第5章钢的热处理原理 教学提示:本章主要阐明钢在加热或冷却过程中的相变规律。热处理的实质是把金属 材料在固态下加热到预定的温度,保温预定的时间,然后以预定的方式冷却下来,通过这 样一个工艺过程,改变金属材料内部的组织结构,从而使工件的性能发生预期的变化。热 处理的目的在于改变工件的性能,即改善金属材料的工艺性能,提高金属材料的使用性能 金属材料在热处理过程中,会发生一系列的组织变化,这些转变具有严格的规律性。金属 材料中组织转变的规律,就是热处理的原理 教学要求:了解钢加热时奥氏体化的基本过程;理解过冷奥氏体等温冷却和连续冷却 曲线的物理意义;熟悉影响C曲线形状和位置的因素,以及C曲线在热处理生产中的实际 应用;掌握过冷奥氏体转变产物(珠光体、索氏体、屈氏体、马氏体、贝氏体)的组织特点 和性能特点。 热处理( heat treatment)是一种重要的金属加工工艺,它主要是把金属材料在固态下加 热、保温、冷却,以改变其组织,从而获得所需性能的一种热加工工艺。 热处理的主要目的是为了改善金属材料的性能,即改善钢的工艺性能和提高钢的机械 性能和使用性能。 通过热处理可以改善金属材料的性能,所以绝大多数机械零件都要经过热处理以提高 产品的质量、延长使用寿命。据统计,拖拉机、汽车零件的70%~80%需要进行热处理; 各种刀具、量具和模具100%要进行热处理。如果将原材料在加工过程中采用的预备热处理 包括进去,可以说所有的机械零件都要机械热处理。由此可见,热处理在机械工业中占有 重要地位。 要了解各种热处理对钢组织与性能的影响,必须研究钢在加热和冷却过程中的相变规 律。下面分别介绍钢在加热及冷却过程中组织转变规律。 51钢在加热时的转变 钢的热处理,一般都必须先将钢加热至临界温度以上,获得奥氏体组织,然后再以适 当方式(或速度)冷却,以获得所需要的组织和性能。通常把钢加热获得奥氏体的转变过程 称为奥氏体化过程。 51.1转变温度 在 Fe-Fe C相图中,共析钢在加热和冷却过程中经过PSK线(A1)时,发生珠光体与奥 氏体之间的相互转变,亚共析钢经过GS线(43)时,发生铁素体与奥氏体之间的相互转变 过共析钢经过ES线(Am)时,发生渗碳体与奥氏体之间的相互转变。A1、A3、Aam为钢在平 衡条件下的临界点。在实际热处理生产过程中,加热和冷却不可能极其缓慢,因此上述转
第 5 章 钢的热处理原理 教学提示：本章主要阐明钢在加热或冷却过程中的相变规律。热处理的实质是把金属 材料在固态下加热到预定的温度，保温预定的时间，然后以预定的方式冷却下来，通过这 样一个工艺过程，改变金属材料内部的组织结构，从而使工件的性能发生预期的变化。热 处理的目的在于改变工件的性能，即改善金属材料的工艺性能，提高金属材料的使用性能。 金属材料在热处理过程中，会发生一系列的组织变化，这些转变具有严格的规律性。金属 材料中组织转变的规律，就是热处理的原理。 教学要求：了解钢加热时奥氏体化的基本过程；理解过冷奥氏体等温冷却和连续冷却 曲线的物理意义；熟悉影响 C 曲线形状和位置的因素，以及 C 曲线在热处理生产中的实际 应用；掌握过冷奥氏体转变产物(珠光体、索氏体、屈氏体、马氏体、贝氏体)的组织特点 和性能特点。 热处理(heat treatment)是一种重要的金属加工工艺，它主要是把金属材料在固态下加 热、保温、冷却，以改变其组织，从而获得所需性能的一种热加工工艺。 热处理的主要目的是为了改善金属材料的性能，即改善钢的工艺性能和提高钢的机械 性能和使用性能。 通过热处理可以改善金属材料的性能，所以绝大多数机械零件都要经过热处理以提高 产品的质量、延长使用寿命。据统计，拖拉机、汽车零件的 70%～80%需要进行热处理； 各种刀具、量具和模具 100%要进行热处理。如果将原材料在加工过程中采用的预备热处理 包括进去，可以说所有的机械零件都要机械热处理。由此可见，热处理在机械工业中占有 重要地位。 要了解各种热处理对钢组织与性能的影响，必须研究钢在加热和冷却过程中的相变规 律。下面分别介绍钢在加热及冷却过程中组织转变规律。 5.1 钢在加热时的转变 钢的热处理，一般都必须先将钢加热至临界温度以上，获得奥氏体组织，然后再以适 当方式(或速度)冷却，以获得所需要的组织和性能。通常把钢加热获得奥氏体的转变过程 称为奥氏体化过程。 5.1.1 转变温度 在 Fe-Fe3C 相图中，共析钢在加热和冷却过程中经过 PSK 线(A1)时，发生珠光体与奥 氏体之间的相互转变，亚共析钢经过 GS 线(A3)时，发生铁素体与奥氏体之间的相互转变， 过共析钢经过 ES 线(Acm)时，发生渗碳体与奥氏体之间的相互转变。A1、A3、Acm为钢在平 衡条件下的临界点。在实际热处理生产过程中，加热和冷却不可能极其缓慢，因此上述转
第5章钢的热处理原理 变往往会产生不同程度的滞后现象。实际转变温度与平衡临界温度之差称为过热度(加热时) 或过冷度(冷却时)。过热度或过冷度随加热或冷却速度的增大而增大。通常把加热时的临 界温度加注下标“c”,如As1、A3、Acm,而把冷却时的临界温度加注下标“r”,如A A3、Arcm,如图5.1所示。 900 740 020.40.60.81.01.214 含碳量/% 图51加热和冷却速度(0.125℃min)对临界转变温度的影响 51.2奥氏体的形成 以共析钢为例说明奧氏体的形成过程。共析钢在室温时,其平衡组织为单一珠光体, 是由含碳极微的具有体心立方晶格的铁素体和含碳量很高的具有复杂斜方晶格的渗碳体所 组成的两相混合物,其中铁素体是基体相,滲碳体为分散相。珠光体的平均含碳量为0.77%。 当加热至As1以上温度保温,珠光体将全部转变为奥氏体。而由于铁素体、滲碳体和奥氏 体三者的含碳量和晶体结构都相差很大。因此,奥氏体的形成过程包括碳的扩散重新分布 和铁素体向奥氏体的晶格重组,也是一个形核、长大和均匀化的过程,如图52所示 (a)奥氏体形核(b)奥氏体长大(c)剩余渗碳体溶解(d)奥氏体均匀化 图52珠光体向奥氏体转变过程示意图 1.奥氏体的形核 奧氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成。这是因为在相界面上碳浓度 分布不均匀,位错密度较高、原子排列不规则,晶格畸变大,处于能量较高的状态,能为 生奥氏体晶核提供浓度和结构两方面的有利条件。而奥氏体形核和液态结晶形核一样
第 5 章 钢的热处理原理 ·89· ·89· 变往往会产生不同程度的滞后现象。实际转变温度与平衡临界温度之差称为过热度(加热时) 或过冷度(冷却时)。过热度或过冷度随加热或冷却速度的增大而增大。通常把加热时的临 界温度加注下标“c”，如 Ac1、Ac3、Accm，而把冷却时的临界温度加注下标“r”，如 Ar1、 Ar3、Arcm，如图 5.1 所示。 图 5.1 加热和冷却速度(0.125℃/min)对临界转变温度的影响 5.1.2 奥氏体的形成 以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。共析钢在室温时，其平衡组织为单一珠光体， 是由含碳极微的具有体心立方晶格的铁素体和含碳量很高的具有复杂斜方晶格的渗碳体所 组成的两相混合物，其中铁素体是基体相，渗碳体为分散相。珠光体的平均含碳量为 0.77%。 当加热至 Ac1 以上温度保温，珠光体将全部转变为奥氏体。而由于铁素体、渗碳体和奥氏 体三者的含碳量和晶体结构都相差很大。因此，奥氏体的形成过程包括碳的扩散重新分布 和铁素体向奥氏体的晶格重组，也是一个形核、长大和均匀化的过程，如图 5.2 所示。 (a)奥氏体形核 (b)奥氏体长大 (c)剩余渗碳体溶解 (d)奥氏体均匀化 图 5.2 珠光体向奥氏体转变过程示意图 1. 奥氏体的形核 奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成。这是因为在相界面上碳浓度 分布不均匀，位错密度较高、原子排列不规则，晶格畸变大，处于能量较高的状态，能为 产生奥氏体晶核提供浓度和结构两方面的有利条件。而奥氏体形核和液态结晶形核一样
金属学与热处理 需要一定的结构起伏、能量起伏和浓度起伏。在铁素体和滲碳体的相界处原子排列不规则, 处于高能不稳状态,具备形核所需要的结构起伏和能量起伏条件。同时相界面处碳浓度处 于铁素体和渗碳体的过渡之间,容易出现奥氏体形核所需要的浓度起伏。所以,奥氏体形 核优先在相界面上形成 奥氏体晶核的长大 奧氏体形核后便开始长大。在AC以上的某一温度1形成奥氏体晶核。奥氏体晶核形 成之后,它一面与滲碳体相邻,另一面与铁素体相邻。假定它与铁素体和滲碳体相邻的界 面都是平直的,根据FeFe3C相图可知,奥氏体与铁素体相邻的边界处的碳浓度为Cr-a, 奥氏体与渗碳体相邻的边界处的碳浓度为Cγc。此时,两个边界处于界面平衡状态,这是 系统自由能最低的状态。由于Cyc>Cr-,因此,在奥氏体中出现碳的浓度梯度,并引起 碳在奧氏体中不断地由高浓度向低浓度的扩散。由于扩散的结果,奥氏体与铁素体相邻的 边界处碳浓度升高,而与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低。从而破坏了相界面的平衡,使 系统自由能升高。为了恢复平衡,渗碳体势必溶入奥氏体,使它们相邻界面的碳浓度恢复 到CγC,与此同时,另一个界面上,发生奥氏体碳原子向铁素体的扩散,促使铁素体转变 为奥氏体,使它们之间的界面恢复到Cy-a,从而恢复界面的平衡,降低系统的自由能。这 样,奥氏体的两个界面就向铁素体和渗碳体两个方向推移,奧氏体便长大。由于奥氏体中 碳的扩散,不断打破相界面平衡,又通过滲碳体和铁素体向奥氏体转变而恢复平衡的过程 循环往复地进行,奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中扩展,逐渐长大。另一方面,由于 在铁素体内,铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体接触的两个界面之间也存在着碳浓度差 C-c-C-’因此,碳在奥氏体中扩散的同时,在铁素体中也进行着扩散。由于扩散的结 果,促使铁素体向奥氏体转变,从而促进奥氏体长大 3.残留渗碳体的溶解 铁素体、渗碳体、奥氏体三相比较而言,铁素体的碳浓度和晶体结构与奥氏体相近, 所以铁素体先于滲碳体消失。因此,奥氏体形成后,仍有未溶解的滲碳体存在,随着保温 时间的延长,未溶渗碳体将继续溶解,直至全部消失 4.奥氏体成分均匀化 当残留渗碳体全部溶解完时,原渗碳体存在的地方含碳量比原铁素体存在的地方含碳量 要高,所以需要继续延长保温时间,让碳原子充分扩散,才能使奥氏体的含碳量处处均匀。 513影响奥氏体转变速度的因素 奥氏体的形成是通过形核和长大过程进行的,整个过程受原子扩散控制。因此,一切 影响扩散、影响形核与长大的因素都影响奧氏体的形成速度。主要因素如加热温度、原始 组织和化学成分等。 1.加热温度的影响 加热温度越高则奥氏体形成的速度就越快。这是因为加热温度高(即过热度大),则奧 氏体形核率及长大速率都迅速增大,原子扩散能力也在增强,促进了渗碳体的溶解和铁素
·90· 金属学与热处理 ·90· 需要一定的结构起伏、能量起伏和浓度起伏。在铁素体和渗碳体的相界处原子排列不规则， 处于高能不稳状态，具备形核所需要的结构起伏和能量起伏条件。同时相界面处碳浓度处 于铁素体和渗碳体的过渡之间，容易出现奥氏体形核所需要的浓度起伏。所以，奥氏体形 核优先在相界面上形成。 2. 奥氏体晶核的长大 奥氏体形核后便开始长大。在 AC1 以上的某一温度 t1 形成奥氏体晶核。奥氏体晶核形 成之后，它一面与渗碳体相邻，另一面与铁素体相邻。假定它与铁素体和渗碳体相邻的界 面都是平直的，根据 Fe-Fe3C 相图可知，奥氏体与铁素体相邻的边界处的碳浓度为 Cγ - α ， 奥氏体与渗碳体相邻的边界处的碳浓度为 Cγ -C。此时，两个边界处于界面平衡状态，这是 系统自由能最低的状态。由于 Cγ -C＞Cγ - α ，因此，在奥氏体中出现碳的浓度梯度，并引起 碳在奥氏体中不断地由高浓度向低浓度的扩散。由于扩散的结果，奥氏体与铁素体相邻的 边界处碳浓度升高，而与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低。从而破坏了相界面的平衡，使 系统自由能升高。为了恢复平衡，渗碳体势必溶入奥氏体，使它们相邻界面的碳浓度恢复 到 Cγ -C，与此同时，另一个界面上，发生奥氏体碳原子向铁素体的扩散，促使铁素体转变 为奥氏体，使它们之间的界面恢复到 Cγ - α ，从而恢复界面的平衡，降低系统的自由能。这 样，奥氏体的两个界面就向铁素体和渗碳体两个方向推移，奥氏体便长大。由于奥氏体中 碳的扩散，不断打破相界面平衡，又通过渗碳体和铁素体向奥氏体转变而恢复平衡的过程 循环往复地进行，奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中扩展，逐渐长大。另一方面，由于 在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体接触的两个界面之间也存在着碳浓度差 CFC F − − − C γ ，因此，碳在奥氏体中扩散的同时，在铁素体中也进行着扩散。由于扩散的结 果，促使铁素体向奥氏体转变，从而促进奥氏体长大。 3. 残留渗碳体的溶解 铁素体、渗碳体、奥氏体三相比较而言，铁素体的碳浓度和晶体结构与奥氏体相近， 所以铁素体先于渗碳体消失。因此，奥氏体形成后，仍有未溶解的渗碳体存在，随着保温 时间的延长，未溶渗碳体将继续溶解，直至全部消失。 4. 奥氏体成分均匀化 当残留渗碳体全部溶解完时，原渗碳体存在的地方含碳量比原铁素体存在的地方含碳量 要高，所以需要继续延长保温时间，让碳原子充分扩散，才能使奥氏体的含碳量处处均匀。 5.1.3 影响奥氏体转变速度的因素 奥氏体的形成是通过形核和长大过程进行的，整个过程受原子扩散控制。因此，一切 影响扩散、影响形核与长大的因素都影响奥氏体的形成速度。主要因素如加热温度、原始 组织和化学成分等。 1. 加热温度的影响 加热温度越高则奥氏体形成的速度就越快。这是因为加热温度高(即过热度大)，则奥 氏体形核率及长大速率都迅速增大，原子扩散能力也在增强，促进了渗碳体的溶解和铁素
第5章钢的热处理原理 体的转变 ①加热温度必须高于Ac!点,珠光体才能向奥氏体转变。转变需要一段孕育期以后才 能开始,而且温度越高,孕育期越短, ②转变温度越高,奧氏体的形成速度越快,转变所需要的时间越短。这是由两方面原 因造成的。一方面,温度越高则奥氏体与珠光体的自由能差越大,转变的推动力越大,另 方面,温度越高则原子扩散越快,因而碳的重新分布与铁的晶格改变越快,所以,使奥 氏体的形核、长大、残余渗碳体的溶解及奥氏体的均匀化都进行得越快。可见,同样一个 奥氏体化状态,既可通过较低温度较长时间的加热得到,也可由较高温度较短时间的加热 得到。因此,在制定加热工艺时,应全面考虑温度和时间的影响 2.加热速度的影响 在连续升温加热时,加热速度对奥氏体化过程有重要影响,加热速度越快,则珠光体 的过热度越大,转变的开始温度Ac越高,终了温度也越高.但转变的孕育期越短,转变 所需的时间也就越短。 3.化学成分的影响 一方面,钢中含碳量越高,奥氏体的形成速度越快。这是因为随含碳量增加,滲碳体 的数量相应地增加,铁素体和滲碳体相界面的面积増加,因此増加了奥氏体形核的部位 增大奥氏体的形核率。同时,碳化物数量增加,又使碳的扩散距离减小,以及随奥氏体中 含碳量增加,碳和铁原子的扩散系数将增大,从而增大奥氏体的长大速度 另一方面,钢中加入合金元素,并不改变珠光体向奥氏体转变的基本过程。但是,合 金元素对于奥氏体化过程的进行速度有重要影响,一般都使之减慢。 合金元素影响的原因如下: (1)合金元素会改变钢的平衡临界点:如镍、锰、铜等都使临界点降低,而铬、钨 钒、硅等则使之升高。因此,在同一温度奥氏体化时,与碳素钢相比合金元素改变了过 热度,因而也就改变了奥氏体与珠光体的自由能差,这对于奥氏体的形核与长大都有重要 (2)合金元素在珠光体中的分布是不均匀的:如铬、钼、钨、钒、钛等能形成碳化物 的元素,主要存在于共析碳化物中,镍、硅、铝等不形成碳化物的元素,主要存在于共析 铁素体中。因此,合金钢奥氏体化时,除了必须进行碳的扩散重新分布外,还必须进行合 金元素的扩散重新分布。可是,合金元素的扩散速度比碳原子要慢得多,所以合金奥氏体 的均匀化要缓慢得多。 3)某些合金元素会影响碳和铁的扩散速度:如铬、钼、钨、钒、钛等都显著减慢碳 的扩散,钴、镍等则加速碳的扩散,硅、铝、锰等影响不大 (4)极易形成碳化物的元素:如钛、钒、锆、铌、钼、钨等,会形成特殊碳化物,其 稳定性比滲碳体高,很难溶入奥氏体,必须进行较高温度较长时间加热才能完全溶解。总 之,合金钢的奥氏体化速度一般都比碳素钢慢,特别是高合金钢更要慢得多 4.原始组织的影响 在化学成分相同的情况下,随原始组织中碳化物分散度的增大,不仅铁素体和渗碳体 相界面增多,加大了奥氏体的形核率;而且由于珠光体片层间距减小,使奥氏体中的碳浓
第 5 章 钢的热处理原理 ·91· ·91· 体的转变。 ① 加热温度必须高于 AC1 点，珠光体才能向奥氏体转变。转变需要一段孕育期以后才 能开始，而且温度越高，孕育期越短。 ② 转变温度越高，奥氏体的形成速度越快，转变所需要的时间越短。这是由两方面原 因造成的。一方面，温度越高则奥氏体与珠光体的自由能差越大，转变的推动力越大，另 一方面，温度越高则原子扩散越快，因而碳的重新分布与铁的晶格改变越快，所以，使奥 氏体的形核、长大、残余渗碳体的溶解及奥氏体的均匀化都进行得越快。可见，同样一个 奥氏体化状态，既可通过较低温度较长时间的加热得到，也可由较高温度较短时间的加热 得到。因此，在制定加热工艺时，应全面考虑温度和时间的影响。 2. 加热速度的影响 在连续升温加热时，加热速度对奥氏体化过程有重要影响，加热速度越快，则珠光体 的过热度越大，转变的开始温度 AC1 越高，终了温度也越高．但转变的孕育期越短，转变 所需的时间也就越短。 3. 化学成分的影响 一方面，钢中含碳量越高，奥氏体的形成速度越快。这是因为随含碳量增加，渗碳体 的数量相应地增加，铁素体和渗碳体相界面的面积增加，因此增加了奥氏体形核的部位， 增大奥氏体的形核率。同时，碳化物数量增加，又使碳的扩散距离减小，以及随奥氏体中 含碳量增加，碳和铁原子的扩散系数将增大，从而增大奥氏体的长大速度。 另一方面，钢中加入合金元素，并不改变珠光体向奥氏体转变的基本过程。但是，合 金元素对于奥氏体化过程的进行速度有重要影响，一般都使之减慢。 合金元素影响的原因如下： (1) 合金元素会改变钢的平衡临界点：如镍、锰、铜等都使临界点降低，而铬、钨、 钒、硅等则使之升高。因此，在同一温度奥氏体化时，与碳素钢相比合金元素改变了过 热度，因而也就改变了奥氏体与珠光体的自由能差，这对于奥氏体的形核与长大都有重要 影响。 (2) 合金元素在珠光体中的分布是不均匀的：如铬、钼、钨、钒、钛等能形成碳化物 的元素，主要存在于共析碳化物中，镍、硅、铝等不形成碳化物的元素，主要存在于共析 铁素体中。因此，合金钢奥氏体化时，除了必须进行碳的扩散重新分布外，还必须进行合 金元素的扩散重新分布。可是，合金元素的扩散速度比碳原子要慢得多，所以合金奥氏体 的均匀化要缓慢得多。 (3) 某些合金元素会影响碳和铁的扩散速度：如铬、钼、钨、钒、钛等都显著减慢碳 的扩散，钴、镍等则加速碳的扩散，硅、铝、锰等影响不大。 (4) 极易形成碳化物的元素：如钛、钒、锆、铌、钼、钨等，会形成特殊碳化物，其 稳定性比渗碳体高，很难溶入奥氏体，必须进行较高温度较长时间加热才能完全溶解。总 之，合金钢的奥氏体化速度一般都比碳素钢慢，特别是高合金钢更要慢得多。 4. 原始组织的影响 在化学成分相同的情况下，随原始组织中碳化物分散度的增大，不仅铁素体和渗碳体 相界面增多，加大了奥氏体的形核率；而且由于珠光体片层间距减小，使奥氏体中的碳浓
金属学与热处理 度梯度增大,这些都使奥氏体的长大速度增加。因此,钢的原始组织越细,则奥氏体的形 成速度越快。 5.14奥氏体的晶粒度及其影响因素 奥氏体的晶粒大小对钢的冷却转变及转变产物的组织和性能都有重要的影响,同时也 影响工艺性能。例如,细小的奥氏体晶粒淬火所得到的马氏体组织也细小,这不仅可以提 高钢的强度与韧性,还可降低淬火变形、开裂倾向。目前,细化晶粒已经成为强化金属材 料的重要方法。根据奥氏体的形成过程及长大倾向,奥氏体的晶粒度可以用起始晶粒度、 实际晶粒度和本质晶粒度等描述。 起始晶粒度 钢加热时,当珠光体刚刚转变为奧氏体时,奥氏体晶粒大小叫起始晶粒度,此时的晶 粒一般均较细小,若温度提高或时间延长,晶粒会长大 实际晶粒度 奧氏体的起始晶粒形成后,如果继续在临界点以上升温或保温,晶粒就会自动长大起 来。这是因为,晶粒越细小则晶界面积越大,总的界面能也越大,所以,细晶粒状态的自 由能高于粗晶粒状态的自由能。晶粒长大能使自由能降低,所以晶粒总要自发长大。显然, 晶粒长大的推动力是界面能的降低,而晶粒长大的阻力来自第二相的阻碍等作用。晶粒长 大是依靠原子扩散与晶界推移,由大晶粒吞并小晶粒而进行的。温度越高,时间越长,晶 粒就长得越大。在每一个具体加热条件下所得到的奥氏体晶粒大小,称为奥氏体的“实际 晶粒度”。即实际晶粒度为在具体的加热条件下加热时,所得到奥氏体的实际晶粒大小。 它直接影响钢在冷却以后的性能 3.本质晶粒度 生产中发现,有的钢材加热时奥氏体晶粒很容易长大,而有的钢材就不容易长大,这 说明不同的钢材的晶粒长大倾向是不同的。本质晶粒度就是反映钢材加热时奥氏体晶粒长 大倾向的一个指标。凡是奥氏体晶粒容易长大的钢就称为“本质粗晶粒钢”,反之,奥氏 体晶粒不容易长大的钢则称为“本质细晶粒钢”。随着加热温度升高,本质粗晶粒钢的奥 氏体晶粒一直长大,逐渐粗化。本质细晶粒钢则不然,在一定温度以下加热时,奥氏体晶 粒长大很缓慢,一直保持细小晶粒。可是,超过一定温度以后,晶粒急剧长大,突然粗化 这个晶粒开始强烈长大的温度称为“晶粒粗化温度”。本质细晶粒钢只有在晶粒粗化温度 以下加热时,晶粒才不容易长大,超过这一温度以后,便与本质粗晶粒钢没有什么区别了。 本质晶粒度是根据冶金部的部颁标准YB27—77《钢的晶粒度测定法》的规定来测定的, 即将钢在(930±10℃)保温3h~$h冷却后测定奥氏体晶粒大小称为本质晶粒度。通常是在 放大100倍的情况下,与标准晶粒度等级图(见图5.3)进行比较评级。晶粒度是1级~4级 的定为本质粗晶粒钢,5级~8级的定为本质细晶粒钢 钢的本质晶粒度决定于钢的成分和冶炼条件。一般来说,能用铝脱氧的钢都是本质细 晶粒钢,不用铝而用硅、锰脱氧的钢则为本质粗晶粒钢。含有钛、锆、钒、铌、钼、钨等 合金元素的钢也是本质细晶粒钢。这是因为铝、钛、锆等元素在钢中会形成分布在晶界上
·92· 金属学与热处理 ·92· 度梯度增大，这些都使奥氏体的长大速度增加。因此，钢的原始组织越细，则奥氏体的形 成速度越快。 5.1.4 奥氏体的晶粒度及其影响因素 奥氏体的晶粒大小对钢的冷却转变及转变产物的组织和性能都有重要的影响，同时也 影响工艺性能。例如，细小的奥氏体晶粒淬火所得到的马氏体组织也细小，这不仅可以提 高钢的强度与韧性，还可降低淬火变形、开裂倾向。目前，细化晶粒已经成为强化金属材 料的重要方法。根据奥氏体的形成过程及长大倾向，奥氏体的晶粒度可以用起始晶粒度、 实际晶粒度和本质晶粒度等描述。 1. 起始晶粒度 钢加热时，当珠光体刚刚转变为奥氏体时，奥氏体晶粒大小叫起始晶粒度，此时的晶 粒一般均较细小，若温度提高或时间延长，晶粒会长大。 2. 实际晶粒度 奥氏体的起始晶粒形成后，如果继续在临界点以上升温或保温，晶粒就会自动长大起 来。这是因为，晶粒越细小则晶界面积越大，总的界面能也越大，所以，细晶粒状态的自 由能高于粗晶粒状态的自由能。晶粒长大能使自由能降低，所以晶粒总要自发长大。显然， 晶粒长大的推动力是界面能的降低，而晶粒长大的阻力来自第二相的阻碍等作用。晶粒长 大是依靠原子扩散与晶界推移，由大晶粒吞并小晶粒而进行的。温度越高，时间越长，晶 粒就长得越大。在每一个具体加热条件下所得到的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体的“实际 晶粒度”。即实际晶粒度为在具体的加热条件下加热时，所得到奥氏体的实际晶粒大小。 它直接影响钢在冷却以后的性能。 3. 本质晶粒度 生产中发现，有的钢材加热时奥氏体晶粒很容易长大，而有的钢材就不容易长大，这 说明不同的钢材的晶粒长大倾向是不同的。本质晶粒度就是反映钢材加热时奥氏体晶粒长 大倾向的一个指标。凡是奥氏体晶粒容易长大的钢就称为“本质粗晶粒钢”，反之，奥氏 体晶粒不容易长大的钢则称为“本质细晶粒钢”。随着加热温度升高，本质粗晶粒钢的奥 氏体晶粒一直长大，逐渐粗化。本质细晶粒钢则不然，在一定温度以下加热时，奥氏体晶 粒长大很缓慢，一直保持细小晶粒。可是，超过一定温度以后，晶粒急剧长大，突然粗化。 这个晶粒开始强烈长大的温度称为“晶粒粗化温度”。本质细晶粒钢只有在晶粒粗化温度 以下加热时，晶粒才不容易长大，超过这一温度以后，便与本质粗晶粒钢没有什么区别了。 本质晶粒度是根据冶金部的部颁标准 YB27—77《钢的晶粒度测定法》的规定来测定的， 即将钢在(930 ± 10℃)保温 3h～8h 冷却后测定奥氏体晶粒大小称为本质晶粒度。通常是在 放大 100 倍的情况下，与标准晶粒度等级图(见图 5.3)进行比较评级。晶粒度是 1 级～4 级 的定为本质粗晶粒钢，5 级～8 级的定为本质细晶粒钢。 钢的本质晶粒度决定于钢的成分和冶炼条件。一般来说，能用铝脱氧的钢都是本质细 晶粒钢，不用铝而用硅、锰脱氧的钢则为本质粗晶粒钢。含有钛、锆、钒、铌、钼、钨等 合金元素的钢也是本质细晶粒钢。这是因为铝、钛、锆等元素在钢中会形成分布在晶界上
第5章钢的热处理原理 的超细的化合物颗粒,如AN、A2O3、TiC、ZrC等,它们稳定性很高,不容易聚集;也 不容易溶解,能阻碍晶粒长大。但是,当温度超过晶粒粗化温度以后,由于这些化合物的 聚集长大,或者溶解消失,失去阻碍晶界迁移的作用,奥氏体晶粒便突然长大起来。在本 质粗晶粒钢中不存在这些化合物微粒,晶粒长大不受阻碍,从而随温度升高而逐渐粗化。 钢的本质晶粒度在热处理生产中具有很重要的意义。因为,有些热处理工艺,如渗碳、渗 金属等工艺,必须在高温进行长时间加热才能实现,这时若采用本质细晶粒钢,就能防止 工件心部和表层过热,滲后就能直接进行淬火。若用本质粗晶粒钢就会严重过热。此外, 本质细晶粒钢焊接时,焊缝热影响区的过热程度也比本质粗晶粒钢轻微得多 图53标准晶粒度等级示意图 奥氏体晶粒长大基本上是一个奥氏体晶界迁移的过程,其实质是原子在晶界附近的扩 散过程。所以一切影响原子扩散迁移的因素都能影响奥氏体晶粒长大。首先,奥氏体形成 后随着加热温度升高和保温时间延长,晶粒急剧长大;其次,加热速度越大,奥氏体转变 时的过热度越大,奥氏体的实际形成温度越高,则奥氏体的形核率越高,起始晶粒越细; 第三,钢中含碳量在一定范围之内,随含碳量的增加,奥氏体晶粒长大的倾向増大,但是 含碳量超过某一限度时,奧氏体晶粒反而变得细小。这是因为随着含碳量的增加,碳在钢 中的扩散速度以及铁的自扩散速度均增加,故加速了奥氏体晶粒长大的倾向性。但是,当 含碳量超过一定限度以后,钢中出现二次渗碳体,随着含碳量的增加,二次渗碳体数量増 多,渗碳体可以阻碍奧氏体晶界的移动,故奥氏体晶粒反而细小:第四,钢中加入适量的 形成难熔化合物的合金元素,如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等,强烈地阻碍奥氏体晶粒长大, 使奧氏体晶粒粗化温度升高,因为这些元素是强碳、氮化合物形成元素,在钢中能形成熔 点高、稳定性强、弥散的碳化物或氮化物,阻碍晶粒长大。 52钢在冷却时的转变 奥氏体化后的钢只有通过适当的冷却,才能得到所需要的组织和性能。所以,冷却是 热处理的关键工序,它决定着钢在热处理后的组织和性能
第 5 章 钢的热处理原理 ·93· ·93· 的超细的化合物颗粒，如 AlN、Al2O3、TiC、ZrC 等，它们稳定性很高，不容易聚集；也 不容易溶解，能阻碍晶粒长大。但是，当温度超过晶粒粗化温度以后，由于这些化合物的 聚集长大，或者溶解消失，失去阻碍晶界迁移的作用，奥氏体晶粒便突然长大起来。在本 质粗晶粒钢中不存在这些化合物微粒，晶粒长大不受阻碍，从而随温度升高而逐渐粗化。 钢的本质晶粒度在热处理生产中具有很重要的意义。因为，有些热处理工艺，如渗碳、渗 金属等工艺，必须在高温进行长时间加热才能实现，这时若采用本质细晶粒钢，就能防止 工件心部和表层过热，渗后就能直接进行淬火。若用本质粗晶粒钢就会严重过热。此外， 本质细晶粒钢焊接时，焊缝热影响区的过热程度也比本质粗晶粒钢轻微得多。 图 5.3 标准晶粒度等级示意图 奥氏体晶粒长大基本上是一个奥氏体晶界迁移的过程，其实质是原子在晶界附近的扩 散过程。所以一切影响原子扩散迁移的因素都能影响奥氏体晶粒长大。首先，奥氏体形成 后随着加热温度升高和保温时间延长，晶粒急剧长大；其次，加热速度越大，奥氏体转变 时的过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，则奥氏体的形核率越高，起始晶粒越细； 第三，钢中含碳量在一定范围之内，随含碳量的增加，奥氏体晶粒长大的倾向增大，但是 含碳量超过某一限度时，奥氏体晶粒反而变得细小。这是因为随着含碳量的增加，碳在钢 中的扩散速度以及铁的自扩散速度均增加，故加速了奥氏体晶粒长大的倾向性。但是，当 含碳量超过一定限度以后，钢中出现二次渗碳体，随着含碳量的增加，二次渗碳体数量增 多，渗碳体可以阻碍奥氏体晶界的移动，故奥氏体晶粒反而细小；第四，钢中加入适量的 形成难熔化合物的合金元素，如 Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta 等，强烈地阻碍奥氏体晶粒长大， 使奥氏体晶粒粗化温度升高，因为这些元素是强碳、氮化合物形成元素，在钢中能形成熔 点高、稳定性强、弥散的碳化物或氮化物，阻碍晶粒长大。 5.2 钢在冷却时的转变 奥氏体化后的钢只有通过适当的冷却，才能得到所需要的组织和性能。所以，冷却是 热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能
金属学与热处理 奥氏体经过不同的冷却后,性能明显不同,强度相差几倍。其原因是不同冷却速度下, 奥氏体的过冷度不同,转变产物的组织不同,所以工件性能各异。 521过冷奧氏体的等温转变 生产中冷却的方式是多种多样的。经常采用的有两种:一种是等温冷却,如等温淬火 等温退火等。它是将奥氏体化后的钢由高温快速冷却到临界温度以下某一温度,保温一段 时间以进行等温转变,然后再冷却到室温,如图54中的曲线1所示;另外一种是连续冷 却,如炉冷、空冷、油冷、水冷等。它是将奥氏体化后的钢连续从高温冷却到室温,使奥 氏体在一个温度范围内发生连续转变。如图54中曲线2所示。奥氏体冷至临界温度以下, 处于热力学不稳定状态,经过一定孕育期后,才可转变。这种在临界点以下尚未转变的处 于不稳定状态的奥氏体称为过冷奥氏体( (supercooling austenite) 保温 时间 54奥氏体不同冷却方式示意图 1一等温冷却2一连续冷却 1.过冷奧氏体等温转变曲线( isothermal trans- formation curve) 过冷奥氏体等温转变曲线可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程:转 变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。因其形 状通常像英文字母“C”,故俗称其为C曲线,亦称为TTT图 1)过冷奥氏体等温转变曲线的建立 由于过冷奥氏体在转变过程中不仅有组织转变和性能变化,而且有体积膨胀和磁性转 变,因此可以采用膨胀法、磁性法、金相一硬度法等来测定过冷奥氏体等温转变曲线。现 以金相一硬度法为例介绍共析钢过冷奥氏体等温转变曲线的建立过程 将共析钢加工成圆片状试样(10×1.5mm),并分成若干组,每组试样5个~10个 首先选一组试样加热至奥氏体化后,迅速转入A1以下一定温度的熔盐浴中等温,各试样停 留不同时间之后,逐个取出试样,迅速淬入盐水中激冷,使尚未分解的过冷奥氏体变为马 氏体,这样在金相显微镜下就可观察到过冷奥氏体的等温分解过程,记下过冷奥氏体向其 他组织转变开始的时间和转变终了的时间:显然,等温时间不同,转变产物量就不同。 般将奥氏体转变量为1%~3%所需的时间定为转变开始时间,而把转变量为98%所需的时 间定为转变终了的时间。由一组试样可以测出一个等温温度下转变开始和转变终了的间, 根据需要也可以测出转变量为20%、50%、70%等的时间。多组试样在不同等温温度下进 行试验,将各温度下的转变开始点和终了点都绘在温度一时间坐标系中,并将不同温度 下的转变开始点和转变终了点分别连接成曲线,就可以得到共析钢的过冷奥氏体等温转
·94· 金属学与热处理 ·94· 奥氏体经过不同的冷却后，性能明显不同，强度相差几倍。其原因是不同冷却速度下， 奥氏体的过冷度不同，转变产物的组织不同，所以工件性能各异。 5.2.1 过冷奥氏体的等温转变 生产中冷却的方式是多种多样的。经常采用的有两种：一种是等温冷却，如等温淬火、 等温退火等。它是将奥氏体化后的钢由高温快速冷却到临界温度以下某一温度，保温一段 时间以进行等温转变，然后再冷却到室温，如图 5.4 中的曲线 1 所示；另外一种是连续冷 却，如炉冷、空冷、油冷、水冷等。它是将奥氏体化后的钢连续从高温冷却到室温，使奥 氏体在一个温度范围内发生连续转变。如图 5.4 中曲线 2 所示。奥氏体冷至临界温度以下， 处于热力学不稳定状态，经过一定孕育期后，才可转变。这种在临界点以下尚未转变的处 于不稳定状态的奥氏体称为过冷奥氏体(supercooling austenite)。 图 5.4 奥氏体不同冷却方式示意图 1—等温冷却 2—连续冷却 1. 过冷奥氏体等温转变曲线(isothermal trans-formation curve) 过冷奥氏体等温转变曲线可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转 变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。因其形 状通常像英文字母“C”，故俗称其为 C 曲线，亦称为 TTT 图。 1) 过冷奥氏体等温转变曲线的建立 由于过冷奥氏体在转变过程中不仅有组织转变和性能变化，而且有体积膨胀和磁性转 变，因此可以采用膨胀法、磁性法、金相—硬度法等来测定过冷奥氏体等温转变曲线。现 以金相—硬度法为例介绍共析钢过冷奥氏体等温转变曲线的建立过程。 将共析钢加工成圆片状试样(φ 10×1.5mm)，并分成若干组，每组试样 5 个～10 个。 首先选一组试样加热至奥氏体化后，迅速转入 A1以下一定温度的熔盐浴中等温，各试样停 留不同时间之后，逐个取出试样，迅速淬入盐水中激冷，使尚未分解的过冷奥氏体变为马 氏体，这样在金相显微镜下就可观察到过冷奥氏体的等温分解过程，记下过冷奥氏体向其 他组织转变开始的时间和转变终了的时间；显然，等温时间不同，转变产物量就不同。一 般将奥氏体转变量为 1%～3%所需的时间定为转变开始时间，而把转变量为 98%所需的时 间定为转变终了的时间。由一组试样可以测出一个等温温度下转变开始和转变终了的间， 根据需要也可以测出转变量为 20%、50%、70%等的时间。多组试样在不同等温温度下进 行试验，将各温度下的转变开始点和终了点都绘在温度—时间坐标系中，并将不同温度 下的转变开始点和转变终了点分别连接成曲线，就可以得到共析钢的过冷奥氏体等温转
第5章钢的热处理原理 变曲线,如图5.5所示。C曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期,标志着不同过冷 度下过冷奥氏体的稳定性,其中以550℃左右共析钢的孕育期最短,过冷奥氏体稳定性最 低,称为C曲线的“鼻尖”。 2)过冷奥氏体等温转变曲线的分析 图55中最上面一条水平虚线表示钢的临界点A(723℃,即奥氏体与珠光体的平衡温 度。图中下方的一条水平线M(230℃)为马氏转变开始温度,M以下还有一条水平线 M(-50℃)为马氏体转变终了温度。A1与M线之间有两条C曲线,左侧一条为过冷奥氏体 转变开始线,右侧一条为过冷奥氏体转变终了线。A1线以上是奥氏体稳定区。M线至M 线之间的区域为马氏体转变区,过冷奥氏体冷却至M线以下将发生马氏体转变。过冷奥氏 体转变开始线与转变终了线之间的区域为过冷奥氏体转变区,在该区域过冷奥氏体向珠光 体或贝氏体转变。在转变终了线右侧的区域为过冷奥氏体转变产物区。A1线以下,M线以 上以及纵坐标与过冷奥氏体转变开始线之间的区域为过冷奥氏体区,过冷奥氏体在该区域 内不发生转变,处于亚稳定状态。在A1温度以下某一确定温度,过冷奥氏体转变开始线与 纵坐标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的孕育期,孕育期的长短表示过冷奥氏 体稳定性的高低。在A1以下,随等温温度降低,孕育期缩短,过冷奥氏体转变速度增大, 在550℃左右共析钢的孕育期最短,转变速度最快。此后,随等温温度下降,孕育期又不 断增加,转变速度减慢。过冷奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温 度下转变完成所需要的总时间。转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变 化规律相似。因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制:一个是旧相与新相之间的自 由能差ΔG;另一个是原子的扩散系数D。等温温度越低,过冷度越大,自由能差ΔG也越 大,则加快过冷奥氏体的转变速度;但原子扩散系数却随等温温度降低而减小,从而减慢 过冷奥氏体的转变速度。高温时,自由能差ΔG起主导作用;低温时,原子扩散系数起主 导作用。处于“鼻尖”温度时,两个因素综合作用的结果,使转变孕育期最短,转变速度 最大。 T B 200 M+A 100 时间/s 图55共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线
第 5 章 钢的热处理原理 ·95· ·95· 变曲线，如图 5.5 所示。C 曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期，标志着不同过冷 度下过冷奥氏体的稳定性，其中以 550℃左右共析钢的孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最 低，称为 C 曲线的“鼻尖”。 2) 过冷奥氏体等温转变曲线的分析 图 5.5 中最上面一条水平虚线表示钢的临界点 A1(723℃)，即奥氏体与珠光体的平衡温 度。图中下方的一条水平线 Ms(230℃)为马氏转变开始温度，Ms 以下还有一条水平线 Mf(-50℃)为马氏体转变终了温度。A1与 Ms线之间有两条 C 曲线，左侧一条为过冷奥氏体 转变开始线，右侧一条为过冷奥氏体转变终了线。A1 线以上是奥氏体稳定区。Ms 线至 Mf 线之间的区域为马氏体转变区，过冷奥氏体冷却至 Ms线以下将发生马氏体转变。过冷奥氏 体转变开始线与转变终了线之间的区域为过冷奥氏体转变区，在该区域过冷奥氏体向珠光 体或贝氏体转变。在转变终了线右侧的区域为过冷奥氏体转变产物区。A1 线以下，Ms 线以 上以及纵坐标与过冷奥氏体转变开始线之间的区域为过冷奥氏体区，过冷奥氏体在该区域 内不发生转变，处于亚稳定状态。在 A1 温度以下某一确定温度，过冷奥氏体转变开始线与 纵坐标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的孕育期，孕育期的长短表示过冷奥氏 体稳定性的高低。在 A1以下，随等温温度降低，孕育期缩短，过冷奥氏体转变速度增大， 在 550℃左右共析钢的孕育期最短，转变速度最快。此后，随等温温度下降，孕育期又不 断增加，转变速度减慢。过冷奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温 度下转变完成所需要的总时间。转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变 化规律相似。因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制：一个是旧相与新相之间的自 由能差 ΔG ；另一个是原子的扩散系数 D。等温温度越低，过冷度越大，自由能差 ΔG 也越 大，则加快过冷奥氏体的转变速度；但原子扩散系数却随等温温度降低而减小，从而减慢 过冷奥氏体的转变速度。高温时，自由能差 ΔG 起主导作用；低温时，原子扩散系数起主 导作用。处于“鼻尖”温度时，两个因素综合作用的结果，使转变孕育期最短，转变速度 最大。 图 5.5 共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线
金属学与热处理 2.过冷奧氏体等温转变产物的组织形态及其性能 以共析钢为例,在不同的过冷度下,奥氏体大体将发生三种不同类型组织的转变,即 珠光体转变(高温区转变)、贝氏体转变(中温区转变)和马氏体转变(低温区转变)。 1)珠光体转变( pearlite transformation) 共析成分的过冷奥氏体从A以下至C曲线的“鼻尖”以上,即A1~550℃温度范围内 会发生"→P,其反应是 P(F+Fe C) 奥氏体向珠光体转变过程也是形核、长大的过程,如图56所示。当奥氏体过冷到A1 以下时,首先在奥氏体晶界上产生渗碳体晶核,通过原子扩散,渗碳体依靠周围奥氏体供 应碳原子长大,同时由于渗碳体两边奥氏体含碳量降低,从而为铁素体的形核创造了条件, 使两边的奥氏体转变成为铁素体 铁素体含碳量甚微(v<0.0218%),所以F长大过程中又将过剩的碳排挤到相邻的奥氏 体中去,使相邻奥氏体含碳量增高,又为产生新的渗碳体创造了条件。如此交替进行下去, 奥氏体最终全部转变为铁素体和渗碳体片层相间的珠光体组织。珠光体转变是全扩散型转 变,即铁原子和碳原子均进行扩散运动 (a) 图56片状珠光体形成示意图 等温形成片层状铁素体和渗碳体的机械混合物,统称为珠光体( pearlite),用“P”表示 硏究发现,等温温度越低,片层越细,强度硬度越高,塑性韧性越好。 在过冷度很小时41~650℃),会形成层片较粗大的组织,硬度10HRC~20HRC:称为 珠光体(P),在低倍的金相显微镜下就可观察清楚 在过冷度稍大时(650℃~600℃),会得到层片较薄的细珠光体组织(S—细珠光体) 硬度20HRC~30HRC:称为“索氏体”( sorbite),用“S”表示。它在1000~1500倍的光 学显微镜下,才能分辨清楚 在过冷度很大时(600℃~550℃),得到层片极细的组织(T—极细珠光体),硬度 30HRC~40HRC:;它称为屈氏体( (troostite),用“T”示。它只有在10000~15000倍的电镜 下才能分辨出来。 需要指出,珠光体、索氏体和屈氏体都是由滲碳体和铁素体组成的层片状机械混合 物,只是由于层片的大小不同,也就决定了它们的机械性能各异。表5-1给出了共析钢的 珠光体转变产物的类型、形成温度、层片间距及硬度等,以供参考
·96· 金属学与热处理 ·96· 2. 过冷奥氏体等温转变产物的组织形态及其性能 以共析钢为例，在不同的过冷度下，奥氏体大体将发生三种不同类型组织的转变，即 珠光体转变(高温区转变)、贝氏体转变(中温区转变)和马氏体转变(低温区转变)。 1) 珠光体转变(pearlite transformation) 共析成分的过冷奥氏体从 Al以下至 C 曲线的“鼻尖”以上，即 Al～550℃温度范围内 会发生 γ →P，其反应是： γ P (F + Fe3C) 奥氏体向珠光体转变过程也是形核、长大的过程，如图 5.6 所示。当奥氏体过冷到 A1 以下时，首先在奥氏体晶界上产生渗碳体晶核，通过原子扩散，渗碳体依靠周围奥氏体供 应碳原子长大，同时由于渗碳体两边奥氏体含碳量降低，从而为铁素体的形核创造了条件， 使两边的奥氏体转变成为铁素体。 铁素体含碳量甚微(wc<0.0218%)，所以 F 长大过程中又将过剩的碳排挤到相邻的奥氏 体中去，使相邻奥氏体含碳量增高，又为产生新的渗碳体创造了条件。如此交替进行下去， 奥氏体最终全部转变为铁素体和渗碳体片层相间的珠光体组织。珠光体转变是全扩散型转 变，即铁原子和碳原子均进行扩散运动。 图 5.6 片状珠光体形成示意图 等温形成片层状铁素体和渗碳体的机械混合物，统称为珠光体(pearlite)，用“P”表示。 研究发现，等温温度越低，片层越细，强度硬度越高，塑性韧性越好。 在过冷度很小时(Al～650℃)，会形成层片较粗大的组织，硬度 10HRC～20HRC；称为 珠光体(P)，在低倍的金相显微镜下就可观察清楚。 在过冷度稍大时(650℃～600℃)，会得到层片较薄的细珠光体组织(S——细珠光体)， 硬度 20HRC～30HRC；称为“索氏体”(sorbite)，用“S”表示。它在 1000～1500 倍的光 学显微镜下，才能分辨清楚。 在过冷度很大时(600℃～550℃)，得到层片极细的组织(T——极细珠光体)，硬度 30HRC～40HRC；它称为屈氏体(troostite)，用“T”示。它只有在 10000～15000 倍的电镜 下才能分辨出来。 需要指出，珠光体、索氏体和屈氏体都是由渗碳体和铁素体组成的层片状机械混合 物，只是由于层片的大小不同，也就决定了它们的机械性能各异。表 5-1 给出了共析钢的 珠光体转变产物的类型、形成温度、层片间距及硬度等，以供参考
第5章钢的热处理原理 表5-1共析钢的珠光体转变产物 组织类型 形成温度/℃ 珠光体(P) >0.4 0.4~0.2 屈氏体(T) 600~550 <0.2 如果渗碳体以颗粒状态分布在铁素体基体内,这种组织称为粒状珠光体,也称为球化 体。在退火状态下,对于相同含碳量的钢材,粒状珠光体比片状珠光体具有较少的相界面 其硬度、强度较低,而塑性、韧性较高。实践表明,具有粒状珠光体的钢材,其切削加工 性、淬火工艺性等都比片状珠光体好 2)贝氏体转变 bainite transformation) 把共析奥氏体过冷到C曲线“鼻子”以下至M线之间,即230℃~550℃之间,将发 生γ→B的转变。贝氏体是由含碳过饱和的铁素体与渗碳体组成的两相混合物。在贝氏体转 变中,由于转变时过冷度很大,没有铁原子的扩散,而是靠切变进行奥氏体向铁素体的点 阵转变,并由碳原子的短距离“扩散”进行碳化物的沉淀析出。因此,贝氏体转变的机理, 转变产物的组织形态都不同于珠光体转变。 (1)贝氏体的组织形态。贝氏体有三种常见的组织形态,即上贝氏体、下贝氏体和粒 状贝氏体。 ①上贝氏体( upper bainite)。过冷奥氏体在350℃~0℃之间转变将得到羽毛状的 组织,称此为上贝氏体,用“B:”表示其硬度40HRC~45HRC。钢中的上贝氏体为成束 分布、平行排列的铁素体和夹于其间的断续的条状渗碳体的混合物。在中、高碳钢中,当 上贝氏体形成量不多时,在光学显微镜下可以观察到成束排列的铁素体条自奥氏体晶界平 行伸向晶内,具有羽毛状特征,条间的渗碳体分辨不清,如图5.7(a)所示。在电子显微镜下 可以清楚地看到在平行的条状铁素体之间常存在断续的、粗条状的渗碳体,如图5.7(b)所 示。上贝氏体中铁素体的亚结构是位错,其密度为10%m2~10°/cm2,比板条马氏体低2 个~3个数量级。随着形成温度降低,位错密度增大。 (a)光学显微组织500× (b)电子显微组织4000× 图57上贝氏体显微组织
第 5 章 钢的热处理原理 ·97· ·97· 表 5-1 共析钢的珠光体转变产物 组织类型 形成温度/℃ 层片间距/µm 硬度/HRC 珠光体(P) A1～650 ＞0.4 5～27 索氏体(S) 650～600 0.4～0.2 27～33 屈氏体(T) 600～550 ＜0.2 33～43 如果渗碳体以颗粒状态分布在铁素体基体内，这种组织称为粒状珠光体，也称为球化 体。在退火状态下，对于相同含碳量的钢材，粒状珠光体比片状珠光体具有较少的相界面， 其硬度、强度较低，而塑性、韧性较高。实践表明，具有粒状珠光体的钢材，其切削加工 性、淬火工艺性等都比片状珠光体好。 2) 贝氏体转变(bainite transformation) 把共析奥氏体过冷到 C 曲线“鼻子”以下至 Ms 线之间，即 230℃～550℃之间，将发 生 γ→B 的转变。贝氏体是由含碳过饱和的铁素体与渗碳体组成的两相混合物。在贝氏体转 变中，由于转变时过冷度很大，没有铁原子的扩散，而是靠切变进行奥氏体向铁素体的点 阵转变，并由碳原子的短距离“扩散”进行碳化物的沉淀析出。因此，贝氏体转变的机理， 转变产物的组织形态都不同于珠光体转变。 (1) 贝氏体的组织形态。贝氏体有三种常见的组织形态，即上贝氏体、下贝氏体和粒 状贝氏体。 ① 上贝氏体(upper bainite)。过冷奥氏体在 350℃～550℃之间转变将得到羽毛状的 组织，称此为上贝氏体，用“ B上 ”表示其硬度 40HRC～45HRC。钢中的上贝氏体为成束 分布、平行排列的铁素体和夹于其间的断续的条状渗碳体的混合物。在中、高碳钢中，当 上贝氏体形成量不多时，在光学显微镜下可以观察到成束排列的铁素体条自奥氏体晶界平 行伸向晶内，具有羽毛状特征，条间的渗碳体分辨不清，如图 5.7(a)所示。在电子显微镜下 可以清楚地看到在平行的条状铁素体之间常存在断续的、粗条状的渗碳体，如图 5.7(b)所 示。上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度为 108 /cm2 ～109 /cm2 ，比板条马氏体低 2 个～3 个数量级。随着形成温度降低，位错密度增大。 (a)光学显微组织 500× (b)电子显微组织 4000× 图 5.7 上贝氏体显微组织
