材料fe14c合金淬火回火工艺的研究本科学位论文文档格式.docx
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目录
摘要1
Abstract2
第一章文献综述5
1.1研究背景5
1.1.1热处理工艺总类6
1.1.2淬火-回火工艺研究现状6
1.1.3Fe-1.4C合金研究现状10
1.2Fe-1.4C合金钢热处理工艺的研究12
1.2.1Fe-1.4C合金的淬火组织12
1.2.2Fe-1.4C合金的回火组织13
第二章实验用钢及方法15
2.1热处理工艺15
2.1.1Fe-1.4C合金退火工艺15
2.1.2Fe-1.4C合金淬火工艺16
2.1.3Fe-1.4C合金回火工艺16
2.2实验仪器及设备17
2.3实验用钢18
2.3.1成分18
2.4实验方法18
第三章试验结果与分析20
3.1Fe-1.4C合金退火组织性能及显微形貌20
3.1.1Fe-1.4C合金退火组织硬度20
3.1.2Fe-1.4C合金退火组织20
3.2Fe-1.4C合金淬火组织性能及显微形貌22
3.2.1Fe-1.4C合金淬火组织硬度22
3.2.2Fe-1.4C合金淬火组织照片22
3.2.3Fe-1.4C合金淬火组织力学性能23
3.2.4Fe-1.4C合金淬火组织中的裂纹分析24
3.3Fe-1.4C合金回火组织性能及组织照片25
3.3.1Fe-1.4C合金回火组织硬度25
3.3.2Fe-1.4C合金回火组织照片25
第四章结论28
第五章参考文献29
第六章致谢31
第一章文献综述
1.1研究背景
在公元前6世纪前后，中国就发明了生铁冶炼技术。
尤其是在春秋战国时期，块炼铁和生铁冶炼两种工艺，几乎是同时产生，这两种方法在我国历史上曾长期平行发展，在不同情况下发挥各自的作用。
从江苏六合县程桥东周墓出土的铁条，就是块炼铁的产在春秋末期和战国初期，以块炼铁为材料，在反复锻打块炼铁的实践中，人们又总结出块炼铁渗碳成钢的经验。
因块炼铁质柔不坚，渗碳块炼钢又太坚硬，人们又发明了炼钢的淬火工艺，进一步提高了块炼钢的机械性能。
在河北易县武阳台村的燕下都遗址出土的79件铁器，大部分就是经过淬火处理的。
1864年，Sorby第一个对金属进行制片、抛光、腐蚀和照相，诞生了第一张金相组织照片，虽然放大倍数仅9倍，但意义重大。
1827年，Karsten从钢种分离出了Fe3C,一直到1888年Abel才证明了这是Fe3C。
俄罗斯契尔诺夫在1861年提出了钢的临界转变温度的概念，为钢的相变及热处理工艺研究迈出了第一步。
19世纪中叶，索拜（Sorby）首先用金相显微镜观察到淬火钢中的这种硬相。
1895年法国学者Osmond将其命名为马氏体。
1926-1927年库尔莫夫等用X射线技术测得钢中马氏体为体心正方结构，并认为马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。
马氏体相变广泛存在于黑色（钢铁）、有色及无机非金属材料中，其相变理论研究是许多结构材料、功能材料的组织结构设计基础。
20世纪以来，金属物理的发展和其他新技术的移植应用，使金属热处理工艺得到更大发展。
一个显著的进展是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；
60年代，热处理技术运用了等离子场的作用，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[1]。
1.1.1热处理工艺总类
到目前为止，热处理工艺分为如下4大类。
（1）普通热处理。
即退火、正火、淬火及回火等。
这类热处理根据其处理过程种是否采取防护及所采取的防护方法，又分为无保护热处理、保护气氛热处理及真空热处理等。
（2）化学热处理。
目前根据放在处理过程中所具有的组织状态而分为奥氏体化学热处理及铁素体化学热处理。
（3）表面热处理。
指仅在工件表面一定深度范围内进行热处理的一类处理工艺，如各种表面淬火方法。
（4）复合热处理。
为了适应新世纪科学技术和工业发展的需要，热处理技术水平也需要相应提升。
因此美国能源部提出的有关热处理工业2020年远景报告中提出了以下目标：
（1）保证热处理质量、热处理质量分散度为零；
（2）热处理畸变为零；
（3）热处理能源利用率达到80%；
（4）热处理对环境的影响为零；
（5）工艺时间减少50%，成本降低75%[2]。
1.1.2淬火-回火工艺研究现状
淬火是热处理工艺中重要的工序，它可以显著地提高钢的强度和硬度。
如果与不同温度的回火相结合，则可以得到不同的强度、塑性和韧性的配合，获得不同的应用。
目前主要的淬火方式有：
（1）单液淬火法：
工件在一种介质中冷却，如水淬、油淬。
优点是操作简单，易于实现机械化，应用广泛。
缺点是在水中淬火应力大，工件容易变形开裂；
在油中淬火，冷却速度小，淬透直径小，大型工件不易淬透。
（2）双介质淬火法：
工件先在较强冷却能力介质中冷却到300℃左右，再在一种冷却能力较弱的介质中冷却，如：
先水淬后油淬，可有效减少马氏体转变的内应力，减小工件变形开裂的倾向，可用于形状复杂、截面不均匀的工件淬火。
双液淬火的缺点是难以掌握双液转换的时刻，转换过早容易淬不硬，转换过迟又容易淬裂。
为了克服这一缺点，发展了分级淬火法。
（3）分级淬火法：
工件在低温盐浴或碱浴炉中淬火，盐浴或碱浴的温度在Ms点附近，工件在这一温度停留2min～5min，然后取出空冷，这种冷却方式叫分级淬火。
分级冷却的目的，是为了使工件内外温度较为均匀，同时进行马氏体转变，可以大大减小淬火应力，防止变形开裂。
分级温度以前都定在略高于Ms点，工件内外温度均匀以后进入马氏体区。
现在改进为在略低于Ms点的温度分级。
实践表明，在Ms点以下分级的效果更好。
例如，高碳钢模具在160℃的碱浴中分级淬火，既能淬硬，变形又小，所以应用很广泛。
（4）等温淬火法：
工件在等温盐浴中淬火，盐浴温度在贝氏体区的下部（稍高于Ms），工件等温停留较长时间，直到贝氏体转变结束，取出空冷。
等温淬火用于中碳以上的钢，目的是为了获得下贝氏体，以提高强度、硬度、韧性和耐磨性。
低碳钢一般不采用等温淬火。
（5）表面淬火法：
表面淬火是将刚件的表面层淬透到一定的深度，而心部分仍保持未淬火状态的一种局部淬火的方法。
表面淬火时通过快速加热，使刚件表面很快到淬火的温度，在热量来不及穿到工件心部就立即冷却，实现局部淬火。
常用淬火介质：
（1）水：
水是冷却能力较强的淬火介质。
来源广、价格低、成本稳定不易变质。
缺点是在C曲线的“鼻子”区（500℃-600℃左右），水处于真气膜阶段。
冷却不够快，会形成“软点”；
而在马氏体转变温度区水处于沸腾阶段，冷却太快，易使马氏体转变速度过快而产生产生很大的内应力，致使工件变形甚至开裂。
当水温升高，水中含有较多气体或水中混入不溶杂质（如油、肥皂、泥浆等），均会显著降低其冷却能力。
因此水适用于截面尺寸不大、形状简单的碳素钢工件的淬火冷却。
（2）盐水和碱水：
在水中加入适量的食盐和碱，使高温工件浸入该冷却介质后，在蒸汽膜阶段析出盐和碱的晶体并立即爆裂，将蒸汽膜破坏，工件表面的氧化皮也被炸碎，这样可以提高介质在高温区的冷却能力。
其缺点是介质的腐蚀性大。
一般情况下，盐水的浓度为10％，苛性钠水溶液的浓度为10％～15％。
可用作碳钢及低合金结构钢工件的淬火介质，使用温度不应超过60℃，淬火后应及时清洗并进行防锈处理。
（3）油：
冷却介质一般采用矿物质油（矿物油）。
如机油、变压器油和柴油等。
机油一般采用10号、20号、30号机油，油的号越大，黏度越大，闪点越高，冷却能力越低，使用温度相应提高[3]。
目前使用的新型淬火油主要有高速淬火油、光亮淬火油和真空淬火油三种。
高速淬火油是在高温区冷却速度得到提高的淬火油。
获得高速淬火油的基本途径有两种，一种是选取不同类型和不同黏度的矿物油，以适当的配比相互混合，通过提高特性温度来提高高温区冷却能力；
另一种是在普通淬火油中加入添加剂，在油中形成粉灰状浮游物。
添加剂游磺酸的钡盐、钠盐、钙盐以及磷酸盐、硬脂酸盐等。
生产实践表明，高速淬火油在过冷奥氏体不稳定区冷却速度明显高于普通淬火油，而在低温马氏体转变区冷速与普通淬火油相接近。
这样既可得到较高的淬透性和淬硬性，又大大减少了变形，适用于形状复杂的合金钢工件的淬火。
光亮淬火油能使工件在淬火后保持光亮表面。
在矿物油中加入不同性质的高分子添加物，可获得不同冷却速度的光亮淬火油。
这些添加物的主要成分是光亮剂，其作用是将不溶解于油的老化产物悬浮起来，防止在工件上积聚和沉淀。
另外，光亮淬火油添加剂中还含有抗氧化剂、表面活性剂和催冷剂等。
真空淬火油是用于真空热处理淬火的冷却介质。
真空淬火油必须具备低的饱和蒸汽压，较高而稳定的冷却能力以及良好的光亮性和热稳定性，否则会影响真空热处理的效果。
盐浴和碱浴淬火介质一般用在分级淬火和等温淬火中。
（4）新型淬火剂：
有聚乙烯醇水溶液和三硝水溶液等。
聚乙烯醇常用质量分数为0.1％～0.3％之间的水溶液，共冷却能力介于水和油之间。
当工件淬入该溶液时，工件表面形成一层蒸汽膜和一层凝胶薄膜，两层膜使加热工件冷却。
进入沸腾阶段后，薄膜破裂，工件冷却加快，当达到低温时，聚乙烯醇凝胶膜复又形成，工件冷却速度又下降，所以这种溶液在高、低温区冷却能力低，在中温区冷却能力高，有良好的冷却特性。
三硝水溶液由25％硝酸钠+20％亚硝酸钠+20％硝酸钾+35％水组成。
在高温（650～500℃）时由于盐晶体析出，破还蒸汽膜形成，冷却能力接近于水。
在低温（300～200℃）时由于浓度极高，流动性差，冷却能力接近于油，故其可代替水－油双介质淬火。
回火的目的是减少或消除淬火应力，提高韧性和塑性，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合，以满足不同工件的性能要求。
回火主要分为3种：
（1）低温回火（150－250℃）低温回火所得组织为回火马氏体。
其目的是在保持淬火钢的高硬度和高耐磨性的前提下，降低其淬火内应力和脆性，以免使用时崩裂或过早损坏。
它主要用于各种高碳的切削刃具，量具，冷冲模具，滚动轴承以及渗碳件等，回火后硬度一般为HRC58－64。
（2）中温回火（250－500℃）中温回火所得组织为回火屈氏体。
其目的是获得高的屈服强度，弹性极限和较高的韧性。
因此，它主要用于各种弹簧和热作模具的处理，回火后硬度一般为HRC35－50。
（3）高温回火（500－650℃）高温回火所得组织为回火索氏体。
习惯上将淬火加高温回火相结合的热处理称为调质处理，其目的是获得强度，硬度和塑性，韧性都较好的综合机械性能。
因此，广泛用于汽车，拖拉机，机床等的重要结构零件，如连杆，螺栓，齿轮及轴类。
回火后硬度一般为HRC25－35之间[4]。
1.1.3Fe-1.4C合金研究现状
早在1891年，美国冶金学家HMHowe发表的专著认为：
钢中随着碳含量的增加，塑性下降，含碳（w）1.0%～1.7%的钢拉伸时的伸长率只有2%～3%，主要原因是过共析钢中随着含碳量的增加，脆性的先共析网状碳化物增多增厚的缘故所致。
这一观点被许多学者所接受，超高碳钢被认为是“碳钢中的无人区”。
过去一般将此类钢称为过共析钢，但是碳含量的多少不能完全决定是否生成过共析组织，因此更贴切的名称应为超高碳钢。
20世纪70年代中期，斯坦福大学ODSherby等人首先进行了超高碳钢的超塑性研究,之后美国LawrenceLivemore国家实验室也开展了超高碳钢的研究，并取得了一系列专利。
此外，日本等国也进行了一些研究，这些研究表明，超高碳钢具有高的超塑性和良好的综合力学性能，有较好的市场前景[5]。
作为结构材料有大的发展前景和市场。
Fe-1.4C合金可被加工成锭、薄板和棒,并代替部分共析钢应用于耐磨件、工模具、汽车和铁轨等领域。
在相同的组织条件下，如球化组织、珠光体、回火马氏体等，过共析钢比共析钢具有更高的强度，且塑性也略有提高。
通过热加工等工艺，可使组织进一步细化，从而提高Fe-1.4C合金的强度。
Fe-1.4C合金比低碳钢、高强钢和双相钢具有更优良的室温力学性能。
通过热处理Fe-1.4C合金可获得不同的显微组织,如马氏体、回火马氏体、贝氏体、珠光体等。
一般来说，晶粒越细，室温综合力学性能越好。
Fe-1.4C合金球化组织可通过热处理来获得层片状珠光体组织，转变前碳溶解于奥氏体的量越多，得到的珠光体片间距越细小。
当奥氏体低于A1转变温度时，碳溶解于奥氏体的量越多,生成珠光体的驱动力就越大,珠光体形核的临界片间距就越小。
随着Si含量的增加,珠光体层片间距减小。
Cr、Mo等元素的加入，起固溶强化作用，使Fe-1.4C合金钢的屈服强度提高。
当层片间距一定时，随着含碳量的增加，Fe3C层厚度增加，从而增大了塑性流动的阻力，因此，强度增加，塑性降低。
增大碳化物间距，减小晶界碳化物尺寸，减小加工硬化速率是提高Fe-1.4C合金钢塑性的有效途径。
对于马氏体组织，马氏体针叶的大小直接影响Fe-1.4C合金的力学性能。
1000℃淬火时，大部分碳化物溶解，奥氏体晶粒迅速长大，所获得的马氏体也较粗大，这种组织虽然具有高的强度和硬度，但室温压缩塑性很差。
当800℃淬火时，碳化物不溶解，可获得光镜下不可分辨的马氏体组织和亚微米尺寸的碳化物，该组织具有优良的室温性能。
Fe-1.4C合金铸态及其热处理组织主要是层片状或球状的珠光体组织[6]。
另外超高碳钢在淬火时容易出现裂纹。
研究发现：
1）微裂纹优先在长片的马氏体上形成。
因此，淬火加热温度越高，马氏体片越长或原始奥氏体晶粒越大，微裂纹敏感性越大。
2）当形成片状马氏体时，同时出现微裂纹。
在相同晶粒度条件下，含碳量升高，微裂纹敏感性越大。
3）冷却介质的冷却能力对微裂纹敏感性无明显影响。
实际生产中可通过以下手段减少淬火裂纹的数量：
1）、正确进行产品设计；
，2）、合理安排工艺路线；
3）、合理确定加热参数一般来说，淬火加热温度通常需根据钢的临界点来确定，对于高碳工具钢易采用低温淬火工艺，这有助于减少变形开裂，还可提高韧度，减少折断和崩刃，延长使用寿命。
在不产生裂纹且变形程度在允许范围的前提下，尽量提高加热速度，以减少氧化脱碳，降低能耗，提高效益；
4）选定合适的淬火方法：
在C曲线的“鼻尖”附近（一般650～400℃）需要快速冷却。
在其他区间尤其在MS点以下的马氏体转变区应尽可能地缓慢冷却。
为了淬硬而又不淬裂，在“鼻尖”处应快冷，在马氏体区应慢冷。
过冷奥氏体塑性高急冷到低温区也不会产生裂纹。
对于多数工具钢而言，冷至120～150℃时，是最危险的温度区间，此刻应特别注意缓冷。
1.2Fe-1.4C合金钢热处理工艺的研究
Fe-1.4C合金钢硬度较大，而且含碳量在1.4%，根据热处理原理需要对其进行完全退火，将钢件加热到临界温度（不同钢材临界温度也不同，一般是710-750℃，个别合金钢的临界温度可达800—900℃）以上30—50℃，保温一定时间，然后随炉缓慢冷却。
选用950℃退火，从而得到片状珠光体组织。
以钢的相变临界点为依据，加热时要形成细小、均匀奥氏体晶粒，淬火后获得细小马氏体组织。
亚共析钢加热温度为Ac3温度以上30～50℃。
所以要对试样进行800℃水淬。
目的是得到组织均匀细小的马氏体组织。
通过控制时间，在不同的温度下对其进行回火，从而得到不同的回火组织并对其组织及性能进行研究。
通过热处理还可以使其获得极高的硬度。
淬火加高温回火热处理球化工艺最初是由日本学者Tsuzaki提出的，在超高碳钢奥氏体化后空冷，获得完全的珠光体组织和先共析渗碳体，然后在共析温度以上保温使先共析碳化物球化，随后淬火获得马氏体，再在共析温度以下高温回火，或者在第一次奥氏体化后直接淬火，然后在共析温度下高温回火，获得超细晶铁素体和超细球状碳化物组织。
1.2.1Fe-1.4C合金的淬火组织
淬火是把钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温并随之以大于临界冷速（Vc）冷却，以得到介稳状态的马氏体或下贝氏体组织的热处理工艺方法。
据实验发现：
将Fe-1.4C合金钢加热到800℃淬火时,碳化物不溶解,可获得光镜下不可分辨的马氏体组织和亚微米尺寸的碳化物,该组织具有优良的室温性能。
在850℃与900℃淬火组织中存在较多未溶先共析碳化物，马氏体较细小。
在900℃加热并保温不同时间后,奥氏体晶粒细小,淬火组织中存在大量细小的板条马氏体,其亚结构为大量位错和孪晶,强韧化组织特征明显。
当淬火温度升高到950℃，保温时间相对延长时，奥氏体晶粒长大，淬火组织中的板条马氏体有粗化倾向，亚结构中孪晶数量增加，强化组织特征明显。
当温度上升到1100℃时，此时的先共析碳化物几乎全部溶解，淬火后获得更粗大的马氏体针+大量残余奥氏体+极少量未溶碳化物。
1.2.2Fe-1.4C合金的回火组织
回火是为了满足零件对性能的要求，将淬火零件重新加热到低于临界点的某一温度，保温一定时间，使亚稳态的马氏体及残余奥氏体发生某种程度的转变，再冷却至室温，从而调整零件的使用性能。
淬火钢在回火过程中发生的转变主要是马氏体的分解、残余奥氏体的转变，还有碳化物析出后碳化物转化、聚集长大，α相的回复、再结晶的，内应力的消除过程。
将Fe-1.4C合金钢在550℃进行回火时，组织中析出大量均匀分布的颗粒状的碳化物，该温度回火已进入渗碳体球化α相回复阶段,得到针状铁素体加细小颗粒碳化物组织，即回火索氏体。
当回火温度升到600℃时进入α相再结晶阶段。
此温度回火时析出更多的碳化物开始聚集长大，进一步球化，针状铁素体也已等轴化。
700℃回火后的组织中铁素体晶界明显可见。
600℃、700℃回火时组织中的碳化物分为两类：
较大的球状碳化物和超细、弥散分布的碳化物。
前者主要是奥氏体化时剩余碳化物在回火时长大形成，后者主要是回火时析出的。
在550℃—700℃回火时较大的球状碳化物的大小基本相同。
但在700℃回火后碳化物颗粒更圆整，尺寸更均匀。
当回火温度升高到750℃时，碳化物尺寸虽然更加均匀，但碳化物明显粗化。
回火温度较低，马氏体分解不完全，基体回复结晶不充分，随着回火温度的升高，马氏体不断完全分解，将从马氏体中析出均匀细小的球状碳化物，碳化物不断长大。
950℃淬火+700℃高温回火时，由于马氏体中的缺陷，马氏体很容易分解，过饱和碳原子以碳化物形式析出。
在原马氏体片中脊和边沿处析出的碳化物呈短杆状，并且较粗大。
当淬火温度升高到1100℃时，因先共析碳化物充分溶解，奥氏体含碳量升高，为随后的回火时细小碳化物的析出提供了大量的碳来源和形核位置。
即使回火温度升高到750℃时析出的碳化物颗粒仍然保持均匀细小。
在750℃高温回火时已看不出马氏体轮廓，碳化物大部分球化，而且颗粒尺寸较均匀。
并且在较高温度下回火还可以缩短球化处理时间[7]。
第二章实验用钢及方法
2.1热处理工艺
热处理是将金属材料放在一定的介质内加热、保温、冷却，通过改变材料表面或内部的金相组织结构,来控制其性能的一种金属热加工工艺。
金属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，而这一般不是肉眼所能看到的。
为使金属工件具有所需要的力学性能、物理性能和化学性能，除合理选用材料和各种成形工艺外，热处理工艺往往是必不可少的。
钢铁是机械工业中应用最广的材料，钢铁显微组织复杂，可以通过热处理予以控制，所以钢铁的热处理是金属热处理的主要内容。
通过工具书[8]查的查工具书得Fe-1.4C合金的Ac1为730℃，Accm为830℃，Ms为130℃。
2.1.1Fe-1.4C合金退火工艺
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