第一章钢的热处理原理ppt课件.ppt

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1、钢的热处理原理,2,第四节 钢的热处理原理,一、热处理的作用,热处理（heat treatment）是将钢在固态下加热到预定的温度，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。 热处理的目的是改变钢的内部组织结构，以改善其性能。,热处理工艺曲线示意图,3,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，或改变工件表面的显微组织或化学成分，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，而这一般是肉眼所不能看到的。 钢是机械工业中应用最广的材料，钢的显微组织复杂，可以通过热处理予以控

2、制，所以钢的热处理是金属热处理的主要内容。另外，铝、铜、镁、钛等及其合金也都可以通过热处理改变其力学、物理和化学性能，以获得不同的使用性能。,4,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。 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。1974年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。,5,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制剑三千把，相传是派人到成都取水淬火的（“汉中的水钝弱，不任淬；蜀水爽烈”）。这说

3、明中国在古代就注意到不同水质的冷却能力了。 西汉（公元前206公元24年）中山靖王（刘胜）墓中的佩剑，其剑体含碳量为0.150.4，而剑刃含碳量却达0.6以上，说明已应用了渗碳工艺。,6,1863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另一种较硬的相。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。,7,二、热处理与相图,原则上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。纯金

4、属、某些单相合金等不能用热处理强化。,合金相图,8,Fe-Fe3C相图,PSK线：A1 线GS线：A3 线ES线：Acm 线,9,通常把加热时的实际临界温度标以字母“c”，如Ac1、Ac3、Accm；而把冷却时的实际临界温度标以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arcm。,10,三、固态相变的特点,固态相变是由固相转变为固相。固态相变的驱动力是新、旧两相之间的自由能差。与液态结晶相比，固态相变有着显著不同的特点。（一）相变阻力大 界面能和体积应变能是固态相变过程的阻力，而液态金属结晶时的阻力只有界面能一项。此外，固态相变时原子的扩散更为困难。,11,（二）新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系

5、 固态相变时，为了减小新、旧两相之间的界面能，新相与母相晶体之间往往存在一定的晶体学位向关系，常以低指数、原子密度大且匹配较好的晶面和晶向相互平行。并且，新相往往在母相某一特定晶面上形成，母相的这个晶面称为惯习面，这种现象叫做惯习现象。,12,（三）母相晶体缺陷对相变起促进作用 固态相变时，新相晶核往往优先在母相中的各种晶体缺陷处（如晶界、相界、位错、空位等）形成。（四）易于出现过渡相 过渡相是一种亚稳定相，其成分和结构介于新相和母相之间，是为了克服相变阻力而形成的一种协调性中间转变产物。 固态相变一方面力求使自由能尽可能降低，另一方面又力求沿着阻力最小、做功最少的途径而进行。,13,四、固态

6、相变的类型,扩散型相变 在相变过程，发生成份变化，两相中的原子要进行长程扩散，相变依靠相界面的扩散移动而进行。非扩散型相变（切变型相变） 在相变过程，没有成份变化，没有原子扩散，新相的成长是通过晶格的切变和转动进行的，新相的长大速度极快。半扩散型相变 介于扩散型和非扩散型之间的相变。,14,第二节 钢在加热时的转变,任何热处理均以加热为其第一步。通常把钢加热获得奥氏体的转变过程称为“奥氏体化”。对于钢的大多数热处理工艺，奥氏体的形成及奥氏体晶粒的大小对随后冷却时奥氏体的转变特点和转变产物的组织与性能都有显著影响。,一、共析钢奥氏体的形成过程 + Fe3C （T Ac1） wc=0.0218%

7、wc=6.69% wc=0.77% 体心立方 正交晶格 面心立方 奥氏体的形成过程就是铁晶格的改组和铁、碳原子的扩散过程。,15,共析钢中奥氏体的形成由四个基本过程组成：奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化。,16,（一）奥氏体的形核 奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成。原因：在铁素体和渗碳体的相界处原子排列不规则，处于高能不稳状态，具备形核所需要的结构起伏和能量起伏条件。同时铁素体和渗碳体相界面处碳浓度分布不均匀，容易出现奥氏体形核所需要的浓度起伏。,17,（二）奥氏体的长大,18,二、影响奥氏体形成速度的因素（一）加热温度和保温时间 加热温度必须高于Ac1

8、点，珠光体才能向奥氏体转变。转变需要一段孕育期以后才能开始，而且温度越高，孕育期越短。 加热温度越高，奥氏体的形成速度越快，转变所需要的时间越短。 在连续升温加热时，加热速度越快，则珠光体的过热度越大，转变的开始温度Ac1越高，终了温度也越高。但转变的孕育期越短，转变所需的时间也越短。,19,三、奥氏体晶粒大小及其影响因素 奥氏体的晶粒大小对钢的冷却转变以及转变产物的组织和性能都有重要的影响，同时也影响工艺性能。在热处理过程中应当十分注意防止奥氏体晶粒粗化。（一）奥氏体晶粒度 晶粒度是晶粒大小的度量。实际生产中通常使用晶粒度级别数G来表示金属材料的平均晶粒度。N = 2G-1式中，N 100倍

9、下每平方英寸（645.16mm2）面积内观察到的晶粒个数。 G5级为粗晶粒，G5级为细晶粒。,20,奥氏体的实际晶粒度：在具体加热条件下所得到的奥氏体晶粒大小。 当加热时奥氏体晶粒大小超过规定尺寸时就成为一种加热缺陷，称之为“过热”。 奥氏体的本质晶粒度：根据标准试验方法，在93010保温足够时间（38小时）后测得的奥氏体晶粒大小。 经上述试验，奥氏体晶粒度在58级者称为本质细晶粒钢，14级者称为本质粗晶粒钢。,21,（二）影响奥氏体晶粒大小的因素 奥氏体晶粒长大基本上是一个奥氏体晶界迁移的过程，其实质是原子在晶界附近的扩散过程。所以影响原子扩散迁移的因素都能影响奥氏体晶粒长大。1. 加热温度

10、和保温时间 随着加热温度升高和保温时间延长，奥氏体晶粒急剧长大。2. 加热速度 加热温度相同时，加热速度越快，奥氏体转变时的过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率的增加大于长大速度，使奥氏体晶粒越细小。,22,3. 钢的化学成分 钢中含碳量在一定范围之内，随含碳量的增加，奥氏体晶粒长大的倾向增大，但是含碳量超过一定量以后，奥氏体晶粒长大倾向反而减小。 钢中加入适量的形成高熔点化合物的合金元素，如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等，可强烈地阻碍奥氏体晶粒长大。4. 钢的原始组织 一般来说，钢的原始组织越细，碳化物弥散度越大，则奥氏体晶粒越细小。,23,第三节 钢在冷却时的转变,一、概 述冷

11、却过程热处理工艺的关键部分，对控制热处理以后的组织与性能起着极大作用，不同的冷却速度获不同的组织与性能通常有两种冷却方式： 等温冷却 连续冷却,过冷奥氏体（supercooling austenite）：在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体。,24,二、共析钢过冷奥氏体的等温转变图 过冷奥氏体等温转变图又称IT（Isothermal Transformation）或TTT（Temperature-Time-Transformation）图，可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。因其形状通常像英文

12、字母“C”，故俗称其为C 曲线。,25,26,（一）过冷奥氏体等温转变图的建立 由于过冷奥氏体在转变过程中不仅有组织转变和性能变化，而且有体积膨胀和磁性转变，因此可以采用金相硬度法、膨胀法、磁性法等来测定过冷奥氏体等温转变图。,27,（二）过冷奥氏体等温转变图的分析,共析钢的C曲线,28,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： A1550：珠光体转变区（扩散型相变） 550Ms：贝氏体转变区（半扩散型相变） MsMf：马氏体转变区（非扩散型相变） C曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期，标志着不同过冷度下过冷奥氏体的稳定性，其中以550左右共析钢的孕育期最短，过冷奥氏体

13、稳定性最低，称为C 曲线的“鼻尖”。,29,四、珠光体转变（pearlite transformation）（一）片状珠光体的形成、组织和性能 共析成分的过冷奥氏体从Al以下至C曲线的“鼻尖”以上，即Al550温度范围内等温停留时，会发生珠光体转变： P ( + Fe3C )。 珠光体转变是全扩散型转变，即铁原子和碳原子均进行扩散运动。,30,另一种片状珠光体形成机制认为，珠光体形成层片状是渗碳体以分枝形式长大的结果。,早期片状珠光体形成机制,31,32,珠光体的片间距：珠光体团中相邻两片渗碳体（或铁素体）之间的距离（s0）。珠光体的片间距主要取决于珠光体的形成温度。过冷度越大，奥氏体转变为珠

14、光体的温度越低，则片间距越小。,经验公式：s0 = (8.02/T)103式中，T为过冷度。,片状珠光体的力学性能主要取决于珠光体的片间距。片层越细，强度硬度越高，塑性韧性越好。,33,根据片间距的大小，将珠光体分为三类： 珠光体（P，pearlite）：A1650，片间距0.61.0m； 索氏体（S，sorbite）：650600，片间距0.250.3m； 托氏体（T，troostite）：600550，片间距0.10.15m。,34,GB/T 72321999金属热处理工艺术语对索氏体和托氏体的定义为：索氏体是指在光学显微镜下放大到600倍以上才能分辨片层的细珠光体。它是以英国冶金学家 H

15、.C.Sorby 的名字命名的。托氏体是指在光学显微镜下已无法分辨片层的极细珠光体。它是以法国金相学家 L.Troost 的名字命名的。 P、S 和 T 都属于珠光体类型的组织，都是由渗碳体和铁素体组成的片层相间的机械混合物，它们之间的界限是相对的，其差别仅仅是片间距大小不同。,35,片状珠光体,36,索 氏 体,37,（二）粒状珠光体的形成、组织和性能 如果渗碳体以颗粒状态分布在连续的铁素体基体内，这种组织称为粒状珠光体，也称为球化体。,粒状珠光体组织,38,五、马氏体转变（martensite transformation） 钢从奥氏体化状态快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下（低于M

16、s点）发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。（一）马氏体的晶体结构、组织和性能1. 马氏体的晶体结构 马氏体：碳在-Fe中的过饱和间隙固溶体。 马氏体中的含碳量可与原奥氏体含碳量相同，最大可达到 wC = 2.11%。,39,马氏体一般有两种结构： 体心立方：出现于含碳极少的低碳钢或无碳合金中。 体心正方：出现于含碳较高的钢中。（如下图所示）,轴比c/a 称为马氏体的正方度。c/a = 1 + 0.046wC 马氏体的正方度可用来表示马氏体中碳的过饱和程度。,40,2. 马氏体的组织形态钢中马氏体有两种基本形态： 板条状马氏体 片状马氏体（1）板条状马氏体 板条马氏体是低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢

17、、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型马氏体组织，其显微组织是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条马氏体。,41,板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状。,马氏体板条的两种立体形态a）扁条状 b）薄片状,42,（2）片状马氏体 高碳钢（wC0.6%）、wNi=30%的不锈钢，以及一些有色金属和合金，淬火时形成片状马氏体组织。 片状马氏体的空间形态呈凸透镜状，在光学显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为针状马氏体或竹叶状马氏体。,43,影响马氏体形态的因素 碳钢中马氏体的形态主要取决于奥氏体的含碳量。随着含碳量的增加，板条马氏体数量相对减少，片状马氏体的数量相对增加。 含碳量小于0.2%

18、的奥氏体几乎全部形成板条马氏体； 含碳量大于1.0%的奥氏体几乎只形成片状马氏体； 含碳量为0.2%1.0%的奥氏体则形成板条马氏体和片状马氏体的混合组织。 溶入奥氏体中的合金元素除Co、Al外，大多数都使Ms点下降，因而都促进片状马氏体的形成。Co虽然提高Ms点，但也促进片状马氏体的形成。,44,3. 马氏体的性能 马氏体力学性能的显著特点是具有高硬度和高强度。 马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量。马氏体的硬度随含碳量的增加而升高。 合金元素对马氏体的硬度影响不大，但可以提高其强度。 马氏体具有高硬度、高强度的原因是多方面的，其中主要包括碳原子的固溶强化、相变强化以及时效强化。,45,此外

19、，原始奥氏体晶粒越细，则马氏体板条群或马氏体片的尺寸越小，马氏体相界面对位错运动的阻碍越大，所以马氏体的强度越高。,46,片状马氏体具有高强度、高硬度，但韧性很差，其特点是硬而脆。 板条状马氏体具有高的强韧性。在具有相同屈服强度的条件下，板条马氏体比片状马氏体的韧性好得多。,47,在很多情况下，马氏体转变不能进行到底，即使冷却到 Mf 点以下仍然得不到100%的马氏体，而在组织中保留有一定数量的未转变的奥氏体，称之为残余奥氏体（）。这种现象称为马氏体转变的不完全性。 残余奥氏体的数量与奥氏体中的含碳量有关。奥氏体中的含碳量越多，Ms 和 Mf 点越低，则残余奥氏体量越多。奥氏体中含有降低 Ms

20、 点的合金元素可使残余奥氏体的量增加。 对于 Mf 点低于室温的合金，在冷至室温之后继续深冷到零度以下，可使残余奥氏体继续转变为马氏体。生产上把这种深冷至零下温度的操作称为“冷处理”。,48,六、贝氏体转变（bainite transformation）,钢在珠光体转变温度以下、马氏体转变温度以上的温度范围内，过冷奥氏体将发生贝氏体转变，又称中温转变。（一）贝氏体的组织形态 贝氏体有三种常见的组织形态，即上贝氏体、下贝氏体和粒状贝氏体。1. 上贝氏体（upper bainite） 通常含碳量高于0.4%的碳素钢，在贝氏体区较高温度范围内（600350）形成的贝氏体叫上贝氏体。,49,50,在中

21、、高碳钢中，当上贝氏体形成量不多时，在光学显微镜下可以看到成束的条状铁素体自晶界向晶内生长，形似羽毛，故也称为羽毛状贝氏体，此时无法分辨其条间的渗碳体。 在电子显微镜下，上贝氏体是由成束的、大体上平行的板条状铁素体和条间的呈粒状或条状的渗碳体（有时还有残余奥氏体）所组成的非片层状组织。 上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，位错密度比板条马氏体低23个数量级，约为108109 cm-2。,51,2. 下贝氏体（lower bainite） 含碳量高于0.4%的碳素钢，在贝氏体区较低温度范围内（350Ms）形成的贝氏体叫下贝氏体。,52,（二）贝氏体的性能 上贝氏体的强度和硬度较低，冲击韧性也较低。越

22、是靠近贝氏体区上限温度形成的上贝氏体，韧性越差，强度越低。 下贝氏体的强度高，韧性也好，即具有良好的综合力学性能。其缺口敏感性和脆性转折温度都较低，是一种理想的组织。,53,（二）连续冷却转变图分析,共析碳钢的CCT图只有珠光体转变区和马氏体转变区，也就是说，共析碳钢在连续冷却时得不到贝氏体组织。,54,v冷 vk：全部珠光体组织 vk v冷 vk：珠光体马氏体 v冷 vk：马氏体残余奥氏体 vk表示过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解，全部过冷至Ms点以下发生马氏体转变的最小冷却速度，称为上临界冷却速度，又称为临界淬火速度。 vk表示过冷奥氏体在连续冷却过程中全部转变为珠光体的最大冷却速度，

23、称为下临界冷却速度。,55,第四节 钢在回火时的转变,回火：回火是将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度保温一定时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。 回火是紧接淬火的一道热处理工艺，大多数淬火钢都要进行回火。 回火的目的是为了稳定工件组织和尺寸，减少或消除淬火应力，提高钢的塑性和韧性，获得工件所需的力学性能。,56,一、淬火钢的回火转变及其组织（一）马氏体中碳的偏聚（100以下） 在80100以下温度回火时，碳原子倾向于偏聚在板条马氏体中位错线附近的间隙位置，形成碳的偏聚区，降低马氏体的弹性畸变能。片状马氏体中，除少量碳原子向位错线偏聚外，大量碳原子

24、将向垂直于马氏体c轴的（100）面富集，形成小片富碳区。,57,（二）马氏体分解（100350） 当回火温度超过80时，马氏体开始发生分解，碳原子偏聚区的碳原子将发生有序化，继而转变为碳化物从过饱和 固溶体中析出。 回火温度对马氏体分解起决定作用。回火温度越高，最终马氏体含碳量越低。 回火时间对马氏体含碳量影响较小。钢的回火保温时间通常在 2h 左右。,58,回火马氏体：高碳钢在350以下回火时，马氏体分解后形成的低碳相和弥散-碳化物组成的双相组织称为回火马氏体。 回火马氏体组织在光学显微镜下呈黑色针状。 回火马氏体中相含碳量为0.2%0.3%，-FexC (x = 23) 具有密排六方晶格，

25、与母相之间有共格关系，惯习面为100M，并保持一定的结晶学位向关系。,如何区别下贝氏体与高碳钢中的回火马氏体？,59,60,两相式分解：高碳钢在80150回火时，钢中除存在弥散-碳化物外，还存在碳含量高、低不同的两种固溶体相。这种类型的马氏体分解称为两相式分解。 连续式分解：高碳钢在150350回火时，钢中不存在两种不同碳含量的固溶体相，马氏体的含碳量连续不断地下降。这种类型的马氏体分解称为连续式分解。,61,一般认为，含碳量小于0.2%的低碳钢淬火后的回火不会析出-碳化物。因为这种钢的板条马氏体中含有大量的位错亚结构，碳原子偏聚于位错附近比形成-碳化物在能量上更为有利。,62,（三）残余奥氏

26、体的转变（200300） 淬火高碳钢在200300回火时，残余奥氏体分解为具有一定过饱和度的固溶体和-碳化物，二者保持共格关系，形成回火马氏体或下贝氏体。 含碳量小于0.4%的碳钢淬火后残余奥氏体很少，所以残余奥氏体分解阶段的反应仅在中碳钢或高碳钢中进行，低碳钢中则不明显。 残余奥氏体量随回火温度的升高而减少。,63,64,（四）碳化物的转变（250400） 回火温度高于250时，含碳量大于0.4%的马氏体中-碳化物逐渐溶解，同时沿112M晶面离位析出-碳化物。 -碳化物和母相马氏体有共格界面并保持一定的位向关系。 -碳化物：又称为Hgg碳化物，化学式Fe5C2，单斜晶格。 -碳化物不是-碳化

27、物直接转变来的，而是通过-碳化物溶解并在其他地方重新形核、长大的方式形成的。这种析出方式通常称为“离位析出”。,65,随着回火温度升高，钢中除析出-碳化物之外，还同时析出-碳化物（Fe3C）。析出-碳化物的惯习面有两组： 112M，-碳化物从-碳化物直接转变而来，即“原位析出”。 100M，-碳化物首先溶解，然后重新形核、长大，以“离位析出”方式形成-碳化物。 刚形成的-碳化物与母相保持共格关系，当碳化物长大到一定尺寸时，共格关系难以维持，渗碳体脱离相而析出。,66,回火托氏体：由针状相和无共格联系的细粒状渗碳体组成的机械混合物。,67,（五）渗碳体的聚集长大和相回复、再结晶（400以上） 刚

28、形成的渗碳体呈条状，当回火温度升高至400以上时，条状渗碳体会发生球化和聚集长大，以降低界面能。 碳化物的球化和长大过程是按照细颗粒溶解、粗颗粒长大的机制进行的。 固溶体开始回复时，可以看到原板条内或片内出现多边化亚结构。继续升高温度，固溶体将发生再结晶，此时板条状或片状的固溶体消失而出现等轴状的铁素体晶粒。,68,淬火钢在500650回火得到的回复或再结晶了的铁素体和粗粒状渗碳体的机械混合物叫做回火索氏体。,69,二、淬火钢在回火时性能的变化 淬火钢在回火时力学性能变化的总趋势是，随着回火温度的升高，强度、硬度不断降低，而塑性不断提高。,70,合金元素可使钢的各种回火转变温度范围向高温推移，

29、可以减少钢在回火过程中硬度下降的趋势，说明合金钢耐回火性高，比碳钢具有更高的抵抗回火软化过程的能力，即回火抗力（抗回火性）高。,71,三、回火脆性回火脆性：有些淬火钢在一定温度范围内回火时，其冲击韧性显著下降，这种脆化现象叫做钢的回火脆性。,72,根据脆化现象产生的机理和温度区间，回火脆性可分为两类： 1. 第一类回火脆性（低温回火脆性） 钢在250400范围内出现的回火脆性叫做第一类回火脆性，也叫做低温回火脆性。 几乎所有的工业用钢都会出现低温回火脆性。低温回火脆性产生的原因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

30、性断裂。,73,低温回火脆性产生后无法消除，所以也称为不可逆回火脆性。 回火后的冷却速度对低温回火脆性没有影响，即快冷或慢冷都会出现脆性。 合金元素一般不能抑制低温回火脆性，但Si、Cr、Mn等元素可提高脆化温度。 为了防止低温回火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范围内回火。有时为了达到相应于在脆化温度回火后所获得的强度和硬度，可采用“等温淬火”工艺代替“淬火加回火”工艺。,74,2. 第二类回火脆性（高温回火脆性） 钢在450650范围内出现的回火脆性叫做第二类回火脆性，也称为高温回火脆性。 高温回火脆性主要出现在合金结构钢中，碳钢一般不出现。 高温回火脆性与回火时的加热和冷却条件有关。加热

31、至脆化温度范围或以上回火然后缓慢冷却会产生脆性，快速冷却则不引起脆性。但是，若在脆化温度长期保温停留，即使快冷也无法避免脆性。,75,高温回火脆性是可逆的。将已经脆化的工件重新回火并快冷可以消除脆性，但是若将已消除脆性的钢件重新高温回火并随后缓冷时脆化现象又再次出现。所以，高温回火脆性又称为可逆回火脆性。 钢中含有Cr、Mn、P、As、Sb等元素时，会增大高温回火脆性倾向。若钢中含有Cr、Ni、Mn，则高温回火脆性更为显著。而W、Mo等元素能减弱高温回火脆性的倾向。,76,产生高温回火脆性的原因 杂质元素（如Sb、P、As、Sn等）在回火过程中向原奥氏体晶界偏聚，减弱了奥氏体晶界上原子间的结合

32、力，降低了晶界断裂强度。Ni、Cr等合金元素不但促进杂质元素的偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进一步降低了晶界断裂强度，从而增大了高温回火脆性倾向。,77,防止或减轻高温回火脆性的方法 在钢中加入适量的Mo、W等元素； 减少钢中的杂质含量，特别是Sb、P、Sn等； 以Al脱氧或加入V、Ti等元素，以获得细小的奥氏体晶粒，增加晶界面积，降低单位晶界面积杂质元素的含量； 高温回火后快冷； 对亚共析钢采用在 A1A3 临界区亚温淬火。,78,四、淬火后的回火产物与奥氏体直接分解产物的性能比较 钢件经淬火加回火处理后，可得到回火托氏体或回火索氏体组织； 过冷奥氏体直接分解可得到托氏体或索氏体组织。 回火托

33、氏体和回火索氏体、托氏体和索氏体都是铁素体加碳化物的珠光体类型组织，但是回火托氏体和回火索氏体中的碳化物呈颗粒状，而托氏体和索氏体中的碳化物呈片状。,79,片状碳化物受力时使基体产生很大的应力集中，易使碳化物片产生脆断或形成微裂纹。而粒状碳化物造成的应力集中小，微裂纹不易产生，故回火托氏体或回火索氏体组织的综合力学性能优于托氏体或索氏体。因此，工程上凡是承受冲击并要求优良综合力学性能的工件都要进行淬火加高温回火处理，即调质处理，以得到回火索氏体组织。,80,对于具有回火脆性的钢种，与进行淬火加低温回火获得的回火马氏体相比，进行等温淬火获得的下贝氏体性能更为优越。所以生产上在条件可能的情况下尽量采用等温淬火，取代淬火加低温回火，以获得优良的综合力学性能。,81,End,