关于强韧化处理的讨论

横笛吹雨

52# zsq
1、按照“预处理得到的碳化物越细越均匀越好”来考虑，我对700℃高温回火也是不解。
2、对于您所说“淬火态为下贝时的碳化物细化，似乎至此就已经细化了，无须下一步的处理了”，下贝也是有碳过饱和度的，通过回火析出的碳化物是不是会更细一些？
3、赞成并感谢您在55楼的回复。

zsq

回60#“WJFU66 ”
    其实对您在楼上提及的2中的问题，我也很是疑惑，按理说下B的形成需要等温，其形态我认为是板条形的多（对于在淬火后等温形成的组织，我总是固执的认为其形态是板条形的多，M除外，因其是切变形成的），故其 在回火中是否还有碳化物的“析出”（从何处析出？），我有怀疑，很有可能当回火温度达到一定时就直接球化了。而碳化物从M中析出则是因为M是从A切变而来，在前期淬火过程中碳化物已经溶入到A晶粒内，转变为M后形成过饱和碳化物，回火时从M中析出，转换，长大等变化。如果其回火温度能保证碳化物能析出而又不能聚集长大球化时，应该可以能到足够细的碳化物。从这一角度来说，下B回火后的碳化物应该不会细过M回火后的碳化物。
    上述完全是我主观胡乱臆想，全无理论依据，权作笑料！

横笛吹雨

61# zsq
1、贝氏体转变中α相的形成也是切变的，并且α相中的碳也呈过饱和状态并且转变温度越低其过饱和度越大。所以回火时应该有碳化物析出。
2、“过饱和碳化物”怎么理解？淬火马氏体中应该没有碳化物（不考虑M形成后的时效）。
3、赞成相同回火温度下“下B回火后的碳化物应该不会细过M回火后的碳化物”。

孤鸿踏雪

王版（WJFU66）要的资料录于此处：
      45#钢在815°C铅浴中反复加热淬火四个循环（每次不超过20s）后，奥氏体晶粒由6级细化至12级以上。
      24CrNi9Mo钢中频感应快速加热到760°C，然后淬火，如此循环5次（每次不超过20s），最后在538°C回火1h，由于奥氏体晶粒的超细化，其屈服强度由980N/mm²增加到1240N/mm²，延伸率保持18％不变。
     如果不是你要的，请与我联系，继续给你找！

横笛吹雨

63# 孤鸿踏雪
感谢杨工，正是这些资料！
也正好在这个强韧化处理的专帖中就这个资料中的问题请教一下：为什么在细化晶粒的情况下延伸率不变呢？

wansheng007

8# 空余恨

其实正象楼主所说“对于金属材料而言，当其冶金成分和冶金质量一定时，其潜在的力学性能是一定的”。我记得至少化学热处理还可以开发其潜能。个人意见仅供参考！

天山雪莲

我来替杨工顶哈：因为晶粒超细化是能同时提高强、硬度和塑、韧性的强韧化处理，所以在这里，强度增加明显，而塑韧性虽未增加，但也未降低，其实，也就起到了强韧化作用！

孤鸿踏雪

超高温淬火
     将含有碳化物形成元素的合金结构钢和模具钢加热至AC3+300℃，可以改善其韧度。例如某些中碳结构钢采用1000～1100℃超高温淬火后，虽然晶粒度从7～8级粗化至1～0级，但其KIC却提高了70～125%。
     
     超高温淬火之所以能提高αk和KIC，是由于合金碳化物完全溶解，消除了微裂纹的策源地，淬火后的组织为板条马氏体，在马氏体板条间形成了一层约100～200埃厚的非常稳定的奥氏体薄膜，阻碍了裂纹的扩展，超高温加热使晶界吸附的Sn、Sb等有害杂质溶解，消除了杂质的危害。

孤鸿踏雪

等温淬火
      如前所述，B+M形成的复相组织具有优良的强韧度匹配。等温淬火是将经奥氏体化的工件淬入低于贝氏体转变开始温度（Bs点）的等温热浴中，保持较长时间，使工件心表温度在均匀化的同时，完成贝氏体转变，然后出浴置于空气中冷却后回火，但贝氏体转变总是不完全的，实际等温淬火后，尚有少量的马氏体（空冷中形成）组织和残余奥氏体，正是这种复相组织使得钢件在具有较高强度、硬度的同时，获得较高的韧度。
     

天山雪莲

钢的形变热处理
      形变热处理是将形变强化和相变强化结合在一起的热处理工艺，既可提高钢的强、硬度，又可改善钢的塑、韧性。同时，形变热处理还可以节能、减少氧化烧损、脱碳及热处理变形量。
      形变热处理的基本原理就是用形变的方法给金属中引进大量的位错、再用热处理方法将其牢固钉扎起来，最终使金属得到包含大量难以移动的位错的相当稳定的组织，从而使材料具有高的强韧度水平。
      形变热处理的形变方式可以是锻、轧、挤压、拉拔等，相变方式可以是过冷奥氏体、珠光体相变、贝氏体相变、马氏体相变等。形变和相变的结合也是多种多样的，可以先形变后相变，也可以在相变过程中形变。由于形变热处理独具的强韧化效果和经济效果，使之广泛应用于碳素钢、合金钢、高温合金、有色金属工件等强韧化处理。
     实践证明，模具经马氏体或贝氏体形变淬火，其强度、硬度、韧度、耐磨性可得到良好匹配，从而使模具具有优良的使用性能和高的使用寿命。

孤鸿踏雪

球墨铸铁的强韧化处理。
      由于球墨铸铁良好的工艺性能和力学性能以及独具的组织结构特征，使其在模具制造中得到了日益广泛的应用。如用以制造拉伸模、压型模、玻璃模、塑料模及低熔点合金浇注模等。
      球墨铸铁的强韧化处理主要是等温淬火，其工艺要点为：加热温度：880～920℃，盐炉加热时间为40～45s/mm，箱式炉加热时，时间为盐炉的3倍。250～350℃等温获得下贝氏体。若以强、硬度为主，等温温度取下限；若以塑性、韧度为主，则等温温度取上限；300℃等温、综合性能良好。等温时间一般为45~90min，由于贝氏体转变的不完全性，等温后空冷，还可得到少量马氏体。等温淬火后采用200～300℃回火2～4h，使残余奥氏体和淬火马氏体转变为回火马氏体，并消除内应力，提高韧度。
     等温淬火是球墨铸铁强韧化的重要途径，但其适合于截面厚度不大于30mm的工件，当尺寸较大时，由于等温盐浴的冷却能力不能保证其心部冷速大于临界冷速，从而在心部得到了力学性能较低的珠光体组织。

1135026

强韧化处理从组织上来说我认为主要可以分二种，第一种是细化有效晶粒，第二种可以认为是制造多相组织

1135026

细化有效晶粒常见的实例有细化铁素体晶粒，原始奥氏体晶粒，珠光体片层，珠光体团的大小，贝氏体、马氏体板条的大小 用多相组织来强韧化就比如双相钢、晶界铁素体+粒B组织、马氏体里保持少量剩余奥氏体或者未溶铁素体等等

shuishou123

亚温淬火提高强韧性的基本原理
（1） 晶粒细化使材料的强韧化效果得到提高
由于亚温淬火加热温度较低，且存在着未熔的铁素体，可阻止奥氏体晶粒的增大，故使淬火前的实际晶粒较细，在低于Ac3。温度加热时．则铁索体与奥氏体的面积比正常淬火的奥氏体的界面积大得多． 因为晶粒的强度与它的大小成正比．即晶粒越细．强度越高，晶粒细化后提高的强度可部分地弥补由于铁素体的存在而引起的强度降低。同时晶粒细化又对韧性有所补益。
（2） 未熔的铁素体阻碍了裂纹的扩展
未熔铁素体的存在能防止应力的集中和裂纹的扩展，故能提高冲击韧性。材料强韧性的综合性能与钢中铁素体的关系是随着铁素体数量的减少综合性能逐步提高．但当钢中铁素体消失为零时，强韧性却下降了．所以．亚温淬火后的组织中如保留极少的铁素体时性能最好。
（3）改善了有害杂质的分布．提高了综合机械性能
引起可逆回火脆性的主要原因是P，S等有害元素在奥氏体晶界上的偏析．中碳钢调质后再亚温淬火．奥氏体晶界上的有害杂质明显地减少．其原因一是：铁素体的存在起了净化作用．残存着的铁素体使脆化杂质P．S等在铁素体富集，因此提高了晶界的强韧性；二是由于晶粒细化，晶界增多．故使单位面积上的杂质数量减少。

孤鸿踏雪

回71#楼：关于强韧化组织和强人化途径，请看本人的11#帖和15#帖。

孤鸿踏雪

感谢楼上（shuishou123）参与讨论和交流，亚温淬火的确能起到强韧化作用，所以，近年来其应用已愈来愈广。

天山雪莲

残余奥氏体对GCr15钢强韧性的影响
     轴承钢经不同温度奥氏体化后，在Ms点以下等温，可得到不同数量和形状的残奥；随着薄膜状残奥增加，钢的强韧性提高；块装残奥在高应力作用下，将大部分转变成马氏体，因而对改善钢的强韧性作用不大。
     在Ms点以下等温，可获得更多的残奥量，且随着奥氏体化温度升高残奥量增加但薄膜状残奥减少。
     实验证明，GCr15钢的裂纹形成功约占冲击功的80％左右，因此，材料强韧化是由裂纹形核抗力控制的，研究断裂机理应着重分析裂纹形核区的形貌。
     提高GCr15裂纹形核抗力是改善其强韧性的关键，且裂纹形核功随薄膜状残奥量增加而提高。

横笛吹雨

72# 1135026
怎么算有效晶粒？

孤鸿踏雪

分级等温淬火球铁组织与性能
分级等温淬火可显著地提示球铁强、硬度，改善其冲击韧性，是实现无腐蚀生产奥-贝球铁和高强韧性化球铁的有效工艺方法。
分级等温淬火显著地细化贝氏体铁素体条束和束间富碳的残奥组织，加速贝氏体反应速度，可缩短热处理时间，节约能源。
当以900℃×2h+230℃×18(8～10)min+325℃×1.5h工艺进行分级等温淬火处理时,可得到硬度为43HRC，αk=100J/cm2的奥贝球铁。

孤鸿踏雪

高强韧钛合金Ti700的冲击韧度研究
     Ti700合金在相变点以上980℃热处理，炉冷可获得高于空冷的冲击韧度，主要是由于炉冷冷却速度慢，魏氏组织中的α片厚度和长度以及晶界α的宽度比空冷组织中的α相宽，冲击断裂时，裂纹在α集束和β晶界发生大角度偏转，在α/β相界发生停滞和偏性，使裂纹扩展路经更曲折，因而，吸收的能量更多，冲击韧度更高。
     相变点以下热处理的冲击试样微裂纹的形核位置主要集中于初生α相界和α/β相界。
     相变点以下915℃处理Ti700合金，炉冷处理可获得高于空冷的冲击韧度。其原因是由于炉冷冷速慢，晶间转变β相中的次生α相发生明显宽化，强化效果明显较弱，相对于空冷组织中的次生α相是一种强韧相，当裂纹扩展与之相遇时，要产生塑变，消耗较多的能量，从而提高其韧性。