第08章熱處理原理1

1、p 概述p 固態(tài)相變p 加熱時(shí)鋼的組織轉(zhuǎn)變p 鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變p 鋼在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變第九章第九章 熱處理原理熱處理原理第一節(jié) 概 述一、熱處理的作用圖9-1 熱處理工藝曲線示意圖利用加熱、保溫、冷卻的方法，改變材料的組織與結(jié)構(gòu)，達(dá)到改變材料性能的工藝過(guò)程稱(chēng)為熱處理熱處理。為何要熱處理 ？p強(qiáng) 化 材 料p消 除 偏 析p降 低 應(yīng) 力p細(xì) 化 組 織p耐 磨 耐 蝕p延 長(zhǎng) 壽 命 原則上只有在加熱或冷卻時(shí)發(fā)生溶解度顯著變化或者發(fā)生類(lèi)似純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，即有固態(tài)相變發(fā)生的合金才能進(jìn)行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱處理強(qiáng)化，只能采用加工硬化的方法。二、熱處理與相圖圖9-2 合金相圖什

2、么材料可以熱處理強(qiáng)化？什么材料可以熱處理強(qiáng)化？A3Ar3Ac3WC %（1）珠光體：a相和Fe3C1 由相圖結(jié)構(gòu)知存在固態(tài)相變，可熱處理。2 相變隨溫度變化滯后。3 冷卻速度？（2）貝氏體： a相和Fe3Ca相中碳濃度高；Fe3C分散度大（3）馬氏體：成分與奧氏體相同的 a相，過(guò)飽和a固溶體區(qū)別于固液、液固相變，材料固相狀態(tài)下因外部條件變化而發(fā)生的組織結(jié)構(gòu)的變化稱(chēng)為固態(tài)相變。三 固態(tài)相變1）固態(tài)相變分類(lèi)）固態(tài)相變分類(lèi) p 擴(kuò)散型（非協(xié)同型）p 協(xié)同型（非擴(kuò)散型、切變型）p 綜合型 無(wú)論是液態(tài)金屬結(jié)晶，還是固態(tài)金屬各種類(lèi)型的相變都是通過(guò)生核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程進(jìn)行的。根據(jù)固態(tài)相變過(guò)程中生核和長(zhǎng)大的

3、特點(diǎn)，可將固態(tài)相變分為三類(lèi)。p 原子從母相以擴(kuò)散方式向新相遷移。p 轉(zhuǎn)變速度由擴(kuò)散速度控制，固態(tài)中進(jìn)行較慢。p 轉(zhuǎn)變過(guò)程大多有成分改變(新舊相成分不相同)。p 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物無(wú)固定形狀，決定于界面能，為減少界面面積，有可能是為球面。脫溶、共析、增幅分解屬于這種類(lèi)型。 擴(kuò)散型（非協(xié)同型）擴(kuò)散型（非協(xié)同型）p 相變過(guò)程中無(wú)原子擴(kuò)散和成分變化，原子以切變方式，即相對(duì)周?chē)影l(fā)生有規(guī)律的少量偏移，基本維持原來(lái)的相鄰關(guān)系，而發(fā)生晶體結(jié)構(gòu)的改變，這就是協(xié)同型相變。p 轉(zhuǎn)變前后新舊相成分相同，新相與母相的取向有一定的延續(xù)關(guān)系；轉(zhuǎn)變中新舊相的界面有共格關(guān)系，轉(zhuǎn)變要求較大的驅(qū)動(dòng)力來(lái)補(bǔ)償共格應(yīng)變能；p 轉(zhuǎn)變速度快，但大

4、多不能進(jìn)行到底。以下要介紹的馬氏體相變就是屬于協(xié)同型相變。 協(xié)同型（非擴(kuò)散型）協(xié)同型（非擴(kuò)散型）混合型介于二者之間的，具有擴(kuò)散型和協(xié)同型的綜合特征的中間過(guò)渡型轉(zhuǎn)變稱(chēng)為混合型，如熱處理中的貝氏體轉(zhuǎn)變。固態(tài)相變過(guò)程的能量變化固態(tài)相變過(guò)程的能量變化 當(dāng)溫度偏離臨界點(diǎn)后，新舊兩相的體積吉布斯自由能不相等。當(dāng)新相的自由能低于母相的自由能時(shí)，新相形成是吉布斯自由能下降的自發(fā)過(guò)程，臨界點(diǎn)溫度和實(shí)際溫度的差為過(guò)冷度(加熱轉(zhuǎn)變時(shí)為過(guò)熱度)，這時(shí)的體積自由能差GV為轉(zhuǎn)變提供的動(dòng)力，轉(zhuǎn)變方向?yàn)镚V0。 A. 體積自由能下降體積自由能下降GV驅(qū)動(dòng)力：新舊兩相間的自由能差B. 新舊相之間的界面能新舊相之間的界面能 s

5、s兩相的成分或結(jié)構(gòu)不相同，二者之間存在相界面分隔，界面處的原子在很小的區(qū)間內(nèi)的平衡位置為從一個(gè)相到另一相的過(guò)渡狀態(tài)，這樣能量較低，但還是高于在各自相區(qū)內(nèi)部平衡態(tài)，高出部分組成了它們的界面能。 由于成分或結(jié)構(gòu)的差別，新舊兩相的比體積也不同，因此在新相形成和長(zhǎng)大時(shí)必然要發(fā)生體積的變化。受母相的約束，新相和母相都將產(chǎn)生彈性應(yīng)變，如相變時(shí)體積膨脹，則新相承受壓應(yīng)力而壓縮變形，母相承受拉應(yīng)力而發(fā)生拉伸變形，彈性應(yīng)變將帶來(lái)彈性應(yīng)變能的增加。 C. 新相形成時(shí)的體積應(yīng)變能新相形成時(shí)的體積應(yīng)變能 e e彈性應(yīng)變能一方面決定于新舊相比容，比容差越大，材料的彈性模量越大，體積應(yīng)變能越大；另一方面與新相的幾何形狀有

6、關(guān)，設(shè)新相為橢球形，半徑比為c/a，在同樣的體積下，體積應(yīng)變能和c/a的關(guān)系如圖所示。 如果新相在母相的晶體結(jié)構(gòu)缺陷處形成，原來(lái)的晶體缺陷消失，那部分能量的釋放可以補(bǔ)充其消耗。新舊相成分有變化時(shí)，母相的缺陷集中處的異類(lèi)原子偏聚對(duì)形核還有另一方面的作用。 D. 缺陷儲(chǔ)能變化缺陷儲(chǔ)能變化D DGD在一定過(guò)冷度(過(guò)熱度)下，第一項(xiàng)為負(fù)數(shù)，是轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力；第二項(xiàng)是增加的界面能，第三項(xiàng)是增加的體積應(yīng)變能，都是轉(zhuǎn)變的阻力；第四相為晶體缺陷消失釋放的能量，在數(shù)值上為負(fù)數(shù)。E. 固態(tài)相變時(shí)的總能量變化DG=VDGV + sS + Ve + VDGD3）新相形成過(guò)程）新相形成過(guò)程A. 形核位置形核位置在形核過(guò)程

7、中，為了增加形核的動(dòng)力，往往首先在母相的晶體缺陷較集中的位置，如母相中原晶界、相界、位錯(cuò)集中的地方，這些位置的能量較高，這時(shí)可利用的能量(動(dòng)力)除體積自由能外，還可以利用缺陷的能量。 B. 新相形狀新相形狀p 為最大限度降低阻力，新相界面能較大，而體積應(yīng)變能較小時(shí)，為最大限度減小表面積，新相核心往往為球形。p 當(dāng)界面能不大，體積應(yīng)變能較大時(shí)，核心以盤(pán)狀(薄片狀)來(lái)減小體積應(yīng)變能，而盤(pán)片部分與母相形成共格或半共格界面以降低表面能。p 二者相當(dāng)時(shí)為針狀或其它形狀。當(dāng)新相核心在晶界處形成時(shí)，母相原兩晶粒的取向不同，可能一邊為共格，另一邊為非共格的部分球面。 C. 新相的生長(zhǎng)新相的生長(zhǎng) 非共格界面的生

8、長(zhǎng)主要是以擴(kuò)散方式，原子從母相遷移到新相，按新相的結(jié)構(gòu)排列，界面向母相中發(fā)展。共格界面的前進(jìn)是以原子切變方式進(jìn)行，切變量的增加將提高共格應(yīng)變能，同時(shí)大范圍內(nèi)難保證晶體取向的一致性，對(duì)維持大面積的共格帶來(lái)困難，共格界面的生長(zhǎng)會(huì)受到一定的限制，生長(zhǎng)到一定大小時(shí)，共格會(huì)被破壞，發(fā)展成為非共格界面。 （一）相變阻力大 固態(tài)相變時(shí)，由于新、舊兩相比體積不同，母相轉(zhuǎn)變?yōu)樾孪鄷r(shí)要產(chǎn)生體積變化，或者由于新、舊兩相相界面不匹配而引起彈性畸變。故新相必然受到母相的約束，不能自由脹縮而產(chǎn)生應(yīng)變。因此導(dǎo)致彈性應(yīng)變能的額外增加。而液態(tài)金屬結(jié)晶時(shí)能量的增加僅僅只有表面能一項(xiàng)。四、固態(tài)相變的特點(diǎn)新相的形狀是相變產(chǎn)生的總應(yīng)變

9、能與總表面能綜合影響的結(jié)果。球形 應(yīng)變能高 界面能低； 異形 應(yīng)變能低，界面能高非共格界面-界面主導(dǎo)； （半）共格-應(yīng)變主導(dǎo)固態(tài)相變的特點(diǎn) 液態(tài)金屬在已存在固相質(zhì)點(diǎn)上形成非自發(fā)晶核時(shí)，新固相與現(xiàn)存固相質(zhì)點(diǎn)之間必須符合結(jié)構(gòu)和大小相適應(yīng)原理，才能降低形核功，促進(jìn)非自發(fā)晶核的形成。（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位 向關(guān)系 常以低指數(shù)、原子密度大且匹配性較好的晶面和晶向互相平行，如奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，存在110-111平行。 新相往往在母相特定晶面上形成，母相的這個(gè)面稱(chēng)為慣習(xí)面(habit plane)，現(xiàn)象稱(chēng)為慣習(xí)現(xiàn)象。它是形核的取向關(guān)系在成長(zhǎng)過(guò)程中的一種特殊反映。固態(tài)相變的特點(diǎn) 固態(tài)相變

10、時(shí)，母相中各種晶體缺陷，如晶界、相界、位錯(cuò)、空位等各種點(diǎn)、線、面缺陷對(duì)相變有明顯的促進(jìn)作用。新相晶核往往優(yōu)先在這些缺陷處形成。這是由于在缺陷周?chē)Ц裼谢?，自由能較高，因此容易在這些區(qū)域首先形成晶核。試驗(yàn)表明，母相晶粒越細(xì)，晶界越多，晶內(nèi)缺陷越多，則轉(zhuǎn)變速度越快。（三）母相晶體缺陷對(duì)相變起促進(jìn)作用固態(tài)相變的特點(diǎn) 固態(tài)相變的另一特征是易于出現(xiàn)過(guò)渡相。過(guò)渡相是一種亞穩(wěn)定相，其成分和結(jié)構(gòu)界于新相和母相之間。因固態(tài)相變阻力大，原子擴(kuò)散困難，尤其當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低，新、舊相成分相差很遠(yuǎn)時(shí)，難以形成穩(wěn)定相。過(guò)渡相是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調(diào)性中間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。通常首先在母相中形成成分與母相接近的過(guò)渡相，然后

11、在一定條件下由過(guò)渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相。例如： Fe-C相圖-Fe-Fe3C 馬氏體（四）易于出現(xiàn)過(guò)渡相固態(tài)相變的特點(diǎn) 固態(tài)相變特別是伴隨成分改變的相變過(guò)程，固體中原子擴(kuò)散速度慢，在溫度較低時(shí)，大的相變驅(qū)動(dòng)力可能改變轉(zhuǎn)變類(lèi)型，如從擴(kuò)散型改變?yōu)閰f(xié)同型。（五）原子擴(kuò)散遷移成為控制因素8.3 鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變CementiteFerritePearlitep熱處理三階段：加熱、保溫、冷卻p鋼的熱處理通常都先要將其加熱到奧氏體單相區(qū)，這個(gè)轉(zhuǎn)變過(guò)程稱(chēng)為“奧氏體化”（Austenite）p奧氏體化的均勻程度、晶粒大小以及加熱后未溶碳化物等過(guò)剩相的數(shù)量和分布狀況，直接影響鋼冷卻后的組織和性能。p因此了解加

12、熱過(guò)程中鋼的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，控制加熱規(guī)范以改變鋼在高溫下的組織狀態(tài)對(duì)充分挖掘鋼材性能潛力，保證熱處理產(chǎn)品的質(zhì)量具有重要意義。0. 轉(zhuǎn)變溫度轉(zhuǎn)變溫度 PSK線線727 A1 GS線線 A3 ES線線 ACM 固態(tài)轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變實(shí)際發(fā)生需要一定的過(guò)冷或過(guò)熱，顯然加熱轉(zhuǎn)變的實(shí)際發(fā)生溫度在臨界點(diǎn)之上，而冷卻轉(zhuǎn)變的實(shí)際發(fā)生溫度在臨界點(diǎn)之下。AC1、AC3、Accm表示加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度表示加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度 Ar1、Ar3、Arcm 表示冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度表示冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度A3Ar3Ac3WC %1. 奧氏體的形成過(guò)程奧氏體的形成過(guò)程以共析鋼(Wc0.77%)為例，原始組織為層片珠光體。a (bcc) + Fe

13、3C (rhombic) g (fcc) 0.0218% 6.69% 0.77% 共析鋼中奧氏體的形成由下列四個(gè)基本過(guò)程組成：奧氏體形核、奧氏體長(zhǎng)大、剩余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化，如圖9-4所示。共析鋼奧氏體的形成過(guò)程 將鋼加熱到Ac1以上某一溫度保溫時(shí)，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，由于相界面處碳濃度和原子排列混亂，易于產(chǎn)生濃度和結(jié)構(gòu)起伏，通常在鐵素體/滲碳體相界面處形成奧氏體晶核?？焖偌訜徇^(guò)熱度較大時(shí)，珠光體團(tuán)邊界、鐵素體亞晶邊界也可形核。（一）奧氏體的形核共析鋼奧氏體的形成過(guò)程（二）奧氏體的長(zhǎng)大圖9-5 共析鋼奧氏體晶核長(zhǎng)大示意圖a）奧氏體相界面推移示意圖 b）在t1溫度下奧氏體形核時(shí)各相的

14、碳濃度t1溫度下碳濃度珠光體片間距a aCg-g-Cg gCg-ag-aCa-ga-gCa-a-CFe3CFe3C6.690.770.0218 727oCt2gt1 Ca-g Cg-a Cg-CCa-C 奧氏體晶核形成以后即開(kāi)始長(zhǎng)大。奧氏體晶粒長(zhǎng)大是通過(guò)滲碳體的溶解、碳在奧氏體和鐵素體中的擴(kuò)散和鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。共析鋼奧氏體的形成過(guò)程 鐵素體消失后，在t1溫度下繼續(xù)保溫或繼續(xù)加熱時(shí)，隨著碳在奧氏體中繼續(xù)擴(kuò)散，剩余滲碳體不斷向奧氏體中溶解。（三）剩余滲碳體的溶解共析鋼奧氏體的形成過(guò)程 當(dāng)滲碳體剛剛?cè)咳苋電W氏體后，奧氏體內(nèi)碳濃度仍是不均勻的，原來(lái)是滲碳體的地方碳濃度較高，而原來(lái)是鐵素體

15、的地方碳濃度較低，只有經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間的保溫或繼續(xù)加熱，讓碳原子進(jìn)行充分地?cái)U(kuò)散才能獲得成分均勻的奧氏體。（四）奧氏體成分均勻化碳濃度差導(dǎo)致碳擴(kuò)散，從而破壞界面處的濃度平衡，一方面促使?jié)B碳體溶解，另一方面奧氏體長(zhǎng)大。由于a-g界面碳濃度差遠(yuǎn)小于g-C界面的碳濃度差，因此a向g的轉(zhuǎn)變速度遠(yuǎn)比碳溶解的速度快，因此 P中a總是首先消失，剩余滲碳體將在后續(xù)過(guò)程繼續(xù)溶解。概括起來(lái)，鋼在加熱時(shí)奧氏體的轉(zhuǎn)變可以歸納為以下幾點(diǎn)：p 形核：在鐵素體和滲碳體的交界處形成奧氏體的核心；p 長(zhǎng)大：奧氏體是同時(shí)消耗兩相來(lái)長(zhǎng)大；p 殘余滲碳體的溶解：鐵素體先消失，隨后殘余滲碳體的溶解；p 奧氏體的均勻化。各處的碳濃度都達(dá)到平均成分

16、，隨后所含其它合金元素經(jīng)擴(kuò)散達(dá)到成分均勻。p 亞(過(guò))共析鋼中過(guò)剩相的溶解(溫度達(dá)到AC3或Accm以上)。視頻：奧氏體的形成2. 影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素p 加熱溫度和保溫時(shí)間 加熱溫度提高，原子活動(dòng)能力增強(qiáng)，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力增大，奧氏體化的進(jìn)程加快。 為了描述珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程，將共析鋼試樣迅速加熱到Ac1以上各個(gè)不同的溫度保溫，記錄各個(gè)溫度下珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始、鐵素體消失、滲碳體全部溶解和奧氏體成分均勻化所需要的時(shí)間，繪制在轉(zhuǎn)變溫度和時(shí)間坐標(biāo)圖上，便得到共析鋼的奧氏體等溫形成圖。圖9-6 共析鋼奧氏體等溫形成圖3. 3. 影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素p 原始組織原始組織 p珠

17、光體的層片越細(xì)，界面數(shù)量多，則形成奧氏體的晶核越多。p擴(kuò)散的距離小，轉(zhuǎn)變速度加快， 片狀珠光體的轉(zhuǎn)變速度高于球 化珠光體。 如共析鋼的原始組織為淬火馬氏體、正火索氏體等非平衡組織時(shí)，則等溫奧氏體化曲線如圖9-7所示。圖9-7 不同原始組織共析鋼等溫奧氏體曲線1淬火態(tài) 2正火態(tài) 3球化退火態(tài)3. 影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素p 加熱速度 加熱速度越快，奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變終了溫度提高，過(guò)熱度增大，孕育期縮短，奧氏體化的時(shí)間縮短，但相應(yīng)均勻化程度較差。p 含碳量 隨碳量的增加，原始組織中滲碳體數(shù)量越多，滲碳體與鐵素體的界面數(shù)量也多，形核率增大。含碳量增加又使碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度增大，從而增大了奧氏體長(zhǎng)大

18、速度；最終轉(zhuǎn)變速度加快。但過(guò)共析鋼中，二次滲碳體的溶解要求更高的溫度，碳量的增加達(dá)到均勻化時(shí)間也會(huì)增加。3. 3. 影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素p 合金元素合金元素 p影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。 非碳化物形成元素Co和Ni能提高碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，故加快了奧氏體的形成速度。Si、Al、Mn等元素對(duì)碳在奧氏體中擴(kuò)散能力影響不大。而Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素顯著降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，故大大減慢奧氏體的形成速度。p在碳化物消失后，合金元素自己擴(kuò)散達(dá)到均勻，均勻奧氏體化的時(shí)間要大大延長(zhǎng)。 3.1 奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度起始晶粒度起始晶粒度 剛完成奧氏體化時(shí)的晶粒大小，

19、實(shí)際工程意義不大。實(shí)際晶粒度實(shí)際晶粒度 具體的加熱條件下獲得的晶粒大小，它取決于鋼的成分和奧氏體化的工藝過(guò)程。本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度 按冶金部標(biāo)準(zhǔn)，將鋼加熱到93010，保溫8小時(shí)得到的實(shí)際晶粒度作為該鋼的本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度是一材料特性，表示鋼在奧氏體化時(shí)的晶粒長(zhǎng)大傾向。小于4級(jí)的鋼稱(chēng)為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。并不是本質(zhì)細(xì)晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒一定細(xì)小，通常加熱溫度在930以下，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼奧氏體化得到的晶粒比本質(zhì)粗晶粒鋼細(xì)小，超過(guò)這個(gè)溫度或工藝處理不當(dāng)，結(jié)果可能完全相反。 3. 奧氏體晶粒度及其影響因素奧氏體晶粒度及其影響因素本質(zhì)粗晶粒度（1-4）：奧氏體隨溫度的升高迅速長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)錳硅脫氧的鋼

20、、沸騰鋼等本質(zhì)細(xì)晶粒度（5,6）：奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向小，加熱到較高溫度時(shí)才顯著長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)鋁脫氧的鋼、鎮(zhèn)靜鋼等100倍下每平方英寸面積觀察到的晶粒個(gè)數(shù)N=2G-1l 奧氏體的晶粒細(xì)小，熱處理后材料強(qiáng)度越高，塑性越好，沖擊韌性越高。l 奧氏體化溫度過(guò)高，保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，奧氏體的晶粒將充分長(zhǎng)大，顯著降低鋼的沖擊韌性。l 奧氏體晶粒粗大，淬火變形和開(kāi)裂傾向增大。l 晶粒大小不勻時(shí)，還將嚴(yán)重影響鋼的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，引起應(yīng)力集中，易于產(chǎn)生脆性斷裂。 1.加熱溫度和保溫時(shí)間的影響 由于奧氏體晶粒長(zhǎng)大與原子擴(kuò)散有密切關(guān)系，所以加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，則奧氏體晶粒越粗大。圖9-8表示加熱溫度和保溫時(shí)間對(duì)奧氏體晶

21、粒長(zhǎng)大過(guò)程的影響。圖9-8 加熱溫度和保溫時(shí)間對(duì) 奧氏體晶粒大小的影響圖9-9 加熱速度對(duì)奧氏體晶粒大小的影響a）40鋼 b）T10鋼 2.加熱速度的影響 加熱溫度相同時(shí)，加熱速度越快，過(guò)熱度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度越高，形核率的增加大于長(zhǎng)大速度，使奧氏體晶粒越細(xì)?。ㄒ?jiàn)圖9-9）。生產(chǎn)上常采用快速加熱短時(shí)保溫工藝來(lái)獲得超細(xì)化晶粒。 3.鋼的化學(xué)成分的影響含碳量增加，奧氏體轉(zhuǎn)變加快，生長(zhǎng)時(shí)間多，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向增加；由于碳在奧氏體中擴(kuò)散速度及鐵的自擴(kuò)散速度增大，晶粒長(zhǎng)大傾向增加。但當(dāng)含碳量超過(guò)一定量以后，碳能以未溶碳化物的形式存在，奧氏體晶粒長(zhǎng)大受到第二相的阻礙作用，反使奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向

22、減小。 碳化物形成元素(Ti、V、Ta、Nb、Zr、W、Mo、Cr)和碳結(jié)合力強(qiáng)，阻礙碳的擴(kuò)散可阻礙奧氏體晶粒生長(zhǎng)； 不和碳作用而溶入基體元素(Si、Ni、Cu)對(duì)奧氏體晶粒生長(zhǎng)無(wú)明顯的影響； Co、P、Mn對(duì)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大有加速作用。 4.鋼的原始組織的影響 一般來(lái)說(shuō)，鋼的原始組織越細(xì)，碳化物彌散度越大，則奧氏體晶粒越細(xì)小，與粗珠光體相比，細(xì)珠光體總是易于獲得細(xì)小而均勻的奧氏體晶粒度。在相同的加熱條件下，和球狀珠光體相比，片狀珠光體在加熱時(shí)奧氏體晶粒易于粗化，因?yàn)槠瑺钐蓟锉砻娣e大，溶解快，奧氏體形成速度也快，奧氏體形成后較早地進(jìn)入晶粒長(zhǎng)大階段。非平衡組織往往也可得到細(xì)小的奧氏體晶粒。3.

23、4 加熱不當(dāng)帶來(lái)的組織缺陷 由于加熱設(shè)備故障、工藝不合理或操作失誤，加熱過(guò)程中可能引起的缺陷有：p 氧化氧化 加熱過(guò)程，工件表面和O2、CO2、H2O等氣氛接觸，工件表面發(fā)生氧化，更有甚者氧化氣氛延晶界向內(nèi)擴(kuò)散造成較深的晶界氧化，這時(shí)主要表現(xiàn)晶界處的易氧化元素和氧結(jié)合使晶界性能下降，為內(nèi)氧化。保溫時(shí)間較長(zhǎng)、溫度高且表面要求較高，無(wú)多的加工余量時(shí)要注意保護(hù)。p 脫碳脫碳 含碳量較高的鋼在加熱和O2、CO2、H2O、H2等結(jié)合，生成CO溢出，內(nèi)層向表層擴(kuò)散表層向內(nèi)出現(xiàn)貧碳區(qū)，而影響表層性能?？捎肅O、CH4進(jìn)行保護(hù)甚至滲碳。 p 過(guò)熱過(guò)熱 加熱溫度過(guò)高或保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，造成奧氏體晶粒過(guò)大。 p 過(guò)燒

24、過(guò)燒 加熱溫度太高，晶界過(guò)度氧化，甚至局部熔化，過(guò)燒工件只能報(bào)廢。 視頻： 奧氏體的長(zhǎng)大 鋼的加熱轉(zhuǎn)變，或者說(shuō)鋼的熱處理加熱是為了獲得均勻、細(xì)小的奧氏體晶粒。因?yàn)榇蠖鄶?shù)零構(gòu)件都在室溫下工作，鋼的性能最終取決于奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變后的組織，鋼從奧氏體狀態(tài)的冷卻過(guò)程是熱處理的關(guān)鍵工序。因此，研究不同冷卻條件下鋼中奧氏體組織的轉(zhuǎn)變規(guī)律，對(duì)于正確制訂鋼的熱處理冷卻工藝、獲得預(yù)期的性能具有重要的實(shí)際意義。概 述9.3 鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變9.3 鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變等溫冷卻等溫冷卻 將鋼迅速過(guò)冷到臨界點(diǎn)(Ar1)以下某一溫度，使奧氏體保持在該溫度下進(jìn)行轉(zhuǎn)變。連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻 將鋼以某一

25、固定速度不停頓地冷卻(到室溫)，使奧氏體在連續(xù)降溫的過(guò)程種轉(zhuǎn)變。圖9-10 奧氏體不同冷卻方式示意圖1等溫冷卻 2連續(xù)冷卻過(guò)冷奧氏體 奧氏體在臨界轉(zhuǎn)變溫度以上是穩(wěn)定的，當(dāng)冷卻至臨界溫度以下，熱力學(xué)上處于不穩(wěn)定狀態(tài)，發(fā)生分解轉(zhuǎn)變。這種在臨界溫度以下存在且不穩(wěn)定的，將要發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體，稱(chēng)為過(guò)冷奧氏體。 連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻可以獲得粗細(xì)、類(lèi)型不同的混合組織，但理論分析困難。 等溫冷卻等溫冷卻可以控制溫度和時(shí)間兩參數(shù)，方便測(cè)定過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線。p過(guò)冷奧氏體在A1以下冷卻時(shí)，過(guò)冷度不同，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同，轉(zhuǎn)變過(guò)程和速度也不同。p過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變也是一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過(guò)程。過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程和速度可用等溫

26、轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線表示。p等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線可通過(guò)膨脹法、磁性法、金相法等方法通過(guò)測(cè)定。9.3.1 共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖 以共析碳鋼以共析碳鋼C曲線為例：曲線為例：（1）試樣，）試樣，101.5mm小圓片；小圓片；（2）每個(gè)試樣都具有相同的原始組織狀態(tài)；）每個(gè)試樣都具有相同的原始組織狀態(tài)；（3）在相同的條件下進(jìn)行奧氏體化（具有相同的奧氏體狀）在相同的條件下進(jìn)行奧氏體化（具有相同的奧氏體狀態(tài)）；態(tài)）；（4）選擇一系列轉(zhuǎn)變溫度；）選擇一系列轉(zhuǎn)變溫度；（5）在每一個(gè)選定的溫度下確定一系列等溫時(shí)間；）在每一個(gè)選定的溫度下確定一系列等溫時(shí)間；（6）到達(dá)規(guī)定的等溫時(shí)間后，迅速將

27、試樣投入到鹽水中冷）到達(dá)規(guī)定的等溫時(shí)間后，迅速將試樣投入到鹽水中冷卻到室溫；卻到室溫；（7）對(duì)每個(gè)試樣都進(jìn)行金相組織觀察，確定其轉(zhuǎn)變量；）對(duì)每個(gè)試樣都進(jìn)行金相組織觀察，確定其轉(zhuǎn)變量；（8）作出相應(yīng)的曲線圖。）作出相應(yīng)的曲線圖。C曲線的建立過(guò)程曲線的建立過(guò)程 一般將奧氏體轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)為1%3所需要的時(shí)間定為轉(zhuǎn)變開(kāi)始時(shí)間，而把轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)為95%98%所需時(shí)間視為轉(zhuǎn)變終了時(shí)間。最后得到不同溫度下奧氏體的轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)與等溫時(shí)間的關(guān)系曲線。經(jīng)一段時(shí)間后，過(guò)冷奧氏體才發(fā)生轉(zhuǎn)變，這段時(shí)間叫做孕育期。轉(zhuǎn)變開(kāi)始后轉(zhuǎn)變速度逐漸加快，當(dāng)奧氏體轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)達(dá)50時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大，隨后轉(zhuǎn)變速度趨于緩慢，直至轉(zhuǎn)變結(jié)束

28、。 為了清晰地顯示出各個(gè)等溫溫度下過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變進(jìn)行的時(shí)間以及不同溫度范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，把各個(gè)等溫溫度下轉(zhuǎn)變開(kāi)始和轉(zhuǎn)變終了時(shí)間畫(huà)在溫度-時(shí)間坐標(biāo)上，并將所有開(kāi)始轉(zhuǎn)變點(diǎn)和轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)分別連接起來(lái)，形成開(kāi)始轉(zhuǎn)變線和轉(zhuǎn)變終了線，即得到共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖（見(jiàn)圖9-11下）。因其具有英文字母“C”的形狀，故也稱(chēng)為C曲線，亦稱(chēng)TTT曲線。 過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖，也稱(chēng)TTT(Time-Temperature-Transformation)曲線，或C曲線。它綜合反映了過(guò)冷奧氏體在不同溫度下等溫轉(zhuǎn)變的開(kāi)始和終了時(shí)間及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物之間的關(guān)系。 快冷到某溫度下保溫，過(guò)冷奧氏體要經(jīng)過(guò)一段時(shí)間a1后才開(kāi)始轉(zhuǎn)變，這

29、個(gè)時(shí)間稱(chēng)為轉(zhuǎn)變的孕育期。隨后隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變量不斷增加。經(jīng)過(guò)時(shí)間b1后全部轉(zhuǎn)變完畢。圖中橫坐標(biāo)為時(shí)間，利用對(duì)數(shù)坐標(biāo)(log)；縱坐標(biāo)為相對(duì)轉(zhuǎn)變量(%)。然后對(duì)轉(zhuǎn)變后的試樣進(jìn)行金相分析。另建一坐標(biāo)，橫坐標(biāo)還是時(shí)間，縱坐標(biāo)為轉(zhuǎn)變溫度，將相同性質(zhì)的連接起來(lái)。 1）TTT曲線建立曲線建立圖9-11共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立快冷到某溫度下保溫過(guò)冷奧氏體才發(fā)生轉(zhuǎn)變，這段時(shí)間叫做孕育期。轉(zhuǎn)變開(kāi)始后轉(zhuǎn)變速度逐漸加快，當(dāng)奧氏體轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)達(dá)50時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大，隨后轉(zhuǎn)變速度趨于緩慢，直至轉(zhuǎn)變結(jié)束。當(dāng)快速冷卻的溫度低于某一臨界值Ms后，孕育期消失，到達(dá)Ms立即發(fā)生轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變的方式發(fā)生了變化，Ms溫度稱(chēng)為馬

30、氏體點(diǎn)。在C曲線上，有一個(gè)孕育期最短的點(diǎn)，大約在550500附近，這個(gè)點(diǎn)俗稱(chēng)為C曲線的“鼻尖”。相變驅(qū)動(dòng)力擴(kuò)散系數(shù)？1）TTT曲線特征曲線特征圖9-11共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖， C曲線TTT(Time-Temperature-Transformation) 共析鋼過(guò)冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變圖圖9-12 奧氏體轉(zhuǎn)變速度與過(guò)冷度的關(guān)系轉(zhuǎn)變速度：相變驅(qū)動(dòng)力擴(kuò)散系數(shù)D3）影響C曲線的因素 a含C量的影響 鋼的碳含量偏離共析點(diǎn)成分，平衡轉(zhuǎn)變時(shí)存在先共析相的析出轉(zhuǎn)變，在C曲線的上方有一條先共析相析出線，上趨近于Ac3或Accm，下到C曲線的鼻尖處，如圖所示。在亞共析鋼中為鐵素體的開(kāi)

31、始析出線，而過(guò)共析鋼則為二次滲碳體的開(kāi)始析出線。 亞共析鋼：亞共析鋼： C%，鐵素體形核率，鐵素體形核率；另外，相變驅(qū)動(dòng)力；另外，相變驅(qū)動(dòng)力G- ，所以珠，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，光體轉(zhuǎn)變速度下降，C 曲線右移。曲線右移。 過(guò)共析鋼：過(guò)共析鋼： 若加熱溫度高于若加熱溫度高于Accm： C% ，滲碳體形核率升高；另外，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，轉(zhuǎn)變加速，C曲線曲線右移右移。 若加熱溫度在若加熱溫度在Ac1Accm：C%，獲得不均勻奧氏體及，獲得不均勻奧氏體及Fe3C，有利于珠光體的

32、形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線曲線左移左移。b加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度和保溫時(shí)間 奧氏體中的含碳量對(duì)C曲線有明顯的影響。與共析鋼相比，亞共析鋼中，隨著含碳量的增加，C曲線右移，即轉(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變時(shí)間都加長(zhǎng)；在過(guò)共析鋼中，隨著含碳量的增加，C曲線左移，即轉(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變時(shí)間都減少，先析出的碳化物會(huì)促使奧氏體的分解，所以共析鋼的奧氏體是最穩(wěn)定的。隨著加熱溫度的提高，保溫時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體的均勻化程度高，不利于轉(zhuǎn)變形核，不利于過(guò)冷奧氏體的分解，C曲線右移。 c. 合金元素的影響合金元素的影響 除Co以外，幾乎所有元素都會(huì)使C曲線右移，即提高奧氏體

33、的穩(wěn)定性。此外，大量合金元素的加入，還會(huì)改變C曲線的形狀，具體的分析到合金鋼章節(jié)再講。 d. 奧氏體狀態(tài)的影響奧氏體晶粒越細(xì)，單位體積內(nèi)晶界面積越大，奧氏體分解時(shí)形核率增多，降低奧氏體穩(wěn)定性，使C曲線左移。奧氏體成分不均勻，可以促進(jìn)奧氏體的分解，C曲線左移。奧氏體化溫度越低，保溫時(shí)間越短，奧氏體晶粒越小，未溶第二相顆粒越多，奧氏體中C濃度和合金元素濃度越不均勻，從而促進(jìn)奧氏體分解，使C曲線左移。e. 應(yīng)力和塑性變形的影響奧氏體的比體積最小，發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)總是伴隨著體積的增大，尤其是馬氏體轉(zhuǎn)變更為明顯。因此拉應(yīng)力狀態(tài)有助于過(guò)冷奧氏體的分解，而等向壓應(yīng)力將阻礙轉(zhuǎn)變。塑性變形將增加點(diǎn)陣畸變和缺陷密度，有

34、利于C和Fe原子的擴(kuò)散和晶格改組。同時(shí)形變有利于碳化物彌散質(zhì)點(diǎn)的析出，使奧氏體中C和合金元素貧化，有利于轉(zhuǎn)變。9.3.2 珠光體型轉(zhuǎn)變Pearlite 1. 珠光體的形成 過(guò)冷奧氏體在Ar1到鼻尖(550)之間的轉(zhuǎn)變方式基本相同,屬于珠光體型轉(zhuǎn)變。擴(kuò)散型相變 關(guān)于領(lǐng)先相的各種提法：關(guān)于領(lǐng)先相的各種提法：1 1、一般認(rèn)為滲碳體和鐵素體均可成為相變的領(lǐng)先相。、一般認(rèn)為滲碳體和鐵素體均可成為相變的領(lǐng)先相。p 過(guò)共析鋼中通常以滲碳體為領(lǐng)先相，在亞共析鋼中通常以鐵素體過(guò)共析鋼中通常以滲碳體為領(lǐng)先相，在亞共析鋼中通常以鐵素體為領(lǐng)先相。為領(lǐng)先相。p 在共析鋼中兩相都可以成為領(lǐng)先相。在共析鋼中兩相都可以成為領(lǐng)

35、先相。p 過(guò)冷度小時(shí)，滲碳體是領(lǐng)先相；過(guò)冷度大時(shí)，鐵素體是領(lǐng)先相。過(guò)冷度小時(shí)，滲碳體是領(lǐng)先相；過(guò)冷度大時(shí)，鐵素體是領(lǐng)先相。 關(guān)于領(lǐng)先相的各種提法：關(guān)于領(lǐng)先相的各種提法：2 2、早期認(rèn)為共析鋼中滲碳體為領(lǐng)先相，理由包括：、早期認(rèn)為共析鋼中滲碳體為領(lǐng)先相，理由包括：首先在奧氏體晶界處形成Fe3C的核心，然后不斷長(zhǎng)大，周?chē)鷬W氏體將發(fā)生晶格改組轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，鐵素體的生成促使?jié)B碳體的長(zhǎng)大和形核，長(zhǎng)大的滲碳體可以分枝，它們共同生長(zhǎng)的結(jié)果便得到層片的分布。在一個(gè)奧氏體晶粒中可能有數(shù)處形核，各自分別發(fā)展成不同的領(lǐng)域，直到奧氏體完全消失。證據(jù)：所有滲碳體晶體學(xué)取向相同。所以珠光體在奧氏體中常為幾種特定方向。 關(guān)

36、于領(lǐng)先相的各種提法：關(guān)于領(lǐng)先相的各種提法：3 3、滲碳體為領(lǐng)先相分支長(zhǎng)大、滲碳體為領(lǐng)先相分支長(zhǎng)大珠光體的片間距珠光體的片間距p 片狀珠光體中相鄰兩片滲碳體（或鐵素體片狀珠光體中相鄰兩片滲碳體（或鐵素體）中心之間的距離稱(chēng)為珠光體的片間距）中心之間的距離稱(chēng)為珠光體的片間距 。p 溫度是影響片間距大小的一個(gè)主要因素。溫度是影響片間距大小的一個(gè)主要因素。隨著冷卻速度增加，奧氏體轉(zhuǎn)變溫度的降隨著冷卻速度增加，奧氏體轉(zhuǎn)變溫度的降低，也即過(guò)冷度不斷增大，轉(zhuǎn)變所得的珠低，也即過(guò)冷度不斷增大，轉(zhuǎn)變所得的珠光體片間距不斷減小。光體片間距不斷減小。原因：原因：1 1）轉(zhuǎn)變溫度愈低，原子擴(kuò)散速度愈?。唬┺D(zhuǎn)變溫度愈低，

37、原子擴(kuò)散速度愈小；2 2）過(guò)冷度愈大，形核率愈高。）過(guò)冷度愈大，形核率愈高。片層排列方向大致相同的區(qū)域，稱(chēng)為珠光體團(tuán)、珠光體領(lǐng)域或珠光體晶粒。在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個(gè)珠光體團(tuán)。珠光體片間距與形成溫度之間的關(guān)系珠光體片間距與形成溫度之間的關(guān)系 珠光體的片間距與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)珠光體的片間距與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系是非線性的系是非線性的把片間距與轉(zhuǎn)變溫度的數(shù)據(jù)處理為線性圖形把片間距與轉(zhuǎn)變溫度的數(shù)據(jù)處理為線性圖形30/,8.02 10 ()SCT Cnm KD2. 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 片狀珠光體：片狀珠光體：過(guò)冷奧氏體按珠光體型方式發(fā)生轉(zhuǎn)變，通常所得產(chǎn)物為鐵素體和滲碳體交替分布的層片狀組織，隨著轉(zhuǎn)變溫度的

38、降低，片間距愈細(xì)，即不同溫度下所得產(chǎn)物的差別是層片間距不同。圖9-17 片狀珠光體的組織形態(tài)a）珠光體（700等溫）b）索氏體（650等溫） c）托氏體（600等溫）光鏡形貌電鏡形貌片狀珠光體的力學(xué)性能圖9-19 珠光體的片間距與硬度的關(guān)系珠光體珠光體索氏體索氏體托氏體托氏體取決于片間距塑性變形在鐵素體片內(nèi)，滲碳體起阻止位錯(cuò)滑移的作用，片間距小，界面多，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。滲碳體呈顆粒狀分布在連續(xù)的鐵素體基體中 需要特定的冷卻條件，即需要特定的冷卻條件，即: :過(guò)冷奧氏體分解的溫度要高。在過(guò)冷奧氏體分解的溫度要高。在A A1 1稍下，較稍下，較小的過(guò)冷度下等溫，即等溫轉(zhuǎn)變溫度高，等小的過(guò)冷度下等溫，

39、即等溫轉(zhuǎn)變溫度高，等溫時(shí)間要足夠長(zhǎng)，或者冷卻速度極慢。溫時(shí)間要足夠長(zhǎng)，或者冷卻速度極慢。球化原理及工藝示意圖球化原理及工藝示意圖形成方法形成方法2 片狀珠光體的低溫退火將鋼加熱至略低于A1溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫，得到粒狀珠光體，球化的如果原始組織為片狀珠光體，將如果原始組織為片狀珠光體，將其加熱到其加熱到A A1 1稍下的較高溫度長(zhǎng)時(shí)稍下的較高溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)地間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)地變?yōu)轭w粒狀的珠光體。變?yōu)轭w粒狀的珠光體。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相顆粒根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相顆粒的溶解度，與其曲率半徑有關(guān)。的溶解度，與其曲率半徑有關(guān)。工藝時(shí)間較長(zhǎng)，一般不采用工藝時(shí)間較長(zhǎng)，一般不采

40、用 驅(qū)動(dòng)力是鐵素體與滲碳體之間的相界面的減少-由于片狀珠光體具有較高的表面能，轉(zhuǎn)變?yōu)榱钪楣怏w后系統(tǒng)的能量（表面能）降低，是個(gè)自發(fā)的過(guò)程。高溫回火獲得p粒狀珠光體也可以通過(guò)馬氏體或貝氏體粒狀珠光體也可以通過(guò)馬氏體或貝氏體的高溫回火來(lái)獲得。馬氏體和貝氏體在中的高溫回火來(lái)獲得。馬氏體和貝氏體在中溫區(qū)回火得到回火托氏體組織，而高溫區(qū)溫區(qū)回火得到回火托氏體組織，而高溫區(qū)回火獲得回火索氏體組織。回火獲得回火索氏體組織。p進(jìn)一步提高回火溫度到進(jìn)一步提高回火溫度到A A1 1稍下保溫，細(xì)稍下保溫，細(xì)小彌散的碳化物不斷聚集粗化，可以得到小彌散的碳化物不斷聚集粗化，可以得到較大顆粒狀的碳化物。鐵素體晶粒不斷變較

41、大顆粒狀的碳化物。鐵素體晶粒不斷變成較大的等軸晶粒，最后成為球狀（或粒成較大的等軸晶粒，最后成為球狀（或粒狀）珠光體組織。狀）珠光體組織。H13鋼的粒狀珠光體組織鋼的粒狀珠光體組織35Cr2NiMo回火托氏體組織回火托氏體組織H13鋼：熱作模具鋼，C: 0.32-0.45; Si: 0.80-1.20; Mn: 0.20-0.50; Cr: 4.75-5.50; Mo: 1.10-1.75; V: 0.80-1.20; S、P0.030粒狀珠光體的性能 與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的硬度和強(qiáng)度較低，塑性和韌性較好； 冷變形性能、可加工性能以及淬火工藝性能均比片狀好。圖9-23 共析鋼片狀1和粒

42、狀2珠光體真應(yīng)力偽共析體若將A3和Acm線分別延伸到A1溫度以下，SE 線表示滲碳體在過(guò)冷奧氏體中的飽和溶解度極限，SG 則為鐵素體在過(guò)冷奧氏體中的飽和溶解度極限。顯然，共析成分奧氏體冷卻至SE 、 SG 線以下將同時(shí)析出鐵素體和滲碳體，發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。同樣，偏離共析成分的奧氏體快速冷卻至SE G 組成的區(qū)域等溫時(shí)，將不發(fā)生先共析相的析出而全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。這種由偏離共析成分的過(guò)冷奧氏體所形成的珠光體稱(chēng)為偽共析體或偽珠光體。奧氏體在一定過(guò)冷條件下先共析相的析出。圖9-24 鐵碳系準(zhǔn)平衡圖示意圖1轉(zhuǎn)變過(guò)程轉(zhuǎn)變過(guò)程 當(dāng)鋼很快冷卻到MS(共析鋼約為230)以下，這時(shí)碳的遷移能力也很低，在巨大的轉(zhuǎn)變驅(qū)

43、動(dòng)力作用下，以切變的方式進(jìn)行從fcc到bcc的晶格改組，形成了碳在鐵素體中的過(guò)飽和固溶體，成為“馬氏體”。 9.3.3 馬氏體型轉(zhuǎn)變馬氏體型轉(zhuǎn)變 Adolf Martens上個(gè)世紀(jì)初把高碳鋼淬火后得到的脆而硬、具有鐵磁性的針狀組織稱(chēng)為馬氏體；六十年代以來(lái)現(xiàn)代測(cè)試技術(shù)發(fā)展，對(duì)馬氏體成分-組織-結(jié)構(gòu)-性能之間有了較深刻的認(rèn)識(shí)；在除了鋼以外的鐵合金、非鐵合金、陶瓷材料等發(fā)現(xiàn)了馬氏體相變。馬氏體相變?nèi)源嬖谝恍┪粗膯?wèn)題(轉(zhuǎn)變機(jī)理等)需待研究。(Martensite)p鋼中馬氏體本質(zhì)上是碳在a-Fe中的過(guò)飽和固溶體。快速冷卻條件下，F(xiàn)e、C原子失去擴(kuò)散能力，馬氏體最大含碳量可達(dá)2.11%。p馬氏體一般有

44、兩種結(jié)構(gòu)類(lèi)型：a. 體心立方，含碳極低的低碳鋼或無(wú)碳合金馬氏體。b. 體心正方，在含碳較高的鋼中出現(xiàn)。2馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)C原子在馬氏體點(diǎn)陣中的分布 亞點(diǎn)陣亞點(diǎn)陣 并非所有的C原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一組都構(gòu)成一個(gè)八面體，C原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點(diǎn)。由C原子構(gòu)成的八面體點(diǎn)陣稱(chēng)為亞點(diǎn)陣。 c軸稱(chēng)為第三亞點(diǎn)陣；b軸稱(chēng)為第二亞點(diǎn)陣；a軸稱(chēng)為第一亞點(diǎn)陣。 第三亞點(diǎn)陣第二亞點(diǎn)陣第一亞點(diǎn)陣產(chǎn)生異常正方度的原理產(chǎn)生異常正方度的原理若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無(wú)序分布時(shí)，馬氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實(shí)際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率必然不相

45、等，表明C原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個(gè)亞點(diǎn)陣而呈有序分布。C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣的。但是C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣時(shí)與公式的測(cè)量結(jié)果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，20%C原子分布在另外兩個(gè)亞點(diǎn)陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部分有序分布(或部分無(wú)序分布)的。 鋼中馬氏體由于大量碳的過(guò)飽和，鐵素體晶格畸變巨大，呈體心正方晶格。碳原子處在體心立方的八面體間隙處，體心立方的八面體間隙不是正八面體，溶入碳原子基本在一個(gè)方向變形即可，為了減小晶格畸變，碳原子呈部分有序排列，大都處于同樣的方向，馬氏體的晶格常數(shù)在C軸方向被拉長(zhǎng)。2馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)正方度正方度c/a：正方結(jié)構(gòu)中：正方結(jié)構(gòu)中c

46、軸與軸與a的比值的比值 隨著碳量增大，c線性增大， a方向略有縮短，馬氏體的正方度提高。對(duì)于馬氏體來(lái)說(shuō)，c/a的值一般在11.05之間。0.40.81.21.62.002.842.923.04含碳量C%點(diǎn)陣常數(shù)acac/a3. 馬氏體的形態(tài)馬氏體的形態(tài) 隨著原奧氏體中的含碳量的不同，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織形態(tài)也不相同，主要有兩大類(lèi)：板條馬氏體和透鏡狀馬氏體。板條馬氏體和透鏡狀馬氏體。 板條馬氏體板條馬氏體 奧氏體中的含碳量低于0.3%wt時(shí)，形成的馬氏體為板條狀，也稱(chēng)為低碳馬氏體。亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，也稱(chēng)位錯(cuò)馬氏體。 板條馬氏體板條馬氏體形貌為一個(gè)原奧氏體晶?？梢杂袔讉€(gè)位向不同的板條群，板條群中可以由兩種板

47、條束(B)，也可由一種板條束組成(C)。板條束中分布著平行排列的細(xì)長(zhǎng)馬氏體板條。每個(gè)板條為一個(gè)馬氏體單晶。其立體形態(tài)扁條狀，寬度在0.0252.5mm之間。稠密的板條之間是一層極薄的奧氏體薄膜(約20nm)，薄層殘余奧氏體顯著改善材料力學(xué)性能。板條群板條束電鏡觀測(cè)表明板條馬氏體中存在大量位錯(cuò)，位錯(cuò)分布不均，形成胞狀亞結(jié)構(gòu)，稱(chēng)為位錯(cuò)胞，所以板條馬氏體也稱(chēng)位錯(cuò)馬氏體。板條馬氏體特點(diǎn)板條馬氏體特點(diǎn)低碳板條馬氏體過(guò)飽和度不大，位錯(cuò)的強(qiáng)化結(jié)構(gòu)有較高的強(qiáng)度和韌性，具有良好的綜合力學(xué)性能。如0.2%C淬火后，HRC=50, sb1500MPa, ak=150-180J/cm2。奧氏體的含碳量大于1(0.6%

48、)時(shí)，得到的馬氏體形狀呈針片狀或竹葉狀，故稱(chēng)為片狀馬氏體或針狀馬氏體，其立體形態(tài)是雙凸透鏡片狀，所以又稱(chēng)為透鏡馬氏體或高碳馬氏體。亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱(chēng)孿晶馬氏體。片狀馬氏體片狀馬氏體 在一個(gè)原奧氏體晶粒中，首先形成一個(gè)貫穿整個(gè)晶粒的馬氏體片，以后形成的馬氏體片尺寸受到限制，在已經(jīng)存在的馬氏體和奧氏體晶界或馬氏體片之間，越后形成的馬氏體片越小。馬氏體片之間互不平行，最后的三角區(qū)為殘余奧氏體。片狀馬氏體片狀馬氏體 孿晶，孿晶的結(jié)合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊高密度的相變孿晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。孿晶間距約為50，一般不擴(kuò)展到馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復(fù)雜的位錯(cuò)；也有的片狀馬氏體無(wú)中脊。

49、片狀馬氏體片狀馬氏體亞結(jié)構(gòu)性能特點(diǎn)：性能特點(diǎn)：高碳片狀馬氏體過(guò)飽和度大，晶格畸變嚴(yán)重，內(nèi)應(yīng)力大，大片之間易產(chǎn)生顯微裂紋。片狀馬氏體具有高的硬度和強(qiáng)度，但塑性和韌性很低。HRC=60、 ak 1J/cm2。片狀馬氏體存在顯微裂紋片狀馬氏體存在顯微裂紋片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時(shí)產(chǎn)生的，先形成的第一片馬氏體貫穿整個(gè)原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體片不斷撞擊先形成的馬氏體，由于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時(shí)還與奧氏體晶界撞擊，產(chǎn)生相當(dāng)大的應(yīng)力場(chǎng)另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不能通過(guò)滑移或?qū)\生等變形方式消除應(yīng)力，因此片狀馬

50、氏體出現(xiàn)顯微裂紋。 蝶狀（Butterfly）馬氏體薄板狀（Flate）馬氏體影響馬氏體形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成分化學(xué)成分馬氏體形成溫度（馬氏體形成溫度（Ms）奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體的強(qiáng)度奧氏體的強(qiáng)度4. 馬氏體性能馬氏體性能 馬氏體硬度隨馬氏體中的含碳量的提高而增加，同時(shí)殘余奧氏體的數(shù)量也增加。整體上體現(xiàn)出峰值。圖9-36 淬火鋼的最大硬度與含碳量的關(guān)系1高于Ac3淬火 2高于Ac1淬火 3馬氏體硬度高硬度、高強(qiáng)度高碳馬氏體雖很硬，但塑性和韌性卻很差，并且內(nèi)部存在巨大的內(nèi)應(yīng)力，如共析鋼淬火得到的片狀馬氏體力學(xué)性能：硬度達(dá)60HRC，沖擊韌性?xún)H1J/cm2。低碳的板條馬氏體的硬度雖

51、不算很高，卻具有一定的塑性和相當(dāng)好的韌性，0.2%C碳鋼淬火得到的板條馬氏體力學(xué)性能指標(biāo)：硬度35-40HRC，屈服強(qiáng)度800-1000MPa，伸長(zhǎng)率9-17%，沖擊韌性60-180J/cm2。 5馬氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)-（0） 馬氏體的形成條件 馬氏體是高溫奧氏體快速冷卻，在抑制其擴(kuò)散性分解的條件下形成的。因此，要形成馬氏體，第一，過(guò)冷奧氏體必須以大于臨界淬火速度的速度冷卻，以避免發(fā)生奧氏體向珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變。第二，過(guò)冷奧氏體必須過(guò)冷到一定溫度Ms點(diǎn)以下才能開(kāi)始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，以獲得足夠的相變驅(qū)動(dòng)力，這是馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件決定的。p馬氏體轉(zhuǎn)變阻力大。形成過(guò)程中，彈性應(yīng)變能阻力項(xiàng)很大，需要很大的過(guò)冷度，過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下才有足夠驅(qū)動(dòng)力促使馬氏體轉(zhuǎn)變。5馬氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)-（1） p 轉(zhuǎn)變速度極快。鋼從奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變速度非?？?，幾乎無(wú)法測(cè)量，一般認(rèn)為是以聲速發(fā)展。p 轉(zhuǎn)變無(wú)擴(kuò)散性。馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)诤艽筮^(guò)冷度下進(jìn)行，轉(zhuǎn)變過(guò)程沒(méi)有原子的擴(kuò)散，點(diǎn)陣的重構(gòu)是通過(guò)晶格切變形成。馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性 馬氏體轉(zhuǎn)變是奧氏體在很大過(guò)冷度下進(jìn)行的，此時(shí)無(wú)論是鐵原子、碳原子還是合金元素原子，其活動(dòng)能力很低。因而，馬氏體轉(zhuǎn)變是在無(wú)擴(kuò)散的情況下進(jìn)行的。點(diǎn)陣的重構(gòu)是由原子集體的、有規(guī)律的、近程的遷動(dòng)完成的。原來(lái)在母相中相鄰的兩個(gè)原子在新相中仍然相鄰，它們之間的相對(duì)位移不超過(guò)一個(gè)原子間距。5馬氏體