谈谈“C”曲线

1、谈谈“C”曲线第一讲C曲线的来源奥氏体的等温转变有的老师傅说“热加工人在大干,定叫钢铁组织变。它的变化有规律,加热按着平衡图,冷却按着C曲线。”这话是很有道理的。一冷却有“学问”钢在热加工时,必须有加热、保温及冷却的过程。冷却方法虽然不同,但总不外乎两种形式:连续冷却与等温冷却。如果随着时间的延长,温度始终接连不断地在降低,这就是连续冷却。连续冷却不一定非得是用同一冷却速度冷至室温不可,可以先快后慢,或先慢后快等。等温冷却是指在降温范围内的某一指定温度上,做一定时间的停留,然后再接着冷却下来的一种冷却形式。它可以采用多个恒温段的方法依次进行冷却。具体采用什么方式,要根据性能要求,并符合内部组织

2、变化的客观规律。二性能有差异大家知道,钢的退火是为了降低硬度,必须缓冷,而淬火是要提高硬度,必须快冷。不同的冷却速度只是外因,是产生硬度差异的条件,而钢的内部组织之间的矛盾性,才是硬度变化的根据,也就是内因。这就是说,冷却只是深刻地影响到钢的内部组织变化,而这种变化却只有通过钢内部组织转变的客观规律才能引起。三奥氏体的等温转变奥氏体是碳在铁的面心立方晶格中的间隙固溶体。在钢加热到Ac1以上并保温后,其内部就呈现这种组织。奥氏体的等温转变就是把钢加热到呈奥氏体状态的温度并保温,再迅速冷到低于Ac1的某一固定温度,在此温度进行恒温,以便使奥氏体充分完成组织转变。四C曲线的画法用不同的等温温度和停留

3、时间,进行详细试验,就可以分别知道在每个温度下,奥氏体转变开始与结束的时间,还可以知道奥氏体在转变过程中的转变量与停留时间关系的数据。奥氏体转变量和等温温度及停留时间,三者有不可分割的联系,利用温度时间坐标来反映,既完整又简单。第二讲C曲线的上部珠光体转变区一C曲线的分区在C曲线中,共有五条主要的线。其中有两条是曲线:代表过冷奥氏体转变开始线和结束线;有三条是水平直线:A1为高温奥氏体临界点,Ms为马氏体转变开始点,Mz为马氏体转变终了点。一般在C曲线图上除了Ms线画出外,其余两条直线就不标出了。在C曲线中,从左向右依次看,可以分成三个区:1.纵坐标到过冷奥氏体开始线的区间,是没有发生组织转变

4、的过冷奥氏体不稳定区;2.过冷奥氏体转变开始线和终了线之间的区域,是过冷奥氏体转变进行区;3.过冷奥氏体转变终了线右边区域,是过冷奥氏体转变为别的组织终止区。在C曲线中,从上往下看,可以分成五个区:1.A1温度以上为稳定的高温奥氏体区;2. A1温度到大约500为珠光体转变区;3.500至Ms温度为贝氏体转变区;4.Ms到Mz温度为马氏体转变区;5. Mz温度以下为马氏体+残余奥氏体共存区。二过冷奥氏体在铁碳平衡图中,在A1温度以上时,奥氏体是不发生组织转变的。把钢极其缓冷到A1温度时,高温奥氏体将在平衡转变点进行共析转变,生成铁素体和渗碳体的机械混合物珠光体。实际生产中,钢冷却时,这个转变点

5、(此时为Ar1就会压低,冷却速度越大,压低越厉害,就会在更低的温度下才开始转变。平衡转变点与实际转变点的温度差叫做过冷度。高温奥氏体极其缓冷时,其过冷度等于零。在C曲线上意味着两条曲线在无限远处与A线重合。当高温奥氏体以不同的速度进行冷却时,它就在低于平衡转变点温度进行组织转变。这个被冷到A1温度以下到转变完了以前的奥氏体就叫做过冷奥氏体。没有过冷度,就无所谓过冷奥氏体。过冷奥氏体开始转变以前,有一段准备时间,称为孕育期。在此期间,过冷奥氏体的变化主要表现在为转变某种新组织而形成晶核、晶核再长大的扩散过程。过冷奥氏体在不同的温度,孕育期时间长短不一样。在500600,C曲线的突出部分距纵坐标最

6、近,表示孕育期最短,说明过冷奥氏体在这个温度范围内最不稳定,最容易转变成别的组织,这个危险区称为“鼻尖”。在此区域的上、下,随着温度的升高或降低,过冷奥氏体的孕育期都会越来越长,说明它越来越稳定。三珠光体转变区C曲线的上部,从约500到A1为珠光体转变区,属于高温转变。过冷奥氏体在此温度范围内,得到的都是珠光体型组织。根据渗碳体的粗细程度和片层之间的距离不同,又分为三种情况。1. 自大约670到A1温度,在这个温度范围内,过冷奥氏体转变后生成珠光体(P,片状渗碳体分布在铁素体的基体上。放大100200倍的金相显微镜下,很容易分辨,渗碳体的片层厚且平直,间距较大,并多半相互平行。由于在这个53的

7、范围内具体等温温度不同,片层粗细程度也不一样,导致性能有差异。硬度大致在HRC525。2. 从600到670的范围内,在更高倍数(8001000倍下才能看清片层状,称为细珠光体(索氏体。硬度大致在HRC2530。3. 在大约500600的温度范围内,过冷奥氏体等温转变后的珠光体,片层状更细,只有在电子显微镜下才能分辨出它的片层模样,片层薄而弯曲,间距更小,并多半相互不平行。称为极细珠光体(屈氏体。硬度大概在HRC3040。四扩散型转变C曲线的上部,由于该区过冷奥氏体转变温度较高(外因;在过冷奥氏体晶粒内或晶界上,总是有的地方碳含量高,有的地方碳含量低(内因。在含碳量高的地方通过碳原子聚集,首先

8、形成渗碳体的晶核(质点,然后再长大。通过碳原子不断地向铁素体两侧移动,就形成了渗碳体和铁素体的片层机械混合物。这就是扩散型转变。因此,过冷奥氏体向珠光体的转变,取决于碳的扩散,而碳的扩散是进行得很缓慢,需要足够的时间来保证,所以,退火过程必须缓慢。随着过冷度增大,转变温度降低,在过冷奥氏体的晶粒内或晶界上,形成的晶核数量增多,长大速度加快,所以片层就越来越细薄了。从而使钢的硬度和强度增加,塑性降低。第三讲C曲线的中部贝氏体转变区一弥散度在珠光体转变中,随着转变温度的降低,组织的片层越来越细,即渗碳体片越来越薄,且间距越来越小。在钢的热处理中,把渗碳体的大小和分散程度叫做弥散度。弥散度越大,说明

9、渗碳体越细小,分布也越均匀;弥散度越小,表明渗碳体越粗大,分布也越不均匀。二贝氏体转变区在C曲线中,从大约500开始到马氏体转变开始点(Ms为止,为贝氏体转变区,在这个温度范围内,生成的组织都是贝氏体(B,属于中温转变。贝氏体按形成温度的不同,分为两种:在大约450400形成的是上贝氏体;在稍高于马氏体转变开始点Ms温度以上(大致在400250形成的是下贝氏体。在放大540倍的金相显微镜下观察,上贝氏体呈“羽毛”状,硬度大约为HRC45左右;下贝氏体呈现黑色针状,很像“竹叶”,硬度大致为HRC55左右。用电子显微镜观察贝氏体组织,会发现渗碳体是非常细小的薄片或颗粒,而铁素体却呈现片状或针状。在

10、钢中,完全得到单一的贝氏体组织是不可能的。总是和马氏体或极细珠光体共同存在于钢的组织中。三贝氏体转变原理在贝氏体转变开始以前,由于过冷奥氏体中碳存在的不均匀性,总会在特别小的区域里,碳含量比较低,该处就生成贝氏体晶核(铁素体,晶核再长大,也有孕育期。上贝氏体中碳的扩散能力较大,当铁素体片越来越多而密集时,过冷奥氏体中的碳,扩散就受到了阻碍。当碳浓度达到6.67%时,就形成了渗碳体,并分布在铁素体片之间。下贝氏体由于温度低,过冷奥氏体中的碳扩散就更不容易。Fe要转变成Fe,碳只好在Fe中沉淀析出,结果在铁素体针里形成了颗粒很多又特别细的渗碳体。贝氏体转变是介于扩散型转变和非扩散型转变之间的一种转

11、变,二者兼而有之。第四讲 C曲线的下部马氏体转变区一临界冷却速度在C曲线中,“鼻尖”处的过冷奥氏体孕育期最短,表明过冷奥氏体在此处最不稳定,最容易进行分解而转变成非马氏体的其他组织。一般把“鼻尖”处的过冷奥氏体的冷却速度叫做临界冷却速度,也称为临界淬火速度。计算公式为:VR =(A1-tm/1.5m/秒。即:若想把过冷奥氏体转变成马氏体,其冷却速度必须大于或等于VR才行。二马氏体转变区马氏体转变区用两条横直线表示,它位于C曲线的下部,属于低温转变。马氏体组织的主要特点是硬度高,抗磨损,但韧性低,很脆。在一颗原始的奥氏体晶粒中,形成的第一片马氏体往往横跨整个奥氏体晶粒,而后来形成的马氏体大小就受

12、到它的限制,致使马氏体大小不一。马氏体各片之间的角度为60°或120°。由于碰撞相遇时冲击力很大,使马氏体内产生很多显微裂纹而变得很脆。含碳量0.6%的高温奥氏体,淬火后的马氏体呈板条状排列,叫板条状马氏体(低碳马氏体,相邻板条大体平行,组成马氏体束,具有很高的强韧性。高速钢淬火后的隐针马氏体用金相显微镜看不见针状。三非扩散型转变奥氏体是碳在铁的面心立方晶格中的间隙固溶体,溶解的碳量较多。当将奥氏体以很大的冷却速度(大于临界冷却速度进行冷却时,在Ms温度以上,就是过冷奥氏体。由于过冷度很大,它本身一点变化也没有,即高温奥氏体与过冷奥氏体的本质是一样的,只是本身温度不同。过冷

13、奥氏体一旦达到Ms温度,在这样低的温度下,过冷奥氏体中的碳原子失去扩散能力而呆在原地不动,但依然发生同素异晶转变,只是转变温度不在910,被迫压低,于是在Ms温度开始转变为Fe。碳在Fe中的间隙固溶体就是铁素体。铁素体中溶解的碳量是微乎其微的,让碳析出去已不可能,只好呆在(固溶其中,碳处于过饱和状态。马氏体的本质就是碳在Fe中的过饱和的间隙固溶体。马氏体的形成没有孕育期,但也是先生成晶核和晶核长大的过程,只不过速度非常大,这样,在一般情况下就看不到马氏体片的长大。马氏体转变没有化学成分的变化,只是晶格改换,这就是非扩散型转变。它与扩散型转变时有碳的扩散,因而有渗碳体的弥散分布而绝然不同,是碳在

14、Fe中的过饱和固溶体。所以非扩散型转变与扩散型转变有质的变化,使得马氏体组织的性质发生了突变,绝然不同于珠光体型组织的性质了。四残余奥氏体马氏体形成时,总有一部分奥氏体没有发生转变而保存下来,这部分奥氏体就叫残余奥氏体(白亮区。因此,钢在淬火冷却到室温时,根本不可能得到全部马氏体,就是迅速冷到Mz 为止,也不可能使残余奥氏体一点也不存在。这是由于马氏体形成后的体积要增大,结果,从四面八方团团围住压迫一部分过冷奥氏体,不让它转变。残余奥氏体数量与三个因素有关:第一是钢中含碳量,含碳量增加,淬火后钢中残余奥氏体数量也增加。第二是钢中合金元素含量,使Ms点下降的合金元素,会使残余奥氏体数量增加。第三

15、是冷却速度,冷却速度增大,使残余奥氏体量稍有减少。钢中残余奥氏体的存在,有两大坏处:一是残余奥氏体在低温回火不分解,降低了钢的硬度、强度和耐磨性;二是回火后不转变的残余奥氏体不稳定,在零件长期使用过程中分解,造成零件尺寸变化,影响尺寸精度。但是近代科学的研究说明:当零件中的残余奥氏体在一定数量和分布状态以及一定的使用条件时,对零件的使用寿命有一定提高。第五讲 C曲线的不同形状和位置影响C曲线的因素一含碳量各牌号碳钢的C曲线各不一样,但都呈单一的“C”形,“鼻温”在550左右。由于亚共析钢有过剩铁素体,过共析钢有过剩次生渗碳体存在,所以在珠光体转变区的C 曲线形状就不同了,各自多了一条表示它们分

16、别析出的曲线。不同牌号的碳钢,马氏体转变温度范围也不一样,有各自的Ms、Mz点。当钢中含碳量增加时,马氏体转变点降低,淬火后使钢中残余奥氏体量增加。 二 合金元素 合金元素在钢中存在的形式和含量不一样，对 C 曲线影响就不相同。 1.不形成碳化物的合金元素镍 Ni、硅 Si、铝 Al、铜 Cu 只使 C 曲线位置右移（增加过冷奥 氏体的稳定性） ，并不改变形状。钴 Co 使 C 曲线左移（降低过冷奥氏体的稳定性） 。 2.最弱的形成碳化物的合金元素是锰 Mn。含量3时，只是使 C 曲线右移而不改变形状； 当含量在 34以上时，使 C 曲线形状略微有些改变。 3.强烈形成碳化物的合金元素有铬 C

17、r，钼 Mo，钨 W，钒 V。不但使 C 曲线右移，而且把形 状改为上、下两个“C”形曲线。上部 C 曲线反映的是过冷奥氏体向珠光体的转变，下部 C 曲线 表达的是过冷奥氏体向贝氏体的转变。 4.提高临界点的合金元素硅、铝、钴、铬、钼、钨、钒等，使 C 曲线“鼻温”向上移动。 降低临界点的合金元素锰、镍、铜等，使 C 曲线“鼻温”向下移动。 5.使 C 曲线向右移动，作用最强烈的合金元素是钼、锰、铬，其次是镍。大大增加了钢的 淬透性。 6.大多数合金元素使马氏体转变点（Ms 和 Mz）降低（增加淬火后钢中残余奥氏体数量）降 低作用最强的是锰、铬、镍，硅影响不大，而铝、钴提高 Ms 点。 应当说

18、明，使 C 曲线右移和对 Ms 点产生影响的合金元素，必须是当它们溶解于奥氏体中， 以增加过冷奥氏体的稳定性，其作用才能达到。以上所说的是钢中单独加入一种合金元素的影 响，如果同时加入多种合金元素，就产生了复杂的综合影响。并不是单个合金元素作用的简单 总和。 合金元素对 C 曲线的影响，归纳为两点:一是改变位置使 C 曲线右移；另一点是既改变位置 又改变形状，把 C 曲线上下分开，出现了两个“鼻子” ，中间被一个过冷奥氏体比较稳定的区域 分割开来。 三 奥氏体化温度和保温时间 奥氏体化温度越高，保温时间越长，过冷奥氏体就越稳定，C 曲线就越向右移。因为在长时 间的高温下，奥氏体成分特别均匀，晶

19、粒长大，没有溶解的质点大大减少。因此，在冷却时， 使过冷奥氏体生成晶核的数目（成核率）降低，导致过冷奥氏体不易分解。所以，即使同一成 分的钢，若原始组织的晶粒度或奥氏体化温度不同，那么，C 曲线也有较大区别。 四 冷却方法 冷却方法对 C 曲线也有影响，当用连续冷却时，测绘出来的 C 曲线，就和等温冷却时有所 不同。连续冷却时的 C 曲线往右偏，向下移动，并且没有 C 曲线的中部。就不完整了，看不出 来各组织转变的全部面貌。 实际生产中，都是利用等温 C 曲线近似地推测在连续冷却条件下，过冷奥氏体转变过程及 其所得组织的全貌。 所以，在钢的 C 曲线中，附有化学成分、加热温度和原始晶粒度等数据

20、，说明该 C 曲线是 在这样的条件下做出来的。 第六讲 C 曲线的用途 钢在热加工生产中冷却的根据 一 钢在冷却时变化的主要规律 1. C 曲线指明了过冷度对奥氏体转变过程的影响。过冷度较小时，即等温温度较高时，过 冷奥氏体分解过程进行缓慢，要几小时至几十小时才完成转变。当过冷度较大时，等温温度在 500600，过冷奥氏体分解就快得多了，甚至几秒钟内转变即告结束。当过冷度很大时，等 温温度较低并接近 Ms 时，过冷奥氏体分解过程又缓慢下来，甚至要几小时转变才终止。当过冷 度更大时，竟使过冷奥氏体来不及分解，被迫在 Ms 点温度以下转变成马氏体，这就是淬火必须 快冷的根据。 2. C 曲线指出了

21、过冷度对孕育期的影响。在“鼻温”处孕育期最短。在“鼻温”以上，随 着过冷度增大，孕育期由长变短。在“鼻温”以下，随着过冷度增大，孕育期由短变长。孕育 期长短在热处理上特别重要，尤其是“鼻尖”处的孕育期长短更加重要，这就是对不同的钢淬 火时，必须选择不同的冷却剂的根据。 3. C 曲线表达了在不同温度区域内，过冷奥氏体转变后的组织。在高温区内为珠光体型， 中温区内为贝氏体，低温区内为马氏体，这就是热处理有各种方法的根据。 二 1. 退火和正火 退火是为了降低硬度，便于切削加工；消除应力；细化晶粒、改善组织给最终热处理做好 准备。珠光体组织就能满足要求，退火就在珠光体转变区进行。为此钢必须首先奥氏

22、体化，对 加热到 Ac1 以上温度的退火可分为：扩散退火、完全退火、等温退火、不完全退火和球化退火。 这些退火的冷却特点，根据 C 曲线，总的来说就是一个“慢”字，在组织转变的关键温度范围 必须缓冷，在其余温度范围内可以快些冷却。 扩散退火、完全退火、不完全退火采用连续冷却。碳钢、合金钢、高合金钢的 C 曲线，因 为一个比一个右移，冷却速度可以由大到小，即分别为 4050/小时、2040/小时、15 热处理件冷却的根据 20/小时，才能保证得到珠光体组织。退火件炉冷或坑冷就是这个道理。 等温退火属于等温冷却，等温温度一般在 Ac1 以下 2040左右，从退火温度降到等温温 度，由于只是过冷奥氏

23、体，没有发生组织转变，可以快冷。 球化退火可以用以上两种冷却方法中的任何一种。 当以上的退火缓冷到 500600时，因为珠光体（球化体）已经全部转变完毕，所以，退 火件可以在此温度出炉空冷。 正火由于是空冷（风冷、喷雾冷） ，比退火冷却速度只是稍微大些，得到的珠光体组织细些， 弥散度大些，硬度就略高些，切削时不粘刀，所以，含碳 0.45以下的碳钢或合金钢，一般采 用正火以代替退火。 2. 淬火和热处理 淬火和随后的回火，可以使工件具有高的使用性能。 淬火是为了得到马氏体，冷却速度要绕过“鼻尖”的临界冷却速度。淬火冷却可分为单液 淬火、双液淬火、预冷淬火、等温淬火和分级淬火、冷处理等方式。 单液

24、淬火就是把淬火件只投入一种淬火介质中冷却。 双液淬火是用两种淬火介质， 工件先快冷以顺利通过 “鼻尖” ， 然后缓慢冷到马氏体转变区， 减小组织应力，减少工件变形和开裂的危险。 预冷淬火是在单液淬火或双液淬火的基础上，在稍低于 Ar1 以下温度的过冷奥氏体比较稳 定的区域，在炉内或空气中慢点冷却，使工件温度降至一定温度后再淬入冷却剂中，减少热应 力。 等温淬火是为了得到贝氏体，而在该组织转变区进行等温的一种淬火。下贝氏体的综合性 能（硬度、塑性等）优于上贝氏体，所以通常在下贝氏体区进行。 分级淬火是把加热好的工件在稍高于或略低于 Ms 点的热浴中保持一定时间，待工件与热浴 温度一致，然后再在空气中冷却（必须保持过冷奥氏体在 Ms 点以上不发生转变） 。分级温度， 一是选在 Ms 点以上 2030，二是在 Ms 点以下（大约为 130160） ，使工件不碰上“鼻尖” 。 冷处理：绝大多数的钢，Mz 点在 0以下，一般淬火时只冷到室温，淬火组织为马氏体加 残余奥氏体。为使残余奥氏体更多地转变成马氏体，必须将淬火后的工件继续冷却，这就是冷 处理。根据硬度值和规定的残余奥氏体数量确定冷处理的最终温度，不一定要冷到 Mz 点。冷却 速度不限。 三 用 C 曲线推测连续冷却时组织的转变 利用 C 曲线，可以近似地推测钢在连续冷却时的组织