成分-温度-组织-性能

材料力学性能

强度：材料在外力作用下抵抗变形和破坏的能力。(体现与应力-应变曲线)

屈服强度σs\sigma_sσs​：材料发生屈服时的强度(脆性材料的屈服强度：0.1%残余应变时的应力)。抗拉强度σb\sigma_bσb​：强度极限，材料的最大强度。

塑性：材料受力破坏前承受最大塑性形变的能力。

伸长率(δ/%)断面收缩率(ψ/%)

硬度：材料表面局部区域抵抗更坚硬物体压入的能力。

布氏硬度：

当压头是钢球时，用符号HBS表示，适用于布氏硬度450以下的材料；当压头是硬质合金时，用符号HBW表示。

压头在一定载荷的作用下压入试样表面，保持一段时间后卸除载荷，所施加的载荷与压痕表面积的比值即为布氏硬度。

洛氏硬度：

利用一定载荷将压头压入试样表面，保持一段时间后卸除载荷，根据压痕深度确定硬度。缺点是要多次测量取均值。

维氏硬度(HV)：

用一个相对面间夹角为136度的金刚石正棱锥体压头，在规定载荷作用下压入被测试样表面，保持一定时间后卸除载荷，测量压痕对角线长度，进而计算出压痕表面积，最后求出压痕表面积上的平均压力，即为金属的维氏硬度值。

弹性与刚度

弹性是指材料在外力作用下产生变形，当外力取消后恢复到原来的形状和大小的一种特性。刚度材料受力时抵抗弹性变形的能力

指标

比例极限σp\sigma_pσp​：材料在外力作用下应变和应力成正比的最大值,超过这个最大值后,应变和应力不再是正比关系,但仍是弹性形变,既撤去外力时还能回复原长。弹性极限σe\sigma_eσe​：弹性阶段最大应力

冲击韧性

材料抵抗冲击荷载作用而不被破坏的能力，用冲击功K来衡量。

疲劳：材料在循环应力的作用下，在远低于其屈服强度的应力下发生断裂。

疲劳强度σ−1\sigma_{-1}σ−1​：材料在规定次数(钢铁为10710^7107次，有色金属为10810^8108次)的交变载荷作用下，不发生断裂时的最大应力。

材料物理性能

比强度：抗拉强度与密度的比值线膨胀系数

材料化学性能

耐蚀性和抗氧化性统称为材料的化学稳定性。

耐蚀性：材料抵抗各种介质腐蚀破坏的能力称为耐蚀性。抗氧化性：材料抵抗高温氧化的能力称为抗氧化性。

金属的实际晶体结构

一般情况下，晶粒愈细小，金属的强度、硬度就愈高,塑性、韧性也愈好，综合力学性能好。

变质处理：向金属液体中加入一些细小的形核剂（又称为孕育剂或变质剂），使它在金属液中形成大量分散的人工制造的非自发晶核，从而获得细小的铸造晶粒，达到提高材料性能的目的。

合金的相结构

相：合金中具有同一化学成分、结构、原子聚集态，并以界面相互分开的、均一的组成部分。

相可以分为固溶体和金属化合物

固溶体：固态下一种组元的晶格内溶解了另一组元的原子而形成的晶体相。

置换固溶体：溶质原子替换了一部分溶剂原子而占据溶剂晶格部分结点位置形成的固溶体。间隙固溶体：溶质原子嵌入溶剂晶格之间的间隙。

金属化合物：合金元素间发生相互作用而形成的具有金属特性的合金相。

组织：用肉眼或显微镜观察到的不同组成相的形状、尺寸、分布及各相之间的组合状态。

机械混合物：固溶体 + 少量金属化合物

铁碳合金的基本组织与铁碳相图

同素异构转变

固态下晶格类型随温度发生变化。

基本组织

铁素体：碳溶于α−Fe\alpha-Feα−Fe中形成的间隙固溶体，为体心立方晶格，用符号F(或α\alphaα)表示。

奥氏体：碳溶于γ−Fe\gamma-Feγ−Fe中形成的间隙固溶体，为体心立方晶格，用符号A(或γ\gammaγ)表示。

渗碳体：铁和碳的金属化合物，具有复杂的晶体结构，用化学式Fe3CFe_3CFe3​C表示。

铁碳相图

[外链图片转存失败,源站可能有防盗链机制,建议将图片保存下来直接上传(img-JaWxnpz1-1622685460971)(./image/Fe-C.jpeg)]

钢的热处理原理

定义

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，以改变其内部组织结构，达到改善钢材性能的一种热机加工工艺。

作用

强化金属材料，充分发挥材料潜力消除加工工艺中的缺陷机械零件加工工艺过程中的重要工序使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等物理化学性能(加buff)

钢的临界温度

A1A_1A1​：奥氏体-珠光体转变温度A3A_3A3​：奥氏体-先共析铁素体转变温度A1A_1A1​：奥氏体-二次渗碳体析出溶解温度

奥氏体化过程

钢加热获得奥氏体的转变过程

珠光体向奥氏体转变的四个阶段

奥氏体的形核：铁素体和渗碳体的相界面上奥氏体形核奥氏体的长大：奥氏体与铁素体相邻的边界处碳浓度升高，与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低，奥氏体的两个界面就向铁素体和渗碳体两个方向推移残余渗碳体的溶解：铁素体先溶解完，剩下的渗碳体(碳浓度不同导致)奥氏体成分的均匀化：扩散，扩散…

影响奥氏体形成速度的因素

加热温度：奥氏体形成的开始温度和终了温度愈高，孕育期和转变时间愈短，奥氏体形成速度愈快。加热速度：加热速度愈快，孕育期和转变时间愈短，奥氏体形成速度愈快。

化学成分影响

碳：原始组织中渗碳体的数量多，铁素体和渗碳体的相界面也多，使形核率增大；且增加了碳的扩散速度。合金元素：合金元素影响碳在奥氏体中扩散的速度；改变钢的平衡临界点。

原始组织

原始组织越细，相界面越多，形核率越高。

奥氏体的晶粒度及其影响因素

奥氏体的晶粒度

起始晶粒度：把钢加热到临界温度以上，奥氏体转变刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。实际晶粒度：钢在某一具体热处理或加热条件下实际获得的奥氏体晶粒大小。本质晶粒度：把钢加热到930±10∘c930 \pm 10^{\circ} c930±10∘c，保温3~8小时，条件下的奥氏体晶粒大小。

奥氏体晶粒长大的因素

加热温度和保温时间

加热温度愈高，保温时间愈长，奥氏体晶粒愈粗大

加热速度

加热速度越快，过热度越大，起始晶粒越细

钢的化学成分

在一定范围内，碳含量越高的钢，晶粒越容易长大（形核率高，界面多，能量大），但当碳含量超过该温度下奥氏体的饱和浓度时，未溶解的残余渗碳体分布在奥氏体晶界上，从而限制了奥氏体晶粒的长大。难容化合物对奥氏体晶界的迁移具有强烈机械阻碍作用，从而限制奥氏体长大。

原始组织

原始组织愈细，碳化物弥散愈大，则奥氏体晶粒愈细。

钢在冷却时的转变

等温冷却曲线（C曲线）（TTT曲线）

将奥氏体状态的钢迅速由高温冷却到临界点下某一温度等温停留一段时间，使奥氏体在该温度下发生组织转变，然后再冷却到室温。

连续冷却转变曲线（CCT曲线）

以一定速率连续从高温冷却到室温，使奥氏体在一个温度范围内发生连续转变。

过冷奥氏体：在临界温度一下存在，尚未转变处于不稳定状态的奥氏体。

等温转变

未转变的过冷奥氏体淬火后变为马氏体，看马氏体的多少就知道为转变的过冷奥氏体的含量；一般将奥氏体转变量为1~3%（体积分数）所需时间定为转变开始时间，把转变量为98%所需的时间定为终了时间。

等温曲线分析

550℃时共析钢的孕育期最短，转变速度最快。

影响过冷奥氏体等温转变的原因

含碳量：共析成分时，过冷奥氏体的稳定行最高，过多或过少都会让曲线左移。合金元素：除Co和Al(ωAl\omega_{Al}ωAl​ > 2.5%)外，钢中所有合金元素溶入奥氏体中均增大过冷奥氏体的稳定性，使曲线右移。

不形成碳化物的元素Si,Ni,Cu等，或弱碳化物形成元素Mn，只改变C曲线的位置，不改变形状

碳化物形成元素Cr,Mo,W,V,Ti等，不仅使C曲线右移，而且还改变其形状。

加热温度和保温时间

晶粒粗大，成分均匀，提高过冷奥氏体的稳定性。

珠光体转变

过冷奥氏体在临界温度A1A_1A1​以下比较高的温度范围内的转变（A1A_1A1​ ~ 550℃，高温转变）。单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程。铁、碳原子都能进行扩散，典型扩散型相变。

片状珠光体

片间距S0S_0S0​大小主要取决于形成时的过冷度；当然，碳含量与合金元素对其也有影响；但奥氏体的晶粒度以及均匀化程度基本不影响片间距。

珠光体，A1−650∘cA_1 - 650^{\circ} cA1​−650∘c，25HRC，0.6 ~ 0.7um索氏体，650−600∘c650 - 600^{\circ} c650−600∘c，25 ~ 36HRC，0.2 ~ 0.4um屈氏体，600−500∘c600 - 500^{\circ} c600−500∘c，35 ~ 40HRC，小于0.2um

片状珠光体

粒状渗碳体均匀分布在铁素体基体上的组织，通过球化退火或淬火后经中、高温回火得到。

力学性能

片状珠光体：珠光体团和片间距越小，硬度和强度越高；当片间距小于150nm时，随片间距减小，钢的塑性显著提升。

粒状珠光体：强度、硬度较片状珠光体稍低，但塑性好。

形成过程

热力学条件：过冷度；

片状：纵向长大渗碳体和铁素体片同时连续向奥氏体中延伸，而横向长大是渗碳体与铁素体片交替堆叠增多；

粒状：微笑的高浓度富碳区形核长大。

马氏体转变

钢从奥氏体状态快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的转变。产物马氏体为碳在α−Fe\alpha-Feα−Fe中的过饱和固溶体，具有很高的强度和硬度。铁、碳原子都不能扩散，通过切边完成晶格改组，典型非扩散相变。

板条马氏体：低、中碳钢，时效钢，不锈钢中的典型组织。

亚结构为高密度的位错（位错马氏体）

片状马氏体：中、高碳钢，ωNi\omega_{Ni}ωNi​ > 29%的铁镍合金中的典型组织。

双凸透镜状，在光学显微镜下呈针状（针状马氏体），马氏体片周围往往存在残余奥氏体；当最大尺寸的马氏体小到光学显微镜无法分辨时，称其为隐晶马氏体（一般生产出来的都是隐晶马氏体）；片状马氏体的亚结构主要是孪晶（孪晶马氏体）。

影响马氏体形态的主要因素

马氏体的形成温度取决于奥氏体的化学成分，而奥氏体的化学成分取决于碳和合金元素的含量，随着碳含量的增加，板条马氏体数量减少，片状马氏体相对增加。（ωC\omega_CωC​ < 0.2%全是板条马氏体， 1.0% < ωC\omega_CωC​全是片状马氏体）

除Co和Al外，合金元素都会使MsM_sMs​点下降，因而都促进片状马氏体的形成。

马氏体性能

当碳含量达到0.6%时，淬火钢硬度接近最大（碳过多会导致残余奥氏体增加）；固溶强化相变强化：相变时产生的亚结构缺陷阻碍位错运动；时效强化：合金元素、碳原子在位错及其他晶体缺陷处偏聚，或碳化物弥散析出；原始奥氏体晶粒大小，板条马氏体束大小片状马氏体具有高硬度、高强度，但韧性很差；板条马氏体韧性则好得多。

通过热处理可以改变马氏体的形态，增加板条马氏体的相对数量，从而显著提高钢的强韧性。

转变特点

无扩散型转变，只有点阵作有规律的重构，而新相与母相并无成分变化；马氏体的形成是以切变的方式实现的（在试样的表面出现浮凸现象）；新相与母相之间保持一定的位向关系；马氏体转变是在一定温度范围内完成的，马氏体转变开始后必须连续降低温度，如果中断冷却，转变就会停止。当冷却到MfM_fMf​一下后，马氏体不在进行转变，此温度为终了温度。马氏体转变一般不能进行到底，组织中会保留有一定的残余奥氏体；奥氏体在冷却过程中在热稳定温度McM_cMc​以下缓慢冷却或终止冷却，会使随后冷却时的马氏体转变量减少（奥氏体的热稳定化）；马氏体会逆转变。

贝氏体转变

介于珠光体和马氏体之间的转变，中温转变，产物贝氏体为含碳过饱和的铁素体和碳化物组成的机械混合物。由贝氏体等温淬火，奥氏体化后过冷至中温转变区等温停留而来。

上贝氏体

550−350℃550 - 350℃550−350℃，40 ~ 45HRC，过饱和铁素体(长条状) + KaTeX parse error: Undefined control sequence: \ce at position 1: \̲c̲e̲{Fe3C}细条状；增加碳含量，上贝氏体中的铁素体板条增多、变薄，渗碳体数量亦增多、变细。

下贝氏体

350−Ms℃350 - M_s℃350−Ms​℃，50 ~ 60HRC，过饱和碳KaTeX parse error: Undefined control sequence: \ce at position 10: \alpha - \̲c̲e̲{Fe}(针叶状) + KaTeX parse error: Undefined control sequence: \ce at position 1: \̲c̲e̲{Fe3C}细片状

粒状贝氏体

形成于上贝氏体转变区上限温度范围内；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，这些小岛在高温下原是富碳的奥氏体区

力学性能

上贝氏体

由于上贝氏体的形成温度较高，铁素体条粗大，碳过饱和度低，因而强度和硬度较低；冲击韧性较低；越靠近贝氏体上限温度形成的上贝氏体韧性越差，强度越低；

下贝氏体

不但强度高，而且韧性也好具有良好的综合力学性能，是一种理想的组织。

转变特点

转变过程中，碳原子可扩散，而晶格改组是通过共格切边进行的；

魏氏体组织

高温较快冷却时，先共析的铁素体或着先共析渗碳体便沿着奥氏体的一定晶面呈针状析出，由晶界插入晶粒内部。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，前者称为铁素体魏氏体，后者称为渗碳体魏氏体。

魏氏组织中铁素体是按切变机制形成，与贝氏体中铁素体形成机制相似，也会有浮凸。只有在较快冷却速度和一定碳含量范围内才能形成魏氏体组织。（0.15~0.35%，150℃/S）奥氏体越粗大，越容易形成魏氏体组织。魏氏体是一种过热缺陷组织，它使钢的力学性能降低；并提高钢的韧脆转变温度。

过冷奥氏体的连续冷却转变曲线

[外链图片转存失败,源站可能有防盗链机制,建议将图片保存下来直接上传(img-bdnitrt5-1622685460973)(./image/CCT.png)]

共析钢没有贝氏体转变区，亚共析钢的奥氏体在一定冷速范围内连续冷却时，可以形成贝氏体。

钢的热处理工艺

“四把火”：退火、正火、淬火、回火

退火

将组织偏离平衡状态的钢加热到适当的温度，经保温后随炉缓慢冷却下来，以获得接近平衡状态组织的热处理工艺。

目的：调整硬度，改善切削加工性能，均匀化钢的化学成分和组织，消除内应力，细化晶粒，提高力学性能或为最终热处理作准备。

完全退火：加热到A3A_3A3​以上2030℃，保温足够长时间，完全变成奥氏体后随炉缓慢冷却。实际生产上冷却到500600℃即可出炉风冷。

目的：细化晶粒，均匀化组织，消除内应力，降低硬度和改善钢的切削加工性能。适用于碳含量在0.25~0.77%的亚共析钢。

不完全退火：加热到Ac1A_{c1}Ac1​$A_{c3}$(亚共析钢)或$A_{c1}$AccmA_{ccm}Accm​(过共析钢)，保温后缓慢冷却。

珠光体片间距增大，硬度下降，内应力减小。降低成本，提高生产效率。

球化退火：随炉加热到略高于Ac1A_{c1}Ac1​的温度，长时间保温（2~4h），使钢中二次渗碳体自发转变为颗粒状渗碳体，然后随炉冷却至室温。

降低硬度，均匀组织，改善切削加工性能；消除网状或粗大碳化物颗粒，为淬火做好准备；

球化退火工艺主要有一下三种：

一次球化退火：加热到Ac1A_{c1}Ac1​以上2030℃，保温后以极慢的的速度冷却（2060℃/h），待炉温降至600℃出炉空冷。等温球化退火：加热到Ac1A_{c1}Ac1​以上2030℃，保温24h后，块冷到Ar1A_{r1}Ar1​以下20℃左右，等温3~6h，在随炉冷却至600℃在出炉空冷。往复球化退火：加热到略高于Ac1A_{c1}Ac1​的温度，保温后随炉冷却至略低于Ar1A_{r1}Ar1​的温度等温处理。如此反复加热和冷却，最后再冷却至室温。以获得球化效果更好的粒状珠光体组织。

球化退火之前，原始组织中不得有网状碳化物，必须先正火消除。

扩散退火：加热到略低于熔点的温度，长时间保温并缓冷。又称均匀化退火。

用于偏析较严重的合金；处理后的组织晶粒粗大，为过热组织；必须再进行一次退火或正火来细化晶粒

去应力退火：加热到400~500℃，保温一段时间，缓冷至室温。

温度低，不改变组织。去应力。

再结晶退火：加热温度为再结晶温度以上150~250℃。

消除冷变形加工产生的畸变组织，消除加工硬化。使被拉长的晶粒重新长大为均匀的等轴晶。

正火

将钢加热到Ac3A_{c3}Ac3​(亚共析钢)或AccmA_{ccm}Accm​(过共析钢)以上30~50℃，保温，使之完全奥氏体化，然后直接空冷，得到珠光体。

可作为最终热处理作为预备热处理改善切削加工性能

退火于正火的区别

正火冷却速度快，过冷度大；正火得到的组织细，硬度和强度比退火大。

淬火

回火

将淬火后的零件加热到低于A1A_1A1​温度并保温，然后以适当的方式冷却到室温的热处理工艺。

目的是：

消除淬火应力提高塑、韧性

淬火钢回火时的组织转变

马氏体中碳的偏聚：100℃一下回火时，马氏体中过饱和的C、N原子向微观缺陷处偏聚。马氏体分解：当回火温度超过80℃时，马氏体将分解，析出弥散的ϵ−FexC\epsilon-Fe_xCϵ−Fex​C，不同于渗碳体，他是亚稳相。这种α\alphaα固溶体里弥散分布着ϵ\epsilonϵ碳化物的复合组织称为回火马氏体。残余奥氏体的分解：在250~300℃回火时，产物是回火马氏体，或下贝氏体。碳化物的转变：当回火温度高达250~400℃时，马氏体里的碳原子几乎完全脱溶，形成比ϵ\epsilonϵ碳化物更稳定的碳化物。当淬火马氏体完全分解时，碳化物全变为细粒状σ\sigmaσ碳化物，即渗碳体。这种由针状α\alphaα相和与其无共格关系的细粒状渗碳体组成的机械混合物称为回火屈氏体。渗碳体的聚集长大和α\alphaα相回复、再结晶：当回火温度比400℃还高时，渗碳体聚集成较大颗粒，同时马氏体的针状形态消失，形成多边形铁素体，这种铁素体和粗粒装渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。

淬火钢回火时力学性能的改变

总的变化趋势是随着回火温度升高，硬度连续下降。

碳含量大于0.8%的高碳钢在100℃左右回火时，硬度反而略有升高。由于马氏体中碳原子的偏聚及ϵ\epsilonϵ碳化物析出起弥散强化造成的。

低温回火：200~300℃

钢的强度和硬度都得到提高。可以保证较高的强度和耐磨性。

中温回火：300~400℃

弹性极限最高，弹簧都用中温回火。塑性和韧性得到回复。

高温回火：500~600℃

塑性达到较高数值的同时，保留相当高的强度。可以获得良好的综合力学性能。

合金元素对回火的影响

提高回火稳定性：提高钢在回火过程中抵抗硬度下降的能力。强碳化物元素可以形成特殊弥散碳化物，造成二次硬化。

回火脆性

淬火钢在一定温度范围内回火冲击韧性显著下降。

第一类回火脆性：250~400℃，低温回火脆性。

几乎所有钢都会出现。由于碳化物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出造成。Si、Cr、Mn等元素可使脆化温度升高，但不能抑制。也就是说：第一类回火脆性无法消除！

第二类回火脆性：450~650℃，高温回火脆性。

碳素钢一般不出现这类回火脆性。Cr、Mn、P、As、Sb、Sn等元素会增大第二类回火脆性。将脆化状态的钢重新高温回火，然后快速冷却，即可消除第二类回火脆性。Mo、W等元素可以抑制第二类回火脆性。减少杂志，或抑制杂志元素向晶界偏聚，也可以抑制第二类回火脆性。通过热变形细化晶粒的处理方法也可以减弱回火脆性。

钢的表面处理

钢的合金化

模具钢

模具钢可用来制造冷冲模、热锻模、压铸模等模具的钢种。根据使用性质、工作条件及其用途不同，可分为冷作模具钢、热作模具钢、塑料模具钢。

冷作模具钢：

用于制造对金属进行冷变形的模具，如冲裁模、冷镦模、压弯模、冷挤压模、拉丝模、冷冲模等。一般情况下，冷作模具钢应是高碳成分，且多以回火马氏体状态使用。

服役条件和性能要求

工作温度 200~300℃。模具承受很大的压应力、冲击应力、弯曲力及摩擦力等，冷作模具钢时效形式主要是磨损。模具应具有高硬度、高耐磨性、高抗弯强度和足够韧性。冷作模具钢要求高淬透性，及较小的变形和开裂倾向性。

常用的冷作模具钢

碳素工具钢：(T10A、T12A)，尺寸较小、形状简单、轻负荷的冷作模具低合金冷作模具钢：(9Mn2V、9SiCr、CrWMn)，尺寸稍大、形状复杂、轻负荷的冷作模具中、高铬模具钢：(Cr12、Cr12MoV，统称Cr12型；Cr6WV)，尺寸大、形状复杂、载荷繁重的各种冷作模具高速钢类模具钢：(65Nb、CG-2钢来自于6-5-4-2高速钢)，冷、热模具钢均可

不锈钢

耐热钢

铸铁