1、绪论一、本课程的任务及在工业生产中的地位任务：研究固态相变的规律性，研究金属或合金热处理组织与性能之间的关系以及热处理理论在工业生产中和应用。地位：(1)工业生产领域：工业生产中不可缺少的技术，是提高产品质量和寿命的关键工序，是发挥材料潜力、达到机械零部件轻量化的主要手段。(2)材料研究领域：研制和开发新材料。列举工业生产切削刀具实例，提出“服役条件” 使用性能 组织结构 化学成分(材料)二、金属热处理的发展概况中国：古代高水平。春秋战国明清以前：从出土文物可见。近代落后。明清新中国以前：统治者闭关锁国。现代奋起直追。新中国以前至今：总体上和发达国家比仍有一定差距。具体表现在(1) 科研：个别
2、研究处于世界领先水平，总体研究水平相对落后；(2)生产：工业生产自动化程度不高，能耗较大，特别是技术设备和装备相对落后。世界范围：十九世纪以前：民间技艺阶段十九世纪后期：实验技术和科学阶段现代：理论科学阶段：X-ray、SEM 、 TEM 等检测手段的提高和应用，极大地促进了材料科学研究和应用的进一步发展。固态相变以马氏体相变为核心，围绕马氏体相变展开研究工作，材料工作者经历了一个多世纪的研究，取得了丰硕的研究成果，并用这些成果指导实践，取得了巨大的经济效益。值得指出的是，马氏体相变的研究工作也存在一些未知问题需要继续深入探索。马氏体相变的研究经历以下几个阶段：(1)1878 年德国 Mart
3、ens 首次采用光学显微镜观察到淬火钢的针状组织；(2)1895 年法国 Osmond 将钢淬火后的相命名为马氏体；(3)19261927 年 X-ray 衍射确定钢中马氏体为体心正方结构(4)近代马氏体相变的研究领域扩大，由金属或合金扩展到无机非金属和高分子材料，马氏体定义(命名)也存在诸多争论。三、本课程的学习内容学习内容共分六章。按照教学大纲接续上部分(金属学部分)内容排序为：第九章：金属在加热过程中的相变奥氏体相变；第十章：金属在冷却过程中的转变图；第十一章：珠光体相变；第十二章：马氏体相变；第十三章：贝氏体相变；第十四章：钢在回火过程中的转变。第九章：金属加热过程中的相变奥氏体相变概
4、述：热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。本章重点：奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。本章难点：奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不
5、均匀的几个C%点，即 C1、C 2、C 3 和 C4。9-1 奥氏体的组织结构和性能一、奥氏体的结构：定义：C 溶于 Fe 形成的间隙式固溶体。1.C 原子位于 Fe 点阵的中心和棱边的中点( 八面体间隙处)；2.C 原子进入 Fe 点阵间隙位置引起；Fe 点阵等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，图 1-1GrGpGTA1 T1GT图 1-2G ESPC1C2C3C4T1图 1-3但奥氏体的最大溶 C 量(溶解度)为 2.11%3.C 原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏；4.合金元素原子(Mn、Si、 Cr、Ni 等)溶入奥氏体中取代 Fe 原子的位置，形成置换式固溶体，称合金奥氏
6、体。二、奥氏体的组织：(1)原始组织有关奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与 (2)加热速度有关(3)转变程度有关不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状(只作为了解内容)。三、奥氏体的性能1.机械性能：(1)屈服强度、硬度低 (2)塑性、韧性高； 2.物理性能：(1)比容最小；(2) 导热性差；(3)线膨胀系数大；(4) 顺磁性。3.应用：(1)变形加工成型；(2) 奥氏体不锈钢耐蚀性；(3)膨胀仪表灵敏元件。9-2 奥氏体的形成一、热力学条件G=GG p0(1)Ac1 和 Ar1引出临界点概念： (2)Ac3 和 Ar3(3)ACcm 和 Arcm二、奥氏体的形核以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成
7、。奥氏体晶核主要在 F 和 Fe3C 的相界面形核，其次在珠光体团界、F 亚结构(嵌镶块)界面形核。这样能满足：(1)能量起伏；(2) 结构起伏；(3)成分起伏三个条件。三、奥氏体的长大 + Fe3C 易于变形加工成型；(3)热强性高。晶体结构：体心立方 复杂斜方 面心立方含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77%奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的，原子扩散包括(1)Fe 原子自扩散完成晶格改组；(2)C 原子扩散使奥氏体晶核向 相和 Fe3C 相两侧推移并长大。1.C 原子扩散：一旦奥氏体晶核出现，则在奥氏体内部的 C%分布就不均匀，由从图 1-3 可见：C1与 Fe3C 相接的奥氏体
8、的 C%；C2与 F 相接的奥氏体的 C%；C3与 Fe3C 相接的 F 的 C%；C4与奥氏体相接的 F 的 C%；从图 1-3 可以看出，在 T1 温度下由于 C1、C 2、C 3、C 4 不同导致奥氏体晶核形成时，C 原子扩散，如图 1-4，扩散的结果破坏了 T1 温度下 C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接的 F 和 Fe3C 溶解恢复 T1 温度下 C%的浓度平衡，如此历经“破坏平衡”“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。2.奥氏体晶格改组：(1)一般认为，平衡加热过热度很小时，通过 Fe 原子自扩散完成晶格改组。(2)也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过 Fe 原子C2C%AFe3C
9、FC1C4C3珠光体片间距图 1-4切变完成。3.奥氏体晶核的长大速度：奥氏体晶核向 F 和 Fe3C 两侧的推移速度是不同的。根据公式： BcKdxKDG/1式中，K常数； C 在奥氏体中的扩散系数； 相界面处奥氏体中 dxcC 的浓度梯度； 相界面浓度差；“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩B散。向 F 一侧的推移速度与向 Fe3C 一侧的推移速度之比： BFCeCBFeCFeKG333/780时， 。表明相界面向 F 一侧的推8.1402.96733 BFCFe移速度比向 Fe3C 一侧的推移速度快 14.8 倍，但是通常片状珠光体的 F 片厚度比 Fe3C 片厚度大 7 倍，所以奥氏体
10、等温形成时，总是 F 先消失，Fe 3C 剩余。四、残余 Fe3C 和奥氏体均匀化 结束后，还有相当数量的 Fe3C 尚未溶解，这些 Fe3C 被称为残余Fe3C。另外在原来 Fe3C 的部位，C%较高，而原来 F 部位 C%较低，必须经过适当的保温后，奥氏体中的 C%才能趋于均匀。综上，奥氏体形成分四个阶段：奥氏体形核；核长大；残余 Fe3C 溶解；奥氏体均匀化，其示意图见图 1-5。奥氏体形核 核长大 残余 Fe3C 溶解 奥氏体均匀化图 1-5五、非共析钢的奥氏体化过程和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完成 PA，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这
11、些都是靠原子扩散实现的。值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间更长。9-3 奥氏体等温形成动力学奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。本课程只讨论共析钢奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相 Fe3C 溶解与第三阶段差别不大，故不在讨论；亚共析钢因为(1)组织中有非共析成分；(2)奥氏体转变有两个区间，即两相区和单相区。因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。奥氏体的形成速度取决于形核率 I 和线长大速度 G，在等温条件下，形核率 I 和线长大速度 G 均为常数。一、形核率 I均匀形核条件下，形核率 I 与温度的关系为： kTGQeC/式中， 常数；T绝对
12、温度；Q扩散激活能； 临界形核功；k/C玻耳兹曼常数。可见，奥氏体等温形成时，等温温度 T 提高，(1) 增大，相变驱动力增大， 降低，形核率 I 增大；(2)C 原子的扩散系数 增大，G CDC 的扩散速度增大，有利于点阵重构，形核率 I 增大；(3)由相图(图 1-3)可见，C2-C4= 减小，奥氏体形核所需的 C 的浓度梯度减小，形核率 I 增大。二、长大速度 G奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度， BcCKdxKD/1式中， “-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k常数； C 在奥氏体中cD的扩散系数； 相界面处奥氏体中 C 的浓度梯度； 相界面浓度差。dxc B等温转变时： 、 (由
13、相图决定 )均为常数， 为珠光cDdx021PCdxc0P体片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。则： 。(1)由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度BCKG/偏小；(2)对粒状珠光体亦适用。讨论：(1)温度 T 升高， 呈指数增加，长大速度 G 增加，(2)温度 T 升cD高，C 1-C2 增加， 增加，速度 G 增加；(3)温度 T 升高， =C2-C4 下降，dxc B长大速度 G 增加。综上：温度 T 升高，三、等温形成动力学曲线转变量与转变时间的关系曲线等温动力学曲线，信息少。转变温度与转变时间的关系曲线等温动力学图，信息多。1、曲线的建立四、影响奥氏体等温形成速度的
14、因素一切影响形核率 I 和长大速度 G 的因素均影响珠光体奥氏体的因素。1.加热温度的影响(1)加热温度 T 升高，过热度 T增大，相变驱动力 G增大，原子扩散速度增加，形核率 I 和长大速度 G 均增加；(2)从等温转变图可知，加热温度T 升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；(3)加热温度 T升高，由相图( 图 1-3)可知 C1-C2 增大，dc/dx 增加，奥氏体界面浓度差 CB减小，长大速度 G 均增加；(4)加热温度 T 升高，奥氏体向 F 一侧推移速度比向 Fe3C 一侧推移速度快，F 消失瞬间残余 Fe3C 量增加，奥氏体中 C%降低，相变不平衡程度增加；(5)加
15、热温度 T 升高，形核率 I 增加的速度比长大速度 G 增加的速度快，奥氏体晶粒细化(提高强韧性 )。2.原始组织的影响形核率 I长大速度 G 均增大金相法膨胀法热分析法(1)原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距 S0 越小，相界面越多，形核率 I 越大，同时碳的浓度梯度 dc/dx 增加，长大速度 G 均增加；(2)和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。3.合金元素的影响C%：(1)随着含碳量的增加，碳化物量增加。珠光体中渗碳体量相对相界面增加形核率 I 增加。碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时
16、间增加。合金元素：(1)不影响珠光体转变奥氏体机制。(2) 影响碳化物稳定性。(3)影响体中的扩散系数 减小。cD(i)强碳化物形成元素 Cr、 Mn、W、V 等降低 减小从而使从而影响残余碳cD化物溶解及奥氏体均匀化速度。非强碳化物形成元素 Co、Ni 等使 提高，cD扩散速度提高。(ii)Ni、Mn、Cu 可降低 A1 点使过热度 T增加、相变驱动力 G增大，形核率 I 增大、 G 增大，Cr、Mo、Ti、W 可降低 A1 提高，T 降低，G 降低，形核率 I 降低，G 降低金元素在钢中分布不均匀，9-4 钢在连续加热时 PA钢在连续加热转变时 P A 也经历形核、长大、残余 Fe3C 溶
17、解以及奥氏体均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列特点：一、相变是在一个温度范围内进行的奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温度范围向高温推移、扩大。(1)当缓慢加热时，转变开始 PA 速度小，相变吸收的热量(相变潜热)q 亦很小，若加热供给的热量 Q=q 则转变在等温下进行 ac 阶段。(2)若加热速度较快 Qq，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受 q 的影响使升温减漫 aa1 而不是直线段 ab 段，当 A 转变量增大 qQ ；温度下降a1C 段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q 减少，Qq；温度复又上A1a cda1b图 1-6升，如
18、cd 段。见图 1-6。(3)快速加热，aa 1 向高温延伸，台阶 a1c 移向高温，加热速度越高，台阶越陡，难以用 Fe-Fe3C 相图判断钢的组织。二、转变速度随加热速度的增大而增大(1)加热速度增大，转变开始和终了温度升高，转变所需时间缩短，奥氏体形成速度提高；(2)奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个相当大的温度范围，加热速度提高，转变温度范围增大。三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大(1)加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C 及合金元素不能充分扩散，导致奥氏体中 C 和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低；(2)对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏
19、体及未经转变完全的 F 和碳化物，应该避免；对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化加热速度提高，过热度显著增大，形核率显著增大，加热时间短，奥氏体晶粒来不及长大，可获得超细化晶粒。今年来的快速加热淬火超快速加热及脉冲加热淬火都是依据此原理。9-5 奥氏体晶粒长大及控制一、奥氏体晶粒度奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分 8 级评定，1 级最粗，8 级最细。若晶粒度在 10 以上则称“超细晶粒” 。晶粒度级别与晶粒大小的关系为：n = 2N-1式中，n放大 100 倍视野中单位
20、面积内晶粒个数(个/ 平方英寸，1 平方英寸=6.45 平方厘米)；N晶粒度级别，奥氏体晶粒度有三种，即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。1.实际晶粒度：经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。2.起始晶粒度：奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。3.本质晶粒度：根据标准试验方法(YB2764)，经 93010，保温 38 小时后测得奥氏体晶粒大小。原冶金部标准 YB2764 规定：晶粒度大小在 58 级为本质细晶粒钢，14 级为本质粗晶粒钢。本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向，是实际晶粒度的特殊情况。二、本质晶粒度的测定1.渗碳法：将试样加热到 93010，渗碳 8 小时获得不
21、低于 1mm 的渗层，缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状 Fe3C，借助于网状 Fe3C 进行晶粒度评定。(由于渗层 C%增加，不能准确反映原试样的晶粒度，有误差。)2.氧化法：将样品抛光，在无氧化条件下加热 93010，使晶粒充分长大，然后在氧化气氛下短时间氧化，由于晶界比晶内容易氧化，冷却后试样抛光和腐蚀，即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定。三、奥氏体晶粒长大原理晶界的能量高，在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒吞并小晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低，因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移，实现奥氏体晶粒长大。1.晶
22、粒长大动力：奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性，长大驱动力 G与晶粒大小和界面能大小可用下式表示： rG2/式中， 单位奥氏体晶界的界面能(比界面能)； r 晶界曲率半径。可见界面能越大，晶粒尺寸越小，则奥氏体晶粒长大驱动力 G越大，即晶粒的长大倾向越大，晶界易于迁移。2.晶界阻力：在实际金属材料中，晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒子，晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，晶界能量升高，阻碍晶界推移，起钉扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是晶界移动的阻力。当沉淀析出粒子的体积百分数一定时，则粒子越细小，分散度越高，对晶界移动的阻力就越大。四、影响奥氏体晶
23、粒长大的因素影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：1.加热温度和保温时间：加热温度越高、保温时间越长，形核率 I 越大，长大速度 G 越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。 (温度升高，形核率增加， 增加，r 降低，/r 增加，G 增大)2.加热速度：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度3.合金元素：C%的影响。C%高，C 在奥氏体中的扩散速度以及 Fe 的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但 C%超过一定量时，由于形成Fe3C ，阻碍奥氏体晶粒长大。合金元素影响。强碳化物形成元素Ti、Zr 、V 、W
24、、Nb 等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素 Si、Ni 等对奥氏体晶粒长大影响很小。五、过热现象1.过热：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起实际奥氏体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能严重恶化，此现象称为过热。通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织(非平衡组织则难以消除)。2.过烧：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶界熔化的现象称为过烧。通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织。第十章：钢的过冷奥氏体转变图本章重点：“TTT”图和 “CCT”图分析， “TTT”图的类型以及影响“T
25、TT”图的因素。本章难点：影响“TTT” 图的因素。10-1 过冷奥氏体等温转变冷却图过冷奥氏体等温转变图 TTT 图或 C 曲线是获得等温转变组织的主要依据，是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。一、过冷奥氏体等温转变图的建立膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。二、奥氏体等温转变图的基本类型共析钢“C” 曲线AMAPABMsA1Mf奥氏体等温转变图的形状象英文字母 C，因此称“C”曲线或“TTT”图。其形状见右图。 “C”曲线有三个转变区( 即珠光体、贝氏体和马氏体转变区 )；五条线( 即 A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、M s 和 Mf)。A 1 线以上奥氏体稳定
26、存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥氏体。第一条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)终了线；M s 为马氏体转变开始线，M f 为马氏体转变终了线。 “C”曲线类型线共六种，它们分别为：1.单一的“C”形曲线(B、P 区重合)：碳钢(亚共析钢、共析钢及过共析钢)、含 Si、Ni、Cu、Co 钢等。2.双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的 Cr、Mo、W、V 等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体转变速度影响较小，见图 1。3.双“C”形曲
27、线：加入使珠光体转变温度范围上升的 Cr、Mo、W、V 等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体转变速度影响较小，见图 2。合金元素的加入，使 B、P 转变的“C”曲线分离，分别使 B、P 转变的最小孕育期变长。4.只有贝氏体转变的“C”曲线：合金元素 Mn、Cr、Ni、W、Mo 的加入，使扩散型的珠光体相变受到极大阻碍。(贝氏体钢 18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)5.只有珠光体转变的“C”曲线：在中碳高 Cr 钢 3Cr13、3Cr13Si 以及 4Cr13 等钢中出现。PBM
28、时间温度PBM时间温度图 1 图 26.在马氏体转变的 Ms 点以上整个温度区间不出现“C” 曲线：这类钢通常为奥氏体钢，高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。也可能有过剩碳化物的高温析出。三、影响因素1.化学成分：(1)C%影响随着奥氏体 C%增加，过冷奥氏体稳定性提高， “C”曲线右移；当 C%增加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。随着 C%进一步增加，奥氏体稳定降低， “C”曲线反而左移。同时 C%越高，Ms 点越低。非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小， “C”曲线左移。亚共析钢完全奥氏体化后随着 C%增加，先析铁
29、素体形核率下降导致先析铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定性提高，珠光体转变孕育期增加， “C”曲线右移。过共析钢完全奥氏体化后随着 C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减少， “C”曲线左移。(2)合金元素影响合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。总体上讲，除 Co、Al 外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线右移。非碳化物形成元素如 Ni、Si、Cu 等和弱碳化物形成元素如 Mn 只改变“C”曲线位置；碳化物形成元素如 Cr、M
30、o、V、W 、Ti 等既使“C ”曲线右移，又使其形状分成上下两部分。2.奥氏体晶粒尺寸：奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加， “C”曲线右移。反之“C ”曲线左移。3.原始组织：钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的形核率越高，同时原始组织越细小有利于 C 原子扩散，奥氏体形成时达到均匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高， “C”曲线右移。4.变形：奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线右移
31、。对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳化物( 奥氏体中 C%降低)，降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。10-2 过冷奥氏体连续转变冷却图一、过冷奥氏体连续转变图的建立综合应用热分析法、金相法和膨胀法。第十一章：珠光体相变本章重点：碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性能，掌握影响珠光体转变动力学因素。本章难点：珠光体(片状和粒状)的形成机制。11-1 珠光体的组织形态、晶体结构与性能一、珠光体的组织形态钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维状珠光体和针状珠光体等。片状珠光体：F 和 Fe3C 层片相间的机械混
32、合组织。粒状珠光体：Fe 3C 以粒状分布于 F 基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。Fe 3C 的量由钢的 C%决定；Fe 3C 的尺寸、形状由球化工艺决定。片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片 Fe3C(或F)的平均距离 S0 称珠光体的片层间距。见图 3-1。P 团原 A 晶界图 3-2S0Fe3C图 3-1珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团” 、 “珠光体领域”或珠光体晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图 3-2。二、珠光体分类根据珠光体片层间距 S0 的大小，可将珠光体分为三类：1.珠光体：用 P 表示；S 0=
33、15004500。光镜下观察到 F 与 Fe3C 呈层片状。2.索氏体：用 S 表示；S 0=8001500。光镜下难以区分 F 与 Fe3C 呈层片状，电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。3.屈氏体：用 T 表示；是极细的珠光体。S 0=300800。光镜下无法分辨 F与 Fe3C 的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。珠光体片层间距 S0 的大小，取决于过冷度 T而与原奥氏体晶粒尺寸大小无关。()T4012.8S0 大小变化的原因： (1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到的珠光体由于形成温度高，C 原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距 S0
34、 大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于 T增大，G 增大，形核率 I 增加并且 C 原子扩散速度和距离变小，使 S0 变小。三、珠光体的晶体结构片状珠光体是 F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状Fe3C 分布于 F 基体上形成的混合组织。其中 F 的晶体结构为体心立方；Fe3C 为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与 Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关系。同时，先共析相 F、Fe 3C 与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。11-2 珠光体的形成机制(以共析钢为例)一、珠光体形成的热力学条件(1)由于 AP 是在较高温度形成，Fe 和 C 原子能够长程扩散，AP
35、 是扩散型相变；(2)由于缺陷形核，相变消耗的能量较小，在较小过冷度 T条件下GGpGTA1T1GT图 3-3AP 相变即可发生，见图 3-3。即满足：G = Gp-G0二、片状珠光体的形成机制 + Fe3C晶体结构： 面心立方 体心立方 复杂斜方C%： 0.77% 0.0218% 6.67%1.形核：(1)奥氏体晶界； (2)奥氏体晶内(奥氏体晶内有不均匀或未溶 Fe3C 时)。满足(1)能量起伏；(2)结构起伏； (3)成分起伏三个条件。关于 F 和 Fe3C 谁领先形核过去一直争论，现在认为都有可能成为领先相。2.长大：以 Fe3C 为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成(A、F 和
36、 Fe3C 三相共存)时，过冷奥氏体中存在 C 浓度不均匀，见图 3-4。C1与铁素体相接的奥氏体 C%；使C2与 Fe3C 相接的奥氏体 C%；C3与奥氏体相接的铁素体 C%；C4与 Fe3C 相接的铁素体 C%。(1)由于过冷奥氏体中存在 C 浓度不均匀，导致 C 原子扩散(如图 3-5)，C 原子扩散破坏该温度下的 C 浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出 C 使碳浓度升高到 C1，与Fe3C 相接的奥氏体形成 Fe3C 使碳浓度降低到 C2，其结果导致 C 原子扩散再次发生。如此反复，珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。(2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量 C为共析成
37、分的含碳量，因为有C2C C 1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的 C 原子向与 Fe3C 相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的 Fe3C；而与 F 相接的奥氏体中的 C 原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的 F。G ESPC1C2C3C4T1图 3-4CCCCCFe3C图 3-5(3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的 C 原子向与 Fe3C相接铁素体中扩散。(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶体学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。(5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C 原子扩散路程短，有利于扩散。(6)Fe 原子自扩散完成晶格
38、改组。3.横向长大：奥氏体晶核内形成一片 Fe3C，立刻就有两边 F 相连，搭桥机制。4.珠光体分枝长大：(反常长大)正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的，但在某些情况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个 Fe3C，成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个原因导致珠光体反常长大，见图 3-6。其中(b)和(c)为离异共析组织。三、粒状珠光体的形成机制片状 Fe3C 的表面积大于同体积的粒状 Fe3C，从能量考虑，Fe 3C 球化是一个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲率半径越小，
39、其溶解度越高，片状 Fe3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解度，使得周围铁素体与 Fe3C 尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe 3C 尖角处将进一步溶解，Fe 3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各处曲率半径相近的粒状 Fe3C。片状 Fe3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关，若 Fe3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一图 3-6Fe3CPFe3CFe3C(a) (b) (c)图 3-7Fe3C Fe3CFe3C Fe3Cfff亚晶界界面张力，从而使片状 Fe3C 在亚晶界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面，
40、与平面相比具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的 Fe3C 溶解而使曲率半径增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平衡，沟槽进一步加深。如此循环直至 Fe3C 片溶穿。如图 3-7。由此可见，如图 3-8，在 A1 温度以下片状Fe3C 的球化是通过 Fe3C片的破裂，断开而逐渐球化的。(1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶 Fe3C 或许多高碳区；(2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热处理工艺球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。11-3 珠光体转变动力学一、珠光体的成核率 I 和长大速度 G1.形核率和长大速度与温度的关系形核率和长大
41、速度与温度的关系见图 3-9。形核率和长大速度与转变温度之间有极大值。形核率 I：温度降低，T 增大，形核率 I 增大，而温度降低使 C 原子和 Fe 原子扩散能力降低导致 I 降低。长大速度 G：温度降低，C 原子在奥氏体中的扩散系数降低，使长大速度降低；但温度降低 C1-C2=C增大，使长大速度 G 增大；并且温度降低，T增大，S 0 减小，原子扩散距离减小，长大速度 G 增大。2.形核率和长大速度与转变时间的关系当温度一定时，等温时间增加，形核率 I 增加且很快达到饱和。当形核部位全部耗尽后，形核率降为零( 与位置有关) 。长大速度 G 与等温时间无关。二、珠光体等温转变的动力学图IG形
42、核率N长大速度G转变温度图 3-9 形核率和长大速度与温度的关系示意图图 3-8图 3-10AMAPABMsA1Mf珠光体等温转变动力学图见图 3-10。由图可见：(1)有孕育期，且孕育期随温度变化有极小值；(2)温度降低，转变速度增加，对应鼻温转变温度时转变速度最大，高于或低于该温度，转变速度均降低。(3)由图 3-10 可知，转变时间增加，转变量增加，当转变量超过 50%后，转变量降低(AP 时对A 产生压应力抑制 AP 转变，压应力下 C、Fe 原子扩散和晶格改组困难)。三、影响珠光体转变动力学的因素1.化学成分的影响(1)C%a)亚共析钢：C%增加，先析 F 形核率降低，先析 F 形核
43、率降低，F 长大需要扩散离去的 C%增高，使奥氏体转变为珠光体的孕育期增大，导致珠光体转变速度降低。b)过共析钢：C%增加，Fe 3C 的形核率增加，孕育期减小，使奥氏体转变为珠光体的孕育期减小，导致奥氏体转变为珠光体的转变速度提高。(2)合金元素a)降低 C 在奥氏体中的扩散速度；b)降低 Fe 原子的自扩散 (晶格改组)速度；c)对临界点的影响。除 Mn、Ni 外，均使 A1 点升高，T 增大，孕育期减小，“C”曲线左移。d)对相界面阻碍作用。对于亚共析钢合金元素 Mn、Mo 等阻碍 /相界面的移动，降低先析 F 形成速度，使奥氏体转变为珠光体的孕育期提高。e)强碳化物形成元素 V、Ti
44、、Zr、Nb 等溶入奥氏体中稳定奥氏体，使“C ”曲线右移。2.奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响奥氏体成分不均匀，珠光体转变的形核率高，C 原子扩散速度高，长大速度快；未溶 Fe3C 多，可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提高，加速其长大速度。3.奥氏体化温度和时间的影响奥氏体化温度高时间长，奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀，使“C”曲线右移，珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低，珠光体形成速度降低。4.应力和塑性变形的影响奥氏体化时拉应力或塑性变形，易使点阵畸变和位错增高，促进 C、Fe原子扩散及点阵重构，促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力，原子迁移阻力增大，C、Fe 原子
45、扩散困难，减慢珠光体形成速度。11-4 亚( 过)共析钢的珠光体转变一、亚(过)共析钢先析相的形态1.亚共析钢：1)与原奥氏体无共格关系：(1)铁素体呈等轴状( 奥示体晶粒较细，等温温度较高，冷却速度较慢)；(2)网状铁素体( 奥氏体晶粒较大，冷却速度较快)，如图3-11a、图 3-11b、图 3-11c。2)与原奥氏体有共格关系：片针状铁素体(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速度适中)，如图 3-11d、图 3-11e 和图 3-11e。2.过共析钢：1)与原奥氏体无共格关系：(1)粒状 Fe3C(球化工艺)；2)与原奥氏体有共格关系：(2)网状 Fe3C(奥氏体晶粒较大且成分均匀，冷却速度缓
46、慢)，(3)片针状 Fe3C(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速度缓慢)。二、伪共析组织亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出，在非共析钢成分下析出的共析组织(F+Fe 3C)成为伪共析组织。三、魏氏组织 (a) 等轴状 (b) 等轴状 (c) 网状(d) 片状 (e) 片状 (f) 薄片状图 3-11 先析铁素体的形态示意图工业上将先共析的片(针)状铁素体或片(针)状碳化物加珠光体组织称魏氏组织，用 W 表示。前者称 -Fe魏氏组织，后者称碳化物魏氏组织。1.亚共析钢(1)一次魏氏组织 F：从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的 F 称一次魏氏组织 F。(2)二次魏氏组织 F：从原奥氏体晶
47、界上首先析出网状 F，再从网状 F 上长出的片状 F 称二次魏氏组织 F。如图 3-12 所示。两者往往连在一起组成一个整体，人为分为两种是它们的形成机制不同。钢中常见的是二次魏氏组织 F。亚共析钢魏氏组织 F 单个是片 (针)状的，整体分布形态为(1)羽毛状； (2)三角状；(1) 两者混合型的。YB31-64 规定亚共析钢魏氏组织评级标准为 05 共 6 级。(3)与上贝氏体的区别：上贝氏体是成束分布的，W 组织是彼此分离的，束与束交角较大。2.过共析钢(1)一次魏氏组织碳化物：白色针状，基体珠光体组织。(2)二次魏氏组织碳化物：网状碳化物上长出针状碳化物，基体为珠光体。3.魏氏组织形成特
48、征(1)钢的成分 0.6%；(2) 奥氏体晶粒粗大； (3)冷却速度适中。11-5 珠光体的机械性能珠光体的机械性能取决于(1)层片间距 S0；(2)珠光体团尺寸； (3)F 亚结构。1.珠光体层片间距 S0S0 减小，相界面增多，相界面阻碍位错运动的能力增加，变形抗力提高，强度提高；另外 S0 减小，Fe 3C 变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。2.珠光体团尺寸珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多，应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。3.铁素体亚结构WAWA一次 W 二次 W图
49、 3-12 魏氏组织示意图铁素体亚结构为位错，亚结构尺寸越细，位错的量越多，受 Fe3C 阻碍变形抗力越高，强度越高。4.粒状珠光体性能同一成分钢，P 粒 相界面 P 片 少，强度低；塑性好是因为 F 呈连续分布，Fe3C 颗粒分布在 F 基体上，对位错阻碍作用小。因此 P 粒 表现出(1)切削加工性能好；(2)冷塑性变形性能好；(3) 加热时变形或开裂倾向小。第十二章：马氏体相变概述：(1)钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；(2)上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体，六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-
