第四章金属材料热处理

第四章金属材料热处理 第一节热处理的发展史第二节热处理的理论基础第三节钢的热处理第四节固溶与时效处理

第一节热处理的发展史 早在公元前770～前222年，中国人在生产实践中就已发现，铜铁的性能会因温度和加压变形的影响而变化。白口铸铁的柔化处理就是制造农具的重要工艺。公元前六世纪，钢铁兵器逐渐被采用，为了提高钢的硬度，淬火工艺遂得到迅速发展。中国河北省易县燕下都出土的两把剑和一把戟，其显微组织中都有马氏体存在，说明是经过淬火的。

随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火随着淬火技术的发展，人们逐渐发现淬冷剂对淬火质量的影响。三国蜀人蒲元曾在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀，相传是派人到成都取水淬火的。这说明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了，同时也注意了油和尿的冷却能力。中国出土的西汉(公元前206～公元24)中山靖王墓中的宝剑,心部含碳量为0.15～0.4%，而表面含碳量却达 0.6%以上，说明已应用了渗碳工艺。但当时作为个人“手艺”的秘密，不肯外传，因而发展很慢。

1863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变，钢中高温时的相在急冷时转变为一种较硬的相。法国人奥斯蒙德确立的铁的同素异构理论，以及英国人奥斯汀最早制定的铁碳相图，为现代热处理工艺初步奠定了理论基础。与此同时，人们还研究了在金属热处理的加热过程中对金属的保护方法，以避免加热过程中金属的氧化和脱碳等。

1850～1880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、1850～1880年，对于应用各种气体(诸如氢气、煤气、一氧化碳等)进行保护加热曾有一系列专利。1889～1890 年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。 1901～1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳；30年代出现露点电位差计,使炉内气氛的碳势达到可控，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等进一步控制炉内气氛碳势的方法； 20世纪60年代以来，热处理技术运用等离子场，发展了离子渗氮、渗碳工艺；激光、电子束技术的应用，又使金属获得了新的表面热处理和化学热处理方法。

第二节热处理的理论基础 热处理是将金属材料以一定的速度加热到预定温度并保持预定的时间，再以预定的冷却速度进行冷却的综合工艺方法。在铸造、压力加工和焊接成形过程中，不可避免地存在组织缺陷。对金属材料进行热处理主要源于提高其综合机械性能，符合材料在设计和制备过程中所遵循的“成分－组织－性能”的原则。

结构材料 金属材料高分子材料陶瓷材料强度屈服强度断裂强度抗拉强度疲劳强度材料强度的唯一性判据导致材料失效的最大应力 • 金属材料的强化机制

屈服强度 断裂强度 σb≥σk σb≤σk 脆性材料塑性材料脆性材料的强度通常以σk表示塑性材料的强度通常以σb表示通常研究的结构材料在室温工作条件下，最需要考虑的是屈服强度和断裂强度。大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生的，因此，任何阻止位错运动的因素都可以成为提高金属材料强度的途径。

σb δ δ Cu－Ni固溶体的机械性能与成分的关系 Al－Mg固溶体的应力－应变曲线 • 固溶强化：当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。

固溶强化的实质：晶体结构中的弹性交互作用、 电交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。不同溶质原子在位错周围的分布状态 Cotrell气团模型：溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量。（它对位错有“钉扎”作用）

双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。双晶粒拉伸示意图低碳钢的σs与晶粒大小的关系 • 细晶强化：合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。细晶强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能量高这一特点，对材料进行强化。

在右图中，低碳钢的σs与晶粒直径平方根的倒数呈线在右图中，低碳钢的σs与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可用下式表示： σs＝ σ0+Kd－1/2…… Hall－Petch公式细晶强化理论的提出：（1）针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法。（2）在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮。可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，获得最佳的强韧性配合。

加工硬化曲线： 曲线分为三阶段 1）易滑移阶段（位错少干扰） 2）线性硬化阶段（位错塞积） 3）抛物线硬化阶段（螺旋位错启动，位错密度下降） • 加工硬化：加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强度、硬度升高；塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。

加工硬化的实质：是金属塑性变形时内部产生滑移，使加工硬化的实质：是金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。晶粒度对加工硬化曲线的影响

晶体结构对加工硬化曲线的影响

时效强化： 时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下保温析出过渡相、第二相等而实现对材料强化的方法。

获得第二相的途径： 1）生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布的第二相； 2）也可通过共晶化合物进行热压力加工获得； 3）还可通过共析反应获得； 4）另外还可通过粉末冶金方法获得。 • 第二相强化（弥散强化）：通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。第二相一般指各种化合物质点。

第二相在基体中的形态及分布： 以钢中Fe3C的形态与分布为例： a：过共析钢中， Fe3C呈连续网状分布在α晶界上。塑性、强度下降。 b：珠光体中， Fe3C与铁素体呈平行间隔分布。塑性、强度较高。（要求珠光体细小，片层间距小） c：共析钢或过共析钢经球化退火后，Fe3C呈颗粒状分布在α晶界上。强度下降，塑性上升，便于加工。

第二相的强化机制： 切割机制绕过机制弥散型两相合金强化的主要影响因素： 1）颗粒直径 2）第二相含量（体积分数） 3）第二相的分布状态

钢的形变热处理 加工硬化固溶强化回火索氏体固溶强化第二相强化细晶强化 • 复合强化：利用两种或两种以上的强化方法，来达到塑性金属材料强化的目的。

固态相变 塑性金属材料的强化机制表明：通过热处理中的加热和冷却过程使合金产生固态相变，从而合金组织发生变化，最终导致材料性能产生变化。固态相变是指固态物质在温度、压力、电场、磁场改变时，从一种组织结构会转变成另一种组织结构。材料科学研究中的固态相变主要是指温度改变而产生的相变。固态相变主要包括三种基本变化：1）晶体结构的变化；2）化学成分的变化；3）有序程度的变化。一种相变可同时包括一种、两种或三种变化。

材料科学遇到的相变习惯上分为扩散型相变和无扩散型相变两大类。材料科学遇到的相变习惯上分为扩散型相变和无扩散型相变两大类。扩散型相变的特点是通过激活原子运动而产生，要求温度高，原子活动能力强。纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、以及脱溶转变等均属于此类。无扩散型相变的特点是相变中原子不发生扩散、原子作有规则的近程迁移，以使点阵改组；相变中相邻原子的相互位置不变。在低温下原子不能扩散时易发生这类转变，如一些合金中的马氏体相变，某些低温进行的同素异构转变（β-Co（hcp）与α-Co（fcc）。

固态相变的热力学条件： 固态相变的热力学所涉及的问题主要是反应能不能进行，即新相能否形成，最根本的就是反应过程△G＜0 是否成立。与液态凝固时相比较，固态相变形核增加了一项应变能，即 △G ＝－V△GV ＋ Sσ＋ V△Ge 式中：V为新相体积；S为新、旧相的界面积；△GV 和△Ge分别表示形成单位体积新相时自由能和应变能； σ表示新、旧相界单位面积的界面能。

固态相变的动力力学条件： 固态相变的动力学主要讨论相变进行的速率问题，固态相变的速率是形核率和长大速率的函数，即与相变温度有关的函数。动力学除了讨论固态相变过程中的形核和晶粒长大的速率问题，还包括外界条件（温度、压力和磁场）和组分对相变过程的影响及控制相变产物的组成等内容。

固态相变的晶体学： 固态相变的晶体学主要描述晶体中原有相与新相之间的晶体学关系，如晶体结构、点阵常数等，分析新相形成的原子迁移过程。

第三节钢的热处理 钢铁材料的强韧化重要有两个途径：一是对钢铁材料实施热处理；二是通过调整钢的化学成分，加入合金元素（亦即钢的合金化原理），以改善钢的性能。钢铁材料热处理是通过加热、保温和冷却方式借以改变合金的组织与性能的一种工艺方法，其基本内容包括热处理原理及热处理工艺两大方面。

钢的热处理原理 • 钢的热处理相变温度钢在加热时，实际转变温度往往要偏离平衡的临界温度，冷却时也是如此。随着加热和冷却速度的增加，滞后现象将越加严重。通常把加热时的临界温度标以字母“C”，如AC1、AC3、ACm等；把冷却时的临界温度标以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arm等。

加热时钢的组织转变 1、奥氏体的形成过程钢在加热时奥氏体的形成过程又称为奥氏体化。以共析钢的奥氏体形成过程为例。

1）奥氏体形核：奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体1）奥氏体形核：奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体的界面上形成。 2）奥氏体晶核长大：奥氏体晶核形成以后，依靠铁、碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的。 3）残留渗碳体的溶解：铁素体全部消失以后，仍有部分剩余渗碳体未溶解，随着时间的延长，这些剩余渗碳体不断地溶入到奥氏体中去，直至全部消失。

亚共析钢的加热过程： 过共析钢的加热过程： 4）奥氏体均匀化：渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的成分是不均匀的，只有延长保温时间，通过碳原子的扩散才能获得均匀化的奥氏体。

2、奥氏体晶粒大小及其控制 1）晶粒大小的表示方法晶粒大小广泛采用的是与标准金相图片（标准评级图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别。通常将晶粒大小分为8级，1级最粗，8级最细。通常1～4级为粗晶粒度，5～8级为细晶粒度。 2）奥氏体晶粒大小的控制加热温度与保温时间加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大，因为这与原子扩散密切相关。

加热速度 加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度越高，可获得细小的起始晶粒。钢的化学成分碳全部溶于奥氏体时，随奥氏体中含碳量的增加，晶粒长大倾向增大。合金元素Ti、Zr、V、Nb、Al等，当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大，有利于得到细晶粒钢。Mn和P是促进奥氏体晶粒长大的元素。

A1 2、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制通常将处于A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织转变。 • 冷却时钢的组织转变 1、钢的冷却方式热处理时常用的冷却方式有两种：一是等温冷却（常用于理论研究）；二是连续冷却（常用于生产）。

1）等温冷却试验： （a）首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中，在高于共析温度的条件下进行奥氏体化；（b）将上述奥氏体化后的试样迅速放入另一锡熔炉保温，炉温低于共析温度；（c）依据试样保温时间的差异，分别从炉中取出试样，置于水中快冷；（d）磨制金相试样，并观察显微组织。

在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结果绘制出奥氏体钢的等温冷却曲线。

2）过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析 曲线的左边一条线为过冷奥氏体转变开始线；右边一条线为过冷奥氏体转变终了线。该曲线下部还有两条水平线，分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度Ms线和转变结束温度Mf线。过冷奥氏体等温冷却曲线形似“C”字，故俗称C曲线，反应了“温度－时间－转变量”的关系，所以C曲线又称为TTT图（Temperature-Time－Transformation Diagram）。在C曲线中，在不同过冷奥氏体开始出现组织转变的时间不同，这段时间称为“孕育期”。其中，以C曲线最突出处（凸点）所对应的温度孕育期最短。

组织名称 符号转变温度/℃ 相组成转变类型特征珠光体珠光体 P A1～650 F+Fe3C 扩散型（Fe和C均扩散）片层间距：0.25～1.9μm，500× 索氏体 S 650～600 间距：0.25~0.08μm，1000 × 屈氏体 T 600～550 间距：0.03～0.08μm，2000 × 贝氏体上贝氏体 B上 550～350 F饱和+ Fe3C 半扩散型（只有C扩散）羽毛状：在平行密排的过饱和F板条间，不均匀分布短杆（片状）Fe3C ,脆性大，工业上不应用下贝氏体 B下 350～240 F饱和+ Fe2.4C 板状：低碳钢中， F和 Fe2.4C的复相组织。片状：高碳钢中，复相组织。马氏体片（针）状马氏体 M 240～-50 C在α-Fe中的过饱和固溶体（bcc）非扩散型（Fe和C均不扩散） ①马氏体变温形成，与t保无关； ②马氏体转变不完全性，钢中常存在残余A（性能下降）, 常要求淬火T接近Mf “冷处理”. ③马氏体性能与含碳量有关板状马氏体注：w（c）≥1.0％时形成片状马氏体，HRC：64～66； w（c）≤0.2％时形成板状马氏体， HRC：30～50 。

3、非共析成分碳钢的等温转变 非共析钢的C曲线与共析钢的C曲线不同。区别在于：亚共析钢曲线左移，在其上方多了一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线；过共析钢曲线右移，在其上方多了一条过冷奥氏体析出二次渗碳体的开始线。亚共析钢的等温转变图

Vc 4、共析钢的连续冷却转变 C曲线（TTT图）反应了过冷奥氏体等温转变的全貌，但在实际生产中，钢的热处理大多是采用连续冷却，因此，测出奥氏体的连续冷却曲线，即CCT图（右图阴影部分），有很大的现实意义。 Continuous Cooling Transformation Diagram

临界冷却速度：是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成临界冷却速度：是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度，即临界淬火速度。

钢的普通热处理 • 退火将钢加热到一定温度进行保温，缓冷至600℃以下，再空冷至室温的热处理工艺。各种退火和正火的一般加热范围

常用退火工艺制度小结

正火 正火将钢加热到AC3以上温度并保温，出炉空冷至室温的热处理工艺。由于正火比退火加热温度略高，冷却速度大，故珠光体的分散度大，先共析铁素体的数量少，因而正火后强度、硬度较高。正火的应用： ① 用正火作为性能要求的一般结构件的最终热处理。 ② 亚共析钢采用正火来调整硬度，改切削加工性能。 ③ 过共析钢的正火可消除网状碳化物。

2、淬火的必要性 经过退火或正火的工件只能获得一般的强度和硬度，对于许多需要高强度、高耐磨条件下工作的零件则必须淬火与回火处理。 3、钢在淬火时的组织和性能变化 1）获得马氏体的条件（a）通过加热使钢具有奥氏体组织； • 淬火 1、定义：淬火是将钢加热到AC1或 AC3以上温度并保温，出炉快速冷却，使奥氏体转变成为马氏体的热处理工艺。

2）马氏体的形成过程 （a）当奥氏体过冷到MS点时，首先在晶粒内的某些晶面上生成马氏体晶核，并迅速长大；（b）马氏体转变不依靠已形成马氏体晶体的长大，而且依靠出现新的马氏体晶核，即马氏体形成与t保无关。（c）奥氏体常常不能完全转变成马氏体主要源于生产上冷却温度没有真正达到Mf点。（b）冷却速度超过临界冷却速度；（c）在Ms～Mf温度范围使过冷奥氏体发生马氏体转变。

3）马氏体的组织形态 马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。 W（C）≤0.20%时：基本上形成板条状马氏体（也称低碳马氏体），板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，又称为位错马氏体。马氏体形成过程示意图

板条马氏体 片状马氏体 W（C）≥0.60%时：形成片状马氏体（针状马氏体），片状马氏体内部的亚结构主要是孪晶。因此，片状马氏体又称为孪晶马氏体。 0.20 %≤W（C）≤0.60%时：形成上述两种马氏体的混合组织，含碳量越高，条状马氏体量越少而片状马氏体量越多。

5）小结 马氏体转变是典型的无扩散性相变。马氏体是碳在α—Fe中的过饱和固溶体，具有非常高的强度和硬度所以，马氏体转变是强化金属的重要途径之一。 4）马氏体的力学性能马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量，通常情况是随含碳量的增加而升高。马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。在相同屈服强度条件下，板条（位错）型马氏体比片状（孪晶）型马氏体的韧性好得多。

1）淬火加热温度 淬火加热温度的选择应以得到细而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便冷却后获得细小的马氏体组织。亚共析钢的淬火加热温度通常为Ac3以上30～50℃；过共析钢的淬火加热温度通常为Ac1以上30～50℃。 4、钢的淬火工艺将钢加热到Ac1或Ac3以上，保温一定时间，然后快速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为淬火。

2）淬火保温时间 淬火保温时间主要根据钢的成分特点、加热介质和零件尺寸来确定。（a）含碳量越高，含合金元素越多，导热性越差，则保温时间就越长；（b）零件尺寸越大，保温时间越长；（c）生产中常根据经验确定保温时间；

第四章 金属材料热处理