3C层片相间的机械混合组织。
粒状珠光体：Fe3C 以粒状分布于F 基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。Fe3C 的量由钢的C%决定；Fe3C 的尺寸、形状由球化工艺决定。
片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片Fe3C(或F)的平均距离S0称珠光体的片层间距。珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。
4.1片状珠光体的形成、组织与性能
①珠光体分类
根据珠光体片层间距S0的大小，可将珠光体分为三类：
珠光体：用P表示；在A1～650℃较高温度范围内形成的珠光体比较粗，其片间距为0.6～1.0μm。光镜下观察到F与Fe3C呈层片状。
索氏体：细片状珠光体，用S表示；在650～600℃温度范围内形成的珠光体，其片间距较细，约为0.25～0.3μm。光镜下难以区分F与Fe3C呈层片状，电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。
托氏体：极细的珠光体，用T表示；在600～550℃更低温度下形成的珠光体，其片间距极细，只有0.1～0.15μm。光镜下无法分辨F与Fe3C的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。珠光体片层间距S0的大小，取决于过冷度ΔT 而与原奥氏体晶粒尺寸大小无关。
S0 大小变化的原因：(1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到的珠光体由于形成温度高，C原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距S0大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于ΔT增大，ΔG增大，形核率增加并且C原子扩散速度和距离变小，使S0变小。
②珠光体的晶体结构
片状珠光体是F 和Fe3C 层片相间的机械混合组织。其中F 的晶体结构为体心立方；Fe3C 为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关系。同时，先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。
③珠光体的形成机制(以共析钢为例)
γ→α+ Fe3C
晶体结构：面心立方体心立方复杂斜方
C%：0.77% 0.0218% 6.67%
形核：(1)奥氏体晶界；(2)奥氏体晶内(奥氏体晶内有不均匀或未溶Fe3C 时)。满足(1)能量起伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论，现在认为都有可能成为领先相。
长大：以Fe3C 为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时，过冷奥氏体中存在C浓度不均匀
(1)由于过冷奥氏体中存在C 浓度不均匀，导致C 原子扩散，C原子扩散破坏该温度下的
C 浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出C 使碳浓度升高到C1，与Fe3C 相接的奥氏体形成Fe3C 使碳浓度降低到C2，其结果导致C 原子扩散再次发生。
如此反复，珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。
(2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量Cγ为共析成分的含碳量，因为有C2≤Cγ≤C1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的C 原子向与Fe3C 相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的Fe3C；而与F相接的奥氏体中的C 原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F。
(3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相接铁素体中扩散。
(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶
体学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。
(5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C原子扩散路程短，有利于扩散。
(6)Fe原子自扩散完成晶格改组。
横向长大：奥氏体晶核内形成一片Fe3C，立刻就有两边F相连，搭桥机制。
珠光体分枝长大：(反常长大)正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的，但在某些情况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个Fe3C，成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个原因导致珠光体反常长大。
④珠光体的机械性能取决于(1)层片间距S0；(2)珠光体团尺寸；(3)F亚结构。
S0 减小，相界面增多，相界面阻碍位错运动的能力增加，变形抗力提高，强度提高；另外S0减小，Fe3C变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。
珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多，应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。
铁素体亚结构为位错，亚结构尺寸越细，位错的量越多，受Fe3C 阻碍变形抗力越高，强度越高。
4.2 粒状珠光体的形成、组织与性能
片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C，从能量考虑，Fe3C球化是一个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲率半径越小，其溶解度越高，片状Fe3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解度，使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe3C尖角处将进一步溶解，Fe3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各处曲率半径相近的粒状Fe3C。
片状Fe3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关，若Fe3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一界面张力，从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面，与平面相比具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的Fe3C 溶解而使曲率半径增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平衡，沟槽进一步加深。如此循环直至Fe3C片溶穿。
在A1温度以下片状Fe3C的球化是通过Fe3C 片的破裂，断开而逐渐球化的。(1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区；(2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。
粒状珠光体性能：
同一成分钢，P 粒相界面P片少，强度低；塑性好是因为F呈连续分布，Fe3C颗粒分布在F基体上，对位错阻碍作用小。因此P 粒表现出(1)切削加工性能好；(2)冷塑性变形性能好；(3)加热时变形或开裂倾向小。
4.3 伪共析体：这种由偏离共析成分的过冷奥氏体所形成的珠光体称为伪共析体或伪珠光体。
亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出，在非共析钢成分下析出的共析组织(F+Fe3C)
成为伪共析组织。
5 马氏体转变
钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变；
5.1 马氏体的晶体结构、组织与性能
⑴马氏体的晶体结构
马氏体是C 在α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。
①马氏体的点阵常数与C%的关系
室温下马氏体的点阵常数与C%的关系由X-ray测得：
c=a0+αρ
a=a0-βρ式9-1
随C%提高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。
②马氏体的点阵结构及畸变
马氏体为C在α-Fe中的过饱和固溶体。C 原子处于Fe 原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在短轴方向的半径为0.19.，碳原子半径为0.77.，室温下C 在α-Fe 中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远此数。C 原子的溶入α-Fe 后使体心立方变成体心正方，并造成α-Fe非对称畸变，这个畸变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。
③新生马氏体异常正方度
实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式9-1不符，与式(9-1)比较c/a相当低称异常低正方度(Mn 钢)；其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、b 轴缩短c 轴伸长)，与式(9-1)比较c/a相当高称异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长c轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近式(12-1)的正方度。C%增加，正方度偏差增加。
④产生异常正方度的原理
若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C 原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C 原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C 原子是优先占据第三亚点阵的。但是C 原子全部占据第三亚点阵时与式(9-1)的测量结果也不吻合。而与80%C 原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。因此：具有异常低正方度的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果，而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时，出现a≠b 的正交点阵。温度回升到室温，C 原子重新分布，有序度增加，正方度升高。具有异常高正方度的新生马氏体，其C 原子接近全部占据第三亚点阵。但计算表明，即使C 原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有人认为，Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。
⑵马氏体的组织形态：一种板条状马氏体，另一种片状马氏体。
①板条马氏体
板条马氏体是在低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型的马氏体组织。其显微组织是由许多成群的板条组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。其内有大量的位错。
显微结构：一个原奥氏体晶粒内可以有3~5个马氏体板条束，一个板条束内又可以分成几
个平行的板条块；板条块间成大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为0.5×5.0×20μm。即：板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形的、非常稳定的、厚度约200.的残余奥氏体。
亚结构：高密度位错(0.3~0.9×1012个)，局部也有少量的孪晶。
位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}γ；马氏体和奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关系的原因尚不清楚。
与C%的关系：马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚；0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚；0.6%＜C%＜0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条混杂生长，板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。
与奥氏体晶粒的关系：试验表明，奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。
与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。
②片状马氏体
常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。
显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。
亚结构：孪晶，孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50.，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。
位向关系：片状马氏体惯习面接近{225}γ或{259}γ；马氏体和奥氏体符合K-S关系或西山(N)关系。
与C%的关系：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条马氏体；0.3%＜C%＜1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；1.0%时＜C%时，全部为片状马氏体组织。并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。
合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。
与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越粗大。
片状马氏体存在显微裂纹：片状马氏体显微裂纹是其形成时产生的，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，由于马氏体形成速度极快，相互撞击，同时还与奥氏体晶界撞击，产生相当大的应力场，另外由于片状马氏体含碳量较高，不能通过滑移或孪生等变形方式消除应力，因此片状马氏体出现显微裂纹。值得提出的是：板条马氏体板条之间夹角很小，基本相互平行，相互撞击的几率很小，即使偶有撞击，由于残余奥氏体的存在可以缓解应力，因此，板条马氏体没有出现显微裂纹。
⑶马氏体的性能：具有高硬度和高强度。
①强度和硬度
钢中马氏体的硬度随含碳量的增高而增大，但当C%≥0.6%，淬火钢的硬度接近最大值，C%进一步增加，残余奥氏体含量增加，硬度值增加缓慢甚至下降。合金元素对马氏体的硬度影响不大。
相变强化：马氏体切变形成造成晶体内产生大量的微观缺陷(位错、孪晶及层错等)使马氏体强化称相变强化。
固溶强化：C 原子过饱和地溶入到α-Fe 中产生晶格严重畸变形成畸变偶极应力场，应力场与缺陷交互作用使马氏体强化。(C%＞0.4%时形成畸变偶极应力场具有抵消作用，引起马氏体强化不明显)
时效强化：C 原子偏聚到位错线附近“钉扎”位错引起马氏体强化。-60℃以上时时效就能进行；室温下几分钟甚至几秒钟即可产生时效强化。
马氏体形变强化：α-Fe 本身强度不高，由于马氏体相变产生塑性变形，塑性变形产生加工硬化(表现为缺陷增加以及相互缠结)使马氏体强化。
原奥氏体晶粒大小和马氏体板条束大小对强度的影响：奥氏体晶粒细小，马氏体晶粒细小(虽然板条块不变，但板条束变小)，马氏体强度增高，但总的来看影响不大。细化晶粒对提高马氏体强度作用不明显。
马氏体的韧性
马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构。
高碳钢板条马氏体的韧性：亚结构为孪晶，有效滑移系少。回火时碳化物沿孪晶界不均匀析出增加脆性。马氏体内部存在显微裂纹。
低碳钢板条马氏体的韧性：马氏体形成时容易产生“自回火”，松弛了淬火应力，碳化物分布比较均匀(合金钢)。位错网形成的胞状位错亚结构分布不均匀，存在低密度位错区，为位错移动提供了余地，而位错开动可以缓解应力集中提高塑性。无显微裂纹存在。塑性变形时，位错的运动(滑移)比孪生容易进行。
③马氏体的相变塑性
相变塑性——金属及合金在相变过程中塑性增大，往往在低于母相屈服极限时发生塑性变形，这种现象称相变塑性。
马氏体的相变塑性——钢在马氏体相变的同时产生相变塑性的现象称马氏体的相变塑性。
马氏体形成时可缓解或松弛局部应力集中，防止裂纹形成，即使形成裂纹也会由于马氏体相变使裂纹尖端应力集中得到松弛，从而抑制微裂纹扩展，提高塑性和断裂韧性。此外由于塑性变形区有形变马氏体形成，随着形变量的增加，形变强化指数提高，变形抗力增加，导致已塑性变形区再发生塑性变形困难，从而抑制颈缩的形成，使随后的变形发生其它部位，提高了塑性变形能力。
④物理性能
马氏体比容最大，导致淬火变形、开裂，导致产生残余奥氏体。马氏体为铁磁相，C%增加，磁饱和强度降低；电阻率高。
5.2 马氏体转变的特点
形成条件
满足两个条件：第一，过冷奥氏体必须大于临界淬火冷却速度冷却；第二，过冷奥氏体必须过冷到一定温度以下，以获得足够的相变驱动力。
（1）马氏体转变的无扩散性
钢中马氏体转变无成分变化，仅有晶格改组：γ-Fe(C)→α-Fe(C)。马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni合金20~-196℃)，扩散已无可能，并且转变速度极快(5×10-6秒完成)。原子协调移动，原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”)，相邻原子的移动位移不超过一个原子间距。
（2）马氏体转变的切变共格性
马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起，并牵动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的，同时以第二类切应力共格切变，即以惯习面
为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动，这种界面称“切变共格”界面。
（3）马氏体转变具有特定的惯习面和位向关系
惯习面：C%不同及形成温度不同，惯习面也不同，钢中常见的惯习面有三种，即：(111)γ，(225)γ，(259)γ。
含碳量对惯习面有影响。当C%＜0.6%时，惯习面为(111)γ；0.6%＜C%＜1.4%
时，惯习面为(225)γ；C%＞1.4%时，惯习面为(259)γ；随着温度的降低，惯习面为(111)γ→(225)γ→(259)γ。惯习面为无畸变、无转动的平面。
（4）马氏体相变是在一个温度范围内进行的
马氏体转变是在不断降温条件下完成的，有开始转变温度Ms和转变结束温度Mf；
马氏体也有等温条件下形成的，无论降温还是等温转变，马氏体转变具有不彻底性，有残余奥氏体剩余，需冷处理使残余奥氏转变为马氏体。
（5）马氏体转变的可逆性
在某些非Fe 合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热，已形成的马氏体通过逆转变机制转变为奥氏体，称为马氏体的可逆转变。把马氏体直接向奥氏体的转变称为逆转变，逆转变的开始温度为As转变结束温度为Af。
5.3马氏体转变应用举例
低碳钢或低碳合金钢采用强烈淬火可以获得几乎全部是板条状的马氏体不但得到较高的强度和塑、韧性的良好配合，而且还具有较低的缺口敏感性和过载敏感性。
中碳低合金钢或中碳合金钢将得到板条状马氏体和片状马氏体的混合组织。如将这些钢种进行高温加热淬火，在屈服强度保持不变情况下，可以大幅度提高钢的韧性。这是由于高温加热使奥氏体化学成分均匀，消除富碳区，淬火冷却可在组织中少出现片状马氏体而获得较多量甚至全部的板条状马氏体。
对于高碳钢件，为了获得较多的板条状马氏体，可以采用较低温度快速、短时间加热淬火方法，保留较多的未溶碳化物，降低奥氏体中含碳量并阻止富碳微区的形成。
6 贝氏体相变
钢中贝氏体是过冷奥氏体在中温区转变的产物，其转变温度位于珠光体温度和马氏体转变温度之间，因此称为中温转变。这种转变的动力学特征和产物的组织形态，兼有扩散型转变和非扩散型转变的特征，称为半扩散型相变。一般将具有一定过饱和度的α相和Fe3C组成的非层状组织称为贝氏体。
6.1贝氏体的组织形态
上贝氏体：在贝氏体区较高温度范围内（600～350℃）形成的贝氏体叫上贝氏体。过饱和的平行条状α相和夹于α相条间的断续条状Fe3C的混合物。形状如羽毛，又称羽毛状贝氏体。在原奥氏体晶界形核，沿晶界一侧或两侧向晶内长大。光镜下，α相呈条状或针状，少数呈椭圆状或矩形；电镜下清晰可见断续条状Fe3C分布于α相条间，也可能分布在α相条内。C%增加，α相条增多、变薄，Fe3C量增加、变细，碳化物由粒状→链珠状→断续条状。合金元素Si、Al、增加奥氏体的稳定性，抑制Fe3C析出，使残余奥氏体数量增多。
形成温度：中高碳钢350~550℃；又称高温贝氏体；形成温度低，α相条变薄，碳化物弥散度增大，细化晶粒。
亚结构：位错缠解。比板条马氏体低2~3 个数量级，形成温度越低，位错密度越大。
下贝氏体：在较低温度范围内（350～Ms）形成的贝氏体叫下贝氏体。过饱和的片状α相和其内部沉淀的Fe3C 的混合物。形状为针状、片状或竹叶状。各针状物间有一定交角。碳化物细小、弥散，呈粒状和细片状排列成行，与α相长轴方向成55ⅹ~65ⅹ。光镜下，α相呈暗黑色针状或片状，各针状有一定交角；电镜下清晰可见排列成行的粒状或片状Fe3C分
布于α相条内，与α相长轴方向交成55ⅹ~60ⅹ，也可能分布在α相条外。下贝氏体α相内含有过饱和C 原子，其固溶量比上贝氏体高。上贝氏体的α相平行，下贝氏体的α相有交角。
形成温度：中高碳钢350℃~Ms；又称低温贝氏体。
亚结构：缠解位错。比上贝氏体位错密度高，未发现孪晶。
6.2贝氏体的性能
钢中贝氏体的机械性能主要取决其显微组织形态，即取决于α相和Fe3C的显微组织形态。
贝氏体α相中相对细晶的呈条状(上贝氏体)或呈针状(下贝氏体)比相对粗晶的呈块状(粒状贝氏体)具有较高的强度和硬度。贝氏体转变温度降低，α相由块状→条状→针片状。贝氏体中α相晶粒(亚晶粒)越小，强度越高，韧性越好。与平衡状态的α相对比，贝氏体中α相过饱和度大，导致固溶强化引起强度增加，但塑性和韧性降低很少。贝氏体中α相的亚结构为缠结位错(相变应变产生的)，而且下贝氏体比上贝氏体位错密度高，因此强度比上贝氏体高。
碳化物尺寸相同时，其含量(取决于钢的含碳量)越多，强度和硬度越高，塑性和韧性越低。成分一定时，贝氏体转变温度降低，碳化物尺寸减小，数量(不是含量)增加，即弥散分布，强度高韧性高，因此下贝氏体比上贝氏体性能好得多。粒状碳化物不易产生应力集中，韧性好；上贝氏体碳化物呈断续杆状(条状或层状)的脆性大；下贝氏体碳化物呈细片状强度高。此外，非贝氏体组织形成对机械性能有影响。
6.2贝氏体的转变特点
钢中过冷奥氏体转变为贝氏体，必须满足：ΔG=GB-Gγ≤0
贝氏体转变属于半扩散型相变，除新相表面能Sζ外，还有母相与新相比容不同产生的应变能和维持两相共格关系的弹性应变能εV，则贝氏体形成时系统自由能也可以表示为：ΔG=VΔgv+Sζ+εV≤0
与马氏体相变比较，贝氏体转变时碳的扩散降低了α相的过饱和含碳量，弹性应变能ε
V 减小；碳的脱溶使贝氏体与奥氏体的比容差降低，相变时由于体积变化引起的应变能减小，使α相的自由能降低，新相与母相自由能差ΔG增加，相变驱动力增大，因此贝氏体转变开始温度Bs在Ms之上。另外，与珠光体转变相比，贝氏体形成时α相的过饱和程度比珠光体α相的过饱和程度大，新相与母相的弹性应变能εV 比珠光体转变时的弹性应变能εV 大，贝氏体转变开始温度Bs在Ps之下。因此，贝氏体转变的开始温度介于Ms和Ps 之间。
1）贝氏体转变是一个形核与长大的过程：贝氏体转变速度受碳的扩散所控制。上贝氏体的长大速度取决于碳在奥氏体中的扩散，下贝氏体的转变速度取决于碳在铁素体中的扩散。因此，贝氏体转变速度远比马氏体低。
2）贝氏体中铁素体的形成是按马氏体转变机制进行的
3）贝氏体中碳化物的分布与形成温度有关
5.4魏氏组织的形成
在金相显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近于平行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织，这种组织称为魏氏体。魏氏组织是钢的一种过热缺陷组织。
7 过冷奥氏体连续冷却转变图及其应用
钢的连续冷却转变是指在一定冷却速率下，过冷奥氏体在一个温度范围内所发生的转变。连续冷却转变得到的往往是不均匀的组织，有时是混合组织。过冷奥氏体连续冷却转变曲线又叫CCT曲线。
7.1 CCT曲线的建立
与C曲线类似，测定CCT曲线采用的方法有膨胀法、磁性法、热分析法等。这些方法，包括现代化的多功能相变仪，通常要辅之以金相-硬度法，判别组织类型。CCT曲线也是以温度时间的半对数坐标表示。图上应注明钢的具体化学成分和奥氏体化条件。以800～500℃范围内的平均冷却速率标注在各条冷却曲线旁。冷却曲线与各种组织的转变终了曲线交点旁标注的是转变产物的百分数。冷却曲线的终端标注的是室温组织的硬度，以HV或HRC硬度值表示。
7.2 CCT曲线的分析
CCT曲线与其C曲线相比，向右下方移动了，即转变开始温度下降了，转变开始时间延长了。只有珠光体转变区、马氏体转变区，没有贝氏体转变区。当连续冷却速度很小时，转变的过冷度很小，转变开始和终了的时间很长。冷却速度如果加大，则转变温度降低，转变的开始与终了时间缩短，而且冷却速度愈大，转变所经历的温度区间也愈大。CC′线为转变终止线，表示冷却曲线与此线相交时转变并未最后完成，但奥氏体停止分解了，剩余的这部分奥氏体在被过冷到更低的温度下发生马氏体转变。通过C与C′两点的冷却曲线相当于两个临界冷却速度Vc、Vc′，分别成为上临界冷却速度和下临界冷却速度，是获得不同转变产物的分界线。Vc"是按C曲线确定的临界冷却速度。
7.3 CCT曲线与C曲线的比较
CCT曲线在C曲线的右下方。连续冷却转变与等温冷却转变相比，转变温度更低，需要的孕育期更长。在共析钢、过共析钢的CCT曲线中，没有贝氏体转变区，它们的“鼻子”区比较突出，掩盖了贝氏体区；所以，共析钢、过共析钢在连续冷却的条件下，不发生贝氏体转变。这是因为共析钢和过共析钢的奥氏体碳含量高，贝氏体的孕育期很长；在连续冷却条件下，还未到贝氏体开始时就已经冷却到了马氏体转变线以下了。同样，某些合金钢在连续冷却条件下，不出现珠光体转变区，也是这个原因。与等温转变(TTT)相比，连续冷却（CCT)转变的转变温度较低，孕育期较长。
CCT曲线的测定比较复杂，在没有CCT曲线的情况下，可以借用C曲线来近似分析连续冷却过程中的组织转变。按C曲线确定的临界冷却速度Vc"比CCT曲线上的上临界冷却速度Vc快，且Vc"≈1.5Vc。但是，用Vc"来代替Vc是不合适的，只是一种权宜之计。7.4 CCT曲线应用举例
（1）从CCT曲线上可以获得真实的临界淬火速度。因为上临界冷却速度Vc表是获得全部马氏体组织的最低冷却速度，所以也叫临界淬火速度。它表示钢接受淬火的能力，也表示获得马氏体的难易程度。
（2）CCT曲线是制订正确的冷却规范的依据
选择以最小冷却速度淬火成马氏体为原则，避免冷却强度过大，产生淬火应力，甚至造成淬火变形、开裂。
（3）根据CCT曲线可以估计淬火以后钢件的组织和性能
估计零件表面、心部等不同部位的组织和硬度。
第四节钢在回火时的转变
回火是将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度保持一定时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当方式(避免回火脆性时快冷；防止热应力缓冷；否则对冷却速度无限制)冷却到室温的一种热处理工艺。回火的目的是①为了使亚稳定的α′相转变为接近平衡相或平衡相，以便获得所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。
1 淬火钢的回火转变及其组织
1.1 马氏体中C 原子偏聚(＜100℃)
①由于转变温度较低，Fe与合金元素原子难以扩散；C、N溶质原子只能做短程偏聚，板条
马氏体晶内存在大量位错，C、N原子向位错线附近偏聚。
②片状马氏体由于位错较少，除了少量C、N 原子向位错线附近偏聚，大量溶质原子向孪晶面(110)α′偏聚，形成厚度几零点几个纳米的富碳区。
③板条马氏体中C、N原子向位错线附近偏聚，降低弹性畸变能；而片状马氏体由于C、N 原子向孪晶面(110)α′偏聚，使弹性畸变能可能升高。
1.2马氏体分解(80~250℃)
回火温度超过80℃马氏体开始分解，马氏体中C%降低，晶格常数c 轴减小，a 轴变大，正方度c/a降低，马氏体转变成回火马氏体。片状马氏体从马氏体析出与其共格的ε
-FexC，ε-FexC为密排六方结构，X=2~3。此时马氏体点阵常数a增加，c减小，正方度c/a 降低。光学显微镜下看不见ε-FexC，易腐蚀成黑色，电子显微镜下可以观察到ε-FexC为长1000盘踝′(空间形态为薄片状)。ε-FexC为亚稳相，温度升高可以继续转变。
马氏体分解形式取决于回火温度，回火温度低(80~150℃)，二相式分解，C原子短程扩散；回火温度高(150~350℃)，连续式分解，C原子长程扩散。马氏体分解转变为回火马氏体，低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100~200℃回火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状态，不析出ε-FexC。
1.3 残留奥氏体的转变(200~300℃)
残留奥氏体与过冷奥氏体相比，两者都是C在α-Fe中的固溶体，转变的动力学曲线很相似；物理状态不同，残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑性变形，存在很大的畸变；发生了机械稳定化和热稳定化。
对于高碳Cr钢，残留奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体，在贝氏体区形成贝氏体，在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。淬火高碳钢，残留奥氏体转变产物是α相和ε-FexC 的混合组织，称回火马氏体或下贝氏体，此时α相的C%不仅与回火马氏体相近，而且与下贝氏体的C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为：A残→M 回或B 下(α相+ε-FexC)，残留奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火。200~300℃是残留奥氏体反应激烈的温度范围，不是其开始和终了温度，开始转变温度更低。
1.4 碳化物转变(270~400℃)
碳钢中马氏体过饱和的C 几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。形成两种比ε-FexC 更加稳定的碳化物，即：一种是χ-Fe5C2——单斜晶系一种是θ-Fe3C——正交晶系，具体形成过程可表示为：
α′→α相+ε-FexC→α相+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2→α相+θ-Fe3C。
碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。
碳化物形核长大可分为两类，取决于新旧碳化物与母相的位向关系，新旧碳化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大；不相同则“单独”形核长大。在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。
低碳马氏体由于Ms点较高，淬火冷却时往往析出θ-Fe3C碳化物称自回火。
最终组织：具有一定过饱和度的α相和与其无共格关系的θ-Fe3C 碳化物混合组织——回火屈氏体。对于合金钢，回火过程中形成细小弥散的与α相共格的特殊碳化物，导致钢的硬度增加称为二次硬化。
1.5 α相回复再结晶及碳化物聚集长大(＞400℃)
主要发生α相回复再结晶，同时碳化物聚集长大。
(1)α相回复：α相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分三类：
第一类内应力：区域性的，存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之间。
第二类内应力：晶粒内，晶胞间。
第三类内应力：晶胞内，原子间。
缺陷：淬火马氏体位错、孪晶密度很高，与冷变形金属相似，回复过程中①板条马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络——多边化。这是比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体回火温度高于250℃时孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，前三个阶段受C 扩散控制存在零件内回复就开始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状)。
(2)再结晶：回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核心)、长大过程。
(3)碳化物长大：温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而聚集球化。细粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，满足d=kη3(碳化物长大公式)，并对α相的再结晶有阻碍作用。
(4)最终组织：回复和再结晶的α相与聚集长大的粒状碳化物(与α相无共格关系)的混合组织称为回火索氏体组织。值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变，不是单独发生的，而是相互重叠的，每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。
2 淬火钢在回火时的性能
低温回火(回火马氏体(＞500℃))时，回火温度升高，硬度总的趋势是下降。高碳钢(＞0.8%C)100℃左右回火时硬度稍有上升，是由于C 原子偏聚和共格ε-FexC析出造成的。200~300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低，同时回火时(500~600℃)可以造成二次硬化。由于渗碳体与母相的共格关系破坏以及渗碳体的聚集长大而使钢的硬度呈直线下降。
对强度和塑性，回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。低温回火时，高碳钢片状马氏体塑性几乎为零，低碳钢具有良好的综合性能。300~450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织)。合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比，强度高(回火高于300℃)。
3 回火脆性
淬火钢回火时的冲击韧度并不总是随回火温度的升高单调的增大，有些钢在一定的温度范围内回火时，其冲击韧度显著下降，这种脆化现象叫做钢的回火脆性。
3.1第一类回火脆性
钢在250～400℃温度范围内出现的回火脆性叫第一类回火脆性，也叫低温回火脆性。特点：(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。(2)与回火冷却速度无关。(3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，脆性消失，重新在其脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。
产生原因：
低温回火脆性是由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面析出断续的薄壳状碳化物，降低了晶界的断裂强度，使之成为裂纹扩展的路径，因而导致脆性断裂。如果提高回火温度，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面状况而使钢的韧性又重新恢复或提高。
避免方法：
(1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mn、Cr、Si等。(2)不在此温度区间回火。
(3)降低杂质元素含量。
3.2第二类回火脆性
在450～600℃温度范围内出现的回火脆性叫做第二类回火脆性，也叫高温回火脆性。特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。(2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第
二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。(3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。(4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆性＞珠光体的第二类回火脆性。(5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。
高温回火脆性主要在合金结构钢中出现，碳钢中一般不会出现。高温回火脆性通常在回火保温后缓冷的情况下出现，若快速冷却，脆化现象将消失或受到抑制。高温回火脆性又称可逆回火脆性。
产生机制(无定论)：
晶界偏聚机制——P、Sn、As、Sb 等杂质元素在回火处理时向原奥氏体晶界偏聚，减弱了奥氏体晶界上原子间的结合力，降低晶界断裂强度是产生高温回火脆性的主要原因。Ni、Cr等合金元素不但促进这些杂质元素的偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进一步降低了晶界断裂强度，从而增大了回火脆性倾向。
避免方法：
(1)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。
(2)对亚共析钢采用在A1～A3临界区亚温淬火方法，使P等杂质元素溶入残留的铁素体α中，减轻P等杂质元素在原奥氏体晶界上的偏聚，也可以减少高温回火脆性倾向。
(3)采用高温回火快冷的方法(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。
(4)选择杂质元素极少的优质钢以及采用形变热处理等方法减少第二类回火脆性。
(5)降低杂质元素含量，减少合金元素Cr、Mn、P、As、Sb含量。
(5)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相对增加,第二类回火脆性增大。
4 淬火后回火产物与奥氏体直接分解产物的性能比较
第十章钢的热处理工艺
钢的热处理工艺就是通过加热、保温和冷却的方法改变钢的组织结构以获得工件所要求性能的一种热加工技术。钢在加热和冷却过程中的组织转变规律为制定正确的热处理工艺提供了理论依据，为使钢获得限定的性能要求，其热处理工艺参数的确定必须使具体工件满足钢的组织转变规律性。根据加热、冷却方式及获得的组织和性能的不同，钢的热处理工艺可分为普通热处理（退火、正火、淬火和回火）、表面热处理（表面淬火和化学热处理）及形变热处理等。按照热处理在零件整个生产工艺过程中位置和作用的不同，热处理工艺又分为顶备热处理和最终热处理。
第一节钢的退火与正火
大部分机器零件及工、模具的毛坯经退火或正火后，不仅可以消除铸件、锻件及焊接件的内应力及成分和组织的不均匀性，而且也能改善和调整翎的机械性能和工艺性能，为下道工序作好组织性能准备。对于一些受力不大、性能要求不高的机器零件，退火和正火亦可作为最终热处理。对于铸件，退火和正火通常就是最终热处理。
一、退火目的及工艺
退火是将钢加热至临界点Ac1以上或以下温度，保温以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。
退火的主要目的是均匀钢的化学成分及组织，细化晶粒，调整硬度，消除内应力和加工硬化，改善钢的成形及切削加工性能，并为淬火作好组织准备。
退火工艺种类：按加热温度可分为在临界温度（Ac1或Ac3）以上或以下的退火。前者又称相变重结晶退火，包括完全退火、扩散退火、不完全退火和球化退火。后者包括再结晶退火及去应力退火。按照冷却方式，退火可分为等温退火和连续冷却退火。
（一）完全退火
完全退火是将钢件或钢材加热至Ac3以上20～30 ℃，经完全奥氏体化后进行缓慢冷却，以获得近于平衡组织的热处理工艺。它主要用于亚共析钢（C%= 0.3～0.6% ) ，其目的是细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度和改善钢的切削加工性。低碳钢和过共析钢不宜采用完全退火。低碳钢完全退火后硬度偏低，不利于切削加工。过共析钢加热至ACcm 以上奥氏体状态缓冷退火时，有网状二次渗碳体析出，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低。
在中碳结构铸件、锻（轧）件中，常见的缺陷组织有魏氏组织、晶粒粗大和带状组织等。在焊接工件焊缝处的组织也不均匀，热影响区具有过热组织和魏氏组织，造成很大的内应力。魏氏组织和晶粒粗大能显著降低钢的塑性和冲击韧性。而带状组织使钢的机械性能出现各向异性，断面收缩率较低，尤其是横向冲击韧性很低。通过完全退火或正火，使钢的晶粒细化、组织均匀，魏氏组织难以形成，并能消除带状组织。
完全退火采用随炉缓冷可以保证先共析铁素体的析出和过冷奥氏体在Ar1以下较高温度范围内转变为珠光体，从而达到消除内应力、降低硬度和改善切削加工性的目的。
工件在退火温度下的保温时间不仅要使工件烧透，即工件心部达到要求的加热温度，而且要保证全部得到均匀化的奥氏体，达到完全重结晶。完全退火保温时间与钢材成分，工件厚度，装炉量和装炉方式等因素有关。通常，加热时间以工件的有效厚度来计算。
实际生产时，为了提高生产率，退火冷却至600 ℃左右即可出炉空冷。
完全退火需要的时间很长，尤其是过冷奥氏体比较稳定的合金钢更是如此。如果将奥氏体化后的钢较快地冷至稍低于通Ar1温度等温，使奥氏体转变为珠光体，再空冷至室温，则可大大缩短退火时间，这种退火方法叫做等温退火。等温退火适用于高碳钢、合金工具钢和高合金钢，它不但可以达到和完全退火相同的目的，而且有利于钢件获得均匀的组织和性能。但是对于大截面钢件和大批量炉料，却难以保证工件内外达到等温温度，故不宜采用等温回火。
（二）不完全退火
不完全退火是将钢加热至Ac1～Ac3（亚共析钢）或Ac1～ACcm（过共析钢）之间，经保温后缓慢冷却以获得近于平衡组织的热处理工艺。由于加热至两相区温度，基本上不改变先共析铁素体或渗碳体的形态及分布。如果亚共析钢原始组织中的铁素体已均匀细小，只是珠光休片间距小，硬度偏高，内应力较大，那么只要进行不完全退火即可达到降低硬度、消除内应力的目的。由于不完全退火的加热温度低，过程时间短，因此对于亚共析钢的锻件来说，若其锻造工艺正常，钢的原始组织分布合适，则可采用不完全退火代替完全退火。
不完全退火主要用于过共析钢获得球状珠光体组织，以消除内应力、降低硬度、改善切削加工性。故不完全退火又称球化退火。实际上球化退火是不完全退火的一种。
（三）球化退火
球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。主要用于共析钢、过共析钢和合金工其钢。球化退火目的是降低硬度、均匀组织、改善切削加工性，并为淬火作组织准备。
过共析钢若为层片状珠光体和网状二次渗碳体时，不仅硬度高，难以进行切削加工，而且增大钢的脆性，容易产生淬火变形及开裂。为此，钢热加工后必须加一道球化退火，使网状二次渗碳体和珠光体中的片状渗碳体发生球化，得到粒状珠光体。球化退火的关键在于奥氏体中要保留大量未溶碳化物质点，并造成奥氏体碳浓度分布的不均匀性。为此，球化退火加热温度一般在Ac1以上20～30℃不高的温度下，保温时间亦不能太长，一般以2～4h 为宜。冷却方式通常采用炉冷，或在Ar1以下20℃左右进行较长时间等温。这样可使未熔碳化物粒子和局部高碳区形成碳化物核心并局部聚集球化，得到粒状珠光体组织。
一次加热球化退火工艺要求退火前的原始组织为细片状珠光体，不允许有渗碳体网存在。因此在退火前要进行正火，以消除网状渗碳体。目前生产上应用较多的是等温球化退火工艺，即将钢加热至Ac1以上20～30℃保温4h 后，再快冷至Ar1以下20℃左右等温3～6h ，以使碳化物达到充分球化的效果。为了加速球化过程，提高球化质量，可采用往复球化退火工艺，即将钢加热至略高于Ac1点的温度，然后又冷至略低于Ar1温度保温，并反复加热和冷却多次，最后空冷至室温，以获得更好的球化效果。
（四）均匀化退火
扩散退火又称均匀化退火，它是将钢锭、铸件或锻坯加热至略低于固相线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。其目的是消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏祈及区域偏析，使成分和组织均匀化。为使各元素在奥氏体中充分扩散，扩散退火加热溢度很高，通常为Ac3或ACcm以上150～300℃。
由于扩散退火需要在高温下长时间加热，因此奥氏体品粒十分粗大，需要再进行一次正常的完全退火或正火，以细化晶粒、消除过热缺陷。
均匀化退火生产周期长，消耗能量大，工件氧化、脱碳严重，成本很高。只是一些优质合金钢及偏析较严重的合金钢铸件及钢锭才使用这种工艺。对于一般尺寸不大的铸件或碳钢铸件，因其偏析程度较轻，可采用完全退火来细化晶粒，消除铸造应力。
（五）去应力退火和再结晶退火
为了消除铸件、锻件、焊接件及机械加工工件中的残余内应力，以提高尺寸稳定性，防止工件变形和开裂，在精加工或淬火之前将工件加热到Ac1以下某一温度，保温一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺称为去应力退火。除消除内应力外，去应力退火还可降低硬度，提高尺寸稳定性，防止工件的变形和开裂。
有些合金结构钢，由于合金元素的含量高，奥氏体较稳定，在锻、轧后空冷时能形成马氏体或贝氏体，硬度很高，不能切削加工，为了消除应力和降低硬度也可在A1点以下低温退火温度范围进行软化处理，使马氏体或贝氏体在加热过程中发生分解。这种处理实质上就是高温回火。
再结晶退火是把冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保待适当的时间，使变形晶粒重新转变为均匀等轴晶粒而消除加工硬化的热处理工艺。钢经冷冲、冷轧或冷拉后会产生加工硬化现象，使钢的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，切削加工性能和成形性能变差。经过再结晶退火，消除了加工硬化，钢的机械性能恢复到冷变形前的状态。
二、正火目的及工艺
正火是将钢加热到Ac3以上适当温度，保温以后在空气中冷却得到珠光体类组织的热处理工艺。与完全退火相比，二者的加热温度相同，但正火冷却速度较快，转变温度较低。因此，相同钢材正火后获得的珠光体组织较细，钢的强度、硬度也较高。正火过程的实质是完全奥氏体化加伪共析转变。
正火可以作为预备热处理，为机械加工提供适宜的硬度，又能细化晶粒、消除应力、消除魏氏组织和带状组织，为最终热处理提供合适的组织状态。正火还可作为最终热处理，为某些受力较小、性能要求不高的碳素钢结构零件提供合适的力学性能。正火还能消除过共析钢的网状碳化物，为球化退火作好组织准备。对于大型工件及形状复杂或截面变化剧烈的工件，用正火代替淬火和回火可以防止变形和开裂。
正火工艺是较简单、经济的热处理方法，主要应用于以下几方面： 1.改善钢的切削加工性能 2.消除中碳钢中的热加工缺陷：中碳结构钢铸件、锻、轧件以及焊接件在热加工后易出现魏氏组织、粗大晶粒等过热缺陷和带状组织。通过正火处理可以消除这些缺陷组织，达到细化晶粒、均匀组织、消除内应力的目的。3.消除过共析钢的网状碳化物，便于球化退火 4.提高普通结构零件的力学性能
三，退火和正火的选用
含碳量＜25％的低碳钢，通常采用正火代替退火。因为较快的冷却速度可以防止低碳钢沿晶界析出游离三次渗碳体，从而提高冲压件的冷变形性能，用正火可以提高钢的硬度，改善低碳钢的切削加工性能；在没有其它热处理工序时，用正火可以细化晶粒，提高低碳钢强度。
0.25～0.5 ％的中碳钢也可用正火代替退火，虽然接近上限碳量的中碳钢正火后硬度偏高，但尚能进行切削加工，而且正火成本低、生产率高。
0.5 ～0.75 ％的钢，因含碳量较高，正火后的硬度显著高于退火的情况，难以进行切削加工，故一般采用完全退火，降低硬度，改善切削加工性。
0.75 ％以上的高碳钢或工具钢一般均采用球化退火作为预备热处理。如有网状二次渗碳体存在，则应先进行正火消除之。
随着钢中碳和合金元素的增多，过冷奥氏体稳定性增加，C曲线右移。因此，一些中碳钢及中碳合金钢正火后硬度偏高，不利于切削加工，应当采用完全退火。尤其是含较多合金元素的钢，过冷奥氏体特别稳定，甚至在级慢冷却条件下也能得到马氏休和贝氏体组织，困此应当采用高温回火来消除应力，降低便度，改共切削加工性能。
此外，从使用性能考虑，如钢件或零件受力不大，性能要求不高，不必进行淬、回火，可用正火提高钢的力学性能，作为最终热处理。从经济原则考虑，由于正火比退火生产周期短，操作简便，工艺成本低。因此，在钢的使用性能和工艺性能能满足的条件下，应尽可能用正火代替退火。
第二节钢的淬火与同火
一、钢的淬火
将钢加热至临界点Ac3或注Ac1以上一定温度，保温以后以大于临界冷却速度的速度冷却得到马氏体（或下贝氏体）的热处理工艺叫做淬火。淬火的主要目的是使奥氏体化后的工件获得尽量多的马氏体，然后配以不同温度回火获得各种需耍的性能。例如淬火加低温回火可以提高工具、轴承、渗碳零件或其它高强度耐磨件的硬度和耐磨性，结构钢通过淬火加高温回火可以得到强韧结合的优良综合力学性能，弹簧钢通过淬火加中温回火可以显著提高息钢的弹性极限。
对淬火工艺而言，首先必须将钢加热到临界点（Ac3或Ac1）以上获得奥氏体组织，其后的冷却速度必须大于临界悴火速度，以得到全部马氏体（含残留奥氏体）组织。为此，必须注意选择适当的淬火温度和冷却速度。
（一）淬火应力
工件在淬火过程中会发生形状和尺寸的变化，有时甚至要产生淬火裂纹。工件变形或开裂的原因是由于淬火过程中在工件内产生的内应力力造成的。
淬火内应力主要有热应力和组织应力两种。当淬火应力超过材料的屈服极限时，就会产生塑性变形，当淬火应力超过材料的强度极限时，工件则发生开裂。
工件加热或冷却时由于内外温差导致热胀冷缩不一致而产生的内应力叫做热应力。消除组织应力的影响，将零件加热到Ac1以下温度保温后快速冷却（无组织转变），其心部和表面温度及热应力变化如图所示。零件从Ac1温度开始快速冷却时，零件表面首先冷却，冷却速度比心部快得多，于是零件内外温差增大。表面层金属温度低，收缩量大；心部金属温度高，收缩量小。同一零件内外收缩变形量不同，相互间会产生作用力。零件表面冷缩必受尚处高温的心部的阻止，故表面层承受拉应力，而心部则承受压应力。到了冷却后期，表面层金属的冷却和体积收缩已经终止，心部金属继续冷却并产生体积收缩，但心部由于受到表面层的牵制作用而受拉应力，冷硬状态的表面则由于心部收缩而受到压应力。此应力状态残留于工件中。因此，零件淬火冷却至室温时，由热应力引起的残余应力表面为压应力，心部
为拉应力。
热应力是由于快速冷却时工件截面温差造成的。因此，冷却速度越大，截面温差越大，则热应力越大。在相同冷却介质条件下，工件加热温度越高、截面尺寸越大、钢材导热系数和线膨胀系数越大，工件内外温差越大，则热应力越大。
工件在冷却过程中，由于内外温差造成组织转变不同时，引起内外体积的不同变化而产生的内应力叫做组织应力。组织应力引起的残余应力与热应力正好相反，表面为拉应力，心部为压应力。
淬火工件内应力分布与钢中碳和合金元素的含量有关。钢中含碳量增加，马氏体体积增大，工件淬火后的组织应力增加。但奥氏体中碳的含量增加，使Ms点下降，淬火后残余奥氏体量增多，又使组织应力降低。二者综合作用的结果是低碳钢件淬火，热应力起主导作用，随着碳含量增加，热应力作用减弱，但组织应力逐渐增大，从中碳钢至高碳钢，逐渐转为以组织应力为主。
钢中加入合金元素使导热性能下降，增大了工件内外温差，使热应力和组织应力都增大。
同种钢在相同介质中淬火，工件尺寸也影响内应力的分布。工件尺寸小，内外温差小，热应力作用较小，内外均易得到马氏体，故组织应力起主导作用。随着工件尺寸增大，工件心部不易得到马氏体，热应力型的应力分布越来越显著。
淬火介质和冷却方法对工件内部淬火应力分布也有明显影响。各种淬火介质在不同温度区间冷却能力不同，如在Ms点以上高温区冷却速度快，则工件中热应力显著，若在Ms 点以下冷却速度快，则工件中组织应力较大。碳素钢水淬，热应力作用为主，合金钢油冷，组织应力比较突出。采用等温悴火，热应力起主要作用，组织应力较小。
总之，钢的淬火应力是由于淬火加热或冷却过程中工件内外层温度差造成的。凡是增大工件内外温差的因素都增大工件中的悴火应力，反之亦然。因此，选择适当的淬火加热温度、淬火冷却介质和冷却方式都能控制工件中淬火应力的大小及分布，从而有效地防止淬火工件的变形与开裂。
（二）淬火加热温度
淬火加热温度的选择应以得到均匀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。淬火温度主要根据钢的临界点确定。
对于低合金钢，淬火温度亦应根据临界点Ac1或Ac3确定，考虑合金元素的作用，为了加速奥氏体化，淬火温度可偏高些，一般为Ac1或Ac3以上50～100℃。高合金工具钢含较多强碳化物形成元素，奥氏体品粒粗化温度高，则可采取更高的淬火加热温度。含碳、锰量较高的本质粗晶粒钢则应采用较低的淬火温度，以防奥氏体晶粒粗化。
（三）淬火介质
钢从奥氏体状态冷至Ms点以下所用的冷却介质叫做淬火介质。介质冷却能力越大，钢的冷却速度越快，越容易超过钢的临界淬火速度，则工件越容易淬硬，淬硬层的深度越深。但是，冷却速度过大将产生巨大的淬火应力，易于使工件产生变形或开裂。
（四）淬火方法
选择适当的淬火方法同选用淬火介质一样，可以保证在获得所要求的淬火组织和性能条件下，尽量减小淬火应力，减少工件变形和开裂倾向。
1.单液淬火法
它是将加热至奥氏体状态的工件放入某种淬火介质中，连续冷却到介质温度的淬火方法。这种淬火方法适用于形状简单的碳钢和合金钢工件。一般来说，碳钢临界淬火速度高，尤其是尺寸较大的碳钢工件多采用水淬，而小尺寸碳钢件及过冷奥氏体较稳定的合金钢件则可采用油淬。
为了减小单液淬火时的淬火应力，常采用预冷淬火法，即将奥氏体化的工件从炉中取出
后，先在空气中或预冷炉中冷待一定时间，待工件冷至临界点稍上一点的一定温度后再放入淬火介质中冷却。预热降低了工件进入淬火介质前的温度，减少了工件与淬火介质间的温差，可以减少热应力和组织应力，从而减小工件变形或开裂倾向。但操作上不易控制预冷温度，需要靠经验来掌握。
单液悴火的优点是操作简便。但只适用于小尺寸且形状简单的工件，对尺寸较大的工件实行单液碎火容易产生较大的变形或开裂。
2.双液淬火法
它是将加热至奥氏体状态的工件先在冷却能力强的淬火介质中冷却至接近Ms点温度时，再立即转入冷却能力较弱的淬火介质中冷却，直至完成马氏体转变。一般用水作为快冷淬火介质，用油作为慢冷淬火介质。有时也可以采用水淬、空冷的方法。这种淬火方法充分利用了水在高温区冷却速度快和油在低温区冷却速度慢的优点，既可以保证工件得到马氏体组织，又可以降低工件在马氏体区的冷却速度，减少组织应力，从而防止工件变形或开裂。尺寸较大的碳素钢工件适宜采用这种淬火方法。采用双液淬火法必须严格控制工件在水中的停留时间，水中停留时间过短会引起奥氏体分解，导致淬火硬度不足，水中停留时间过长，工件某些部分已在水中发生马氏体转变，从而失去双液淬火的意义。
3.分级淬火法
它是将奥氏体状态的工件首先淬入略高干钢的Ms点的盐浴或碱浴或碱浴炉中保温，当工件内外温度均匀后，再从浴炉中取出空冷至室温，完成马氏体转变。这种淬火方法由于工件内外温度均匀并在缓慢冷却条件下完成马氏体转变，不仅减小了淬火热应力（比双液淬火小），而且显著降低组织应力，因而有效地减小或防止了工件悴火变形和开裂。同时还克服了双液淬火出水入油时间难以控制的缺点。但这种淬火方法由于冷却介质温度较高，工什在浴炉冷却速度较慢，而等温时间又有限制，大截面零件难以达到其临界悴火速度。因此，分级淬火只适用于尺寸较小的工件，如刀具、量具和要求变形很小的情密工件。
“分级”温度也可取略低于Ms点的温度，此时由于温度较低，冷却速度较快，等温以后已有相当一部分奥氏体转变为马氏体，当工件取出空冷时，剩余奥氏体发生马氏体转变。因此这种淬火方法适用于较大工件的淬火。
4.等温淬火
它是将奥氏体化后的工件淬入Ms点以上某温度盐浴中等温保持足够长时间，使之转变为下贝氏体组织，然后于空气中冷却的淬火方法。等温淬火获得下贝氏体组织。下贝氏体组织的张度、硬度较高而韧性比好。故等温淬火可显著提高钢的综合力学性能。等温淬火的加热温度通常比普通淬火高些，目的是提高奥氏体的稳定性和增大其冷却速度，防止等温冷却过程中发生珠光体型转变。由于等温温度比分级淬火高，减小了工件与淬火介质的温差，从而减小了淬火热应力，又因贝氏体体积比马氏体小，而且工件内外温度一致，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倾向，适宜处理形状复杂、尺寸要求精密的工具和重要的机器零件，如模具、刀具、齿轮等。等温淬火也只能适用于尺寸较小的工件。
（五）钢的淬透性
1.淬透性的概念
钢的悴透性是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力，其大小用钢在一定条件下淬火获得的淬透层的深度表示。一定尺寸的工件在某介质中淬火，其淬透层的深度与工件截面各点的冷却速度有关。如果工件截面中心的冷却速度高于钢的临界淬火速度，工件就会淬透。然而工件拌火时表面冷却速度最大，心部冷却速度最小，由表面至心部冷却速度逐渐降低。只有冷却速度大于临界淬火速度的工件外层部分才能得到马氏体，这就是工件的淬透层。而冷却速度小于临界悴火速度的心部只能获得非马氏体组织，这就是工件的未淬透区。
第十章钢的热处理工艺 10-1 何谓钢的退火？退火种类及用途如何？ 答： 钢的退火：退火是将钢加热至临界点AC1以上或以下温度，保温一定时间以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。 退火种类：根据加热温度可以分为在临界温度AC1以上或以下的退火，前者包括完全退火、不完全退火、球化退火、均匀化退火，后者包括再结晶退火、去应力退火，根据冷却方式可以分为等温退火和连续冷却退火。 退火用途： 1、完全退火：完全退火是将钢加热至AC3以上20-30℃，保温足够长时间，使 组织完全奥氏体化后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。 其主要应用于亚共析钢，其目的是细化晶粒、消除应力和加工硬化、提高塑韧性、均匀钢的化学成分和组织、改善钢的切削加工性能，消除中碳结构钢中的魏氏组织、带状组织等缺陷。 2、不完全退火：不完全退火是将钢加热至AC1- AC3（亚共析钢）或AC1-ACcm （过共析钢）之间，保温一定时间以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。对于亚共析钢，如果钢的原始组织分布合适，则可采用不完全退火代替完全退火达到消除应力、降低硬度的目的。对于过共析钢，不完全退火主要是为了获得球状珠光体组织，以消除应力、降低硬度，改善切削加工性能。 3、球化退火：球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的热处理工艺。 主要用于共析钢、过共析钢和合金工具钢。其目的是降低硬度、改善切削加工性能，均匀组织、为淬火做组织准备。 4、均匀化退火：又称扩散退火，它是将钢锭、铸件或锻轧坯加热至略低于固相 线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却至室温的热处理工艺。其目的是消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，使成分和组织均匀化。 5、再结晶退火：将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保持适当时间，然后 缓慢冷却至室温的热处理工艺。其目的是使变形晶粒重新转变为均匀等轴晶粒，同时消除加工硬化和残留应力，使钢的组织和性能恢复到冷变形前的状态。 6、去应力退火：在冷变形金属加热到再结晶温度以下某一温度，保温一段时间 然后缓慢冷却至室温的热处理工艺。其主要目的是消除铸件、锻轧件、焊接件及机械加工工件中的残留应力（主要是第一类应力），以提高尺寸稳定性，减小工件变形和开裂的倾向。 10-2 何谓钢的正火？目的如何？有何应用？ 答： 钢的正火：正火是将钢加热到AC3或Accm以上适当温度，保温适当时间进行完全奥氏体化以后，以较快速度（空冷、风冷或喷雾）冷却，得到珠光体类组织的热处理工艺。正火过程的实质是完全奥氏体化加伪共析转变。 目的：细化晶粒、均匀成分和组织、消除应力、调整硬度、消除魏氏组织、带状组织、网状碳化物等缺陷，为最终热处理提供合适的组织状态。
金属学与热处理总结 一、金属的晶体结构 重点内容：面心立方、体心立方金属晶体结构的配位数、致密度、原子半径，八面体、四面体间隙个数；晶向指数、晶面指数的标定；柏氏矢量具的特性、晶界具的特性。 基本内容：密排六方金属晶体结构的配位数、致密度、原子半径，密排面上原子的堆垛顺序、晶胞、晶格、金属键的概念。晶体的特征、晶体中的空间点阵。 晶胞：在晶格中选取一个能够完全反映晶格特征的最小的几何单元，用来分析原子排列的规律性，这个最小的几何单元称为晶胞。 金属键：失去外层价电子的正离子与弥漫其间的自由电子的静电作用而结合起来，这种结合方式称为金属键。 位错：晶体中原子的排列在一定范围内发生有规律错动的一种特殊结构组态。位错的柏氏矢量具有的一些特性： ①用位错的柏氏矢量可以判断位错的类型；②柏氏矢量的守恒性，即柏氏矢量与回路起点及回路途径无关；③位错的柏氏矢量个部分均相同。 刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直；螺型平行；混合型呈任意角度。 晶界具有的一些特性： ①晶界的能量较高，具有自发长大和使界面平直化，以减少晶界总面积的趋势；②原子在晶界上的扩散速度高于晶内，熔点较低；③相变时新相优先在晶界出形核；④晶界处易于发生杂质或溶质原子的富集或偏聚；⑤晶界易于腐蚀和氧化；⑥常温下晶界可以阻止位错的运动，提高材料的强度。 二、纯金属的结晶 重点内容：均匀形核时过冷度与临界晶核半径、临界形核功之间的关系；细化晶粒的方法, 铸锭三晶区
的形成机制。 基本内容：结晶过程、阻力、动力，过冷度、变质处理的概念。铸锭的缺陷；结晶的热力学条件和结构条件，非均匀形核的临界晶核半径、临界形核功。 相起伏：液态金属中，时聚时散，起伏不定，不断变化着的近程规则排列的原子集团。 过冷度：理论结晶温度与实际结晶温度的差称为过冷度。 变质处理：在浇铸前往液态金属中加入形核剂，促使形成大量的非均匀晶核，以细化晶粒的方法。 过冷度与液态金属结晶的关系：液态金属结晶的过程是形核与晶核的长大过程。从热力学的角度上看，没有过冷度结晶就没有趋动力。根据Rk= 1..，T可知当过冷度T为零时临界晶核半 径R k为无穷大，临界形核功（1订2 ）也为无穷大。临界晶核半径R k与临界形核功为无穷大时，无法形核，所以液态金属不能结晶。晶体的长大也需要过冷度，所以液态金属结晶需要过冷度。 细化晶粒的方法：增加过冷度、变质处理、振动与搅拌。 铸锭三个晶区的形成机理：表面细晶区：当高温液体倒入铸模后，结晶先从模壁开始，靠近模壁一层的液体产生极大的过冷，加上模壁可以作为非均质形核的基底，因此在此薄层中立即形成大量的晶核，并同时向各个方向生长，形成表面细晶区。柱状晶区：在表面细晶区形成的同时，铸模温度迅速升高，液态金属冷却速度减慢，结晶前沿过冷都很小，不能生成新的晶核。垂直模壁方向散热最快，因而晶体沿相反方向生长成柱状晶。中心等轴晶区：随着柱状晶的生长，中心部位的液体实际温度分布区域平缓，由于溶质原子的重新分配，在固液界面前沿出现成分过冷，成分过冷区的扩大，促使新的晶核形成长大形成等轴晶。由于液体的流动使表面层细晶一部分卷入液体之中或柱状晶的枝晶被冲刷脱落而进入前沿的液体中作为非自发生核的籽晶。 三、二元合金的相结构与结晶 重点内容：杠杆定律、相律及应用。 基本内容：相、匀晶、共晶、包晶相图的结晶过程及不同成分合金在室温下的显微组织。合金、成分过冷；非平衡结晶及枝晶偏析的基本概念。 相律：f = c -p + 1其中，f为自由度数，c为组元数，p为相数。 伪共晶：在不平衡结晶条件下，成分在共晶点附近的亚共晶或过共晶合金也可能得到全部共晶组织，这种共晶组织称为伪共晶。 合金：两种或两种以上的金属，或金属与非金属，经熔炼或烧结、或用其它方法组合而成的具有金属特性的物质。 合金相：在合金中，通过组成元素（组元）原子间的相互作用，形成具有相同晶体结构与性质，并以明确界面分开的成分均一组成部分称为合金相。 四、铁碳合金 重点内容：铁碳合金的结晶过程及室温下的平衡组织，组织组成物及相组成物的计算 基本内容：铁素体与奥氏体、二次渗碳体与共析渗碳体的异同点、三个恒温转变。 钢的含碳量对平衡组织及性能的影响；二次渗碳体、三次渗碳体、共晶渗碳体相对量的计算；五种渗碳体的来源及形态。
1、热处理的定义：根据钢件的热处理目的,把钢加热到预定的温度，在此温度下保持一定的时间，然后以预定的速度冷却下来的一种综合工艺。钢的热处理是通过加热、保温和冷却的方法，来改变钢内部组织结构，从而改善其性能的一种工艺。凡是材料体系（金属、无机材料）中有相变发生，总可以采用热处理的方法，来改变组织与性能。 2、Ac1、Ac 3、Accm的意义：对于一个具体钢成分来说，A1、A3、Acm是一个点，而且是无限缓慢加热或冷却时的平衡临界温度。加热时的实际临界温度加注脚字母“C”，用Ac1、Ac3、Accm表示；冷却时的实际临界温度加注脚字母“r”，用Ar1、Ar3、Arcm表示。 3、什么是奥氏体化？奥氏体化的四个过程？是什么类型的相恋？将钢加热到AC1点或AC3点以上，使体心立方的α-Fe铁结构转变为面心立方结构的γ-Fe，这个过程就是奥氏体化过程。从铁碳相图可知，任何成分碳钢加热到Ac1以上，珠光体就向奥氏体转变；加热到Ac3或Accm以上，将全部变为奥氏体。这种加热转变称奥氏体化。共析钢的奥氏体化过程包括以下四个过程：形核；长大；残余渗碳体溶解；奥氏体成分均匀化。加热时奥氏体化程度会直接影响冷却转变过程，以及转变产物的组成和性能。是扩散型相变。 4、碳钢与合金钢的奥氏体化有什么区别？为什么？在同一奥氏体化温度下，合金元素在奥氏体中扩散系数只有碳的扩散系数的千分之几到万分之几，可见合金钢的奥氏体均匀化时间远比碳钢长得多。在制定合金钢的热处理工艺规范时，应比碳钢的加热温度高些，保温时间长些，促使合金元素尽可能均匀化。 5奥氏体晶粒的三个概念（初始晶粒、实际晶粒和本质晶粒）？奥氏体的初始晶粒：指加热时奥氏体转变过程刚刚结束时的奥氏体晶粒，这时的晶粒大小就是初始晶粒度。奥氏体实际晶粒：指在热处理时某一具体加热条件下最终所得的奥氏体晶粒，其大小就是奥氏体的实际晶粒度。奥氏体的本质晶粒：指各种钢的奥氏体晶粒的长大趋势。晶粒容易长大的称为本质粗晶粒钢；晶粒不容易长大的称为本质细晶粒钢； 6为什么要研究奥氏体晶粒大小？奥氏体晶粒大小会显著影响冷却转变产物的组织和性能。 7、工厂中对奥氏体晶粒大小的表征方法是什么？本质晶粒度的测试方法？统一采用与标准金相图片比较，来确定晶粒度的级别。生产中为了便于确定钢的本质晶粒度，只需测出930度左右的实际晶粒度，就可以判断。 8过冷奥氏体：奥氏体冷至临界温度以下，牌热力学不稳定状态，称为过冷奥氏体。 9、钢的共析转变？珠光体组织的三种类型？钢的共析转变：钢奥氏体化后，过冷到A1至“鼻尖”之间区域等温停留时，将发生共析转变，形成珠光体组织，其反应如下：γ→P(α+Fe3C)结构：FCC、BCC、正交；含碳：0.77%、0.0218%、6.69%珠光体的三种类型：珠光体，索氏体，屈氏体。 10、什么叫钢的C曲线？如何测定？影响C曲线的因素？过冷奥氏体等温转变曲线，也称TTT曲线。因曲线形状象英文字母“C”，故常称C曲线。在过冷奥氏体的转变过程中有组织（相变）转变和性能变化，因此可用金相法、硬度法、膨胀法或磁性法等来测定过冷奥氏体的等温转变过程，其中金相法是最基本的。金相法测定过冷奥氏体等温转变图---C曲线（基本方法），以共析钢为例：①用共析钢制成多组圆片状试样(φ10×1.5)；②取一组试样加热奥氏体化；③迅速转入A1以下一定温度熔盐浴中等温；④各试样停留不同时间后分别淬入盐水中，使未分解的过冷奥氏体变为马氏体；⑤这样在金相显微镜下就可以观察到过冷奥氏体的等温分解过程。钢的成分和热处理条件都会引起C曲线形状和位置的变化1)含碳量的影响2)合金元素的影响3)奥氏体化温度和保温时间的影响 11、什么叫CCT曲线？如何测定？连接冷却曲线上相同性质的转变开始点和终了点，得到钢种的连续冷却转变图称为CCT曲线。与测定C曲线的方法相同，一般也都用膨胀法或金相-硬度法等来测定CCT(Continuous Cooling Transformation)图；在测定时，首先选定一组具有不同冷却速度的方法，然后将欲测试样加热奥氏体化，并以各种冷却速度进行冷却，同时测
《金属材料与热处理》期末复习题库 一、填空 1．晶体与非晶体的根本区别在于原子的排列是否规则。 2．常见金属的晶体结构有体心立方晶格、面心立方晶格、密排六方晶格三种。 3．实际金属的晶体缺陷有点缺陷、线缺陷、面缺陷、体缺陷。 4．根据溶质原子在溶剂晶格中占据的位置不同，固溶体可分为置换固溶体和间隙固溶体两种。 5．置换固溶体按照溶解度不同，又分为无限固溶体和有限固溶体。 6．合金相的种类繁多，根据相的晶体结构特点可将其分为固溶体和金属化合物两种。 7．同非金属相比，金属的主要特征是良好的导电性、导热性，良好的塑性，不透明，有光泽，正的电阻温度系数。 8．晶体与非晶体最根本的区别是原子（分子、离子或原子集团）在三维空间做有规则的周期性重复排列的物质，而非晶体则不是。 9．金属晶体中最主要的面缺陷是晶界和亚晶界。 10．位错两种基本类型是刃型位错和螺型位错，多余半原子面是刃型位错所特有的。 11．点缺陷有空位、间隙原子和置换原子等三种；属于面缺陷的小角度晶界可以用位错来描述。 12.人类认识材料和使用材料的分为石器时代、青铜器时代、铁器时代、钢铁时代四个历史阶段。 13.金属材料与热处理是研究金属材料的成分、组织、热处理与金属材料性能之间的关系和变化规律的课程。 14.金属是由单一元素构成的具有特殊光泽、延展性、导电性、导热性的物质。 15.合金是由一种金属元素与其他金属元素或非金属元素通过熔炼或其他方法合成的具有金属特性的物质。 16.金属材料是金属及其合金的总称。 17.金属材料的基本知识主要介绍金属的晶体结构及变形的相关知识。 18.金属的性能只要介绍金属的力学性能和工艺性能。 19.热处理的工艺包括退火、正火、淬火、回火、表面处理等。 20。物质是由原子和分子构成的。 21.物质的存在状态有气态、液态和固态。 22. 物质的存在状态有气态、液态和固态，固态物质根据其结构可分为晶体和非晶体。 23自然界的绝大多数物质在固态下为晶体。所有金属都是晶体。 24、金属的晶格类型是指金属中原子排列的规律。 25、一个能反映原子排列规律的空间架格，成为晶格。 26、晶格是由许多形状、大小相同的小几何单元重复堆积而成的。 27、能够反映晶体晶格特称的最小几何单元成为晶胞。 28、绝大多数金属属于体心立方晶格、面心立方晶格、密排六方晶格三种简单晶格。 29、只由一个晶粒组成的晶体成为单晶体。 30、单晶体的晶格排列方位完全一致。单晶体必须人工制作。 31、多晶体是由很多大小、外形和晶格排列方向均不相同的小晶体组成的。 32、小晶体成为晶粒，晶粒间交界的地方称为晶界。 33、普通金属材料都是多晶体。 34、晶体的缺陷有点缺陷、线缺陷和面缺陷。 35、金属的结晶必须在低于其理论结晶温度条件下才能进行。 36、理论结晶温度和实际结晶温度之间存在的温度差成为过冷度。 37、过冷度的大小与冷却速度有关。 38、纯金属的结晶是在恒温下进行的。 39、一种固态金属，在不同温度区间具有不同的晶格类型的性质，称为同素异构性。 40、在固态下，金属随温度的改变由一种晶格转变为另一种晶格的现象，称为金属的同素异构性。 41、纯铁是具有同素异构性的金属。
金属学与热处理期末练习题（含答案） 1、金属的机械性能主要包括强度、硬度、塑性、韧性、疲劳强度等指标，其中衡量金属材料在静载荷下机械性能的指标有____强度_______、_____硬度______、_________塑性__。衡量金属材料在交变载荷和冲击载荷作用下的指标有_______韧性____和____疲劳强度_______。 2、常见的金属晶格类型有___面心立方晶格____ 、___体心立方晶格___ ____和__密棑六方晶格_ ________。 3、常用的回火方法有低温回火、_中温回火__________ 和____高温回火_______ 。 4、工程中常用的特殊性能钢有___不锈钢______、耐热钢_________和耐磨刚。 5、根据铝合金成分和工艺特点，可将铝合金分为__变形铝合金_________和铸造铝合金两大类。 6、按冶炼浇注时脱氧剂与脱氧程度分，碳钢分为_镇静钢________、半镇静钢_________、特殊镇静钢_________和__沸腾钢_______。 7、铸铁中_________碳以石墨形式析出___________________的过程称为石墨化，影响石墨化的主要因素有_化学成分__________ 和冷却速度。 8、分别填写下列铁碳合金组织符号： 奥氏体A、铁素体F、渗碳体fe3c 、 珠光体P 、高温莱氏体ld 、低温莱氏体ld’。 9、含碳量小于%的钢为低碳钢，含碳量为的钢为中碳钢，含碳量大于% 的钢为高碳钢。 10、三大固体工程材料是指高分子材料、复合材料和陶瓷材料。 二、选择题（每小题1分，共15分） （ b ）1、拉伸试验时，试样拉断前能承受的最大拉应力称为材料的（）。 A 屈服点 B 抗拉强度 C 弹性极限 D 刚度 （b）2、金属的（）越好，其锻造性能就越好。 A 硬度 B 塑性 C 弹性 D 强度 （ c ）3、根据金属铝的密度，它属于（）。 A 贵金属 B 重金属 C 轻金属 D 稀有金属 （ d ）4、位错是一种（）。
第一章 1、为什么钢中的硫和磷一般情况下总是有害的？控制硫化物形态的方法有哪些？ 答：S与Fe形成FeS，会导致钢产生热脆；P与形成Fe3P，使钢在冷加工过程中产生冷脆性，剧烈降低钢的韧性，使钢在凝固时晶界处发生偏析。 硫化物形态控制：a、加入足量的锰，形成高熔点MnS；b、控制钢的冷却速度；c、改善其形态最好为球状，而不是杆状，控制氧含量大于0.02%；d、加入变形剂，使其在金属中扩散开防止聚焦产生裂纹。 2、钢的强化机制有哪些?为什么一般钢的强化工艺采用淬火加回火？答：a、固溶强化（合金中形成固溶体、晶格畸变、阻碍位错运动、强化） b、细晶强化（晶粒细化、晶界增多、位错塞积、阻碍位错运动、强化） c、加工硬化（塑性变形、位错缠绕交割、阻碍位错运动、强化） d、弥散强化（固溶处理的后的合金时效处理、脱溶析出第二相、弥散分布在基体上、与位错交互作用、阻碍位错运动、强化） 淬火处理得到强硬相马氏体，提高钢的强度、硬度，使钢塑性降低；回火可有效改善钢的韧性。淬火和回火结合使用提高钢的综合性能。 3、按照合金化思路，如何改善钢的韧性？ 答：a、加入可细化晶粒的元素Mo、W、Cr； b、改善基体韧性，加Ni元素；
c、提高冲击韧性，加Mn、Si元素； d、调整化学成分； e、形变热处理； f、提高冶金质量； g、加入合金元素提高耐回火性，以提高韧性。 4、试解释40Cr13属于过共析钢，Cr12钢中已出现共晶组织，属于莱氏体钢。 答、Cr元素使共析点左移，当Cr量达到一定程度时，共析点左移到碳含量小于0.4%，所以40Cr13属于过共析钢；Cr12中含有高于12%的Cr元素，缩小Fe-C平衡相图的奥氏体区，使共析点右移。 5、试解释含Mn钢易过热，而含Si钢高淬火加热温度应稍高，且冷作硬化率高，不利于冷变性加工。 答：Mn在一定量时会促使晶粒长大，而过热就会使晶粒长大。 6、合金钢中碳化物形成规律①②③④⑤⑥⑦ 答：①、K类型：与Me的原子半径有关；②、相似相容原理；③、强碳化物形成元素优先于碳结合形成碳化物；④、NM/NC比值决定了K类型；⑤、碳化物稳定型越好，溶解越难，析出越难，聚集长大也越难。 第二章 1、简述工程钢一般服役条件、加工特点和性能要求。 答：服役条件：静载、无相对运动、受大气腐蚀。 加工特点：简单构件是热轧或正火状态，空气冷却，有焊接、剪切、
第一章习题 1.作图表示出立方晶系（1 2 3）、（0 -1 -2）、（4 2 1）等晶面和[-1 0 2]、[-2 1 1]、[3 4 6] 等晶向 3.某晶体的原子位于正方晶格的节点上，其晶格常数a=b≠c，c=2/3a。今有一晶面在X、Y、Z坐标轴上的截距分别是5个原子间距，2个原子间距和3个原子间距，求该晶面的晶面参数。 解：设X方向的截距为5a，Y方向的截距为2a，则Z方向截距为3c=3X2a/3=2a，取截距的倒数，分别为1/5a，1/2a，1/2a 化为最小简单整数分别为2,5,5 故该晶面的晶面指数为（2 5 5） 4.体心立方晶格的晶格常数为a，试求出（1 0 0）、（1 1 0）、（1 1 1）晶面的晶面间距，并指出面间距最大的晶面 解：（1 0 0）面间距为a/2，（1 1 0）面间距为√2a/2，（1 1 1）面间距为√3a/3 三个晶面晶面中面间距最大的晶面为（1 1 0） 7.证明理想密排六方晶胞中的轴比c/a=1.633 证明：理想密排六方晶格配位数为12，即晶胞上底面中心原子与其下面的3个位于晶胞内的原子相切，成正四面体，如图所示 则OD=c/2，AB=BC=CA=CD=a 因△ABC是等边三角形，所以有OC=2/3CE
由于(BC)2=(CE)2+(BE)2 则 有(CD)2=(OC)2+(1/2c)2，即 因此c/a=√8/3=1.633 8.试证明面心立方晶格的八面体间隙半径为r=0.414R 解：面心立方八面体间隙半径r=a/2-√2a/4=0.146a 面心立方原子半径R=√2a/4，则a=4R/√2，代入上式有 R=0.146X4R/√2=0.414R 9.a）设有一刚球模型，球的直径不变，当由面心立方晶格转变为体心立方晶格时，试计算其体积膨胀。b）经X射线测定，在912℃时γ-Fe的晶格常数为0.3633nm，α-Fe的晶格常数为0.2892nm，当由γ-Fe转化为α-Fe时，求其体积膨胀，并与a）比较，说明其差别的原因。 解：a）令面心立方晶格与体心立方晶格的体积及晶格常数分别为V面、V 踢与a面、a体，钢球的半径为r，由晶体结构可知， 对于面心晶胞有4r=√2a面，a面=2√2/2r，V面=（a面）3=（2√2r）3 对于体心晶胞有4r=√3a体，a体=4√3/3r，V体=（a体）3=（4√3/3r）3 则由面心立方晶胞转变为体心立方晶胞的体积膨胀△V为 △V=2×V体-V面=2.01r3 B）按照晶格常数计算实际转变体积膨胀△V 实 ，有 △V 实=2△V 体 -V面=2x(0.2892)3-(0.3633)3=0.000425nm3 实际体积膨胀小于理论体积膨胀的原因在于由γ-Fe转化为α-Fe时,Fe原子的半径发生了变化，原子半径减小了。 10.已知铁和铜在室温下的晶格常数分别为0.286nm和0.3607nm，求1cm3中铁和铜的原子数。 解：室温下Fe为体心立方晶体结构，一个晶胞中含2个Fe原子，Cu为面心立方晶体结构，一个晶胞中含有4个Cu原子 1cm3=1021nm3 令1cm3中含Fe的原子数为N Fe，含Cu的原子数为N Cu，室温下一个Fe 的晶胞题解为V Fe，一个Cu晶胞的体积为V Cu，则 N Fe=1021/V Fe=1021/(0.286)3=3.5x1018 N Cu=1021/V Cu=1021/(0.3607)3=2.8X1018 11.一个位错环能不能各个部分都是螺型位错或者刃型位错，试说明之。 解：不能，看混合型位错 13.试计算{110}晶面的原子密度和[111]晶向原子密度。 解：以体心立方{110}晶面为例 {110}晶面的面积S=a x √2a {110}晶面上计算面积S内的原子数N=2 则{110}晶面的原子密度为ρ=N/S= √2a-2 [111]晶向的原子密度ρ=2/√3a
《金属学与热处理》试题库 一、名词解释 1、铁素体、奥氏体、珠光体、马氏体、贝氏体、莱氏体 2、共晶转变、共析转变、包晶转变、包析转变 3、晶面族、晶向族 4、有限固溶体、无限固溶体 5、晶胞 6、二次渗碳体 7、回复、再结晶、二次再结晶 8、晶体结构、空间点阵 9、相、组织 10、伪共晶、离异共晶 11、临界变形度 12、淬透性、淬硬性 13、固溶体 14、均匀形核、非均匀形核 15、成分过冷 16、间隙固溶体 17、临界晶核 18、枝晶偏析 19、钢的退火，正火，淬火，回火 20、反应扩散 21、临界分切应力 22、调幅分解 23、二次硬化 24、上坡扩散 25、负温度梯度 26、正常价化合物 27、加聚反应 28、缩聚反应 四、简答 1、简述工程结构钢的强韧化方法。（20分）
2、简述Al-Cu二元合金的沉淀强化机制（20分） 3、为什么奥氏体不锈钢（18-8型不锈钢）在450℃～850℃保温时会产生晶间腐蚀？如何防止或减轻奥氏体不锈钢的晶间腐蚀？ 4、为什么大多数铸造合金的成分都选择在共晶合金附近？ 5、什么是交滑移?为什么只有螺位错可以发生交滑移而刃位错却不能？ 6、根据溶质原子在点阵中的位置，举例说明固溶体相可分为几类？固溶体在材料中有何意义？ 7、固溶体合金非平衡凝固时，有时会形成微观偏析，有时会形成宏观偏析，原因何在？ 8、应变硬化在生产中有何意义？作为一种强化方法，它有什么局限性？ 9、一种合金能够产生析出硬化的必要条件是什么？ 10、比较说明不平衡共晶和离异共晶的特点。 11、枝晶偏析是怎么产生的？如何消除？ 12、请简述影响扩散的主要因素有哪些。 13、请简述间隙固溶体、间隙相、间隙化合物的异同点？ 14、临界晶核的物理意义是什么？形成临界晶核的充分条件是什么？ 15、请简述二元合金结晶的基本条件有哪些。 16、为什么钢的渗碳温度一般要选择在γ-Fe相区中进行？若不在γ-Fe相区进行会有什么结果？ 17、一个楔形板坯经冷轧后得到相同厚度的板材，再结晶退火后发现板材两端的抗拉强度不同，请解释这个现象。 18、冷轧纯铜板，如果要求保持较高强度，应进行何种热处理？若需要继续冷轧变薄时，又应进行何种热处理？ 19、位错密度有哪几种表征方式？ 20、淬透性与淬硬性的差别。 21、铁碳相图为例说明什么是包晶反应、共晶反应、共析反应。 22、马氏体相变的基本特征？（12分） 23、加工硬化的原因？（6分） 24、柏氏矢量的意义？（6分） 25、如何解释低碳钢中有上下屈服点和屈服平台这种不连续的现象？（8分） 26、已知916℃时，γ-Fe的点阵常数0.365nm，（011）晶面间距是多少？（5分） 27、画示意图说明包晶反应种类，写出转变反应式？（4分） 28、影响成分过冷的因素是什么？（9分） 29、单滑移、多滑移和交滑移的意义是什么？（9分） 30、简要说明纯金属中晶粒细度和材料强度的关系，并解释原因。（6分）
第1章金属和合金的晶体结构 1.1金属原子的结构特点：最外层的电子数很少，一般为1～2个，不超过3个。 金属键的特点：没有饱和性和方向性 结合力：当原子靠近到一定程度时，原子间会产生较强的作用力。结合力＝吸引力＋排斥力结合能＝吸引能＋排斥能（课本图1.2） 吸引力：正离子与负离子（电子云）间静电引力，长程力 排斥力：正离子间，电子间的作用力，短程力 固态金属原子趋于规则排列的原因：当大量金属原子结合成固体时，为使固态金属具有最低的能量，以保持其稳定状态，原子间也必须保持一定的平衡距离。 1.2晶体：基元在三维空间呈规律性排列。晶体结构：晶体中原子的具体排列情况， 也就是晶体中的这些质点在三维空间有规律的周期性的重复排列方式。 晶格：将阵点用直线连接起来形成空间格子。晶胞：保持点阵几何特征的基本单元 三种典型的金属晶体结构（要会画晶项指数，晶面指数） 共带面：平行或相交于同一直线的一组晶面组成一个晶带，这一组晶面叫做共带面 晶带轴：同一晶带中所有晶面的交线互相平行，其中通过坐标原点的那条直线。 多晶型转变或同素异构转变：当外部的温度和压强改变时，有些金属会由一种晶体结构向另一种晶体结构转变。 1.3合金：两种或两种以上金属元素，或金属元素与非金属元素，经熔炼、烧结或其它方法组合而成并具有金属特性的物质。组元：组成合金最基本的独立的物质，通常组元就是组成合金的元素。相：是合金中具有同一聚集状态、相同晶体结构，成分和性能均一，并以界面相互分开的组成部分。固溶体：合金的组元通过溶解形成一种成分及性能均匀的、且结构与组元之一相同的固相，称为固溶体。与固溶体结构相同的组元为溶剂，另一组元为溶质。 固溶体的分类：按溶质原子在溶剂晶格中的位置：置换固溶体与间隙固溶体。按溶质原子在固体中的溶解度：分为有限固溶体和无限固溶体。按溶质原子在固溶体内分布规则：分为有序固溶体和无序固溶体 固溶强化：在固体溶液中，随着溶质浓度的增加，固溶体的强度、硬度提高，塑性韧性下降。 间隙相：当非金属原子半径与金属原子半径的比值小于0.59时，将形成具有简单晶体结构的金属间化合物。间隙化合物：与间隙相相反（比值大于0.59）。 1.4点缺陷：⑴空位⑵间隙原子⑶置换原子。线缺陷：线缺陷就是各种类型的位错。它是指晶体中的原子发生了有规律的错排现象。（刃型位错、螺型位错、混合型位错）滑移矢量：表示位错的性质，晶格畸变的大小的物理量（刃型位错的柏氏矢量与其位错线相垂直；螺形位错的柏氏矢量与其位错线平行。）。 面缺陷：晶体的面缺陷包括晶体的外表面（表面或自由界面）和内界面两类，其中的内界面又有晶界、亚晶界、 小角度晶界、大角度晶界：两相邻晶粒位向差小于或大于10° 相界面的结构有三类：共格界面、半共格界面、非共格界面 习题3 、5做一下 第2章纯金属的结晶 2.1结晶：结晶是指从原子不规则排列的液态转变为原子规则排列的晶体状态的过程。 同素异构转变：金属从一种固态过渡为另一种固体晶态的转变 过冷度：理论结晶温度与实际结晶温度之差。过冷是结晶的必要条件。（金属不同过冷度也不同，金属纯度越高过冷度越大。过冷度的速度取决于，冷却速度越大过冷度越大实际洁净无度越低，反之） 金属结晶:孕育—出现晶核—长大—金属单晶体 2.2从液体向固体的转变使自由能下降.液态金属结晶时，结晶过程的推动力是 自由能差降低（△F）是自由能增加，阻力是自身放热
本答案非标准答案，仅作参考，祝大家期末取的好成绩！ 金属学与热处理铸造合金及其熔炼考试题纲 1．铁碳相图的二重性及其分析 从热力学观点上看，Fe-Fe3C相图只是介稳定的，Fe-C相图才是稳定的；从动力学观点看，在一定条件下，按Fe-Fe3C相图转变也是可能的，因此就出现了二重性。 分析：1）稳定平衡的共晶点C’的成分和温度与C点不同 2）稳定平衡的共析点S’的成分和温度与S点不同 2．稳定态和亚稳定态铁碳相图异同点 稳定平衡态的Fe-C相图中的共晶温度和共析温度都比介稳定平衡的高一点； 在共晶温度时，稳定平衡态的奥氏体的含碳量小于亚稳态平衡下奥氏体的含碳量。 3．用铁碳相图分析铸铁碳钢一二次结晶异同点 一次结晶：铁液降至液相线时，有初析石墨和初析奥氏体析出。温度继续下降，熔体中同时析出奥氏体和石墨，铸铁进入共晶凝固阶段。 当钢液温度降低至液相线时，有高温铁素体析出。温度下降至包晶温度时，发生包晶转变，生成奥氏体。温度继续下降，穿过L+γ区时，又有奥氏体自钢液中析出，此析出过程进行到固相线温度为止。 二次结晶：铸铁的固态相变即二次结晶。继续冷却，奥氏体中的含碳量沿E’S’线减小，以二次石墨的形式析出。当奥氏体冷却至共析温度以下，并达到一定的过冷度，就开始共析转变。两个固体相α与Fe3C相互协同地从第三个固体相长大（成对长大），形成珠光体。当温度下降至GS和PS线之间的区域是，有先共析铁素体α相析出。随着α相的析出，剩余奥氏体的含碳量上升。当温度达到共析转变温度时，发生共析转变，形成珠光体。结晶过程完了后，钢的组织基本上不在变化。 4．分析球状石墨形成过程 目前已基本肯定，球状石墨可以和奥氏体直接从熔体中析出。 在亚共晶或共晶成分的球墨铸铁中，首批小石墨在远高于平衡共晶转变温度就已成形，这是不平衡条件所造成的，但随着温度的下降，有的小石墨球会重新解体，而有的则能长大成球，随着这一温度的进行，又会出现新的小石墨球，说明石墨球的成核可在一定的温度范围内进行。 某些石墨球能在熔体中单独成长至一定尺寸，然后被奥氏体包围，而有的石墨球则很早的就被奥氏体包围，形成奥氏体外壳。总之，石墨球的长大包括；两个阶段，即：1）在熔体中直接析出核心并长大2）形成奥氏体外壳，在奥氏体外壳包围下成长。 5．灰铸铁的金相组织及其性能特点 灰铸铁的金相组织由金属基体和片状石墨所组成，还有少量非金属夹杂物。 特点：强度性能差；硬度特点，同一硬度时，抗拉强度有一个范围，同一强度时，硬度也有一定的范围；较低的缺口敏感性；良好的减震性；良好的减磨性。 6．流动性的概念及其影响因素
一、填空（每空0.5 分，共 23 分） 1 、200HBW10/3000表示以毫米压头，加载牛顿的试验力，保持秒测得的 硬度值，其值为。 1、洛氏硬度 C 标尺所用压头为，所加总试验力为牛顿，主要用于测的硬度。 2 、金属常见的晶格类型有、、。α -Fe 是晶格，γ -Fe 是 晶格。 2 、与之差称为过冷度，过冷度与有关，越大，过冷度也越大，实际结晶温 度越。 3 、钢中常存元素有、、、，其中、是有益元素，、是有害 元素。 3、表示材料在冲击载荷作用下的力学性能指标有和，它除了可以检验材料的冶炼和热加工质 量外，还可以测材料的温度。 3 、拉伸试验可以测材料的和指标，标准试样分为种，它们的长度分别是和。 4 、疲劳强度是表示材料在载荷作用下的力学性能指标，用表示，对钢铁材料，它是试验循环数达时的应力值。 4 、填出下列力学性能指标的符号： 上屈服强度，下屈服强度，非比例延伸强度，抗拉强度，洛氏硬度 C 标尺，伸长率，断面收缩率，冲击韧度，疲劳强度，断裂韧度。 5 、在金属结晶时，形核方式有和两种，长大方式有和两种。 5 、单晶体的塑性变形方式有和两种，塑性较好的金属在应力的作用下，主要以方式进行变形。 5 、铁碳合金的基本组织有五种，它们分别是，，，，。 ６、调质是和的热处理。 6 、强化金属的基本方法有、、三种。 6 、形变热处理是将与相结合的方法。 ７、根据工艺不同，钢的热处理方法有、、、、。 ９、镇静钢的主要缺陷有、、、、等。 10、大多数合金元素（除Co 外），在钢中均能过冷奥氏体的稳定性，使 C 曲线的位置，提 高了钢的。 11、按化学成分，碳素钢分为、、，它们的含碳量围分别为、、 。 12、合金钢按用途主要分为、、三大类。 13、金属材料抵抗冲击载荷而的能力称为冲击韧性。 14、变质处理是在浇注前向金属液体中加入促进或抑制的物质。 15、冷塑性变形后的金属在加热过程中，结构和将发生变化，其变化过程分为、、三个 阶段。 10、在机械零件中，要求表面具有和性，而心部要求足够和时，应进行表面热处理。 16、经冷变形后的金属再结晶后可获得晶粒，使消除。 17、生产中以划分塑性变形的冷加工和。 18、亚共析钢随含碳量升高，其力学性能变化规律是：、升高，而、降低。 19、常用退火方法有、、、、等。 20、08 钢含碳量， Si 和 Mn 含量，良好，常轧成薄钢板或带钢供应。
第一章 1?作图表示出立方晶系（1 2 3）、（0 -1-2）、（4 2 1）等晶面和［-1 0 2］、 今有一晶面在X、Y、Z坐标轴上的截距分别是5个原子间距，2个原子间距和3个原子间距，求该晶面的晶面参数。 解：设X方向的截距为5a, Y方向的截距为2a,则Z方向截距为3c=3X2a/3=2a,取截距的倒数，分别为 1/5a，1/2a, 1/2a 化为最小简单整数分别为2,5,5 故该晶面的晶面指数为（2 5 5） 4体心立方晶格的晶格常数为a，试求出（1 0 0）、（1 1 0）、（1 1 1） 晶面的晶面间距，并指出面间距最大的晶面 3?某晶体的原子位于正方晶格的节点上，其晶格常数
解：（1 0 0）面间距为a/2, （1 1 0）面间距为"2a/2, （1 1 1）面间距为"3a/3 三个晶面晶面中面间距最大的晶面为（1 1 0） 7证明理想密排六方晶胞中的轴比c/a=1.633 证明：理想密排六方晶格配位数为12,即晶胞上底面中心原子 与其下面的3个位于晶胞内的原子相切，成正四面体，如图所示 贝卩OD=c/2，AB=BC=CA=CD=a 因厶ABC是等边三角形，所以有OC=2/3CE 由于(BC)2=(CE)2+(BE)2 有(CD)2=(OC)2+(1/2C)2，即 I /T J (CU)(c)2- ' 3 2 因此c/a=V8/3=1.633 8?试证明面心立方晶格的八面体间隙半径为r=0.414R 解：面心立方八面体间隙半径r=a/2-v2a/4=0.146a
面心立方原子半径R二辺a/4，贝卩a=4R/\2，代入上式有 R=0.146X4R/ V2=0.414R 9. a ）设有一刚球模型，球的直径不变，当由面心立方晶格转变为体心立方晶格时，试计算其体积膨胀。b）经X射线测定，在912C时丫-Fe的晶格常数为0.3633nm, a -Fe的晶格常数为0.2892nm,当由丫-Fe转化为a -Fe时，求其体积膨胀，并与a）比较，说明其差别的原因。 解：a）令面心立方晶格与体心立方晶格的体积及晶格常数分别 为V面、V踢与a面、a体，钢球的半径为r，由晶体结构可知，对于面心晶胞有 4r=辺a 面，a 面=2辺/2r, V 面二（a 面）3= （2辺r）3 对于体心晶胞有 4r= \3a 体，a 体=4v3/3r, V 体二（a 体）3= （4\3/3r）3 则由面心立方晶胞转变为体心立方晶胞的体积膨胀厶V为 △V=2X V体-V 面=2.01r3 B）按照晶格常数计算实际转变体积膨胀厶V实，有 △V实=2^ V体-V 面=2x（0.2892）3-（0.3633）3=0.000425nm3 实际体积膨胀小于理论体积膨胀的原因在于由丫-Fe转化为a -Fe时,Fe原子的半径发生了变化，原子半径减小了。 10. 已知铁和铜在室温下的晶格常数分别为0.286nm和0.3607nm,求
历年试题 材料成型与控制专业01级金属学与热处理试题 一. 名词解释（每小题2分，共2０分）： 1.晶体 2.正火 3.无限固溶体 4. 金属间化合物 5.晶界 6.相起伏 7.共晶转变 8.比重偏析 9.马氏体 10. 同素异构转变 二. 在同一个立方晶胞中画出以下晶面和晶向：（111）、（110）、（122）、[110]、[210]。（5分） 三. 晶粒大小对合金的常温力学性能有何影响？试分析其原因。(15分) 四.T8钢的过冷奥氏体等温冷却曲线如图所示，试分析以图中标明的几种冷却条件冷却之后各得到什么组织？对比这几种组织各具有什么样的力学性能特点．(10分) 五.．(15分) 六.冷塑性变形后的金属，在重新加热时其组织结构和力学性能各有何变化？(15分) 七．简述T8钢的奥氏体化过程由哪几个阶段组成？分析其中奥氏体晶核长大机理。(10分) 八.具有网状渗碳体的T12钢要获得回火马氏体，应进行哪些热处理？试说明每种热处理的加热温度和冷却条件。(10分) 02级材料加工各专业金属学与热处理期末考试题B 一. 名词解释（每小题3分，共30分） 1.非自发形核 2.滑移 3.再结晶 4.间隙固溶体 5.铁素体 6.珠光体 7.本质晶粒度 8.淬火 9.各向异性 10.合金
二. 填空（每空1分，共15分） 1.一个体心立方晶胞中包含（）个原子，一个面心立方晶胞中包含（）个原子，一个密排六方晶胞中包含（）个原子。 2. 纯铁在加热时，在912℃纯铁的晶格由（）转变为（），在1394℃纯铁的晶格由（）转变为（）。 3.结晶过程是依靠两个密切联系的基本过程来实现的，这两个基本过程分别是（）和（）。 4.纯金属的最低再结晶温度和熔点的关系是（）。 5.马氏体的显微组织形态主要有（）、（）两种。其中（）的韧性比较好。 6.钢的淬透性越高，则其C曲线位置越靠（），说明临界冷却速度越（）。 三. 选择（每题1分，共10分） 1.具有体心立方晶格的金属有（） a)Cu b)α-Fe c)γ-Fe 2.具有面心立方晶胞的金属有（）个滑移系。 a) 6 b)8 c)12 3.固溶体的晶体结构（）。 a) 与溶剂相同 b)与溶质相同 c) 与溶质和溶剂都不相同 4. 铁碳两个元素可能形成的相有（）。 a) 间隙固溶体 b)间隙化合物 c) 置换固溶体 5. 下列金属中塑性最好的是（） a) α-Fe b)Al c) Mg 6.冷变形金属再结晶后，（）。 a) 形成等轴晶，强度升高 b)形成柱状晶，强度升高 c) 形成等轴晶，塑性升高 7.与铁素体相比，珠光体的力学性能特点是（）。
钢的热处理总结 晶向指数[UVW]，晶向族 6. 能量起伏：液态金属中处于热运动的原子能量有高有低，同一原子的能量也在随时间不停地变化，时高时低的现象。 7. 均匀形核：液相中各个区域出现新相晶核的几率都是相同的，是液态金属绝对纯净、无任何杂质，喝不喝型壁接触，只是依靠液态金属的能量变化，由晶胚直接生核的理想过程。临界半径 8. 非均匀形核：液态金属中总是存在一些微小的固相杂质点，并且液态金属在凝固时还要和型壁相接触，于是晶核就可以优先依附于这些现成的固体表面上形成，需要的过冷度较小。 临界半径 非均匀形核的临界球冠半径与均匀形核的临界半径是相等的。 晶核长大的微观结构：光滑界面和粗糙界面。 晶粒大小的控制：控制过冷度；变质处理；振动、搅动。 表面细晶区的形成：当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。 柱状晶区的形成：在结晶过程中由于模壁温度的升高，在结晶前沿形成适当的过冷度，使表面细晶粒区继续长大（也可能直接从型壁处长出），又由于固-液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向），处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下，以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底，呈枝晶状单向延伸生长，那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长，在淘汰取向不利的晶体过程中，发展成柱状晶组织。 中心等轴晶的形成：内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果。随着柱状晶的发展，熔体温度降到足够低，再加之金属中杂质等因素的作用，满足了形核时的过冷度要求，于是在整个液体中开始形核。同时由于散热失去了方向性，晶体在各个方向上的长大速度是相等的，因此长成了等轴晶。 10. 固溶体与金属化合物的区别：固溶体晶体结构与组成它的溶剂相同，而金属化合物的晶体结构与组成它的组元都不同，通常较复杂。固溶体相对来说塑韧性好，硬度较低，金属化合物硬而脆。 11. 影响置换固溶体溶解度的因素：原子尺寸因素；电负性因素；电子浓度因素；晶体结构因素。
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