鋼的熱處理原理

1、1鋼的熱處理原理2鐵碳合金平衡組織鐵碳合金平衡組織3概述概述 定義：定義：鋼的熱處理鋼的熱處理是是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝定的時(shí)間，然后以預(yù)定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。目的與用途：目的與用途：通過(guò)熱處理可以改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而改善其工藝性通過(guò)熱處理可以改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而改善其工藝性能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長(zhǎng)零件的使用壽命，提高產(chǎn)品質(zhì)能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長(zhǎng)零件的使用壽命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能源。消除鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺量，

2、節(jié)約材料和能源。消除鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷。陷。時(shí) 間溫 度加熱保溫冷卻熱處理工藝曲線示意圖4熱處理原理：熱處理原理：鋼中組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律鋼中組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律是熱處理的理論基礎(chǔ)，稱為是熱處理的理論基礎(chǔ)，稱為熱處理原理熱處理原理。熱處理原理的內(nèi)容：包括鋼的熱處理原理的內(nèi)容：包括鋼的加熱轉(zhuǎn)變、珠光體轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)加熱轉(zhuǎn)變、珠光體轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變變、貝氏體轉(zhuǎn)變和和回火轉(zhuǎn)變回火轉(zhuǎn)變。根據(jù)熱處理原理制定的具體的根據(jù)熱處理原理制定的具體的加熱溫度、保溫時(shí)間、冷卻加熱溫度、保溫時(shí)間、冷卻方式方式等參數(shù)就是等參數(shù)就是熱處理工藝熱處理工藝。5鋼為什么能夠進(jìn)行熱處理？鋼為什么能夠進(jìn)行熱

3、處理？原則上只有在原則上只有在加熱或冷卻時(shí)加熱或冷卻時(shí)發(fā)生發(fā)生溶解度的顯著變化溶解度的顯著變化或發(fā)生或發(fā)生固態(tài)固態(tài)相變相變的合金才能進(jìn)行熱處理。的合金才能進(jìn)行熱處理。根據(jù)根據(jù)Fe-FeFe-Fe3 3CC相圖，相圖，鋼在高溫和低溫時(shí)具有不同的結(jié)構(gòu)狀態(tài)鋼在高溫和低溫時(shí)具有不同的結(jié)構(gòu)狀態(tài)：共析鋼在加熱和冷卻過(guò)程中經(jīng)共析鋼在加熱和冷卻過(guò)程中經(jīng)過(guò)過(guò)PSKPSK線線（A1A1）時(shí)，發(fā)生時(shí)，發(fā)生珠光體珠光體和和奧氏體奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變；之間的相互轉(zhuǎn)變；亞共析鋼經(jīng)過(guò)亞共析鋼經(jīng)過(guò)GSGS線線（A3A3）時(shí)，時(shí)，發(fā)生發(fā)生鐵素體鐵素體與與奧氏體奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)之間的相互轉(zhuǎn)變；變；過(guò)共析鋼經(jīng)過(guò)過(guò)共析鋼經(jīng)過(guò)ESE

4、S線（線（AcmAcm）時(shí)，）時(shí)，發(fā)生發(fā)生滲碳體滲碳體與與奧氏體奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)之間的相互轉(zhuǎn)變。變。鋼在加熱和冷卻過(guò)程中越過(guò)上鋼在加熱和冷卻過(guò)程中越過(guò)上述臨界點(diǎn)就要發(fā)生述臨界點(diǎn)就要發(fā)生固態(tài)相變固態(tài)相變，所以，所以能進(jìn)行熱處理。能進(jìn)行熱處理。6A Ar1r1：冷卻時(shí)：冷卻時(shí) A P A P 開始溫度開始溫度A Ar3r3：冷卻時(shí)：冷卻時(shí) A A 開始溫度開始溫度A Arcmrcm：冷卻時(shí)冷卻時(shí) A FeA Fe3 3CC開始溫度開始溫度A Ac1c1：加熱時(shí)：加熱時(shí) P A P A 開始溫度開始溫度A Ac3c3：加熱時(shí)：加熱時(shí) A A 終了溫度終了溫度A Accmccm：加熱時(shí)：加熱時(shí) Fe

5、Fe3 3CC A A 終了溫度終了溫度在在Fe-FeFe-Fe3 3CC相圖上反應(yīng)的臨界溫度相圖上反應(yīng)的臨界溫度A A1 1、A A3 3、A Acmcm是平衡臨界溫度，即是平衡臨界溫度，即在非常緩慢的加熱或冷卻條件下鋼發(fā)生組織轉(zhuǎn)變的溫度。在非常緩慢的加熱或冷卻條件下鋼發(fā)生組織轉(zhuǎn)變的溫度。實(shí)際加熱或冷卻時(shí)組織轉(zhuǎn)變會(huì)產(chǎn)生滯后現(xiàn)象，加熱和冷卻速度越快，實(shí)際加熱或冷卻時(shí)組織轉(zhuǎn)變會(huì)產(chǎn)生滯后現(xiàn)象，加熱和冷卻速度越快，滯后現(xiàn)象將越加嚴(yán)重。滯后現(xiàn)象將越加嚴(yán)重。 鋼的相變臨界點(diǎn)鋼的相變臨界點(diǎn)加熱和冷卻速度為加熱和冷卻速度為0.1250.125min min 時(shí)對(duì)臨界溫度的影響時(shí)對(duì)臨界溫度的影響7鋼在加熱時(shí)的

6、轉(zhuǎn)變鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變 鋼在冷卻時(shí)發(fā)生的固態(tài)轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)發(fā)生的固態(tài)轉(zhuǎn)變(P(P、B B、M) M) ，其母相均為奧氏體。，其母相均為奧氏體。為了使鋼在熱處理后獲得為了使鋼在熱處理后獲得所需要的組織和性能，多數(shù)工藝都須先將所需要的組織和性能，多數(shù)工藝都須先將鋼加熱至單相奧氏體，然后再以適當(dāng)方式鋼加熱至單相奧氏體，然后再以適當(dāng)方式(或速度或速度)冷卻，以獲得所冷卻，以獲得所需要的組織和性能。需要的組織和性能。 鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程，稱為，稱為奧氏體化奧氏體化過(guò)程。過(guò)程。奧氏體組織的狀況（如奧氏體組織的狀況（如成分、均勻程度、晶粒大小成分、均勻程度、晶粒大小等）直等）

7、直接影響冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能，因此，研究加熱接影響冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能，因此，研究加熱時(shí)奧氏體的形成過(guò)程具有重要的意義。時(shí)奧氏體的形成過(guò)程具有重要的意義。 8當(dāng)溫度等于當(dāng)溫度等于A A1 1時(shí)，珠光體與奧時(shí)，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有當(dāng)氏體的自由能相等。只有當(dāng)溫度高溫度高于于A A1 1時(shí)時(shí)，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力才能克服界面能和應(yīng)變能的相動(dòng)力才能克服界面能和應(yīng)變能的相變阻力，使奧氏體的自由能低于珠變阻力，使奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，奧氏體才能自發(fā)形光體的自由能，奧氏體才能自發(fā)形核。核。奧氏體形成的熱力學(xué)條件奧氏體形成的

8、熱力學(xué)條件珠光體和奧氏體的自由能隨溫度變化的曲線奧氏體形成時(shí)系統(tǒng)總的自由能變化為：奧氏體形成時(shí)系統(tǒng)總的自由能變化為：G=GV+GS+Ge式中，式中，GV為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；GS為形成奧氏體為形成奧氏體時(shí)所增加的界面能；時(shí)所增加的界面能；Ge為形成奧氏體時(shí)所增加的應(yīng)變能。其中，為形成奧氏體時(shí)所增加的應(yīng)變能。其中，GV是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，GS與與Ge是相變的阻力是相變的阻力。91. 奧氏體的形成過(guò)程奧氏體的形成過(guò)程 FeFe3 3CC6.696.69CC復(fù)雜晶格復(fù)雜晶格-Fe-Fe0.020.02CCbccbcc -F

9、e-Fe0.770.77CCfccfcc+共析鋼為例共析鋼為例 奧氏體的形成過(guò)程就是奧氏體的形成過(guò)程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散過(guò)程鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散過(guò)程。具體過(guò)程包括具體過(guò)程包括：奧氏體的形核奧氏體的形核，奧氏體的長(zhǎng)大奧氏體的長(zhǎng)大，剩余滲碳體的溶剩余滲碳體的溶解解和和奧氏體的成分均勻化奧氏體的成分均勻化過(guò)程過(guò)程 10(1)(1) 奧氏體的形核奧氏體的形核 優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上相界面上形成，此處容易獲得奧氏體形核所需要的形成，此處容易獲得奧氏體形核所需要的濃度起伏濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏結(jié)構(gòu)起伏和和能量起伏能量起伏。珠光體群邊界珠光體群邊界也可以成為

10、奧氏體的也可以成為奧氏體的形核部位；在快速加熱時(shí)，由于過(guò)熱度大，形核部位；在快速加熱時(shí)，由于過(guò)熱度大，也可以在也可以在鐵素體亞晶邊界鐵素體亞晶邊界上上形核。形核。 FFe3CA晶核(2)(2) 奧氏體晶核長(zhǎng)大奧氏體晶核長(zhǎng)大 奧氏體晶核形成后即開始長(zhǎng)大，奧氏體晶核形成后即開始長(zhǎng)大，奧氏體和鐵素體中碳的擴(kuò)散是奧氏體和鐵素體中碳的擴(kuò)散是奧氏體吞噬滲碳體和鐵素體而奧氏體吞噬滲碳體和鐵素體而長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力未溶Fe3CAA11擴(kuò)散破壞了該溫度下相界面的平衡濃度，為了恢復(fù)平衡，擴(kuò)散破壞了該溫度下相界面的平衡濃度，為了恢復(fù)平衡，滲碳體勢(shì)滲碳體勢(shì)必溶入奧氏體必溶入奧氏體，使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到，

11、使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到C-C，與此同時(shí)，另一，與此同時(shí)，另一個(gè)界面上，發(fā)生奧氏體碳原子向鐵素體的擴(kuò)散，促使個(gè)界面上，發(fā)生奧氏體碳原子向鐵素體的擴(kuò)散，促使鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體體，使它們之間界面的碳濃度恢復(fù)到，使它們之間界面的碳濃度恢復(fù)到C-。這樣，奧氏體的兩個(gè)界面就向鐵。這樣，奧氏體的兩個(gè)界面就向鐵素體和滲碳體兩個(gè)方向推移，奧氏體便長(zhǎng)大。素體和滲碳體兩個(gè)方向推移，奧氏體便長(zhǎng)大。 由于由于C-C C-，在奧氏，在奧氏體中出現(xiàn)碳的濃度梯度，并引體中出現(xiàn)碳的濃度梯度，并引起碳在奧氏體中不斷地由高濃起碳在奧氏體中不斷地由高濃度向低濃度的擴(kuò)散。度向低濃度的擴(kuò)散。 由于在鐵素體內(nèi)，由于在

12、鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體接鐵素體與奧氏體接觸的兩個(gè)界面之間觸的兩個(gè)界面之間也存在著碳濃度差也存在著碳濃度差C-CC-，因此碳，因此碳在在鐵素體中也進(jìn)在在鐵素體中也進(jìn)行著擴(kuò)散，行著擴(kuò)散， 奧氏體長(zhǎng)大機(jī)制奧氏體長(zhǎng)大機(jī)制12由于鐵素體與奧氏體相界面的濃度差（由于鐵素體與奧氏體相界面的濃度差（C-C-）遠(yuǎn)小于滲碳體與）遠(yuǎn)小于滲碳體與奧氏體相界面的濃度差（奧氏體相界面的濃度差（C CC-C），一份滲碳體溶解將促進(jìn)幾份鐵素），一份滲碳體溶解將促進(jìn)幾份鐵素體轉(zhuǎn)變，因此，體轉(zhuǎn)變，因此，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的速度比滲碳體溶解的速度鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的速度比滲碳體溶解的速度快得多快得

13、多。當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，仍有部分滲碳體尚未溶解，剩余在奧當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，仍有部分滲碳體尚未溶解，剩余在奧氏體中。這時(shí)，奧氏體的平均成分低于共析成分。氏體中。這時(shí)，奧氏體的平均成分低于共析成分。隨后剩余隨后剩余Fe3C通過(guò)擴(kuò)散，不斷溶通過(guò)擴(kuò)散，不斷溶人人A中，使中，使A碳濃度逐漸趨于共析成分。碳濃度逐漸趨于共析成分。 一旦滲碳體全部溶解，這一階段一旦滲碳體全部溶解，這一階段便告結(jié)束。便告結(jié)束。A未溶碳化物未溶碳化物(3)(3) 剩余滲碳體溶解剩余滲碳體溶解13(4) 奧氏體成分均勻化奧氏體成分均勻化 A 剩余滲碳體全部溶解后，剩余滲碳體全部溶解后，A中的中的碳濃度仍是不均勻的

14、。碳濃度仍是不均勻的。只有繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間或升溫，只有繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間或升溫，通過(guò)碳原子的擴(kuò)散，才能使通過(guò)碳原子的擴(kuò)散，才能使A碳濃度碳濃度逐漸趨于均勻化，最后得到均勻的單逐漸趨于均勻化，最后得到均勻的單相奧氏體。相奧氏體。 A形成過(guò)程全部完成。形成過(guò)程全部完成。14 亞共析鋼和過(guò)共析鋼的奧氏體形成過(guò)程亞共析鋼和過(guò)共析鋼的奧氏體形成過(guò)程與共析鋼基本相同，與共析鋼基本相同，當(dāng)加熱溫度僅超過(guò)當(dāng)加熱溫度僅超過(guò)A AC1C1時(shí)，只能使原時(shí)，只能使原始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍會(huì)保留一部分先共析始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍會(huì)保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體鐵素體或先共析滲碳體。 這種奧氏體化

15、過(guò)程被稱為這種奧氏體化過(guò)程被稱為 “ “部分奧氏部分奧氏體化體化”或或“不完全奧氏體化不完全奧氏體化”。 只有只有當(dāng)加熱溫度超過(guò)當(dāng)加熱溫度超過(guò)A AC3C3或或A Accmccm，并保溫足夠的時(shí)間，并保溫足夠的時(shí)間，才能獲得均勻的單相奧氏體才能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的，這又被稱為是非共析鋼的“完全完全奧氏體化奧氏體化”。152. 奧氏體的形成速度奧氏體的形成速度 共析鋼的奧氏體等溫形成圖珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變開始珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛結(jié)束奧氏體均勻化完成剩余滲碳體溶解完畢奧氏體形核、長(zhǎng)大階奧氏體形核、長(zhǎng)大階段所需的時(shí)間較短，剩余段所需的時(shí)間較短，剩余滲碳體溶解所需時(shí)間較長(zhǎng)，滲碳

16、體溶解所需時(shí)間較長(zhǎng)，而奧氏體均勻化所需時(shí)間而奧氏體均勻化所需時(shí)間更長(zhǎng)。更長(zhǎng)。 為獲得同一狀態(tài)，可為獲得同一狀態(tài)，可用低溫長(zhǎng)時(shí)間用低溫長(zhǎng)時(shí)間 V1，也可，也可用高溫短時(shí)間用高溫短時(shí)間 V2加熱。加熱。AC1以上某溫以上某溫度等溫時(shí)，奧度等溫時(shí)，奧氏體需要一定氏體需要一定時(shí)間后才開始時(shí)間后才開始形成形成，這段時(shí)，這段時(shí)間稱為間稱為孕育孕育期期。溫度溫度 孕育期孕育期 16亞共析鋼或過(guò)共析鋼奧氏體等溫形成圖亞共析鋼或過(guò)共析鋼奧氏體等溫形成圖當(dāng)珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還有當(dāng)珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還有過(guò)剩相鐵素體或滲碳體的繼續(xù)轉(zhuǎn)過(guò)剩相鐵素體或滲碳體的繼續(xù)轉(zhuǎn)變變，也需要碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散及奧氏體

17、與過(guò)剩相之間相界面的推移，也需要碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散及奧氏體與過(guò)剩相之間相界面的推移來(lái)進(jìn)行。與共析鋼相比，過(guò)共析鋼的滲碳體溶解和奧氏體的均勻化所需時(shí)來(lái)進(jìn)行。與共析鋼相比，過(guò)共析鋼的滲碳體溶解和奧氏體的均勻化所需時(shí)間要長(zhǎng)得多。間要長(zhǎng)得多。 亞共析鋼過(guò)共析鋼173. 影響奧氏體形成速度的因素影響奧氏體形成速度的因素 奧氏體形成是奧氏體形成是形核形核和和長(zhǎng)大長(zhǎng)大過(guò)程，整個(gè)過(guò)程受過(guò)程，整個(gè)過(guò)程受原子擴(kuò)散原子擴(kuò)散所控制。所控制。因此，一切影響擴(kuò)散、形核與長(zhǎng)大的因素都影響奧氏體的形成速度。因此，一切影響擴(kuò)散、形核與長(zhǎng)大的因素都影響奧氏體的形成速度。 主要影響因素有主要影響因素有加熱溫度加熱溫度、原始組織

18、原始組織和和化學(xué)成分化學(xué)成分等。等。 （1 1）加熱溫度的影響）加熱溫度的影響 PAPA轉(zhuǎn)變是擴(kuò)散相變過(guò)程，隨加熱溫度轉(zhuǎn)變是擴(kuò)散相變過(guò)程，隨加熱溫度，原子擴(kuò)散系數(shù)原子擴(kuò)散系數(shù)，特別是碳在特別是碳在A A中的擴(kuò)散系數(shù)中的擴(kuò)散系數(shù)，加快了，加快了A A的形核和長(zhǎng)大速度；的形核和長(zhǎng)大速度； 隨加熱溫度隨加熱溫度， A A中的中的碳濃度差碳濃度差，濃度梯度，濃度梯度，故原子擴(kuò)散速，故原子擴(kuò)散速度度； 隨加熱溫度隨加熱溫度， A A與與P P的自由能差的自由能差，相變驅(qū)動(dòng)力，相變驅(qū)動(dòng)力GvGv，A A的的形核率和長(zhǎng)大速度急劇形核率和長(zhǎng)大速度急劇，因此，轉(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變所需時(shí)間顯著，因此，轉(zhuǎn)變的孕育期和

19、轉(zhuǎn)變所需時(shí)間顯著，加熱溫度越高，轉(zhuǎn)變?cè)杏诤屯瓿赊D(zhuǎn)變的時(shí)間越加熱溫度越高，轉(zhuǎn)變?cè)杏诤屯瓿赊D(zhuǎn)變的時(shí)間越。 影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是一個(gè)最主要的因素。影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是一個(gè)最主要的因素。 18（2 2）原始組織的影響）原始組織的影響 化學(xué)成分相同時(shí)，隨原始組織中碳化物分散度化學(xué)成分相同時(shí)，隨原始組織中碳化物分散度，F(xiàn) F和和FeFe3 3CC相界面增相界面增多，多，A A的形核率的形核率；P P片層間距片層間距，使，使A A中碳濃度梯度中碳濃度梯度，碳的擴(kuò)散距離，碳的擴(kuò)散距離，都使，都使A A的長(zhǎng)大的長(zhǎng)大速度速度。 因此，因此，鋼的原始組織越細(xì)，形成速度越快鋼的

20、原始組織越細(xì)，形成速度越快。 （3 3）含碳量的影響）含碳量的影響 含碳量含碳量 ，奧氏體的形成速度，奧氏體的形成速度 。 隨含碳量隨含碳量 ，F(xiàn)eFe3 3CC量量，F(xiàn) F和和FeFe3 3CC相界面積相界面積，A A的形核部位的形核部位，A A的形核率的形核率 ； 碳化物數(shù)量碳化物數(shù)量，又使碳的擴(kuò)散距離，又使碳的擴(kuò)散距離，碳濃度梯度，碳濃度梯度； 隨隨A A中含碳量中含碳量，碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)將，碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)將，從而增大，從而增大A A的長(zhǎng)大速的長(zhǎng)大速度。度。19（4）合金元素的影響）合金元素的影響 影響碳在影響碳在A A中的擴(kuò)散速度中的擴(kuò)散速度 碳化物形成元素碳化物形成元素(

21、(如如CrCr、MoMo、WW、V V、Ti Ti等等) )大大減小了碳在大大減小了碳在A A中的擴(kuò)中的擴(kuò)散速度，故顯著減慢了散速度，故顯著減慢了A A的形成速度。的形成速度。 非碳化物形成元素非碳化物形成元素( (如如CoCo、NiNi等等) )能增加碳在能增加碳在A A中的擴(kuò)散速度，因而，中的擴(kuò)散速度，因而，加快了加快了A A的形成速度。的形成速度。 而而Si Si、A1A1、MnMn等元素對(duì)碳在等元素對(duì)碳在A A中的擴(kuò)散速度影響不大，故對(duì)中的擴(kuò)散速度影響不大，故對(duì)A A形成形成速度無(wú)明顯影響。速度無(wú)明顯影響。改變鋼的臨界溫度改變鋼的臨界溫度 改變了改變了A A轉(zhuǎn)變時(shí)的過(guò)熱度，從而改變了轉(zhuǎn)

22、變時(shí)的過(guò)熱度，從而改變了A A與與P P的自由能差，因此改變的自由能差，因此改變了了A A的形成速度。的形成速度。 如如NiNi、MnMn、CuCu等降低等降低A A1 1點(diǎn)，相對(duì)增大過(guò)熱度，將增大點(diǎn)，相對(duì)增大過(guò)熱度，將增大A A的形成速的形成速度。度。 CrCr、MoMo、WW、V V、Si Si等提高等提高A A1 1點(diǎn)，相對(duì)地降低過(guò)熱度，將減慢點(diǎn)，相對(duì)地降低過(guò)熱度，將減慢A A的的形成速度。形成速度。 20在在P P中分布不均勻中分布不均勻 平衡組織中，平衡組織中，CrCr、MoMo、WW、V V、Ti Ti等主要集中于等主要集中于共析碳化物中共析碳化物中，而而NiNi、Si Si、Al

23、Al等非碳化物形成元素主要存在于等非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中共析鐵素體中。 滲碳體完全溶解后，合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，滲碳體完全溶解后，合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，合金鋼的合金鋼的A A均勻化過(guò)程，除了碳在均勻化過(guò)程，除了碳在A A中的均勻化外，還包括了中的均勻化外，還包括了合金元合金元素的均勻化素的均勻化。 相同條件下，合金元素在相同條件下，合金元素在A A中的擴(kuò)散速度比碳的中的擴(kuò)散速度比碳的擴(kuò)散速度慢擴(kuò)散速度慢10103 3-10-104 4倍。同時(shí)碳化物形成元素強(qiáng)烈阻礙碳的擴(kuò)散，因此，合金鋼倍。同時(shí)碳化物形成元素強(qiáng)烈阻礙碳的擴(kuò)散，因此，合金鋼A A

24、化要比碳鋼緩慢得多?；忍间摼徛枚?。 合金鋼熱處理時(shí)，合金鋼熱處理時(shí)，加熱溫度要比碳鋼高，保溫時(shí)間也需要加熱溫度要比碳鋼高，保溫時(shí)間也需要延長(zhǎng)延長(zhǎng)。特別是高合金鋼，如。特別是高合金鋼，如W18Cr4VW18Cr4V高速鋼的淬火溫度需要提高到高速鋼的淬火溫度需要提高到1270127012801280，超過(guò)，超過(guò)A Aclcl(820-840)(820-840)數(shù)百度。數(shù)百度。21奧氏體的晶粒大小及其控制奧氏體的晶粒大小及其控制 A A形成后形成后繼續(xù)加熱或保溫，晶粒將長(zhǎng)大，在熱力學(xué)上是一種自發(fā)趨勢(shì)。繼續(xù)加熱或保溫，晶粒將長(zhǎng)大，在熱力學(xué)上是一種自發(fā)趨勢(shì)。 加熱時(shí)形成的加熱時(shí)形成的A晶粒大小，對(duì)

25、鋼的冷卻轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能晶粒大小，對(duì)鋼的冷卻轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能都有重要的影響。都有重要的影響。（1 1）晶粒大小的表示方法）晶粒大小的表示方法 用直接測(cè)量的晶粒平均直徑，用直接測(cè)量的晶粒平均直徑，也可用單位體積或單位面積內(nèi)含也可用單位體積或單位面積內(nèi)含有的晶粒數(shù)來(lái)表示有的晶粒數(shù)來(lái)表示。 晶粒度級(jí)別晶粒度級(jí)別N與晶粒大小有如與晶粒大小有如下關(guān)系：下關(guān)系：n=2N-1。式中，。式中，n表示放表示放大大100倍時(shí)，每平方英寸視野中倍時(shí)，每平方英寸視野中觀察到的平均晶粒數(shù)。觀察到的平均晶粒數(shù)。 標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖 ，用，用100100倍觀察，倍觀察， 1 14 4級(jí)為粗晶粒，級(jí)為粗

26、晶粒，5 58 8級(jí)為細(xì)晶級(jí)為細(xì)晶粒，粒，8 8級(jí)以外的晶粒稱為超粗或超級(jí)以外的晶粒稱為超粗或超細(xì)晶粒。細(xì)晶粒。 22（2） 奧氏體晶粒度的概念?yuàn)W氏體晶粒度的概念起始晶粒度起始晶粒度：A轉(zhuǎn)變剛剛完成時(shí)的晶粒大小。轉(zhuǎn)變剛剛完成時(shí)的晶粒大小。 實(shí)際晶粒度實(shí)際晶粒度：在某一具體的加熱條件下獲得的：在某一具體的加熱條件下獲得的A晶粒大小。晶粒大小。本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度：在：在 930土土10加熱，保溫加熱，保溫3-8 h后測(cè)定的后測(cè)定的A晶粒大小稱為晶粒大小稱為本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度表示鋼在一定條件下本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度表示鋼在一定條件下A晶粒長(zhǎng)大的傾向性。晶粒長(zhǎng)大的傾向性。隨加熱溫度升高，奧氏體晶

27、粒隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長(zhǎng)大迅速長(zhǎng)大，稱為，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼本質(zhì)粗晶粒鋼；在在930以下，隨溫度升高，以下，隨溫度升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度很緩慢奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度很緩慢，稱為稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。當(dāng)超過(guò)某一溫度。當(dāng)超過(guò)某一溫度（9501000）本質(zhì)細(xì)晶粒鋼也）本質(zhì)細(xì)晶粒鋼也可能迅速長(zhǎng)大，晶粒尺寸甚至超過(guò)可能迅速長(zhǎng)大，晶粒尺寸甚至超過(guò)本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)粗晶粒鋼。鋼的本質(zhì)晶粒度與煉鋼的脫氧鋼的本質(zhì)晶粒度與煉鋼的脫氧方法和鋼的化學(xué)成分有關(guān)。方法和鋼的化學(xué)成分有關(guān)。 23 高溫下高溫下A A晶粒長(zhǎng)大，引起系統(tǒng)的自由能降低，是自發(fā)過(guò)程。晶粒長(zhǎng)大，引起系統(tǒng)的自由能降低，是自發(fā)過(guò)程。 A A

28、晶粒長(zhǎng)大是晶界遷移的過(guò)程，其實(shí)質(zhì)是原子在晶界附近原子的擴(kuò)晶粒長(zhǎng)大是晶界遷移的過(guò)程，其實(shí)質(zhì)是原子在晶界附近原子的擴(kuò)散。一切影響散。一切影響原子擴(kuò)散遷移原子擴(kuò)散遷移的因素都能影響的因素都能影響A A晶粒大小。為控制晶粒大小。為控制A A晶晶粒長(zhǎng)大，必須從控制影響粒長(zhǎng)大，必須從控制影響A A晶粒長(zhǎng)大的因素著手。晶粒長(zhǎng)大的因素著手。加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度和保溫時(shí)間 加熱溫度加熱溫度，晶粒長(zhǎng)大速率，晶粒長(zhǎng)大速率，最終晶粒尺寸，最終晶粒尺寸。這是由于晶粒長(zhǎng)大是通過(guò)原子擴(kuò)散進(jìn)行的，而擴(kuò)散速度隨著溫度升這是由于晶粒長(zhǎng)大是通過(guò)原子擴(kuò)散進(jìn)行的，而擴(kuò)散速度隨著溫度升高呈指數(shù)關(guān)系增加。高呈指數(shù)關(guān)系增加。在一定溫度

29、下，隨保溫時(shí)間在一定溫度下，隨保溫時(shí)間，奧氏體晶粒，奧氏體晶粒；在每一個(gè)溫度下都有一個(gè)加速長(zhǎng)大期；當(dāng)奧氏體晶粒長(zhǎng)大到一定尺在每一個(gè)溫度下都有一個(gè)加速長(zhǎng)大期；當(dāng)奧氏體晶粒長(zhǎng)大到一定尺寸后，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，晶粒不再明顯長(zhǎng)大。寸后，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，晶粒不再明顯長(zhǎng)大。加熱速度加熱速度 加熱速度加熱速度，A的實(shí)際形成溫度的實(shí)際形成溫度，則，則A的形核率的形核率，起始晶粒尺寸，起始晶粒尺寸 。但是，如果在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫，晶粒則很容易長(zhǎng)大。但是，如果在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫，晶粒則很容易長(zhǎng)大。（3 3）奧氏體晶粒大小的控制）奧氏體晶粒大小的控制24化學(xué)成分化學(xué)成分 碳碳量在一定范圍內(nèi)，隨含碳量的量在一定范圍

30、內(nèi)，隨含碳量的，碳在鋼中的擴(kuò)散速度以及鐵的自，碳在鋼中的擴(kuò)散速度以及鐵的自擴(kuò)散速度均擴(kuò)散速度均， A A晶粒長(zhǎng)大的傾向晶粒長(zhǎng)大的傾向。 當(dāng)碳含量超過(guò)一定限度以后，鋼中出現(xiàn)二次滲碳體，隨著含碳量的當(dāng)碳含量超過(guò)一定限度以后，鋼中出現(xiàn)二次滲碳體，隨著含碳量的，二次滲碳體數(shù)量二次滲碳體數(shù)量，且分布在，且分布在A A晶界上，可以阻礙晶界上，可以阻礙A A晶界的移動(dòng)，反而使晶界的移動(dòng)，反而使A A晶粒長(zhǎng)大傾向晶粒長(zhǎng)大傾向。 合金元素 Ti Ti、Zr Zr、V V、AlAl、NbNb 等強(qiáng)烈地阻礙等強(qiáng)烈地阻礙A A晶粒長(zhǎng)大；晶粒長(zhǎng)大； WW、MoMo、CrCr 等一般阻止晶粒長(zhǎng)大；等一般阻止晶粒長(zhǎng)大； S

31、i Si、NiNi、CuCu 等不形成化合物，對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響不明顯；等不形成化合物，對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響不明顯； MnMn、P P、N N、CC 等促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大。等促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大。 如加熱溫度高到使碳化物及其他化合物能溶入到奧氏體中時(shí)，阻礙晶粒如加熱溫度高到使碳化物及其他化合物能溶入到奧氏體中時(shí)，阻礙晶粒長(zhǎng)大的作用將會(huì)消失，晶粒便迅速長(zhǎng)大。長(zhǎng)大的作用將會(huì)消失，晶粒便迅速長(zhǎng)大。原始組織原始組織 原始組織越細(xì)，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細(xì)小，原始組織越細(xì)，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細(xì)小，晶粒長(zhǎng)大傾向越大。晶粒長(zhǎng)大傾向越大。 25鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)

32、變 鋼鋼A A化后冷至室溫的性能，不僅取決于加熱時(shí)化后冷至室溫的性能，不僅取決于加熱時(shí)A A的狀態(tài)，在很大程的狀態(tài)，在很大程度上取決于冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)。冷卻方式和速度對(duì)轉(zhuǎn)變度上取決于冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)。冷卻方式和速度對(duì)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)有很大影響，因此，冷卻過(guò)程決定著鋼固態(tài)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)有很大影響，因此，冷卻過(guò)程決定著鋼固態(tài)轉(zhuǎn)變后的組織和性能。后的組織和性能。 將將A A狀態(tài)的鋼冷卻到狀態(tài)的鋼冷卻到A A1 1溫度以下，由于在此溫度下溫度以下，由于在此溫度下A A的自由能比的自由能比F F與滲碳體兩相混合物的自由能高，因此與滲碳體兩相混合物的自由能高，

33、因此A A將發(fā)生分解，向?qū)l(fā)生分解，向P P或其它組或其它組織轉(zhuǎn)變，在臨界溫度織轉(zhuǎn)變，在臨界溫度A A1 1以下以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的處于不穩(wěn)定狀態(tài)的A A稱為稱為過(guò)冷過(guò)冷A A。 269.3.9.3. 珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變 珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變 是過(guò)冷是過(guò)冷A A在在A A1 1以下較高溫度以下較高溫度內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變，是單相內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變，是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個(gè)新相的機(jī)械混合物的相變過(guò)程。兩個(gè)新相的機(jī)械混合物的相變過(guò)程。 P轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組，屬轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組，屬擴(kuò)散型相變擴(kuò)散型相變。FeFe3 3CC6.696.

34、69復(fù)雜晶格復(fù)雜晶格-Fe-Fe0.020.02bcc bcc -Fe-Fe0.760.76fccfcc+1. 1. 珠光體的組織形態(tài)和機(jī)械性能珠光體的組織形態(tài)和機(jī)械性能 珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機(jī)械混合物，按滲碳體的形態(tài)，珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機(jī)械混合物，按滲碳體的形態(tài)，珠光體分為珠光體分為片狀珠光體片狀珠光體和和粒狀珠光體粒狀珠光體。27片狀珠光體片狀珠光體：由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。：由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成一個(gè)若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成一個(gè)珠光體領(lǐng)域珠光體領(lǐng)域或或珠光珠光體團(tuán)體團(tuán)，在一個(gè)，在一個(gè)A A晶粒內(nèi)，可形成幾

35、個(gè)珠光體團(tuán)。晶粒內(nèi)，可形成幾個(gè)珠光體團(tuán)。 珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離稱為稱為珠光珠光體的片間距體的片間距，用，用S S0 0表示，它是用來(lái)衡量表示，它是用來(lái)衡量P P組織粗細(xì)的一個(gè)主要指標(biāo)。組織粗細(xì)的一個(gè)主要指標(biāo)。 P P片間距的大小主要取決于片間距的大小主要取決于P P形成時(shí)形成時(shí)的的過(guò)冷度過(guò)冷度，即，即P P的形成溫度，而與的形成溫度，而與A A晶晶粒度和均勻性無(wú)關(guān)。粒度和均勻性無(wú)關(guān)。過(guò)冷度過(guò)冷度，P P的形成溫度的形成溫度，片間，片間距距。共析鋼共析鋼P(yáng) P片間距片間距S S0 0與過(guò)冷度與過(guò)冷度TT之間的之間的關(guān)系可

36、用以下經(jīng)驗(yàn)公式來(lái)表達(dá)：關(guān)系可用以下經(jīng)驗(yàn)公式來(lái)表達(dá)： S S0 0=8.02/T =8.02/T 10103 3nmnm28 根據(jù)片間距大小不同，可將根據(jù)片間距大小不同，可將P P分為三種分為三種: : 片狀片狀珠光體珠光體是指在光學(xué)顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲是指在光學(xué)顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲碳體層片狀組織形態(tài)的珠光體，它的片間距大約為碳體層片狀組織形態(tài)的珠光體，它的片間距大約為1000600 1000600 nmnm，形成于，形成于A1650A1650溫度范圍內(nèi)。溫度范圍內(nèi)。 在在650600650600范圍內(nèi)形成的，其片間距較小，約為范圍內(nèi)形成的，其片間距較小，約為300250 n

37、m300250 nm，只有在高倍的光學(xué)顯微鏡下才能分辨出鐵素體，只有在高倍的光學(xué)顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種細(xì)珠光體稱為和滲碳體的片層形態(tài)，這種細(xì)珠光體稱為索氏體索氏體。 在在600550600550范圍內(nèi)形成的，其片間距極細(xì)，約為范圍內(nèi)形成的，其片間距極細(xì)，約為150100nm150100nm，只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳，只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種極細(xì)珠光體稱為體的片層形態(tài)，這種極細(xì)珠光體稱為屈氏體屈氏體。珠光體、索氏體和屈氏體的珠光體、索氏體和屈氏體的本質(zhì)是相同本質(zhì)是相同的，都是鐵素體加的，都是鐵素體加滲碳體組成的片層相間的

38、珠光體型組織，差別只是滲碳體組成的片層相間的珠光體型組織，差別只是片間距的大片間距的大小不同小不同。但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬。但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于于不平衡組織不平衡組織，其含碳量或多或少偏離共析成分。，其含碳量或多或少偏離共析成分。29珠光體700等溫屈氏體600等溫索氏體650等溫30 片狀珠光體的力學(xué)性能主要決定于片狀珠光體的力學(xué)性能主要決定于珠光體的片間距珠光體的片間距和和珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)的直徑的直徑。 珠光體的片間距珠光體的片間距，鋼的強(qiáng)度和硬度，鋼的強(qiáng)度和硬度，塑性和韌性，塑性和韌性。由于片間距由于片間距，鐵素體和滲碳體的相界面，鐵素

39、體和滲碳體的相界面，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，即，即塑性變形的抗力塑性變形的抗力，因而強(qiáng)度和硬度，因而強(qiáng)度和硬度。 同時(shí)，片間距同時(shí)，片間距，滲碳體片厚度，滲碳體片厚度，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆斷，鋼的塑性變形能力斷，鋼的塑性變形能力，所以塑性和韌性，所以塑性和韌性。片間距較小時(shí)，珠光體中的滲碳體片是不連續(xù)的，層片狀的鐵素體并片間距較小時(shí)，珠光體中的滲碳體片是不連續(xù)的，層片狀的鐵素體并未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。原始奧氏體晶粒尺寸對(duì)片間距影響較小，但對(duì)珠光體團(tuán)的直徑產(chǎn)生影原始奧氏體晶粒尺寸對(duì)片間距影

40、響較小，但對(duì)珠光體團(tuán)的直徑產(chǎn)生影響：響：原始奧氏體晶粒尺寸原始奧氏體晶粒尺寸，珠光體團(tuán)的直徑，珠光體團(tuán)的直徑。因此，細(xì)化奧氏。因此，細(xì)化奧氏體晶?？梢云鸬襟w晶?？梢云鸬教岣咧楣怏w強(qiáng)度，改善塑性、韌性提高珠光體強(qiáng)度，改善塑性、韌性的作用。的作用。 31 在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，稱為，稱為粒狀粒狀珠光體珠光體。 粒狀珠光體一般是經(jīng)過(guò)球化退火得到或淬火后經(jīng)中、高溫回火得粒狀珠光體一般是經(jīng)過(guò)球化退火得到或淬火后經(jīng)中、高溫回火得到，也可由過(guò)冷到，也可由過(guò)冷A A直接分解形成。直接分解形成。 粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，轉(zhuǎn)變溫度越粒狀

41、珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，轉(zhuǎn)變溫度越低，顆粒越細(xì)小。低，顆粒越細(xì)小。 粒狀珠光體的機(jī)械性能主要取決粒狀珠光體的機(jī)械性能主要取決于于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分布布。 一般來(lái)說(shuō)，滲碳體顆粒尺寸一般來(lái)說(shuō)，滲碳體顆粒尺寸，與，與鐵素體的相界面面積鐵素體的相界面面積，則鋼的硬度和，則鋼的硬度和強(qiáng)度強(qiáng)度。 碳化物越接近等軸狀、分布越均碳化物越接近等軸狀、分布越均勻，則鋼的韌性越好。勻，則鋼的韌性越好。32碳含量相同碳含量相同 如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光體中鐵素體和滲碳體的相界

42、面比片狀珠光體少，所以體中鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少，所以硬度比片狀珠硬度比片狀珠光體的稍低。光體的稍低。 粒狀珠光體中鐵素體連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體粒狀珠光體中鐵素體連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻礙較小，上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻礙較小，塑性韌性較高塑性韌性較高。硬度相同硬度相同 粒狀珠光體比片狀珠光體具有粒狀珠光體比片狀珠光體具有良好的綜合力學(xué)性能良好的綜合力學(xué)性能，這是因?yàn)?，這是因?yàn)榱顫B碳體不易產(chǎn)生應(yīng)力集中和裂紋。粒狀滲碳體不易產(chǎn)生應(yīng)力集中和裂紋。 因此，許多重要的機(jī)器零件都要通過(guò)熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的因此，許多重要的機(jī)器零件都要通過(guò)熱處理

43、獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織?；鼗鹚魇象w組織。 同時(shí)，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火同時(shí)，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火工藝性能。工藝性能。片狀珠光體與粒狀珠光體的比較片狀珠光體與粒狀珠光體的比較332. 珠光體的形成珠光體的形成 珠光體的形成也是通過(guò)形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程進(jìn)行的。珠光體的形成也是通過(guò)形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程進(jìn)行的。珠光體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為珠光體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為領(lǐng)先相領(lǐng)先相。領(lǐng)先相大多在。領(lǐng)先相大多在A A晶界或相界面晶界或相界面（如（如A A與滲碳體或與滲碳體或F F的相界面）上形核。因這些區(qū)域缺陷較的

44、相界面）上形核。因這些區(qū)域缺陷較多，能量較高，原子容易擴(kuò)散，容易滿足形核所需要的多，能量較高，原子容易擴(kuò)散，容易滿足形核所需要的成分起伏、能量成分起伏、能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏條件起伏和結(jié)構(gòu)起伏條件。 如滲碳體為領(lǐng)先相如滲碳體為領(lǐng)先相在在A A晶界上形成穩(wěn)定的晶界上形成穩(wěn)定的晶核，此晶核就會(huì)依靠晶核，此晶核就會(huì)依靠附近的附近的A A不斷提供碳原不斷提供碳原子逐漸長(zhǎng)大，形成一小子逐漸長(zhǎng)大，形成一小片滲碳體。（片滲碳體。（a a） CCmm周 圍周 圍 A A 碳 濃 度碳 濃 度，形成貧碳區(qū)，為，形成貧碳區(qū)，為F F形核創(chuàng)造了有利條件。形核創(chuàng)造了有利條件。當(dāng)當(dāng)貧碳區(qū)的碳濃度降低貧碳區(qū)的碳濃度降低到相當(dāng)

45、于到相當(dāng)于F的平衡濃度的平衡濃度時(shí)，就在滲碳體片的兩時(shí)，就在滲碳體片的兩側(cè)形成兩小片側(cè)形成兩小片F(xiàn)。（。（b）a ab b F形成后隨滲碳形成后隨滲碳體一起向前長(zhǎng)大，同體一起向前長(zhǎng)大，同時(shí)也橫向長(zhǎng)大。時(shí)也橫向長(zhǎng)大。F的的長(zhǎng)大又使其外側(cè)形成長(zhǎng)大又使其外側(cè)形成A的富碳區(qū)，促使新的富碳區(qū)，促使新的滲碳體的的滲碳體的形成。形成。( () )c ca. 片狀珠光體的形成片狀珠光體的形成34 如此不斷進(jìn)行，如此不斷進(jìn)行，F(xiàn) F和和CCmm 相互促進(jìn)交替形核，相互促進(jìn)交替形核，并同時(shí)平行地向并同時(shí)平行地向A A晶?？v晶?？v深方向長(zhǎng)大，形成一組深方向長(zhǎng)大，形成一組F F和和CCmm片層相間、基本平片層相間、基

46、本平行的行的P P領(lǐng)域。領(lǐng)域。(d)(d) 在一個(gè)在一個(gè)P P領(lǐng)域形成的過(guò)程中有可能在領(lǐng)域形成的過(guò)程中有可能在A A晶界其它處，或在已形成晶界其它處，或在已形成P P領(lǐng)域的邊緣領(lǐng)域的邊緣上形成新的、其它取向的上形成新的、其它取向的CCmm晶核，并由晶核，并由此形成一個(gè)不同取向的此形成一個(gè)不同取向的P P領(lǐng)域。領(lǐng)域。(e)(e)d df f 直到各個(gè)直到各個(gè)P領(lǐng)域領(lǐng)域相遇，相遇，A全部分解完了，全部分解完了，P轉(zhuǎn)變即告結(jié)束轉(zhuǎn)變即告結(jié)束。(f)(f)e eA A晶界重晶界重新形核新形核P P邊緣重邊緣重新形核新形核35 分枝形成機(jī)制分枝形成機(jī)制，P P形成時(shí)形成時(shí)基本沒(méi)側(cè)向長(zhǎng)大，基本沒(méi)側(cè)向長(zhǎng)大，

47、CCmm是以分枝方是以分枝方式縱向生長(zhǎng)，使與其相鄰的式縱向生長(zhǎng)，使與其相鄰的A A貧碳，貧碳，從而促進(jìn)從而促進(jìn)F F 在在CCmm枝間形成。枝間形成。 一個(gè)一個(gè)P P團(tuán)的團(tuán)的CCmm是一個(gè)單晶體，是一個(gè)單晶體， CCmm之間的之間的 F F也是一個(gè)單晶體。即也是一個(gè)單晶體。即一個(gè)一個(gè)P P團(tuán)是由一個(gè)團(tuán)是由一個(gè) F F晶粒和一個(gè)晶粒和一個(gè)CCmm晶粒互相穿插起來(lái)，通過(guò)晶?；ハ啻┎迤饋?lái)，通過(guò)“搭橋搭橋”而形成的。而形成的。36珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散情況珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散情況 ： 當(dāng)當(dāng)P P剛剛出現(xiàn)時(shí)，在三相（剛剛出現(xiàn)時(shí)，在三相（A A、F F、 CCmm ）共存時(shí)，過(guò)冷共存時(shí)，過(guò)冷A A中的碳濃度

48、是不均勻的。中的碳濃度是不均勻的。 即與即與 F F 相鄰的相鄰的A A碳濃度碳濃度CC-較較高高，而與，而與CCmm相鄰的相鄰的A A碳濃度碳濃度CC-C-C較較低低，因此在，因此在A A中產(chǎn)生碳中產(chǎn)生碳濃度梯度，從而引起碳的濃度梯度，從而引起碳的擴(kuò)散擴(kuò)散。 碳在碳在A A中擴(kuò)散的結(jié)果，引起中擴(kuò)散的結(jié)果，引起 F F 前前 A A 的碳濃度的碳濃度， Cm前前A A的碳濃度的碳濃度，這就，這就破壞了該溫度下破壞了該溫度下A A中碳濃度的平衡，中碳濃度的平衡，為恢復(fù)平為恢復(fù)平衡衡， F F前沿的前沿的A A必須析出必須析出 F F，使其碳濃度，使其碳濃度到平到平衡濃度衡濃度CC-，在，在Cm前

49、沿的前沿的A A，必須析出，必須析出Cm ，使，使其碳濃度其碳濃度到低于平衡濃度到低于平衡濃度CC-C-C。這樣，。這樣，P P便便向縱深長(zhǎng)大向縱深長(zhǎng)大，直至過(guò)冷，直至過(guò)冷A A全部轉(zhuǎn)變?yōu)槿哭D(zhuǎn)變?yōu)镻 P為止。為止。FeFe3 3CC37 珠光體形成時(shí)，珠光體形成時(shí)， 在過(guò)冷奧氏體中，還將發(fā)生遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體在過(guò)冷奧氏體中，還將發(fā)生遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體（碳濃度為（碳濃度為C）中碳的擴(kuò)散。）中碳的擴(kuò)散。CC CC C-CC-CCc c 這些擴(kuò)散都促使珠光體中的滲碳體和這些擴(kuò)散都促使珠光體中的滲碳體和鐵素體不斷長(zhǎng)大。鐵素體不斷長(zhǎng)大。與鐵素體相接的奧氏體（碳濃度為與鐵素體相接的奧氏體（碳濃度為C-）

50、處）處的碳，向遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體中擴(kuò)散。的碳，向遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體中擴(kuò)散。 與滲碳體相接的奧氏體（碳濃度為與滲碳體相接的奧氏體（碳濃度為C-C）處的碳，向滲碳體處擴(kuò)散。）處的碳，向滲碳體處擴(kuò)散。38 由過(guò)冷由過(guò)冷A A直接分解形成時(shí)，鋼加熱時(shí)的直接分解形成時(shí)，鋼加熱時(shí)的A A化程度是過(guò)冷化程度是過(guò)冷A A是否形成是否形成粒狀粒狀P P的先決條件。的先決條件。 如果片狀珠光體奧氏體化溫度較低（略高于如果片狀珠光體奧氏體化溫度較低（略高于A A1 1溫度），溫度），形成成分形成成分不均勻的不均勻的A A，使，使A A中存在大量未溶中存在大量未溶CCmm和富碳微區(qū)和富碳微區(qū)。此時(shí)，。此時(shí)，CCmm已

51、不是完已不是完整的片狀，而變得凹凸不平、厚薄不均，有的已經(jīng)溶解斷開，保溫時(shí)，整的片狀，而變得凹凸不平、厚薄不均，有的已經(jīng)溶解斷開，保溫時(shí)，未溶未溶CCmm逐漸球化。逐漸球化。b) b) 粒狀珠光體的形成粒狀珠光體的形成 第二相顆粒的溶解與其曲率半徑有關(guān)。第二相顆粒的溶解與其曲率半徑有關(guān)。與與CCmm尖角處尖角處( (曲率半徑較小曲率半徑較小) )相鄰的相鄰的A A碳濃度碳濃度，而與，而與CCmm平面處平面處( (曲率半徑較大曲率半徑較大) )相鄰的相鄰的A A碳濃度碳濃度。39 A A中的碳從中的碳從CCmm的尖角處向平面的尖角處向平面處擴(kuò)散，結(jié)果破壞相界面的平衡，處擴(kuò)散，結(jié)果破壞相界面的平衡

52、，為恢復(fù)平衡，尖角處為恢復(fù)平衡，尖角處CCmm將溶解，將溶解，使其曲率半徑使其曲率半徑，而平面處將長(zhǎng)大，而平面處將長(zhǎng)大，使其曲率半徑使其曲率半徑。最終形成各處曲。最終形成各處曲率半徑相近的顆粒狀率半徑相近的顆粒狀CCmm 。然后緩冷至然后緩冷至A A1 1以下較高溫度以下較高溫度緩冷時(shí)緩冷時(shí)( (較小的較小的T) T) ，加熱時(shí)已經(jīng)，加熱時(shí)已經(jīng)形成的顆粒狀形成的顆粒狀CCmm質(zhì)點(diǎn)將成為非自質(zhì)點(diǎn)將成為非自發(fā)晶核，促進(jìn)發(fā)晶核，促進(jìn)CCmm的析出和長(zhǎng)大，的析出和長(zhǎng)大，周圍周圍A A轉(zhuǎn)變?yōu)檗D(zhuǎn)變?yōu)镕 F。同時(shí)，。同時(shí)，A A中的富中的富碳微區(qū)也可成為碳微區(qū)也可成為CCmm析出的核心。析出的核心。最終得到

53、粒狀最終得到粒狀P P組織。組織。403. 3. 先共析相的析出（偽共析）先共析相的析出（偽共析） 平衡狀態(tài)下，亞共析鋼先共析鐵素體和過(guò)共析鋼先共析滲碳體的平衡狀態(tài)下，亞共析鋼先共析鐵素體和過(guò)共析鋼先共析滲碳體的析出分別在析出分別在GS GS 線和線和ESES線以下的線以下的+和和+Fe+Fe3 3CC兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行。 快冷至快冷至A Ar1r1溫度以下時(shí)，先共析相的析出溫度以下時(shí)，先共析相的析出仍可用仍可用GSGS線的延長(zhǎng)線線的延長(zhǎng)線SGSG和和ESES線的延長(zhǎng)線線的延長(zhǎng)線SESE表示表示A A分別對(duì)分別對(duì) F F 和和 CCmm的飽和線。的飽和線。如將如將A A過(guò)冷到過(guò)冷到SES

54、E線和線和SGSG線所夾的影線所夾的影線區(qū)時(shí)，則會(huì)因其同時(shí)對(duì)線區(qū)時(shí)，則會(huì)因其同時(shí)對(duì) F F 和和 CCmm呈過(guò)飽和狀呈過(guò)飽和狀態(tài)而直接進(jìn)行態(tài)而直接進(jìn)行P P轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變。 這種非共析成分的這種非共析成分的A A不經(jīng)先共析相析出不經(jīng)先共析相析出而直接進(jìn)行而直接進(jìn)行P P轉(zhuǎn)變所得的轉(zhuǎn)變所得的P P，稱，稱偽共析體偽共析體。偽。偽共析體的顯微組織也是由片狀的共析體的顯微組織也是由片狀的F F和和CCmm組成。組成。 A A只有過(guò)冷到只有過(guò)冷到SESE線以左或線以左或SGSG線以右線以右范圍內(nèi)時(shí)，才能有先共析相析出。范圍內(nèi)時(shí)，才能有先共析相析出。 419.4. 馬氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變 鋼從鋼從A A狀態(tài)快

55、速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下（低于狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下（低于MMS S點(diǎn)）發(fā)生的轉(zhuǎn)變?yōu)辄c(diǎn)）發(fā)生的轉(zhuǎn)變?yōu)镸M轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：MM組織。組織。馬馬 氏氏 體：碳在體：碳在-Fe-Fe中過(guò)飽和固溶體。中過(guò)飽和固溶體。 具有很高的強(qiáng)度和硬度。具有很高的強(qiáng)度和硬度。 強(qiáng)化金屬的重要手段之一。強(qiáng)化金屬的重要手段之一。轉(zhuǎn)變溫度：低溫（轉(zhuǎn)變溫度：低溫（MMS S點(diǎn)以下）。點(diǎn)以下）。轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：FeFe、CC原子都不能進(jìn)行擴(kuò)散，原子都不能進(jìn)行擴(kuò)散， FeFe的晶格改組，通過(guò)切變方式完成。的晶格改組，通過(guò)切變方式完成。 典型的非擴(kuò)散型相變。典型的非擴(kuò)散型相

56、變。421. 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)體心立方：低碳鋼或無(wú)碳合金中出現(xiàn)的。體心立方：低碳鋼或無(wú)碳合金中出現(xiàn)的。體心正方：含碳較高的鋼中出現(xiàn)的。體心正方：含碳較高的鋼中出現(xiàn)的。 碳呈部分有序排列，在碳呈部分有序排列，在-Fe-Fe（bccbcc）晶）晶胞底面中心或胞底面中心或c c軸上分布，引起軸上分布，引起c c軸伸長(zhǎng)，軸伸長(zhǎng)，a a軸軸縮短，形成縮短，形成bc t bc t 結(jié)構(gòu)。結(jié)構(gòu)。 軸比軸比c ca a為為正方度正方度，隨碳量，隨碳量，c c呈線性呈線性，a a值略有值略有， c ca a不斷增大。不斷增大。 合金元素對(duì)合金元素對(duì)c ca a影響不大，而取決影響不大，而取決于于

57、MM中的中的含碳量含碳量，故可用來(lái)表示，故可用來(lái)表示MM中中碳的過(guò)飽和程度。碳的過(guò)飽和程度。一般碳量一般碳量0.250.25的板條的板條MM的的c ca1a1，為，為bccbcc晶格。晶格。FeFeCC432. 馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)（1）板條馬氏體）板條馬氏體 許多成群的、相互平行排列的板條組成。許多成群的、相互平行排列的板條組成。低、中碳鋼及馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼等鐵基合低、中碳鋼及馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成的一種典型的馬氏體組織。金中形成的一種典型的馬氏體組織。 每個(gè)板條為一個(gè)單晶體，空間形態(tài)是扁條每個(gè)板條為一個(gè)單晶體，空間形態(tài)是扁條狀。板條之間為小角度晶界，相鄰板條間

58、有薄狀。板條之間為小角度晶界，相鄰板條間有薄殼狀的殘余奧氏體。殼狀的殘余奧氏體。 許多相互平行的板條組成一個(gè)許多相互平行的板條組成一個(gè)板條束板條束。 一個(gè)一個(gè)A A晶粒內(nèi)可有幾個(gè)板條束（晶粒內(nèi)可有幾個(gè)板條束（3535個(gè)），一個(gè)板條束內(nèi)可被幾個(gè)個(gè)），一個(gè)板條束內(nèi)可被幾個(gè)平行的板條塊所分割，也可由一個(gè)平行的板條塊所分割，也可由一個(gè)板條塊板條塊組成。組成。 每個(gè)板條塊又由若干近于平行排列的馬氏體板條組成，板條塊之間每個(gè)板條塊又由若干近于平行排列的馬氏體板條組成，板條塊之間為大角度晶界。為大角度晶界。44 板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯(cuò)，位錯(cuò)密度高達(dá)板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯(cuò)，位錯(cuò)密度

59、高達(dá)(0.3-0.9)(0.3-0.9)10101414mmmm-2-2，故又稱為故又稱為位錯(cuò)馬氏體位錯(cuò)馬氏體。 金相顯微組織金相顯微組織電子顯微組織電子顯微組織45（2）片狀馬氏體）片狀馬氏體 中、高碳鋼及高鎳的鐵鎳合金中形成的一種典型馬氏體組織。中、高碳鋼及高鎳的鐵鎳合金中形成的一種典型馬氏體組織?？臻g形態(tài)呈雙凸透鏡狀，由于與試樣磨面相截，在光學(xué)顯微鏡下則呈針狀空間形態(tài)呈雙凸透鏡狀，由于與試樣磨面相截，在光學(xué)顯微鏡下則呈針狀或竹葉狀，故又稱為或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體針狀馬氏體。 特征是特征是馬氏體片之間互不平行，呈一定角度分布。在原馬氏體片之間互不平行，呈一定角度分布。在原A晶粒中首先

60、晶粒中首先形成的馬氏體片貫穿整個(gè)晶粒，但一般不穿過(guò)晶界，將形成的馬氏體片貫穿整個(gè)晶粒，但一般不穿過(guò)晶界，將A晶粒分割成兩半，晶粒分割成兩半，以后陸續(xù)形成的馬氏體片由于受到限制，而越來(lái)越小，所以一個(gè)以后陸續(xù)形成的馬氏體片由于受到限制，而越來(lái)越小，所以一個(gè)A晶粒中晶粒中形成的片狀馬氏體的大小是極不均勻的。馬氏體片的周圍往往存在著殘余形成的片狀馬氏體的大小是極不均勻的。馬氏體片的周圍往往存在著殘余A。 片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越粗大，則馬氏體片越晶粒大小，奧氏體晶粒越粗大，則馬氏體片越大，當(dāng)最大尺寸的馬氏體片小到光學(xué)顯微鏡無(wú)大，當(dāng)最