比較P5-25與P5-IO兩曲線，連續冷卻轉變有以下主要特點：1．PS線是P體型轉變開始線；Pf線是P體型轉變終了線；AB線是P體型轉變中途停止線，冷卻曲線遇AB線后，過冷A不再發生P體型轉變，而一直保留到Ms線以下，A直接轉變為M。2．連續冷卻轉變曲線上只有C曲線上半部分，而沒有下半部分，這說明共析碳鋼連續冷卻時，只有珠光體型轉變，而沒有貝氏體轉變。圖中的VK與過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線鼻尖相切，是保證A茌連續冷卻過程中不發生分解而全部冷卻到M區的最小冷卻速度，又稱臨界冷卻速度。4．在連續冷卻過程中，過冷奧氏體的

1．C曲線的形狀與位置是亞共析，共析，過共析碳鋼的C曲線，比較三圖，不難看出，三者都具有A轉變開始線與轉變終了線，不過亞共析碳鋼的C曲線上多出一條先共析鐵素體曲線，過共析碳鋼曲線上多出一條先共析滲碳體曲線。通常在熱處理加熱條件下，亞共析碳鋼的C曲線隨含碳量的增加向右移，過共析碳鋼的C曲線隨含碳量的增加向左移，因此碳鋼中共析C曲線的鼻尖離縱坐標最遠，過冷A也最穩定。2．先共析相的量與形態隨過冷度的增加，亞共析碳鋼和過共析碳鋼的先共析鐵素體或先共析滲碳體的量在逐淅減小，當過冷度達到一定程度后，這種先共析相就不在析出，而

(1)時效加熱溫度的敏感性 為了使盡可能多的強化相溶入固溶體，鋁合金的時效加熱溫度應盡量提高，接近其熔點。為了避免極易產生的過熱、過燒，必須嚴格控制加熱溫度。鋁合金的加熱溫度范圍一般在10℃以內，要求加熱爐的溫度均勻度≤±5℃。(2)固溶加熱速度的敏感性 對于包鋁鋁合金熱處理時，為了防止包鋁層與基體鋁合金之間擴散而影響其使用性能，應使固溶處理的加熱速度盡量快些，限制加熱時的最大回復時間，如表1-12所示。表1-12    包鋁鋁合金固溶處理加熱的

1．C曲線的形狀與位置p5-22是亞共析，共析，過共析碳鋼的C曲線，比較三圖，不難看出，三者都具有A轉變開始線與轉變終了線，不過亞共析碳鋼的C曲線上多出一條先共析鐵素體曲線，過共析碳鋼曲線上多出一條先共析滲碳體曲線。通常在熱處理加熱條件下，亞共析碳鋼的C曲線隨含碳量的增加向右移，過共析碳鋼的C曲線隨含碳量的增加向左移，因此碳鋼中共析C曲線的鼻尖離縱坐標最遠，過冷A也最穩定。2．先共析相的量與形態隨過冷度的增加，亞共析碳鋼和過共析碳鋼的先共析鐵素體或先共析滲碳體的量在逐淅減小，當過冷度達到一定程度后，這種先共析相就不

 (1)耐高溫軸承零件的適用材料  一般用Cr4Mo4V、8Cr14Mo4V和H13Cr4Mo4Ni4V及18Cr4V等鋼制造。但它們有各自不同的適用溫度范圍，對于Cr4Mo4V鋼則適于在-55~315℃條件下工作的軸承零件，即使W18Cr4V鋼長時間使用最高溫度也不得超過500℃，即所謂高溫軸承其使用溫度也是有限度的。因此，應根據具體使用條件選擇材料。此外，還與高溫下的介質有關。例如，制造在高溫腐蝕介質中工作的軸承需用8Cr14Mo4V鋼制造，且僅適于制造在-55~430℃條件下工作

奧氏體過冷到A1線以下后，向珠光體轉變，首先在A晶界處形成滲碳體晶核，然后滲碳體片不斷分枝，并且向奧氏體晶粒內部平行長大，我們知道滲碳體的含碳量較高6. 69%C，而A僅0.77%C，因此Fe3C片長大的同時，必然使與它相臨的奧氏體的含碳量不斷降低，而后又促使這部分低碳A轉變為鐵素體，這樣也就形成了由層片狀滲碳體與鐵素體組成的珠光體。冷卻速度對珠光體型的轉變影響很大，隨過冷度的增加，珠光體中鐵素體和滲碳體的片間距離越來越小。分辨儀器：光顯→①過冷度較小時，獲得片層間距離較大的珠光體組織，“P&

 零件設計時，材料選擇得合理是決定其使用性能和壽命的基礎，同時對熱處理的工藝性也有重要影響。因此，材料選擇是產品設計質量和熱處理工藝質量的另一關鍵環節。零件材料選擇的要點如下：(1)根據零件工作條件和通常的失效特點選擇材料 零件的工作條件包括零件所受載荷類型及大小、環境溫度和介質；零件失效形式包括磨損、變形、韌性斷裂和脆性斷裂等。所選擇的材料必須確保零件工作過程所需要的性能，如各種力學性能、耐磨性、抗咬合粘滯性、耐蝕性、持久強度和低溫脆性，以及其他特殊性能要求，如電性、磁性、密度等。例如：1)對

1)．首先將共析碳鋼制成許多薄片試樣(φ10*1. 5mm)并把它們分成若干組；2)．先取一組放到爐子內加熱到ACI以上某一溫度保溫，使它轉變成為均勻細小的奧氏體晶粒；3)．將該試樣全部取出迅速放入ACI以下溫度（選6500C）鹽爐中，使過冷A進行等溫轉變；4)．每隔一定時間取一試樣投入水中，使在鹽爐等溫轉變過程中的A在水冷時轉變為M；5)．觀察各試樣的顯微組織這些圖是共析鋼由A冷卻到750℃，并經不同等溫時間再水冷到的顯微組織，圖中亮白色是M（過冷A轉變所生成），黑色是A等溫轉變產物（A冷>P）。6)．找出

奧氏體過冷到A1線以下后，向珠光體轉變，首先在A晶界處形成滲碳體晶核，然后滲碳體片不斷分枝，并且向奧氏體晶粒內部平行長大，我們知道滲碳體的含碳量較高6. 69%C，而A僅0.77%C，因此Fe3C片長大的同時，必然使與它相臨的奧氏體的含碳量不斷降低，而后又促使這部分低碳A轉變為鐵素體，這樣也就形成了由層片狀滲碳體與鐵素體組成的珠光體。冷卻速度對珠光體型的轉變影響很大，隨過冷度的增加，珠光體中鐵素體和滲碳體的片間距離越來越小。分辨儀器：光顯→①過冷度較小時，獲得片層間距離較大的珠光體組織，“P&

    上一節我們討論了鋼在加熱時的轉變，而這一節的內容是鋼在冷卻時的轉變，冷卻的方式有兩種：    1)．連續冷卻；2)．等溫冷卻。1．等溫冷卻是把加熱到A狀態的鋼，快速冷卻到低于Arl某一溫度，等溫一段時間，使A發生轉變，然后再冷卻到室溫。2．連續冷卻把加熱到A狀態的鋼，以不同的冷卻速度（空冷，隨爐冷，油冷，水冷）連續冷卻到室溫。從這個表中，我們可以發現，同是一種鋼，加熱條件相同，但由于采用不同的冷卻條件，鋼所表出的機械性能明顯不同。為什么會出現性能上

（一）A的晶粒度晶粒度：是表示晶粒大小的尺度。起始晶粒度：鋼在進行加熱時，P剛轉變為A，由于A晶粒此時細小均勻，我們稱這時的晶粒為A的起始晶粒度。A晶粒形成后，如果繼續升溫或保溫，A晶粒會自動長大，加熱溫度越高保溫時間越長，A晶粒也就長的越大，原因是高溫條件下，原子擴散容易，另外大晶粒吞并小晶粒，減小了邊界，也減少了表面能，能量總是趨于最地狀態，因此A晶粒越大也就越穩定。實際晶粒度：鋼在某一具體加熱條件下（只臨界點以上）實際獲得奧氏體晶粒大小，它的大小對鋼熱處理性能影響很大，實際晶粒度總比起始晶粒度要大，它是鋼加熱

（一）加熱溫度的影響P轉化為A，還在A1點以上溫度進行，也就是說剛才我們討論的共析碳鋼加熱到A1點溫度時，并不是立即向A轉變，而是經過一段時間才開始轉變，這段時間我們稱為“孕育期”，孕育期以后才開始“奧氏體化”過程。并且在全過程中，加熱溫度越高，孕育期越短，轉變時間減少，奧氏體化速度加快。以上關系是因為，加熱溫度升高，原子擴散能力升高，“A化”的品格改組及鐵，碳原子擴散也越快。（二）加熱速度的影響加熱速度越快，轉變的開始溫度，終了溫度升高，轉變

“奧氏體”概念：任何成分的鋼在熱處理時都要首先加熱，加熱到A1以上溫時，開始了P轉化為S，像這種由加熱獲得的A組織我們就稱為“奧氏體”，下面我們以共析鋼為例，來分析奧氏化過程。A1點以下的共析鋼全為珠光體組織，珠光體是由層片狀的鐵素體與滲碳體組成的機械混合物，鐵素體含碳量很底，在A1點僅為0.0218%，而滲碳體晶格復雜，含碳量高達6.69%。當加熱到A1點以上時，P轉變成具有面心立方晶格的奧氏體，A含碳量77%，因此我們可以得出奧氏體化過程必須進行晶格的改組和鐵，碳

    從Fe-Fe3C的分析中我們知道，碳鋼在緩慢加熱或冷卻過程中，經PSK，GS，E線時都會發生組織轉變，例如S點，冷卻到 S點溫度時A轉化為 P，加熱到S點時P轉化為S，由于在加熱過程中，PSK，GS，ES三條線很重要。以后我們把它們分別簡稱為PSK-AI線，GS-A3線，ES-Acm線，那么在熱處理過程中無論是加熱還是冷卻到這三條線時，溫度與這三條上的交點就為平衡臨界點。有一點大家必須明確，以上我們所討論的Fe-Fe3C相。圖的制定是在冷卻速度非常緩慢的情況下制定的，而實際生產

2．產品鐓制加熱參數驗證為了驗證Ti-6AI-4V鈦合金緊固件在熱鐓時，是否出現過熱現象，又對原材料進行了頭部成形試驗，其加熱參數為溫度1000℃、940℃，保溫時間均為15s，其顯微組織如圖3所示。圖3為不同加熱溫度下的Ti-6AI-4V鈦合金緊固件顯微組織特征，從中可肴出：圖3a原材料經1000℃保溫15s后，經壓力機鐓制成形后，晶粒長大，成等軸的六邊形形狀，組織分布較為均勻；圖3b為桿部顯微組織，晶粒從表層到內部依次減小，由于高頻感應加熱為瞬時加熱，保溫時間較短，材料僅表層獲得了大量的能量，達到了原子的擴散激

Ti-6AI-4V鈦合金是一種中等強度的a+0型兩相鈦合金，與國內TC4材料相近，含有6%的Ⅸ相穩定元素Al和4%的p相穩定元素V。該合金具有優異的綜合性能，在航空和航天領域獲得了廣泛應用，長時間工作溫度可達400℃，在航空工業中主要用于制造發動機的風扇、壓力機盤與葉片，以及飛機結構中的梁、接頭、隔框和緊固件等重要的承力構件。為了保證緊固件良好的疲勞、持久等力學性能，頭部常采用鐓制成形。而Ti-6AI-4V在室溫下的退火態組織為大量的d (hcp)相+少量的p(bcc)相，由于Ⅸ相的冷變形能力要比p相差，因此鈦合金

三、結果討論與分析1.淬火冷卻介質的冷卻特性分析隨著KR6480淬火冷卻介質濃度升高，從8%升高到40%，最大冷速從172.5℃／s降到80.0℃／s。300℃冷速也呈逐漸下降趨勢，從71.49℃／s降到26.21℃／s，這說明濃度是影響KR6480冷卻能力的主要因素之一，且隨著濃度的增加，溶液的冷卻能力逐漸下降。當濃度低于30%時，KR6480溶液在高溫并沒有出現明顯的蒸汽膜階段，隨著濃度的增加，當溶液濃度達到40%時，在冷卻特性曲線上才能觀察到蒸汽膜階段。濃度增加，冷卻液的最大冷卻速度和對流狀態下的冷卻速度降低

三、結果討論與分析1.淬火冷卻介質的冷卻特性分析隨著KR6480淬火冷卻介質濃度升高，從8%升高到40%，最大冷速從172.5℃／s降到80.0℃／s。300℃冷速也呈逐漸下降趨勢，從71.49℃／s降到26.21℃／s，這說明濃度是影響KR6480冷卻能力的主要因素之一，且隨著濃度的增加，溶液的冷卻能力逐漸下降。當濃度低于30%時，KR6480溶液在高溫并沒有出現明顯的蒸汽膜階段，隨著濃度的增加，當溶液濃度達到40%時，在冷卻特性曲線上才能觀察到蒸汽膜階段。濃度增加，冷卻液的最大冷卻速度和對流狀態下的冷卻速度降低

熱處理生產中使用全損耗系統用油淬火冷卻存在兩個主要問題：①尺寸較大的工件，油冷處理時出現硬度偏低，力學性能不能滿足技術條件的現象。②油冷處理勞動條件差、易引起火災和污染環境。為了克服油冷處理的缺點和弊端，出現了許多新型的淬火冷卻介質，其中以水基聚合物淬火冷卻介質的應用最為廣泛。從可持續發展和技術發展的角度看，水基聚合物淬火冷卻介質取代油也是一個必然趨勢。本文以40CrNiMo合金鋼鍛件為載體，開展水基聚合物淬火冷卻介質取代油冷的可行性研究。研究水基聚合物淬火冷卻介質對鍛件組織和性能的影響，從而為其在熱處理生產中的應

通過滲碳及相應的熱處理工藝手段，可使低碳鋼、低碳合金鋼在保持心部有較高的強韌性的同時，表面獲得高的強度、硬度和耐磨性。而可控氣氛滲碳能夠有效控制滲碳層深度、碳含量、硬度和金相組織，避免零件氧化和脫碳，大幅提高熱處理質量，減少材料的浪費，提高生產效率，降低成本，穩定產品性能，延長使用壽命。因此，可控氣氛滲碳已廣泛應用于井式滲碳爐、密封箱式多用爐、連續爐、網帶爐及轉底爐等，針對不同機械零件進行滲碳處理。一、常用可控氣氛滲碳1．載氣+富化氣滲碳氣氛（1）甲醇+富化氣甲醇的碳氧比(C/O)等于1，甲醇在滲碳溫度下裂解而形成