《合金固态相变》学习指南

1、 第一章 绪论一、重点内容提要1.1固态相变的概念“相”(phase)，是所研究的合金微观结构中的一个组成部分，这一部分表现出均匀一致的成分和性能，并且与系统的其它部分具有物理上的明显差别和界面。相平衡（phase equilibrium）是一相或者多相的系统，在能量上达到最低的状态，可以保持长期稳定的存在。 固态金属（金属与合金）在外界条件（温度和压力等）改变时，组织结构的变化。1.2固态相变的类型固态相变分类按热力学分类一级相变二级相变按平衡状态分类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非平衡相变伪共析相变马氏体相变贝氏体相变非平衡脱溶沉淀按原子迁移分类扩

2、散相变非扩散相变按相变方式分类有核相变无核相变 1.3固态相变的特点1）固态相变的驱动力和阻力 固态相变的驱动力是新相与母相的自由能差。相变阻力包括界面能，弹性应变能。阻力比固-液等相变要大。2）新相有特定的形状：盘状，球状，针状。3）界面、惯习面和位向关系：界面：共格、半共格、非共格 惯习面：新相往往在旧相的某一个特定晶面形成，该晶面即惯习面（为原子排列最密的低指数晶面）。 位向关系：新旧相某些低指数晶面（晶向）相互平行，例如：111/110，110/111 K-S关系4）原子迁移率低，多数相变受到扩散控制。5）相变时容易产生亚稳相。6）新相是非均匀形核：新相在位错，空位，晶界等缺陷处优先形

3、核。二、知识结构三、学习重点与难点整体了解什么是合金固态相变，固态相变的基本类型；了解固态相变研究的基本方法，包括晶体学、热力学、动力学，由此研究固态相变机理和相变规律；掌握固态相变的一般特征，包括驱动力和阻力，相变的形核、长大、扩散、相界面等。第二章 合金固态相变的常用研究方法一、重点内容提要 材料的物相种类、相分布和相变过程是相变研究的重要内容，分别需要利用不同的分析手段来研究。2.1物相类型分析2.1.1物相种类分析的原理入射的电磁波（射线）或物质波（电子波）与周期性的晶体物质发生作用，在空间某些方向上发生相干增强，而在其他方向上发生相干抵消，这种现象称为衍射。衍射是入射波受晶体内周期性

4、排列的原子的作用，产生相干散射的结果。无论是入射波为电磁波还是物质波，它们的衍射波都遵循着共同的衍射几何和强度分布规律。衍射理论是一切物相分析的理论基础。2.1.2 X 射线衍射分析方法 射线衍射线的位置决定于晶胞参数（晶胞形状和大小），也即决定于各晶面面间距，而衍射线的相对强度则决定于晶胞内原子的种类、数目及排列方式。每种晶态物质都有其特有的晶体结构，因而射线在某种晶体上的衍射必然产生带有晶体特征的特定的衍射花样。从两个光源发出的光具有互不干扰的特性，所以对于含有多种物质的混合物或含有多相的物质，各个相的各自衍射花样只是机械地叠加，即当材料中包含多种晶态物质，它们的衍射谱只是简单叠加，各衍射

5、线位置及相对强度不变。自然界中没有衍射谱图完全一样的物质，如果在衍射谱图中发现和某种结晶物质相同的衍射花样，就可以断定试样中包含这种晶体物质，这就如同通过指纹进行人的识别一样。2.1.3电子衍射方法 透射电子显微镜是以波长很短的电子束做照明源，用电磁透镜聚焦成像的一种具有高分辨本领，高放大倍数的电子光学仪器。它同时具备两大功能：物相分析和组织结构分析。物相分析是利用电子和晶体物质作用可以发生衍射的特点，获得物相的衍射花样，而组织分析则是利用电子波遵循阿贝成像原理、可以通过干涉成像的特点，获得各种衬度图像。2.2微观组织分析2.2.1光学显微镜 光学显微镜所观察的显微组织，往往几何尺寸很小，小至

6、可与光波的波长相比较。根据光的电磁波理论，此时不能把光线看成是直线传播，而要考虑衍射效应；另一方面，显微镜中的光线总是部分相干的，因此显微镜的成像过程是个衍射相干过程。和透射电子显微镜一样，光学显微镜也遵循阿贝成像原理，但由于光波的波长较长，显微镜的分辨能力和放大能力都受到一定限制。目前金相显微镜可观察的最小尺寸是0.2左右，有效放大率最大为15001600倍。2.2.2扫描电子显微镜 由于采用精确聚焦的电子束作为探针和独特的工作原理，扫描电子显微镜表现出了独特的优势，包括以下几个方面： 1. 高的分辨率。由于采用精确聚焦的电子束作为探针和独特的工作原理，扫描电镜具有比 2. 光学显微镜高得多

7、的分辨率。近些年来，由于超高真空技术的发展，场发射电子枪的应用得到普及，使扫描电镜的分辨本领获得较显著的提高，现代先进的扫描电镜的分辨率已经达到1nm左右。 3. 有较高的放大倍数，20倍20万倍之间连续可调。 4. 有很大的景深，视野大，成像富有立体感，可直接观察各种试样凹凸不平表面的细微结构。5. 配有射线能谱仪装置，可以同时进行显微组织性貌的观察和微区成分分析。6. 低加速电压、低真空、环境扫描电镜和电子背散射花样分析仪相继商品化，大大提高了扫描电镜的综合、在线分析的功能。2.2.3透射电子显微镜 透射电子显微镜用于直接观察薄晶体试样，并利用电子衍射效应来成像（阿贝成像原理），不仅显示了

8、材料内部的组织形貌衬度，而且获得许多与材料晶体结构有关的消息（包括点阵类型、位相关系、缺陷组态等），如果配备加热、冷却、拉伸等装置，还能在高分辨率条件下进行金属薄膜的原位动态分析，直接研究材料的相变和形变机理，以及材料内部缺陷的发生、发展、消失的全过程，能更深刻地揭示其微观组织和性能之间的内在联系。2.3相变过程的分析方法2.3.1热分析方法热分析是指在程序控制温度条件下，测量物质的物理性质随温度变化的函数关系的技术。物质在温度变化过程中，往往伴随着宏观物理、化学性质的变化，而宏观的物理、化学性质的变化通常与物质的组成和微观结构相关联。通过测量和分析物质在加热或冷却过程中的物理、化学性质变化，

9、可以对物质进行定性、定量的分析，有助于对物质进行鉴定。基于热分析方法的技术包括差热分析法，差示扫描量热法，热重法等。2.3.2电阻分析方法 合金的电阻率是组织敏感参量，特别是当固溶体合金中的溶质原子发生偏聚、有序-无序转变、沉淀析出及相变的时候，电阻的变化非常明显。电阻分析法对于研究相变是一种非常简便、有效的方法。2.3.3磁性分析方法根据合金的磁化率和矫顽力分析组织的变化，根据饱和磁化强度和居里点对合金进行相分析，研究组织变化的动力学。热磁仪是用于材料磁性能分析的常用仪器。2.3.4原位金相观察 在高温处理过程中对材料的组织进行原位观察是研究固态相变更为直接的手段。将显微镜与红外加热、拉伸等

10、先进技术结合，可以方便地对组织演化进行原位观察。二、知识结构三、学习重点与难点 本章是针对固态相变研究，介绍常用的相变研究方法，为后续章节相关内容的学习打下一定基础。通过本章学习，了解材料的物相种类、相分布和相变过程所采用的不同研究手段。重点对各研究手段在相变研究中的用途和基本原理有所了解。本章为自学内容。第三章 奥氏体与钢在加热过程中的转变一、重点内容提要 奥氏体是Fe-C合金中的一种重要的相，一般是在临界点以上的高温区形成的单一固溶体。通常把钢加热到临界温度以上获得奥氏体的转变过程称为奥氏体化过程。钢经奥氏体化获得稳定的奥氏体组织后，以适当方式（或速度）冷却，就可以获得不同的组织和性能。3

11、.1奥氏体及其特点3.1.1奥氏体定义奥氏体是碳在面心立方结构的铁（-Fe）中形成的固溶体，以（或A）表示。在普通碳钢中，奥氏体存在于共析温度（727）以上（图3-1），最大碳含量为2.11（1148）。对于合金钢，由于合金元素的加入，奥氏体稳定存在的区域会扩大或缩小。奥氏体的组织形态与原始组织、加热速度、加热转变的程度有关。通常情况下为多边形的等轴晶粒（图3-2）。图3-1 Fe-Fe3C合金平衡状态图图3-2 奥氏体光学显微组织3.1.2奥氏体的晶体结构奥氏体是碳原子溶解在-Fe中形成的间隙固溶体，经X射线衍射证明，碳原子位于-Fe的八面体间隙中，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中心。碳原

12、子的分布特点：1）C在-Fe最大溶解度为2.11wt%，远小于理论值20wt%。（八面体间隙半径5.2x10-2nm，C原子半径7.7x10-2nm)2）C的溶入使晶格发生点阵畸变，使晶格常数增大。3）C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏。3.1.3 奥氏体的性能1）硬度、屈服强度均不高；2）塑性好（面心立方，滑移系多），易锻造加工；3）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；4）扩散系数小，使热强性好，可用作高温用钢；5）导热性差，线膨胀系数较F和Fe3C高一倍；6）顺磁性，可作为无磁性钢。3.2 钢的奥氏体等温转变3.2.1 奥氏体形成的热力学条件 1）

13、共析钢在加热时会发生珠光体向奥氏体的转变。奥氏体形成的热力学条件为两相自由能差：Gv=G-Gp 0，式中：Gv为相变驱动力，即奥氏体与珠光体的自由能差，G为奥氏体自由能，Gp为珠光体自由能（图3-3）。图3-3 Fe-C合金珠光体与奥氏体的自由能与温度关系2）过热度：转变温度与临界点A1之差（T） 过热度越大，驱动力越大，转变速度越快。3）加热速度极慢时：过热度T 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。 3.2.2 转变机制 奥氏体的形成属于扩散型相变，其转变过程可以分为四个阶段：奥氏体形核、奥氏体晶粒长大、残留碳化物溶解、奥氏体成分均匀化。1

14、. 奥氏体的形核 奥氏体的形核位置通常在铁素体和渗碳体的相界面处。原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度起伏。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。3）结构上：相界处原子排列不规则结构起伏。2. 奥氏体晶核长大 奥氏体晶核的长大是依靠碳原子的扩散、奥氏体两侧界面向铁素体及渗碳体推移来进行的。A长大是通过/界面和/Fe3C界面分别向和Fe3C迁移来实现的。由于/界面向的迁移远比/Fe3C界面向Fe3C界面迁移来得快，因此当已完全转变为后，仍然有一部分Fe3C没有溶解，称为残留Fe3C。3. 残留渗碳体的溶解1）实验现象 F消失时，组织中的Fe3C还未

15、完全转变。 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。 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含量低，保温通过C的扩散使A中C分布均匀。综上所述，共析钢中珠光体向奥氏体的转变过程，可由图3-4来示意性地描述。（a） （b） （c） （d）图3-4 珠光体向奥氏体转变示意图。3.2.3 转变动力学1共析钢奥氏体等温形成动

16、力学图奥氏体等温形成动力学曲线（图3-4）是在一定温度下等温时，奥氏体的形成量与等温时间的关系曲线。从奥氏体等温形成动力学曲线可以观察到珠光体到奥氏体的转变有如下特征：（1）珠光体到奥氏体的转变存在一孕育期，即加热到转变温度时，经过一段时间，转变才开始。（2）等温形成动力学曲线呈S型，即在转变初期，转变速度随时间的延长而加快。当转变量达到50%时，转变速度达到最大，之后，转变速度又随时间的延长而下降。（3）随着等温温度提高，奥氏体等温形成动力学曲线向左移动，即孕育期缩短，转变速度加快。图3-4 0.86%C钢的等温奥氏体形成动力学曲线将上述各加热温度下的奥氏体等温形成动力学曲线综合绘制在转变温

17、度-时间坐标系中，即得到如图3-5所示的奥氏体等温形成动力学图。图3-5 共析碳钢奥氏体等温形成动力学图2. 奥氏体的形核与长大动力学奥氏体形成速度取决于形核率J及线长大速度v。奥氏体形核率和长大速度都随温度升高而增大，因此，奥氏体形成速度随温度升高而加快。3. 影响珠光体转变为奥氏体的因素 温度：形核率与线长大速度随温度升高而增加。 碳含量：奥氏体形成速度随C%增加而增加。 原始组织：珠光体中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）。4. 亚共析钢A等温形成动力学1）两相区转变的三

18、个阶段 A在F与P交界面形核后，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 珠光体先转变为奥氏体。受C原子在奥氏体中扩散控制，速度较快。 奥氏体向铁素体界面推移，使F慢慢转变为A。受C在铁素体中扩散所控制。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（因为先共析铁素体含量越少）。3.3 钢中奥氏体的连续加热转变3.3.1 连续加热转变动力学图 在奥氏体形成过程中，体

19、系温度还将不断升高时的奥氏体转变称为非等温的或连续加热转变。连续加热转变与等温加热转变类似，奥氏体的形成也是通过形核、长大、碳化物的溶解以及奥氏体的均匀化完成的。但受加热速度的影响，相变临界点、转变速度、组织结构等与等温加热转变有较大的差别（图3-6）。图3-6 共析钢连续加热时的奥氏体形成动力学图（v1v2v3v4）3.3.2连续加热转变特点1相变临界点随加热速度增大而升高2转变是在一个温度范围内进行的3奥氏体形成速度随加热速度增加而加快4奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大5奥氏体起始晶粒度随加热速度增大而细化 3.4 奥氏体晶粒长大及控制3.4.1 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度可以用奥氏体

20、晶粒直径或单位面积中奥氏体晶粒的数目等方法来表示。生产上常用显微晶粒度级别数G表示奥氏体晶粒度。在100倍下645.16mm2（1平方英寸）面积内包含的晶粒个数N与G有如下关系： N越大，G就越大，奥氏体晶粒越细小。加热转变终了时所得奥氏体晶粒称为起始晶粒，其大小称为起始晶粒度。奥氏体晶粒在高温停留期间将继续长大，长大到冷却开始时奥氏体的晶粒度称为实际晶粒度。实际晶粒度是加热温度和时间的函数，在一定的加热速度下，加热温度越高，保温时间越长，最后得到的奥氏体实际晶粒就越粗大。3.4.2 奥氏体晶粒长大与控制1奥氏体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，奥氏体晶粒将不断长大的

21、现象。奥氏体晶粒长大方式可以分为正常长大与异常长大。随保温温度升高，奥氏体晶粒不断长大，称为正常长大。在加热转变中，保温时间一定时，随保温温度升高，奥氏体晶粒长大不明显，必须当温度超过某一定值后，晶粒才随温度升高而急剧长大，称为异常长大（图3-7）。图3-7 奥氏体晶粒直径与加热温度的关系2. 奥氏体晶粒长大机理奥氏体晶粒的长大是通过晶界的迁移而进行的，晶界迁移的驱动力来自奥氏体晶界迁移后体系总的自由能的降低，即界面能的降低。奥氏体晶粒的长大将导致奥氏体晶界面积的减小。对于球面晶界，当其曲率半径为R，界面能为，指向曲率中心的驱动力F为： 可见，驱动力F与界面能成正比，与晶界的曲率半径成反比。3

22、影响奥氏体晶粒长大的因素1）加热温度和保温时间晶粒长大和原子的扩散密切相关，温度升高或保温时间延长，有助于扩散进行，因此奥氏体晶粒将变得更加粗大。2）加热速度奥加热速度越大，过热度越大，即奥氏体实际形成温度越高。由于高温下奥氏体晶核的形核率与长大速度之比增大，所以可以获得细小的起始晶粒度。但由于起始晶粒细小，转变温度较高，奥氏体晶粒很容易长大，因此保温时间不宜过长，否则奥氏体晶粒会更加粗大。3）碳含量在碳含量不足以形成过剩碳化物的条件下加热时，奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大。当碳含量超过一定限度时，由于形成未溶解的二次碳化物，反而阻碍奥氏体晶粒的长大。4）脱氧剂及合金元素在实际生产中，钢用A

23、l脱氧时，会生成大量的AlN颗粒，它们在奥氏体晶界上弥散析出，可以阻碍晶界的迁移，防止了晶粒长大。钢中含有特殊碳化物形成元素如Ti、Nb、V等时，形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的碳化物，这些碳化物颗粒细小，弥散分布，可阻碍奥氏体晶粒长大。5）原始组织原始组织只影响起始晶粒度。通常，原始组织越细，碳化物分散度越大，所得的奥氏体晶粒度就越细小。3.5非平衡组织加热的奥氏体转变 非平衡组织是指淬火组织或淬火后回火不充分的组织，包括马氏体、贝氏体以及回火马氏体等。3.5.1 针状奥氏体与颗粒状奥氏体1. 针状奥氏体（Aa）的形成针状奥氏体是非平衡组织加热过程中，奥氏体化的初始阶段产生的一种过渡性组

24、织形态，它也是通过形核与长大形成的。以板条马氏体为原始组织的低、中碳合金钢在Ac1Ac3之间的低温区加热时，在马氏体板条间形成针状奥氏体。针状奥氏体的晶核是在已经回火但仍保留板条特征的情况下在板条条界形成的。经过长时间高温回火，已经发生了再结晶，板条特征已经消失，条界已不存在，则针状奥氏体不再形成。2. 颗粒状奥氏体（Ag）的形成在原始奥氏体晶界、板条马氏体束界及块界、夹杂物界面上形成细小的颗粒状奥氏体，同时伴随着渗碳体的溶解。颗粒状奥氏体也是在铁素体和渗碳体的相界面上形核，再通过碳的扩散逐渐向铁素体和碳化物中长大。3.5.2非平衡组织加热转变的影响因素1化学成分2获得非平衡组织的奥氏体化温度

25、和奥氏体化后的停留温度3加热速度4原始组织3.5.3组织遗传现象及控制合金钢构件在热处理时，常出现由于锻压、轧制、铸造、焊接等工艺而形成的原始有序粗晶组织。这些非平衡的粗晶有序组织（马氏体、贝氏体、魏氏组织等）在一定加热条件下所形成的奥氏体晶粒继承或恢复原始粗大晶粒的现象，称为组织遗传。组织遗传的影响因素：（1）原始组织钢的组织遗传现象主要出现在原始组织为非平衡组织的钢中。（2）加热速度试验表明，一般情况下，慢速或快速加热会导致组织遗传。（3）奥氏体形态非平衡组织加热温度大于Ac1后，形成的奥氏体主要有两种形态：针状奥氏体和颗粒状奥氏体。针状奥氏体促进组织遗传，而颗粒状奥氏体将切断组织遗传。二

26、、知识结构三、学习重点与难点奥氏体转变是钢在加热到临界温度以上的转变，是为钢在随后的冷却过程中的转变做好组织准备，因此奥氏体组织将影响冷却后钢的组织与性能。通过本章学习，了解研究奥氏体转变的意义；奥氏体的结构与性能，重点掌握奥氏体在加热过程中的变化规律，影响其组织的因素和控制方法；区分奥氏体等温加热与连续加热转变过程的异同；了解非平衡组织在加热过程中奥氏体的转变，对比平衡组织与非平衡组织奥氏体转变的异同。第四章 钢的过冷奥氏体转变及热处理一、重点内容提要钢件加热到临界点以上，保温一定时间，将形成高温稳定组织奥氏体。奥氏体冷却到临界点（A1或A3）以下，就不再是稳定组织，一般称为过冷奥氏体。过冷

27、奥氏体在不同的冷却条件下，可以通过不同的转变机制进行转变，最终可能转变为珠光体、贝氏体、马氏体或它们的混合组织，从而导致钢件具有不同的性能。4.1 过冷奥氏体转变类型4.1.1 珠光体转变共析碳钢加热奥氏体化后缓慢冷却，在稍低于A1温度时将分解为铁素体和渗碳体组成的混合物，称为珠光体。奥氏体向珠光体转变时，转变温度较高，奥氏体可以通过原子的充分扩散，转变为成分和结构相差很大的铁素体和渗碳体而形成珠光体型组织。这种转变称为扩散型转变。常见的珠光体的组织形态主要有片状和粒状。片状珠光体是由铁素体片和渗碳体片交替组成的层片状组织，如图4-1所示。片状珠光体中片层方向大致相同的区域称为珠光体团。珠光体

28、团中相邻两片渗碳体（或铁素体）中心之间的距离称为珠光体的片间距。片间距大小主要决定于珠光体的形成温度。粒状珠光体是渗碳体以颗粒状存在于铁素体基体中的组织形态，如图4-2所示。粒状珠光体是通过一些特定的热处理工艺获得的。10m20m 10m20m图4-1 共析碳钢的片状珠光体组织形貌 图4-2 T12A钢的粒状珠光体组织形貌片状珠光体的强度、硬度以及塑性均随着珠光体团直径和片间距的减小而升高。与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度、硬度稍低，塑性较好，可切削加工性好，对刀具磨损小，加热淬火时的变形、开裂倾向小。4.1.2 贝氏体转变贝氏体转变是在过冷奥氏体转变温度区域的中温范围进

29、行等温时发生的转变。贝氏体也是铁素体和渗碳体组成的混合物。在中温范围，铁原子已难以扩散，而碳原子的扩散能力也下降了，扩散不够充分，故过冷奥氏体就按照另外一种机制转变。贝氏体的组织形态是多种多样的，典型的贝氏体有：上贝氏体和下贝氏体。上贝氏体是过冷奥氏体大约在350550之间形成的。典型的上贝氏体在光学显微镜下观察呈羽毛状，如图4-3所示。下贝氏体是过冷奥氏体大约在350以下形成的。形成下贝氏体时，碳只能在-Fe中扩散，结果就在铁素体片里沉淀析出了很多颗粒特别细小的碳化物。在光学显微镜下观察，下贝氏体呈黑色针状或竹叶状，如图4-4所示。一般来说，下贝氏体具有较高的强度和硬度，同时塑性和韧性也较好

30、。而上贝氏体的强度低，韧性也很差。20m10m 20m10m图4-3 典型上贝氏体组织形貌 图4-4 GCr15钢中的下贝氏体组织形貌4.1.3 马氏体转变马氏体转变是在低温下进行的一种转变，将奥氏体快速过冷到Ms点以下，便可得到马氏体。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能进行扩散，就是碳原子也难以扩散了。形成马氏体时，故除了发生铁的晶格改组（即由原先的-Fe转变为-Fe）外，碳原子则被全部保留在-Fe中，这就大大超过了碳在-Fe中的溶解度。因此，就钢而言，马氏体实质上是碳在-Fe中的过饱和固溶体。马氏体转变没有成分的变化，只有晶格的改组，且晶格改组不是通过原子的扩散，而是通过铁原子作短距离（不超

31、过原子间距）的移动来实现的，这种转变称为无扩散型转变。马氏体的组织形态有许多种，其中主要的两种基本类型是：片状马氏体和板条状马氏体。一般说来，低碳钢易得到板条状马氏体，高碳钢易得到片状马氏体。片状马氏体的显微组织呈针状，如图4-5所示。板条状马氏体在显微镜下为一束束平行的细长板条状组织，如图4-6所示。马氏体是同一成分钢的组织中最硬的一种组织。高硬度（共析碳钢的硬度可达HRC65左右）是马氏体的主要特点之一。10m10m 10m10m图4-5 Fe-32Ni合金中的片状马氏体组织形貌 图4-6 18Ni马氏体时效钢的板条马氏体组织形貌4.2 过冷奥氏体等温转变非平衡条件可以分为三种，如图4-7

32、所示。图中表示dt/d0，一般称等温冷却；表示dt/d常数；一般称连续冷却；表示dt/df(t)或dt/df()，这是般热处理中常见的冷却条件。图4-7 非平衡冷却条件示意图过冷奥氏体的等温转变，就是将钢加热到奥氏体状态后，迅速冷却到临界点A1以下的某一温度，并保温足够的时间，使奥氏体在该温度完成其组织转变的过程。过冷奥氏体等温转变动力学图是表示过冷奥氏体等温转变的温度、时间和转变产物三者之间的关系图。因过冷奥氏体等温温度的动力学图是由一些C形曲线为主构成的，故俗称“C曲线”。目前多按其英文缩写称为TTT图（TimeTemperatureTransformation），也称TTT曲线。4.2.

33、1 过冷奥氏体等温转变动力学图1. TTT图及其特点图4-8是一幅典型的共析碳钢的过冷奥氏体等温转变动力学图。图4-8 共析碳钢过冷奥氏体等温转变动力学图图4-8纵坐标为温度(一般以摄氏温标标定，也有用华氏温标标定的)，横坐标为时间(以秒标定)，通常以lg来分度，因此横坐标不能以零为原点。图4-8中有三条横线，最上面的横线表示这种钢的临界点A1，图的下方两条横线分别表示这种钢的马氏体转变开始点Ms和马氏体转变终了点Mf。共析碳钢中奥氏体在A1温度以上时是稳定的。当奥氏体过冷到A1温度以下则呈不稳定状态，等温一段时间后即发生转变，因而只有在A1温度以下才出现奥氏体等温转变开始点和转变终了点。将所

34、有在不同温度下测出的转变开始点连成一条曲线，如图4-8中abc线所示，称为转变开始线；同样，将所有在不同温度下测出的转变终了点连成一条曲线，如图4-8中的abc线所示，称为转变终了线。在转变开始线和转变终了线之间的区域，表示转变正在进行中，所以在有的等温转变曲线图中，在这两条线之间还分别加上转变量为25、50等的曲线，通常以虚线表示。在转变开始线abc的左侧区域，过冷奥氏体虽然处于不稳定状态，但是尚未开始向新相转变，通常把奥氏体中生成新相前所需的这段停留时间，称为孕育期。图4-8曲线中的凸出部分，是孕育期最短处，称为C曲线的“鼻尖”。此处过冷奥氏体最不稳定，若在此处作等温处理，当奥氏体一旦开始

35、转变，其转变速度也最快。根据转变温度、转变机理和转变产物等的不同，奥氏体等温转变曲线主要可分为三个区域：高温区域、中温区域和低温区域。高温区域的转变，即过冷奥氏体转变为珠光体。这个区域的转变温度处于从A1以下至曲线鼻尖上部之间。其转变产物为铁素体和渗碳体相互交替的层状组织，即珠光体。在珠光体转变区内，随着等温温度下降，珠光体片层间距减小，珠光体组织变细，由高温向低温转变产物依次为珠光体、索氏体和屈氏体。中温区域的转变，即过冷奥氏体转变为贝氏体。随着转变温度的不同，可分为上贝氏体和下贝氏体，两者的形态有所不同。在贝氏体转变温度区上部等温时，获得上贝氏体；在下部等温时，获得下贝氏体。低温区域的转变

36、，即过冷奥氏体转变为马氏体。这个区域的温度范围从Ms点至Mf点。另外，由于中温区域和低温区域的转变往往都不能进行完全，如果在低温区域某一温度继续等温较长时间，还可能发生奥氏体向贝氏体转变，而出现马氏体+贝氏体+残余奥氏体的混合组织。2TTT图的建立测定TTT曲线的方法常见的有金相法、膨胀法、磁性法、电阻法和热分析法等等。所有这些方法都是利用过冷奥氏体转变产物的组织形态或物理性质发生变化进行测定的。为了分清转变产物的类型，大多数等温转变图是用金相法和膨胀法（或磁性法）配合应用而测定的。4.2.2 影响过冷奥氏体等温转变的因素1. 碳及合金元素的影响一般来说，随着含碳量的增加，奥氏体的稳定性增大，

37、C曲线的位置向右移。这里指的碳含量是奥氏体中的含碳量，而不是钢的含碳量。而对于过共析钢，加热到Ac1以上一定温度时，随着钢中碳含量增大，奥氏体碳含量不增高，而未溶渗碳体量增多。因该未溶渗碳体可以作为结晶核心，促进奥氏体分解，所以却使C曲线左移。故在碳钢中，共析钢的过冷奥氏体最稳定，其C曲线处于最右边的位置。合金元素对C曲线的形状和位置影响很大。一般说来，除了Co和Al以外的元素均使C曲线右移，即增大过冷奥氏体的稳定性。3.奥氏体晶粒尺寸的影响由于奥氏体晶界为珠光体转变提供了形核位置，所以奥氏体晶粒粗大，晶界总面积减少，亦即减少了形核位置，从而推迟珠光体转变。而贝氏体转变中所需要的相晶核则既可以

38、在晶界上形核，也可以在晶内形核，因而奥氏体晶粒尺寸对贝氏体转变的影响较小。4.奥氏体的均匀化程度奥氏体成分越均匀，冷却时新相形核与长大过程中所需的扩散时间就越长，因此使C曲线右移，并且还使Ms点下降。在相同加热条件下，钢的原始组织越细小，所得到的奥氏体的成分就越均匀。当原始组织相同时，提高加热温度或延长保温时间，将会促进碳化物溶解、奥氏体成分均匀和晶粒长大。5.奥氏体塑性变形的影响奥氏体塑性变形会使奥氏体晶粒细化（通过再结晶），或者是增加亚结构（位错、挛晶、滑移带）。并且随着形变量增大，珠光体转变孕育期将缩短，使C曲线左移。4.3 过冷奥氏体连续冷却转变4.3.1 过冷奥氏体连续冷却转变动力学

39、图的建立测定CCT曲线一般较测定TTT曲线困难，原因是：维持恒定冷却速度十分困难；在连续冷却时，转变产物往往是混合的，各种组织的精确定量也比较困难；在快速冷却时，保证测量时间、温度的精度也很困难。通常综合运用膨胀法、端淬法、金相硬度法、热分析法和磁性法来测定CCT曲线。端淬法是以往应用较多的方法之一。4.3.2 过冷奥氏体连续冷却转变动力学图图4-9为0.46C钢的CCT图。图中自左上方至右下方的若干条曲线代表不同冷却速度的冷却曲线。冷却曲线和转变终止线相交处所标注的数字，分别代表以该冷却速度冷却到室温后组织中铁素体、珠光体、贝氏体所占的体积百分数，余者为马氏体和少量残余奥氏体。冷却曲线终端的

40、数字代表在该冷却速度下，转变产物的硬度值。多用维氏硬度（HV）表示，也有用洛氏硬度（HRC）表示的，也可以两者混用。图4-9 中碳钢（0.46C）的过冷奥氏体连续冷却转变图4.3.3 CCT图与TTT图的比较与等温转变TTT图相比，过冷奥氏体的连续冷却转变CCT图具有以下特点：（1）连续冷却转变CCT曲线都处于同种材料的等温转变TTT曲线的右下方。（2）从形状上看，连续冷却转变CCT曲线不论是珠光体转变区还是贝氏体转变区，都只有相当于等温转变TTT曲线的上半部。（3）碳钢连续冷却时可使中温的贝氏体转变被抑制。（4）合金钢连续冷却时可以有珠光体转变而无贝氏体转变，也可以有贝氏体转变而无珠光体转变

41、，或者两者兼而有之。4.3.4 钢的临界冷却速度为了使钢件在淬火后获得完全的马氏体组织，冷却速度应大于某一临界值而使奥氏体在冷却过程中不发生分解。在连续冷却时，使过冷奥氏体不发生分解，完全转变为马氏体（包括残余奥氏体）的最低冷却速度称为临界淬火速度，通常以Vc表示。4.3.5 过冷奥氏体转变图的应用钢的冷却转变图反映了在临界点（A3或A1）以下等温或以一定冷却速度冷却时过冷奥氏体的转变规律，综合显示了合金元素和其它因素对转变动力学的作用，示出了等温温度或冷却速度对转变产物和硬度的影响。因此，过冷奥氏体转变图可以为正确判定钢的热处理工艺、分析热处理后的组织和性能以及合理选用钢材等提供依据。4.4

42、 常规热处理方法4.4.1 退火退火是将钢加热到适当的温度保温，随后以适当的速度冷却，以降低硬度、改善组织、提高加工性(如冷形变、切削加工等)或获得所需之机械和物理性能的一种热处理工艺（图4-10）。图4-10 几种主要的退火和正火工艺的加热温度范围1. 完全退火和不完全退火完全退火是将钢加热到Ac3以上得到均一的奥氏体，然后再缓慢冷却发生珠光体型转变的工艺。完全退火的目的是为了改善钢在铸造、锻造、轧制和焊接过程产生的魏氏组织或粗大奥氏体晶粒等组织缺陷，使组织细化，同时可降低硬度，提高塑性，消除内应力，改善钢的进一步加工变形的能力。2. 等温退火等温退火的加热温度与前述退火工艺大体相同，而冷却

43、时迅速将工件冷到A1以下某一温度，等温停留一定时间，使珠光体转变完成后出炉空冷。对于大型零件，为了减小残余应力，也可以等温后炉冷到500左右，再出炉空冷。3. 球化退火球化退火的目的是得到球化体组织，这是任何一种钢具有最佳塑性和最低硬度的一种组织，良好的塑性是由于有一个连续的塑性好的铁素体基体。球化退火主要适用于含碳量大于0.6的各种高碳工具钢、模具钢、轴承钢等，属于共析或过共析钢。有时候为了改善冷变形工艺性，也可以用于低中碳钢。工具钢球化退火的目的主要有两个：1）改善切削加工性能。2）为最终热处理作好组织准备。获得球化体的途径主要有三种：珠光体的球化；由奥氏体转变为球化体；马氏体在低于并接近

44、A1的温度分解。4. 扩散退火扩散退火就是在远高于Ac3（或Acm）的温度加热并经长时间保温后炉冷或者是缓冷的工艺。其目的是为了改善或消除在冶金过程中形成的枝晶偏析，使钢的化学成分均匀化。所以扩散退火又被称为均匀化退火。5. 再结晶退火再结晶退火就是冷变形将钢件加热到再结晶温度以上的某一温度（一般为T再+150250），保温一定时间（保温时间要视所控制的晶粒大小和装炉量来定，一般为13小时），然后随炉缓冷或者是出炉空冷的热处理工艺。再结晶退火的目的就是要消除冷变形产生的冷作硬化，使被拉长的、压扁或者是破碎的晶粒变为均匀的等轴晶粒，从而使钢的强度下降，塑性提高，以便于后序加工的进行。6. 去应力

45、退火去应力退火利用的是冷变形金属在较低温度加热时会发生回复过程。这种退火的目的是为了消除铸钢件、锻件、焊接件以及切削加工过程中产生的内应力，减少和防止工件在后继工序或使用过程中发生变形或开裂。4.4.2 正火1. 正火的定义正火是将钢加热到Ac3（或者是Acm）以上适当温度，保温一定时间，使奥氏体均匀化，然后出炉在空气中冷却的工艺方法。2. 正火的目的正火是为了获得细珠光体组织。正火所能达到的效果与材料的成分以及组织状态有关。过共析钢正火后可以消除网状碳化物，而低碳钢正火后将显著改善钢的切削加工性。所有的钢铁材料通过正火都可以使铸锻件的过热粗大晶粒细化并消除内应力。4.4.3淬火淬火与回火也是

46、热处理的基本工艺，在钢的热处理中占据着非常重要的地位。钢的淬火就是把钢加热到临界温度（Ac3或Ac1）以上，保温一定时间使之奥氏体化后，以大于临界冷却速度的冷速进行冷却的一种热处理工艺。淬火钢的组织在多数情况下主要为马氏体组织，有时也有主要为贝氏体或者是马氏体与贝氏体的混合物；此外还有少量残余奥氏体和未溶的第二相。一般来说，淬火后还必须有回火与之相配合。将淬火钢加热到A1以下某一温度，经过保温，然后以一定的冷却方式冷到室温的热处理工艺称为回火。钢经淬火和回火处理，其目的有以下几个方面：提高硬度和耐磨性，比如刃具、量具和模具等；提高强韧性，如各种机器零件；提高弹性，如各种弹簧钢；提高耐蚀性和耐热

47、性；如不锈钢和耐热钢；提高硬磁性，如用高碳钢和磁钢制的永久磁铁。1淬火方法（1） 单液淬火法将奥氏体化的工件淬入某种淬火介质，冷至室温，这种淬火冷却方法称为单液淬火。（2） 双液淬火法水的冷却速度比油快，为了克服单液淬火的缺点，利用水冷和油冷的优点，先将工件淬入水中，待其冷到Ms点稍上温度后（约300），立即转入油中冷却，这种淬火冷却方法称为双液淬火。（3）分级淬火法将奥氏体化的工件，淬入温度在Ms点附近（上或下）的冷却介质中，稍加保温后取出空冷（或油冷），以完成马氏体转变，这种淬火冷却方法称为分级淬火。（4）等温淬火法等温淬火是将淬火工件放入高于Ms点的淬火介质中，等温保持以获得下贝氏体组织

48、的工艺。（5）预冷淬火法将加热好的工件出炉后并不立即淬火，而是在空气中进行一定时间的预冷，使工件的温度降低一些，再淬入冷却介质中，这种淬火冷却方法称为预冷淬火。2淬火介质理想的冷却曲线是在C曲线的鼻子以上温度缓冷，以减小急冷所产生的热应力；在鼻尖附近应具有保证奥氏体不发生分解的冷却速度；而当工件冷到Ms点以下温度时，发生马氏体转变。冷却速度应尽量小些，以减少组织转变应力。生产中使用的淬火介质可以分为两大类：一类是淬火过程中要发生物态变化的介质，如水、水溶液(如盐水，碱水)、油类(如机油，柴油，变压器油)等。这类介质的沸点比较低，工件的冷却主要依靠介质的汽化来进行；另一类是淬火过程中不发生物态变

49、化（或变化较小）的介质，如熔盐、熔碱以及气体等。工件在此类介质中冷却主要依靠辐射、对流和热传导来进行。3淬火加热规范淬火加热规范主要是指淬火加热温度、加热速度和保温时间这三个工艺参数。由于奥氏体化程度（成分、组织状态）对淬火钢的组织和性能有着决定性的影响，因此，正确地选择及控制加热规范十分重要。4.4.5 回火回火是将淬火钢加热到A1以下某一温度，经过保温，然后以一定的冷却方法冷至室温的工艺过程。回火的基本目的是提高淬火钢的塑性和韧性，降低其脆性，但却往往不可避免的要降低其强度和硬度；回火还可以降低或消除淬火引起的残余内应力，这对于稳定尺寸很重要。一般来说，淬火零件不经回火就投入使用是非常危险

50、的。4.5 热处理常用设备4.5.1 空气与气氛电阻炉加热介质为气体介质的热处理炉在工业上的应用最广泛。气体介质主要有空气、可控气氛和真空等。热处理电阻炉是以电能为热源，将电流通入炉内的金属或非金属电加热体，使其发热并借助辐射和对流的作用将热量传给被加热的工件，使工件加热到所要求的工艺温度的一种加热炉。电阻炉具有结构简单、体积紧凑、操作方便、炉温均匀，并易于准确控制，热效率高(约为4080)，便于采用可控气氛，实现机械化、自动化和流水作业，无环境污染，劳动条件好等优点。空气和气氛电阻炉是目前工业上应用最为广泛，品种规格最多的一类热处理炉。按其作业方式可分为周期作业式和连续作业式两大类。4.5.

51、2 热处理浴炉浴炉是利用液体介质加热(或冷却)工件的一种热处理炉。它所使用的液体介质有熔盐、熔融金属与合金、熔碱以及油类等。液体介质的选用应根据浴炉的工作温度及热处理工艺要求而定。浴炉的工作温度范围宽，可完成很多种的热处理工艺，除不能完成随炉冷却的退火工艺外，诸如淬火、正火、局部加热、化学热处理、等温或分级淬火等均可完成。使用最广泛的浴炉是盐浴炉。工件在熔盐中加热时，不但有传导和辐射传热，还有较强的对流给热，所以工件的加热速度比在普通空气介质电阻炉中快得多，而且炉温均匀。二、知识结构三、学习重点与难点本章是对过冷奥氏体在冷却过程中各个温度下的转变进行初步全面介绍，使学生整体了解钢的冷却转变。通

52、过本章学习，整体了解过冷奥氏体在不同温度条件下等温或连续冷却条件下将发生哪些相变，相变产物，性能变化规律。重点掌握过冷奥氏体等温转变的特点，等温转变图的特征，意义，用途，影响因素，高温转变，中温转变和低温转变；对比共析钢等温转变与连续转变动力学图的不同；了解获得不同金相组织的热处理工艺，掌握“四火（退火、正火、淬火、回火）的目的，方法，组织。第五章 珠光体与钢在冷却时的高温转变一、重点内容提要5.1 珠光体组织5.1.1 珠光体的组织形态珠光体是由共析铁素体和共析渗碳体(或其它碳化物)有机结合的整合组织，铁素体及碳化物两相是成比例的，有一定的相对量。珠光体组织形态主要有片状和粒状两种。1. 片

53、状珠光体的形态共析成分的奥氏体过冷到A1稍下的温度将发生共析分解，形成珠光体组织。由铁素体和渗碳体有机结合的整合组织，其典型形态是片状的(或层状的)，如图5-1所示。图5-1 片状珠光体组织相邻两片渗碳体（或铁素体）中心之间的平均距离称为珠光体的片层间距。根据片层间距的大小，可将珠光体分为以下三类：在A1稍下较高温度范围内形成的层片较粗，片层间距约为150450nm，称为珠光体；在较低温度范围内所形成的层片比较细，片层间距约为80150nm，称为索氏体；在更低温度下形成的层片极细，其片层间距约为3080nm，这种组织称为屈氏体（图5-2）。 a珠光体 b索氏体 c屈氏体图5-2 三种片状珠光体

54、组织2. 粒状珠光体的形态当渗碳体以颗粒状分布于铁素体基体上时称为粒状珠光体或球状珠光体，如图5-3所示。粒状珠光体可以通过不均匀的奥氏体缓慢冷却时分解而得，也可以通过其他热处理方法获得，如球化退火。图5-3 轴承钢的退火球化组织5.2 珠光体转变过程5.2.1 珠光体转变热力学过冷奥氏体在临界点A1以下，将要发生珠光体的共析转变。钢中奥氏体共析分解为铁素体和渗碳体，通过实验测得共析钢中奥氏体转变为珠光体的热焓，由此推导出各个温度下的珠光体与奥氏体的自由能之差，自由能之差为负值时，过冷奥氏体分解为珠光体是自发的过程。5.2.2 片状珠光体的形成机制当共析成分的过冷奥氏体转变为珠光体时，是由均匀

55、的固溶体(奥氏体)转变为碳含量很高的渗碳体和碳含量很低的铁素体的整合组织。 即 （0.77%C） （0.02%C） + Fe3C（6.67%C）(面心立万) (体心立方) (复杂单斜)珠光体的形成过程，包含着两个同时进行的过程：个是通过碳的扩散生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；另个是晶体点阵的重构，由面心立方的奥氏体转变为体心立方点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体。由于相变在较高的温度下发生，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型转变。1. 珠光体转变的领先相关于领先相有各种说法：(1)一般认为渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相；(2)过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通

56、常以铁素体为领先相；(3)在共析钢中两相都可以成为领先相；(4)过冷度小时，渗碳体是领先相：过冷度大时，铁素体是领先相。2. 珠光体形成机制（1）纵向及横向长大如果共析碳钢以渗碳体作为领先相，则片状珠光体的形成过程如图5-4所示。 a b c d e 图5-4 片状珠光体的形成过程示意图均匀奥氏体冷却至Al以下时，首先在奥氏体晶界上产生一小片渗碳体晶核，而呈片状。片状珠光体晶核，按非共格扩散的方式不仅向纵向方向长大，而且也向横的方向长大，如图5-4a所示。渗碳体横向长大时，吸收了两侧的碳原子，而使其两侧的奥氏体碳含量降低，当碳含量降低到足以形成铁素体时，就在渗碳体片两侧出现铁素体，如图5-4b

57、所示。新生成的铁素体片，除了伴随渗碳体片向纵向长大外，也向横向长大。铁素体横向长大时，必然要向侧面的奥氏体中排出多余的碳原子，因而增加了侧面的奥氏体的碳浓度，达就促进了另一片渗碳体的形成，出现了新的渗碳体片。如此连续进行下去，就形成了许多铁素体-渗碳体相间的片层。在原始奥氏体中，各种不同取向的珠光体不断长大，而在奥氏体晶界上和珠光体-奥氏体相界上，又不断产生新的晶核，并不断长大，直到长大着的各个珠光体晶粒相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体形成即告结束，如图5-4e所示。（2）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协同长大的，但在某些情况下，片状珠光体形成

58、时，铁素体与渗碳体不是交替配合协同长大的：（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，图5-5表示由于过共析钢不配合成核而产生的几种反常组织。图5-5 过共析钢中出现的几种反常组织（3）台阶机制长大台阶机制长大是珠光体理论研究的一个新进展。共析铁素体和渗碳体两相与母相的相界面是由连续的长大台阶所整合的。认为台阶长大有利于共析转变时的协同生长。5.2.3 粒状珠光体的形成机制1. 特定条件下过冷奥氏体的分解若使过冷奥氏体分解为粒状珠光体，需要特定的加热制度和冷却制度。首先，将钢进行特定的奥氏体化，即奥氏体化

59、温度降低，保温时间较短，加热转变没有充分完成，在奥氏体中尚存在许多未溶的剩余碳化物，或者奥氏体成分很不均匀，存在许多微小的富碳区。这些未溶的剩余碳化物将是过冷奥氏体分解时的非自发核心。在富碳区易于形成碳化物。这些为珠光体形核创造了有利条件。其次，需要特定的冷却条件，即过冷奥氏体分解的温度要高。在Al稍下，较小的过冷度下等温，即等温转变温度高，等温时间要足够长，或者冷却速度极慢。2. 片状珠光体的低温退火如果原始组织为片状珠光体，将其加热到Al稍下的较高温度长时间保温，片状珠光体能够自发地变为颗粒状的珠光体（图5-6）。在Al温度以下，片状珠光体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、碳的扩散进行的，其

60、过程示意图如图5-7所示。FeFe3CFe3CFe3CFe3Cfff亚晶界图5-6 片状渗碳体球化机理示意图 图5-7 片状渗碳体溶断、球化过程示意图片状珠光体被加热到Ac1以上时，在奥氏体形成过程中，尚未转变的片状渗碳体或网状渗碳体(或其他碳化物)也会按上述规律溶解、熔断并聚集球化。3. 高温回火粒状珠光体也可以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，进一步提高回火温度到A1稍下保温，细小弥散的碳化物不断聚集粗化，最后可以得到较大颗粒状的碳化物，成为粒状珠光体组织。这在碳素钢中比较容易实现。 4. 形变球化对于中碳钢，