第二章珠光體轉(zhuǎn)變（6課時(shí))§2-1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述圖2-1TTT曲線IT圖過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。反映溫度-時(shí)間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。第二章珠光體轉(zhuǎn)變（6課時(shí))§2-1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述圖1圖2-2共析碳鋼IT圖Mf高溫中溫低溫圖2-2共析碳鋼IT圖Mf高溫中溫低溫2Ar1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。共析分解成珠光體----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個(gè)珠光體團(tuán)。高溫轉(zhuǎn)變圖2-3層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團(tuán)Ar1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。高溫轉(zhuǎn)變圖23

中溫轉(zhuǎn)變

550℃~220℃，C原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不能擴(kuò)散。形成貝氏體----過(guò)飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。上貝氏體：550℃稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。下貝氏體：220℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。中溫轉(zhuǎn)變550℃~220℃，C原子可擴(kuò)散4圖2-4(a)上貝氏體X600(b)下貝氏體X400圖2-4(a)上貝氏體X600(b)下貝5非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。

馬氏體：碳在α-Fe中的過(guò)飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開(kāi)始點(diǎn)Ms，終了點(diǎn)Mf。

低溫轉(zhuǎn)變非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與6圖2-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體(X80)(b)高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體(X400)圖2-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體(X80)7IT圖形式的變化圖2-6珠光體和貝氏體兩轉(zhuǎn)變曲線的位置變化(a)部分相重疊（b)彼此分離（c)一前一后圖2-6珠光體和貝氏體兩轉(zhuǎn)變曲線的位置變化8CT圖過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，ContinuousCoolingTransformation（CCT）圖，CT曲線，CCT曲線。一般采用快速膨脹儀測(cè)定。圖2-7共析碳鋼的CCT圖珠光體轉(zhuǎn)變中止線

cc’線為珠光體轉(zhuǎn)變中止線轉(zhuǎn)變并未最后完成，但過(guò)冷奧氏體已停止分解。臨界冷卻速度VC（Vk）：是指使過(guò)冷奧氏體不發(fā)生分解，得到完全馬氏體組織（包括AR）的最低冷卻速度。CT圖圖2-7共析碳鋼的CCT圖珠光體轉(zhuǎn)變中止線c9§2-2珠光體的組織和性能珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體球狀珠光體鐵素體基體上分布著球狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~200§2-2珠光體的組織和性能球狀珠光體10(a)(b)圖2-8(a)片狀珠光體(b)球狀珠光體(a)(b)圖2-8(a)片狀珠光體(b)球11珠光體的片層間距S0

珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過(guò)冷度成反比。圖2-9珠光體片層間距S0

珠光體的片層間距S0珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與12原因：

在一定的過(guò)冷度下，若S0過(guò)大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。若S0過(guò)小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時(shí)ΔGV不變，這會(huì)使相變驅(qū)動(dòng)力降低，也會(huì)使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對(duì)應(yīng)一定的S0。③ΔT愈大，碳在奧氏體中的擴(kuò)散能力愈小，擴(kuò)散距離變短。另外，ΔGV會(huì)變大，可以增加較多的界面能，所以S0會(huì)變小。

原奧氏體晶粒大小對(duì)S0無(wú)明顯影響。但原奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體團(tuán)直徑也越細(xì)小。原因：在一定的過(guò)冷度下，若S0過(guò)大，原子所需擴(kuò)散的距離就要13

珠光體的力學(xué)性能

片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對(duì)位錯(cuò)滑移起阻礙作用，位錯(cuò)最大滑移距離等于片層間距S0。片層間距S0愈小，強(qiáng)度、硬度愈高，符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kS0-1。球狀珠光體的屈服強(qiáng)度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df），也符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kdf-1/2。相同碳含量的球狀珠光體強(qiáng)度和硬度低于片狀珠光體，但塑性、斷裂強(qiáng)度和疲勞抗力高于片狀珠光體，韌脆轉(zhuǎn)化溫度也較低。

珠光體的力學(xué)性能片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體14碳含量對(duì)鐵素體-珠光體鋼性能的影響

同一碳含量的鋼處理成不同組織時(shí)，馬氏體的強(qiáng)度和硬度最高、塑形和韌性最低，珠光體則相反，貝氏體介于中間。珠光體組織最適合切削加工。HB170-250。圖2-10碳含量對(duì)亞共析鋼性能的影響碳含量/wt%圖2-11碳含量對(duì)鋼的韌性的影響試驗(yàn)溫度/℃碳含量對(duì)鐵素體-珠光體鋼性能的影響圖2-10碳含量對(duì)亞共析15

§2-3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理圖2-12自由能-成分曲線珠光體轉(zhuǎn)變是以擴(kuò)散為基礎(chǔ)并受擴(kuò)散所控制，屬形核長(zhǎng)大型。珠光體形成的熱力學(xué)在A1（T1）溫度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲線有一共切線。

在A1溫度以下溫度T2，γ、α、Fe3C三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上。§2-3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理圖2-12自由能-成分16珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相從熱力學(xué)上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。共析與過(guò)共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。

珠光體的長(zhǎng)大方式圖2-13共析碳鋼珠光體形成過(guò)程示意圖珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相珠光體的長(zhǎng)大方式圖2-13共析碳鋼珠17珠光體的形核在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長(zhǎng)成片狀是為了減少應(yīng)變能），通過(guò)鄰近奧氏體不斷供應(yīng)碳原子而長(zhǎng)大。珠光體的縱向長(zhǎng)大由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中產(chǎn)生濃度差Cγ-α–Cγ-k，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿?cái)U(kuò)散，同時(shí)，由于Cγ-α＞Cγ,Cγ＞Cγ-k，也會(huì)有碳原子離開(kāi)鐵素體與奧氏體界面向奧氏體內(nèi)擴(kuò)散，也會(huì)有碳原子由奧氏體內(nèi)向滲碳體和奧氏體界面擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長(zhǎng)大。珠光體的形核18第二章珠光體轉(zhuǎn)變課件19珠光體的橫向生長(zhǎng)Fe3C的橫向生長(zhǎng)使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)碳濃度下降到Cα-k時(shí)，在Fe3C兩側(cè)通過(guò)點(diǎn)陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長(zhǎng)也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長(zhǎng)。如此協(xié)調(diào)地交替形核生長(zhǎng)，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。鐵素體片由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長(zhǎng)亦然，故珠光體的橫向生長(zhǎng)很快就停止。在珠光體生長(zhǎng)的后期，會(huì)出現(xiàn)分岔長(zhǎng)大現(xiàn)象。珠光體的橫向生長(zhǎng)20§2-4珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)

珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)轉(zhuǎn)變開(kāi)始之前有一個(gè)孕育期；溫度一定時(shí)，轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間延長(zhǎng)有一極大值；隨溫度降低，轉(zhuǎn)變?cè)杏谟幸粯O小值，此溫度下，轉(zhuǎn)變最快；合金元素影響顯著。§2-4珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)

珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)21

轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，擴(kuò)散容易，形核功起主導(dǎo)作用；溫度降低，形核功下降，故形核率增加。轉(zhuǎn)變溫度降至一定溫度時(shí)，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降。形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。

形核率轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，擴(kuò)散容易，形核功起主導(dǎo)作用；溫度降低，形核22圖2-15形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃圖2-15形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃23長(zhǎng)大速度圖2-16長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃

長(zhǎng)大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550℃附近也有一極大值。長(zhǎng)大速度圖2-16長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃長(zhǎng)24影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素除溫度和時(shí)間外，以下各因素也對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響。①含碳量亞共析鋼：C%↑，鐵素體形核率↓；另外，相變驅(qū)動(dòng)力ΔGγ-α↓，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，C曲線右移。鋼的化學(xué)成分影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素①含碳量鋼的化學(xué)成分25過(guò)共析鋼：若加熱溫度高于Accm：C%↑，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。若加熱溫度在Ac1～Accm：C%↑，獲得不均勻奧氏體及Fe3CⅡ，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。在碳鋼中共析鋼過(guò)冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。過(guò)共析鋼：26合金元素

除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。影響的原因有：改變共析點(diǎn)的位置；圖2-17合金元素對(duì)共析點(diǎn)位置的影響合金元素圖2-17合金元素對(duì)共析點(diǎn)位置的影響27改變珠光體片層間距，而片層間距則與珠光體轉(zhuǎn)變溫度直接有關(guān)，如圖3-18所示；圖2-18合金元素對(duì)珠光體片層間距的影響1-1~2%Co;2-0.26%M;3-0.46%Mn;4-0.63~0.80%Mn;5-1%Ni;6-1.56%Mn;7-3%Ni;8-3.5%Mn改變珠光體片層間距，而片層間距則與珠光體轉(zhuǎn)變溫度直接有關(guān)，如28改變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的自由能；降低珠光體的形核率（除鈷外）；降低珠光體的長(zhǎng)大速度；降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)（除鈷和小于3%的鎳以外）；合金元素本身擴(kuò)散很慢；硼易富集于晶界，降低了界面能，形核變得困難；降低同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變速度，從而降低珠光體轉(zhuǎn)變速度。改變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的自由能；29奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶殘余滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體30奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間奧氏體化溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。應(yīng)力和塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形造成點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增大，阻礙了Fe、C原子的擴(kuò)散，同時(shí)點(diǎn)陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間31§2-5先共析轉(zhuǎn)變非共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變前，先析出鐵素體或滲碳體的轉(zhuǎn)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。

偽共析轉(zhuǎn)變?nèi)绻麑W氏體快冷到SE’線和SG’線以下的陰影區(qū)時(shí)，則會(huì)同時(shí)對(duì)鐵素體和滲碳體所過(guò)飽和而直接進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變。非共析成分的奧氏體不經(jīng)過(guò)先共析轉(zhuǎn)變而直接進(jìn)行的珠光體轉(zhuǎn)變，稱為偽共析轉(zhuǎn)變。圖2-19偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)域§2-5先共析轉(zhuǎn)變非共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變32

先共析轉(zhuǎn)變條件奧氏體只有在Ar1以下、SE’線以左或Ar1以下、SG’線以右范圍內(nèi)時(shí)，才能有先共析相析出。不同形態(tài)析出相的溫度-成分示意圖見(jiàn)圖2-20。圖2-20不同形態(tài)析出相的溫度-成分區(qū)先共析轉(zhuǎn)變條件圖2-20不同形態(tài)析出相的溫度-成分區(qū)33

先共析相的形態(tài)先共析鐵素體形態(tài)在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。形成溫度較高時(shí)，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長(zhǎng)成球冠狀。若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長(zhǎng)成網(wǎng)狀。若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長(zhǎng)入奧氏體呈塊狀分布。先共析相的形態(tài)34形成溫度較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷移，這時(shí)主要依靠共格界面遷移。鐵素體晶核將通過(guò)共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，為減小應(yīng)變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長(zhǎng)。

這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏鐵素體。圖2-21亞共析鋼中的魏氏鐵素體形成溫度較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷35先共析滲碳體形態(tài)網(wǎng)狀滲碳體；片狀滲碳體----魏氏滲碳體。圖2-22過(guò)共析鋼中的魏氏滲碳體先共析滲碳體形態(tài)圖2-22過(guò)共析鋼中的魏氏滲碳體36圖2-23鋁元素對(duì)先共析滲碳體的影響(a)圖2-23鋁元素對(duì)先共析滲碳體的影響(a)37魏氏鐵素體形成條件等溫或連續(xù)冷卻均可形成；等溫條件下，魏氏組織的形成上限溫度Ws點(diǎn)隨碳含量和晶粒度不同而改變，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws點(diǎn)愈低；連續(xù)冷卻的冷速過(guò)快過(guò)慢均有礙形成；粗晶奧氏體中易形成；碳含量超過(guò)0.6%時(shí)，難于形成；鉻、硅、鉬阻礙形成；錳促進(jìn)形成。魏氏鐵素體對(duì)性能的影響魏氏鐵素體引起鋼的強(qiáng)度、韌性和塑性降低，韌脆轉(zhuǎn)化溫度升高。消除辦法采用退火或正火。魏氏鐵素體形成條件38§2-6合金鋼中其他類型的奧氏體

高溫分解轉(zhuǎn)變特殊碳化物與鐵素體組成的珠光體鋼中的碳化物形成元素起先固溶于滲碳體中形成合金滲碳體，當(dāng)其含量增加到一定值時(shí)，從奧氏體中便可直接析出碳化物。以Cr為例，含0.2%C,5%Cr的鋼在700~750℃轉(zhuǎn)變時(shí)，珠光體中的碳化物是Cr7C3;鉻含量11%~12%時(shí)，珠光體中的碳化物是Cr23C6。特殊碳化物珠光體和普通珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理及組織形態(tài)均相同，性能也相近。為形成特殊碳化物珠光體而加入大量合金元素毫無(wú)實(shí)際意義?！?-6合金鋼中其他類型的奧氏體

高溫分解轉(zhuǎn)變特殊碳化物與39纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物

聚合物形態(tài)珠光體球團(tuán)；直接從奧氏體長(zhǎng)出具有大體平行的邊界；樅樹(shù)葉狀，纖維以一個(gè)中軸對(duì)稱排列。

圖2-230.2C-4Mo鋼在650℃轉(zhuǎn)變后的組織纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物圖2-230.2C-4Mo鋼在40纖維直徑約為20~50nm，其間距至少比普通珠光體組織小一個(gè)數(shù)量級(jí)，在碳含量為0.2%時(shí)，鋼就具有全共析組織。纖維狀組織具有很好的機(jī)械性能，例如，0.2C-4Mo鋼在600~650℃轉(zhuǎn)變后，屈服強(qiáng)度770MPa。等溫處理或控冷處理。纖維狀碳化物可以是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等。纖維直徑約為20~50nm，其間距至少比普通珠光體組織小一個(gè)41相間沉淀組織

合金鋼等溫轉(zhuǎn)變鐵素體中有極細(xì)小的合金碳化物以層狀彌散析出，稱相間沉淀或相間析出。碳化物直徑小于10nm，層間距離約在5~50nm間變化；特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；圖2-240.02C-0.032Nb鋼在600等溫40min后NbC相間沉淀的分布相間沉淀組織圖2-240.02C-0.032Nb鋼在60042與淬火加回火相比，相間沉淀提供了一種直接由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化鐵素體的經(jīng)濟(jì)方法，高強(qiáng)度低合金鋼的發(fā)展和應(yīng)用與相間沉淀的研究密切相關(guān)。釩鋼、鈦鋼、鈮鋼、鎢鋼在650~850℃溫度范圍內(nèi)，基本上只生成相間沉淀組織；鉬鋼在600~850℃溫度范圍內(nèi)，可同時(shí)觀察到纖維狀碳化物和相間沉淀碳化物；鉻鋼在600~800℃溫度范圍內(nèi)，可出現(xiàn)以上三種碳化物組織。與淬火加回火相比，相間沉淀提供了一種直接由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)43高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機(jī)械性能含強(qiáng)碳化物形成元素的低合金鋼在高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變后，其強(qiáng)化機(jī)理有三個(gè)，即晶界強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化。晶界強(qiáng)化是通過(guò)控制熱軋和彌散分布的碳化物釘扎晶界，以防止再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大，是晶粒顯著細(xì)化而實(shí)現(xiàn)的。固溶強(qiáng)化的作用不大，因?yàn)樘己秃辖鹪囟加糜谛纬商蓟锪恕浬?qiáng)化是相間沉淀組織對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。當(dāng)微粒足夠細(xì)小、數(shù)量足夠多時(shí)，彌散強(qiáng)化可使屈服強(qiáng)度提高500~600MPa，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其他機(jī)理對(duì)鐵素體強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。大部分金屬材料屬于塑性材料，其塑性變形是靠位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)而發(fā)生的，因此，任何阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的因素都可以成為提高金屬材料強(qiáng)度的途徑。高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機(jī)械性能44

固溶強(qiáng)化

當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時(shí)，隨溶質(zhì)原子含量的增加，其塑性變形抗力大大提高，表現(xiàn)為強(qiáng)度和硬度上升，塑性和韌性值下降。圖2-25Cu－Ni固溶體的機(jī)械性能與成分的關(guān)系圖2-26Al－Mg固溶體的應(yīng)力－應(yīng)變曲線σbδ固溶強(qiáng)化當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時(shí)，隨溶質(zhì)原子含量45

固溶強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用。其中最主要的是：溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。Cotrell氣團(tuán)模型：溶質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果，使溶質(zhì)原子趨于聚集在位錯(cuò)的周圍，以減小點(diǎn)陣畸變，降低體系的能量（它對(duì)位錯(cuò)有“釘扎”作用）。圖2-27不同溶質(zhì)原子在位錯(cuò)周圍的分布狀態(tài)固溶強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)：晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、電交互作用46晶界強(qiáng)化

合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目就越多。晶界強(qiáng)化利用晶界上原子排列的不規(guī)則性，原子能量高這一特點(diǎn)，對(duì)材料進(jìn)行強(qiáng)化。雙晶粒的拉伸試驗(yàn)說(shuō)明：晶界對(duì)形變有阻礙作用。圖2-28雙晶粒拉伸示意圖圖2-29低碳鋼的σs

與晶粒大小的關(guān)系晶界強(qiáng)化合金的晶粒越細(xì)小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目就越多。47低碳鋼的σs

與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，可用Hall－Petch公式表示：

σs＝σ0+Kd－1/2（2-3）晶界強(qiáng)化理論的提出：針對(duì)不同常規(guī)材料，探索抑制其晶粒長(zhǎng)大的辦法；在世界范圍掀起了研究納米材料的狂潮；可以實(shí)現(xiàn)在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)，也改善材料的塑性和韌性，獲得最佳的強(qiáng)韌性配合。低碳鋼的σs與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關(guān)系，可48加工硬化

加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增加，強(qiáng)度、硬度升高，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。加工硬化（冷變形）是熱處理不能強(qiáng)化的金屬材料的主要強(qiáng)化方法。易滑移階段（位錯(cuò)少干擾）線性硬化階段（位錯(cuò)塞積）拋物線硬化階段（螺旋位錯(cuò)啟動(dòng)，位錯(cuò)密度下降）加工硬化曲線分為三階段:圖2-30加工硬化曲線示意圖加工硬化加工硬化是指金屬材料隨著塑性變形程度的增加，強(qiáng)易49加工硬化的實(shí)質(zhì):金屬塑性變形時(shí)內(nèi)部產(chǎn)生滑移，使晶粒變形和細(xì)化亞組織，因而產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，晶格嚴(yán)重畸變，內(nèi)部應(yīng)力增加，其宏觀效應(yīng)就是加工硬化。圖2-31晶粒度對(duì)加工硬化曲線的影響加工硬化的實(shí)質(zhì):金屬塑性變形時(shí)內(nèi)部產(chǎn)生滑移，使晶粒變形和細(xì)50時(shí)效強(qiáng)化

時(shí)效強(qiáng)化是指獲得過(guò)飽和固溶體后，在一定溫度下保溫析出過(guò)渡相、第二相等而實(shí)現(xiàn)對(duì)材料強(qiáng)化的方法。圖2-32鋁合金分類示意圖時(shí)效強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化是指獲得過(guò)飽和固溶體后，在一定溫度下保溫51第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）

通過(guò)各種工藝手段使第二相質(zhì)點(diǎn)彌散分布，可以阻礙合金內(nèi)部的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高合金強(qiáng)度的方法。第二相一般指各種化合物質(zhì)點(diǎn)。生產(chǎn)中可通過(guò)對(duì)馬氏體進(jìn)行回火的方法獲得彌散分布的第二相；也可通過(guò)共晶化合物進(jìn)行熱壓力加工獲得；還可通過(guò)共析反應(yīng)獲得；另外還可通過(guò)粉末冶金方法獲得。獲得第二相的途徑：第二相強(qiáng)化（彌散強(qiáng)化）通過(guò)各種工藝手段使第二相質(zhì)點(diǎn)彌散分52彌散強(qiáng)化的主要影響因素：

顆粒直徑

第二相含量（體積分?jǐn)?shù)）

第二相的分布狀態(tài)第二相的強(qiáng)化機(jī)制：圖2-33繞過(guò)機(jī)制圖2-34切割機(jī)制彌散強(qiáng)化的主要影響因素：第二相的強(qiáng)化機(jī)制：圖2-33繞過(guò)機(jī)53第二章珠光體轉(zhuǎn)變（6課時(shí))§2-1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述圖2-1TTT曲線IT圖過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。反映溫度-時(shí)間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。第二章珠光體轉(zhuǎn)變（6課時(shí))§2-1鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述圖54圖2-2共析碳鋼IT圖Mf高溫中溫低溫圖2-2共析碳鋼IT圖Mf高溫中溫低溫55Ar1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。共析分解成珠光體----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個(gè)珠光體團(tuán)。高溫轉(zhuǎn)變圖2-3層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團(tuán)Ar1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。高溫轉(zhuǎn)變圖256

中溫轉(zhuǎn)變

550℃~220℃，C原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不能擴(kuò)散。形成貝氏體----過(guò)飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。上貝氏體：550℃稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。下貝氏體：220℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。中溫轉(zhuǎn)變550℃~220℃，C原子可擴(kuò)散57圖2-4(a)上貝氏體X600(b)下貝氏體X400圖2-4(a)上貝氏體X600(b)下貝58非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。

馬氏體：碳在α-Fe中的過(guò)飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開(kāi)始點(diǎn)Ms，終了點(diǎn)Mf。

低溫轉(zhuǎn)變非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與59圖2-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體(X80)(b)高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體(X400)圖2-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體(X80)60IT圖形式的變化圖2-6珠光體和貝氏體兩轉(zhuǎn)變曲線的位置變化(a)部分相重疊（b)彼此分離（c)一前一后圖2-6珠光體和貝氏體兩轉(zhuǎn)變曲線的位置變化61CT圖過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，ContinuousCoolingTransformation（CCT）圖，CT曲線，CCT曲線。一般采用快速膨脹儀測(cè)定。圖2-7共析碳鋼的CCT圖珠光體轉(zhuǎn)變中止線

cc’線為珠光體轉(zhuǎn)變中止線轉(zhuǎn)變并未最后完成，但過(guò)冷奧氏體已停止分解。臨界冷卻速度VC（Vk）：是指使過(guò)冷奧氏體不發(fā)生分解，得到完全馬氏體組織（包括AR）的最低冷卻速度。CT圖圖2-7共析碳鋼的CCT圖珠光體轉(zhuǎn)變中止線c62§2-2珠光體的組織和性能珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體球狀珠光體鐵素體基體上分布著球狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~200§2-2珠光體的組織和性能球狀珠光體63(a)(b)圖2-8(a)片狀珠光體(b)球狀珠光體(a)(b)圖2-8(a)片狀珠光體(b)球64珠光體的片層間距S0

珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過(guò)冷度成反比。圖2-9珠光體片層間距S0

珠光體的片層間距S0珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與65原因：

在一定的過(guò)冷度下，若S0過(guò)大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。若S0過(guò)小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時(shí)ΔGV不變，這會(huì)使相變驅(qū)動(dòng)力降低，也會(huì)使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對(duì)應(yīng)一定的S0。③ΔT愈大，碳在奧氏體中的擴(kuò)散能力愈小，擴(kuò)散距離變短。另外，ΔGV會(huì)變大，可以增加較多的界面能，所以S0會(huì)變小。

原奧氏體晶粒大小對(duì)S0無(wú)明顯影響。但原奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體團(tuán)直徑也越細(xì)小。原因：在一定的過(guò)冷度下，若S0過(guò)大，原子所需擴(kuò)散的距離就要66

珠光體的力學(xué)性能

片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對(duì)位錯(cuò)滑移起阻礙作用，位錯(cuò)最大滑移距離等于片層間距S0。片層間距S0愈小，強(qiáng)度、硬度愈高，符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kS0-1。球狀珠光體的屈服強(qiáng)度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df），也符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kdf-1/2。相同碳含量的球狀珠光體強(qiáng)度和硬度低于片狀珠光體，但塑性、斷裂強(qiáng)度和疲勞抗力高于片狀珠光體，韌脆轉(zhuǎn)化溫度也較低。

珠光體的力學(xué)性能片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體67碳含量對(duì)鐵素體-珠光體鋼性能的影響

同一碳含量的鋼處理成不同組織時(shí)，馬氏體的強(qiáng)度和硬度最高、塑形和韌性最低，珠光體則相反，貝氏體介于中間。珠光體組織最適合切削加工。HB170-250。圖2-10碳含量對(duì)亞共析鋼性能的影響碳含量/wt%圖2-11碳含量對(duì)鋼的韌性的影響試驗(yàn)溫度/℃碳含量對(duì)鐵素體-珠光體鋼性能的影響圖2-10碳含量對(duì)亞共析68

§2-3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理圖2-12自由能-成分曲線珠光體轉(zhuǎn)變是以擴(kuò)散為基礎(chǔ)并受擴(kuò)散所控制，屬形核長(zhǎng)大型。珠光體形成的熱力學(xué)在A1（T1）溫度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲線有一共切線。

在A1溫度以下溫度T2，γ、α、Fe3C三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上?！?-3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理圖2-12自由能-成分69珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相從熱力學(xué)上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。共析與過(guò)共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。

珠光體的長(zhǎng)大方式圖2-13共析碳鋼珠光體形成過(guò)程示意圖珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相珠光體的長(zhǎng)大方式圖2-13共析碳鋼珠70珠光體的形核在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長(zhǎng)成片狀是為了減少應(yīng)變能），通過(guò)鄰近奧氏體不斷供應(yīng)碳原子而長(zhǎng)大。珠光體的縱向長(zhǎng)大由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中產(chǎn)生濃度差Cγ-α–Cγ-k，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿?cái)U(kuò)散，同時(shí)，由于Cγ-α＞Cγ,Cγ＞Cγ-k，也會(huì)有碳原子離開(kāi)鐵素體與奧氏體界面向奧氏體內(nèi)擴(kuò)散，也會(huì)有碳原子由奧氏體內(nèi)向滲碳體和奧氏體界面擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長(zhǎng)大。珠光體的形核71第二章珠光體轉(zhuǎn)變課件72珠光體的橫向生長(zhǎng)Fe3C的橫向生長(zhǎng)使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)碳濃度下降到Cα-k時(shí)，在Fe3C兩側(cè)通過(guò)點(diǎn)陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長(zhǎng)也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長(zhǎng)。如此協(xié)調(diào)地交替形核生長(zhǎng)，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。鐵素體片由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長(zhǎng)亦然，故珠光體的橫向生長(zhǎng)很快就停止。在珠光體生長(zhǎng)的后期，會(huì)出現(xiàn)分岔長(zhǎng)大現(xiàn)象。珠光體的橫向生長(zhǎng)73§2-4珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)

珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)轉(zhuǎn)變開(kāi)始之前有一個(gè)孕育期；溫度一定時(shí)，轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間延長(zhǎng)有一極大值；隨溫度降低，轉(zhuǎn)變?cè)杏谟幸粯O小值，此溫度下，轉(zhuǎn)變最快；合金元素影響顯著。§2-4珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)

珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)74

轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，擴(kuò)散容易，形核功起主導(dǎo)作用；溫度降低，形核功下降，故形核率增加。轉(zhuǎn)變溫度降至一定溫度時(shí)，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降。形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。

形核率轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，擴(kuò)散容易，形核功起主導(dǎo)作用；溫度降低，形核75圖2-15形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃圖2-15形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃76長(zhǎng)大速度圖2-16長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃

長(zhǎng)大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550℃附近也有一極大值。長(zhǎng)大速度圖2-16長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃長(zhǎng)77影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素除溫度和時(shí)間外，以下各因素也對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響。①含碳量亞共析鋼：C%↑，鐵素體形核率↓；另外，相變驅(qū)動(dòng)力ΔGγ-α↓，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，C曲線右移。鋼的化學(xué)成分影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素①含碳量鋼的化學(xué)成分78過(guò)共析鋼：若加熱溫度高于Accm：C%↑，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。若加熱溫度在Ac1～Accm：C%↑，獲得不均勻奧氏體及Fe3CⅡ，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。在碳鋼中共析鋼過(guò)冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。過(guò)共析鋼：79合金元素

除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。影響的原因有：改變共析點(diǎn)的位置；圖2-17合金元素對(duì)共析點(diǎn)位置的影響合金元素圖2-17合金元素對(duì)共析點(diǎn)位置的影響80改變珠光體片層間距，而片層間距則與珠光體轉(zhuǎn)變溫度直接有關(guān)，如圖3-18所示；圖2-18合金元素對(duì)珠光體片層間距的影響1-1~2%Co;2-0.26%M;3-0.46%Mn;4-0.63~0.80%Mn;5-1%Ni;6-1.56%Mn;7-3%Ni;8-3.5%Mn改變珠光體片層間距，而片層間距則與珠光體轉(zhuǎn)變溫度直接有關(guān)，如81改變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的自由能；降低珠光體的形核率（除鈷外）；降低珠光體的長(zhǎng)大速度；降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)（除鈷和小于3%的鎳以外）；合金元素本身擴(kuò)散很慢；硼易富集于晶界，降低了界面能，形核變得困難；降低同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變速度，從而降低珠光體轉(zhuǎn)變速度。改變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的自由能；82奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶殘余滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體83奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間奧氏體化溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。應(yīng)力和塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形造成點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增大，阻礙了Fe、C原子的擴(kuò)散，同時(shí)點(diǎn)陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間84§2-5先共析轉(zhuǎn)變非共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變前，先析出鐵素體或滲碳體的轉(zhuǎn)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。

偽共析轉(zhuǎn)變?nèi)绻麑W氏體快冷到SE’線和SG’線以下的陰影區(qū)時(shí)，則會(huì)同時(shí)對(duì)鐵素體和滲碳體所過(guò)飽和而直接進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變。非共析成分的奧氏體不經(jīng)過(guò)先共析轉(zhuǎn)變而直接進(jìn)行的珠光體轉(zhuǎn)變，稱為偽共析轉(zhuǎn)變。圖2-19偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)域§2-5先共析轉(zhuǎn)變非共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變85

先共析轉(zhuǎn)變條件奧氏體只有在Ar1以下、SE’線以左或Ar1以下、SG’線以右范圍內(nèi)時(shí)，才能有先共析相析出。不同形態(tài)析出相的溫度-成分示意圖見(jiàn)圖2-20。圖2-20不同形態(tài)析出相的溫度-成分區(qū)先共析轉(zhuǎn)變條件圖2-20不同形態(tài)析出相的溫度-成分區(qū)86

先共析相的形態(tài)先共析鐵素體形態(tài)在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。形成溫度較高時(shí)，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長(zhǎng)成球冠狀。若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長(zhǎng)成網(wǎng)狀。若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長(zhǎng)入奧氏體呈塊狀分布。先共析相的形態(tài)87形成溫度較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷移，這時(shí)主要依靠共格界面遷移。鐵素體晶核將通過(guò)共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，為減小應(yīng)變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長(zhǎng)。

這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏鐵素體。圖2-21亞共析鋼中的魏氏鐵素體形成溫度較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷88先共析滲碳體形態(tài)網(wǎng)狀滲碳體；片狀滲碳體----魏氏滲碳體。圖2-22過(guò)共析鋼中的魏氏滲碳體先共析滲碳體形態(tài)圖2-22過(guò)共析鋼中的魏氏滲碳體89圖2-23鋁元素對(duì)先共析滲碳體的影響(a)圖2-23鋁元素對(duì)先共析滲碳體的影響(a)90魏氏鐵素體形成條件等溫或連續(xù)冷卻均可形成；等溫條件下，魏氏組織的形成上限溫度Ws點(diǎn)隨碳含量和晶粒度不同而改變，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws點(diǎn)愈低；連續(xù)冷卻的冷速過(guò)快過(guò)慢均有礙形成；粗晶奧氏體中易形成；碳含量超過(guò)0.6%時(shí)，難于形成；鉻、硅、鉬阻礙形成；錳促進(jìn)形成。魏氏鐵素體對(duì)性能的影響魏氏鐵素體引起鋼的強(qiáng)度、韌性和塑性降低，韌脆轉(zhuǎn)化溫度升高。消除辦法采用退火或正火。魏氏鐵素體形成條件91§2-6合金鋼中其他類型的奧氏體

高溫分解轉(zhuǎn)變特殊碳化物與鐵素體組成的珠光體鋼中的碳化物形成元素起先固溶于滲碳體中形成合金滲碳體，當(dāng)其含量增加到一定值時(shí)，從奧氏體中便可直接析出碳化物。以Cr為例，含0.2%C,5%Cr的鋼在700~750℃轉(zhuǎn)變時(shí)，珠光體中的碳化物是Cr7C3;鉻含量11%~12%時(shí)，珠光體中的碳化物是Cr23C6。特殊碳化物珠光體和普通珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理及組織形態(tài)均相同，性能也相近。為形成特殊碳化物珠光體而加入大量合金元素毫無(wú)實(shí)際意義?！?-6合金鋼中其他類型的奧氏體

高溫分解轉(zhuǎn)變特殊碳化物與92纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物

聚合物形態(tài)珠光體球團(tuán)；直接從奧氏體長(zhǎng)出具有大體平行的邊界；樅樹(shù)葉狀，纖維以一個(gè)中軸對(duì)稱排列。

圖2-230.2C-4Mo鋼在650℃轉(zhuǎn)變后的組織纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物圖2-230.2C-4Mo鋼在93纖維直徑約為20~50nm，其間距至少比普通珠光體組織小一個(gè)數(shù)量級(jí)，在碳含量為0.2%時(shí)，鋼就具有全共析組織。纖維狀組織具有很好的機(jī)械性能，例如，0.2C-4Mo鋼在600~650℃轉(zhuǎn)變后，屈服強(qiáng)度770MPa。等溫處理或控冷處理。纖維狀碳化物可以是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等。纖維直徑約為20~50nm，其間距至少比普通珠光體組織小一個(gè)94相間沉淀組織

合金鋼等溫轉(zhuǎn)變鐵素體中有極細(xì)小的合金碳化物以層狀彌散析出，稱相間沉淀或相間析出。碳化物直徑小于10nm，層間距離約在5~50nm間變化；特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；圖2-240.02C-0.032Nb鋼在600等溫40min后NbC相間沉淀的分布相間沉淀組織圖2-240.02C-0.032Nb鋼在60095與淬火加回火相比，相間沉淀提供了一種直接由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)化鐵素體的經(jīng)濟(jì)方法，高強(qiáng)度低合金鋼的發(fā)展和應(yīng)用與相間沉淀的研究密切相關(guān)。釩鋼、鈦鋼、鈮鋼、鎢鋼在650~850℃溫度范圍內(nèi)，基本上只生成相間沉淀組織；鉬鋼在600~850℃溫度范圍內(nèi)，可同時(shí)觀察到纖維狀碳化物和相間沉淀碳化物；鉻鋼在600~800℃溫度范圍內(nèi)，可出現(xiàn)以上三種碳化物組織。與淬火加回火相比，相間沉淀提供了一種直接由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)96高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機(jī)械性能含強(qiáng)碳化物形成元素的低合金鋼在高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變后，其強(qiáng)化機(jī)理有三個(gè)，