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概述2基本內(nèi)容1.1鋼鐵的分類與鋼鐵牌號(hào)的基本知識(shí)1.2鋼鐵中的基本組織結(jié)構(gòu)、基本組織及其性能1.3鋼鐵熱處理的發(fā)展概況1.4熱處理的基本目的與常用的基本熱處理方法3機(jī)械工程材料金屬材料非金屬材料黑色金屬有色金屬無(wú)機(jī)非金屬材料有機(jī)材料鋁合金銅合金其他有色合金塑料橡膠合成纖維1.1鋼鐵的分類與鋼鐵牌號(hào)的基本知識(shí)1.1.1鋼鐵的分類45轉(zhuǎn)爐鋼電爐鋼平爐鋼鋼沸騰鋼半鎮(zhèn)靜鋼鎮(zhèn)靜鋼特殊鎮(zhèn)靜鋼按冶煉方法分按脫氧程度分按爐襯材料分為酸性鋼和堿性鋼（1）鋼按冶煉方法分類6鋼中碳鋼低合金鋼高碳鋼低碳鋼碳素鋼合金鋼中合金鋼高合金鋼C＜0.25%C=0.25～0.60％C＞0.60％合金量＜5%5～10％＞10％（2）鋼按化學(xué)成分劃分類7（3）鋼按金相組織劃分類亞共析鋼共析鋼過(guò)共析鋼萊氏體鋼退火狀態(tài)的正火狀態(tài)的珠光體鋼貝氏體鋼馬氏體鋼奧氏體鋼8普通鋼鋼優(yōu)質(zhì)鋼特殊質(zhì)量鋼P(yáng)＜0.045%，S＜0.050%（4）鋼按質(zhì)量劃分P＜0.040%，S＜0.040%P＜0.035%，S＜0.030%9（5）鋼按用途劃分10（6）鐵的分類鑄鐵白口鑄鐵合金鑄鐵蠕墨鑄鐵灰口鑄鐵球墨鑄鐵可鍛鑄鐵碳絕大部分以滲碳體形式存在，斷口呈銀白色，硬度高，性脆。碳大部分或全部以片狀石墨形態(tài)存在，斷口呈灰黑色。碳大部分或全部以蠕蟲狀石墨形態(tài)存在碳大部分或全部以球狀石墨形態(tài)存在碳大部分或全部以絮狀石墨形態(tài)存在加入各種合金元素，具有耐磨、耐熱和耐蝕等特殊性能11建筑鋼材的主要品種1.型鋼122.線材如鋼筋、鋼絲等13管材144.板材光面鋼板、花紋鋼板、彩色涂層鋼板等151.1.2鋼鐵牌號(hào)的基本知識(shí)結(jié)構(gòu)鋼碳素結(jié)構(gòu)鋼合金結(jié)構(gòu)鋼優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼普通碳素結(jié)構(gòu)鋼鐵鋼鋼鐵工具鋼碳素工具鋼合金工具鋼易切削鋼、彈簧鋼和焊條鋼滾動(dòng)軸承鋼、高溫合金不銹鋼和耐熱鋼電工用純鐵、硅鋼特殊用途鋼16⑴普通碳素結(jié)構(gòu)鋼Q屈服點(diǎn)數(shù)字+屈服點(diǎn)數(shù)值質(zhì)量等級(jí)符號(hào)+A低BCD高脫氧方法符號(hào)+F－沸騰鋼b－半鎮(zhèn)靜鋼Z－鎮(zhèn)靜鋼TZ－特殊鎮(zhèn)靜鋼Z和TZ可不標(biāo)專門用途符號(hào)+如橋梁鋼和船用鋼等附加L和C等表示例如：Q235-AF表示A級(jí)沸騰鋼。17⑵優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼兩位數(shù)字平均碳含量，萬(wàn)分之幾表示元素符號(hào)+錳含量較高的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼，應(yīng)將錳元素標(biāo)出，例如50Mn脫氧方法符號(hào)+F－沸騰鋼b－半鎮(zhèn)靜鋼Z－鎮(zhèn)靜鋼TZ－特殊鎮(zhèn)靜鋼Z和TZ可不標(biāo)專門用途符號(hào)+如橋梁鋼和船用鋼等附加L和C等表示18⑶合金結(jié)構(gòu)鋼數(shù)字+平均碳含量，萬(wàn)分之幾質(zhì)量等級(jí)符號(hào)+高級(jí)優(yōu)質(zhì)鋼在鋼號(hào)最后加“A”，以區(qū)別于一般優(yōu)質(zhì)鋼+主要合金元素含量，百分之幾合金元素＋數(shù)字專門用途符號(hào)鉚螺專用鋼ML30CrMnSi微量元素符號(hào)+V、TiAl、BRE等12CrMoV、12Cr1MoV、18Cr2Ni4WA19⑷碳素工具鋼字母T數(shù)字+平均碳含量，千分之幾質(zhì)量等級(jí)符號(hào)+高級(jí)優(yōu)質(zhì)碳素工具鋼在鋼號(hào)最后加“A”，以區(qū)別于一般優(yōu)質(zhì)碳素工具鋼元素符號(hào)錳含量較高者在鋼號(hào)最后標(biāo)出“Mn”+T10、T8Mn、T8MnA20⑸合金工具鋼元素符號(hào)+數(shù)字當(dāng)平均碳含量≥1.0%時(shí)不標(biāo)出碳含量當(dāng)平均碳含量＜1.0%時(shí)以千分之幾表示質(zhì)量等級(jí)符號(hào)+高級(jí)優(yōu)質(zhì)碳素工具鋼在鋼號(hào)最后加“A”，以區(qū)別于一般優(yōu)質(zhì)碳素工具鋼Cr12、CrWMn、9SiCr、3Cr2W8V、18Cr2Ni4WA+數(shù)字合金元素含量，百分之幾表示；當(dāng)含量＜1.0%時(shí)數(shù)字前加0，如Cr12、Cr0621高速工具鋼的鋼號(hào)一般不標(biāo)出碳含量，只標(biāo)出各種合金元素平均含量(百分之幾)。例如：鎢系高速鋼的鋼號(hào)表示為“W18Cr4V”。鋼號(hào)冠以字母“C”者，表示其碳含量高于未冠“C”的通用鋼號(hào)。例如：模具鋼3Cr2W8V表示：

C含量為0.3～0.4％；

Cr含量為2.20～2.70％；

W含量為7.5～9.0％；

V含量為0.20～0.50％。22某些特殊用途鋼，在鋼號(hào)前加一表示用途之漢字或漢語(yǔ)拼音的字頭，以示區(qū)別。特殊用途鋼牌號(hào)表示特殊用途鋼牌號(hào)表示漢字符號(hào)漢字符號(hào)易切削鋼易Y鑄鋼鑄ZG磁鋼磁C滾動(dòng)軸承鋼滾G電器工業(yè)用硅鋼電D鍋爐鋼鍋g電器工業(yè)用純鋼電鐵DT焊條鋼焊H⑹特殊用途鋼23①易切削鋼元素符號(hào)字母Y錳含量較高者在鋼號(hào)最后標(biāo)出“Mn”數(shù)字+平均碳含量，萬(wàn)分之幾+Y30、Y40Mn24碳素彈簧鋼基本上與優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)鋼相同；合金彈簧鋼基本上與合金結(jié)構(gòu)鋼相同。鋼號(hào)前冠以字母“H”，以區(qū)別于其他鋼類。例如：不銹鋼焊絲為H2Cr13，以區(qū)別于不銹鋼2Cr13。②

彈簧鋼和焊條鋼彈簧鋼的鋼號(hào)表示方法焊條鋼的鋼號(hào)表示方法25高碳鉻軸承鋼：字母G+Cr元素符號(hào)+數(shù)字③

滾動(dòng)軸承鋼①鋼號(hào)冠以字母“G”，表示滾動(dòng)軸承鋼類。②高碳鉻軸承鋼鋼號(hào)的碳含量不標(biāo)出，鉻含量以千分之幾表示。滲碳軸承鋼：字母G+合金結(jié)構(gòu)鋼表示方法GCr1526④不銹鋼和耐熱鋼數(shù)字元素符號(hào)+當(dāng)平均碳含量≥1.0%時(shí)不標(biāo)出碳含量當(dāng)平均碳含量＜1.0%時(shí)以千分之幾表示+Cr12、00Cr17Ni14Mo2、0Cr18

Ni90Cr13、1Cr13、2Crl3數(shù)字合金元素含量，百分之幾表示；當(dāng)含量＜1.0%時(shí)數(shù)字前加0，如Cr12、Cr06≤0.03％、≤0.08％、＜0.15％、0.16～0.24％27⑤電工用硅鋼最大鐵損值(W/kg)的100倍加字母“G”表示在高頻率下檢驗(yàn)的；未加“G”表示在頻率為50周波下檢驗(yàn)的數(shù)字字母字母++DR：電工用熱軋硅鋼DW：電工用冷軋無(wú)取向硅鋼DQ：電工用冷軋取向硅鋼DW470⑥電工用純鐵數(shù)字表示不同牌號(hào)的順序號(hào)A—高級(jí)、E—特級(jí)、C—超級(jí)數(shù)字電磁性能字母字母DT++DT8A28⑦

高溫合金按基體分鐵基Fe-N-Cr基合金鎳基Ni-Cr-C基合金鈷基限于國(guó)內(nèi)資源，應(yīng)用較少按成型方式分變形高溫合金(用于鍛造、軋制成型)鑄造高溫合金(用于精密鑄造成型)變形高溫合金：“GH”＋“序號(hào)數(shù)字”例如：GH36、GHl35鑄造高溫合金：“K”＋“序號(hào)數(shù)字”例如：K1、K329⑺鑄鐵鑄鐵白口鑄鐵合金鑄鐵蠕墨鑄鐵灰口鑄鐵球墨鑄鐵可鍛鑄鐵HT100-26、QT420-10、RUT340、KT370-12、KTH330-8、KTZ350-1030最低抗拉強(qiáng)度最小延伸率QT++HTRUTKTHKTZ311.2鋼鐵中的基本組織結(jié)構(gòu)、基本組織及其性能1.2.1鋼中的基本組織結(jié)構(gòu)純金屬?gòu)?qiáng)度、硬度較低價(jià)格較高合金應(yīng)用要求由一種金屬元素與其他金屬元素或非金屬元素，通過(guò)熔煉或其他方法結(jié)合而成的具有金屬特性的材料32⑴固溶體合金的基本組織結(jié)構(gòu)固溶體碳化物和氮化物金屬間化合物混合物固溶體一種組元的原子溶入另一組元的晶格中所形成的均勻固相置換固溶體間隙固溶體33②晶格類型電子結(jié)構(gòu)原子半徑異周期表中的位置影響溶解度的因素①溶解溫度Fe和Cr、Cu和Ni可形成無(wú)限固溶體Cu和Zn、Cu和Sn可形成有限固溶體34固溶強(qiáng)化：由于溶質(zhì)原子的溶入，造成了晶格畸變，阻礙了晶體的滑移，結(jié)果使固溶體的強(qiáng)度、硬度提高，這種現(xiàn)象稱為固溶強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化是提高金屬材料力學(xué)性能的重要途徑之一。正畸變負(fù)畸變35碳化物和氮化物是鋼中的重要組成相，其類型、數(shù)量、大小、形狀及分布對(duì)鋼的性能有極大影響。⑵

碳化物和氮化物碳化物和氮化物高硬度高彈性模量高脆性高熔點(diǎn)36根據(jù)過(guò)渡族金屬元素與碳或氮的結(jié)合強(qiáng)度分類強(qiáng)碳化物形成元素中強(qiáng)碳化物形成元素弱碳化物形成元素強(qiáng)氮化物形成元素中強(qiáng)氮化物形成元素弱氮化物形成元素37鋼中多種合金元素共存時(shí)碳化物形成元素按照其與碳元素結(jié)合力大小的順序，依次形成自己的碳化物。多種碳化物形成元素的鋼中，鉻能阻止MC型碳化物形成，延遲M2C型碳化物出現(xiàn)。鉻-鉬-釩鋼＋鉻。碳化物形成元素還可以改變其他碳化物析出的形態(tài)。釩鋼＋鉻。在生產(chǎn)中我們可以利用碳化物、氮化物的彌散強(qiáng)化作用來(lái)提高鋼的疲勞強(qiáng)度、硬度和耐磨性。38⑶金屬間化合物合金鋼中比較重要的金屬間化合物有σ相、AB2相(拉維斯相)及AB3相(有序相)。合金元素之間合金元素與鐵之間金屬間化合物熔點(diǎn)高硬而且脆晶格類型不同于組元晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜一般可用化學(xué)分子式來(lái)表示39類別出現(xiàn)鋼種形成條件性能影響σ相高鉻不銹鋼;鉻鎳奧氏體不銹鋼;鉻錳奧氏體不銹鋼;高合金耐熱鋼及耐熱合金.原子尺寸差別最大﹤12%;s+d層電子濃度在5.7～7.6之間塑性和韌性顯著下降，脆性增加屬于有害相AB2相含鎢、鉬、鈮和鈦的復(fù)雜成分耐熱鋼和耐熱合金任何兩族金屬元素的原子尺寸之比=1.2:1

強(qiáng)化相AB3相各種復(fù)雜成分的耐熱鋼和耐熱合金中各組元之間不能形成穩(wěn)定的化合物、處于固溶體到化合物之間的一種過(guò)渡狀態(tài)重要強(qiáng)化相40鐵碳合金中的五種基本組織1.2.2鋼鐵中的基本組織及其性能鐵與碳固溶體化合物混合物鐵素體奧氏體滲碳體珠光體萊氏體41純鐵的冷卻曲線和晶格轉(zhuǎn)變42①鐵素體鐵素體是碳溶解在α-Fe中形成的間隙固溶體。鐵素體用符號(hào)F表示。α-Fe是體心立方晶格，晶格間隙較小，因而碳在α-Fe中的溶解度很小。在727℃時(shí)，α-Fe中的最大溶碳量?jī)H為0.0218％，隨著溫度的降低，α-Fe中的溶碳量逐漸減小，在600℃時(shí)溶碳量約為0.0057％，在室溫時(shí)碳的溶解度幾乎等于零。43由于鐵素體的含碳量低，因此其性能與純鐵相似，即具有良好的塑性和韌性，但強(qiáng)度和硬度較低；鐵素體在770℃以下具有鐵磁性，在770℃以上則失去鐵磁性。鐵素體的顯微組織與純鐵相同，呈明亮的多邊形晶粒組織，如圖3-10所示。有時(shí)由于各晶粒位向不同，受腐蝕程度略有差異，因而稍顯明暗不同。44②奧氏體碳溶解在γ-Fe中形成的間隙固溶體稱為奧氏體。奧氏體用符號(hào)A表示。γ-Fe是面心立方晶格，晶格的間隙較大，故A的溶碳能力較強(qiáng)。在1148℃時(shí)溶碳量可達(dá)2.11％，隨著溫度下降，溶解度逐漸減少，在727℃時(shí)溶碳量為0.77％。45奧氏體的性能與其溶碳量及晶粒大小有關(guān)，一般強(qiáng)度和硬度不高，但具有良好的塑性，是絕大多數(shù)鋼在高溫鍛造和軋制時(shí)所要求的組織。奧氏體存在于727℃以上的高溫范圍內(nèi)。高溫下奧氏體的顯微組織如圖3-12所示，其晶粒也呈多邊形。46③滲碳體滲碳體是含碳量為6.69％的鐵與碳的金屬化合物，其化學(xué)式為Fe3C。滲碳體具有復(fù)雜的斜方晶體結(jié)構(gòu)，與鐵和碳的晶體結(jié)構(gòu)完全不同。47滲碳體的熔點(diǎn)為1227℃，硬度很高，塑性很差，伸長(zhǎng)率和沖擊韌度幾乎為零，是一個(gè)硬而脆的組織。滲碳體在適當(dāng)條件下（900℃以上溫度長(zhǎng)時(shí)間加熱緩冷），能分解形成石墨，這一點(diǎn)在鑄造工藝中有重要意義。在鋼中，滲碳體以不同形態(tài)和大小的晶體出現(xiàn)于組織中，對(duì)鋼的力學(xué)性能影響很大。48④珠光體珠光體是滲碳體和鐵素體片層相間、交替排列形成的機(jī)械混合物。珠光體用符號(hào)P表示。在緩慢冷卻條件下，珠光體的含碳量為0.77％。由于珠光體是由硬的滲碳體和軟的鐵素體組成的混合物，所以，其力學(xué)性能大體上是兩者性能的平均值，故珠光體的強(qiáng)度較高，硬度適中，具有一定的塑性。49⑤萊氏體萊氏體是含碳量為4.3％的鐵碳合金，在1148℃時(shí)從液相中同時(shí)結(jié)晶出的A和滲碳體的混合物。用符號(hào)Ld表示。在室溫下的萊氏體由P和滲碳體組成，這種混合物稱為低溫萊氏體，用符號(hào)Ld’來(lái)表示。萊氏體的力學(xué)性能和滲碳體相似，硬度很高，塑性很差。50上述五種基本組織中，鐵素體、奧氏體和滲碳體都是單相組織，稱為鐵碳合金的基本相；珠光體、萊氏體則是由基本相混合組成的多相組織。51鐵素體：碳溶解在α-Fe中的間隙固溶。塑性(δ=45-50%)、韌性好，強(qiáng)度、硬度低。奧氏體：碳溶解在γ-Fe中的間隙固溶體。強(qiáng)度和硬度不高，塑性好。滲碳體：鐵與碳形成的金屬化合物。硬度很高(HBW=800)，塑性、韌性幾乎為零。珠光體：是奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變所形成的鐵素體與滲碳體的共析體。萊氏體：是液態(tài)鐵碳合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變所形成的奧氏體與滲碳體的共晶體。硬度高，塑性差52

1.3鋼鐵熱處理的發(fā)展概況發(fā)現(xiàn)金屬的性能會(huì)因溫度和加壓變形的影響而變化鋼鐵兵器顯微組織中發(fā)現(xiàn)都有馬氏體存在公元前770～前222年公元前六世紀(jì)開始出現(xiàn)淬火技術(shù)53

發(fā)現(xiàn)淬冷劑對(duì)淬火質(zhì)量的影響中山靖王墓中的寶劍，心部含碳量為0.15～0.4%，表面含碳量達(dá)0.6%以上三國(guó)時(shí)代西漢時(shí)代開始應(yīng)用滲碳工藝蒲元曾派人到成都取水在今陜西斜谷為諸葛亮打制3000把刀初步奠定現(xiàn)代熱處理的理論基礎(chǔ)現(xiàn)代法國(guó)人奧斯蒙德確立鐵的同素異構(gòu)理論;英國(guó)人奧斯汀制定的鐵碳相圖541863年，英國(guó)金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼鐵在顯微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼在加熱和冷卻時(shí)，內(nèi)部會(huì)發(fā)生組織改變。與此同時(shí)，人們還研究了金屬的加熱保護(hù)方法。1850～1880年，對(duì)于應(yīng)用各種氣體進(jìn)行保護(hù)加熱曾有一系列專利。1889～1890年英國(guó)人萊克獲得多種金屬光亮熱處理的專利。1901～1925年，在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用轉(zhuǎn)筒爐進(jìn)行氣體滲碳；30年代出現(xiàn)露點(diǎn)電位差計(jì)，以后又研究出用二氧化碳紅外儀、氧探頭等，進(jìn)一步控制爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)的方法。5520世紀(jì)60年代以來(lái)，運(yùn)用等離子、激光、電子束等技術(shù)，發(fā)展了新的表面熱處理和化學(xué)熱處理方法。計(jì)算機(jī)及工業(yè)自動(dòng)化的應(yīng)用高能量密度表面淬火表面合金化表面覆層強(qiáng)化離子熱處理形變熱處理

……目前，優(yōu)質(zhì)、高效、節(jié)能、環(huán)保是熱處理技術(shù)和工藝的發(fā)展方向：56熱處理不改變材料形狀和大小而只改變其組織性能熱處理目的：改變強(qiáng)度和硬度，增強(qiáng)耐磨性，改善塑性，改善切削加工性，消除應(yīng)力等。1.4熱處理的基本目的與常用的基本熱處理方法57熱處理普通熱處理表面熱處理特殊熱處理退火正火淬火回火表面淬火化學(xué)熱處理火焰加熱感應(yīng)加熱滲碳氮化碳氧共滲其他形變真空其他58第二章

金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)59金屬熱處理是將固態(tài)金屬通過(guò)特定的加熱和冷卻方法，使之得到工程技術(shù)上所需要性能的一種工藝過(guò)程的總稱。主要類型、主要特點(diǎn)、形核長(zhǎng)大金屬熱處理?熱處理為什么能夠改變材料的性能?組織和結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生變化固態(tài)相變固態(tài)金屬在溫度和壓力改變時(shí)其組織和結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生變化的通稱602.1金屬固態(tài)相變的主要類型固態(tài)相變同素異晶轉(zhuǎn)變多形性轉(zhuǎn)變平衡脫溶轉(zhuǎn)變共析轉(zhuǎn)變調(diào)幅分解有序化轉(zhuǎn)變平衡相變非平衡相變偽共析轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變不平衡脫溶沉淀61α-Fe←→γ-Fe←→

δ-Fe⑴同素異晶轉(zhuǎn)變和多形性轉(zhuǎn)變F

←→A㈠平衡相變同素異晶轉(zhuǎn)變多形性轉(zhuǎn)變純金屬在一定的溫度和壓力下由一種結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)的現(xiàn)象固溶體在一定的溫度和壓力下由一種結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)的現(xiàn)象62純鐵的冷卻曲線和晶格轉(zhuǎn)變63⑵平衡脫溶轉(zhuǎn)變高溫過(guò)飽和固溶體在緩慢冷卻過(guò)程中析出第二相的過(guò)程。如：三次滲碳體的析出新相的成分和結(jié)構(gòu)始終與母相的不同；母相不會(huì)消失。64⑶共析轉(zhuǎn)變合金冷卻時(shí)，由一個(gè)固相分解為兩個(gè)不同固相的過(guò)程稱為共析轉(zhuǎn)變。如：珠光體轉(zhuǎn)變A0.77%c727℃F0.02%c+Fe3C6.69%c65⑷調(diào)幅分解高溫下均勻的單相固溶體較低溫度下的不均勻固溶體調(diào)幅分解可用反應(yīng)式表示為轉(zhuǎn)變初期形成的微區(qū)之間無(wú)明顯的界面和成分的突變，但通過(guò)上坡擴(kuò)散，最終使均勻固溶體變?yōu)椴痪鶆蚬倘荏w通過(guò)擴(kuò)散，成為兩種與原固溶體結(jié)構(gòu)相同而成分不同的微區(qū)66⑸

有序化轉(zhuǎn)變固溶體中，各組元原子在晶體點(diǎn)陣中的相對(duì)位置從無(wú)序到有序的轉(zhuǎn)變過(guò)程，稱為有序化轉(zhuǎn)變。㈡非平衡相變偽共析轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變非平衡脫溶轉(zhuǎn)變67⑴偽共析轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變過(guò)程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物類似于共析轉(zhuǎn)變非共析成分的奧氏體同時(shí)析出鐵素體和滲碳體被過(guò)冷到GS和ES的延長(zhǎng)線以下溫度時(shí)68⑵馬氏體相變?cè)诩訜釙r(shí)也可以發(fā)生馬氏體相變－馬氏體逆轉(zhuǎn)變高溫下的奧氏體馬氏體進(jìn)一步提高冷卻速度使偽共析相變來(lái)不及進(jìn)行切變方式Ms點(diǎn)下的過(guò)冷奧氏體69高溫下的奧氏體貝氏體提高冷卻速度使偽共析相變來(lái)不及進(jìn)行碳原子擴(kuò)散鐵原子不擴(kuò)散過(guò)冷到P轉(zhuǎn)變和M轉(zhuǎn)變之間的溫度范圍⑶貝氏體相變中溫轉(zhuǎn)變70⑷非平衡脫溶轉(zhuǎn)變?chǔ)凉倘荏w快冷到MN線以下溫度抑制β相析出α的過(guò)飽和固溶體在室溫或低于MN線以下某溫度等溫若溶質(zhì)原子還具有一定的擴(kuò)散能力析出新相71非平衡脫溶轉(zhuǎn)變平衡脫溶轉(zhuǎn)變冷卻速度快慢析出初期新相的成分和結(jié)構(gòu)均與最終產(chǎn)物不同新相的成分和結(jié)構(gòu)均與最終產(chǎn)物一樣最終產(chǎn)物完全相同722.2金屬固態(tài)相變的主要特點(diǎn)相變驅(qū)動(dòng)力相變方式金屬固態(tài)相變液態(tài)金屬結(jié)晶金屬固態(tài)相變由于在固態(tài)條件下進(jìn)行，相較于液態(tài)金屬結(jié)晶，又具有其自身的特點(diǎn)。相界面應(yīng)變能取向關(guān)系與慣習(xí)面形成過(guò)渡相晶體缺陷的作用73㈠相界面新、舊固相之間存在界面。根據(jù)界面上新舊兩相原子在晶體學(xué)上的匹配程度(錯(cuò)位度δ表示)不同，界面可分為共格、半共格和非共格三種。若以aα和aβ分別表示新舊固相沿平行于界面的晶向上的原子間距，則錯(cuò)位度δ為：δ<0.05：共格0.05<δ<0.25：半共格δ>0.25：非共格74δ反映了新舊相之間的適應(yīng)性，也反應(yīng)了界面能大小共格半共格非共格75㈡位向關(guān)系和慣習(xí)面金屬固態(tài)相變時(shí)，新相往往在母相一定晶面上開始形成，這個(gè)晶面稱為慣習(xí)面，通常以母相的晶面指數(shù)表示金屬固態(tài)相變時(shí)新相與母相之間往往存在一定的位向關(guān)系也存在一定的慣習(xí)面慣習(xí)面的存在意味著該晶面上新相和母相的原子排列相近、匹配較好，有助于減少界面能新相與母相間必然存在一定的位向關(guān)系76共格與位向的關(guān)系新相與母相之間為共格或半共格界面新相與母相之間存在一定的位向關(guān)系必然未必兩相界面無(wú)一定的位向關(guān)系兩相界面為非共格界面

{011}αˊ∥{111}γ；<111>αˊ∥<011>γ如K-S關(guān)系：必然77㈢彈性應(yīng)變能與新相的形狀有關(guān)固態(tài)相變比容變化體積變化舊相約束新相彈性應(yīng)變能與新相和母相的彈性模量有關(guān)與新相和母相的比容差有關(guān)78新相形狀對(duì)比容差應(yīng)變能的影響79固態(tài)相變的阻力界面能應(yīng)變能共格應(yīng)變能比容差應(yīng)變能共格最小半共格中等非共格最大共格最大半共格中等非共格最小80㈣晶體缺陷的影響缺陷附近→點(diǎn)陣畸變→儲(chǔ)存畸變能→提供形核的額外能量→加速轉(zhuǎn)變晶體內(nèi)存在不同缺陷：晶界、亞晶界、空位、位錯(cuò)等在固態(tài)相變中，從能量觀點(diǎn)來(lái)看形核功大小均勻形核空位形核位錯(cuò)形核晶界非均勻形核缺陷對(duì)固態(tài)相變起促進(jìn)作用81㈤形成過(guò)渡相如果新相與母相的成分、結(jié)構(gòu)差異比較大母相新相過(guò)渡相新相與母相之間只能形成高能量的非共格界面晶體結(jié)構(gòu)或成分與母相比較接近的、自由能比母相稍低的、亞穩(wěn)定的可能形成過(guò)渡相成為減少相變阻力的重要途徑之一82相變阻力大，相變的發(fā)生需要較大的過(guò)冷度。新相與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，導(dǎo)致新相的組織對(duì)母相有一定的遺傳性。母相的晶體缺陷可增加形核能量，同時(shí)可加快擴(kuò)散過(guò)程，有利于新相晶體的生長(zhǎng)，對(duì)相變起促進(jìn)作用。擴(kuò)散過(guò)程對(duì)相變的影響較大，擴(kuò)散不但成為固態(tài)相變的控制因素，在溫度較低時(shí)還可能改變轉(zhuǎn)變的類型，如從擴(kuò)散型改變?yōu)閰f(xié)同型。易出現(xiàn)過(guò)渡相，有些反應(yīng)不能進(jìn)行到底，過(guò)渡相可以長(zhǎng)期保留。綜合上述，固態(tài)相變具有以下5個(gè)共同特點(diǎn)832.3固態(tài)相變的形核絕大多數(shù)固態(tài)相變（除調(diào)幅分解外）都是通過(guò)成核與長(zhǎng)大過(guò)程完成的。在母相基體的某些微小區(qū)域內(nèi)，形成新相所必須的成分與結(jié)構(gòu)，即晶胚若晶胚的尺寸超過(guò)某一臨界尺寸，便能穩(wěn)定地存在并自發(fā)長(zhǎng)大，成為新相的晶核形核過(guò)程晶胚的形成晶核的形成84如果晶核在母相基體中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布，則稱為非均勻形核如果晶核在母相基體中無(wú)擇優(yōu)地任意均勻分布，稱為均勻形核形核均勻形核非均勻形核在固態(tài)相變中均勻形核的可能性非常小，但有關(guān)均勻形核的理論卻是討論非均勻形核的基礎(chǔ)，因此兩者均做簡(jiǎn)要介紹。85㈠均勻形核液態(tài)金屬的結(jié)晶金屬固態(tài)相變新舊兩相的自由能差新舊兩相的自由能差界面能界面能應(yīng)變能＋形核驅(qū)動(dòng)力形核的阻力86按照經(jīng)典形核理論，金屬固態(tài)相變均勻形核時(shí)系統(tǒng)自由能的總變化ΔG為：式中：V——

新相體積；

ΔGV——新舊相的單位體積自由能差；

s

——

新相表面積；

σ——

新相與母相間的比界面能；

ε——

新相單位體積的彈性應(yīng)變能。只有當(dāng)體系的自由能變化△G＜0時(shí)，形核才成為可能。87假設(shè)新相晶核為半徑為r的球形，則上式可改寫為：令dΔG/dr＝0，則可以得到新相的臨界晶核半徑rc為形成臨界晶核的形核功W為88由此可見，當(dāng)表面能σ和彈性應(yīng)變能ε增大時(shí)，臨界晶核半徑rc增大，形核功W增大。具有低界面能和高彈性應(yīng)變能的共格新相晶胚，傾向于呈盤狀或片狀具有高界面能和低彈性應(yīng)變能的非共格新相晶胚，傾向于呈等軸狀89與液態(tài)金屬結(jié)晶相似，金屬固態(tài)相變均勻形核時(shí)的形核率I可用下式表示式中：n——

單位體積母相中的原子數(shù)；

v——原子的振動(dòng)頻率；

Q

——

原子的擴(kuò)散激活能；

W

————

形核功；

k——

波爾茲曼常數(shù)；

T——

相變溫度。90固態(tài)下，原子擴(kuò)散激活能Q較大，相變的彈性應(yīng)變能進(jìn)一步加大了形核功W，所以形核率I非常小。均勻形核的形核率一般非常小，不太可能成為固態(tài)相變形核的主要形式固態(tài)中存在大量缺陷→儲(chǔ)存畸變能→提供形核能量→能促進(jìn)形核非均勻形核為固態(tài)相變的主要形核方式91㈡非均勻形核因此，各種晶體缺陷的存在將大大促進(jìn)形核過(guò)程。系統(tǒng)自由能變化均勻形核：非均勻形核：新相核胚在母相晶體缺陷處形成時(shí)，晶體缺陷消失或減少所降低的能量。92⑴空位促進(jìn)形核的方式空位促進(jìn)形核加速溶質(zhì)原子擴(kuò)散凝聚成位錯(cuò)利用自身的能量為形核提供驅(qū)動(dòng)力⑵晶界促進(jìn)形核的方式利用自身的能量為形核提供驅(qū)動(dòng)力，從而促進(jìn)形核93⑶位錯(cuò)促進(jìn)形核的方式位錯(cuò)促進(jìn)形核位錯(cuò)線消失所釋放能量成為形核驅(qū)動(dòng)力位錯(cuò)線本身作為短程擴(kuò)散的通道而促進(jìn)形核位錯(cuò)通過(guò)分解形成擴(kuò)散位錯(cuò)而促進(jìn)形核溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線上偏聚，達(dá)到新相形成所需的成分起伏位錯(cuò)線不消失，通過(guò)降低界面的應(yīng)變能而促進(jìn)形核942.4固態(tài)相變的晶核長(zhǎng)大新相晶核長(zhǎng)大的實(shí)質(zhì)是界面向母相方向的遷移㈠

新相長(zhǎng)大機(jī)制新相成分母相成分新相成分母相成分需結(jié)構(gòu)改變無(wú)需原子遷移需原子遷移需結(jié)構(gòu)改變95實(shí)際合金中，新相晶核與母相形成完全共格界面的情況極少，通常所見的是形成半共格和非共格界面半共格界面切變長(zhǎng)大臺(tái)階式長(zhǎng)大不同界面結(jié)構(gòu)具有不同的長(zhǎng)大機(jī)制靠近母相一側(cè)的大量原子有規(guī)則地沿某一方向作小于一個(gè)原子間距的遷移，并保持原子間原有的相鄰關(guān)系不變。通過(guò)階梯狀晶界面上位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)，使晶界的臺(tái)階發(fā)生側(cè)向遷移，從而使界面沿其法線方向推進(jìn)。96非共格界面非協(xié)同型長(zhǎng)大臺(tái)階式非共格界面：母相原子從母相臺(tái)階端部向新相臺(tái)階上轉(zhuǎn)移，致使新相臺(tái)階發(fā)生側(cè)向移動(dòng)。界面上的原子形成一個(gè)無(wú)規(guī)則排列的過(guò)渡層，母相原子不斷地以非協(xié)同方式向新相轉(zhuǎn)移。㈡

新相長(zhǎng)大速度新相的長(zhǎng)大速度取決于相界面的移動(dòng)速度。97相界面的遷移通過(guò)點(diǎn)陣切變方式完成，不需要原子的擴(kuò)散，故新相的長(zhǎng)大速度很高。其相界面的遷移需要借助于原子的擴(kuò)散，故其新相的長(zhǎng)大速度較低。擴(kuò)散型相變中的新相長(zhǎng)大又分為兩種情況：無(wú)成分變化的新相長(zhǎng)大（晶界控制型長(zhǎng)大）；有成分變化的新相長(zhǎng)大（擴(kuò)散控制型長(zhǎng)大）。無(wú)擴(kuò)散型相變擴(kuò)散型相變98界面遷移速率：⑴晶界控制型長(zhǎng)大δ———原子跳動(dòng)一次的距離在整個(gè)相變溫度范圍內(nèi)，新相長(zhǎng)大速度隨溫度降低呈現(xiàn)先增大后減小的規(guī)律。99長(zhǎng)大速率與原子的擴(kuò)散系數(shù)、新相/母相界面上母相一側(cè)的濃度梯度成正比，而與新相與母相間的濃度差成反比。溫度下降，溶質(zhì)在母相中的擴(kuò)散系數(shù)急劇減小，故新相的長(zhǎng)大速率降低。⑵擴(kuò)散控制型長(zhǎng)大1002.5固態(tài)相變動(dòng)力學(xué)對(duì)于擴(kuò)散型固態(tài)相變，若形核率和長(zhǎng)大速度都隨時(shí)間而變，在一定過(guò)冷度下的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)可用Avrami方程來(lái)描述若形核率隨時(shí)間而減小，取3≤n≤4；若形核率隨時(shí)間而增加，取n﹥4。相變動(dòng)力學(xué)就是研究新相形成量與時(shí)間、溫度關(guān)系的學(xué)科101102第三章

鋼的加熱轉(zhuǎn)變103加熱保溫冷卻3.1鋼的加熱104加熱在臨界點(diǎn)A1以下的加熱在臨界點(diǎn)A1以上的加熱不發(fā)生組織變化奧氏體化鋼的熱處理多數(shù)需要先加熱得到奧氏體，然后以不同速度冷卻使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織，從而得到鋼的不同性能。奧氏體的形成和奧氏體晶粒的大小顯著影響隨后冷卻時(shí)奧氏體的轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能。105共析鋼加熱到超過(guò)A1溫度時(shí)，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；而亞共析鋼和過(guò)共析鋼必須加熱到A3和Acm以上才能獲得單相奧氏體。106在實(shí)際熱處理?xiàng)l件下，相變是在不平衡條件下進(jìn)行的，加熱或冷卻時(shí)的溫度會(huì)出現(xiàn)滯后現(xiàn)象。把加熱時(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母“c”把冷卻時(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母“r”107Ac1加熱時(shí)珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度Ar1冷卻時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的溫度Ac3加熱時(shí)F先全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度Ar3冷卻時(shí)奧氏體開始析出F先的溫度Accm加熱時(shí)二次滲碳體全部溶入奧氏體的溫度Arcm冷卻時(shí)奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度1083.2奧氏體的形成奧氏體是碳溶于γ-Fe的八面體間隙中的間隙固溶體⑴

奧氏體的性能碳的最大溶解度為2.11％如果γ-Fe的每個(gè)八面體間隙均溶一個(gè)碳原子，最多可溶20wt%的碳。碳原子半徑0.077nm八面體間隙半徑0.053nm10911012CrNi3鋼的原奧氏體晶粒組織111奧氏體的面心立方結(jié)構(gòu)奧氏體具有高的塑性和低的屈服強(qiáng)度在相變過(guò)程中容易發(fā)生塑性變形產(chǎn)生大量的位錯(cuò)或出現(xiàn)孿晶相變硬化隨后的再結(jié)晶、高溫下晶粒的反常細(xì)化低溫下M相變的系列特點(diǎn)112比容奧氏體最小在鋼中可能出現(xiàn)的各種組織中線膨脹系數(shù)奧氏體最大殘余應(yīng)力和一系列的相變特點(diǎn)在奧氏體形成或由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌M織時(shí)，都會(huì)發(fā)生體積變化113奧氏體順磁性鐵素體馬氏體鐵磁性可以利用這個(gè)特點(diǎn)來(lái)研究鋼中的相變鐵碳合金奧氏體在A1溫度以上才能穩(wěn)定存在加入足量的A形成元素Mn、Ni、Co等奧氏體在室溫下也可穩(wěn)定存在奧氏體的成分對(duì)于它向其它組織轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)影響很大，從而對(duì)鋼的性能也有很大的影響。114⑵

奧氏體的形成條件根據(jù)鐵碳相圖，在極緩慢加熱時(shí)，珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變是在PSK線即A1溫度開始的，而先共析鐵素體和先共析滲碳體向奧氏體的轉(zhuǎn)變則是始于A1，分別結(jié)束于A3(GS線)和Acm(ES線)

。115珠光體（P）和奧氏體（γ）自由能隨溫度的變化曲線（示意圖）然而當(dāng)加熱速度提高時(shí)，上述轉(zhuǎn)變是在過(guò)熱情況下發(fā)生的，即實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度分別高于A1、A3和Acm。也就是說(shuō)，奧氏體形成的熱力學(xué)條件為存在一定的過(guò)熱度。只有存在一定的過(guò)熱度才存在轉(zhuǎn)變動(dòng)力（ΔG=Gγ-GP＜0）116奧氏體的形成遵循相變的一般規(guī)律，即包括形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程。3.3奧氏體的形成機(jī)理共析碳鋼（含0.77%C）加熱前組織為珠光體，共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變即為珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。⑴

共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變㈠奧氏體的等溫形成過(guò)程對(duì)于不同的原始組織，奧氏體形成時(shí)在形核和長(zhǎng)大方面都將表現(xiàn)出不同的特點(diǎn)。117珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變示意圖奧氏體晶核的形成奧氏體的長(zhǎng)大殘余滲碳體的溶解奧氏體成分的均勻化珠光體奧氏體化過(guò)程118第一階段：奧氏體晶核的形成因此，由珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，既需要有碳原子的擴(kuò)散，也需要有晶體結(jié)構(gòu)的變化。0.0218%6.69%0.77%在A1溫度下含碳量鐵素體滲碳體奧氏體晶體結(jié)構(gòu)體心立方面心立方復(fù)雜斜方119對(duì)于不同的原始組織，奧氏體優(yōu)先形核的位置是不一樣的。球狀珠光體片狀珠光體優(yōu)先在與晶界相連的α/Fe3C界面形核其次在不與晶界相連的α/Fe3C界面上形核優(yōu)先在珠光體團(tuán)的界面上形核其次在α/Fe3C片層界面形核120在α/Fe3C界面處的濃度起伏較大，有利于達(dá)到奧氏體形核所需要的碳濃度；在α/Fe3C界面界面處，原子排列不規(guī)則，有利于鐵原子通過(guò)短程擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變；在α/Fe3C界面處，存在著其它晶體缺陷及雜質(zhì)等，能量起伏較大，有利于形核。兩相交界面越多，奧氏體晶核越多奧氏體晶核在α/Fe3C界面上優(yōu)先形核的原因121當(dāng)奧氏體形成后，立即建立了Fe3C/γ與γ/α兩個(gè)相界由于在奧氏體的兩個(gè)相界處的碳濃度不等，造成碳濃度差ΔC＝Cγ-c－Cγ-α。γα第二階段：奧氏體的長(zhǎng)大122γα這個(gè)濃度差必然導(dǎo)致C從高濃度的γ/Fe3C相界向低濃度的γ/α相界擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果導(dǎo)致相界碳濃度平衡被破壞，為了保持相界碳濃度的局部相平衡，γ/α相界必須向α相一側(cè)推進(jìn)，同時(shí)γ/Fe3C相界向Fe3C相一側(cè)推進(jìn)。這種“相界擴(kuò)散移動(dòng)”的不斷進(jìn)行，γ晶體就不斷長(zhǎng)大。123奧氏體不斷向其兩側(cè)的原鐵素體區(qū)域及滲碳體區(qū)域擴(kuò)展長(zhǎng)大，直至鐵素體完全消失，奧氏體彼此相遇，形成一個(gè)個(gè)的奧氏體晶粒。奧氏體長(zhǎng)大階段的實(shí)質(zhì)，就是鐵素體與奧氏體之間的晶格重構(gòu)、同時(shí)滲碳體不斷溶入奧氏體中、以及碳在奧氏體中的擴(kuò)散。奧氏體的長(zhǎng)大方向：球化體、片狀珠光體124第三階段：殘余滲碳體的溶解在奧氏體晶體長(zhǎng)大過(guò)程中，γ/α相界處的碳濃度差遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于γ/Fe3C相界處的碳濃度差，在γ/Fe3C界面一側(cè)只需溶解一小部分滲碳體，就足以維持γ/Fe3C的相界平衡。而在γ/α界面另一側(cè)必須溶解大量鐵素體，才能維持γ/α相間平衡。γα125由于鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體速度遠(yuǎn)高于滲碳體的溶解速度，在鐵素體完全轉(zhuǎn)變之后尚有不少未溶解的“殘余滲碳體”存在，因此，還需一定時(shí)間保溫，讓滲碳體全部溶解。γα126在滲碳體全部溶解后，奧氏體內(nèi)的成分仍不均勻，在原鐵素體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏低，在原滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏高，還需要保溫足夠時(shí)間，讓碳原子充分?jǐn)U散，才可能使奧氏體內(nèi)的成分均勻。第四階段：奧氏體成分的均勻化原鐵素體一側(cè)原滲碳體一側(cè)127上述分析表明，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩個(gè)必要而充分條件：一是溫度條件，要在Ac1以上溫度加熱;二是時(shí)間條件，要在Ac1以上溫度保持足夠時(shí)間。

在一定加熱速度條件下，超過(guò)Ac1的溫度越高，奧氏體的形成與成分均勻化需要的時(shí)間愈短；

在一定的溫度（高于Ac1）條件下，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體成分越均勻。128亞共析鋼、過(guò)共析鋼的珠光體奧氏體化過(guò)程與共析鋼轉(zhuǎn)變過(guò)程是一樣的：即在Ac1溫度以上加熱，無(wú)論亞共析鋼或是過(guò)共析鋼中的珠光體均要轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。亞共析鋼還存在鐵素體的轉(zhuǎn)變；過(guò)共析鋼還存在二次滲碳體的溶解。⑵

非共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變與共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變相比相同不同129具有相同的四個(gè)形成階段㈡連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成過(guò)程連續(xù)加熱時(shí)，奧氏體形成過(guò)程四個(gè)階段的溫度都隨著加熱速度的增大而向高溫移動(dòng)；連續(xù)加熱時(shí)，奧氏體是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)形成的。與奧氏體等溫形成相同的是：與奧氏體等溫形成不同的是：130㈠奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)研究奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)的方法通常是：將小試樣迅速加熱到Ac1以上不同溫度；在各溫度下保持不同時(shí)間；迅速淬冷；再用金相法測(cè)定奧氏體轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系（實(shí)際上是測(cè)定奧氏體淬冷后轉(zhuǎn)變成馬氏體的量與時(shí)間的關(guān)系）。3.4奧氏體形成動(dòng)力學(xué)131①奧氏體形成需要一定的孕育期。孕育期的作用是等待臨界晶核的形成，也就是等待出現(xiàn)適當(dāng)?shù)哪芰科鸱蜐舛绕鸱?。從奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線可以看到：132②等溫轉(zhuǎn)變開始階段，轉(zhuǎn)變速度逐漸增大，在轉(zhuǎn)變量約為50％時(shí)達(dá)到最快，然后逐漸減慢。在開始階段，在已形成的晶核不斷長(zhǎng)大的同時(shí)，又有新的晶核不斷形成并長(zhǎng)大，因此單位時(shí)間內(nèi)形成的奧氏體越來(lái)越多；當(dāng)轉(zhuǎn)變超過(guò)50％后，未轉(zhuǎn)變的珠光體越來(lái)越少，假定形核率保持不變，新形成的晶核也會(huì)越來(lái)越少；此外，不斷長(zhǎng)大的奧氏體會(huì)越來(lái)越多地彼此接觸而停止長(zhǎng)大，因此，單位時(shí)間內(nèi)形成的奧氏體量越來(lái)越少。133③溫度越高，奧氏體的形成速度越快。這是因?yàn)椋S著溫度的升高，過(guò)熱度增大，使臨界晶核的半徑減少，…….134將不同溫度下奧氏體等溫形成的進(jìn)程綜合表示在一個(gè)圖中，就得到奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖，又稱為TTA圖。Time-Temperature-Austenitization135亞共析鋼與過(guò)共析鋼的奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)與共析鋼基本一樣。過(guò)共析鋼退火組織為珠光體和滲碳體，而且鋼中滲碳體的數(shù)量比共析鋼中多，因此殘留滲碳體的溶解與奧氏體均勻化需要的時(shí)間更長(zhǎng)。不同的是亞共析鋼退火組織由珠光體和鐵素體組成，當(dāng)加熱至Ac1以上溫度時(shí)，除了有鐵素體存在外，還有殘留滲碳體存在；加熱至Ac3以上溫度時(shí)，鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后仍可能有部分殘留滲碳體存在，因此，也必須有足夠的保溫時(shí)間。136㈡連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成動(dòng)力學(xué)由于實(shí)際生產(chǎn)中奧氏體基本上都是在連續(xù)加熱條件下形成的，因此，連續(xù)加熱TTA圖比等溫TTA圖具有更大的實(shí)用價(jià)值。近年來(lái)出現(xiàn)的激光熱處理、電子束沖擊、感應(yīng)脈沖加熱熱處理等，都要求了解在快速加熱條件下奧氏體形成的規(guī)律。因此，連續(xù)加熱時(shí)TTA圖的測(cè)定，顯得越來(lái)越重要。137鋼在連續(xù)加熱時(shí)的TTA圖的測(cè)定：所用的一組試樣分別以不同加熱速度加熱，加熱到不同溫度后迅速淬冷，然后觀察其顯微組織，配合膨脹試驗(yàn)結(jié)果確定奧氏體的形成進(jìn)程。鋼的連續(xù)加熱TTA圖的使用：首先應(yīng)該找到或作出所用的加熱速度線，然后求此線與Ac1、Ac3或Accm線相交各點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的溫度和時(shí)間。138139奧氏體的形成溫度：連續(xù)加熱時(shí)由于增大了加熱速度，臨界點(diǎn)Ac1及Ac3都要升高，因此奧氏體形成過(guò)程四個(gè)階段的溫度都隨著加熱速度的增大而向高溫移動(dòng)；當(dāng)加熱速度很大（如105～106℃/sec）時(shí)，奧氏體的形成溫度就不再升高；奧氏體形成溫度范圍：連續(xù)加熱時(shí)，奧氏體是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)形成的。加熱速度越大，奧氏體形成溫度范圍越寬，而奧氏體形成速度越快。與奧氏體等溫形成不同的是：但是，快速加熱卻增大了奧氏體成分的不均勻性140根據(jù)經(jīng)典均勻形核理論，臨界晶核通過(guò)原子碰撞再添加一個(gè)原子，就可以成為穩(wěn)定的新相晶核。㈢奧氏體形成動(dòng)力學(xué)的理論處理⑴奧氏體的形核率N因此，形核率N應(yīng)正比于單位體積中的臨界晶核數(shù)目Nexp(-ΔG*/kTA)和單位時(shí)間內(nèi)周圍原子碰撞臨界晶核的次數(shù)βK，而βK與原子的擴(kuò)散能力有關(guān)，即正比于exp(-Q/kTA)。這樣形核率就可以表示為：141式中C——比例常數(shù)；

ΔG*——臨界晶核形核功；

k——Boltzmann常數(shù)；

TA——奧氏體形成溫度；

Q——原子的擴(kuò)散激活能。對(duì)于固態(tài)相變式中η——與晶核形狀和界面性質(zhì)有關(guān)的常數(shù)；

σ——新相母相間的比界面能；

ΔGV——相變前后的體積自由能差；

ES——晶核中每個(gè)原子引起的應(yīng)變能。142實(shí)驗(yàn)證明，T從740℃升高到800℃，N提高270倍。當(dāng)奧氏體在較高溫度下形成時(shí)奧氏體形成溫度TA增大加熱溫度升高ΔGV增大ΔG*減小形核率隨溫度升高而大大增加143144⑵奧氏體的長(zhǎng)大線速度奧氏體向鐵素體推進(jìn)的線速度奧氏體向滲碳體推進(jìn)的線速度推導(dǎo)的前提條件：假定奧氏體的長(zhǎng)大完全受碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制。目前已有的奧氏體形成動(dòng)力學(xué)公式都還不能很好反映各種鋼的實(shí)際情況，它們?cè)诙ㄐ陨鲜钦_的，但定量上還不能令人滿意。145㈣影響奧氏體形成速度的因素⑴溫度的影響奧氏體的形成速度，既取決于新舊相的自由能差，又受鐵、碳等原子擴(kuò)散所控制。因此，提高奧氏體的形成溫度，可以明顯加速奧氏體化過(guò)程。生產(chǎn)實(shí)踐表明，溫度是影響奧氏體化進(jìn)程最為強(qiáng)烈的因素。外因內(nèi)因加熱溫度加熱速度鋼中的成分原始組織含碳量合金元素146加熱速度越大，奧氏體形成的溫度范圍越寬，而形成的時(shí)間縮短。也就是說(shuō)，增大加熱速度，加快了奧氏體形成速度。注意：快速加熱增大了奧氏體成分的不均勻性因此，對(duì)于要求快速加熱的鋼件，生產(chǎn)上希望原始組織中碳化物盡量要大小均勻、分布彌散。這是由于加熱速度增大，碳化物溶解不充分、碳和合金元素?cái)U(kuò)散不充分，從而使A成分不均勻。⑵加熱速度的影響147⑶含碳量的影響鋼中含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。含碳量增高含碳量增高α/Fe3C的相界面積增加奧氏體的形核率提高碳、鐵等原子的擴(kuò)散系數(shù)增大滲碳體增多奧氏體形成速度增加148不同碳含量鋼中奧氏體形成50％時(shí)所需要的時(shí)間149⑷合金元素的影響影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；改變碳化物的穩(wěn)定性。①合金元素影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)碳化物形成元素如Cr、Mo、W等，降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，因而降低奧氏體形成速度。非碳化物形成元素Ni、Co等，增大碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，因而增大奧氏體形成速度。如：在鋼中加入1％W，可使碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)減小一半；而加入4％Co，可以使碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大一倍。150②合金元素加入改變碳化物的穩(wěn)定性加入不同的合金元素及其數(shù)量，將形成不同穩(wěn)定性的碳化物，通過(guò)影響碳化物的溶解而影響奧氏體的形成速度。如果在鋼中加入了強(qiáng)碳化物形成元素，如W、Mo、V、Ti等，由于形成更為穩(wěn)定的合金碳化物，它將使奧氏體的形成速度大大降低。奧氏體合金化后，成分的均勻化更困難，必須延長(zhǎng)保溫時(shí)間，甚至增高溫度，以保證獲得成分均勻的奧氏體。151⑸原始組織的影響滲碳體的分散度滲碳體的形狀在相同成分的鋼中，滲碳體越分散，相界面積就越多，成核率便越大；滲碳體的片間距越小，碳的擴(kuò)散距離越短，奧氏體的長(zhǎng)大速度越大。因此，原始組織中滲碳體越分散，奧氏體的形成速度越大。原始組織中滲碳體一般兩種形態(tài)：片狀滲碳體與粒狀滲碳體。由于片狀比粒狀的相界面更大些，它的形核率就高些，同時(shí)，片狀滲碳體也比較容易溶于奧氏體。因此前者比后者的奧氏體形成速度大。152是衡量鋼件力學(xué)性能與工藝性能的重要指標(biāo)；也是分析服役零件破斷失效的主要參考數(shù)據(jù)。3.5奧氏體晶粒度及其控制㈠奧氏體晶粒度的基本概念?yuàn)W氏體起始晶粒度；奧氏體實(shí)際晶粒度；奧氏體本質(zhì)晶粒度。奧氏體晶粒度及其均勻性σs＝σi＋Kyd-1/2βT＝㏑β－㏑C－㏑d-1/2153將鋼加熱至臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成、其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小，稱為奧氏體起始晶粒度。①奧氏體起始晶粒度起始晶粒度取決于奧氏體的成核率和長(zhǎng)大速度可見，增大成核率或降低長(zhǎng)大速度，是獲得細(xì)小奧氏體起始晶粒的重要途徑。在1mm2面積內(nèi)的晶粒數(shù)目n與成核率N和長(zhǎng)大速度G之間的關(guān)系可用下式表示:154②奧氏體實(shí)際晶粒度在一定熱處理加熱、焊接或熱加工制度下，所獲得的奧氏體晶粒大小，稱為奧氏體實(shí)際晶粒度。對(duì)于熱軋(鍛)鋼材，它是指熱軋(鍛)終了時(shí)鋼中的奧氏體晶粒大小；對(duì)于實(shí)際零件，一般是指熱處理加熱狀態(tài)下的奧氏體晶粒大小。奧氏體實(shí)際晶粒度基本決定鋼件熱處理后基體組成相的晶粒大小。在一般加熱速度下，加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體實(shí)際晶粒越粗大，冷卻狀態(tài)的實(shí)際組織也越粗大。155③奧氏體本質(zhì)晶粒度根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法規(guī)定，允許采用滲碳法、氧化法及直接腐蝕法等，將鋼材加熱至930±10℃，保溫3～8小時(shí)，然后冷卻至室溫，測(cè)得的奧氏體晶粒大小，稱為奧氏體本質(zhì)晶粒度。G：奧氏體晶粒度級(jí)別?

：放大倍數(shù)為1時(shí)，晶粒的平均截距直接用奧氏體晶粒尺寸來(lái)表示本質(zhì)晶粒度非常不方便，因此工程上統(tǒng)一將不同晶粒尺寸換算成晶粒度級(jí)別，其換算公式為：G＝－3.2877－6.6439㏒?156根據(jù)上式計(jì)算，奧氏體晶粒度評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)有8級(jí)，1級(jí)晶粒最粗，8級(jí)晶粒最細(xì)。超過(guò)8級(jí)如9～13級(jí)以上者稱為超細(xì)晶粒，還有比1級(jí)晶粒更粗的，如0、－1、－2級(jí)等。晶粒度的各種級(jí)別均有準(zhǔn)圖片供使用時(shí)查對(duì)。G＝－3.2877－6.6439㏒?157標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級(jí)（放大100倍）158標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級(jí)（放大100倍）159在較低的奧氏體化溫度時(shí)晶粒長(zhǎng)大甚微或不長(zhǎng)大，當(dāng)加熱至一定溫度時(shí)晶粒驟然增大，然后長(zhǎng)大速度又減小的一類長(zhǎng)大過(guò)程。奧氏體本質(zhì)晶粒度僅表示鋼材加熱時(shí)晶粒長(zhǎng)大的傾向晶粒長(zhǎng)大的傾向正常長(zhǎng)大異常長(zhǎng)大隨著奧氏體化溫度的升高或奧氏體化時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體晶粒逐漸長(zhǎng)大的一類過(guò)程一般用硅脫氧的鋼一般用鋁脫氧的鋼160A晶粒具有正常長(zhǎng)大傾向的鋼稱為本質(zhì)粗晶粒鋼A晶粒具有異常長(zhǎng)大傾向的鋼稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼161㈡奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響因素奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成時(shí)，奧氏體晶粒大小是很不均勻的，先形核的晶粒長(zhǎng)得較大，其晶面彎曲且能量較高，在隨后的加熱或保溫過(guò)程中，它們會(huì)會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大，而較后形成的較小的晶?？赡軙?huì)逐漸減小甚至消失。影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的主要因素有：加熱溫度加熱速度保溫時(shí)間第二相顆粒162①加熱溫度、加熱速度和保溫時(shí)間的影響加熱溫度的影響：加熱溫度越高，鐵、碳原子的擴(kuò)散越容易進(jìn)行，奧氏體晶粒長(zhǎng)大越容易，得到的奧氏體晶粒越粗大；加熱速度的影響：加熱速度越快，鐵、碳原子的擴(kuò)散越不充分，在同一加熱溫度下奧氏體晶粒長(zhǎng)大越不容易，最終得到的奧氏體晶粒越細(xì)小；保溫時(shí)間的影響：保溫時(shí)間越長(zhǎng)，鐵、碳原子的擴(kuò)散進(jìn)行越充分，奧氏體晶粒越容易長(zhǎng)大，最終得到的奧氏體晶粒越粗大。163第二相質(zhì)點(diǎn)對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響，可以用Gladman的經(jīng)驗(yàn)公式來(lái)進(jìn)行說(shuō)明：rc——能夠有效釘扎晶界的第二相質(zhì)點(diǎn)的臨界半徑;f——第二相質(zhì)點(diǎn)的體積百分?jǐn)?shù)；R0——奧氏體起始晶粒半徑；Z——奧氏休起始晶粒的不均勻因子，即起始晶粒最大尺寸與R0的比值。式中：②

第二相質(zhì)點(diǎn)的的影響164在相同的奧氏體起始晶粒度及均勻性時(shí)，鋼中第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量越多、尺寸越小，即第二相質(zhì)點(diǎn)的體積百分?jǐn)?shù)越大，則能夠有效釘扎住晶界的第二相質(zhì)點(diǎn)的臨界半徑越大，奧氏體晶粒的粗化溫度也越高。也就是說(shuō)，鋼中第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量越多、尺寸越細(xì)小而均勻，則最終得到的奧氏體晶粒越細(xì)小。165㈢奧氏體晶粒度的控制根據(jù)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響因素及作用原理，可以得到生產(chǎn)中控制奧氏體晶粒度的方法。①利于AlN顆粒細(xì)化晶粒大量彌散析出AlN相能有效阻礙奧氏體晶界遷移，提高奧氏體晶粒的粗化溫度。相反，AlN相粗大或少量存在時(shí)則對(duì)晶界遷移無(wú)阻礙作用。②利于過(guò)渡族金屬的碳化物來(lái)細(xì)化晶粒鋼中加入強(qiáng)碳化物、氮化物形成元素如Nb、Ti、V等，能形成彌散穩(wěn)定的碳化物或氮化物，從而能夠有效阻礙晶界的遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。166③采用快速加熱、利用溫度和時(shí)間的影響來(lái)細(xì)化晶粒采用快速加熱、高溫短時(shí)保溫，可以有效地防止奧氏體晶粒的粗化。④

采用預(yù)先熱處理工藝細(xì)化晶粒通過(guò)預(yù)先熱處理，可以改變鋼中第二相的大小、數(shù)量及分布，從而影響加熱時(shí)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向。通過(guò)預(yù)先熱處理，可得到細(xì)珠光體組織，有利于最后熱處理時(shí)獲得均勻細(xì)小的奧氏體晶粒。167㈣粗大奧氏體晶粒的遺傳及其阻斷母相中的晶體缺陷和不均勻性被新相所繼承下來(lái)的一種現(xiàn)象。相遺傳現(xiàn)象可用于形變熱處理。鋼中遺傳有組織遺傳和相遺傳兩種相遺傳組織遺傳鋼過(guò)熱后冷卻得到的原始組織為非平衡的馬氏體、貝氏體等組織時(shí)，在再次正常加熱后，形成的奧氏體仍然保留原來(lái)的粗大晶粒、甚至原來(lái)的取向和晶界，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。168避免由不平衡組織直接加熱奧氏體化，先進(jìn)行一次高溫回火或中間退火；避免新的奧氏體以無(wú)擴(kuò)散機(jī)理形成，可控制加熱速度和溫度以防止馬氏體逆轉(zhuǎn)變發(fā)生；通過(guò)多次加熱-冷卻循環(huán)來(lái)破壞新舊相間的取向關(guān)系。大晶粒生成后的組織轉(zhuǎn)變中，維持了嚴(yán)格的晶體學(xué)取向關(guān)系。產(chǎn)生組織遺傳的根本原因破壞第二次轉(zhuǎn)變中新相、母相之間嚴(yán)格的晶體學(xué)取向關(guān)系。消除組織遺傳的方法具體措施169第四章

鋼的冷卻轉(zhuǎn)變170獲得均勻的奧氏體，實(shí)現(xiàn)熱處理目的前提條件是獲得所需性能的關(guān)鍵4.1冷卻條件對(duì)鋼的機(jī)械性能的影響171可以看出，同樣的奧氏體經(jīng)過(guò)不同冷卻之后，性能顯著不同，強(qiáng)度相差幾倍。這是由于在不同冷速下，奧氏體的過(guò)冷度不同，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織便不同，因而其性能也不同。40Cr鋼經(jīng)850℃加熱不同均卻后的機(jī)械性能冷卻方式σb（N/mm2）σs（N/mm2）爐冷57.4×10728.9×107空冷67.8×10738.7×107油冷185.5×107159×107172控制不當(dāng)會(huì)出現(xiàn)缺陷其轉(zhuǎn)變規(guī)律是制定熱加工后的冷卻工藝的理論根據(jù)在不同過(guò)冷度下等溫測(cè)定奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程，繪出“奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線”；在不同冷速的連續(xù)冷卻過(guò)程中測(cè)定奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程，繪出“奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線”。冷卻轉(zhuǎn)變熱處理加熱后的冷卻鑄造之后的冷卻鍛軋之后的冷卻焊接之后的冷卻冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律的研究方法1734.2過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線處于高溫狀態(tài)的A冷卻到A1點(diǎn)以下就處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，必然要發(fā)生相變，但未必立即發(fā)生，而是經(jīng)過(guò)一個(gè)孕育期后才開始。這種在孕育期內(nèi)暫時(shí)存在的處于不穩(wěn)定狀態(tài)的A稱為過(guò)冷A。將奧氏體迅速冷卻到臨界溫度以下的某一溫度，并在此溫度下進(jìn)行等溫，在等溫過(guò)程中所發(fā)生的相變稱為過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變。過(guò)冷奧氏體過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變174綜合反映過(guò)冷奧氏體在不同過(guò)冷度下等溫的轉(zhuǎn)變過(guò)程：轉(zhuǎn)變開始和終了時(shí)間、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物和轉(zhuǎn)變量與溫度和時(shí)間的關(guān)系曲線，就稱為過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線。過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的形狀象字母“C”，故又稱為“C-曲線”。又根據(jù)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的英文名稱(Temperature-Time-Transformation)的字頭，稱為“TTT曲線”。(IT曲線)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線175㈠共析碳鋼C-曲線的建立C-曲線是利用過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織形態(tài)或物理性質(zhì)的變化來(lái)測(cè)定的。常用的方法有金相法、硬度法、磁性法、電阻法、膨脹法、熱分析法等。其中金相法最直觀，也比較準(zhǔn)確，但比較麻煩。所以常用金相法與其它方法配合使用來(lái)繪制C-曲線。①把用具有相同組織的、同樣尺寸(φ10×1.5mm)的試樣分成若干組，每組有多個(gè)試樣；共析碳鋼C-曲線的建立步驟176②將各組試樣都在同樣條件下奧氏體化，以獲得比較均勻的奧氏體；③迅速將奧氏體化后的各組試樣過(guò)冷到Ar1點(diǎn)以下不同溫度(如650℃、600℃、500℃、350℃、230℃等)的等溫鹽浴爐中進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)變；④每隔一定時(shí)間取出其中一個(gè)試樣淬于水中，將不同時(shí)刻的等溫狀態(tài)固定到室溫；⑤將試樣放于顯微鏡下觀察它們的組織變化，測(cè)定奧氏體在各個(gè)溫度下組織轉(zhuǎn)變開始與終了時(shí)間、最終的組織和性能；177奧氏體在某一溫度下轉(zhuǎn)變開始時(shí)間和終了時(shí)間：通常以該溫度下轉(zhuǎn)變1％的時(shí)間作為轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)；通常以該溫度下轉(zhuǎn)變99％的時(shí)間作為轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)。組織變化：等溫時(shí)未轉(zhuǎn)變的奧氏體，水冷后就變成馬氏體和殘余奧氏體，在組織中呈白亮色；而等溫轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物則原樣保留下來(lái)，在組織中呈暗黑色。⑥

MS點(diǎn)的測(cè)定預(yù)先估計(jì)一個(gè)MS，把A化后的試樣迅速投入溫度為MS的熱浴中保持2～3分鐘，然后轉(zhuǎn)移到溫度比第一個(gè)熱浴高20～30℃的熱浴中保持2～3分鐘，后取出淬入鹽水中；178若第一個(gè)熱浴溫度高于MS，A不發(fā)生轉(zhuǎn)變，在鹽水中A向M轉(zhuǎn)變，顯微鏡下為白亮的馬氏體組織；若第一個(gè)熱浴溫度低于MS，A體向馬氏體轉(zhuǎn)變，而在第二個(gè)熱浴中已轉(zhuǎn)變的M被回火，而剩余的A在鹽水中轉(zhuǎn)變?yōu)镸，兩種馬氏體在顯微鏡下是可以區(qū)分的；繼續(xù)調(diào)整第一個(gè)熱浴的溫度，直至測(cè)出MS。⑦將測(cè)定結(jié)果繪在溫度－時(shí)間坐標(biāo)圖中，把各試樣轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)聯(lián)結(jié)起來(lái)形成轉(zhuǎn)變開始線；把各試樣轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)聯(lián)結(jié)起來(lái)形成轉(zhuǎn)變終了線。這樣就得到過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線。179180181共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線182㈡

C-曲線分析①過(guò)冷奧氏體在各個(gè)溫度下的等溫轉(zhuǎn)變都需要一段孕育期，孕育期隨著過(guò)冷度的變化出現(xiàn)“長(zhǎng)－短－長(zhǎng)”的變化規(guī)律。

越靠近A1點(diǎn)即過(guò)冷度越小，孕育期越長(zhǎng)；隨著過(guò)冷度增大，孕育期縮短，在570℃左右達(dá)到極小值;

此后，孕育期又隨過(guò)冷度的增大而變長(zhǎng)。孕育期的長(zhǎng)短反映出過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的大小183②轉(zhuǎn)變終了時(shí)間隨過(guò)冷度的變化規(guī)律和孕育期類似，呈現(xiàn)出“慢一快一慢”的變化趨勢(shì)；為什么過(guò)冷奧氏體在不同溫度下等溫轉(zhuǎn)變時(shí)會(huì)出現(xiàn)“C-曲線”這樣的現(xiàn)象呢?隨溫度變化，新舊相的自由能差ΔF與原子的擴(kuò)散系數(shù)D具有不同變化趨勢(shì)，它們共同作用的結(jié)果。184Ms點(diǎn)～Mf(-50℃)

馬氏體型轉(zhuǎn)變Ar1

～550℃(鼻溫)

珠光體型轉(zhuǎn)變550～230℃(Ms點(diǎn))

貝氏體型轉(zhuǎn)變③共析鋼的過(guò)冷奧氏體在A1溫度以下將會(huì)發(fā)生三種不同的轉(zhuǎn)變：185⑴

碳鋼的基本類型只有一個(gè)鼻點(diǎn)，即珠光體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變重疊，亞(過(guò))共析鋼比共析鋼多出一個(gè)F析出線和K析出線.㈢奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的常見類型186①

具有單一的C字形曲線，即P與B轉(zhuǎn)變重疊.⑵

合金鋼C曲線的常見類型歸納起來(lái)大體上可以分為六種類型除碳鋼以外，含有Si、Ni、Cu、Co等非碳化物形成元素的鋼均屬此類。187②具有雙C字形曲線，兩個(gè)鼻子在時(shí)間軸上相近，在溫度軸上不同，P與B部分重疊，如37CrSi具有這樣的C曲線。188③

具有雙C字形曲線，兩個(gè)鼻子在時(shí)間和溫度軸上都不相同，P與B部分重疊。P轉(zhuǎn)變曲線右移比較顯著20Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。B轉(zhuǎn)變曲線右移較為顯著GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等189④P與B轉(zhuǎn)變曲線完全分開B轉(zhuǎn)變曲線右移Cr12、Cr12、VW18Cr4V等P轉(zhuǎn)變曲線右移5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等190⑤

只有P轉(zhuǎn)變區(qū)而無(wú)B轉(zhuǎn)變區(qū)（4Cr13)或只有B轉(zhuǎn)變區(qū)而無(wú)P轉(zhuǎn)變區(qū)(18CrNiV)。191⑥

只有一條碳化物析出線，無(wú)P和B轉(zhuǎn)變區(qū)（奧氏體鋼都具有這類曲線）。192㈣

過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的影響因素各種因素對(duì)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的影響，實(shí)質(zhì)上都是對(duì)過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的影響。凡是增加奧氏體穩(wěn)定性的因素，都使孕育期延長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度減小，從而使C-曲線右移；凡是降低奧氏體穩(wěn)定性的因素，都使孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度增大，從而使C-曲線左移。因此，各種因素對(duì)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的影響都可以在C－曲線上反映出來(lái)。兩個(gè)凡是193⑴碳含量的影響45鋼T10鋼共析鋼三種鋼的過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線①亞共析鋼的C-曲線上多出一條γ→α轉(zhuǎn)變的開始線，過(guò)共析鋼的C-曲線上多出一條γ→Fe3C轉(zhuǎn)變的開始線；194②共析碳濃度的奧氏體最穩(wěn)定，碳濃度離共析成分越遠(yuǎn)，則奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變?cè)娇?；③奧氏體碳濃度越小，貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)娇?；④隨著碳濃度的增高，Ms點(diǎn)逐漸降低。45鋼T10鋼共析鋼三種鋼的過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線195⑵合金元素的影響合金元素在鋼中存在形式化合態(tài)末溶入奧氏體時(shí)，會(huì)降低奧氏體的穩(wěn)定性，加速轉(zhuǎn)變對(duì)過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生重要影響對(duì)奧氏體轉(zhuǎn)變的影響不大，或略有加速作用固溶態(tài)游離態(tài)除Co外，所有溶入A的合金元素均增大過(guò)冷A的穩(wěn)定性(合金元素的擴(kuò)散比碳原子困難很多)196197⑶奧氏體狀態(tài)的影響①

A晶粒度的影響A晶粒越細(xì)小則晶界面積越大，越有利于新相形核，加速過(guò)冷A的轉(zhuǎn)變，從而使C曲線左移。198②奧氏體均勻性的影響奧氏體的成分越不均勻，越有利先共析相的析出和珠光體的形核與長(zhǎng)大。不均勻奧氏體中的高碳濃度區(qū)使貝氏體轉(zhuǎn)變變慢.199⑷鋼的原始組織、加熱溫度和保溫時(shí)間的影響在同樣的加熱條件下，軋材形成的奧氏體比鑄錠均勻。它們都通過(guò)影響奧氏體的晶粒度和均勻性來(lái)影響奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變。原始組織：在相同的加熱條件下，原始組織越細(xì)，越容易得到均勻的奧氏體，使C-曲線右移.200當(dāng)原始組織相同時(shí)，提高奧氏體化溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，將促使碳化物溶解、成分均勻和奧氏體晶粒長(zhǎng)大，使C-曲線右移。加熱溫度和保溫時(shí)間201⑸外加應(yīng)力和塑性變形的影響拉應(yīng)力會(huì)加速奧氏體轉(zhuǎn)變；壓應(yīng)力會(huì)阻礙奧氏體轉(zhuǎn)變。外加應(yīng)力:奧氏體的塑性變形，造成晶粒破碎，亞結(jié)構(gòu)細(xì)化，晶體缺陷密度增高，還可能伴有碳化物的析出，這些都使奧氏體穩(wěn)定性降低、轉(zhuǎn)變加快。塑性變形:2024.3過(guò)冷奧氏體在連續(xù)冷卻中的轉(zhuǎn)變奧氏體等溫轉(zhuǎn)變規(guī)律可以用C-曲線表示出來(lái)。同樣地，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的規(guī)律也可以用另一種C-曲線表示出來(lái)，這就是“連續(xù)冷卻C-曲線”，根據(jù)其英文名稱(ContinuousCoolingTransformation)字頭又稱為“CCT曲線”。㈠連續(xù)冷卻C-曲線的建立方法與奧氏體等溫轉(zhuǎn)變C-曲線的建立方法類似①把用鋼制成的同樣尺寸(φ10×1.5mm的圓片)的試樣分成若干組，每組有多個(gè)試樣；203②將各組試樣都在同樣條件下奧氏體化，以獲得比較均勻的奧氏體;③將奧氏體化后的各組試樣以不同的、恒定的冷卻速度連續(xù)冷卻；④每隔一定時(shí)間取出其中一個(gè)試樣淬于水中，將高溫轉(zhuǎn)變的狀態(tài)固定到室溫；⑤將試樣放于顯微鏡下觀察它們的組織變化，測(cè)定奧氏體在各個(gè)冷卻速度下的組織轉(zhuǎn)變開始與終了時(shí)間、最終的組織和性能;⑥將測(cè)定結(jié)果繪在溫度－時(shí)間坐標(biāo)圖中，把各試樣轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)聯(lián)結(jié)起來(lái)，形成轉(zhuǎn)變開始線；把各試樣轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)聯(lián)結(jié)起來(lái)，形成轉(zhuǎn)變終了線。這樣就得到過(guò)冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線連續(xù)冷卻C-曲線的分析⑴共析鋼共析鋼的連續(xù)冷卻C-曲線最簡(jiǎn)單，只有珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，而沒有貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。210下臨界冷速上臨界冷速淬火臨界冷速211兩點(diǎn)不同：一是有兩次滲碳體的析出線；二是圖中Ms線右端上翹。Ms線右端上翹的原因：這是由于二次滲碳體的析出，使周圍奧氏體貧碳，奧氏體貧碳越多，Ms點(diǎn)升高越厲害。⑵過(guò)共析鋼212其連續(xù)冷卻C-曲線與共析鋼差異很大：主要是出現(xiàn)了F析出區(qū)、B轉(zhuǎn)變區(qū)、以及Ms線右端下斜。Ms線右端下斜的原因：由于鐵素體析出和貝氏體轉(zhuǎn)變都使周圍奧氏體富碳，因而使Ms點(diǎn)降低。鐵素體和貝氏體的形成量越多，則奧氏體富碳越多，因而Ms點(diǎn)降低越多。⑶亞共折鋼213㈢連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變與等溫轉(zhuǎn)變的關(guān)系214①

連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程實(shí)質(zhì)上是由無(wú)數(shù)個(gè)微小等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程組成的；②在連續(xù)冷卻過(guò)程中，只能出現(xiàn)已有的等溫轉(zhuǎn)變，而不會(huì)出現(xiàn)任何新的轉(zhuǎn)變，而且每種轉(zhuǎn)變只能出現(xiàn)在自己的溫度區(qū)域內(nèi)；連續(xù)冷卻時(shí)，在共析和過(guò)共析鋼中不出現(xiàn)B轉(zhuǎn)變，在某些合金鋼中不出現(xiàn)P轉(zhuǎn)變。其原因就是奧氏體的碳濃度高，轉(zhuǎn)變的孕育期大大延長(zhǎng)而達(dá)不到孕育期的要求，所以在連續(xù)冷卻過(guò)程中被抑制。215③奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變又不同于等溫轉(zhuǎn)變：連續(xù)冷卻過(guò)程中可能會(huì)先后發(fā)生幾種轉(zhuǎn)變，而且，冷速不同，可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變也不同，各種轉(zhuǎn)變的相對(duì)量也不同，因而形成的組織往往是不均勻的混合組織且比較復(fù)雜；④最明顯的差別是：連續(xù)冷卻C-曲線總是位于等溫轉(zhuǎn)變C-曲線的右下方。這表明，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變比等溫轉(zhuǎn)變的過(guò)冷度要大些，孕育期要長(zhǎng)些。216㈣

影響奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的因素仍然是奧氏體的化學(xué)成分和組織狀態(tài)等，其影響規(guī)律也和對(duì)奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的影響相類似。奧氏體化條件對(duì)于連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變有很大影響，在選用連續(xù)冷卻C-曲線時(shí)應(yīng)注意這一點(diǎn)。手冊(cè)中的連續(xù)冷卻C-曲線有兩種，其區(qū)別就在于奧氏體化條件不同：焊接用的連續(xù)冷卻C-曲線是在高溫短時(shí)加熱條件下測(cè)定的；熱處理用的連續(xù)C-曲線則是在緩慢加熱條件下測(cè)定的，加熱溫度接近于熱處理的加熱溫度。217㈤

過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線的應(yīng)用⑴制定熱處理工藝根據(jù)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線可制定等溫退火、等溫淬火、分級(jí)淬火的溫度、時(shí)間等參數(shù)。還可以確定形變熱處理的溫度范圍等。⑵分析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物①利用等溫轉(zhuǎn)變曲線，可以近似估計(jì)在實(shí)際熱處理?xiàng)l件下奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程及其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。方法是把已知的冷卻曲線疊繪在等溫轉(zhuǎn)變曲線上218②利用連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，可較精確估計(jì)實(shí)際熱處理?xiàng)l件下，所能得到的組織和硬度；③也可用連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，來(lái)分析較大截面的工件在熱處理或在鑄、鍛、焊等熱加工后的冷卻中所發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變和硬度。利用過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，不僅可以分析不同焊接方法得到的熱影響區(qū)的組織和性能，判斷那種焊接方法可不降低性能，而且還可以分析焊接產(chǎn)生裂紋的傾向等。⑶選用焊接方法并分析產(chǎn)生裂紋的傾向219第五章

珠光體轉(zhuǎn)變2205.1研究珠光體型相變的意義珠光體是滲碳體和鐵素體片層相間、交替排列形成的機(jī)械混合物。用符號(hào)P表示（Pearlite）。0.0218%6.69%0.77%含碳量鐵素體滲碳體奧氏體晶體結(jié)構(gòu)體心立方面心立方復(fù)雜斜方珠光體轉(zhuǎn)變是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個(gè)新相的機(jī)械混合物的相變過(guò)程，因此珠光體轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組。221共析鋼的動(dòng)力學(xué)曲線和IT圖222珠光體轉(zhuǎn)變是過(guò)冷奧氏體在臨界溫度A1以下比較高的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變，共析碳鋼約在A1~500℃溫度之間發(fā)生，又稱高溫轉(zhuǎn)變。由于相變?cè)谳^高的溫度下進(jìn)行，鐵、碳原子都能進(jìn)行擴(kuò)散，所以珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。珠光體鐵素體滲碳體硬度低而塑性高硬度高而脆性大兩者合理的匹配，可得到綜合力學(xué)性能良好的P223珠光體轉(zhuǎn)變是鋼中重要的相變，同時(shí)在熱處理實(shí)踐中也極為重要，因?yàn)樵阡摰耐嘶鹋c正火時(shí)所發(fā)生的都是珠光體轉(zhuǎn)變。必須控制珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形態(tài)，以保證所得組織具有所需要的強(qiáng)度、韌塑性等。要求退火或正火所得組織能滿足最