诚信声明
本人郑重声明：本论文及其研究工作是本人在指导教师的指导下独立完成的，在完成论文时所利用的一切资料均已在参考文献中列出。
本人签名： 年 月 日
毕业设计任务书
设计题目： T10钢热处理工艺及组织性能研究 系部： 机械工程系 专业： 材料成型及控制工程 学号： 112018110 学生： 指导教师（含职称）： （副教授） 1．课题意义及目标
学生应通过本次毕业设计，运用所学过的金属学及热处理等专业知识，了解T10钢的概况；熟悉钢T10的热处理工艺方法；认识T10钢热处理前后金相组织；找出热处理对T10钢组织和力学性能的影响规律，为优化热处理工艺提高零件质量提供一定的理论依据。
2．主要任务
（1）制定T10钢热处理工艺，进行热处理实验。
（2）制备金相试样，观察分析T10钢热处理前后的显微组织。 （3）测定T10钢热处理前后力学性能，包括硬度、冲击韧性等。 （4）分析热处理工艺、组织结构与力学性能之间的关系。
（5）撰写毕业论文。结构完整，层次分明，语言顺畅；避免错别字和错误标点符号；格式符合太原工业学院学位论文格式的统一要求。
3．主要参考资料
[1] 王学前，贺毅. 高碳钢快速球化退火工艺的研究[J]. 热加工工艺，2002，（1）：32-33.
[2] 沈晓钧. 工具钢的热处理[J]. 铸锻热———热处理实践，1994，（2）：4-17. [3] 崔忠圻，覃耀春.金属学与热处理[M]. 北京，机械工业出版社，2007：230-308.
4．进度安排
1 2 3 4 5
审核人： 设计各阶段名称 查阅文献，了解研究目的意义，制定实验方案 完成热处理实验 完成试样制备及显微组织观察 完成力学性能测定及实验结果分析 完成撰写及答辩工作 起 止 日 期 3月 3日~3月23日 3月24日~4月13日 4月14日~5月 4日 5月 5日~6月 1日 6月 2日~6月22日 2014 年 12 月 15 日
T10钢热处理工艺及组织性能研究
摘 要：本次研究的主要内容是退火态T10钢的热处理工艺及其组织性能的研究。通过观察经过不同预先热处理的退火态T10钢试样的显微组织，以及测量其洛氏硬度、冲击韧性等，分析了不同预先热处理的T10钢试样的组织性能和力学性能。结果表明，正火+等温球化退火为退火态T10钢的最佳预先热处理工艺；不同预先热处理所得到的组织效果会遗传到最终的组织中；预先热处理为正火+普通球化退火和等温球化退火的退火态T10钢试样，经过水淬和低温回火后，发生了脆性转变。 关键词：T10钢，热处理，显微组织，力学性能
Researching heat treatment process and microstructure properties of T10 steel
Abstract：The main content of this study is researching the heat treatment process and microstructure of the annealed T10 steel.The microstructure and mechanical properties of T10 steel samples with different advance heat treatment were studied by inspecting microstructure of annealed T10 steel samples with different advance heat treatment and measuring the hardness and toughness of annealed T10 steel .The results show that the best advance heat treatment process is normalizing+ isothermal spheroidizing annealing.it will be inherited in the final tissue that is the effect of the tissue obtained by different advance heat treatment.the brittle transition occurs in the annealed T10 steel sample of advance heat treatment is normalizing + ordinary spheroidizing annealing or isothermal spheroidizing annealing after water quenching and low temperature tempering.
Keywords:T10 steel, heat treatment, microstructure, mechanical properties
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目 录
1 前言 ................................................................. 1 1.1 研究的目的及意义 ................................................... 1 1.2 国内外研究现状 ..................................................... 2 1.3 研究内容........................................................................................................................2 2 试验过程 ............................................................. 3 2.1 热处理试验 ......................................................... 3 2.1.1 试验原理.....................................................................................................................3 2.1.2 试验过程.....................................................................................................................9 2.2 试样制备及显微组织观察 ............................................ 15 2.2.1 金相试样的制备.......................................................................................................15 2.2.2 显微组织观察...........................................................................................................18 2.3 力学性能测定 .................................................... 19 2.3.1 硬度测量 ......................................................... 19 2.3.2 冲击韧性测量 ..................................................... 22 3 结果与分析 .......................................................... 26 3.1 显微组织分析..............................................................................................................26 3.2 力学性能分析..............................................................................................................28 3.2.1 硬度分析...................................................................................................................28 3.2.2 冲击韧性分析...........................................................................................................29 4 结 论 .............................................................. 31 参考文献 ............................................................... 32 致 谢 ................................................................. 34
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1 前言
1.1 研究目的及意义
我国钢铁行业发展迅猛，但也不是一帆风顺的，它也面临着很多的挑战，需要不断地创新科技，不断地提高产品质量。同时对加工所用的机器设备也需要不断的改进。以便提高生产效率。但是无论前者还是后者，我们都应该先对材料有一些具体了解，这样我们在发展上才能有实质性的进步。
在当今社会，钢铁是我们不可或缺的一种材料，虽然大量的科研人员已经研究出许多在某些性能上和钢铁相似的一些材料，在一定方面上取代钢铁，但仍不能否认钢铁在人类生活中的重要性。但钢铁是不可再生资源，它总有用完的一天，我们不能放弃使用它，因此只能有效的运用它。这样就需要我们做大量的研究和试验，来更加具体的了解钢铁的特性，让它发挥更大的效用，更加有效的实现它的价值。
碳素工具钢是指碳含量为0.65%至1.35%的高碳钢[1]。因为其价格便宜，低廉且冷热性能好，热处理工艺简单，热处理后硬度较高，切削热也不大，具有较好耐磨性，所以在生产上，碳素工具钢获得了广泛的应用。碳素工具钢在淬火后，其硬度可以达到62~65HRC。含碳量对于淬火并且配合低温回火的钢来说，含碳量对其强度、塑韧性有很大影响。随着含碳量的增加，钢材经过热处理以后，产生的碳化物越多，材料越脆，以致塑韧性下降。因此，含碳量不同，钢的性能也不同，运用的方面也不同。T10钢作为一种常见的碳素工具钢，韧度适中，价格便宜，生产工艺简单，且运用广泛，常被用作冲击小，强、硬度高的工具，如车刀、拉丝模、丝锥、冲子、冲孔模、拉丝模、纸品下料模、塑料成型模具等。
通过这次毕业设计，学会查阅相关资料，制定有针对性的T10钢的热处理工艺，从而找出变量对T10钢显微组织和力学性能的影响规律，最终提出优化方案，为T10钢热处理工艺提高零件质量提供一定的理论依据。
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1.2 国内外研究现状
1990年邓承轩等通过研究发现原始组织为片状珠光体加网状渗碳体的T10高碳钢，高温奥氏体后经不同方法处理，可以得到二种崭新的组织形态---板条状下贝氏体和板条状马氏体，它们虽同是板条状，但有本质的不同，前者250℃～MS点间形成，为两相组织，其中Fea（C）相的亚结构为孪晶，后者为MS点以下形成，为单相组织，亚结构为位错[2]。1991年周曼娜等通过探讨固溶温度度对T10钢碳化物细化程度的影响，提出T10钢的最佳热处理工艺为980℃加热，油冷，640℃回火，再经770℃淬火，170℃回火。结果表明，细化处理后，使碳化物尺寸由2.8μm细化为0.5μm，且形状圆整，分布均匀，奥氏体晶粒度由8级细化到10级，从而使材料在保持高强度、高硬度情况下，塑性、韧性显著提高[3]。1994年沈晓钧介绍了国内外发动机曲轴表面化学热处理强化的一些情况[4]。自70年代末引进了多种内燃机产品，由此推动了内燃机材料、工艺技术和工艺装备的发展。但是目前国内引进曲轴进行表面处理化学热处理设备还不多，技术门类也有限[4]。2002年王学前等通过对高碳钢传统球化退火理论与技术的分析，提出了Aclf温度透烧的奥氏体化新工艺，并结合生产现场设备及退火质量的检测,制定出相适应的快速球化退火工艺，不仅提高了球化的质量,改善了机械加工性能，还使球化加热时间缩短到原工艺的25%～30%，球化缓冷到680℃的时间缩短了50%。2005年吴小娟通过对球化退火的理论和工艺的研究，制定出T10钢奥氏体化温度Ac1透烧的快速球化退火新工艺，使球化加热的保温时间缩短到原工艺的1/4[6]。2011年蒋涛等探讨了含碳量、淬火温度、冷却速度、回火温度对碳钢组织和硬度的影响[7]。2014年郝琳等对刃具钢、模具钢、量具钢这三类工具钢的热处理工艺进行阐述，分析了不同工具钢的热处理工艺的关键，为生产生活提供参考依据。
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[5]
1.3 研究内容
本次研究的主要内容为T10钢的热处理工艺及组织性能研究，通过对经过不同预备热处理的T10钢的微观组织分析及力学性能分析，探寻在热处理过程中，不同预先热处理对钢的组织及性能的影响规律，在此研究基础上，对现在实际生产中的一般热处理工艺进行优化，以达到最好的效果。
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2 试验过程
2.1 热处理试验
2.1.1 试验原理
热处理通常分为3步进行：加热、保温和冷却。钢的热处理过程是把钢加热到临界温度以上，进行转变，转变完成后通过水冷、空冷或者油冷的方式冷却，来获得自己所需要的显微组织和力学性能。加热时形成的奥氏体的化学成分、均匀化程度、晶粒大小以及加热后未溶入奥氏体中碳化物等过剩相的数量和分布状况，直接影响钢在冷却后的组织性能。图2.1是铁碳合金相图。
图2.1 铁碳合金相图
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将钢加热到AC1以上温度时，组织由珠光体转变为奥氏体，这种转变我们称为奥氏体转变或奥氏体化[9]。奥氏体转变分4个步骤进行：奥氏体形核、奥氏体长大、残余渗碳体溶解、奥氏体均匀化。如图2.2所示。
图2.2 奥氏体形成过程示意图
在热处理中，钢奥氏体化后冷却，通常有两种冷却方式：等温冷却和连续冷却。如图2.3。冷却的方式不同，得到的组织也不同，最终材料的性能也不同。奥氏体在临界温度以上时，组织是稳定的，不会转变，但是冷却到临界温度以下时，组织不稳定，会发生分解转变。冷却的方式不同，转变的组织也不同，有珠光体转变、贝氏体转变、马氏体转变。过冷奥氏体等温转变图即C曲线如图2.4。
[10]
图2.3 过冷奥氏体的冷却方式 1-等温冷却 2-连续冷却
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(a) (b) (c) 图2.4 过冷奥氏体等温转变图 （a）亚共析钢 （b）共析钢 （c）过共析钢 在冷却过程中，温度在A1~550℃之间，奥氏体转变为珠光体，这种珠光体是铁素体F和渗碳体Fe3C的混合物，这种转变我们称为珠光体转变。珠光体转变属于扩散型相变。 珠光体转变的过程也可看做为形核和长大的过程，冷却时，当温度低于A1时，随着温度的降低，奥氏体对碳的溶解度降低，碳析出，渗碳体通过吸收奥氏体析出的碳而长大。这个过程如此反复进行，最终，奥氏体转变为了含碳量低、溶碳能力低的铁素体和通过吸收碳长大的渗碳体。
在珠光体转变中，随着温度由A1降到550℃，组织越来越紧凑，片间距越来越小。
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根据这种变化，我们将珠光体转变中的组织分为3种，如表2.1。这三种组织其实都是珠光体，只是组织中的片间距不同，为了区分，我们进行了细化。随之温度的降低，组织间的片间距越小，硬度越高[12]。 表2.1 珠光体转变中的组织 序号 名称 符号 形成的温度区间 显微镜 片层 硬度 1 珠光体 P A1～650℃ 500倍的光学显微镜 较厚 最小 2 索氏体 S 650℃～600℃ 1000倍的光学显微镜 较薄 中间 3 屈氏体 T 600℃～550℃ 电子显微镜 极薄 最大
珠光体转变的过程也可看做为形核和长大的过程，冷却时，当温度低于A1时，随着温度的降低，奥氏体对碳的溶解度降低，碳析出，渗碳体通过吸收奥氏体析出的碳而长大。这个过程如此反复进行，最终，奥氏体转变为了含碳量低、溶碳能力低的铁素体和通过吸收碳长大的渗碳体。
奥氏体快冷到550℃～Ms之间，转变为贝氏体，贝氏体是由铁素体F和渗碳体Fe3C混合组成，这种转变我们称为贝氏体转变。贝氏体转变属于半扩散转变。
贝氏体转变过程中，温度较低，共有两个转变过程，一个是铁原子通过共格切变的方式迁移，另一个是碳原子短距离的扩散，所以贝氏体转变属于半扩散型相变。当温度在550℃～350℃之间时，铁素体平行生长，伸长，变宽，碳原子在奥氏体间集中聚集，最终奥氏体转变完成，形成上贝氏体。如图2.5（a）。当温度在350℃～Ms之间时，温度较低，碳原子只能短程的扩散，因此，会在晶面上断续的小片析出，铁素体生长成针状，最终形成下贝氏体。如图2.5（b）。在贝氏体转变中，随着温度的降低，渗碳体的分布也不同，其组织形貌也有很大差异，由此，我们将贝氏体转变中的组织分为2种，如表2.2。
[13]
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（a）
图2.5 贝氏体组织示意图 （a）上贝氏体 （b）下贝氏体
（b）
表2.2 贝氏体转变中的组织 序号 名称 符号 形成的温度区间 机械性能 脆性 强度 塑韧性 实用价值 1 上贝氏体 B上 550℃～350℃ 很差 大 低 差 基本没有 2 下贝氏体 B下 350℃～Ms 优良 小 高 良好 常用于生产上
奥氏体快冷到Ms~Mf之间，组织转变形成马氏体，这种转变我们称为马氏体转变。钢中的马氏体有2种基本形态：板条状马氏体和片状马氏体，其显微组织示意图如图2.6。
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（a） 图2.6 马氏体组织示意图 （a）板条状 （b）片状
（b）
表2.3 珠光体、贝氏体、马氏体转变的特点 转变温度 领先相 珠光体转变 A1~550℃ 渗碳体 两相组织 贝氏体转变 550℃～Ms 铁素体 两相组织 马氏体转变 Ms~Mf 单相组织 组成相 ＞350℃，a-Fe（C）+Fe3C ＜350℃，a-Fe（C）+FexC a-Fe+Fe3C a-Fe（C） 共格性 扩散性 合金元素 无 铁、碳扩散 扩散 有 碳扩散，铁不扩散 不扩散 有 无扩散 不扩散
马氏体转变中，原组织奥氏体的晶粒越大，转变后的马氏体片越大，显微裂纹也越多，裂纹多了，其脆性也就增大了，这样在内应力作用下，工件开裂的几率增大了，
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工件的疲劳寿命也降低了。随着碳含量的增多，Ms、Mf点降低。由此可见，冷却速度一样的情况下，含碳量越高，残余奥氏体越多。而在Ms~Mf之间奥氏体和马氏体是共存的，在Mf点以下，马氏体转变停止，马氏体转变停止后，没有进行转变的奥氏体最终留在钢中，这种奥氏体称为残余奥氏体。马氏体转变属于无扩散性转变。珠光体、贝氏体、马氏体转变特点的比较如表2.3。
2.1.2 试验过程
本次试验所用的材料为退火态T10钢，是一种含碳量约为1%的高碳钢，硬度小于197HBW，其化学成分见表2.4，它的导热率如表2.5。它的组织成分为珠光体和渗碳体（P+Fe3C，PF+Fe3C），由于含碳量比较高，组织P中含有硬而且脆的二次渗碳体，因此其性能是塑性差，强度低，硬度高。其发生组织转变的临界温度，如表2.6。
表2.4 T10钢的化学成分
成分 含量（%） C 0.95~1.04 Si Mn S P 0.35
0.40 0.030 0.035 表2.5 T10钢的临界温度
临界点 近似温度/℃ Ac1 730
表2.6 T10钢的热导率
温度/℃ 热导率λ/W·（m·K）-1 20 40.20 100 43.96 300 41.03 600 38.10 900 33.91 Acm 800 Ar1 700 进行热处理所用的仪器为SX-5-12B箱式电阻炉，如图2.7。试验所采用的五种热处理工艺方案：方案一为未经热处理的试样（供货态）。 方案二为830℃正火，保温30min，空冷+760℃球化退火，保温10min，冷至690℃，保温60min，炉冷至600℃，再出炉空冷+770℃淬火，保温10min，水冷+190℃回火，保温1h，空冷。方案二热处
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理工艺曲线如图2.8。方案三为830℃正火，保温30min，空冷+760℃球化退火，保温10min，炉冷至600℃，再出炉空冷+770℃淬火，保温10min，水冷+190℃回火，保温1h，空冷。方案三热处理工艺曲线如图2.9。方案四为760℃球化退火，保温10min，冷至690℃，保温60min，炉冷至600℃，再出炉空冷+770℃淬火，保温10min，水冷+190℃回火，保温1h，空冷。方案四热处理工艺曲线如图2.10。方案五为830℃正火，保温30min，空冷+770℃淬火，保温10min，水冷+190℃回火，保温1h，空冷。方案五热处理工艺曲线如图2.11。
图2.7 SX-5-12B箱式电阻炉
图2.8 方案二热处理工艺曲线
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图2.9 方案三热处理工艺曲线
图2.10 方案四热处理工艺曲线
图2.11 方案五热处理工艺曲线
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正火是将工件加热到720℃~912℃之间，保温一段时间，然后在空气中冷却的一种热处理工艺[14]。正火冷却得到的是珠光体类组织。正火可以作为预先热处理，也可作为最终热处理，当作为预备热处理时，可以消除供货态试样表面的网状渗碳体，为接下来的热处理工艺做准备，也有细化晶粒、消除表面应力等等，为最终热处理提供适宜的组织的作用。
退火是将工件加热到Ac1或Ac3以上30~50°C，（亚共析钢加热Ac3以上30~50°C，共析、过共析钢加热到Ac1以上30~50°C），保温一段时间，缓慢冷却到室温的一种热处理工艺
[15]
。退火、正火加热温度如图2.12。
图2.12 退火、正火加热温度示意图
共析钢和过共析钢多采用“球化退火”。温度Ac1以上20~30°C缓冷时，自奥氏体中析出的渗碳体沿未溶的颗粒状渗碳体结晶，得到铁素体基体均匀分布着颗粒状渗碳体的组织，即“球化体”。
退火时的加热保温时间，在采用到温入炉法时，可按每1毫米直径或厚度加热保温1.2~1.5分钟估算。
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退火时的冷却应当是缓慢的，只要冷速能控制在每小时100~200°C以下，便可获得满意的结果。箱式炉断电后冷速大约每小时30~120°C。所以随炉冷却是最常用的退火冷却方法。当退火缓冷至550~650°C时，奥氏体已完全分解转变。所以，可以出炉空冷或水冷，而不会影响奥氏体分解产物的组织状态，但却缩短了退火总时间。。碳钢在退火及正火状态下的机械特性如表2.7。
表2.7 碳钢在退火及正火状态下的机械特性 性能 热处理状态 ≤0.1 硬 度（HB） 退火 ~120 0.2~0.3 150~160 0.4~0.6 180~230 含碳量（%） 正火 强度 σb（MN/m2） 退火 正火 130~140 300~330 340~360 160~180 420~500 480~550 220~250 560~670 660~670
退火的目的是减小硬度，改善切削加工性，消除试样的残余应力，均匀组织，细化晶粒，改善材料性能，消除组织内缺陷的作用，为接下来的热处理工艺做准备[16]。
淬火是将工件加热到临界温度以上（亚共析钢的临界温度为Ac3，共析、过共析钢的临界温度为Ac1），保温一段时间，然后快冷到Ms以下，进行马氏体转变的热处理工艺[17]。
回火是将工件工件加热到低于临界温度，保温一段时间，然后在空气、水或油中冷却的一种热处理工艺[18]。
淬火和回火在热处理中是最重要、用途最广泛的加热工序。通常我们用淬火提高工件强度和硬度，然后用不同温度的回火降低由于淬火所产生的残留内应力，来得到不同力学性能的工件。 不同温度回火的比较如表2.8。
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表2.8 不同温度回火的比较 温度范围 回火后的组织 硬度变化 韧脆性 低温回火 150~250°C 回火马氏体 片状或板条状马氏体 不变 脆性较低 中温回火 350~500°C 回火屈氏体 针状铁素体+渗碳体 明显降低 韧性较高 高温回火 500~650°C 回火索氏体 铁素体+渗碳体 降低较多 韧性大幅度提高
碳钢的回火冷却无特殊要求，一般可在空气中冷却。有时为了尽早测定回火硬度，也可在水中冷却。各种不同温度回火后的硬度值如表2.9。
表2.9 各种不同温度回火后的硬度值 回火温度（°C） 150~200°C 200~300°C 300~400°C 400~500°C 500~600°C 45钢 60~54 54~50 50~40 40~33 33~24 T8钢 64~55 55~45 55~45 45~35 35~27 T10钢 64~62 62~56 56~47 47~38 38~27 T12钢 65~62 65~57 57~49 49~38 38~28 [19]
有淬火钢在回火时，不同的回火的温度，所发生的转变不同，机械性能也不同，由此可将其分为4种不同的类型。第一种类型是在小于等于200°C时，这时马氏体分解，具体是，由于温度较低，溶碳量降低，马氏体中的碳原子以碳化物的形式析出，随着碳化物的析出，马氏体中碳的饱和度降低，但仍是饱和固溶体，其硬度并没有降低，只是内应力降低。第二种类型是在 200°C和300°C之间时，这时残余A转变，残余奥氏体转变为下贝氏体，同时马氏体仍在继续分解，由于M的继续分解，钢的
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硬度本应降低，但是又因为生成了下贝氏体，因此钢的硬度并没有想象中的降低，只是钢的淬火应力又近一步降低。第三种类型是在300°C和400°C之间时，碳化物的转变，析出的碳化物转变为渗碳体，此时钢的组织是由铁素体和渗碳体组成，钢的硬度明显降低，淬火应力基本消除。第四种类型是在大于400°C时，渗碳体聚集与铁素体的再结晶，此时钢的组织由铁素体和渗碳体组成，但铁素体仍保留着马氏体时的片状或板条状。
2.2 显微组织观察
2.2.1 金相试样的制备
金相分析是金属组织的重要方法。在100多年的金想学发展史上，大部分的研究工作是在光学显微镜下完成的。近年来，电子显微镜在生产和科学研究中的地位越来越重要，但是在这其中光学显微镜所占比例并没有多大变化，它仍占据一定的位置。
光学显微镜观察和研究金属内部组织，一般分为三个阶段进行： 一、制备金相试样的表面；
二、用浸蚀液腐蚀金相试样表面组织使其能在显微镜下看到； 三、用显微镜观察金相试样表面组织并分析。
这三个阶段相辅相成，相互影响，是一个整体，无论在哪一个阶段失误，都会影响到最后的结果，因此不能忽视其中任何一个阶段。
根据显微镜的原理，我们可以知道，当试样表面比较粗糙时，光线射到试样表面发生漫射，光线无法穿过物镜，也不能穿过目镜在视网膜上成像，也就不能用显微镜观察到试样的微观组织。因此，我们需要将需要观察的试样表面磨成一个光滑的镜面。并且这个表面不能发生组织变化，且能代表取样前试样组织所具有的状态。这样的试样才能算是完成了试样的制备工作。如果仅仅是光滑的镜面，在显微镜下观察，我们看到的是白茫茫的一片，看不到微观组织的分布，为此，必须将试样磨面进行腐蚀处理，使各个组织对光线的反射能力有差异，在显微镜下呈现不同的像，这时所看到的试样组织的形貌和分布，即试样组织的显示阶段。
金相显微试样的制备的一般过程为：取样→镶嵌→磨光→抛光→腐蚀。由于试样是规则的金属小块，所以取样和镶嵌这两步可以省略直接进行磨光。
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磨光分为粗磨和细磨，目的是得到平整光洁的磨面为抛光做准备。图2.13表示切取试样后形成的粗糙表面，经粗磨﹑细磨﹑抛光后磨痕逐渐消除，得到平整光滑磨面。
图2.13 试样表面磨痕变化示意图
粗磨的目的是整平试样，并磨成合适的外形。一般在砂轮机上进行。在砂轮机上粗磨，磨面温度容易升高，这样对于那些对温度比较敏感的材料，有可能因为温度升高而引起试样内部组织变化。且不好操作，如果压力过大，试样表面出现深痕不利于细磨。由于试样比较小，且是规则的小块，因此决定采用手工操作，用粗砂纸去除表面氧化层，整平试样。
细磨的目的是为消除深痕，为抛光做准备。细磨时，可以加水润滑，加快速度。细磨的时后应该注意：（1）朝着一个方向磨，以免留下划痕在试样表面。（2）换下一张砂纸前，应先洗去试样表面的碎屑。（3）换砂纸后，试样应转动90°推磨，即与上一道磨痕相垂直，方便观察。
常用的金相砂纸，它的磨料有碳化硅和天然刚玉两种。金相试样的磨光一般用碳化硅砂纸，优点是磨的快，变形浅，可以加水润滑，加快手工或机械磨制的速度。对于试样来说，并不是砂粒越粗越好，因为砂粒大到一定程度对磨光速率是不会有太大影响的，但是会加深磨痕，得不偿失，因此我们一般采用砂粒适中的砂纸，通常采用粒度在200~900之间的碳化硅砂纸进行磨光。磨光后进行抛光。
抛光通常有机械抛光、电解抛光和化学抛光三种。其目的是将磨光留下的变形层除去，并且使显微组织的观察不受抛光所产生的变形层的影响。试验所使用的抛光机如图2.14所示。
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图2.14 金相抛光机
在本次试验中我们采用机械抛光，抛光时应将已经经过细磨好的试样平稳地压在旋转的抛光盘上，可以上下移动。对试样施加的压力不宜过大，否则有可能损坏仪器。抛光时可以向抛光盘上抹上抛光膏或者不断滴注自己调制的抛光液，这样可以加速抛光并起到一定润滑的作用。当磨痕全部消除而呈现镜面时，停止抛光。用清水将试样抛光的表面冲洗干净，用干布擦干，然后进行腐蚀。
腐蚀的目的是为了使抛光后的试样的微观组织在显微镜下能够看到，常见的腐蚀方法有化学腐蚀、电解腐蚀。在这里我们采用化学腐蚀法。常用的化学腐蚀剂有硝酸酒精溶液（2ml HNO3，100ml 95%酒精）、苦味酸酒精溶液（4g苦味酸，100ml 95%酒精）和盐酸苦味酸酒精溶液（5ml HCL，1g苦味酸，100ml 95%酒精），选用的浸蚀液为硝酸酒精溶液。将已经抛光好的试样擦干净，用夹子夹取蘸取浸蚀剂的棉花在试样抛光面上擦拭，数秒后，用干净的棉花将抛光面擦干净，将试样放于金相显微镜上观察。
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2.2.2 显微组织的观察
金相显微镜观察，其中起放大作用的主要有目镜和物镜，物镜焦距短，目镜焦距长。为了避免成像时产生像差，显微镜都是透镜，其结构非常复杂。试验所用金相显微镜如图2.15所示。显微镜光源为6-8伏的钨丝灯，这种显微镜孔径光阑和视场光阑连续可调，并附带照相设备，可照120底片的金相照片。显微镜的成像原理如图2.16。
图2.15 金相显微镜
图2.16 显微镜原理示意图
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使用显微镜的操作步骤：（1）先安装合适的物镜和目镜。（2）将已经经过腐蚀的试样轻轻的放到载物台上。（3）调焦，先粗调到在目镜中可以看到浸蚀面表面大概的组织，然后在微调，直到在目镜中可以看到清晰的组织。如果在微调时看不见组织，请重新粗调在微调。（4）选择组织泾渭分明的地方或者具有代表性的地方拍摄金相显微组织照片。（5）将试样轻轻取下放好。（6）按照步骤2~5进行下一轮试验，直到所有试样都拍摄了金相显微组织照片。（7）将目镜和物镜取下，并将金相显微镜放回原处，用遮尘布盖好。
使用时要注意：（1）在对金相显微镜不熟悉的情况下，使用显微镜前请先阅读说明书。（2）目镜和物镜是光学显微镜的重要组成部分。装卸时，一定要轻拿轻放，并且不要用手触摸透镜，防止留下指纹，影响观察结果。如果透镜上有灰尘，请用镜头纸擦拭，不要用手绢等去擦拭，防止留下划痕。（3）金相显微镜应放到干燥，通风，清洁的地方。（4）调焦时，应先粗调，然后细调。（5）作为观察的试样应该是干净的不能带有腐蚀液，以免损坏镜头。（6）使用完后，应将物镜调到最低。
2.3 力学性能测定
2.3.1硬度测量
硬度是检测材料性能的一个最快速、经济的方法，也是检测的重要指标之一。之所以能成为常用的检测方法，是因为硬度试验能够反映出化学成分的材料，组织和热处理上的差异。常作为一种监督手段应用于各行各业，如在钢铁材料，当马氏体的形成，由于溶解成饱和碳原子的晶格畸变增大，位错密度增加，从而显著降低塑性变形的能力，这是高硬度的马氏体。显然，含碳含量较高，变形程度越大，硬度越高，淬火后的硬度和含碳量、马氏体的量有良好的对应关系。回火后的硬度取决于回火温度和保温时间。回火温度越高，保温时间越长，硬度越低。因此，硬度试验也可用于研究钢的相变和作为一种手段来检测热处理的影响。
硬度是表示材料的软硬程度，硬度的高低从微观上来讲反映了材料内部原子结合键键能的大小。因为简单和方便的硬度测试，它能反映出化学成分和金属材料的结构之间的差异，因此它被广泛应用于科研和生产。
实验室常用测硬度的方法有洛氏硬度，布氏硬度，维氏硬度等等。
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洛氏硬度试验的优点：操作简单、方便、迅速；可以直接从刻度盘上读取；压痕小，可在工件上直接进行试验；用不同的标尺可以测量软硬不同的试样的硬度。缺点:由于压痕较小，不具有代表性；用不同标尺测量的硬度不能直接比较。
布氏硬度试验的优点：压痕面积大，不会因为个别小组织不均而影响测量；试验所得到的数据比较稳定，重现率高。缺点：不能直接得出硬度值；不同的材料需要的压头直径和试验力不同；当压痕直径较大时，不能直接在工件上试验；测量压痕直径需在显微镜下进行，过程中存在测量误差。
维氏硬度试验的优点：不存在洛氏硬度试验时不同标尺的硬度值无法统一的弊端；也不存在布氏硬度试验对要求试验力和压头直径之间所规定条件的约束；测量精度高，硬度较精确[12]。缺点：需要测量压痕对角线长度来进行计算或查表，工作效率没有洛氏硬度法高。
经过比较，最终决定采用洛氏硬度试验法来测量硬度。试验所用的仪器：洛氏硬度计如图2.17。
图2.17 洛氏硬度计
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洛氏硬度试验是用锥顶角为120°的金刚石圆锥体或直径为1.588mm的淬火钢球作为压头，按照规定的试验力将其压入试样的表面[12]。在做试验的时候，应该先施加初试验力，然后再加主试验力。几秒后，卸除主试验力，但保留主试验力在试样表面留下的压痕，其深度和加初试验力时所留下的压痕深度的差，即表示硬度，这个深度差越大，则表示该材料的硬度越大。
HR=K-(h3-h1）/C
式中：HR为无量纲数，表示材料的洛氏硬度值；K为固定值，压头为金刚石圆锥体的时候，K的值为100；压头为淬火钢球时，K的值为130；C表示的是指示器刻度盘上一个分度格所代表的压头压入试样的深度，C为常数，值为0.002mm。常用的三种洛氏硬度试验规范如表2.10。
表2.10 常用的三种洛氏硬度实验规范 符号 压头类型 试验力/Kgf 硬度值的有效范围 HRA 120°金刚石圆锥体 60 70-85 适用于测量硬质合金，表面淬火层或渗碳层 HRB 直径为φ1.588mm的淬火钢球 100 25-100 适用于测量有色金属，退火、正火钢等 HRC 120°金刚石圆锥体 150 20-67 适用于调质钢、淬火钢等 适用范围
洛氏硬度试验时，要注意为了方便获得较为准确的洛氏硬度值，我们通常在每个试样上取的试样点不少于3个，然后取这三个点的算术平均值作为该试样的洛氏硬度值。试样上两个相邻压痕的中心距离或者任一压痕的中心距试样边缘距离一般不应该小于3mm，即使在特殊的情况下，这个距离可以稍微的减少，但也不应小于直径的3倍。试样表面应该干净、整洁、平整，不得带有氧化皮、裂缝及其它污染物。要紧
[]
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记硬度计手轮的旋转方向，顺时针方向旋转手轮时，工作台上升，逆时针旋转手轮时，工作台下降。在一次试验结束开始下一次试验时，旋转手轮的方向不能转错，否则使工作台上升，容易顶坏压头。
2.3.2冲击韧性测量
根据国家标准，冲击试验可使用夏比U形缺口和和夏比V形缺口试样如图2.18。试样的外形尺寸均为10mm×10mm×55mm，缺口深度为2mm，其尺寸要求要求如图2.19。
图2.18 夏比U形缺口冲击试样
图2.19 夏比U形缺口冲击试样尺寸
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对一些脆性材料，如工具钢、铸造有色金属、灰铸铁、可锻铸铁等金属材料及其制品，一般不作冲击试验。对硬质合金和球墨铸铁等脆性材料可按有关标准进行冲击试验。
由于冲击试样的尺寸及缺口形状对冲击试验结果影响非常大，所以不同形式试样的冲击韧性之间不能相互对比，也不能互换。所以在试验时一定要标明试样形状和尺寸。试样加工精度也需满足要求。所以冲击韧性，无论以冲击断裂功Ak表示，还是将这个功除以截面积以后的ak值表示，都将表示是在试样的试验条件下测定得到的。
对于试样或者构件在工作中承受剧烈冲击作用、只使用一次或者少数次使用后淘汰的情况，这个试验是有意义的。否则，我们很难说，这样的试验结果对工程应用的指导意义。虽然冲击试样存在许多不符合实际工矿条件的约束，但是冲击吸收功Ak材料的微观组织结构变化十分敏感，试验也积累了大量的经验，，所以冲击弯曲试验主要有这几方面用途：控制原材料的冶金质量（杂质和气泡）和热加工后的产品质量，在有缺陷的材料中冲击试验数据将会出现明显的差异。通过大量不同温度的冲击试验，研究钢的低温脆性和韧脆转变温度。冲击韧性反映了金属材料对大能量冲击断裂的抵抗力，对手榴弹弹壳、防弹板材等所承受的载荷具有冲击性质，所以具有重要的参考价值。测量冲击吸收功所用仪器：摆锤氏冲击试验机如图2.20。
图2.20 摆锤氏冲击试验机
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在冲击试样上开缺口目的是为了在试样承受冲击载荷时，在试样缺口附近造成应力集中，使变形发生在缺口附近，并保证试样能够一次冲断，且断裂发生在缺口处。摆锤冲击试验原理如图2.21。
冲断试样所消耗的能量P在数值上等于冲断试样所需要做的功Ak。
Ak=E1-E2
(E1表示摆锤在初始位置所具有的势能；E2表示冲断试样之后，摆锤所在位置具有的势能)
图2.21 摆锤冲击试验原理
冲击韧性值ak表示材料抵抗冲击载荷的能力，它不能进行定量换算，只能进行相互比较。因为冲断试样的冲击功并不是完全作用于试样的变形和断裂，其中有一部分功用于克服空气阻力、防止冲断试样的飞出、防止机身振动、克服轴承与测量机构的摩擦等[13]。虽然冲击吸收功不能真正代表材料的冲击韧性，但是因为它对材料的成分和材料的内部组织变化十分敏感，所以也被大家广泛采用，经常用于相对比较。
冲击韧性：ak=Ak/So（J/cm²） Ak表示试样的冲击吸收功，单位J。
So表示试样冲断缺口的断面面积，单位cm²。
冲击韧度ak表示材料在冲击载荷作用下抵抗变形和断裂的能力。ak值的大小表示材料的韧性好坏。
一般把ak值低的材料称为脆性材料，ak值高的材料称为韧性材料。
ak的值取决于材料和它的状态，它与样品的形状和尺寸相关。ak的值对材料内部结构的缺陷，微观结构的变化很敏感，如裂纹、回火脆性、气泡、晶粒的粗化、夹
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杂物等等，都将使 ak值显著降低；相同材料的试件，其缺口越深越尖锐，缺口应力越集中，越容易变形、断裂。冲击功Ak越小，材料脆性越高。因此，不同类型、尺寸的试样的ak或Ak值不能直接比较。
钢铁随着温度的变化，其内部组织结构发生改变，从而使其韧脆性发生变化，这种现象称为韧脆转变，这种变化的温度范围叫韧脆转变温度。大抵上是随着温度的降低材料的ak值减小。
材料因温度降低，韧性减小，脆性增大，从而使其冲击吸收功Ak减小，断口由纤维状转变为结晶状的现象，我们称其为低温脆性或冷脆。用冲击试验确定时，冲击功小于4J，便可以认为出现了脆性。低温脆性的实质是材料屈服强度随温度的下降而急剧增加，但材料的断裂强度却随温度变化较小的结果。
试验的操作步骤：（1）根据试样材料及预计硬度范围，选择压头类型为120°的金刚石圆锥体，载荷位150Kg（1471N），（2）根据试样形状和大小，选择适宜工作台，将试样平稳放在工作台上，（3）顺时针方向转动工作台升降手轮，将试样与压头缓慢接触，并顶起压头，至小指针指向红点，大指针旋转3圈为止，（4）拉动加荷手柄，施加主试验力，指示器的大指针按逆时针旋转，（5）5秒后，当指示针转动停止下来后,即可将卸荷手柄推回,卸除主试验力，（6）从指示器上读取相应的标尺读数，（7）转动手轮使工作台下降，移动该试件或者换新的试件，按步骤2~6进行下一轮的试验，（8）试验结束后，用防尘罩将机器小心盖好。
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3 结果与分析
3.1 显微组织分析
图3.1为不同预先热处理和原始材料的金相显微照片。图3.1(a)为供货态T10钢的显微组织，主要为球化不良的珠光体组织。图3.1(b)主要组织为铁素体，该试样的预先热处理为正火和等温球化退火。图3.2(c)主要组织为铁素体，该试样的预备热处理为正火和普通球化退火。图3.2(d)主要组织为铁素体，该试样的预备热处理为等温球化退火。图3.2(e)主要组织为铁素体，该试样的预备热处理为正火。
球化退火后所生成的组织有珠光体和粒状碳化物，其中珠光体是由奥氏体转变而来，而碳化物是由析出的渗碳体长大而成，析出的碳化物越多，获得颗粒状的珠光体越容易。通过对(b)和(c)的对比，可以看出球化退火中等温保温的效果很明显，对于组织的影响也很大，退火采用等温球化退火，试样经过最终热处理后的组织更细更均匀。在等温保温过程中，奥氏体得到了充足的时间和能量来进行球化，由片状珠光体转变为粒状珠光体。从(b)和(c)中可以看出(b)中的组织更加均匀，更细。(b)和(e)对比，(e)图中可以清晰的看到组织中一些坑坑洼洼的小点，这些是由于腐蚀剂将渗碳体溶解以后所留下的，可以看出球化退火对于试样组织有明显的影响，试样5没有进行球化退火，组织中渗碳体分布不均匀，比较集中，且保留着原组织大颗粒的渗碳体。由此可见，预先热处理的效果，在经过最终热处理后仍然存在。(b)、(c)、(d)的组织分布都比较均匀，说明球化退火具有均匀组织的作用，不管是普通球化退火还是等温球化退火。虽然组织中会有很细微的差别，但整体上组织是均匀的，和没有进行球化退火的(e)相比，会有明显的差异。在对比(b)和(d)，可以看出正火对于试样的微观组织有一定的影响，(d)中可以看到一些腐蚀渗碳体后留下的小凹槽，说明不经过正火去除组织表面的网状渗碳体，直接进行球化退火，虽然可以起到细化晶粒，均匀组织的作用，但是没有经过正火和球化退火的效果好。(e)的组织分布不均匀，和没经过处理的试样相比，只是将球化不良的珠光体组织转变为了性能更好的马氏体组织，其中的大颗粒状渗碳体在图中可以清楚的看到。(d)和(e)相比较，可以看出作为T10钢的预先热处理，球化退火比正火更适合。
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(a) 500× (b) (c) 500×
(d) (e) 500×
500×
图3.1不同预先热处理和原始材料的显微组织
(a)原始组织 (b)正火+等温球化退火(c)正火+普通球化退火
(d)等温球化退火(e)正火
500× 27
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3.2 力学性能分析
3.2.1硬度分析
在硬度试验中，测量试样所用压头、总载荷、硬度标尺以及所测得的各个试样的洛氏硬度值汇总如表3.1。
表3.1 各个试样的洛氏硬度值 试样 压头 试验规范 总载荷/Kg 试样1 120°金刚石圆锥体 试样2 120°金刚石圆锥体 试样3 120°金刚石圆锥体 试样4 120°金刚石圆锥体 试样5 120°金刚石圆锥体 150 HRC 52.5 52 52.5 52.5 150 HRC 57 56 57 57 150 HRC 58.5 58.5 58.5 58.5 150 HRC 55 57 56 56 150 HRC 20 20 20 硬度标尺 第一次 测得硬度值 第二次 第三次 平均硬度值 20
从硬度上来讲，预先热处理为正火和普通球化退火的试样3的硬度最大，试样1的硬度最小，但试样1没做热处理是原组织，所以硬度最小的是试样5，即正火作为预备热处理的试样，其硬度是最小的。
从组织上分析，预备热处理为正火和等温球化退火的试样2和预备热处理为正火和普通球化退火的试样3，经过最终热处理后，试样2的微观组织更细，更均匀。球化退火等温处理时，奥氏体得到充足的时间由片状珠光体转变为颗粒状珠光体。因此，其硬度稍有降低。预先热处理为等温球化退火的试样4是试样2相比，没有经过正火，
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原组织表面网状渗碳体没有消除，球化不完全；经过正火，片状珠光体比较集中，球化后，转化为粒状珠光体，硬度降低。预先热处理为正火的试样5和试样2相比，没有进行球化退火，正火消除网状渗碳体后，直接进行马氏体转变，转变不彻底，只有少量的珠光体发生了转变，而经过正火和等温球化退火后，组织中珠光体转变比较彻底，生成的马氏体多，因此，试样5比试样2硬度低。预先热处理为正火的试样5和预先热处理为等温球化退火的试样4相比，试样4的硬度比较高。 3.2.2
冲击试样的断口尺寸、冲击吸收功、冲击韧性汇总如表3.2。
表3.2 各个试样的冲击韧性 试样 冲击吸收功Aku/J 冲断缺口的断面面积So/cm² 冲击韧性aku/（J/cm²） 71.25 17.5 3.5 3.5 12.5 0.8 0.8 0.8 0.8 0.8 1 57 2 14 3 2.8 4 2.8 5 10 冲击韧性分析
以预备热处理为正火和等温球化退火的试样2作为对比试样：试样3球化退火时没有进行等温保温处理，采用的是普通的球化退火方式，试样2采用的是等温球化退火。相对于普通球化退火，等温球化退火的优点在于可使球化组织均匀，并且能够让微观组织中片状珠光体更好的转变为粒状珠光体，奥氏体转变也更为彻底，并可严格控制退火后材料的硬度，试样3的硬度略高于试样2，但冲击韧性很小，说明材料很脆，易断，也从侧面反映了等温球化退火可以提高试样的韧性，球化退火不能。
预先热处理为等温球化退火的试样4没有进行正火处理，但它的硬度比试样2略
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大，比试样3略小。正火主要是为了消除退火态试样表面渗碳体，加热时使其溶入奥氏体中，此外还有细化晶粒，均匀组织的作用。试样4没有经过正火处理，原组织表面网状渗碳体没有消除，球化不完全，所以使硬度升高，韧性降低。经过正火，片状珠光体比较密集，能够降低材料的屈服强度，提高塑韧性。试样4的冲击韧性可以看出，明显没有试样2好，由此可以看出，正火对于高碳钢来说，主要影响的是它的塑韧性。高碳钢本身材质比较硬、脆，这是它的优点也是缺点，但是如今对于材料的要求越来越严格，就需要多方面发展，更好的提高材料性能。
预先热处理为正火的试样5没有进行球化退火，数据显示试样5相比其他试样硬度比较低，冲击韧性很好。但是原材料本身冲击韧性就很好，只是硬度低而已，按照方案五热处理后，只是稍稍提高了材料的硬度，降低了材料的韧性。原组织中的片状珠光体不能有效的转变为粒状珠光体，也没有进行奥氏体转变，因而影响了它的力学性能。
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4 结 论
（1）正火+等温球化退火为T10钢的最佳预先热处理工艺。 （2）不同预先热处理所得到的组织效果会遗传到最终的组织中。
（3）预先热处理为正火+普通球化退火或者等温球化退火的退火态T10钢试样，经过水淬和低温回火后，会发生脆性转变。
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致 谢
本次课题研究是在娄老师的悉心帮助下完成的。随着毕业设计的完成，我的大学生涯也即将走向终点，感慨万千，真是时间匆匆。在这里，我由衷的感谢所有帮助过我的老师、同学和朋友，没有你们的帮助，我不可能按时顺利的完成毕业设计工作。在这次毕业设计中，我非常感谢娄老师的悉心指导和帮助，老师认真负责的工作态度，严谨的工作作风，使我能够按时的完成工作任务，在其中，老师渊博的专业知识，更是让我感到敬佩，每次有一些设计上的问题，老师总是能即时地帮我纠正，并提出解决方案，有些观点更是独具一格，让我从中得到了很大的启发。
最后，我要向百忙之中抽时间对本文进行审阅，评论和参与本人论文答辩的各位老师表示感谢。
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