第三章珠光体转变与钢的正火和退火

第三章珠光体转变与钢的退火正火金属热处理主讲教师从善海材料与冶金学院金属材料工程系共析碳钢的IT图（a）等温转变动力学图（b），它可由多组IT图绘制而成，也称TTT曲线（Time-Temperature-Trasfomatiom）,俗称C曲线。§3-1钢的冷却转变

一.等温转变IT图及等温转变动力学曲线

1.主要特点：①各温度下等温转变开始前都有一段孕育期；②随着转变温度降低，孕育期变短，而出现最小值，即“鼻尖”，随后又逐渐变长。③对于亚共析或过共析钢的C曲线上方上分别由一条先共析铁素体或先共析渗碳体线。2.过冷奥氏体等温转变动力学图类型

T8钢过冷奥氏体等温转变图（1）是制定钢材热处理工艺规范的基本依据之一：①大致估计出工件在某种冷却介质中冷却得到的组织；②制定等温淬火和分散淬火的工艺；③估计钢接受淬火的能力。

3.IT图的应用（2）实际热处理中采用连续冷却，其转变规律与等温冷却有相当大的差异。因此，IT图只能对连续冷却的热处理工艺提供定性数据，它的直接应用受到很大的限制。连续冷却转变图是在连续转变条件下测定的转变温度、时间和转变量关系曲线，比较接近生产实际，因此，比较有指导意义。二、连续冷却转变图(ContinuousCoolingTransformation),称CCT曲线，也称CT曲线共析碳钢连续冷却转变图

Ps线：过冷奥氏体转变为珠光体的开始线，Pf为转变终了线，两线之间为转变过渡区。KK′线为转变的中止线，当冷却曲线碰到此线时，过冷奥氏体就中止向珠光体型组织转变，继续冷却到Ms点以下，剩余的奥氏体转变为马氏体。Vk称为CCT曲线的临界冷却速度，它是获得全部马氏体组织（实际还含有一小部分残余奥氏体）的最小冷却速度。共析钢IT与CT珠光体转变●P是钢经A化后过冷到A1点以下发生共析转变的产物。在退火、正火时，钢发生的主要转变是P转变。在生产上采用退火、正火处理来软化钢，使其便于机加工，也为最终热处理作好组织准备。●由Fe－Fe3C状态图可知，奥氏体在临界点以下是不稳定组织。过冷奥氏体的转变有三类：1.高温的珠光体转变：A→P＋Fe3C（过共析成分）

A→P＋F（亚共析成分）特点：此时Fe原子、C原子均能充分扩散。2.中温的贝氏体转变：A→B上（Bain，美国物理冶金学家）A→B下A→B粒

特点：Fe原子难以扩散，C原子尚能扩散。3.低温的马氏体转变：A→M（Marten，德国著名冶金学家）

特点：Fe原子、C原子都已不能扩散。1.钢在退火、正火时所发生的都是P转变，可作为预先热处理，也可用作最终热处理。其组织形态（层片的厚薄等）所表现出来的性能（σ、δ、φ、ak）都直接影响使用性能。●P转变在热处理实践中的重要性：2.防止淬火时发生P转变，减少或克服非M组织，达到预期的性能。一.珠光体形态

§1珠光体的组织形态片状珠光体粒状珠光体●由Fe3C片和F片互相交替排列组成的。1.片状P的显微结构：●一个A晶粒内的F可以形成几个P团（层片方向大致一致）●试样用4％硝酸酒精溶液浸蚀，显示P由片状Fe3C（暗色）和F（白色）组成。●试样经深浸蚀将F优先腐蚀掉，再用扫描电镜观察，片状

Fe3C成凸雕象片状珠光体（T8钢990℃炉冷）500×

片状珠光体（T8钢800℃炉冷）1000×

高倍下有浮凸片状珠光体（T8钢840℃炉冷）3800×

图3-4亚共析钢显微组织（45钢，退火）×580铁素体为浅兰颜色，珠光体为多种颜色图3-5.过共析钢显微组织（T12钢，退火）×580珠光体+白色网状渗碳体图3-3片状珠光体（T8钢840℃炉冷）3800×

●片状P：片间距150～450nm光子显微镜下可辨出片状P分为3种尺寸：●索氏体：片间距80～150nm光子显微镜下难以分辨●屈氏体：片间距30～80nm光子显微镜根本无法辨别（它是在更低的温度下形成的）图3-7粒状珠光体（T8钢球化退火）550×

2.粒状珠光体形态图3-8球化退火显微组织（T10钢球化退火）580X

●粒状珠光体:Fe3C以粒状分布于F基体上形成的混合组织。●采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。●Fe3C的量由钢的C%决定，●Fe3C的尺寸,形状由球化工艺决定。关于粒状珠光体的几个要点§3-3珠光体的转变机理转变中同时完成原子扩散和点阵重构两个过程珠光体转变也可分为形核和长大两个阶段。奥氏体（0.77％c）铁索体（0.02l8%C）渗碳休（6.69％C）+珠光体转变是以扩散为基础并受扩散所控制●形核当钢为共析成分时，珠光体在奥氏体晶界上形核，当钢的成分偏离共析成分时，珠光体在通常位于奥氏体晶界处的先共析相（铁索体或渗碳体）上形核。形核涉及两个问题领先相问题形核部位问题1）关于P转变的领先相●亚共析钢的领先相是F（有先析出F）●过共析钢的领先相是Fe3C（有先析出Fe3C）●共析钢的领先相是F和Fe3C。不论哪一相领先，当过冷A有未溶Fe3C存在时，未溶解的Fe3C就有促进P形成的作用，而先共析F无明显影响。领先晶核是F或是Fe3C呢？2）P的形成①伴随着两个过程：γ0.77％c）→α（0.02％c）+Fe3C（6.69％c）

C的扩散：生成高C的Fe3C和低C的铁素体；晶格的重构：面心立方的奥氏体→体心立方的F和复杂晶格Fe3C。②形核部位：A晶粒界上条件是：晶界上缺陷较多，能量较高，原子易于扩散。由于能量成分、结构上的起伏，在A晶粒边界上产生一小片渗C体（晶粒）。●长大珠光体长大的基本方式是沿着片的长轴方向长大，称为纵向长大；同时还可以横向长大（奥氏体晶核内形成一片Fe3C,立刻就有两边F相连,搭桥机制）Ca/r2）长大：以Fe3C为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成（A、F和Fe3C三相共存）时，过冷奥氏体中存在C浓度不均匀，见下图。Cr-a—与铁素体相接的奥氏体C%；Cr-c—与Fe3C相接的奥氏体C%；Ca-r—与奥氏体相接的铁素体C%；Ca-c—与Fe3C相接的铁素体C%。Cr-a>Cr>Cr-c>Ca-r>Ca-cPGESCr-aCr-cCa-rCa-cT1过冷奥氏体中存在C浓度不均匀Cr碳在奥氏体中扩散示意图

片状珠光体形成时碳的扩散示意图

共析钢珠光体转变示意图过共析钢珠光体转变示意图

AP亚共析钢珠光体转变示意图

P+Fe3CAA+Fe3CP+FAA+F●形核、长大过程●F转变通过Fe原子的点阵重建而成●Fe3C通过未溶碳化物质点进行非均匀形核长成球状或颗粒状、或者从片状P通过球化处理而获得

3.粒状珠光体形成机制①粒状P组织形态铁素体基体上均匀分布着近球状或颗粒状渗碳体的组织②粒状P形成特点片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C,从能量考虑,Fe3C球化是一个自发过程,根据胶态平衡理论,第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关。曲率半径越小,其溶解度越高,片状Fe3C的尖角处溶解度高于平面处的溶解度,使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度,引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡,为了恢复平衡,Fe3C尖角处将进一步溶解,Fe3C平面将向外长大,如此不断进行,最终形成了各处曲率半径相近的粒状Fe3C。沟槽两侧将成为曲面,与平面相比具有较小的曲率半径,因此溶解度较高,曲面处的Fe3C溶解而使曲率半径增大,破坏了界面张力平衡，为了恢复平衡,沟槽进一步加深.如此循环直至Fe3C片溶穿。片状Fe3C的断裂与其内部的晶体缺陷有关,若Fe3C片内存在亚晶界,将在亚晶界面上产生一界面张力,从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽Fe3CFe3CαααFe3CFe3Cfff亚晶界片状渗碳体在A1以下球化过程示意图

如下示意图：在A1温度以下片状Fe3C的球化是通过Fe3C片的破裂,断开而逐渐球化的。（1）奥氏体化温度较低,保温时间很短,奥氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区；（2）珠光体转变的等温温度较高,等温时间足够长,或冷却速度缓慢；（3）热处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体（粒状渗碳体）。③粒状P形成特定条件●奥氏体化温度较低、保温时间较短、加热转变未充分进行；●转变为珠光体的等温温度要高、等温时间要足够长或冷却速度慢。①形核率I和线长大速度V（长大率）；②P等温转变的动力学曲线和动力学图；③及其影响因素。§3-4珠光体转变动力学P转变的几个动力学问题珠光体转变动力学X-珠光体体积分数；N-形核率；G-长大速度；t-等温时间（秒）约翰逊—梅尔（Johnson-Mehl）方程表达式：1.特征：①N－G具有极大值。随着T↘、△T↗，则N

↗，G

↗到最高点（550-600℃）；②过最大值后随T↘、△T

↗，则N↘，G↘；③高温转变获得粗珠光体、低温转变获得细珠光体；核率N和长大率G与转变温度关系③但是随着△T↗，C原子活动能力↘，则N↘、G↘，导致扩散系数D=D0e-Q/RT↘.2.原因：①随着过冷度△T↗，A与P的自由能差△G↗，晶核临界尺寸减小（rc=2σTm/L△T）和临界晶核形成功降低（△G=k/△T）,故使得N↗，G↗。②同时也由于△T↗，Cr/a－Cr/c（浓度差）↗，P片间距↘，故N↗，G↗

。①②是由△G起主导作用，③是C扩散起主导作用。1.片状珠光体的力学性能●珠光体的力学性能②珠光体中的F、Fe3C的片层间距（S0）越小，硬度（HB）、强度（σb）越高，塑性(Ψ、δ)也较好。S0的大小主要取决于P形成温度T：T↓，S0↓，则P的σb↑、HB↑、Ψ↑、δ↑。①原始奥氏体晶粒越细，所得珠光体团的尺寸越小，硬度、强度越高，塑性也较好。Why??

①与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，P粒的强度和硬度稍低于P片，但断面收缩率ψ↑、延伸率δ↑比P片的好2.粒状珠光体的力学性能②淬火变形、开列倾向小，疲劳强度（σ-1）高。③可切性能好，对刀具磨损小。强度、硬度稍低的原因是P粒的F与Fe3C的界面较P片少的缘故，而ψ、δ高是因为其基体是F呈连续分布。Why??●细珠光体获得强化效果的原因①细珠光体有较高的塑性变形能力因为Fe3C薄，滑移或弯曲，易于深度冷拔进行强化。②变形量大，则位错密度ρ↑、抗拉强度σb↑、铁素体的亚晶细化，强化效果↑。（1）由于A→P是在较高温度形成，Fe和C原子能够长程扩散，A→P是扩散型相变；（2）由于缺陷形核，相变消耗的能量较小，在较小过冷度ΔT条件下A→P相变即可发生，见右图，即满足：ΔG=Gp-Gγ≤0GγGpGTA1T1ΔGΔT珠光体形成的热力学条件珠光体转变热力学（自由能与温度的关系）1）P转变的驱动力：是自由能差△G＜0（吉布氏自由能）

A→P转变能进行的条件是Gα＜Gr和GFe3C＜Gr

即：F相、Fe3C相的自由能曲线的成分点，必须在奥氏体相的自由能曲线的共析成分点的切线下方，F、Fe3C才有形成的驱动力。●A→P时，涉及三个相：奥氏体（r）、铁素体（a）和渗C体（Fe3C），三个相在T1、T2温度下的自由能－成分曲线如图3-9。图3-20铁碳合金中的γ、α和Fe3C相在T1、T2温度下的自由能－成分曲线

①共析成分下，在T1温度（A1=727℃），三个相的自由能－成分曲线有一条公切线。说明：三个相的自由能相等，△G＝0即无相变驱动力（图3-5a）。②当温度下降到T2时，由于γ、Fe3C、α相的自由能随温度变化（GT）的速率不同，使三条自由能曲线的相对位置发生变化（图b），根据切线规则,用图解法，可以找出A转变成P（F＋Fe3C）的相变驱动力。◆在Gr自由能曲线上，过共析成分作切线：由析出相α，成分点α´作成分轴的垂线，交切线与Gα于两点A、B，由于B-A是负值，所以，AB的数值即代表形成α相的驱动力。◆同理可作出CD的数值是形成Fe3C相的驱动力。◆分别作Gα、Gr和GFe3C的公切线，得ac、a´D、dD也可发现，三条公切线都在Gr共析成分点下方。同样说明共析成分的奥氏体首先可同时转变F、Fe3C。成分为：b成分的γ与Fe3C；C成分的γ与a´成分的F。此时，A、F、Fe3C三相共存，但A成分不均匀，靠F侧含碳高（CA-F），靠Fe3C含碳低（CA-C）

，引起A内部碳扩散，使A→P转变得以继续进行，直到A消失，成为F、Fe3C两相混合物P（自由能最低的）§3-7钢的退火与正火

退火、正火、淬火、回火通常是热处理工作者的四把火。主要介绍退火、正火热处理工艺。一.退火的定义、目的和分类

1.退火的定义：

将金属工件缓慢加热到一定的温度（温度范围根据不同的退火方法而定），保持一定时间后缓慢冷却（通常是炉中冷却至600℃左右出炉空冷）下来的热处理工艺称退火。

缓慢冷却的目的是以获得接近至平衡状态的组织结构,所得到的组织为P均匀组织。2.退火的目的：（1）降低硬度，改善切削加工性；

（2）消除锻、轧后的内应力，稳定尺寸；

（3）为淬火做好组织准备；

（4）消除各种缺陷，改善组织（如枝晶偏折等化学成分不均匀等）。1）按加热温度分两大类：退火温度在Ac1或Ac3以上退火：

完全退火、不完全退火、均匀化退火（扩散退火）、球化退火。特点：发生了相变重结晶3.退火工艺的分类退火温度在临界Ac1以下的退火：

软化退火、再结晶退火、去应力退火等。特点：未发生相变重结晶3）零件退火体积可分：整体退火、局部退火。2）按加热冷却方式及所用设备可分：加热炉退火、盐浴炉退火、火焰退火、氢气退火。4）按零件表面状态可分：黑皮退火及光亮退火。4.常用退火工艺方法（一）完全退火完全退火工艺规范示意图（1）定义：将钢加热到AC3以上30～50℃温度，保温一段时间后缓慢冷却（如炉冷到600℃左右空冷）的热处理工艺，称完全退火。●生产实践上为了加速钢的组织转变，进一步使A成分均匀化，往往采用AC3＋70～100℃（碳钢），只要保温时间不太长，不会引起晶粒粗大，至于合金钢，AC3＋80～120℃没问题。（2）加热温度（在GS线以上（AC3以上）

碳钢：T＝AC3＋30～50℃；合金钢：T＝AC3＋50～70℃；（3）加热速度合理V＝150～180℃／小时，特别是合金钢，导热性差，合金元素扩散也慢，过快会引起退火缺陷，引起变形。（4）保温时间以加热时间的1／3为宜，或τ＝8.5＋Q/4（h），Q-装炉量（吨）（5）冷却速度

高合金钢20～60℃/h，炉冷至＜350℃出炉；低合金钢50～100℃/h，碳钢100～200℃/h；通常炉冷＜600℃出炉。不完全退火工艺规范示意图（二）不完全退火（1）定义：将钢件加热到高于AC1（亚共析钢）或AC1～ACm之间（过共析钢），短时保温时间后较快地冷到P转变温度区间的某（三）等温退火一温度，并等温保持足够时间，使A转变为P型组织，然后在空气中冷却的退火工艺称等温退火（3）等温温度与组织性能影响

T2高时，A→P转变，先共析F含量↗，P片层粗，硬度↘。T2低时，A→P转变需时间短，P片层间距离随过冷度增加而变小，退火后硬度升高。

T2一般选择低于A1－30～100℃（2）等温退火优点:①（中碳钢及合金结构钢）等温退火可以获得比完全退火优越性：②更为均一的组织性能，同时还有效地提高生产率；③消除锻造应力，工艺周期却比完全退火少约一半。（4）等温时间以保证过冷A分解完全碳钢:1～2h；低、中合金钢：3～5h。（5）等温退火工艺是完全退火、不完全退火、球化退火的重要工艺改进途径，目的相同。C＞0.60％的各种碳工钢、合工钢、模具钢、轴承钢等（三）球化退火（1）球化指钢中渗C体的形状，弥散分布于F基体上的细粒状（球状）碳化物组织（2）定义球化退火是使钢中的渗C体呈球状的退火工艺，称球化退火（3）适用钢种①减小工件淬火时的变形开裂倾向，②提高钢的断裂韧性,③消除网状K或粗大K所引起的脆断，刀具的崩落，④提高轴承的接触疲劳寿命，⑤提高耐磨性。（4）提高性能：获得弥散分布的球状K，可以:①化学成分（5）影响K球化的因素C：C↗，K数量就↗，易于球化。合金元素：含有碳化物形成元素，阻碍球化，使球化变慢②原始组织冷却速度太大，C扩散受到抑制，球化困难。③加热温度保温时间A化T↗＋τ↗则易得到层片状P，不易球化。原始组织是片状P，也不易球化。④冷却速度⑤形变化学成分偏折主要有：枝晶偏折、带状K不均匀、合金元素（C、S、P、Mo）偏析等，这些严重地影响钢的热处理质量和使力学性能恶化。（四）扩散退火（均匀化退火）将钢加热到AC3以上（或Acm）以上150～300℃的温度进行长时间保温，然后缓慢冷却的热处理工艺称为均匀化退火。（1）定义（2）主要目的用于钢碇、大型铸件、锻坯的化学成分的偏析和组织不均匀，以获得均匀一致的成分和组织。原则：在不致于使A晶粒过于粗大的条件下尽量提高温度，以利于扩散均匀化。温度：T＝0.8～0.9T熔点，但低于固相线。对于碳钢T＝1100～1200℃；对于合金钢T＝1050～1250℃（也可取T＝1200～1300℃）①温度的确定a.τ＝10～15hb.τ＝[（1.5～2.5分钟）／㎜]×H

其中：H－截面厚度(㎜）装炉量大时：c.τ＝8.5+Q/4τ-(h)Q-装炉量（吨），通常不超过15小时，否则氧化严重。②保温时间说明：为使扩散得以充分进行，一般时间t比较长③升温速度：V＝100～200℃/h④降温速度：50℃/h高合金钢可为20～30℃/h⑤出炉温度：通常断电炉冷至600℃以下即可出炉空冷。但对高合金钢，由于淬透性好，为防止在冷却过程中产生较大应力，或硬度偏高，最好在≤350℃出炉。由于高温长时间保温，常使晶粒粗大，为消除之，一般补充进行一次完全退火或正火，细化晶粒。①把去除由于塑性变形加工、锻造、焊接等造成及铸件内存在的残余应力而进行的退火统称去应力退火。②去内应力退火的温度范围很宽，习惯上把较高温度下的处理称去应力退火，而把较低温度下的处理称去应力回火。（五）低温退火（去应力退火）（1）定义：冷变形后的金属在低于再结晶温度加热，以去除内应力，但仍保留冷作硬化效果的热处理，称为去应力退火。①低C结构钢，热锻轧材及工件的去应力退火温度T＝500℃左右。②中C结构钢，为避免调质时的淬火变形，需在切削加工或最终热处理前进行500～650℃去应力退火。加热时间不宜长，烧透为准。③合金钢应选较高温度，常选T＝600～700℃×2～4h。④冷变形钢材如冷轧薄板、钢带、冷拨钢丝，制作小零件，常选T＝250～350℃。⑤铸铁去应力退火选的温度较高，如普通灰口铸铁T＝550℃×25nm/h。合金灰口铸铁T＝600～650℃×25㎜/h＋2～8h。（2）低温退火温度(1)什么是再结晶退火？将加工硬化的工件加热至再结晶温度以上150～200℃(碳钢的再结晶温度为450～500℃)即600～700℃（小于Ac1），并在此温度保温一段时间，完全消除加工硬化现象（使破碎晶粒恢复原状），然后在空气中冷却，这种退火称为再结晶退火。（2）再结晶退火工艺规范（六）再结晶退火主要于冷加工塑性变形后的金属材料。冷变形金属产生加工硬化，其硬度、强度和内应力随变形量增加而增大，塑性降低。只有将其在再结晶温度以上加热，使被拉长了的变形晶粒重新形核，变为细小的等轴晶粒，同时消除冷作硬化作用，硬度↘，内应力基本消除，组织与性能恢复到冷变形前的情况。图2-7为冷变形组织在加热时的变化及性能变化示意图。（3）再结晶退火的作用图2-7冷加工变形量及退火温对金属组织与性能影响示意图钢材的再结晶温度T晶=450～500℃，那么制定再结晶退火温度为T＝T晶＋150～200℃=600～700℃（4）再结晶退火温度二.正火的定义、目的和分类正火工艺规范示意图2.正火的目的：1）消除锻、轧后的应力；2）细化晶粒、均匀组织，为最终热处理做好组织准备；3）改善组织，提高性能。如消除网状K，大块F等组织缺陷。1.正火的定义：将钢件加热到AC3或Acm以上30～50℃，保温适当时间后在空气中冷却下来的工艺称为正火。

3.正火的作用正火可以作为对性能要求不高的工件的最终热处理，常用于碳钢和低合金钢：1）共析钢正火后可消除网状K；2）碳钢正火后显著改善切削加工性；3）高C钢，中高合金钢正火降低硬度，消除应力，得到良好加工性；4）对于渗碳件、锻造件，正火后可细化组织，减小变形；5）共析C钢、合金钢，正火可消除自由渗C体，以便随后球化退火获得匀的球状K；6）铸件、锻件进行两次以上正火（第一次，AC3＋150～200℃，第二次略低于AC3），使A晶粒细化，得到细P。

4.退火、正火后的组织性能1）退火与正火后组织上的区别：（1）正火的珠光体比退火珠光体的片间距小、领域也小。如共析钢退火珠光体平均片层间距约0.5µm，正火细珠光体片层间距约为0.2µm。（2）正火冷速较快，先共析产物（自由铁素体，渗碳体）不能充分析出。即先共析析出相数量较平衡冷却时要少。同时由于奥氏体的成分偏离共析成分而出现伪共析组织。如含碳0.4％钢在平衡冷却时为45％铁素体十55％珠光体。而在正火后为30％铁素体十70％珠光体，此时的伪珠光体中含碳量为0.65％。对于过共析钢而言，退火后的组织为珠光体十网状碳化物。正火时网状碳化物的析出受到抑止，从而得到全部细珠光体组织，或沿晶界仅析出一部份条状碳化物（不连续网状）（3）合