《金属热处理原理与工艺》全套课件 第1-12章 金属材料基础 -有色金属热处理

第1章

金属材料基础1.1合金中的基本概念金属：是指具有特有光泽、不透明、延展性强、导热导电性良好的一类物质。其结合键为金属键。合金：在纯金属中添加一种或一种以上的金属元素或非金属元素，形成以金属键为主并保持金属特性的物质。金属材料：纯金属及其合金的统称。组元：组成合金最简单、最基本的独立物质。合金系：由两个或两个以上组元按不同比例配制而成的一系列不同成分的合金，如Pb-Sn系、Fe-C-Si系等。有两元合金和多元合金系之分相：在合金中组元之间相互作用的产物。

物理作用的产物称固溶体，化学作用的产物称化合物。组织：组织是指材料在放大状态下所拍摄的照片，反映相的大小、形态及其分布规律。如45号钢的室温下组织为铁素体（F）+二次渗碳体（Fe3CⅡ）+珠光体（P）

相组成物：组成某组织的基本相，如45号钢的相组成物为铁素体和渗碳体两种。

组织组成物：组成某组织的基本组织，如45号钢的组织组成物为铁素体、二次渗碳体和珠光体三种。1.2

Fe-碳合金平衡相图铁碳合金分类合金相图中常见的恒温转变类型、反应式及相图式1.3碳钢1）制备2）杂质元素Si、Mn、S、P、N、H、O等1.4.2碳钢的分类及牌号2）碳钢的牌号1．4合金钢1.合金钢的分类1.4.1

合金钢的分类及牌号2.合金钢的牌号1.4.2常见合金元素及其在钢中的存在方式1）常见合金元素碳化物形成元素：Ti、Zr、V、Nb、W、Mo、Cr、Mn、Fe；非碳化物形成元素：Si、Co、Cu、A1、Ni、B及稀土元素等。2）钢中存在方式

①合金固溶体。即进入钢中已有的相,如铁素体、奥氏体、渗碳体，形成合金铁素体、合金奥氏体和合金渗碳体等。②形成新相。如碳化物、氮化物、硫化物、氧化物等。③游离态。Pb、石墨G等游离于钢中独立存在。1.4.3合金元素对Fe-碳相图的影响1.对组元Fe的影响1）γ相稳定元素相图（γ相区放大，A3点下降、A4点上升）①γ相区无限放大型,如图1-5a所示,此时A3点下降、A4点上升,与γ-Fe形成无限固溶体,但与α-Fe形成有限固溶体。②γ相区有限放大型,如图1-5b所示,此时A3点下降、A4点上升,但只形成有限的γ相和α相固溶体,如C、N、Cu、Zn等。2）α相稳定元素相图（α相区放大，A3上升、A4下降）①α相区无限放大,γ相区缩小,如图1-5c所示。②α相区有限放大,γ相区缩小,并可封闭,如图1-5d所示。③合金元素使A3点上升、A4点下降,γ相区缩小但不封闭。如图1-5e所示。图1-5Fe与其它合金元素平衡相图的类型2.对组元C的影响强碳化物形成元素：Ti、Zr、V、Nb等，碳含量足够时，直接形成键

结构简单的碳化物，如TiC、ZrC、VC、NbC等，如果钢中碳

量少，也可固溶于铁素体，高温时固溶于奥氏体；中等碳化物形成元素：W、Mo、Cr等，在钢中形成键结构相对复杂的

碳化物，如Cr23C6、Mo2C、W2C等，或合金渗碳体：

(CrFe)3C、也可形成合金铁素体等；弱碳化物形成元素：Mn、Fe等，在钢中一般形成合金渗碳体

(MnFe)3C，及合金铁素体等。非碳化物元素：一般仅形成合金固溶体或以游离态存在。3.对铁-碳相图中相的影响1）对基本相的影响

室温下铁碳合金的基本相为铁素体和渗碳体。合金元素加入后会形成合金铁素体、合金渗碳体。2）合金元素对相区的影响

扩大γ相区的合金元素，如Mn、Ni、Co等。ES线左下移动。同理与E点共线的ECF共晶反应线同步向左下移动，共晶点C也向低温和低碳方向移动，如高速钢W18Cr4V，含碳量仅为0.6~0.7%，已为莱氏体型钢。缩小γ相区的合金元素：Cr、W、Mo、V、Ti、Si。能使γ相区完全封闭的合金元素如Cr、Ti、Si等。缩小奥氏体相区意味着铁素体区域放大。ES线左上移动。反之，扩大奥氏体相区时，共析点和共晶点均向低温方向移动，见1-8。显然，无论使奥氏体区域放大还是缩小的所有合金元素，ES线均向左方向移动，意味着共析点和共晶点均向碳含量减小方向移动，如共析点温度均低于727℃了，见图1-9。1.4.4合金元素对力学性能的影响1.固溶强化铁素体2.形成第二相强化3.细晶强化4.使钢具有特殊性能1.5合金结构钢1.5.1工程用合金结构钢1.成分特点

1）低碳：碳质量分数不超过0.20%。2）加入以锰为主的合金元素3）加入铌、钛或钒等辅加元素2.性能要求1）高强度2）高韧性3）良好的焊接性能和冷成型性能4）低的冷脆转变温度5）良好的耐蚀性3.常用牌号：Q345、Q390、Q420、Q460等。4.用途：桥梁、船舶、车辆、锅炉、高压容器等1.5.2合金渗碳钢1.成分特点合金渗碳钢的碳含量一般为0.10%~0.25%,为低碳合金结构钢。2.性能要求工作表面应具有很高的硬度(可达60~65HRC)和高的耐磨性,而心部应具有良好的塑性和足够高的强度。3.常用牌号(GB/T3077—2015)常用牌号有20Cr、20Mn2B、20MnVB、20CrMnTi等。4.用途合金渗碳钢主要用于制造汽车、拖拉机中的变速齿轮,内燃机上的凸轮轴、活塞销等机器零件。1.5.3合金调质钢1.成分特点中碳0.25%~0.50%。主加元素有Cr、Mn、Ni、Si、B等,在钢中形成合金铁素体,提高钢的强度;辅加元素有Ti、V、Mo、W等。2.性能要求具有良好的综合力学性能。3.常用牌号(GB/T3077—2015)常用牌号35CrMo、40MnB、40CrNi、40CrNiMn、40Cr2NiMoA、40CrMnMo、38CrMoAl等。

4.用途合金调质钢主要用于制造在重载荷作用下,同时又受冲击载荷作用的零件,如拖拉机、汽车、机床等机器上的轴、连杆、齿轮、螺栓等

1.5.4合金弹簧钢1.成分特点C一般为0.45%~0.70%,以保证高的弹性极限和疲劳极限。2.性能要求具有高的弹性极限,尤其是高的屈强比(σs/Rm)。一些特殊合金弹簧钢还要求具有耐热性、耐蚀性等。3.常用牌号(GB/T1222—2016)常用牌号有55Si2Mn、60Si2Mn、60Si2CrVA、50CrVA、30W4Cr2VA等。4.用途汽车、拖拉机上的板簧和螺旋弹簧等;阀门弹簧、高速柴油机的汽门弹簧等。1.5.5滚动轴承钢1.成分特点碳含量(质量分数)高,一般为0.95%~1.15%,合金元素Cr、Si、Mn、V等元素。2.性能要求具有高而均匀的硬度和耐磨性、

高的接触疲劳强度、足够的韧性。具有一定的耐腐蚀能力和良好的尺寸稳定性。3.常用牌号(GB/T18254—2016)常用牌号有GCr6、GCr9、GCr9SiMn、GCr15、GCr15SiMn等。4.用途滚动轴承的滚动体(滚珠、

滚柱、

滚针)、

内外套圈等。

1.5.6易切削结构钢易切削结构钢是在钢中加入一种或几种元素,利用其本身或与其他元素形成一种对切削加工有利的夹杂物,从而改善钢材的切削加工性能。

目前常用元素是硫、

磷、

铅及微量的钙等。

易切削钢可进行最终热处理,但一般不进行预先热处理,以免损害其切削加工性能。常用牌号：Y15;Y12;Y20或Y30,若要求强度更高,则可选Y40Mn。用途：一般用于螺钉、

螺母等标准件。

1.6合金工具钢1.6.1合金刃具钢1.6.2合金模具钢1.7特殊性能用钢1.不锈钢2.耐热钢3.耐磨钢特殊性能用钢1.7.1不锈钢提高金属材料的耐蚀能力,三种方法:①减少原电池形成的可能性,使金属材料具有均匀的单相组织,并尽可能提高金属材料的电极电位;②尽可能减小两极之间的电极电位差,并提高阳极的电极电位;③减小甚至阻断腐蚀电流,使金属“钝化”,即在表面形成致密的、稳定的保护膜,将介质与金属材料隔离。1.7.2耐热钢耐热钢：是指在高温下具有高的热化学稳定性(高温抗氧化性)和热强性的特殊钢。热化学稳定性：是指金属在高温下的抗氧化能力。

热强性：是指钢在高温下的强度。常用合金元素:Cr、Si或Al,特别是Cr。

常用牌号:珠光体型热强钢

有12CrMo、15CrMo、12CrMoV、12CrMo15CrMo等;马氏体型热强钢有15Cr12WMoV、14Cr11MoV、42Cr9Si2等;奥氏体型热强钢有06Cr19Ni9、22Cr21Ni12N、16Cr25Ni20Si2等;铁

素

体

型

热

强

钢有022Cr12、10Cr17、16Cr25N等。

应用场合:加热炉、

锅炉、

燃气轮机等高温装置中的零部件。1.7.3耐磨钢耐磨钢C含量高,主要目的是保证钢的耐磨性和强度,但C含量过高时热处理后韧性下降,且易在高温时析出碳化物。

因此,其碳的质量分数不能超过1.4%。

常用合金元素：Mn、Si等常

用

牌

号：ZG100Mn13、ZG110Mn13、ZG120Mn13、ZG120Mn13Cr等。

注意:一些中碳低合金结构钢如41Mn2SiRE、55SiMnCuRE、65SiMnRE等均具有较高的耐磨性,也可用作耐磨钢使用。

应用场合:

要求耐磨的零部件,如

水泥罐、

水泥粉碎机、

球磨机等。1.8铸铁1.8.1铸铁的石墨化过程2.石墨化的影响因素(1)化学成分,C、Si、A1、Cu、Ni、Co等为促进石墨化的元素,Cr、W、Mo、V、Mn等为阻碍石墨化的元素。

(2)冷却速度

，在高温慢冷有利于碳石墨化。

影响铸铁性能的主要因素：石墨的形态、

大小及其分布。

热处理组织=钢的热处理组织+石墨,石墨G无变化。1.8.2铸铁的分类与牌号(1)依据C在合金中的存在形式分类(2)依据石墨在合金中的存在形态分类常见的石墨形态有20多种,一般可归纳为四种:片状

灰铸铁球状

球墨铸铁团絮状

可锻铸铁蠕虫状

蠕墨铸铁1.8.3灰口铸铁石墨形态对应力集中十分敏感：片状>蠕虫状>团絮状>球状石墨。

石墨可使铸铁具备某些特殊性能:①脆性切削,因此铸铁的切削加工性能优异;②铸造性能好,铸件凝固时形成石墨产生的膨胀,减少了铸件体积的收缩,降低了铸件中的内应力;③石墨有良好的润滑作用,并能存储润滑油,使铸件有很好的耐磨性能;④石墨对振动的传递起削弱作用,使铸铁具有很好的抗振性能;⑤大量石墨的割裂作用使铸铁对缺口不敏感。1.灰铸铁(1)灰铸铁的成分、

组织与性能

灰铸铁的成分范围为:2.5%≤wC<4.0%,1.0%≤wSi<3.0%,0.25%≤wMn<1.0%,wS≤0.15%,wP≤0.3%。灰铸铁组织分类：铁素体+片状石墨、

铁素体+珠光体+片状石墨、

珠光体+片状石墨等三种不同组织。(2)灰铸铁的孕育处理

是指在浇注前向铁水中加入少量孕育剂(如硅铁、

硅钙合金等),在结晶后出现细小均匀分布的片状石墨和细小的珠光体组织。

(3)灰铸铁的牌号：由“HT+数字”组成。

其中HT是“灰铁”二字的汉语拼音首字母,数字表示直径30mm单件铸铁棒的最低抗拉强度值。

常用的灰铸铁有HT100、HT200、HT150等。(4)灰铸铁的应用：

主要用来制造各种机器的底座、

机架、

工作台等2.球墨铸铁(1)球墨铸铁的成分、

组织

化学成分范围为:3.6%≤wC<3.9%,2.2%≤wSi<2.8%,0.6%≤wMn<0.8%,wS≤0.07%,wP≤0.1%。球墨铸铁组织分类：铁素体+球状石墨、

铁素体+珠光体+球状石墨、

珠光体+球状石墨三种。(2)球化处理

球墨铸铁的球化处理必须伴随着孕育处理,通常是在铁水中同时加入一定量的球化剂和孕育剂。(3)球墨铸铁的牌号：QT+两组数字组成,QT为“球铁”二字的汉语拼音首字母,后面的两组数字分别代表该铸铁的最小抗拉强度(MPa)和最小伸长率(%)。

常见的球墨铸铁有QT400-10、QT500-07、QT700-02等

(4)应用

：受压阀门、

机器底座、

减速器壳等。

3.可锻铸铁(1)可锻铸铁的成分与组织

可锻铸铁由白口铸铁经石墨化处理后获得。

可锻铸铁的化学成分范围为:2.2%≤wC<2.7%;1.0%≤wSi<1.8%;0.5%≤wMn<0.7%;wS≤0.2%;WP≤0.18%。

为缩短石墨化周期,往往向铁水中加入B、Al、Bi等孕育剂。分类：按石墨化处理方式的不同,可得到黑心可锻铸铁和白心可锻铸铁。

黑心可锻铸铁依靠石墨化处理获得;白心可锻铸铁利用氧化脱碳处理获得。

黑心可锻铸铁又有铁素体和珠光体两种基体。(2)可锻铸铁的石墨化处理

可锻铸铁生产分两个步骤,即首先铸造获得纯白口铸铁,然后进行长时间石墨化处理。(3)可锻铸铁的牌号：

铁素体可锻铸铁以KT表示,珠光体可锻铸铁以KTZ表示,黑心可锻铸铁表示为KTH,白心可锻铸铁表示为KTB。其后的两组数字表示最低抗拉强度和最小伸长率。常用牌号有KT350-10、KTZ600-3等(4)可锻铸铁的应用

常用于制造汽车和拖拉机的后桥壳、

转向机构、

农具、曲轴、

连杆、

凸轮、

活塞、

摇臂等零件。注意:可锻铸铁并不可锻。4.蠕墨铸铁(1)蠕墨铸铁的成分与组织

成分范围为:3.5%≤wC<3.9%,2.1%≤wSi<2.8%,0.4%≤wMn<0.8%,wS≤0.1%,wP≤0.1%。蠕墨铸铁的组织由蠕虫状石墨+金属基体组成。(2)蠕化处理

蠕墨铸铁是在铁液中,加入适量的蠕化剂(镁钛合金、

稀土镁钛合金、稀土镁钙合金等)进行蠕化处理和加入孕育剂(硅铁)进行孕育处理后获得的。

(3)蠕墨铸铁的牌号:由“蠕铁”的汉语拼音字首RuT和数字组成,数字表示最小抗拉强度,如RuT340。(4)应用:制造大马力柴油机缸盖、

气缸套、

机座、

电动机壳、

机床床身、

钢锭模、液压阀等零件。1.8.4特殊性能铸铁1.耐磨铸铁耐磨铸铁又分为减磨铸铁和抗磨铸铁两类。耐磨铸铁的牌号由MT(表示“磨铁”)+合金元素+含量来表示。2.耐热铸铁耐热铸铁是一种能够在高温环境下保持良好抗氧化性和抗生长性能的特种铸铁。耐热铸铁的牌号由RT(表示“热铁”)+合金元素+含量来表示。3.耐蚀铸铁耐蚀铸铁的牌号由ST(表示“蚀铁”)+合金元素+含量来表示。1.9有色金属及其合金有色金属：钢铁以外的金属及其合金称有色金属,又称非铁材料。

分类：

工业上主要有

铝及铝合金

钛及钛合金

铜及铜合金

镁及镁合金

还可分为

轻金属(ρ<5g/cm3),Al、Mg、Be、Li;

重金属(ρ>5g/cm3),Cu、Zn、Sb、Ni等;

贵重金属,Au、Ag、Pt;

稀有金属,W、Mo、V、Nb、Ti、Zr等。1.9.1铝及铝合金1.纯铝面心立方,无同素异构转变。密度为2.7×103kg/m3,熔点为667℃;抗拉强度为80MPa,延伸长率为80%;导电、导热性好,导热性是碳钢的5倍;加工性能好;焊接性良好。杂质有Fe、Si等。2.铝合金纯铝加入合金元素形成铝合金。合金元素分为主加元素：Si、Cu、Mn、Zn、Li等。辅加元素：Cr、Ti、Zr、B、RE等。3.分类与牌号(1)纯铝分类与牌号

纯铝依据纯度可分为高纯铝、工业高纯铝、工业纯铝三种。1)高纯铝

(99.996%~99.93%),牌号有L01、L02、L03、L04,L01→L04纯度依次升高,主要用于科研。2)工业高纯铝(99.9%~99.85%),牌号有L0、L00,用于铝箔、包铝、铝合金原料(多用)。3)工业纯铝

(99.0%~98.0%),牌号有L1~L6,L1→L6纯度依次降低,用于导线、电缆、电容器。(2)铝合金分类与牌号图1-16

铝合金分类相图示意图

1—不可热省理强化

2—可热处理强化图1-17

铝合金分类及牌号变形铝合金的新牌号直接引用国际四位数字体系牌号，即:1XXX系,1表示铝含量不小于99%的纯铝;2XXX系,铝-铜系合金;3XXX系:铝-锰系合金;4XXX系,铝-硅系合金;5XXX系,铝-镁系合金;6XXX系,铝-镁-硅系合金,并以Mg2Si为强化相;7XXX系,铝-锌-镁-铜合金系;8XXX系(上述合金元素以外的其他合金元素)等八类合金系。1.9.2钛及钛合金1.纯钛在882.5℃纯钛具有同素异构转变。

密度4.5g/cm3,熔点1668℃,导热性差(铁的1/6);热胀系数小;摩擦系数大,耐磨性差;耐蚀性好(HF酸除外)。杂质元素：O、N、C、H、Fe、Si等。O、N、C：固溶于Ti,形成间隙固溶体;Fe、Si：固溶于Ti,形成置换固溶体;H：会产生氢脆,增大缺口敏感性、降低纯钛的韧性。工业纯钛常用于在350℃以下工作、强度要求不高的零件,如热变换器、海水净化装置、化工行业中的阀门等。2.钛合金为提高纯钛的性能,可在纯钛中添加合金元素,形成钛合金。合金元素主要分为三类:(1)α相稳定元素：

Al、O、N、C、B等,作用是扩大α区,提高α←→β转变温度,如图1-19a所示。(2)β相稳定元素：

Mo、V、Nb、Cu、Mn、Cr、Fe、Ni、Co、H等,作用是扩大β区,降低α←→β转变温度。其中Mo、V、Nb与Ti同晶型,可形成无限固溶体,如图1-19b所示;Cu、Mn、Cr、Fe、Ni、Co、H与Ti形成有限固溶体(共析型),如图1-19c所示。

(3)中性元素：Sn、Zr、Hf等,其对α←→β转变温度影响不大,如图1-19d所示。图1-19

钛与合金元素构成四种类型相图的示意图3.分类与牌号工业纯钛表示为TA,有TA1~TA4等。钛合金根据所加合金元素对结构作用的不同分为

α钛合金,β钛合金和(α+β)钛合金三种,即:

(1)α钛合金

加入稳定α的合金元素,表示方法与工业纯钛相同为TA+序号,常见牌号有TA5~TA36等。(2)β钛合金

加入稳定β的合金元素,表示为TB+序号;常见牌号有TB1~TB17。常用的仅有TB2一种。(3)(α+β)钛合金

同时加入稳定α和β的合金元素,表示为TC+序号;常见牌号有TC1~TC32等。说明:牌号中的阿拉伯数字为按注册的先后自然顺序排序,铸造钛合金的牌号在T前加Z。1.9.3铜及铜合金1.铜密度8.9g/cm3,熔点1083℃,伸长率为50%,Rm为240MPa,具有优异的导电、导热、耐蚀性,无磁性、无同素异构。纯铜因表面形成氧化膜呈紫色又称紫铜。工业纯铜中含有Sn、Be、O、S、P等杂质元素,均使导电性下降。2.铜合金纯铜

加入一种或两种以上的合金元素形成铜合金。常用的合金元素有Zn、Ni、Sn、Al、Pb、Sb等。3.分类与牌号铜合金根据合金元素的种类一般分为三类:黄铜———Cu+Zn,呈黄色;白铜———Cu+Ni,呈白色;青铜———Cu+(Zn,Ni)以外的合金元素,颜色取决于合金元素。其牌号如图1-20所示。工业纯铜的牌号用T1~T4表示。T为铜的汉语拼音首字母,编号越大,纯度越低。铜合金的分类与牌号1.9.4镁及镁合金1.镁纯镁为银白色轻质碱土金属。熔点651℃,沸点1107℃,密度1.74g/cm3

,电极电位低,抗腐蚀能力差,化学活性高,极易氧化,且氧化膜疏松多孔,不能起保护作用,能与热水、酸反应生成氢气。纯镁为密排六方结构,滑移系少,冷变形能力差,强度低,铸态抗拉强度为115MPa,塑性差,伸长率仅有10%左右,不能直接用作结构材料。但当温度升至150~250℃时,滑移系增加,塑性增强,可进行各种热加工变形。镁元素在自然界广泛分布,是人体的必需元素之一。镁粉可制镁光灯、照明弹、烟火等。2.镁合金纯镁添加合金元素形成镁合金。常见的合金元素：Al、Zn、Mn、Zr及RE等。Al元素：能与镁形成固溶度变化较大的固溶体,高温时固溶度最大值为12.7%,而室温仅为2%,因而可以实现固溶强化和时效强化,时效强化相为Mg4Al3。Zn元素：也可与镁形成固溶体,最大固溶度为6.2%,也可实现固溶强化和时效强化。Mn元素加入的主要作用是提高镁合金的耐蚀性、耐热性,改善其焊接性,对强度影响不大。Zr元素：可细化镁合金晶粒,提高塑韧性,减轻热裂倾向,改善其铸造性能和焊接性能。杂质元素：Fe、Cu、Ni等,对镁合金的性能影响大,应严控3.分类与牌号(1)分类

变形镁合金和铸造镁合金两大类。牌号:变形镁合金：用“镁”和“变”两汉字首字母M、B加顺序号X表示。即MBX,顺序号表示合金体系和成分的差异,如MB1、MB2、MB3等。铸造镁合金：用“铸”和“镁”两汉字首字母Z、M加顺序号表示。即ZMX,顺序号表示合金体系和成分的差异,如ZM1、ZM2、ZM3等。

(2)镁合金的新牌号1)纯镁:Mg+数字(纯度%)本章思维导图第2章合金相变基本原理第2章合金相变基本原理1.1热处理中的相变

1.1.1固态相变基本概念

1.1.2平衡相变与非平衡相变1.2固态相变分类

1.2.1按热力学分类

1.2.2按相变方式分类

1.2.3按原子迁移方式分类1.3固态相变特征

1.3.1固态相变的驱动力和阻力

1.3.2相界面

1.3.3固态相变其他特点固态相变：固态物质内部的组织结构变化相：成分相同、结构相同、有界面同其他部分分隔的物质均匀组成部分相变是从已存的相中生成新的相

1.1.1固态相变基本概念1.1热处理中的相变新相:生成部分与原有部分存在着或成分不同、或相结构不同、或有序度不同、或兼而有之，并且和原来部分有界面分隔。原来的部分称为母相或反应相，在转变过程中数量减少，生成部分称为新相或生成相，在转变过程中数量增加。

三种基本变化：①晶体结构的变化纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、马氏体相变②化学成分的变化只有成分转变而无相结构的变化③有序程度的变化合金的有序化转变，以及与电子结构变化相关的转变（1）平衡相变温度变化过程非常缓慢，使相变发生过程中的原子结构和／或成分变化得以充分进行，称为平衡相变过程1.1.2平衡相变与非平衡相变同素异构转变在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程平衡脱溶沉淀共析转变合金在冷却时由一个固相分解为两个不同固相的转变称为共析转变（如珠光体转变）高温单相固溶体分解为结构相同，成分不同的两相上坡扩散（无明显界面和成分突变）调幅分解如：共析碳钢平衡转变：珠光体组织，硬度约为HRc23;快速转变：马氏体组织，硬度HRc60以上。Al-4%Cu合金平衡组织：抗拉强度仅为150MPa;不平衡脱溶沉淀：抗拉强度可达350MPa。通过改变加热与冷却条件，材料发生转变可获得特定组织，很大程度上改变材料性能。（2）非平衡相变发生平衡相变需要加热或冷却速率足够慢，以接近平衡状态，但实际金属材料的热处理过程中，总是以一定的速率进行加热或冷却，在此状态下，平衡相变会受到抑制，可能发生偏离平衡相图所描述的转变过程，获得不平衡组织或亚稳态组织，称为非平衡相变。非平衡脱溶沉淀快冷（T1）形成过饱和固溶体，等温析出新相，其结构和成分与平衡脱溶沉淀不同（时效）镁合金、铝合金等强化Fe-C相图中，当接近共析成分的钢以较快速率被过冷到GS和ES的延长线以下温度时，转变终了组织全部呈共析组织形态。转变产物α和Fe3C的比值不是定值，随碳含量以及冷却速度变化。伪共析转变低温下碳原子不能或不易扩散，无原子扩散和成分改变，切变方式进行。γ(奥氏体)

α׳(马氏体)T0:自由能相等温度Ms：马氏体转变温度马氏体转变珠光体转变和马氏体转变之间温度范围，Fe原子不能扩散，C原子扩散，(中温转变)。产物：α和Fe3Cα碳含量、形态，Fe3C形态和分布与珠光体不同。贝氏体转变固态相变分类按平衡状态分类按热力学分类按原子迁移分类按相变方式分类平衡相变非平衡相变同素异构转变（多形性转变)平衡脱溶沉淀共析转变调幅分解有序化转变伪共析相变马氏体相变贝氏体相变非平衡脱溶沉淀一级相变二级相变扩散相变非扩散型相变有核相变（形核长大）无核相变（失稳分解）1.2固态相变分类（1）一级相变

由ɑ相转变为β相时，μiα=μiβ，但化学势的一阶偏导数不相等，有体积V和熵S的突变。特点：相变潜热，体积改变、两相共存、相变温度滞后1.2.1按热力学分类凝固、熔化、升华以及同素异构转变等均属于一级相变。几乎所有伴随晶体结构变化的金属固态相变都是一级相变。

(2)二级相变

由ɑ相转变为β相时,μiα=μiβ,化学势的一阶偏导数相等，但二阶偏导数不相等，无体积效应和热效应。有序化、磁性转变、超导体转变压缩系数等压热容膨胀系数特点：无相变潜热，无体积的不连续性，但有Cp、、的不连续（1）有核相变：通过形核－长大两个阶段进行的相变；（2）无核相变：通过扩散偏聚方式进行的相变。1.2.2按相变方式分类（1）扩散型相变依靠原子（或离子）扩散的相变，例如脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等；（2）非扩散型相变原子（或离子）作有规律的迁移使点阵发生改组的相变。1.2.3按原子迁移方式分类1.3固态相变特征1.3.1固态相变的驱动力和阻力相变热力学分析为固态相变提供判据新相与母相的体积自由能的差ΔGv，在高温下母相能量低，新相能量高，母相为稳定相。随温度的降低，母相自由能升高的速度比新相快。达到某一个临界温度Tc，母相与新相之间自由能相等，称为相平衡温度。低于Tc温度，母相与新相自由能之间的关系发生了变化，母相能量高，新相能量低，新相为稳定相，所以要发生母相到新相的转变。新相与母相基体间形成界面所增加的界面能新相与母相体积差所引起的弹性应变能自由能差界面能应变能相界面共格界面半共格界面非共格界面第一类共格第二类共格1.3.2相界面①共格界面：当界面上的原子所占据的位置恰好是两相点阵的共有位置时，两相在界面上的原子可以一对一地相互匹配。正应变切应变②半共格界面：如果一相的某一晶面上的原子排列和另一相的某晶面的原子排列不能达到完全相同，但相近，这样形成的界面在小区域内可以利用少量得到弹性变形来维持共格关系，适当利用位错的半原子面来进行补偿，达到能量较低。③非共格界面：当两相在界面上的晶体结构或晶格参数差别很大时，界面原子完全不匹配。Al/Al2Cu界面惯习面:固态相变时，为了降低界面能和维持共格关系，新相往往以特定晶向在母相的一定晶面上形成。与生成新相的主平面或主轴平行的母相晶面称为惯习面。通常用母相的晶面指数来表示。晶向则称为惯习方向，这种现象叫做惯习现象。

位向关系新旧相某些低指数晶面相互平行例：K-S关系钢中发生奥氏体γ向马氏体α′转变时，奥氏体的密排面｛111｝γ与马氏体密排面｛110｝α平行。奥氏体的密排方向﹤110﹥γ与马氏体密排方向﹤111﹥α′平行。｛110｝α′

||

｛111｝γ

，﹤111﹥α′||

﹤110﹥γ新相形状界面能对新相的形状也有很大影响，与体积应变能和形状的关系相反，界面面积与形状的关系为：相同体积时球状面积最小，针状其次，圆盘状最大弹性应变能影响1.3.3固态相变其他特点(1)原子迁移率低(2)形成过渡相(3)晶体缺陷作用谢谢！第三章钢的奥氏体转变

主要内容奥氏体：结构、组织、性能奥氏体如何形成的奥氏体等温形成动力学（速度、影响因素）连续加热时奥氏体的形成非平衡组织加热时奥氏体的形成（加热速度、原始组织）A晶粒长大及控制非平衡组织的奥氏体转变研究A转变的目的热处理过程:一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的在于改变金属内部组织结构使其满足服役条件所提出的性能要求。钢加热获得A组织（奥氏体化），然后再以不同的方式冷却，发生不同转变，以获得不同的组织和性能可以控制A转变的条件获得理想的A组织，为后续处理做好组织准备。110共析钢过冷奥氏体等温转变曲线奥氏体珠光体贝氏体马氏体奥氏体稳定存在区域珠光体转变区贝氏体转变区马氏体转变区共晶白口铁亚共析钢过共析钢亚共晶白口铁

过共晶白口铁工业纯铁共析钢奥氏体（Austenite）碳溶于γ-Fe形成的固溶体存在于共析温度727℃以上最大碳含量为:2.11wt%(1148℃)3.1.1奥氏体的定义2.110.77727℃γ3.1.2奥氏体的晶体结构、、、、、、、、、、C在γ-Fe（0.364nm）中的固溶体，C处于八面体中心位置。C的理论溶解度晶胞原子数八面体间隙尺寸3.1.3奥氏体的组织奥氏体的组织形态多为多边形等轴晶粒，在晶粒内部往往存在孪晶亚结构。与原始组织、加热速度以及加热转变程度有关颗粒状－经高温保温后，晶粒长大、边界变得平直化，呈等轴多边形，有些内部有孪晶针状－非平衡态含C量低的钢在两相区以适当速度加热原始组织：加热之前的组织塑性好（面心立方，滑移系多），易加工成形。比容小（fcc是最密排的点阵结构），利用此特性，可用膨胀仪来测定奥氏体的转变情况。扩散系数小，使热强性好，可用作高温用钢顺磁性，可作为无磁性钢导热性差，线膨胀系数较F和Fe3C高一倍硬度、屈服强度均不高3.1.4奥氏体钢的性能3.2.1A形成的热力学条件Fe-C合金珠光体与奥氏体的自由能与温度的关系A形成热力学条件驱动力，两相体自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0P

A条件是：将P加热到A1以上过热度：转变温度与临界点A1之差（ΔT）过热度越大，驱动力越大，转变速度越快加热速度极慢时：过热度＞0即可发生转变，即A1加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相变，好象临界点提高了。Ac1－在一定加热速度下（0.125ºC/min)实际测得的临界点

3.2.2转变机制共析钢的A形成：加热至Ac1稍上温度时，由铁素体＋渗碳体两相组成的珠光体转变为单相奥氏体（

α

＋

Fe3C

）γAc1以上

加热0.77％C面心立方奥氏体的形成是一个渗碳体的溶解，铁素体到奥氏体的点阵重构以及碳在奥氏体中的扩散的过程碳含量：

0.02％C

6.69％C空间点阵：体心立方

复杂斜方

转变过程共析钢奥氏体转变四个阶段：A形核长大Fe3C溶解A均匀化（1）奥氏体的形核固态相变的形核均匀形核非均匀形核晶界位错空位形成位置：在F和Fe3C交界面上通过扩散机制形成原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度起伏(C%)F＝0.02%，

(C%

)Fe3C=6.69%,(C%

)A=2.11%

（居于F和Fe3C之间）2）能量上：在相界上形核使界面能减小，应变能减小，使热力学条件更容易满足ΔG＝－ΔGv+

ΔGs+

ΔGE奥氏体的形核对于球状珠光体，奥氏体优先在三叉晶界处的F/Fe3C界面上形核，其次在晶界上的F/Fe3C界面处形核，再次在铁素体晶粒内的F/Fe3C界面处形核。而片状珠光体中，奥氏体优先在珠光体团边界的F/Fe3C界面处形核，其次是珠光体内的F/Fe3C界面处形核（2）A核的长大通过渗碳体的溶解、碳原子的扩散（在A或F中）、A两侧的界面推移（向F和Fe3C）来进行的。碳原子的扩散根据原始组织的不同可能取两种形式：1）C在A中扩散2）C在F中扩散渗碳体的溶解：通过C向A中扩散，Fe向贫碳的Fe3C扩散，Fe3C向A晶格点阵的改组来完成。1.实验现象：1)

F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变2)

测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%2.原因：Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在CA-F

与CA-Fe3C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓度，

即(CA-F

+

CA-Fe3C)/2低于S点成分。当F全部转变为

A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!（3）残留渗碳体的溶解(4)A均匀化渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原来为渗碳体区域C含量高；原来为铁素体的区域C含量低，保温通过C的扩散使A中C分布均匀。3.3.3转变动力学形成动力学－形成速度即奥氏体的转变量与温度和时间的关系共析钢和亚共析钢的等温形成动力学一、共析钢A等温形成动力学1.等温形成动力学曲线TTT时间－转变量－温度

关系曲线2.等温形成动力学图时间－温度－转变量

关系图动力学曲线TTA图共析钢TTA图2.共析钢等温转变动力学图特点1）转变需要孕育期2）曲线呈S型初期：速度随时间加快；50%后：速度下降3）随温度升高，孕育期缩短，速度加快等温转变动力学曲线3.影响P转变为A的因素温度:形核率与线长大速度随温度升高而增加碳含量：A形成速度随C%增加而增加原始组织:P中Fe3C片厚度和颗粒大小影响A形成过程及形成速度.片状大于颗粒状；片层越小，速度越大合金元素：改变临界点位置、影响C扩散速度；形成各种碳化物（K）二、亚共析钢A等温形成动力学共析钢临界点以上为单相区加热前组织为P临界点以上为两相区加热前组织为F＋P亚共析钢亚共析钢两相区等温转变过程示意图1.两相区转变的三个阶段A核在F与P交界面形成后，快速长进P直到P全部转变为A为止。A向先共析F慢速长进。转变停止时为两相组织，等温温度越高，未转变的F量越少。A与F间的最后平衡。结论：亚共析钢在两相区的转变与共析钢相比在相同温度下的转变要慢得多。2.亚共析钢A转变的特点珠光体首先转变为A

受C在A中扩散控制，速度较快A向F界面推移，使F慢慢转变为A。

受C在F中扩散所控制。C原子作较长距离的扩散，形成速度极慢。转变速度与碳含量有关，碳含量越高，转变速度越快wC=0.45%的亚共析钢wC=1.2%的过共析钢3.4连续加热时奥氏体的形成钢件在实际加热时，A是在连续加热过程中形成。即在A形成过程中，温度还将不断升高。－叫做非等温转变,

或连续加热转变快速加热时的非平衡Fe－C状态图3.4.1连续转变动力学图共析钢连续加热时A的形成曲线加热速度v1<v2<v3<v4共析碳钢连续加热时奥氏体形成图3.4.2转变特点A形成速度随加热速度增加而加快相变是在一个温度范围内完成的（速度越快，范围越宽）快速连续加热时形成的A成分不均匀性增大,可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）在一定的加热范围内，临界点随加热速度增大而升高碳化物来不及充分溶解，碳及合金元素来不及充分扩散。3.5A晶粒长大及其控制A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于获得优良的性能。Hall-Petch关系：σs=σi+Kd-1/2σs

－屈服强度，σi－抵抗位错在晶粒中运动的摩擦阻力，

K－常数，d－晶粒直径3.5.1晶粒度概念及晶粒长大现象一）晶粒度设n为放大100倍时每平方英寸in2面积内的晶粒数，则下式中N即为晶粒度。n=2N-1晶粒越细，N越大。起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒实际晶粒：一定加热条件下获得的实际奥氏体晶粒大小本质晶粒：930ºC±10ºC保温3~8小时所得的晶粒1－4级：本质粗晶粒钢，5－8本质细晶粒钢晶粒度级别图1-8级二）晶粒长大现象加热转变终了后，随温度进一步升高，时间继续延长，A晶粒将不断长大的现象。晶粒长大是一自发过程。因为晶粒越大，单位体积内晶粒数越少，晶界面积越小，界面能越小。正常长大：随温度升高，A不断长大异常长大：当温度升高到超过某一定值后晶粒随温度升高急剧长大。晶粒尺寸与加热温度关系3.5.2A晶粒长大机理长大方式：通过界面迁移而长大驱动力：来自A晶界的界面能。A晶粒的长大将导致界面能降低F＝2σ/RF－驱动力，R－球面晶界曲率半径，

σ－界面能晶粒越小，界面能越大，长大驱动力越大3.5.3影响A长大的因素一、温度、时间、加热速度D＝kt1/2D－晶粒平均直径，k－与材料和温度有关的常数，t

－加热时间A晶粒长大速度与晶界迁移率和驱动力成正比.过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界弱化）的现象过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发生了某些使晶界弱化的变化温度高，u长大速度呈指数增加；温度高；晶粒更细小，σ大，u大；长大到一定程度，D增加，u减小；加热速度大，形核率/长大速度，增加，晶粒细小C含量增加，扩散快，更易长大；C过高形成二次渗碳体，阻碍晶粒长大；难溶化合物合金元素阻碍晶粒长大，NbC，NbN不形成化合物的元素影响小，Si、Ni第二相粒子对晶界迁移的影响示意图影响A长大的因素二、第二相颗粒晶界推移遇到第二相颗粒，发生弯曲，导致界面增大，界面能升高，阻碍晶界移动。界面张力平衡，晶界与第二相粒子表面垂直。颗粒越小,粒子附近的晶界弯曲的曲率越大，晶界面积增大。在实际材料中，晶界或晶内往往存在很多细小、难溶的第二相沉淀析出颗粒，会阻止A晶粒长大，对晶界起钉扎作用。Fmax＝3f

γ/2rFmax

－单位面积的最大阻力,

f－单位体积粒子数目,r－粒子半径，

γ－界面能当

f

增大，阻力越大；f

一定时，粒子越细，阻力越大非平衡组织主要是指经过非平衡相变形成的组织，在钢中主要是指淬火组织或者淬火后回火不充分的组织，包括马氏体、贝氏体、回火马氏体及魏氏组织等。相对于平衡组织的奥氏体转变，非平衡组织的奥氏体转变更加复杂，不仅与热处理规范有关，也与原始的非平衡组织息息相关。非平衡组织经加热后可以发生奥氏体转变，根据初始组织以及加热条件的不同，可能形成针状和粒状两种形态的奥氏体晶粒。3.5非平衡组织的奥氏体转变1.原始组织：马氏体、贝氏体、魏氏组织2.加热速度：慢速加热和快速加热容易产生组织遗传3.奥氏体形态：定向形成的针状奥氏体（Aa）合并会促进组织遗传现象的发生，而粒状奥氏体（Ag）则会切断原始粗大晶粒，阻碍组织遗传。组织遗传现象及其控制针状奥氏体合并长大示意图钢种预备热处理临界加热速率/oC∙s-1501200oC/30min淬火3000T8A1200oC/30min淬火500037CrNi3A1150oC/30min淬火250T8Co1200oC/30min淬火10000谢谢！第4章钢的过冷奥氏体转变

第4章钢的过冷奥氏体转变4.1过冷奥氏体转变类型4.2过冷奥氏体的等温转变曲线4.3过冷奥氏体连续冷却转变曲线SMSE4.1过冷奥氏体转变类型一.概述1.过冷奥氏体：临界温度A1以下不稳定的奥氏体奥氏体冷却到A1以下仍存在处于热力学不稳定状态冷却过程中将转变为珠光体、贝氏体或马氏体SMSEA12.过冷奥氏体的冷却等温冷却—主要用于研究（曲线1）连续冷却—实际应用（曲线2）4.1过冷奥氏体转变类型二.过冷奥氏体等温转变的类型（详见后续章节）珠光体转变：高温区转变扩散型相变：Fe、C原子通过扩散完成相变2.贝氏体转变：中温区转变半扩散型相变：Fe原子不扩散，C原子扩散3.马氏体转变：低温区转变非扩散型相变：Fe、C原子均不扩散SMSE4.2过冷奥氏体的等温冷却转变曲线（TTT曲线）SMSETTT：TimeTemepratureTransformationTTT曲线又称C曲线Why？一.概述TTT曲线：描述过冷奥氏体转变量与时间、温度关系的曲线形状：呈“C”字形，又称C曲线作用：可测定珠光体、贝氏体、马氏体转变区4.2过冷奥氏体的等温冷却转变曲线（TTT曲线）SMSE二.TTT曲线的测定方法：金相-硬度法膨胀法磁性法测定转变开始与终了时间绘制温度-时间坐标系中的C曲线SMSE1.共析钢的等温冷却转变（TTT曲线）高温转变：A1

~550℃,过冷A→P型组织中温转变：550℃~MS,

过冷A→贝氏体(B)低温转变：MS~Mf,

过冷A→马氏体(

M)孕育期鼻尖讨论：随着温度降低，孕育期为何不是单调递减，而是先缩短后增加？即：C曲线为何呈“C”字形？4.2过冷奥氏体的等温冷却转变曲线（TTT曲线）三.TTT曲线的基本形式SMSE2.常见的TTT曲线类型（a）

（b）（c）

（d）

（a）珠光体转变和贝氏体转变几乎完全重叠（共析钢）（b）珠光体转变和贝氏体转变部分重叠（c）珠光体转变和贝氏体转变极少重叠（d）珠光体转变和贝氏体转变完全分开

常见的TTT曲线类型SMSE3.亚/过共析钢过冷A的等温转变与共析钢相比：1）C曲线均左移；

2）多一条过冷A析出先共析相（AF/Fe3CⅡ）的转变开始线；3）Ms、Mf线上/下移。四.影响过冷奥氏体等温冷却转变的因素1.成分（1）含碳量亚共析钢—C增加，曲线右移C增加，先析出F的形核几率下降，因形成F需移走的C量增加，故F的形成速度变慢。共析—最右，过冷A最稳定过共—C增加，曲线左移C增加，先析出相Fe3C增加，促进A转变。SMSE（2）合金元素除Co、Al外，合金元素使TTT曲线右移碳化物形成元素：Ti、Zr、V、Nb、W、Mo、Cr、Mn、Fe—曲线右移+变形（使珠光体的鼻子温度上升，而使贝氏体的鼻子温度下降）强碳化物形成元素：Ti、Zr、V、Nb—含量较高时，形成稳定的碳化物，一般加热温度下很难溶入A，曲线左移非碳化物形成元素：Co、Al（>2.5%）—曲线左移，其余均右移；使Ms↑，其它合金元素使Ms↓。非（或弱）碳化物形成元素Co、Ni、Mn、Si、Cu及B，使C曲线右移但不分离，Si使鼻子温度上移，其它使之下移。SMSENi元素对C=0.5%碳钢的TTT曲线的影响SMSECr元素Co元素SMSESMSE2.奥氏体的状态（1）晶粒尺度：细—形核点增多—A稳性下降—曲线左移（2）A化温度：高—晶粒粗化—右移；反之，左移。（3）A奥氏体的均匀性：高—稳定—右移；反之，则反铸锭奥化后，易偏析，A均匀性差—左移；轧材奥化后，A均匀性好—右移。3.应力与塑性变形（1）拉应力—促进A等温转变，TTT曲线左移（2）塑性变形—A晶粒细化，促A等温转变，TTT曲线左移SMSE4.3过冷奥氏体的连续冷却转变曲线（CCT曲线）SMSECCT：ContinuousCoolingTransformation一.概述CCT曲线：描述连却冷却速度与转变产物组成之间的关系反映连续冷却过程中的组织转变规律更接近实际热处理条件测定难度大，需多种方法结合共析钢的CCT曲线4.3过冷奥氏体的连续转变曲线—CCT曲线金相法、端淬法、膨胀法、和热分析法，或其组合。二.曲线的测定SMSE利用金相法测定CCT曲线的示意图利用端淬法测定CCT曲线的示意图4.3过冷奥氏体的连续转变曲线—CCT曲线三.CCT曲线的分析SMSE共析钢的CCT曲线1.共析钢的CCT曲线无B转变区Ps：过冷奥氏体转变开始线Pf：为过冷奥氏体转变终了线两条曲线下面的连线：为过冷奥氏体转变中止线。Ms和冷速vc线以下：马氏体转变区。4.3过冷奥氏体的连续转变曲线—CCT曲线1.共析钢冷却速度：v1、v2、

vc’、v3、

vc

、v4vc：上临界冷速—全部转变为M的最小冷速vc’：下临界冷速—全部转变为P的最大冷速Vc”：C曲线鼻尖处的冷却曲线所对应的冷却速度三.CCT曲线的分析SMSE共析钢的CCT曲线2.亚共析钢的CCT曲线相比于共析钢出现：（1）先共析F区（2）B区（3）Ms右端下降（先共析F和B出现后使A中的含碳量增加，

Ms下降）SMSE三.CCT曲线的分析45钢的CCT曲线3.过共析钢的CCT曲线相比于共析出现：（1）先共析渗碳体区（2）Ms右端上升：先共析Fe3C使A中的含碳量减少，

Ms上升注意：无B区合金钢的CCT会变化，甚至剧变SMSE三.CCT曲线的分析T8钢的CCT曲线主要有3点:（1）亚共析钢的CCT有B区，共析钢与过共析钢无B区。原因：C%高，扩散困难，来不及转变（魏氏铁素体在含碳量大于0.6%时也不易形成，也是需扩散的C太多）。（2）同样条件下孕育期延长；CCT在TTT右下侧。（3）可由TTT近似代替CCT讨论转变产物。SMSE四.TTT与CCT的比较1.获得临界淬火冷却速度（淬透性的表征）2.制定正确冷却规范的依据3.估计热处理后的组织与性能SMSE五.CCT曲线的应用谢谢！第五章钢的珠光体转变

主要内容珠光体的组织形态珠光体形成机制（片状和颗粒状）珠光体转变动力学珠光体的力学性能5.1

珠光体组织5.1.1

珠光体组织形态

共析成分的奥氏体冷却到A1以下时，将分解为铁

素体和渗碳体的混合物，称为珠光体(Pearlite)。

0.77C％T整体组织：铁素体和渗碳体成比例两相存在一定位相关系铁素体占88%,渗碳体占12%,铁素体的数量多于渗碳体,所以铁素体层片要比渗碳体厚得多。片状(lamella)粒状(spheroid)F（白色基底）+(黑)30~80

nm电子显微镜屈氏体Troostite600℃80~150

nm高倍光学显微镜电子显微镜索氏体Sorbite650℃150~450

nm光学显微镜珠光体Pearlite700℃片状珠光体的分类共析钢过冷奥氏体在不同温度下分解的珠光体组织粗细不均匀的珠光体将引起机械性能不均匀，从而影响钢的切削加工性能。因此可采用在一个温度等温处理（等温正火或等温退火）的方法，获得粗细相近的珠光体，以提高钢的切削加工性能。连续冷却过程，高温形成的珠光体较粗，低温较细。奥氏体缓慢冷却得到；球化退火处理得到；碳化物大小、形态、分布影响性能。不同形态珠光体均为铁素体和渗碳体的混合物粒状珠光体组织轴承钢的球化退火组织T12钢的粒状珠光体组织5.1.2

珠光体晶体学

1、片状珠光体和粒状珠光体的结构八面体间隙

<2.11%八面体间隙

<0.0218%

6.67%面心立方体心立方正交结构奥氏体铁素体渗碳体碳原子位置

碳含量晶体结构亚共析钢中先共析铁素体与奥氏体位向关系（K-S关系）铁素体与奥氏体位向关系渗碳体与奥氏体位向关系比较复杂(110)

/

/(112)（111）

/

/(110)

[112]

//[110][110]

//

[111]

2、位向关系{001}Cem

/

/{211}<100

>Cem

//

<

011><

010

>Cem

//

<111>铁素体与渗碳体的晶体位向关系第一类Bagaryatsky关系{001}Cem

/

/{521}<100

>Cem

//

<131><

010

>Cem

//

<113>第二类（Pitsch-Petch关系）（相差2°36′）（相差2°36′）D.S.

ZHOU,

G.J.

SHIFLET,Ferrite-Cementite

Crystallography

in

Pearlite,

METALLURGICALTRANSACTIONS

A

VOLUME

23A,

APRIL

1992--

12695.2

珠光体转变过程5.2.1

珠光体转变热力学转变驱动力－新旧相的自由能差珠光体与奥氏体的自由能差与温度的关系三条公切线：

+Fe3C（自由能最低，作为最终产物的可能性最大）T1：

、

和三相平衡T2：

、

和自由能发生变化1、珠光体转变的领先相决定于相变温度和钢的化学成分亚共析钢－F（因为P中的F与F先的位向相同）过共析钢－

Fe3C（因为P中Fe3C和Fe3C先位向相同且组织上连续）共析钢－

Fe3C（A中未溶Fe3C将促进P的形成

，而先共析F存在则无明显影响）过冷度小，渗碳体是领先相；过冷度大，铁素体是领先相。5.2.2

片状珠光体形成机制2、片状P的形成机制碳含量：0.77％0.02%6.67％正交结构

空间点阵：

面心立方

体心立方可见珠光体形成有两个过程：

成分改变：碳原子扩散

点阵重构：铁原子自扩散扩散型转变一般情况下在奥氏体晶界处，也可在晶体缺陷密集区。奥氏体化温度低时，可在奥氏体晶内形核。3、Fe3C形核位置3、片状P形成过程示意图片状珠光体的形成过程片状Ｐ团的形成是Fe3C和F横向沿Ａ晶界或沿已形成的Ｐ的团界交替形核和纵向长大结果片状珠光体形成时碳的扩散示意图●●←在位错区域形成渗碳体晶核，分枝长大铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系4、珠光体分枝长大(a)晶界长出渗碳体片，伸向晶内形成转光体团；(b)奥氏体晶界一侧长出一层铁素体；(c)晶界形成渗碳体，孤立长成渗碳体片。5.2.3

粒状珠光体的形成机制（一）特定条件下过冷奥氏体分解A1以上：奥氏体化温度较低，保温时间较短，加热转变未充分进行，奥氏体中有许多残留碳化物。片状渗碳体球化，得到奥氏体基体分布颗粒状渗碳体组织。A1以下：转变为Ｐ的等温温度高，等温时间长或冷速极慢。领先相渗碳体在奥氏体晶界或颗粒状渗碳体长出，得到颗粒状渗碳体。工具钢的球化退火(二)片状珠光体低温退火热力学条件球化是自发过程：界面能变化胶态平衡理论析出相颗粒长大原理图解亚晶界存在将在Fe3C内产生一界面张力，从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽。渗碳体片存在内部缺陷片状渗碳体破断、球化过程示意图（三）高温回火通过马氏体或贝氏体的高温回火来获得。马氏体和贝氏体在中温区回火得到回火屈氏体组织，而高温区回火获得回火索氏体组织。在A1稍低温度回火，细小弥散的碳化物聚集粗化，成为粒状珠光体组织。P20钢的回火索氏体（a）,H13钢的回火索氏体（b）(SEM)

（四）形变球化若在稍高于临界点Ar3施加大应变量形变，形变后等温或缓冷处理，可以直接获得铁素体加细小弥散渗碳体的球化组织。原因是由于在稍高于临界点Ar3施加大应变量形变，形变可诱导出超细的铁素体晶粒。（五）球化退火工艺曲线周期球化退火工艺曲线1－普通球化退火2－等温球化退火5.2.4亚（过）共析钢的P转变相图可划分为四个区:GSE(1)

:单相区GSE’

(2)

:先共析Ｆ区ESG’

(3)

:先共析Fe3C区G’SE’

(4)

:伪共析区①②③④一、伪共析转变定义：非共析成分的Ａ被过冷到（4）区后，可以不先析出先共析相而直接分解为F与Fe3C混合物—与共析转变相似。转变条件：亚共析钢或过共析钢快冷并在（4）区保温组织：也称为Ｐ特点：分解机制和分解产物的组织特征与Ｐ转变完全相同。但Ｆ和Fe3C量与Ｐ不同，随Ｃ％升高，Fe3C量增加。二、亚共析钢中先共析Ｆ的析出亚共析钢在（2）区析出先共析F形核位置：A晶界上形成析出过程：形核、长大析出形态：网状、片状、块状析

出

量：决定于Ａ中C含量和析出温度共格关系：一侧共格，满足K-S关系；

另一侧非共格①②③④长大机制转变温度较高时：（形成网状或块状）非共格界面迁移较容易，故Ｆ向γ2晶粒一侧长大球冠状Ｃ%高时，形成的先共析Ｆ呈网状Ｃ%低时，形成的先共析Ｆ呈块状（等轴状）片状F网状F长大机制转变温度较低时：形成片状非共格界面迁移不容易（因为Fe原