金属材料学-第二章热处理原理

1、第二章 钢的热处理原理和工艺第一节 概述随着现代化工农业以及科学技术的飞跃发展，人们对钢材性能的要求也愈来愈高。为了满足这一点，一般可以采取两种方法：1、研制新钢种； 2、对钢进行热处理。何谓热处理？ 是指把钢加热到预定的温度，在此温度下保持一定的时间，然后以预定的速度冷却下来的一种综合工艺。具体的工艺路线可以表示如下：图2-1 热处理工艺曲线冷却保温温度时间 由上图可见，影响热处理过程的主要因素是温度和时间。钢的热处理是通过加热、保温和冷却的方法，来改变钢内部组织结构，从而改善其性能的一种工艺。钢的热处理工艺通常分为退火、正火、淬火、回火、表面淬火、化学热处理以及形变热处理等。不同的热处理工

2、艺由于加热和冷却的方式方法不同，具有不同的组织和性能变化，因而达到的目的也不同。为随后的机械加工或进一步热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理；直接赋予工件所需要的使用性能的热处理，称为最终热处理。热处理在冶金生产或机械制造生产中均占有重要的地位。如特钢厂热轧后的合金钢型材要进行热处理；汽车制造中70-80%的零件要进行热处理。为了保证冶金和机械产品质量，热处理工序往往是最关键的工序。第二节 钢的加热转变（奥氏体形成） 根据Fe-Fe3C状态图（图2-2）可知，当把钢缓慢加热到共析温度以上时，珠光体将向奥氏体转变。钢在热处理时，通常第一道工序就是把钢加热，使之形成奥氏体组织。 加热时钢中奥

3、氏体的转变过程与条件，对最终形成的奥氏体晶粒尺寸、形态、转变完善程度等有重要影响，而所有这些又都必然影响到热处理后钢的最终组织和性能。 本章讨论奥氏体形成的机理、动力学以及影响奥氏体转变的各种因素。1、奥氏体形成的热力学 根据热力学一般原理，系统发生的变化都是由于新旧状态的能量高低不同而引起的。一切自发过程的进行方向，总是从自由能高的状态向自由能低的状态过渡。这也同样是钢中发生的各种转变所必需的热力学条件。图2-2 Fe-Fe3C状态图 钢中奥氏体和珠光体的自由能都随温度而变化，如图2-3所示。随温度的升高，奥氏体与珠光体的自由能都降低，但二者的变化率不同，奥氏体的自由能随温度变化得更明显些。

4、因此，这两条曲线在某一点必然相交。此交点的温度A1即相当于铁-碳平衡相图上的A1点，即奥氏体与珠光体的平衡温度。当温度低于A1点时，珠光体的自由能低于奥氏体的自由能，珠光体为稳定状态，反之则奥氏体为稳定状态。A1温度FpFA自由能F图2-3 珠光体自由能（Fp）和奥氏体自由能（FA） 的变化与温度的关系由Fe-Fe3C相图可知，将共析钢加热至A1（PSK）以上可获得完全的奥氏体；而亚共析钢必须加热至A3线(GS)和Acm 线（ES）以上才能获得单相奥氏体。对于一个具体钢来说，A1、A3、Acm是一个点，而且是无限缓慢加热或冷却时的平衡临界温度。实际上，退火、正火或淬火等热处理是都有一定的加热或

5、冷却速度，相变并不按照相图（图2-2）上所示的临界温度进行，总存在不同程度的滞后现象，即实际转变温度偏离平衡的临界温度，如图2-4所示。随着加热和冷却速度增加，偏离程度也愈大。为区别于平衡临界温度，加热时的实际临界温度加注脚字母“C”，用AC1、AC3、ACcm表示；冷却时的实际临界温度加注脚字母“r”，用Ar1、Ar3、Arcm表示。 热处理或合金钢手册上列出的各种钢的实际临界温度，大多是在30-50/h的加热或冷却下测定的，可作缓慢加热或冷却时参考。2、奥氏体的形成过程 从图2-2可知，任何成分碳钢加热到Ac1以上，珠光体就向奥氏体转变；加热到Ac3或Acm以上，将全部变为奥氏体。这种加热

6、转变也称奥氏体化。 以共析钢（组织为层片状的铁素体和渗碳体两相混和）为例： 当加热到Ac1 以上，其转变过程可用下列反应式表示：Ac1以上 + Fe3C 体心立方0.0218%C正交6.69%C面心立方0.77%C 这是一种扩散性相变，转变过程分四个阶段进行，如图2-4所示：图2-4 奥氏体形成过程示意图（1）形核 将珠光体加热到Ac1以上，在铁素体和渗碳体的相界面上奥氏体优先形核。根据相变的一般规律，临界晶核的生成是需要一定的能量起伏和浓度起伏。相界、晶界、亚晶界、位错、非金属夹杂等提高局部区域自由能的因素，都会有利于造成更大的能量起伏和浓度起伏，因而有利于奥氏体晶核的形成。 这是因为在相界

7、面上原子排列不规则，处于能量较高状态，具备形核所需的结构起伏和能量起伏条件，同时相界面上处于碳浓度过渡，易出现浓度起伏，符合奥氏体所需的碳浓度，所以奥氏体晶核优先在相界面上形成。（2）长大 当奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核后，如图2-5所示，建立起界面浓度平衡，从而在奥氏体和铁素体内部出现浓度差，碳原子由高浓度向低浓度扩散，使C2、C4浓度降低，而C1、C3升高，从而破坏浓度平衡。必须通过渗碳体逐渐溶解，以提高C2、C4，同时产生转变，以降低C1、C3，维持界面浓度平衡。如此所进行的碳原子扩散，渗碳体溶解，点阵重构的反复，奥氏体逐渐长大。图2-5 奥氏体长大机理示意图 实验表明，铁素体向奥

8、氏体的转变速度，往往比渗碳体的溶解要快，因此珠光体中铁素体总比渗碳体消失得早。（3）残余渗碳体的溶解 铁素体消失后，随着保温时间的延长，通过碳原子扩散，残余渗碳体逐渐溶入奥氏体，使奥氏体逐渐趋近共析成分。（4）奥氏体的均匀化 残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度仍是不均匀的，原是渗碳体的位置碳浓度较高，原是铁素体的位置碳浓度较低。为此必须继续保温，通过碳原子扩散，获得均匀化奥氏体。 综上所述，共析钢的奥氏体化过程包括：奥氏体的形核、长大、残余渗碳体溶解和奥氏体均匀化四个阶段。加热时奥氏体化程度会直接影响冷却转变过程，以及转变产物的组成和性能。3、奥氏体等温形成动力学 依据Fe-Fe3C相图对奥

9、氏体化过程所进行的分析，只能定性地说明加热时转变的粗略过程，这对制定热处理工艺规范来说是远远不够的。必须进一步研究不同温度等温时奥氏体化过程与时间的关系，即奥氏体等温形成动力学，它对制定热处理工艺规范具有重要的指导意义。图2-6 共析碳钢的奥氏体等温形成曲线 上图以共析碳钢的奥氏体等温形成的动力学为例，由图可知：a. 随加热温度升高，奥氏体化过程的四个阶段都加速；b. 奥氏体均匀化时间远大于转变基本完成及残余渗碳体溶解的时间。奥氏体晶核的长大速度（G），即奥氏体/铁素体及奥氏体/渗碳体的界面移动速度，可用下式表示：式中 D碳在奥氏体中的扩散系数； 碳在奥氏体中的浓度梯度，dc=C- C-,dx

10、为生成的奥氏体小晶粒的厚度；C、C奥氏体/铁素体及奥氏体/渗碳体界面上的碳浓度差。此式说明，奥氏体界面的移动速度与碳在奥氏体中的扩散系数以及浓度梯度成正比，而与界面上的碳浓度差成反比。 由于渗碳体与奥氏体相界面上高的碳浓度差以及渗碳体本身复杂的晶体结构，使得奥氏体向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向为小，所以铁素体方向为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多。显然，此时所获得的奥氏体，其成分也是不均匀的。由于扩散过程落后于渗碳体的溶解，在原来是渗碳体的部位碳含量仍然很高。同样，在原来是铁素体的地方碳含量则仍然较低。 可以用图2-7来表示珠光体向奥氏体等温转变的过程。图2-7 珠光

11、体向奥氏体等温转变的示意图 用图2-8的金相显微组织来观察上述的变化过程。 以上介绍了奥氏体扩散形成的机理，而且是以共析钢为例来讨论的。对亚共析钢而言，除去珠光体向奥氏体转变以外，由于还存在先共析铁素体，故在Ac1AC3之间加热时，还应有一个从（先共析）铁素体向奥氏体转变的过程。此过程既可以是已经生成的奥氏体晶粒“吞并”周围的铁素体而进行长大，也可以通过“形核-长大”机理形成新的奥氏体晶粒。对于过共析钢，由于在其原始组织中含有二次渗碳体，故从Ac1到Acm之间还应有一个（二次）渗碳体向奥氏体中溶解的过程。只有当加热温度高于Acm时，这些过剩相才会完全转变成奥氏体。 对于合金钢来说，合金元素影响

12、碳在奥氏体中的扩散速度：a. 如Co、Ni增大碳在奥氏体中的扩散系数，因而加快奥氏体形成速度；b. 而碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等降低碳在奥氏体中的扩散系数，且所形成的特殊碳化物较难溶解，所以减慢奥氏体形成速度；c. Si、Al、Mn等元素对碳在奥氏体中的扩散系数影响不大，因此对奥氏体形成速度没有多大影响。 另外，钢中合金元素在原始组织各相中的分布是不均匀的，例如退火状态下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，非碳化物形成元素主要集中在铁素体中。这种合金元素分布的不均匀性，直到残余碳化物溶解完成后仍保留下来。因此合金钢除了奥氏体中碳的均匀化外，还要进行着合金元素的均匀化。在同一奥氏体化温度

13、下，合金元素在奥氏体中扩散系数只有碳的扩散系数的千分之几到万分之几，可见合金钢的奥氏体均匀化时间远比碳钢长得多。因此，在制定合金钢的热处理工艺规范时，应比碳钢的加热温度高些，保温时间长些，促使合金元素尽可能均匀化。在通常的退火或淬火加热条件下，奥氏体中合金元素难以达到完全均匀化。4、奥氏体晶粒 对一般钢来说，虽然在通常使用状态下的组织并不是奥氏体，但原来热加工或热处理过程中加热时所形成的奥氏体晶粒大小，对冷却后钢的组织和性能却有重要的影响。因此，需要了解奥氏体晶粒的长大规律，以便在生产实践中控制奥氏体晶粒大小，以获得所希望的性能。 在研究奥氏体晶粒时，首先介绍几个不同的概念，即奥氏体的初试晶粒

14、、实际晶粒以及本质晶粒。（1）奥氏体的初始晶粒，是指加热时奥氏体转变过程刚刚结束时的奥氏体晶 粒，这时的晶粒大小就是初始晶粒度。 加热前原始组织愈弥散，加热速度越快（导致过热度增加，从而形核率增大），则起始晶粒度越细小。在生产实际中，往往采用快速加热的方法来获得较细的组织（保温时间不长），从而相应地得到较好的常温机械性能。（2）奥氏体实际晶粒， 是指在热处理时某一具体加热条件下最终所得的奥氏体晶粒，其大小就是奥氏体的实际晶粒度。 在一般热处理的加热条件下，奥氏体晶粒总是要长大的。在恒温下，随保温时间的增加，奥氏体晶粒也不断长大。长大分为三个阶段：孕育期：在奥氏体刚刚形成以后，并不马上长大，而是

15、需要一定的孕育期，温度愈高，孕育期愈短；不均匀长大：经孕育期后，奥氏体晶粒开始长大，但各处长大的程度不一致，有些较大的晶粒靠吞并周围的小晶粒而长成个别很粗大的晶粒，而那些未被吞并的小晶粒则长大速度极慢，结果形成尺寸相差悬殊的晶粒共存的状态；均匀长大期：待细小晶粒全被吞并后，所有晶粒均开始缓慢而均匀地长大。 加热时所得到的奥氏体实际晶粒的大小，对冷却后钢的组织和性能有很大影响。一般地说，粗大的奥氏体实际晶粒往往导致冷却后获得粗大的组织，而粗大组织又往往相应地具有较低的塑性与韧性。因此，在热处理时应严格控制晶粒大小以获得良好的综合性能；在冶金厂，热轧钢材终轧温度下的奥氏体晶粒大小决定着钢材轧后的性

16、能，特别是对于不再进行热处理的热轧钢材，其终轧温度必须严格控制。（3）奥氏体的本质晶粒则表示各种钢的奥氏体晶粒的长大趋势。晶粒容易长大的称为本质粗晶粒钢，晶粒不容易长大的称为本质细晶粒钢。这种不同的趋势主要由于钢的成分不同而引起。A. 晶粒大小的表示方法晶粒大小的理想表示方法应是晶粒的平均体积、平均直径或单位体积所包含的晶粒数，要测定上述数据是极其困难的。目前世界各国评定钢铁产品的晶粒大小，几乎统一采用与标准金相图片（晶粒大小标准图如图2-8）相比较，来确定晶粒度的级别。通常将晶粒度分为8级，各级晶粒度的大小如图2-8。晶粒度级数N和放大100倍时平均每 6.45cm2（1平方英寸）内所含晶粒

17、数目n有以下关系：n=2N-1 由式可知，晶粒度级数越大，晶粒越细。B 测定钢的本质晶粒度的方法 生产中为了便于确定钢的本质晶粒度，并不需要测出晶粒大小随温度的变化曲线，只需测出930左右的实际晶粒度，就可判断。因为930左右是本质粗晶粒钢和本质细晶粒钢的晶粒大小差别最明显的温度。根据冶金部标准YB27-64规定，将钢加热到930±10，保温38小时后，以适当方式冷却，在室温下显示和测量高温奥氏体晶粒大小，用来判断钢的本质晶粒度。当晶粒度为14级，属于本质粗晶粒钢，58级为本质细晶粒钢。C 钢中成分对奥氏体晶粒长大的影响 用适量的铝脱氧，或钢中加入适量的钒、钛、铌等元素，可得到本质细

18、晶粒钢。因为它们的氮化物或碳化物粒子沿晶界弥散析出，起到阻碍晶界迁移的作用，抑制了奥氏体晶粒长大。 图2-8D 粗大奥氏体晶粒的遗传性图2-9 生产中发现，过热后钢的粗大奥氏体晶粒，经淬火后得到粗大马氏体，再次快速或慢速加热至稍高于临界温度，奥氏体仍保留了原来的粗大晶粒，甚至保留原来的位向和原来的晶界，如图2-9所示，这种现象称为组织遗传。其原因是过热后的粗晶粒奥氏体与马氏体间相互转变维持着严格的晶体学取向关系。初生的奥氏体晶粒似乎细小，由于取向一致，仍保持粗大原始组织的特性。若以中等速度奥氏体化或加热到Ac3以上100200，由于相变硬化使高温奥氏体产生再结晶，达到细化晶粒，消除组织遗传的效

19、果。 第三节 钢的冷却转变3.1 过冷奥氏体的转变及其产物由图2-3可知，如果将事先加热成奥氏体状态的钢冷却到A1温度以下，则由于此温度下奥氏体的自由能比铁素体与渗碳体两相混合物（珠光体或贝氏体），所以奥氏体将发生分解而向珠光体（或其它组织）转变。转变要有一定的过冷度，即转变温度Ar1低于Fe-Fe3C平衡图上的平衡温度A1。以共析钢为例，由成分大致均匀的单相奥氏体分解为在成分上差别很大的铁素体与渗碳体两相的混合物（珠光体或贝氏体），显然必须借助于扩散过程才能实现。随着温度的降低，原子扩散能力不断减弱，转变产物也不一样。一般情况下，把奥氏体过冷到不同温度时，可发生珠光体转变、贝氏体转变及马氏体

20、转变这三种不同形式的转变。图2-10 过冷奥氏体转变的三种不同形式1） 钢的珠光体转变共析钢奥氏体化后，过冷到A1至“鼻尖”之间区域等温停留时，将发生共析转变，形成珠光体组织，其反应如下： P (+Fe3C)FCC BCC 正交 0.77% 0.0218% 6.69% 依靠碳原子和铁原子的扩散，来完成反应中的重新分布和铁的点阵重构，所以珠光体转变是一种典型的扩散性相变。 珠光体是铁素体和渗碳体的两相混和物。根据在铁素体基体上分布的渗碳体形状，可分为片状珠光体和粒状珠光体两种。 片状珠光体的粗细可用片层间距来衡量。随着转变温度降低，即过冷度增大，片层间距愈小，表明珠光体愈细。 根据珠光体片层间距

21、大小，又可将片层珠光体细分为三类：（1）在A1-650范围内形成的片层较粗，片层间距平均大于0.3m，在放大400倍以上光学显微镜下可分辨出层片，称为珠光体。（2）在650-600范围内形成的层片比较细。片层间距平均为0.10.3m，在大于1000倍的光学显微镜下可分辨出片层，称为索氏体；（3）在600-550范围内所形成的层片更细，片层间距平均小于0.1m，即使在高倍光学显微镜下也难于分辨出层片来，这种组织称屈氏体。综上所述，珠光体、索氏体、屈氏体三种组织只有粗细之分，并无本质区别。它们表现在性能上的差别为：随转变温度降低，片层间距减小，强度、硬度升高，范性也变好。其原因是铁素体和渗碳体片变

22、薄时，相界面增多，在外力作用下，抗范性变形能力增高。而且由于渗碳体片很薄，容易变形，不易脆裂，使钢的范性变形能力增大。在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织，称为粒状珠光体。3.2 过冷奥氏体等温转变图（以共析钢为例）在过冷奥氏体的转变过程中有组织转变和性能变化，因此可用金相法、硬度法、膨胀法或磁性法等来测定过冷奥氏体的等温转变过程，其中金相法是最基本的。下面以共析钢为例，用金相法测定其等温转变曲线。3.2.1 金相法测定C曲线（过冷奥氏体等温转变图） 用共析钢制成多组圆片状试样（10×1.5），取一组试样加热奥氏体化后迅速转入A1以下一定温度熔盐浴中等温，各试样停留不同时间后分别淬

23、入盐水中，使未分解的过冷奥氏体变为马氏体，这样在金相显微镜下就可以观察到过冷奥氏体的等温分解过程。图2-11为等温转变动力学曲线。图2-11 共析碳钢的奥氏体等温转变动力学曲线由图可见，经一段等温时间后过冷奥氏体才开始转变，这段时间称为孕育期。随着时间延长转变量不断增加，当达到50%左右时转变速度最大，此后逐渐减小，直至转变结束。转变开始和终了时间与所采用测定方法的灵敏度有关，一般以出现1%转变量时为转变开始时间，以达到98%转变量时为转变终了时间。用同样的方法将各组试样加热奥氏体化后分别转入700、600、400盐浴中等温处理，得到图2-12上部所示的各条等温转变动力学曲线，将它们的转变开始

24、点和终了点分别描绘在以温度为纵坐标，时间对数为横坐标的图上。将所有的转变开始点as、bs、cs联结成一条曲线，称为过冷奥氏体转变开始线，代表转变量为1%的线；同样将所有的终了点az、bz、cz联结成一条曲线，称为过冷奥氏体转变开始线，代表转变量为98%的线。综合起来得到图2-12下部所示的过冷奥氏体等温转变曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。因曲线形状象英文字母“C”，故常称C曲线。C曲线的下部有两条水平线Ms和Mf，分别代表过冷奥氏体向马氏体转变开始温度和终止温度。马氏体是在连续冷却过程中形成，所以Ms和Mf不属于等温转变的特征点。C曲线中

25、转变开始线与纵坐标的距离为孕育期，标志着不同过冷奥氏体的稳定性，其中以550左右孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最低，称为C曲线的“鼻尖”。以共析钢为例，过冷奥氏体等温转变曲线可以划分为三个转变区域：（1） 从A1至550温度范围内，等温形成层片状铁素体和渗碳体的机械混合物，统称为珠光体。等温温度愈低，片层愈细。（2） 从550至Ms温度范围内，等温转变形成贝氏体，它是过饱和碳的铁素体和碳化物的机械混合物。根据形成温度高低，又可分为上贝氏体和下贝氏体。将奥氏体快冷至Ms以下，在Ms至Mf之间产生马氏体转变，它是属于无扩散性相变，得到的过饱和的固溶体。3.2.2 影响过冷奥氏体等温转变图的因素钢的成

26、分和热处理条件都会引起C曲线形状和位置的变化。（1） 含碳量的影响亚共析钢加热到Ac3以上，过共析钢加热到Ac1以上的正常热处理加热条件，随着含碳量增加，亚共析钢的C曲线向右移；过共析钢的C曲线向左移。故在碳钢中以共析钢的过冷奥氏体最稳定。注意：热处理条件。(2)合金元素的影响除钴外所有合金元素的溶入，均增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。其中非碳化物或弱碳化物形成元素，如硅、镍、铜和锰等不改变C曲线形状，仍保持一个“鼻尖”，只改变C曲线位置。中强或强碳化物形成元素，如Cr、Mo、W、V和Ti等溶入奥氏体，不仅使C曲线右移，并使珠光体转变和贝氏体转变区分离，出现两个“鼻尖”，即变成双C曲线

27、。上部C曲线是等温转变形成珠光体的区域；下部C曲线是等温转变形成贝氏体的区域，其间存在着过冷奥氏体的亚稳定区域温度时间 图2-12 合金元素对C曲线的影响注意：强碳化物形成元素只有溶入奥氏体，才能增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。如以不溶的碳化物形式存在，反而有利于奥氏体的分解，降低过冷奥氏体的稳定性。（3）奥氏体化温度和保温时间的影响 奥氏体化温度愈高，保温时间愈长，碳化物溶解愈完全，奥氏体成分愈均匀，奥氏体晶粒愈粗大，这些均降低过冷奥氏体分解的形核率，延长转变的孕育期，从而使C曲线右移。 由上可见，同一钢种在不同温度进行奥氏体化，所测得的 C曲线有较大差别。因此，从手册中查找钢的C曲线

28、时，应注意其规定的奥氏体化温度与实际热处理工艺的一致性。3.2.3 过冷奥氏体的连续冷却转变 过冷奥氏体等温转变图反映了等温转变的规律，是制订等温热处理工艺规范的依据。但实际生产中所进行的大量热处理工艺，都采用连续冷却方式。虽然也可以利用等温转变图来分析连续冷却时过冷奥氏体的转变过程，然而这种分析只是粗略的，有时甚至得出错误的结果，因此建立连续冷却转变图是一项十分重要而迫切的任务。 与测定C曲线的方法相同，一般也都用膨胀法或金相-硬度法等来测定CCT(Continuous Cooling Transformation)图。在测定时，首先选定一组具有不同冷却速度的方法，然后将欲测试样加热奥氏体化

29、，并以各种冷却速度进行冷却，同时测出冷却过程中的转变开始点与终了点。将这些点画在温度-时间坐标系中，并将转变开始点与终了点分别连在一起。时间CCCMM+PPC_等温冷却连续冷却温度 图2-13 过冷奥氏体连续冷却图 由图2-13可见，共析钢的 CCT曲线与其C曲线比较，向右下方移动了，亦即转变的开始时间推迟，开始温度降低。当连续冷却速度很小时，转变的过冷度很小，转变开始和终了的时间很长。冷却速度如果加大，则转变温度降低，转变的开始与终了时间缩短，而且冷却速度愈大，转变所经历的温度区间也愈大。图2-13中，绿线为转变中止线，表示冷却曲线与此线相交时转变并未最后完成，但奥氏体停止了分解，剩余部分被

30、过冷到更低温度下发生马氏体转变。通过图中C点的冷却曲线相当于上临界冷却速度。当冷速很大（超过Vc）时，奥氏体将全部被过冷到Ms点以下转变为马氏体。由以上分析，可知：（1）以某一定速度冷却时，珠光体转变在一个温度区间进行。冷速愈大，此区间也愈大，开始转变的温度也愈低。（2）冷却速度小于下临界速度时，转变产物全部为珠光体（P）；冷却速度大于上临界冷却速度时，转变产物为马氏体（M）及少量残余；（3）冷却速度介于上临界速度与下临界速度之间时，转变产物为珠光体、马氏体加少量残余奥氏体。对于亚共析钢和过共析钢的连续冷却转变曲线如图2-14和2-15所示。图中，F、P、B、M分别代表铁素体、珠光体、贝氏体及

31、马氏体区域。图2-14图2-15钢的C曲线与CCT曲线是制定合理的热处理工艺规程的重要依据；它对于分析研究各种钢在不同热处理后的金相组织与性能，进而合理地选用钢材等方面也有很大的参考价值。根据某种钢的CCT曲线，可以知道在各种不同冷却速度下所经历的各种转变以及应得的组织和性能（如硬度），还可以清楚地确定该钢的临界冷却速度等，这是规定淬火方法、选择淬火介质的重要依据。根据某种钢的C曲线，可以制定等温退火、等温淬火等热处理工艺规程（如确定合理的等温温度与时间）。3.2.4 珠光体转变共析钢奥氏体化后，过冷到A1至“鼻尖”之间区域等温一定时间后，将发生共析转变，形成珠光体，其反应如下：P(+Fe3C

32、) 注意：这三相1）成分不一样，2）结构不一样，因此依靠碳原子和铁原子的扩散，来完成反应中碳的重新分布和铁的点阵重构。因此，珠光体转变是一种典型的扩散性转变。珠光体是铁素体和渗碳体的两相混合物，根据在铁素体基体上分布的渗碳体形状，可以分为片状珠光体和粒状珠光体两种。（1） 根据形成温度不同，分成三段（A1-650，650-600，600-550），珠光体片层间距不同（粗细不同），分别称：珠光体、索氏体、屈氏体。它们的本质没有区别，统称叫珠光体型组织。性能（强度、塑性等有明显区别）。（2） 在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织，称为粒状珠光体，也称球化体。主要对过共析钢的处理，在A1Acm之间

33、处理，碳分布不均匀或有未溶渗碳体颗粒，在退火条件下，会形成粒状珠光体。性能：强度、硬度较低，塑性较好。（3） 片状珠光体的形成机理（4） 亚（过）共析钢的珠光体用下图来说明先共析体（先共析铁素体，先共析渗碳体）的形成，伪共析体的形成。 非共析成分却获得类似共析的组织，称为伪共析组织。AA+Fe3C3.2.5马氏体转变产生条件：将钢加热到奥氏体化（第一步），以大于Vk的冷却速度快冷至Ms温度（马氏体转变开始点）以下，将产生马氏体转变，也称为低温转变。从连续冷却曲线看，奥氏体分解为珠光体或贝氏体的过程来不及完成。马氏体转变的特点：1）无扩散性，依靠切变进行（military change）；2）由

34、奥氏体向马氏体转变过程，无成分变化，只是点阵重构。3）一般在Ms点以下一个温度区间内完成（Mf），转变过程靠产生一批批新马氏体片来完成，不是靠原马氏体片长大。这种通过切变进行点阵重构，而无成分变化的非扩散性相变，统称为马氏体转变。它在钢铁材料以及后面讲到的有色金属和合金中也有类似转变。（1） 马氏体的晶体结构奥氏体是面心立方点阵。马氏体相变时，奥氏体中的碳原子全部保留在马氏体点阵中，曾将马氏体视为碳在-Fe中的过饱和固溶体。但事实上，-Fe的点阵发生了畸变，马氏体是体心正方。这个正方度(c/a)与碳含量有关，大于0.2%C的马氏体具有正方度，小于0.2%C失去正方度。（2） 马氏体的组织形态主

35、要分两种形态：1） 片状马氏体（孪晶马氏体），也称高碳马氏体。在高碳钢（0.6%C）、高碳Fe-Ni-C合金及一些有色金属和合金中。立体形态呈双凸透镜，磨面上呈针状或竹叶状。精细结构有孪晶。2） 板条状马氏体（位错马氏体）在低、中碳钢（0.6%C以下）、Fe-Ni(6-25%)合金、Fe-Mn(2%)合金中可形成。3） 两种马氏体的形成条件马氏体的组织结构决定于相变时切变方式是滑移还是孪生。切变方式决定于Ms点，而Ms点与含碳量有关。 （3）马氏体的性能 高强度和高硬度是钢中马氏体的主要特性之一。马氏体的硬度主要决定于含碳量，当到达0.6%C时，硬度趋于平缓。 马氏体高强度、高硬度的原因：固溶

36、强化(C原子)；高密度位错、孪晶亚结构强化；自回火现象，时效强化。塑性和韧性取决于马氏体亚结构的情况，位错马氏体具有较好的塑性。3.2.6 贝氏体转变将奥氏体化的钢过冷到Bs（约550）至Ms温度范围内等温，将产生贝氏体转变，也称中温转变。在贝氏体转变区域没有铁原子的扩散，而是依靠切变进行奥氏体向铁素体的点阵重构，并通过碳原子的扩散进行碳化物的沉淀析出。（1） 贝氏体形貌1） 上贝氏体（Bs-350）(分解点与钢的碳含量有关)自奥氏体晶界开始，向晶内伸展成束的、大致平行的铁素体板条，条间的渗碳体不易辨认。2） 下贝氏体 光学显微镜下呈黑针状，各针之间有一定交角。在电镜下，在针状铁素体内成行地分

37、布着细片状或颗粒状的碳化物，沿着与铁素体长轴成55-60°角整齐排列着。 下贝氏体中的针状铁素体是过饱和固溶体，铁素体内分布着亚稳定的碳化物，它的成分与结构不同于渗碳体。3） 粒状贝氏体（2） 贝氏体性能 上贝氏体形成温度较高，因此强度低，其塑性和韧性低于屈氏体。与上贝氏体相比，下贝氏体不但强度高，而且韧性好。生产上避免出现上贝氏体，而用等温淬火得到下贝氏体。第四节 钢在回火时的转变淬火钢件加热到低于A1的某一温度，保温一段时间，然后冷却到室温的热处理工艺，称为回火。（1） 回火的目的：1）淬火后工件有复杂的内应力，回火可消除或降低内应力；2）淬火组织马氏体强度、硬度高，塑性韧性差，

38、通过回火，向铁素体和碳化物稳定态转变，使强度和韧性得到较好的配合。因此，回火是淬火后必要的后续工序。（2） 淬火钢在回火时的组织变化淬火钢的室温组织为马氏体和残余奥氏体，都是亚稳定相。（从热力学上）一旦进行加热，原子扩散能力加强，会自发地向稳定相铁素体和渗碳体转变。这个过程，随温度升高，可以分成5个阶段。1） 马氏体中碳原子的偏聚在低温（<100）下回火，碳原子难于作长距离扩散而析出碳化物，但尚能作短距离迁移，主要偏聚在一些缺陷处，如位错线上（对于<0.2%C的钢）或一些特定的晶面上（001）。这个过程是能量降低的过程。它也为后面的碳化物的析出作准备。2） 马氏体的分解100以上回

39、火时，马氏体要发生分解。随着回火温度升高，过饱和固溶体中碳浓度逐渐降低，即正方度c/a减小。高碳马氏体在100-150回火为马氏体分解的第一阶段，有碳化物析出。含碳量<0.2%的板条马氏体，淬火时已自回火（Ms点较高），碳原子在位错附近偏聚，在100-200回火，不会析出碳化物。-回火马氏体3）残余奥氏体的转变含碳量超过0.5%的碳钢或低合金钢，淬火后总有少量残余奥氏体存在，在200-300范围内回火时，残余奥氏体分解为过饱和固溶体和薄片状碳化物的复相组织，两者保持共格，一般认为为回火马氏体或下贝氏体。4）碳化物的转变在250-400回火时，碳钢马氏体中过饱和碳原子几乎全部脱溶，随温度升

40、高（或随时间延长）析出顺序碳化物-碳化物-碳化物（渗碳体）。-回火屈氏体5）碳化物的聚集长大和相回复、再结晶当回火温度高于400时，渗碳体明显聚集长大并球化。另外，由于过饱和铁素体中存在大量位错密度，会发生回复和再结晶过程。-回火索氏体回火温度再高-粒状珠光体（3） 回火时的性能变化处于淬火状态的钢，不仅范性很差，由于内应力存在，强度也不高。200-300范围内回火，由于内应力消除，强度提高；300以上，随回火温度升高，钢的强度降低，延伸率和断面收缩率升高。（4） 回火脆性1） 低温回火脆性在250-400范围内回火时出现的脆性，称为低温回火脆性。几乎所有淬成马氏体的钢，在300左右回火后都存

41、在这类脆性。此脆性区正是碳化物转变（碳化物-碳化物-碳化物（渗碳体）的区间，以及它们在马氏体板条或片间析出，引起韧性明显下降。在更高温度回火后脆性消除。防止方法只有不在此区间回火。2） 高温回火脆性淬火的合金钢在450-650范围内回火后，进行慢冷所出现的脆性，称高温回火脆性。已产生脆性的工件，重新加热到600以上保温，然后快冷，则可消除它。高温回火脆性主要是由于锑、磷、锡、砷等残余元素在原奥氏体晶界偏聚所引起的。合金钢中的合金元素如 Cr、Mn、Ni等元素促进这些微量元素的偏聚。第五节 钢的退火和正火（1） 钢的退火1) 定义 将钢加热到临界点Ac1以上或以下的一定温度，保温一定时间，然后缓

42、冷冷却，以获得接近平衡状态的组织，这种热处理工艺称为退火。2) 目的：a. 消除钢锭的成分偏析，使成分均匀化。异分合金系的非平衡凝固，即存在成分偏析；b.消除铸、锻件存在的魏氏组织或带状组织；魏氏组织：与冷却条件有关，对性能具有不好的影响；带状组织：由于合金元素的原始带状偏析引起枝干和枝间的Ar3温度不同所致，在Ar3温度较高的地方先形成铁素体，并促使碳原子向Ar3温度较低因而仍保留为奥氏体的相邻区域扩散，在这些富集碳的地方，最后形成珠光体。c. 降低硬度，改善组织，以便于切削加工；d. 改善高碳钢中碳化物形态和分布，为淬火作好组织准备。（2）退火的分类根据加热温度范围的不同，退火方法可分为以

43、下几种：1） 完全退火 将亚共析钢加热至Ac3以上20-30，保温足够时间奥氏体化后，随炉缓冷，从而获得接近平衡组织。“完全”是指退火时钢的内部组织发生完全变化。 应用：锻轧终止温度过高的热锻轧件，晶粒粗大，易得魏氏组织，并存在内应力，可应用完全退火。 只适用亚共析钢，不适用于过共析钢（渗碳体网形成）。2） 不完全退火亚共析钢在Ac1Ac3之间或过共析钢在Ac1-Acm之间两相区加热，保温足够时间，进行缓冷冷却的热处理工艺。“不完全”指两相区加热，只有部分组织发生变化。应用：较广，如果亚共析钢的锻轧终轧温度适当，并未引起晶粒粗化，铁素体和珠光体分布正常，可采用不完全退火，来细化晶粒，降低硬度和

44、消除内应力。3） 等温退火等温退火是将钢件加热到临界温度（Ac1或Ac3）以上奥氏体化，然后将钢件移入另一温度稍低于Ar1的炉中等温停留；当转变完成后，出炉空冷至室温。等温温度根据所要求的组织和性能，从该钢的C曲线来确定。4） 球化退火球化退火是使钢获得粒状珠光体的热处理工艺。主要用于过共析钢，如碳素工具钢、低合金工具钢等，为淬火作准备。后面的课程讲到工具钢、轴承钢的热处理，会具体谈到。5） 扩散退火通过高温长时间加热，使合金元素扩散均匀，以消除或减弱枝晶偏析。应用：常用的扩散退火温度是1100-1200，保温时间为1015小时。应用于合金钢钢锭或铸件。6） 低温退火把钢件加热到低于Ac1温度

45、退火，它包括软化退火和再结晶退火。常用的软化退火为650-720，保温后出炉空冷。主要是消除内应力和降低硬度（不能改变内部组织）。再结晶退火是将冷加工硬化的钢材，加热至T再Ac1之间进行，通常为650-700。目的：使变形晶粒恢复成等轴状晶粒，从而消除加工硬化。7） 去氢退火 钢件在热锻轧后冷却过程中，氢在钢中的溶解度不断减少，氢原子来不及扩散逸出，将聚集在钢的显微空隙和晶界处，结合成氢分子，造成很大的压力，加上钢中其他内应力，超过该处的断裂强度，就产生细小裂纹。该裂纹表现在纵向断口上呈椭圆形银白色斑点，所以称为白点。 为了消除白点，首先应从炼钢原料及浇注系统设计上减少氢的来源。其次通过热处理

46、。对于尺寸较大的锻轧件，轧后空冷至低于Ac1温度，约640-660，奥氏体变成珠光体，由于氢在铁素体中扩散速度大于奥氏体中，640-660等温使氢较快逸出，防止白点产生。（3）钢的正火 1）定义：正火是将钢加热到Ac3、Acm以上约30-50，或更高温度，保温足够时间，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。对于含有强碳化物形成元素钒、钛、铌等合金钢，加热温度应提高，原则是既使碳化物溶解，又不引起奥氏体晶粒度粗化。 与退火相比，正火的冷却速度快一些，但比淬火小，介于两者之间。 2）组织特点 根据钢的CCT曲线（C曲线）和工件的截面大小（冷却速度），正火后可获得不同组织，如粗细不同的珠光体、贝氏体、马

47、氏体或它们的混合组织。 3）正火的目的A. 对于大锻件、截面较大的钢材、铸件，用正火来细化晶粒，均匀组织如消除魏氏组织或带状组织。这相当于退火的效果。B. 低碳钢退火后硬度太低（切削粘刀），改用正火，可提高硬度，改善切削加工性。C. 作为某些钢（如中碳钢）的最终热处理，以代替调质处理（淬火+回火）。D. 用于过共析钢，可消除网状碳化物，便于球化退火。第六节 钢的淬火和回火1、 淬火的定义将钢加热到临界点Ac1或Ac3以上的一定温度，保温一定时间，然后在水或油等冷却介质中快速冷却。注意：快速冷却。2、 淬火的目的：把奥氏体化工件淬成马氏体，以便在适当温度回火后，获得所需要的力学性能。注意：由于1

48、）过冷奥氏体的稳定性；2）截面大小（冷却速度），一般淬火工件不一定获得全部马氏体，可能还有贝氏体、珠光体的存在。3、 淬火加热温度的确定1） 对于亚共析钢，淬火加热温度为Ac3+30-50，可得到细而均匀的奥氏体晶粒，淬火后获得细小的马氏体。如果温度在 Ac1Ac3之间两相区加热，马氏体中有铁素体，造成硬度不足，降低力学性能。如果在Ac3以上过高温度加热，奥氏体晶粒粗化，马氏体粗大，脆性增大，工件在淬火过程中容易变形。2） 对于过共析钢，淬火加热温度Ac1+30-50。如原始组织为粒状珠光体，加热淬火后获得马氏体、颗粒状渗碳体及少量残余奥氏体，因而硬度高，耐磨性好，还有点韧性。如果加热到Acm

49、以上，先共析渗碳体全部溶入奥氏体，使奥氏体含碳量增加，马氏体转变点Ms和Mf降低，淬火后保留大量奥氏体，而且获得粗片状马氏体，使钢的硬度和耐磨性降低，脆性增加，并增加淬火开裂倾向。因此，过共析钢不能在Acm以上加热淬火。3） 钢中含有强碳化物形成元素钒、钛、铌等，加热温度可适当提高。 4、淬火冷却介质 淬火冷却时为了得到马氏体，必须使冷却速度大于Vk。但是快冷将产生巨大的组织应力和热应力，使工件变形。为了解决上述矛盾，根据CCT曲线，理想冷却曲线是：650缓冷以减小热应力；650-400区间快冷，以避免过冷奥氏体分解；400缓冷，通过马氏体转变区域，以降低马氏体转变所产生的组织应力。这是选择和革新淬火介质的依据。国内外，研究和开发了一些新的淬火介质，高温区冷却能力接近于水，低温