华科材料学复试钢热处理概述

1第一章

概述2基本内容1.1钢铁的分类与钢铁牌号的基本知识1.2钢铁中的基本组织结构、基本组织及其性能1.3钢铁热处理的发展概况1.4热处理的基本目的与常用的基本热处理方法3机械工程材料金属材料非金属材料黑色金属有色金属无机非金属材料有机材料铝合金铜合金其他有色合金塑料橡胶合成纤维1.1钢铁的分类与钢铁牌号的基本知识1.1.1钢铁的分类45转炉钢电炉钢平炉钢钢沸腾钢半镇静钢镇静钢特殊镇静钢按冶炼方法分按脱氧程度分按炉衬材料分为酸性钢和碱性钢（1）钢按冶炼方法分类6钢中碳钢低合金钢高碳钢低碳钢碳素钢合金钢中合金钢高合金钢C＜0.25%C=0.25～0.60％C＞0.60％合金量＜5%5～10％＞10％（2）钢按化学成分划分类7（3）钢按金相组织划分类亚共析钢共析钢过共析钢莱氏体钢退火状态的正火状态的珠光体钢贝氏体钢马氏体钢奥氏体钢8普通钢钢优质钢特殊质量钢P＜0.045%，S＜0.050%（4）钢按质量划分P＜0.040%，S＜0.040%P＜0.035%，S＜0.030%9（5）钢按用途划分10（6）铁的分类铸铁白口铸铁合金铸铁蠕墨铸铁灰口铸铁球墨铸铁可锻铸铁碳绝大部分以渗碳体形式存在，断口呈银白色，硬度高，性脆。碳大部分或全部以片状石墨形态存在，断口呈灰黑色。碳大部分或全部以蠕虫状石墨形态存在碳大部分或全部以球状石墨形态存在碳大部分或全部以絮状石墨形态存在加入各种合金元素，具有耐磨、耐热和耐蚀等特殊性能11建筑钢材的主要品种1.型钢122.线材如钢筋、钢丝等13管材144.板材光面钢板、花纹钢板、彩色涂层钢板等151.1.2钢铁牌号的基本知识结构钢碳素结构钢合金结构钢优质碳素结构钢普通碳素结构钢铁钢钢铁工具钢碳素工具钢合金工具钢易切削钢、弹簧钢和焊条钢滚动轴承钢、高温合金不锈钢和耐热钢电工用纯铁、硅钢特殊用途钢16⑴普通碳素结构钢Q屈服点数字+屈服点数值质量等级符号+A低BCD高脱氧方法符号+F－沸腾钢b－半镇静钢Z－镇静钢TZ－特殊镇静钢Z和TZ可不标专门用途符号+如桥梁钢和船用钢等附加L和C等表示例如：Q235-AF表示A级沸腾钢。17⑵优质碳素结构钢两位数字平均碳含量，万分之几表示元素符号+锰含量较高的优质碳素结构钢，应将锰元素标出，例如50Mn脱氧方法符号+F－沸腾钢b－半镇静钢Z－镇静钢TZ－特殊镇静钢Z和TZ可不标专门用途符号+如桥梁钢和船用钢等附加L和C等表示18⑶合金结构钢数字+平均碳含量，万分之几质量等级符号+高级优质钢在钢号最后加“A”，以区别于一般优质钢+主要合金元素含量，百分之几合金元素＋数字专门用途符号铆螺专用钢ML30CrMnSi微量元素符号+V、TiAl、BRE等12CrMoV、12Cr1MoV、18Cr2Ni4WA19⑷碳素工具钢字母T数字+平均碳含量，千分之几质量等级符号+高级优质碳素工具钢在钢号最后加“A”，以区别于一般优质碳素工具钢元素符号锰含量较高者在钢号最后标出“Mn”+T10、T8Mn、T8MnA20⑸合金工具钢元素符号+数字当平均碳含量≥1.0%时不标出碳含量当平均碳含量＜1.0%时以千分之几表示质量等级符号+高级优质碳素工具钢在钢号最后加“A”，以区别于一般优质碳素工具钢Cr12、CrWMn、9SiCr、3Cr2W8V、18Cr2Ni4WA+数字合金元素含量，百分之几表示；当含量＜1.0%时数字前加0，如Cr12、Cr0621高速工具钢的钢号一般不标出碳含量，只标出各种合金元素平均含量(百分之几)。例如：钨系高速钢的钢号表示为“W18Cr4V”。钢号冠以字母“C”者，表示其碳含量高于未冠“C”的通用钢号。例如：模具钢3Cr2W8V表示：

C含量为0.3～0.4％；

Cr含量为2.20～2.70％；

W含量为7.5～9.0％；

V含量为0.20～0.50％。22某些特殊用途钢，在钢号前加一表示用途之汉字或汉语拼音的字头，以示区别。特殊用途钢牌号表示特殊用途钢牌号表示汉字符号汉字符号易切削钢易Y铸钢铸ZG磁钢磁C滚动轴承钢滚G电器工业用硅钢电D锅炉钢锅g电器工业用纯钢电铁DT焊条钢焊H⑹特殊用途钢23①易切削钢元素符号字母Y锰含量较高者在钢号最后标出“Mn”数字+平均碳含量，万分之几+Y30、Y40Mn24碳素弹簧钢基本上与优质碳素结构钢相同；合金弹簧钢基本上与合金结构钢相同。钢号前冠以字母“H”，以区别于其他钢类。例如：不锈钢焊丝为H2Cr13，以区别于不锈钢2Cr13。②

弹簧钢和焊条钢弹簧钢的钢号表示方法焊条钢的钢号表示方法25高碳铬轴承钢：字母G+Cr元素符号+数字③

滚动轴承钢①钢号冠以字母“G”，表示滚动轴承钢类。②高碳铬轴承钢钢号的碳含量不标出，铬含量以千分之几表示。渗碳轴承钢：字母G+合金结构钢表示方法GCr1526④不锈钢和耐热钢数字元素符号+当平均碳含量≥1.0%时不标出碳含量当平均碳含量＜1.0%时以千分之几表示+Cr12、00Cr17Ni14Mo2、0Cr18

Ni90Cr13、1Cr13、2Crl3数字合金元素含量，百分之几表示；当含量＜1.0%时数字前加0，如Cr12、Cr06≤0.03％、≤0.08％、＜0.15％、0.16～0.24％27⑤电工用硅钢最大铁损值(W/kg)的100倍加字母“G”表示在高频率下检验的；未加“G”表示在频率为50周波下检验的数字字母字母++DR：电工用热轧硅钢DW：电工用冷轧无取向硅钢DQ：电工用冷轧取向硅钢DW470⑥电工用纯铁数字表示不同牌号的顺序号A—高级、E—特级、C—超级数字电磁性能字母字母DT++DT8A28⑦

高温合金按基体分铁基Fe-N-Cr基合金镍基Ni-Cr-C基合金钴基限于国内资源，应用较少按成型方式分变形高温合金(用于锻造、轧制成型)铸造高温合金(用于精密铸造成型)变形高温合金：“GH”＋“序号数字”例如：GH36、GHl35铸造高温合金：“K”＋“序号数字”例如：K1、K329⑺铸铁铸铁白口铸铁合金铸铁蠕墨铸铁灰口铸铁球墨铸铁可锻铸铁HT100-26、QT420-10、RUT340、KT370-12、KTH330-8、KTZ350-1030最低抗拉强度最小延伸率QT++HTRUTKTHKTZ311.2钢铁中的基本组织结构、基本组织及其性能1.2.1钢中的基本组织结构纯金属强度、硬度较低价格较高合金应用要求由一种金属元素与其他金属元素或非金属元素，通过熔炼或其他方法结合而成的具有金属特性的材料32⑴固溶体合金的基本组织结构固溶体碳化物和氮化物金属间化合物混合物固溶体一种组元的原子溶入另一组元的晶格中所形成的均匀固相置换固溶体间隙固溶体33②晶格类型电子结构原子半径异周期表中的位置影响溶解度的因素①溶解温度Fe和Cr、Cu和Ni可形成无限固溶体Cu和Zn、Cu和Sn可形成有限固溶体34固溶强化：由于溶质原子的溶入，造成了晶格畸变，阻碍了晶体的滑移，结果使固溶体的强度、硬度提高，这种现象称为固溶强化。固溶强化是提高金属材料力学性能的重要途径之一。正畸变负畸变35碳化物和氮化物是钢中的重要组成相，其类型、数量、大小、形状及分布对钢的性能有极大影响。⑵

碳化物和氮化物碳化物和氮化物高硬度高弹性模量高脆性高熔点36根据过渡族金属元素与碳或氮的结合强度分类强碳化物形成元素中强碳化物形成元素弱碳化物形成元素强氮化物形成元素中强氮化物形成元素弱氮化物形成元素37钢中多种合金元素共存时碳化物形成元素按照其与碳元素结合力大小的顺序，依次形成自己的碳化物。多种碳化物形成元素的钢中，铬能阻止MC型碳化物形成，延迟M2C型碳化物出现。铬-钼-钒钢＋铬。碳化物形成元素还可以改变其他碳化物析出的形态。钒钢＋铬。在生产中我们可以利用碳化物、氮化物的弥散强化作用来提高钢的疲劳强度、硬度和耐磨性。38⑶金属间化合物合金钢中比较重要的金属间化合物有σ相、AB2相(拉维斯相)及AB3相(有序相)。合金元素之间合金元素与铁之间金属间化合物熔点高硬而且脆晶格类型不同于组元晶体结构复杂一般可用化学分子式来表示39类别出现钢种形成条件性能影响σ相高铬不锈钢;铬镍奥氏体不锈钢;铬锰奥氏体不锈钢;高合金耐热钢及耐热合金.原子尺寸差别最大﹤12%;s+d层电子浓度在5.7～7.6之间塑性和韧性显著下降，脆性增加属于有害相AB2相含钨、钼、铌和钛的复杂成分耐热钢和耐热合金任何两族金属元素的原子尺寸之比=1.2:1

强化相AB3相各种复杂成分的耐热钢和耐热合金中各组元之间不能形成稳定的化合物、处于固溶体到化合物之间的一种过渡状态重要强化相40铁碳合金中的五种基本组织1.2.2钢铁中的基本组织及其性能铁与碳固溶体化合物混合物铁素体奥氏体渗碳体珠光体莱氏体41纯铁的冷却曲线和晶格转变42①铁素体铁素体是碳溶解在α-Fe中形成的间隙固溶体。铁素体用符号F表示。α-Fe是体心立方晶格，晶格间隙较小，因而碳在α-Fe中的溶解度很小。在727℃时，α-Fe中的最大溶碳量仅为0.0218％，随着温度的降低，α-Fe中的溶碳量逐渐减小，在600℃时溶碳量约为0.0057％，在室温时碳的溶解度几乎等于零。43由于铁素体的含碳量低，因此其性能与纯铁相似，即具有良好的塑性和韧性，但强度和硬度较低；铁素体在770℃以下具有铁磁性，在770℃以上则失去铁磁性。铁素体的显微组织与纯铁相同，呈明亮的多边形晶粒组织，如图3-10所示。有时由于各晶粒位向不同，受腐蚀程度略有差异，因而稍显明暗不同。44②奥氏体碳溶解在γ-Fe中形成的间隙固溶体称为奥氏体。奥氏体用符号A表示。γ-Fe是面心立方晶格，晶格的间隙较大，故A的溶碳能力较强。在1148℃时溶碳量可达2.11％，随着温度下降，溶解度逐渐减少，在727℃时溶碳量为0.77％。45奥氏体的性能与其溶碳量及晶粒大小有关，一般强度和硬度不高，但具有良好的塑性，是绝大多数钢在高温锻造和轧制时所要求的组织。奥氏体存在于727℃以上的高温范围内。高温下奥氏体的显微组织如图3-12所示，其晶粒也呈多边形。46③渗碳体渗碳体是含碳量为6.69％的铁与碳的金属化合物，其化学式为Fe3C。渗碳体具有复杂的斜方晶体结构，与铁和碳的晶体结构完全不同。47渗碳体的熔点为1227℃，硬度很高，塑性很差，伸长率和冲击韧度几乎为零，是一个硬而脆的组织。渗碳体在适当条件下（900℃以上温度长时间加热缓冷），能分解形成石墨，这一点在铸造工艺中有重要意义。在钢中，渗碳体以不同形态和大小的晶体出现于组织中，对钢的力学性能影响很大。48④珠光体珠光体是渗碳体和铁素体片层相间、交替排列形成的机械混合物。珠光体用符号P表示。在缓慢冷却条件下，珠光体的含碳量为0.77％。由于珠光体是由硬的渗碳体和软的铁素体组成的混合物，所以，其力学性能大体上是两者性能的平均值，故珠光体的强度较高，硬度适中，具有一定的塑性。49⑤莱氏体莱氏体是含碳量为4.3％的铁碳合金，在1148℃时从液相中同时结晶出的A和渗碳体的混合物。用符号Ld表示。在室温下的莱氏体由P和渗碳体组成，这种混合物称为低温莱氏体，用符号Ld’来表示。莱氏体的力学性能和渗碳体相似，硬度很高，塑性很差。50上述五种基本组织中，铁素体、奥氏体和渗碳体都是单相组织，称为铁碳合金的基本相；珠光体、莱氏体则是由基本相混合组成的多相组织。51铁素体：碳溶解在α-Fe中的间隙固溶。塑性(δ=45-50%)、韧性好，强度、硬度低。奥氏体：碳溶解在γ-Fe中的间隙固溶体。强度和硬度不高，塑性好。渗碳体：铁与碳形成的金属化合物。硬度很高(HBW=800)，塑性、韧性几乎为零。珠光体：是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。莱氏体：是液态铁碳合金发生共晶转变所形成的奥氏体与渗碳体的共晶体。硬度高，塑性差52

1.3钢铁热处理的发展概况发现金属的性能会因温度和加压变形的影响而变化钢铁兵器显微组织中发现都有马氏体存在公元前770～前222年公元前六世纪开始出现淬火技术53

发现淬冷剂对淬火质量的影响中山靖王墓中的宝剑，心部含碳量为0.15～0.4%，表面含碳量达0.6%以上三国时代西汉时代开始应用渗碳工艺蒲元曾派人到成都取水在今陕西斜谷为诸葛亮打制3000把刀初步奠定现代热处理的理论基础现代法国人奥斯蒙德确立铁的同素异构理论;英国人奥斯汀制定的铁碳相图541863年，英国金相学家和地质学家展示了钢铁在显微镜下的六种不同的金相组织，证明了钢在加热和冷却时，内部会发生组织改变。与此同时，人们还研究了金属的加热保护方法。1850～1880年，对于应用各种气体进行保护加热曾有一系列专利。1889～1890年英国人莱克获得多种金属光亮热处理的专利。1901～1925年，在工业生产中应用转筒炉进行气体渗碳；30年代出现露点电位差计，以后又研究出用二氧化碳红外仪、氧探头等，进一步控制炉内气氛碳势的方法。5520世纪60年代以来，运用等离子、激光、电子束等技术，发展了新的表面热处理和化学热处理方法。计算机及工业自动化的应用高能量密度表面淬火表面合金化表面覆层强化离子热处理形变热处理

……目前，优质、高效、节能、环保是热处理技术和工艺的发展方向：56热处理不改变材料形状和大小而只改变其组织性能热处理目的：改变强度和硬度，增强耐磨性，改善塑性，改善切削加工性，消除应力等。1.4热处理的基本目的与常用的基本热处理方法57热处理普通热处理表面热处理特殊热处理退火正火淬火回火表面淬火化学热处理火焰加热感应加热渗碳氮化碳氧共渗其他形变真空其他58第二章

金属固态相变基础59金属热处理是将固态金属通过特定的加热和冷却方法，使之得到工程技术上所需要性能的一种工艺过程的总称。主要类型、主要特点、形核长大金属热处理?热处理为什么能够改变材料的性能?组织和结构会发生变化固态相变固态金属在温度和压力改变时其组织和结构会发生变化的通称602.1金属固态相变的主要类型固态相变同素异晶转变多形性转变平衡脱溶转变共析转变调幅分解有序化转变平衡相变非平衡相变伪共析转变马氏体转变贝氏体转变不平衡脱溶沉淀61α-Fe←→γ-Fe←→

δ-Fe⑴同素异晶转变和多形性转变F

←→A㈠平衡相变同素异晶转变多形性转变纯金属在一定的温度和压力下由一种结构转变为另一种结构的现象固溶体在一定的温度和压力下由一种结构转变为另一种结构的现象62纯铁的冷却曲线和晶格转变63⑵平衡脱溶转变高温过饱和固溶体在缓慢冷却过程中析出第二相的过程。如：三次渗碳体的析出新相的成分和结构始终与母相的不同；母相不会消失。64⑶共析转变合金冷却时，由一个固相分解为两个不同固相的过程称为共析转变。如：珠光体转变A0.77%c727℃F0.02%c+Fe3C6.69%c65⑷调幅分解高温下均匀的单相固溶体较低温度下的不均匀固溶体调幅分解可用反应式表示为转变初期形成的微区之间无明显的界面和成分的突变，但通过上坡扩散，最终使均匀固溶体变为不均匀固溶体通过扩散，成为两种与原固溶体结构相同而成分不同的微区66⑸

有序化转变固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置从无序到有序的转变过程，称为有序化转变。㈡非平衡相变伪共析转变马氏体转变贝氏体转变非平衡脱溶转变67⑴伪共析转变转变过程和转变产物类似于共析转变非共析成分的奥氏体同时析出铁素体和渗碳体被过冷到GS和ES的延长线以下温度时68⑵马氏体相变在加热时也可以发生马氏体相变－马氏体逆转变高温下的奥氏体马氏体进一步提高冷却速度使伪共析相变来不及进行切变方式Ms点下的过冷奥氏体69高温下的奥氏体贝氏体提高冷却速度使伪共析相变来不及进行碳原子扩散铁原子不扩散过冷到P转变和M转变之间的温度范围⑶贝氏体相变中温转变70⑷非平衡脱溶转变α固溶体快冷到MN线以下温度抑制β相析出α的过饱和固溶体在室温或低于MN线以下某温度等温若溶质原子还具有一定的扩散能力析出新相71非平衡脱溶转变平衡脱溶转变冷却速度快慢析出初期新相的成分和结构均与最终产物不同新相的成分和结构均与最终产物一样最终产物完全相同722.2金属固态相变的主要特点相变驱动力相变方式金属固态相变液态金属结晶金属固态相变由于在固态条件下进行，相较于液态金属结晶，又具有其自身的特点。相界面应变能取向关系与惯习面形成过渡相晶体缺陷的作用73㈠相界面新、旧固相之间存在界面。根据界面上新旧两相原子在晶体学上的匹配程度(错位度δ表示)不同，界面可分为共格、半共格和非共格三种。若以aα和aβ分别表示新旧固相沿平行于界面的晶向上的原子间距，则错位度δ为：δ<0.05：共格0.05<δ<0.25：半共格δ>0.25：非共格74δ反映了新旧相之间的适应性，也反应了界面能大小共格半共格非共格75㈡位向关系和惯习面金属固态相变时，新相往往在母相一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示金属固态相变时新相与母相之间往往存在一定的位向关系也存在一定的惯习面惯习面的存在意味着该晶面上新相和母相的原子排列相近、匹配较好，有助于减少界面能新相与母相间必然存在一定的位向关系76共格与位向的关系新相与母相之间为共格或半共格界面新相与母相之间存在一定的位向关系必然未必两相界面无一定的位向关系两相界面为非共格界面

{011}αˊ∥{111}γ；<111>αˊ∥<011>γ如K-S关系：必然77㈢弹性应变能与新相的形状有关固态相变比容变化体积变化旧相约束新相弹性应变能与新相和母相的弹性模量有关与新相和母相的比容差有关78新相形状对比容差应变能的影响79固态相变的阻力界面能应变能共格应变能比容差应变能共格最小半共格中等非共格最大共格最大半共格中等非共格最小80㈣晶体缺陷的影响缺陷附近→点阵畸变→储存畸变能→提供形核的额外能量→加速转变晶体内存在不同缺陷：晶界、亚晶界、空位、位错等在固态相变中，从能量观点来看形核功大小均匀形核空位形核位错形核晶界非均匀形核缺陷对固态相变起促进作用81㈤形成过渡相如果新相与母相的成分、结构差异比较大母相新相过渡相新相与母相之间只能形成高能量的非共格界面晶体结构或成分与母相比较接近的、自由能比母相稍低的、亚稳定的可能形成过渡相成为减少相变阻力的重要途径之一82相变阻力大，相变的发生需要较大的过冷度。新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系，导致新相的组织对母相有一定的遗传性。母相的晶体缺陷可增加形核能量，同时可加快扩散过程，有利于新相晶体的生长，对相变起促进作用。扩散过程对相变的影响较大，扩散不但成为固态相变的控制因素，在温度较低时还可能改变转变的类型，如从扩散型改变为协同型。易出现过渡相，有些反应不能进行到底，过渡相可以长期保留。综合上述，固态相变具有以下5个共同特点832.3固态相变的形核绝大多数固态相变（除调幅分解外）都是通过成核与长大过程完成的。在母相基体的某些微小区域内，形成新相所必须的成分与结构，即晶胚若晶胚的尺寸超过某一临界尺寸，便能稳定地存在并自发长大，成为新相的晶核形核过程晶胚的形成晶核的形成84如果晶核在母相基体中某些区域择优地不均匀分布，则称为非均匀形核如果晶核在母相基体中无择优地任意均匀分布，称为均匀形核形核均匀形核非均匀形核在固态相变中均匀形核的可能性非常小，但有关均匀形核的理论却是讨论非均匀形核的基础，因此两者均做简要介绍。85㈠均匀形核液态金属的结晶金属固态相变新旧两相的自由能差新旧两相的自由能差界面能界面能应变能＋形核驱动力形核的阻力86按照经典形核理论，金属固态相变均匀形核时系统自由能的总变化ΔG为：式中：V——

新相体积；

ΔGV——新旧相的单位体积自由能差；

s

——

新相表面积；

σ——

新相与母相间的比界面能；

ε——

新相单位体积的弹性应变能。只有当体系的自由能变化△G＜0时，形核才成为可能。87假设新相晶核为半径为r的球形，则上式可改写为：令dΔG/dr＝0，则可以得到新相的临界晶核半径rc为形成临界晶核的形核功W为88由此可见，当表面能σ和弹性应变能ε增大时，临界晶核半径rc增大，形核功W增大。具有低界面能和高弹性应变能的共格新相晶胚，倾向于呈盘状或片状具有高界面能和低弹性应变能的非共格新相晶胚，倾向于呈等轴状89与液态金属结晶相似，金属固态相变均匀形核时的形核率I可用下式表示式中：n——

单位体积母相中的原子数；

v——原子的振动频率；

Q

——

原子的扩散激活能；

W

————

形核功；

k——

波尔兹曼常数；

T——

相变温度。90固态下，原子扩散激活能Q较大，相变的弹性应变能进一步加大了形核功W，所以形核率I非常小。均匀形核的形核率一般非常小，不太可能成为固态相变形核的主要形式固态中存在大量缺陷→储存畸变能→提供形核能量→能促进形核非均匀形核为固态相变的主要形核方式91㈡非均匀形核因此，各种晶体缺陷的存在将大大促进形核过程。系统自由能变化均匀形核：非均匀形核：新相核胚在母相晶体缺陷处形成时，晶体缺陷消失或减少所降低的能量。92⑴空位促进形核的方式空位促进形核加速溶质原子扩散凝聚成位错利用自身的能量为形核提供驱动力⑵晶界促进形核的方式利用自身的能量为形核提供驱动力，从而促进形核93⑶位错促进形核的方式位错促进形核位错线消失所释放能量成为形核驱动力位错线本身作为短程扩散的通道而促进形核位错通过分解形成扩散位错而促进形核溶质原子在位错线上偏聚，达到新相形成所需的成分起伏位错线不消失，通过降低界面的应变能而促进形核942.4固态相变的晶核长大新相晶核长大的实质是界面向母相方向的迁移㈠

新相长大机制新相成分母相成分新相成分母相成分需结构改变无需原子迁移需原子迁移需结构改变95实际合金中，新相晶核与母相形成完全共格界面的情况极少，通常所见的是形成半共格和非共格界面半共格界面切变长大台阶式长大不同界面结构具有不同的长大机制靠近母相一侧的大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持原子间原有的相邻关系不变。通过阶梯状晶界面上位错的滑移运动，使晶界的台阶发生侧向迁移，从而使界面沿其法线方向推进。96非共格界面非协同型长大台阶式非共格界面：母相原子从母相台阶端部向新相台阶上转移，致使新相台阶发生侧向移动。界面上的原子形成一个无规则排列的过渡层，母相原子不断地以非协同方式向新相转移。㈡

新相长大速度新相的长大速度取决于相界面的移动速度。97相界面的迁移通过点阵切变方式完成，不需要原子的扩散，故新相的长大速度很高。其相界面的迁移需要借助于原子的扩散，故其新相的长大速度较低。扩散型相变中的新相长大又分为两种情况：无成分变化的新相长大（晶界控制型长大）；有成分变化的新相长大（扩散控制型长大）。无扩散型相变扩散型相变98界面迁移速率：⑴晶界控制型长大δ———原子跳动一次的距离在整个相变温度范围内，新相长大速度随温度降低呈现先增大后减小的规律。99长大速率与原子的扩散系数、新相/母相界面上母相一侧的浓度梯度成正比，而与新相与母相间的浓度差成反比。温度下降，溶质在母相中的扩散系数急剧减小，故新相的长大速率降低。⑵扩散控制型长大1002.5固态相变动力学对于扩散型固态相变，若形核率和长大速度都随时间而变，在一定过冷度下的等温转变动力学可用Avrami方程来描述若形核率随时间而减小，取3≤n≤4；若形核率随时间而增加，取n﹥4。相变动力学就是研究新相形成量与时间、温度关系的学科101102第三章

钢的加热转变103加热保温冷却3.1钢的加热104加热在临界点A1以下的加热在临界点A1以上的加热不发生组织变化奥氏体化钢的热处理多数需要先加热得到奥氏体，然后以不同速度冷却使奥氏体转变为不同的组织，从而得到钢的不同性能。奥氏体的形成和奥氏体晶粒的大小显著影响随后冷却时奥氏体的转变特点和转变产物的组织与性能。105共析钢加热到超过A1温度时，全部转变为奥氏体；而亚共析钢和过共析钢必须加热到A3和Acm以上才能获得单相奥氏体。106在实际热处理条件下，相变是在不平衡条件下进行的，加热或冷却时的温度会出现滞后现象。把加热时的实际临界温度标以字母“c”把冷却时的实际临界温度标以字母“r”107Ac1加热时珠光体转变为奥氏体的温度Ar1冷却时奥氏体转变为珠光体的温度Ac3加热时F先全部转变为奥氏体的温度Ar3冷却时奥氏体开始析出F先的温度Accm加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的温度Arcm冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度1083.2奥氏体的形成奥氏体是碳溶于γ-Fe的八面体间隙中的间隙固溶体⑴

奥氏体的性能碳的最大溶解度为2.11％如果γ-Fe的每个八面体间隙均溶一个碳原子，最多可溶20wt%的碳。碳原子半径0.077nm八面体间隙半径0.053nm10911012CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织111奥氏体的面心立方结构奥氏体具有高的塑性和低的屈服强度在相变过程中容易发生塑性变形产生大量的位错或出现孪晶相变硬化随后的再结晶、高温下晶粒的反常细化低温下M相变的系列特点112比容奥氏体最小在钢中可能出现的各种组织中线膨胀系数奥氏体最大残余应力和一系列的相变特点在奥氏体形成或由奥氏体转变为其它组织时，都会发生体积变化113奥氏体顺磁性铁素体马氏体铁磁性可以利用这个特点来研究钢中的相变铁碳合金奥氏体在A1温度以上才能稳定存在加入足量的A形成元素Mn、Ni、Co等奥氏体在室温下也可稳定存在奥氏体的成分对于它向其它组织转变的动力学影响很大，从而对钢的性能也有很大的影响。114⑵

奥氏体的形成条件根据铁碳相图，在极缓慢加热时，珠光体向奥氏体的转变是在PSK线即A1温度开始的，而先共析铁素体和先共析渗碳体向奥氏体的转变则是始于A1，分别结束于A3(GS线)和Acm(ES线)

。115珠光体（P）和奥氏体（γ）自由能随温度的变化曲线（示意图）然而当加热速度提高时，上述转变是在过热情况下发生的，即实际转变温度分别高于A1、A3和Acm。也就是说，奥氏体形成的热力学条件为存在一定的过热度。只有存在一定的过热度才存在转变动力（ΔG=Gγ-GP＜0）116奥氏体的形成遵循相变的一般规律，即包括形核和长大两个基本过程。3.3奥氏体的形成机理共析碳钢（含0.77%C）加热前组织为珠光体，共析钢的加热转变即为珠光体将转变为奥氏体。⑴

共析钢的加热转变㈠奥氏体的等温形成过程对于不同的原始组织，奥氏体形成时在形核和长大方面都将表现出不同的特点。117珠光体向奥氏体转变示意图奥氏体晶核的形成奥氏体的长大残余渗碳体的溶解奥氏体成分的均匀化珠光体奥氏体化过程118第一阶段：奥氏体晶核的形成因此，由珠光体转变为奥氏体，既需要有碳原子的扩散，也需要有晶体结构的变化。0.0218%6.69%0.77%在A1温度下含碳量铁素体渗碳体奥氏体晶体结构体心立方面心立方复杂斜方119对于不同的原始组织，奥氏体优先形核的位置是不一样的。球状珠光体片状珠光体优先在与晶界相连的α/Fe3C界面形核其次在不与晶界相连的α/Fe3C界面上形核优先在珠光体团的界面上形核其次在α/Fe3C片层界面形核120在α/Fe3C界面处的浓度起伏较大，有利于达到奥氏体形核所需要的碳浓度；在α/Fe3C界面界面处，原子排列不规则，有利于铁原子通过短程扩散实现晶体结构的转变；在α/Fe3C界面处，存在着其它晶体缺陷及杂质等，能量起伏较大，有利于形核。两相交界面越多，奥氏体晶核越多奥氏体晶核在α/Fe3C界面上优先形核的原因121当奥氏体形成后，立即建立了Fe3C/γ与γ/α两个相界由于在奥氏体的两个相界处的碳浓度不等，造成碳浓度差ΔC＝Cγ-c－Cγ-α。γα第二阶段：奥氏体的长大122γα这个浓度差必然导致C从高浓度的γ/Fe3C相界向低浓度的γ/α相界扩散。扩散的结果导致相界碳浓度平衡被破坏，为了保持相界碳浓度的局部相平衡，γ/α相界必须向α相一侧推进，同时γ/Fe3C相界向Fe3C相一侧推进。这种“相界扩散移动”的不断进行，γ晶体就不断长大。123奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大，直至铁素体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。奥氏体长大阶段的实质，就是铁素体与奥氏体之间的晶格重构、同时渗碳体不断溶入奥氏体中、以及碳在奥氏体中的扩散。奥氏体的长大方向：球化体、片状珠光体124第三阶段：残余渗碳体的溶解在奥氏体晶体长大过程中，γ/α相界处的碳浓度差远远小于γ/Fe3C相界处的碳浓度差，在γ/Fe3C界面一侧只需溶解一小部分渗碳体，就足以维持γ/Fe3C的相界平衡。而在γ/α界面另一侧必须溶解大量铁素体，才能维持γ/α相间平衡。γα125由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“残余渗碳体”存在，因此，还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解。γα126在渗碳体全部溶解后，奥氏体内的成分仍不均匀，在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低，在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需要保温足够时间，让碳原子充分扩散，才可能使奥氏体内的成分均匀。第四阶段：奥氏体成分的均匀化原铁素体一侧原渗碳体一侧127上述分析表明，珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须有两个必要而充分条件：一是温度条件，要在Ac1以上温度加热;二是时间条件，要在Ac1以上温度保持足够时间。

在一定加热速度条件下，超过Ac1的温度越高，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；

在一定的温度（高于Ac1）条件下，保温时间越长，奥氏体成分越均匀。128亚共析钢、过共析钢的珠光体奥氏体化过程与共析钢转变过程是一样的：即在Ac1温度以上加热，无论亚共析钢或是过共析钢中的珠光体均要转变为奥氏体。亚共析钢还存在铁素体的转变；过共析钢还存在二次渗碳体的溶解。⑵

非共析钢的加热转变与共析钢的加热转变相比相同不同129具有相同的四个形成阶段㈡连续加热时奥氏体的形成过程连续加热时，奥氏体形成过程四个阶段的温度都随着加热速度的增大而向高温移动；连续加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的。与奥氏体等温形成相同的是：与奥氏体等温形成不同的是：130㈠奥氏体等温形成动力学研究奥氏体等温形成动力学的方法通常是：将小试样迅速加热到Ac1以上不同温度；在各温度下保持不同时间；迅速淬冷；再用金相法测定奥氏体转变量与时间的关系（实际上是测定奥氏体淬冷后转变成马氏体的量与时间的关系）。3.4奥氏体形成动力学131①奥氏体形成需要一定的孕育期。孕育期的作用是等待临界晶核的形成，也就是等待出现适当的能量起伏和浓度起伏。从奥氏体等温形成动力学曲线可以看到：132②等温转变开始阶段，转变速度逐渐增大，在转变量约为50％时达到最快，然后逐渐减慢。在开始阶段，在已形成的晶核不断长大的同时，又有新的晶核不断形成并长大，因此单位时间内形成的奥氏体越来越多；当转变超过50％后，未转变的珠光体越来越少，假定形核率保持不变，新形成的晶核也会越来越少；此外，不断长大的奥氏体会越来越多地彼此接触而停止长大，因此，单位时间内形成的奥氏体量越来越少。133③温度越高，奥氏体的形成速度越快。这是因为，随着温度的升高，过热度增大，使临界晶核的半径减少，…….134将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示在一个图中，就得到奥氏体等温形成动力学图，又称为TTA图。Time-Temperature-Austenitization135亚共析钢与过共析钢的奥氏体等温形成动力学与共析钢基本一样。过共析钢退火组织为珠光体和渗碳体，而且钢中渗碳体的数量比共析钢中多，因此残留渗碳体的溶解与奥氏体均匀化需要的时间更长。不同的是亚共析钢退火组织由珠光体和铁素体组成，当加热至Ac1以上温度时，除了有铁素体存在外，还有残留渗碳体存在；加热至Ac3以上温度时，铁素体全部转变为奥氏体后仍可能有部分残留渗碳体存在，因此，也必须有足够的保温时间。136㈡连续加热时奥氏体的形成动力学由于实际生产中奥氏体基本上都是在连续加热条件下形成的，因此，连续加热TTA图比等温TTA图具有更大的实用价值。近年来出现的激光热处理、电子束冲击、感应脉冲加热热处理等，都要求了解在快速加热条件下奥氏体形成的规律。因此，连续加热时TTA图的测定，显得越来越重要。137钢在连续加热时的TTA图的测定：所用的一组试样分别以不同加热速度加热，加热到不同温度后迅速淬冷，然后观察其显微组织，配合膨胀试验结果确定奥氏体的形成进程。钢的连续加热TTA图的使用：首先应该找到或作出所用的加热速度线，然后求此线与Ac1、Ac3或Accm线相交各点所对应的温度和时间。138139奥氏体的形成温度：连续加热时由于增大了加热速度，临界点Ac1及Ac3都要升高，因此奥氏体形成过程四个阶段的温度都随着加热速度的增大而向高温移动；当加热速度很大（如105～106℃/sec）时，奥氏体的形成温度就不再升高；奥氏体形成温度范围：连续加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的。加热速度越大，奥氏体形成温度范围越宽，而奥氏体形成速度越快。与奥氏体等温形成不同的是：但是，快速加热却增大了奥氏体成分的不均匀性140根据经典均匀形核理论，临界晶核通过原子碰撞再添加一个原子，就可以成为稳定的新相晶核。㈢奥氏体形成动力学的理论处理⑴

奥氏体的形核率N因此，形核率N应正比于单位体积中的临界晶核数目Nexp(-ΔG*/kTA)和单位时间内周围原子碰撞临界晶核的次数βK，而βK与原子的扩散能力有关，即正比于exp(-Q/kTA)。这样形核率就可以表示为：141式中C——比例常数；

ΔG*——临界晶核形核功；

k——Boltzmann常数；

TA——奥氏体形成温度；

Q——原子的扩散激活能。对于固态相变式中η——与晶核形状和界面性质有关的常数；

σ——新相母相间的比界面能；

ΔGV——相变前后的体积自由能差；

ES——晶核中每个原子引起的应变能。142实验证明，T从740℃升高到800℃，N提高270倍。当奥氏体在较高温度下形成时奥氏体形成温度TA增大加热温度升高ΔGV增大ΔG*减小形核率随温度升高而大大增加143144⑵

奥氏体的长大线速度奥氏体向铁素体推进的线速度奥氏体向渗碳体推进的线速度推导的前提条件：假定奥氏体的长大完全受碳在奥氏体中的扩散所控制。目前已有的奥氏体形成动力学公式都还不能很好反映各种钢的实际情况，它们在定性上是正确的，但定量上还不能令人满意。145㈣影响奥氏体形成速度的因素⑴温度的影响奥氏体的形成速度，既取决于新旧相的自由能差，又受铁、碳等原子扩散所控制。因此，提高奥氏体的形成温度，可以明显加速奥氏体化过程。生产实践表明，温度是影响奥氏体化进程最为强烈的因素。外因内因加热温度加热速度钢中的成分原始组织含碳量合金元素146加热速度越大，奥氏体形成的温度范围越宽，而形成的时间缩短。也就是说，增大加热速度，加快了奥氏体形成速度。注意：快速加热增大了奥氏体成分的不均匀性因此，对于要求快速加热的钢件，生产上希望原始组织中碳化物尽量要大小均匀、分布弥散。这是由于加热速度增大，碳化物溶解不充分、碳和合金元素扩散不充分，从而使A成分不均匀。⑵加热速度的影响147⑶含碳量的影响钢中含碳量越高，奥氏体的形成速度越快。含碳量增高含碳量增高α/Fe3C的相界面积增加奥氏体的形核率提高碳、铁等原子的扩散系数增大渗碳体增多奥氏体形成速度增加148不同碳含量钢中奥氏体形成50％时所需要的时间149⑷合金元素的影响影响碳在奥氏体中的扩散系数；改变碳化物的稳定性。①合金元素影响碳在奥氏体中的扩散系数碳化物形成元素如Cr、Mo、W等，降低碳在奥氏体中的扩散系数，因而降低奥氏体形成速度。非碳化物形成元素Ni、Co等，增大碳在奥氏体中的扩散系数，因而增大奥氏体形成速度。如：在钢中加入1％W，可使碳在奥氏体中的扩散系数减小一半；而加入4％Co，可以使碳在奥氏体中的扩散系数增大一倍。150②合金元素加入改变碳化物的稳定性加入不同的合金元素及其数量，将形成不同稳定性的碳化物，通过影响碳化物的溶解而影响奥氏体的形成速度。如果在钢中加入了强碳化物形成元素，如W、Mo、V、Ti等，由于形成更为稳定的合金碳化物，它将使奥氏体的形成速度大大降低。奥氏体合金化后，成分的均匀化更困难，必须延长保温时间，甚至增高温度，以保证获得成分均匀的奥氏体。151⑸原始组织的影响渗碳体的分散度渗碳体的形状在相同成分的钢中，渗碳体越分散，相界面积就越多，成核率便越大；渗碳体的片间距越小，碳的扩散距离越短，奥氏体的长大速度越大。因此，原始组织中渗碳体越分散，奥氏体的形成速度越大。原始组织中渗碳体一般两种形态：片状渗碳体与粒状渗碳体。由于片状比粒状的相界面更大些，它的形核率就高些，同时，片状渗碳体也比较容易溶于奥氏体。因此前者比后者的奥氏体形成速度大。152是衡量钢件力学性能与工艺性能的重要指标；也是分析服役零件破断失效的主要参考数据。3.5奥氏体晶粒度及其控制㈠奥氏体晶粒度的基本概念奥氏体起始晶粒度；奥氏体实际晶粒度；奥氏体本质晶粒度。奥氏体晶粒度及其均匀性σs＝σi＋Kyd-1/2βT＝㏑β－㏑C－㏑d-1/2153将钢加热至临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成、其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小，称为奥氏体起始晶粒度。①奥氏体起始晶粒度起始晶粒度取决于奥氏体的成核率和长大速度可见，增大成核率或降低长大速度，是获得细小奥氏体起始晶粒的重要途径。在1mm2面积内的晶粒数目n与成核率N和长大速度G之间的关系可用下式表示:154②奥氏体实际晶粒度在一定热处理加热、焊接或热加工制度下，所获得的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体实际晶粒度。对于热轧(锻)钢材，它是指热轧(锻)终了时钢中的奥氏体晶粒大小；对于实际零件，一般是指热处理加热状态下的奥氏体晶粒大小。奥氏体实际晶粒度基本决定钢件热处理后基体组成相的晶粒大小。在一般加热速度下，加热温度越高，保温时间越长，奥氏体实际晶粒越粗大，冷却状态的实际组织也越粗大。155③奥氏体本质晶粒度根据标准试验方法规定，允许采用渗碳法、氧化法及直接腐蚀法等，将钢材加热至930±10℃，保温3～8小时，然后冷却至室温，测得的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体本质晶粒度。G：奥氏体晶粒度级别Ĺ

：放大倍数为1时，晶粒的平均截距直接用奥氏体晶粒尺寸来表示本质晶粒度非常不方便，因此工程上统一将不同晶粒尺寸换算成晶粒度级别，其换算公式为：G＝－3.2877－6.6439㏒Ĺ156根据上式计算，奥氏体晶粒度评级标准有8级，1级晶粒最粗，8级晶粒最细。超过8级如9～13级以上者称为超细晶粒，还有比1级晶粒更粗的，如0、－1、－2级等。晶粒度的各种级别均有准图片供使用时查对。G＝－3.2877－6.6439㏒Ĺ157标准晶粒度等级（放大100倍）158标准晶粒度等级（放大100倍）159在较低的奥氏体化温度时晶粒长大甚微或不长大，当加热至一定温度时晶粒骤然增大，然后长大速度又减小的一类长大过程。奥氏体本质晶粒度仅表示钢材加热时晶粒长大的倾向晶粒长大的倾向正常长大异常长大随着奥氏体化温度的升高或奥氏体化时间的延长，奥氏体晶粒逐渐长大的一类过程一般用硅脱氧的钢一般用铝脱氧的钢160A晶粒具有正常长大倾向的钢称为本质粗晶粒钢A晶粒具有异常长大倾向的钢称为本质细晶粒钢161㈡奥氏体晶粒长大的影响因素奥氏体转变刚刚完成时，奥氏体晶粒大小是很不均匀的，先形核的晶粒长得较大，其晶面弯曲且能量较高，在随后的加热或保温过程中，它们会会继续长大，而较后形成的较小的晶粒可能会逐渐减小甚至消失。影响奥氏体晶粒长大的主要因素有：加热温度加热速度保温时间第二相颗粒162①加热温度、加热速度和保温时间的影响加热温度的影响：加热温度越高，铁、碳原子的扩散越容易进行，奥氏体晶粒长大越容易，得到的奥氏体晶粒越粗大；加热速度的影响：加热速度越快，铁、碳原子的扩散越不充分，在同一加热温度下奥氏体晶粒长大越不容易，最终得到的奥氏体晶粒越细小；保温时间的影响：保温时间越长，铁、碳原子的扩散进行越充分，奥氏体晶粒越容易长大，最终得到的奥氏体晶粒越粗大。163第二相质点对奥氏体晶粒长大的影响，可以用Gladman的经验公式来进行说明：rc——能够有效钉扎晶界的第二相质点的临界半径;f——第二相质点的体积百分数；R0——奥氏体起始晶粒半径；Z——奥氏休起始晶粒的不均匀因子，即起始晶粒最大尺寸与R0的比值。式中：②

第二相质点的的影响164在相同的奥氏体起始晶粒度及均匀性时，钢中第二相质点数量越多、尺寸越小，即第二相质点的体积百分数越大，则能够有效钉扎住晶界的第二相质点的临界半径越大，奥氏体晶粒的粗化温度也越高。也就是说，钢中第二相质点数量越多、尺寸越细小而均匀，则最终得到的奥氏体晶粒越细小。165㈢奥氏体晶粒度的控制根据奥氏体晶粒长大的影响因素及作用原理，可以得到生产中控制奥氏体晶粒度的方法。①利于AlN颗粒细化晶粒大量弥散析出AlN相能有效阻碍奥氏体晶界迁移，提高奥氏体晶粒的粗化温度。相反，AlN相粗大或少量存在时则对晶界迁移无阻碍作用。②利于过渡族金属的碳化物来细化晶粒钢中加入强碳化物、氮化物形成元素如Nb、Ti、V等，能形成弥散稳定的碳化物或氮化物，从而能够有效阻碍晶界的迁移，细化奥氏体晶粒。166③采用快速加热、利用温度和时间的影响来细化晶粒采用快速加热、高温短时保温，可以有效地防止奥氏体晶粒的粗化。④

采用预先热处理工艺细化晶粒通过预先热处理，可以改变钢中第二相的大小、数量及分布，从而影响加热时奥氏体晶粒的长大倾向。通过预先热处理，可得到细珠光体组织，有利于最后热处理时获得均匀细小的奥氏体晶粒。167㈣

粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断母相中的晶体缺陷和不均匀性被新相所继承下来的一种现象。相遗传现象可用于形变热处理。钢中遗传有组织遗传和相遗传两种相遗传组织遗传钢过热后冷却得到的原始组织为非平衡的马氏体、贝氏体等组织时，在再次正常加热后，形成的奥氏体仍然保留原来的粗大晶粒、甚至原来的取向和晶界，这种现象称为组织遗传。168避免由不平衡组织直接加热奥氏体化，先进行一次高温回火或中间退火；避免新的奥氏体以无扩散机理形成，可控制加热速度和温度以防止马氏体逆转变发生；通过多次加热-冷却循环来破坏新旧相间的取向关系。大晶粒生成后的组织转变中，维持了严格的晶体学取向关系。产生组织遗传的根本原因破坏第二次转变中新相、母相之间严格的晶体学取向关系。消除组织遗传的方法具体措施169第四章

钢的冷却转变170获得均匀的奥氏体，实现热处理目的前提条件是获得所需性能的关键4.1冷却条件对钢的机械性能的影响171可以看出，同样的奥氏体经过不同冷却之后，性能显著不同，强度相差几倍。这是由于在不同冷速下，奥氏体的过冷度不同，转变产物的组织便不同，因而其性能也不同。40Cr钢经850℃加热不同均却后的机械性能冷却方式σb（N/mm2）σs（N/mm2）炉冷57.4×10728.9×107空冷67.8×10738.7×107油冷185.5×107159×107172控制不当会出现缺陷其转变规律是制定热加工后的冷却工艺的理论根据在不同过冷度下等温测定奥氏体的转变过程，绘出“奥氏体等温转变曲线”；在不同冷速的连续冷却过程中测定奥氏体的转变过程，绘出“奥氏体连续冷却转变曲线”。冷却转变热处理加热后的冷却铸造之后的冷却锻轧之后的冷却焊接之后的冷却冷却转变规律的研究方法1734.2过冷奥氏体等温转变曲线处于高温状态的A冷却到A1点以下就处于热力学不稳定状态，必然要发生相变，但未必立即发生，而是经过一个孕育期后才开始。这种在孕育期内暂时存在的处于不稳定状态的A称为过冷A。将奥氏体迅速冷却到临界温度以下的某一温度，并在此温度下进行等温，在等温过程中所发生的相变称为过冷奥氏体等温转变。过冷奥氏体过冷奥氏体等温转变174综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下等温的转变过程：转变开始和终了时间、转变产物和转变量与温度和时间的关系曲线，就称为过冷奥氏体等温转变曲线。过冷奥氏体等温转变曲线的形状象字母“C”，故又称为“C-曲线”。又根据过冷奥氏体等温转变曲线的英文名称(Temperature-Time-Transformation)的字头，称为“TTT曲线”。(IT曲线)过冷奥氏体等温转变曲线175㈠共析碳钢C-曲线的建立C-曲线是利用过冷奥氏体转变产物的组织形态或物理性质的变化来测定的。常用的方法有金相法、硬度法、磁性法、电阻法、膨胀法、热分析法等。其中金相法最直观，也比较准确，但比较麻烦。所以常用金相法与其它方法配合使用来绘制C-曲线。①把用具有相同组织的、同样尺寸(φ10×1.5mm)的试样分成若干组，每组有多个试样；共析碳钢C-曲线的建立步骤176②将各组试样都在同样条件下奥氏体化，以获得比较均匀的奥氏体；③迅速将奥氏体化后的各组试样过冷到Ar1点以下不同温度(如650℃、600℃、500℃、350℃、230℃等)的等温盐浴炉中进行等温转变；④每隔一定时间取出其中一个试样淬于水中，将不同时刻的等温状态固定到室温；⑤将试样放于显微镜下观察它们的组织变化，测定奥氏体在各个温度下组织转变开始与终了时间、最终的组织和性能；177奥氏体在某一温度下转变开始时间和终了时间：通常以该温度下转变1％的时间作为转变开始点；通常以该温度下转变99％的时间作为转变终了点。组织变化：等温时未转变的奥氏体，水冷后就变成马氏体和残余奥氏体，在组织中呈白亮色；而等温转变的产物则原样保留下来，在组织中呈暗黑色。⑥

MS点的测定预先估计一个MS，把A化后的试样迅速投入温度为MS的热浴中保持2～3分钟，然后转移到温度比第一个热浴高20～30℃的热浴中保持2～3分钟，后取出淬入盐水中；178若第一个热浴温度高于MS，A不发生转变，在盐水中A向M转变，显微镜下为白亮的马氏体组织；若第一个热浴温度低于MS，A体向马氏体转变，而在第二个热浴中已转变的M被回火，而剩余的A在盐水中转变为M，两种马氏体在显微镜下是可以区分的；继续调整第一个热浴的温度，直至测出MS。⑦将测定结果绘在温度－时间坐标图中，把各试样转变开始点联结起来形成转变开始线；把各试样转变终了点联结起来形成转变终了线。这样就得到过冷奥氏体等温转变曲线。179180181共析钢过冷奥氏体等温转变曲线182㈡

C-曲线分析①过冷奥氏体在各个温度下的等温转变都需要一段孕育期，孕育期随着过冷度的变化出现“长－短－长”的变化规律。

越靠近A1点即过冷度越小，孕育期越长；随着过冷度增大，孕育期缩短，在570℃左右达到极小值;

此后，孕育期又随过冷度的增大而变长。孕育期的长短反映出过冷奥氏体稳定性的大小183②转变终了时间随过冷度的变化规律和孕育期类似，呈现出“慢一快一慢”的变化趋势；为什么过冷奥氏体在不同温度下等温转变时会出现“C-曲线”这样的现象呢?随温度变化，新旧相的自由能差ΔF与原子的扩散系数D具有不同变化趋势，它们共同作用的结果。184Ms点～Mf(-50℃)

马氏体型转变Ar1

～550℃(鼻温)

珠光体型转变550～230℃(Ms点)

贝氏体型转变③共析钢的过冷奥氏体在A1温度以下将会发生三种不同的转变：185⑴

碳钢的基本类型只有一个鼻点，即珠光体转变与贝氏体转变重叠，亚(过)共析钢比共析钢多出一个F析出线和K析出线.㈢奥氏体等温转变图的常见类型186①

具有单一的C字形曲线，即P与B转变重叠.⑵

合金钢C曲线的常见类型归纳起来大体上可以分为六种类型除碳钢以外，含有Si、Ni、Cu、Co等非碳化物形成元素的钢均属此类。187②具有双C字形曲线，两个鼻子在时间轴上相近，在温度轴上不同，P与B部分重叠，如37CrSi具有这样的C曲线。188③

具有双C字形曲线，两个鼻子在时间和温度轴上都不相同，P与B部分重叠。P转变曲线右移比较显著20Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。B转变曲线右移较为显著GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等189④P与B转变曲线完全分开B转变曲线右移Cr12、Cr12、VW18Cr4V等P转变曲线右移5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等190⑤

只有P转变区而无B转变区（4Cr13)或只有B转变区而无P转变区(18CrNiV)。191⑥

只有一条碳化物析出线，无P和B转变区（奥氏体钢都具有这类曲线）。192㈣

过冷奥氏体等温转变的影响因素各种因素对过冷奥氏体等温转变的影响，实质上都是对过冷奥氏体稳定性的影响。凡是增加奥氏体稳定性的因素，都使孕育期延长，转变速度减小，从而使C-曲线右移；凡是降低奥氏体稳定性的因素，都使孕育期缩短，转变速度增大，从而使C-曲线左移。因此，各种因素对过冷奥氏体等温转变的影响都可以在C－曲线上反映出来。两个凡是193⑴碳含量的影响45钢T10钢共析钢三种钢的过冷奥氏体等温转变曲线①亚共析钢的C-曲线上多出一条γ→α转变的开始线，过共析钢的C-曲线上多出一条γ→Fe3C转变的开始线；194②共析碳浓度的奥氏体最稳定，碳浓度离共析成分越远，则奥氏体向珠光体的转变越快；③奥氏体碳浓度越小，贝氏体转变越快；④随着碳浓度的增高，Ms点逐渐降低。45钢T10钢共析钢三种钢的过冷奥氏体等温转变曲线195⑵合金元素的影响合金元素在钢中存在形式化合态末溶入奥氏体时，会降低奥氏体的稳定性，加速转变对过冷奥氏体转变产生重要影响对奥氏体转变的影响不大，或略有加速作用固溶态游离态除Co外，所有溶入A的合金元素均增大过冷A的稳定性(合金元素的扩散比碳原子困难很多)196197⑶奥氏体状态的影响①

A晶粒度的影响A晶粒越细小则晶界面积越大，越有利于新相形核，加速过冷A的转变，从而使C曲线左移。198②奥氏体均匀性的影响奥氏体的成分越不均匀，越有利先共析相的析出和珠光体的形核与长大。不均匀奥氏体中的高碳浓度区使贝氏体转变变慢.199⑷钢的原始组织、加热温度和保温时间的影响在同样的加热条件下，轧材形成的奥氏体比铸锭均匀。它们都通过影响奥氏体的晶粒度和均匀性来影响奥氏体的等温转变。原始组织：在相同的加热条件下，原始组织越细，越容易得到均匀的奥氏体，使C-曲线右移.200当原始组织相同时，提高奥氏体化温度或延长保温时间，将促使碳化物溶解、成分均匀和奥氏体晶粒长大，使C-曲线右移。加热温度和保温时间201⑸外加应力和塑性变形的影响拉应力会加速奥氏体转变；压应力会阻碍奥氏体转变。外加应力:奥氏体的塑性变形，造成晶粒破碎，亚结构细化，晶体缺陷密度增高，还可能伴有碳化物的析出，这些都使奥氏体稳定性降低、转变加快。塑性变形:2024.3过冷奥氏体在连续冷却中的转变奥氏体等温转变规律可以用C-曲线表示出来。同样地，连续冷却转变的规律也可以用另一种C-曲线表示出来，这就是“连续冷却C-曲线”，根据其英文名称(ContinuousCoolingTransformation)字头又称为“CCT曲线”。㈠连续冷却C-曲线的建立方法与奥氏体等温转变C-曲线的建立方法类似①把用钢制成的同样尺寸(φ10×1.5mm的圆片)的试样分成若干组，每组有多个试样；203②将各组试样都在同样条件下奥氏体化，以获得比较均匀的奥氏体;③将奥氏体化后的各组试样以不同的、恒定的冷却速度连续冷却；④每隔一定时间取出其中一个试样淬于水中，将高温转变的状态固定到室温；⑤将试样放于显微镜下观察它们的组织变化，测定奥氏体在各个冷却速度下的组织转变开始与终了时间、最终的组织和性能;⑥将测定结果绘在温度－时间坐标图中，把各试样转变开始点联结起来，形成转变开始线；把各试样转变终了点联结起来，形成转变终了线。这样就得到过冷奥氏体的连续冷却转变曲线连续冷却C-曲线的分析⑴共析钢共析钢的连续冷却C-曲线最简单，只有珠光体转变区和马氏体转变区，而没有贝氏体转变区。210下临界冷速上临界冷速淬火临界冷速211两点不同：一是有两次渗碳体的析出线；二是图中Ms线右端上翘。Ms线右端上翘的原因：这是由于二次渗碳体的析出，使周围奥氏体贫碳，奥氏体贫碳越多，Ms点升高越厉害。⑵

过共析钢212其连续冷却C-曲线与共析钢差异很大：主要是出现了F析出区、B转变区、以及Ms线右端下斜。Ms线右端下斜的原因：由于铁素体析出和贝氏体转变都使周围奥氏体富碳，因而使Ms点降低。铁素体和贝氏体的形成量越多，则奥氏体富碳越多，因而Ms点降低越多。⑶亚共折钢213㈢连续冷却转变与等温转变的关系214①

连续冷却转变过程实质上是由无数个微小等温转变过程组成的；②在连续冷却过程中，只能出现已有的等温转变，而不会出现任何新的转变，而且每种转变只能出现在自己的温度区域内；连续冷却时，在共析和过共析钢中不出现B转变，在某些合金钢中不出现P转变。其原因就是奥氏体的碳浓度高，转变的孕育期大大延长而达不到孕育期的要求，所以在连续冷却过程中被抑制。215③奥氏体的连续冷却转变又不同于等温转变：连续冷却过程中可能会先后发生几种转变，而且，冷速不同，可能发生的转变也不同，各种转变的相对量也不同，因而形成的组织往往是不均匀的混合组织且比较复杂；④最明显的差别是：连续冷却C-曲线总是位于等温转变C-曲线的右下方。这表明，连续冷却转变比等温转变的过冷度要大些，孕育期要长些。216㈣

影响奥氏体连续冷却转变的因素仍然是奥氏体的化学成分和组织状态等，其影响规律也和对奥氏体等温转变的影响相类似。奥氏体化条件对于连续冷却转变有很大影响，在选用连续冷却C-曲线时应注意这一点。手册中的连续冷却C-曲线有两种，其区别就在于奥氏体化条件不同：焊接用的连续冷却C-曲线是在高温短时加热条件下测定的；热处理用的连续C-曲线则是在缓慢加热条件下测定的，加热温度接近于热处理的加热温度。217㈤

过冷奥氏体转变曲线的应用⑴制定热处理工艺根据过冷奥氏体等温转变曲线可制定等温退火、等温淬火、分级淬火的温度、时间等参数。还可以确定形变热处理的温度范围等。⑵分析转变产物①利用等温转变曲线，可以近似估计在实际热处理条件下奥氏体的转变过程及其转变产物。方法是把已知的冷却曲线叠绘在等温转变曲线上218②利用连续冷却转变曲线，可较精确估计实际热处理条件下，所能得到的组织和硬度；③也可用连续冷却转变曲线，来分析较大截面的工件在热处理或在铸、锻、焊等热加工后的冷却中所发生的组织转变和硬度。利用过冷奥氏体连续冷却转变曲线，不仅可以分析不同焊接方法得到的热影响区的组织和性能，判断那种焊接方法可不降低性能，而且还可以分析焊接产生裂纹的倾向等。⑶选用焊接方法并分析产生裂纹的倾向219第五章

珠光体转变2205.1研究珠光体型相变的意义珠光体是渗碳体和铁素体片层相间、交替排列形成的机械混合物。用符号P表示（Pearlite）。0.0218%6.69%0.77%含碳量铁素体渗碳体奥氏体晶体结构体心立方面心立方复杂斜方珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程，因此珠光体转变必然发生碳的重新分布和铁的晶格改组。221共析钢的动力学曲线和IT图222珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变，共析碳钢约在A1~500℃温度之间发生，又称高温转变。由于相变在较高的温度下进行，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。珠光体铁素体渗碳体硬度低而塑性高硬度高而脆性大两者合理的匹配，可得到综合力学性能良好的P223珠光体转变是钢中重要的相变，同时在热处理实践中也极为重要，因为在钢的退火与正火时所发生的都是珠光体转变。必须控制珠光体转变产物的形态，以保证所得组织具有所需要的强度、韧塑性等。要求退火或正火