金属学与热处理汇总 导读:饭后、睡前、上厕所,一天三遍,保持最新鲜的状态 晶向指数[UVW],晶向族<uvw>;晶面指数(hkl),晶面族{hkl};六方晶系晶向指数[uvw]→u=(2U-V)/3,v=(2V-U)/3,t=-(u+v),w=W→[uvtw] 空间点阵和晶体点阵 为便于了解晶体中原子排列的规律性,通常将实体晶体结构简化为完整无缺的理想晶体。若将其中每个院子抽象为纯几何点,即可得到一个由无数几何点组成的规整的阵列,称为空间点阵,抽象出来的几何点称为阵点或结点。由此构成的空间排列,称为晶体点阵;与此相应,上述空间点阵称为晶格。 热过冷 纯全属在凝固时,其理论凝固温度(Tm)不变,当液态金属中的实际温度低于Tm时,就引起过冷,这种过冷称为热过冷。 成分过冷 在固液界面前沿一定范围内的液相,其实际温度低于平衡结晶温度,出现了一个过冷区域,过冷度为平衡结晶温度与实际温度之差,这个过冷度是由于界面前沿液相中的成分差别引起的,称为成分过冷。成分过冷能否产生及程度取决于液固界面前沿液体中的溶质浓度分布和实际温度分布这两个因素。 动态过冷度 当界面温度Ti<Tm,熔化速率<凝固速率时,晶核才能长大,这时的过冷度称为动态过冷度。即只有液固界面取得动态过冷度,才能使晶核长大。 结构起伏 液态金属中大量不停“游动”着的原子团簇不断地分化组合,由于“能量起伏”,一部分金属原子(离子)从某个团簇中分化出去,同时又会有另一些原子组合到该团簇中,此起彼伏,不断发生着这样的涨落过程,似乎原子团簇本身在“游动”一样,团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。 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。 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
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。 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。 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。 相律 相律 F=C-P+2 压力为常数时F=C-P+1。F为平衡系统的自由度数,C为平衡系统的组元数,P为平衡系统的相数。他的含义是:在只受外界温度和压力影响的平衡系统中,它的自由度数等于系统的组元数和相数之差加上2。 杠杆定律 ωL=rb/ab ×100% 成分起伏 液相中总会有某些微笑体积可能偏离液相的平均成分,这些微小体积的成分、大小和位置都是在不断地变化着,这就是成分起伏。 枝晶偏析 固溶体合金不平衡结晶的结果,使先后从液相中结晶出的固相成分不同,再加上冷速较快,不能使成分扩散均匀,结果就使每个晶粒内部的化学成分很不均匀。先结晶的部分含高熔点组元较多,后结晶的部分含低熔点组元较多,在晶粒内部存在着浓度差别,这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象,称为晶内偏析,又称枝晶偏析。 宏观偏析 在材料宏观范围内出现的成分不均匀偏析。 铁素体与奥氏体 铁素体是溶于α-Fe 中的间隙固溶体,为体心立方结构,常用符号F或α表示。奥氏体是碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体,为面心立方结构,常用符号A或γ表示。碳溶于体心立方晶格δ-Fe 中的间隙固溶体,称为δ铁素体,以δ表示。奥氏体塑性很好,具有顺磁性。 工业纯铁 含铁量为ωC=99.8%~99.9%,塑性和韧性很好,但其强度很低。铁碳相图,你还记得吗?(收藏版) 渗碳体 Fe3C,含碳量为ωC=6.69%,可用Cm表示,具有很高的硬度,但塑性差,低温下具有一定的铁磁性。 单相区——5个 相图中有5个基本的相,相应的有5个相区: 液相区(L)——ABCD以上区域 δ固溶体区——AHNA 奥氏体区(γ)——NJESGN 铁素体区(α)——GPQ(Fe3C)——DFK直线以左 两相区——7个 7个两相区分别存在于两个相应的单相区之间: L+δ——AHJBA 三相区——3个 包晶线——水平线HJB(Lδ+γ) Fe-Fe3C相图中的特性点
包晶转变 发生在1495℃(水平线HJB),反应式为:LB+δH→γJ 式中L0.53——含碳量为0.53%的液相; 含碳量在0.09~0.53%之间的合金冷却到1495℃时,均要发生包晶反应,形成奥氏体。 共晶转变发生在1148℃(水平线ECF),反应式为:LC→γE+Fe3C 共晶转变的产物是奥氏体与渗碳体的机械混合物,称为莱氏体,用Ld表示。凡是含碳量大于2.11%的铁碳合金冷却到1148℃时,都会发生共晶反应,形成莱氏体。 共析转变发生727℃(水平线PSK),反应式为:γS→αP+Fe3C 共析转变的产物是铁素体与渗碳体的机械混合物,称为珠光体,用字母P表示。含碳量大于0.0218%的铁碳合金,冷却至727℃ 时,其中的奥氏体必将发生共析转变,形成珠光体。 Fe-Fe3C相图中的ES、PQ、GS三条特性线也是非常重要的,它们的含义简述如下: ES线(Acm线)是碳在奥氏体中的溶解度曲线。奥氏体的最大溶碳量是在1148℃时,可以溶解2.11%的碳。而在727℃时,溶碳量仅为0.77%,因此含碳量大于0.77%的合金,从1148℃冷到727℃的过程中,将自奥氏体中析出渗碳体,这种渗碳体称为二次渗碳体(Fe3CII)。 PQ线是碳在铁素体中的溶解度曲线。727℃时铁素体中溶解的碳最多(0.0218%),而在200℃仅可以溶解7×10-7%C。所以铁碳合金由727℃冷却到室温的过程中,铁素体中会有渗碳体析出,这种渗碳体称为三次渗碳体(Fe3CIII)。由于三次渗碳体沿铁素体晶界析出,因此对于工业纯铁和低碳钢影响较大;但是对于含碳量较高的铁碳合金,三次渗碳体(含量太少)可以忽略不计。 GS线(A3线)是冷却过程中,奥氏体向铁素体转变的开始线;或者说是加热过程中,铁素体向奥氏体转变的终了线(具有同素异晶转变的纯金属,其固溶体也具有同素异晶转变,但其转变温度有变化)。 纯铁、钢、白口铁 1.纯铁——含碳量<0.0218%,显微组织为铁素体。 2.钢——含碳量0.0218%~2.11%,特点是高温组织为单相奥氏体,具有良好的塑性,因而适于锻造。根据室温组织的不同,钢又可以分为: 亚共析钢:含碳量0.0218%~0.77%,具有铁素体α+珠光体P的组织,且含碳量越高(接近0.77%),珠光体的相对量越多,铁素体量越少。 共析钢:含碳0.77%,组织是全部珠光体P。 过共析钢:含碳量0.77%~2.11%,组织是珠光体P+渗碳体Fe3C。 3.白口铁——含碳量2.11%~6.69%,特点是液态结晶时都有共晶转变,因而具有良好的铸造性能。但是即使在高温也是脆性材料,不能锻造。根据室温组织不同,白口铁又分为: 亚共晶白口铁:含碳2.11%~4.30%,组织是珠光体P+渗碳体Fe3C+莱氏体Ld 。 共晶白口铁:含碳4.30%,组织是莱氏体Ld 。 过共晶白口铁:含碳4.3%~6.69%,组织是渗碳体Fe3C+莱氏体Ld 。 工业纯铁在缓慢冷却过程中发生的组织转变主要是同素异晶转变和Fe3CIII的析出。 共析钢从液态冷却到室温要发生三次组织转变:匀晶转变L→γ(奥氏体),共析转变γ→(α+Fe3C)(珠光体P),α中析出三次渗碳体(Fe3CIII)。室温下共析钢的组织组成全部为珠光体(可以忽略Fe3CIII),共析钢只有一种组织(忽略Fe3CIII),即珠光体P,珠光体由α和Fe3C两个相组成。应用杠杆定律可以计算出α和Fe3C两个相的相对量。 亚共析钢 含碳0.45%的亚共析钢是应用十分广泛的一种钢,通常称为45号钢。45钢在液态到室温的冷却过程中将发生以下转变:匀晶转变L0.45→L0.53+δ,包晶转变L0.53+δ→γ0.45,同素异晶转变γ0.45→α+γ0.77,共析转变γ0.77→(α+Fe3C)。室温下45钢的组织为:铁素体α+珠光体P(α+Fe3C)。所有亚共析钢的室温组织都是由铁素体和珠光体组成,区别仅在于相对量的差别:含碳量越高(越接近0.77%C),珠光体的量越多、铁素体的量越少。组织组成物ωα=49.5%,ωP=50.5%,相组成物ωα=94.3%,ωFe3C =5.7%。 过共析钢 在液态到室温的冷却过程中,首先进行匀晶转变,形成单相固溶体γ;当温度到达ES线以下时,过饱和的固溶体γ中析出渗碳体(二次渗碳体Fe3CII),奥氏体γ的成分变到共析点S(0.77%C);共析转变γ0.77→(α+Fe3C),形成珠光体P。因此,过共析钢的室温组织为珠光体P(α+Fe3C)+Fe3CII。对于过共析钢,随着含碳量增高,钢中Fe3CII的量增大。由于大量的Fe3CII会形成网状结构,造成钢的脆性急剧增高,所以实际生产中使用的钢含碳量一般都低于1.5%;另外,含有网状Fe3CII的钢不能直接使用,需要经过锻造(压碎Fe3CII网)或相应的热处理后才能使用。 共晶白口铁 在从液态缓慢冷却到室温的过程中,首先在1148℃进行共晶转变,液相全部凝固成为高温莱氏体Ld(共晶组织),在1148℃到727℃之间,莱氏体中的奥氏体γ将按照ES线的变化趋势析出二次渗碳体Fe3CII,而奥氏体在727℃时的含碳量降到0.77%;此时,奥氏体进行共析转变,将全部转变成珠光体P。经过共析转变的莱氏体,称为低温莱氏体,用符号Ld 表示,以区别Ld。珠光体中的渗碳体叫做共析渗碳体,共晶组织中的渗碳体叫做共晶渗碳体。 亚共晶白口铁 冷却过程中组织转变与共晶白口铁类似,只是在共晶转变之前,液相中先结晶出奥氏体。到达1148℃时,剩余的液相成份为4.3%C,再往下面,液相的转变就与共晶白口铁一样了。先结晶出来的奥氏体和共晶奥氏体一样,在以后的冷却过程中依次析出二次渗碳体(难以明显看出)和进行共析转变。室温下亚共晶白口铁的平衡组织为:P+Fe3CII+Ld 。 过共晶白口铁 在从液态到室温的冷却过程中,先从液相中结晶出来的是一次渗碳体Fe3CI,剩余的液相在1148℃进行共晶转变。因此,过共晶白口铁的室温组织为:Fe3CI+Ld’。 碳对钢性能的影响 碳钢的组成相只有铁素体和渗碳体两种,组织组成物有先共析铁素体、珠光体和二次渗碳体三种。由于铁素体硬度低、塑性好,渗碳体硬度非常高、塑性为0;所以,由铁素体和渗碳体均匀混合的珠光体具有良好的综合性能,即具有良好的强度和硬度,同时也具有较好地塑性和韧性。对于亚共析钢,随着含碳量的增加,珠光体的相对量提高,钢的强度、硬度增高,塑性、韧性下降。对于过共析钢,随着含碳量的增加,二次渗碳体数量增加,并且形成网状结构,不仅造成钢的塑性、韧性下降,同时也使强度下降;只有硬度增高。 单晶体金属塑性变形 固溶强化:由于固溶体中存在着溶质原子,使得合金的强度和硬度升高,而塑性、韧性下降,这种现象称为固溶强化。 (1)丝织构 在拉拔时形成,各晶粒的某一晶向平行或近似平行于拉拔方向, 回复: 即在加热温度较低时,仅因金属中的一些点缺陷和位错迁移而所引起的某些晶内的变化。晶粒大小和形状无明显变化。回复的目的是消除大部分甚至全部第一类内应力和一部分第二类和第三类内应力。 扩散机制:空位扩散机制、间隙扩散机制 菲克第一、二定律: 如果扩散系数与浓度C、距离x无关,则第二定律可以写为 共析钢的加热转变 第一种是珠光体,其形成温度为A1~650℃,片层较厚,一般在500倍的光学显微镜下即可分辨。用符号“P”表示。 马氏体组织及其性能特点 过冷奥氏体在马氏体开始形成温度Ms以下转变为马氏体,这个转变持续至马氏体形成终了温度Mf。在Mf以下,过冷奥氏体停止转变。除Al、Co元素外,溶解到奥氏体中的元素均使Ms、Mf下降。碳含量增多,Ms、Mf点降低。经冷却后未转变的奥氏体保留在钢中,称为残余奥氏体。在Ms与Mf温度之间过冷奥氏体与马氏体共存。在Ms温度以下,转变温度越低,残余奥氏体量越少。随奥氏体中含碳量的增加Ms和Mf均会降低,可见在同样的冷却速度下(或冷却介质中),奥氏体中含碳量越高,马氏体中的残余奥氏体就越多。 钢的回火 钢的淬火 将亚共析钢加热到Ac3以上,共析钢与过共析钢加热到Ac1以上(低于Accm)的温度,保温后以大于Vk的速度快速冷却,使奥氏体转变为马氏体的热处理工艺叫淬火。马氏体强化是钢的主要强化手段,因此淬火的目的就是为了获得马氏体,提高钢的机械性能。淬火是钢的最重要的热处理工艺,也是热处理中应用最广的工艺之一。 钢的分类 合金元素在钢中的作用 合金元素对钢中基本相的影响 钢的编号
再结晶退火的目的:降低硬度,提高塑性,恢复并改善材料性能。 驱动力:预先冷变形所产生的储存能的降低。 再结晶温度的影响因素:1.金属变形度越大,储存能越大,驱动力越大,再结晶温度越低。2.金属的纯度越高,再结晶温度越低。3.形变金属的晶粒越细小,再结晶温度越低。4.一定的加热速度和保温时间,可以降低再结晶温度。 再结晶与同素异构转变的区别:1.相同部分:都经历形核与长大。不同点:再结晶前后各晶粒的晶格类型不变,成分不变;同素异构改变发生了晶格的改变。 起始晶粒度:将钢加热到临界温度以上,奥氏体边界刚刚相互接触时的晶粒大小。 实际晶粒度:钢在具体热处理中,获得的实际奥氏体晶粒大小。 本质晶粒度:标准试验方法,930度正负10,加热保温三小时,侧得的晶粒大小。 影响奥氏体晶粒大小的因素:1.加热温度越高,保温时间越长,晶粒大小越大。2.加热速度越大,过热度越大,形核度增加大于长大速度,晶粒越小。3.一定含碳量的时候,碳含量越高,晶粒长大倾向越大,超过一定含碳量,相反。4.原始组织越细小,碳的弥散度越大,晶粒越细小 过冷奥氏体:在临界温度以下存在且不稳定的,将要发生转变的奥氏体。 片状珠光体通过球化退火工艺得到粒状珠光体的方法:1.将钢奥氏体化,通过控制奥氏体温度和时间,使奥氏体的碳浓度分布不均匀,或保留大量未溶渗碳体质点,并在A1温度线以下较高温度范围内缓冷。2.将钢加热到略低于A1温度长时间保温。 形成片状珠光体的驱动力:铁素体和渗碳体之间相界面的减少。 伪共析体:偏离共析成分的亚共析钢或过共析钢,过冷到伪共析区所形成的全部珠光体组织。 马氏体转变:钢从奥氏体状态快速冷却抑制其扩散性分解,在较低温度下,低于MS点发生的无扩散形相变。 钢中的马氏体有两种结构:体心立方和体心正方,其中体心正方在含碳量较高的钢中出现。 临界淬火速度:淬火获得全部马氏体组织的最小冷却速度。 板条状马氏体:特点:一条条细条状组织,条与条之间,以小角度分开,束与束之间以大角度分开。 片状马氏体:双凸透镜状,存在大量的显微裂纹。 这两种不同形状的马氏体形成因素主要取决于奥氏体中碳含量和转变开始温度MS.含碳量小于0.2%,全部板条状马氏体,大于1%,全部片状。 碳对马氏体晶格的固溶强化:间隙原子碳处于a相晶格的扁八面体间隙中,造成晶格的正方畸变而形成一个应力场,该应力场与位错发生强烈的交互作用,从而提高马氏体强度的现象。 相变强化:马氏体转变时,在晶体内造成密度很高的晶格缺陷,无论板条状马氏体中的高密度位错,还是片状马氏体中的孪晶,都阻碍位错运动,从而使马氏体强化的现象。 马氏体转变的特点:马氏体转变无扩散性,切变共格性,具有特定的惯习面和位相关系,在一个温度范围内进行,可逆。 马氏体转变动力学的主要形式变温和等温转变两种。 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。(F+C组成的机械混合物) 特点:扩散,有共格的转变 600-350度 上贝:由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的条状铁素体和在相邻铁素体条间存在的断续的,短杆状的渗碳体组成的。 Ms-350度 下贝:黑丝针叶状,双凸透镜状,高密度位错。 B转变特点:形核与长大过程 B中铁素体的形成是按M转变机制进行的 B中碳化物的分布与形成温度有关。 回火:将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度保温一段时间,使淬火组织转变为稳定的回火组织,然后以适当的方式冷却到室温的一种热处理工艺。 残余奥氏体(200-300度):高温区回火时,先析出碳化物,随后分解为珠光体。低温区回火时,将转变为贝氏体。 回火S:淬火钢在500-600度回火得到的回复或再结晶S的铁素体的粗粒状渗碳体饿机械混合物。 调质处理:淬火加高温回火,获得回火S组织的复合热处理工艺。 回火组织:回火M:在低温回火(150-250度),屈服极限大大加强,硬度也大大增大,主要用作工具钢。 回火T:在中温回火(350-500度),在板条状或片状成相基底上弥散析出细球化渗碳体的复合组织。弹簧 回火S:高温回火(500-600度),等球状下的基底上弥散析出粗球状渗碳体的复合组织。 回火稳定性:淬火钢在回火时抵抗强度和硬度下降的能力。 回火脆性:淬火钢回火时的冲击韧度并不是总是随回火温度升高时单调地增大,有些钢在一定的温度范围内回火时,其冲击韧度显著下降的脆化现象。 250-400温度范围内出现的回火脆性低。450-650温度范围内出现的回火脆性高,又叫可逆回火脆性。 再结晶退火:把冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保持适当的时间,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余内应力的热处理工艺。(当钢处于临界冷变形度6%-10%,采用正火或完全退火) 正火:将钢加热到Ac3(或Acm)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。(实质上完全奥氏体化加伪共析转变) 主要应用以下几个方面:1)改善低碳钢的切削加工性能。2)消除中碳钢的热加工缺陷。3)消除过共析钢的网状碳化物,便于球化退火。4)提高普通结构件的力学性能 淬火:将钢加热到临界点AC3或AC1以上一定温度,保温后大于临界冷却速度的速度冷却得到M(或下B)的热处理工艺。 目的:使奥氏体化后的工作获得尽量多的M,然后配以不同温度回火获得各种需要的性能。 工作变形或开裂的原因:淬火过程中在工件内由于热胀冷缩产生的内应力造成的。 内应力:1、热应力: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。前期:零件表面承受拉应力,心部承受压应力。后期:心部受拉应力,表面受压应力。2.组织应力:工件冷却过程中,由于内外温差造成组织转变不同时,引起内外比体积的不同变化而产生的内应力。组织应力引起的残留应力在热应力正好相反,表面为拉应力,心部为压应力。 退火:将钢加热到临界点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。 目的: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,改善钢的成型及切削加工性能,并为淬火做好组织准备。 完全退火:将钢件或钢材加热到AC3以上20-20度,保温足够长时间,使组织完全奥氏体化后缓慢冷却,以获得近于平衡组织的热处理工艺,主要用于亚共析钢。 等温退火:将A化后的钢较快地冷至稍低于A1温度等温,使A转变为P,再空冷至室温,则可大大缩短退火时间的退火方法。 不完全退火:将钢加热到AC1到AC3(亚共析钢)或AC1到ACM(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。 目的:主要为了获得球化珠光体,消除内应力,降低硬度,改善切削加工性能,又称球化退火。 均匀化退火(扩散退火):将钢锭或铸件,锻坯加热到略低于固相线温度下,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。 目的: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。 去应力退火:为了消除铸件锻件焊接件及机械加工工件中的残留内应力,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以下某个温度,保温一定时间,然后缓慢冷却的热处理工艺 回火的目的:减少或消除淬火应力,保证相应的组织转变,提高钢的韧性和塑性,获得硬度强度,塑性韧性的适当配合,以满足各种用途工件的性能要求。 低温回火:150=250.回火马氏体,用于刀具量具,滚动轴承,渗碳体及高频表面淬火工件。 中温回火:350-500.回火T,主要用于各种弹簧零件及热锻模具。 高温回火:500-650.回火S,适用于中碳结构钢,或低合金钢制作的重要的机械零件。 过热:工件在淬火加热时,由于温度过高,或者时间过长,造成奥氏体晶粒粗大的缺陷。 过烧:淬火加热温度太高,使奥氏体晶界出现局部融化,或者发生氧化的现象。 钢从奥氏体状态冷却至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,冷却速度越快,越容易超过钢的临界淬火速度,工件越容易淬硬,淬硬层深度越深 水,盐水,碱水以及各种矿物油 矿物油的优点:低温区的冷却速度比水小很多,可大大降低淬火工件的组织应力,减少工件变形开裂的倾向 方法:1.单液淬火法:将加热到奥氏体状态的工件放入某种淬火介质中,连续冷却至介质温度的淬火方法,适用于形状简单的碳钢和合金钢工件(采用预冷淬火法) 2.双液淬火法:将加热到奥氏体状态的工件先在冷却能力较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。 3.分级淬火法:将奥氏体状态的工件,首先淬入温度略高于钢的MS点的盐浴中保温,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(适用于尺寸较小的工件,如刀具量具和要求变形很小的精密工件) 4.等温淬火:将奥氏体化的工件淬入MS点以上某温度盐浴中,等温保持足够长时间,使之转变为FB组织,然后取出空气中冷却的淬火方法(适用于处理形状复杂,尺寸要求精密的工具,和主要的机器零件) 淬透性:钢在淬火时,获得马氏体的能力,临界淬火温度越低,淬透性越好。 淬透层深度:由表面测得50%马氏体这个位置的距离。 淬硬性:钢在正常淬火条件下,获得马氏体组织的最高硬度,取决于马氏体中的含碳量。 THURCKON Group 意大利总部: Via Monte Ortigara,16,28041 Arona,Italy Technical Sales:Andrea Del Guasta E-mail:a.delguasta@thurckon.com THURCKON Group |
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