通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织(非平衡组织则难以消除)。 2过烧:由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶 界熔化的现象称为过烧。通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织。 第十章:钢的过冷奥氏体转变图 本章重点:“TT”图和“CCT”图分析,“TTT”图的类型以及影响“TTT 图的因素。 本章难点:影响“TTT”图的因素 §10-1过冷奥氏体等温转变冷却图 过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据, 是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依 据。 、过冷奥氏体等温转变图的建立 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。 二、奥氏体等温转变图的基本类型 奥氏体等温转变图的形状象英文字母C,因此 称“C”曲线或“TTT图。其形状见右图。“C”曲线有 三个转变区(即珠光体、贝氏体和马氏体转变区 五条线(即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、 共析钢“C”曲线 M5和M)。A1线以上奥氏体稳定存在;以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥 氏体。第一条℃¨曲线为奥氏体转变(P、B开始线,第二条“C曲线为奥氏体转 变(P、B)终了线;M为马氏体转变开始线,M为马氏体转变终了线。“C”曲线 类型线共六种,它们分别为: 1单一的“C”形曲线(B、P区重合)碳钢亚共析钢、共析钢及过共析钢)、 含Si、Ni、Cu、Co钢等。 2双“C”形曲线:加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合 金元素,或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加,珠 光体和贝氏体转变“C曲线逐渐分离。并且使珠光体转变速度减慢,对贝氏体 转变速度影响较小,见图1。 3双“C”形曲线:加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合 金元素,或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加,珠
通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织(非平衡组织则难以消除)。 2.过烧：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶 界熔化的现象称为过烧。通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织。 第十章：钢的过冷奥氏体转变图 本章重点：“TTT”图和“CCT”图分析，“TTT”图的类型以及影响“TTT” 图的因素。 本章难点：影响“TTT”图的因素。 §10-1 过冷奥氏体等温转变冷却图 过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据， 是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依 据。 一、过冷奥氏体等温转变图的建立 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。 二、奥氏体等温转变图的基本类型 奥氏体等温转变图的形状象英文字母 C，因此 称“C”曲线或“TTT”图。其形状见右图。“C”曲线有 三个转变区(即珠光体、贝氏体和马氏体转变区)； 五条线(即 A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、 Ms 和 Mf)。A1 线以上奥氏体稳定存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥 氏体。第一条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转 变(P、B)终了线；Ms 为马氏体转变开始线，Mf 为马氏体转变终了线。“C”曲线 类型线共六种，它们分别为： 1.单一的“C”形曲线(B、P 区重合)：碳钢(亚共析钢、共析钢及过共析钢)、 含 Si、Ni、Cu、Co 钢等。 2.双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的 Cr、Mo、W、V 等合 金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠 光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体 转变速度影响较小，见图 1。 3.双“C”形曲线：加入使珠光体转变温度范围上升的 Cr、Mo、W、V 等合 金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。随着合金元素的增加，珠 共析钢“C”曲线 A→M A→P A→B Ms A1 Mf
光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使贝氏体转变速度减慢,对珠光体 转变速度影响较小,见图2 合金元素的加入,使B、P转变的“C”曲线分离,分别使B、P转变的最小 孕育期变长。 4只有贝氏体转变的“C”曲线:合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入,使扩 M 时间 时间 图1 图2 散型的珠光体相变受到极大阻碍。(贝氏体钢18Cr2N4WA、18Cr2N连MoA) 5只有珠光体转变的“C”曲线:在中碳高Cr钢3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13等 钢中出现。 6在马氏体转变的M点以上整个温度区间不出现“C”曲线:这类钢通常为奥 氏体钢,高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。也可能有过剩碳化物的 高温析出。 、影响因素 化学成分 (1)C%影响 随着奥氏体C%增加,过冷奥氏体稳定性提髙,“C”曲线右移;当C%增 加到共析成分,过冷奥氏体稳定性最高。随着C%进一步增加,奥氏体稳定降 低,“C”曲线反而左移。同时C%越高,Ms点越低 非共析钢由于有先析相析出,使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加,过 冷奥氏体稳定性降低,珠光体转变的孕育期减小,“C”曲线左移。 亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加,先析铁素体形核率下降导致先析 铁素体含量降低,过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低,过冷奥氏体稳定 性提高,珠光体转变孕育期增加,“C”曲线右移。过共析钢完全奥氏体化后 随着C%增加,先析渗碳体形核率升髙导致先析渗碳体含量増加,过冷奧氏体 转变为珠光体的形核部位增加,过冷奥氏体稳定性降低,珠光体转变孕育期减
光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体 转变速度影响较小，见图 2。 合金元素的加入，使 B、P 转变的“C”曲线分离，分别使 B、P 转变的最小 孕育期变长。 4.只有贝氏体转变的“C”曲线：合金元素 Mn、Cr、Ni、W、Mo 的加入，使扩 散型的珠光体相变受到极大阻碍。(贝氏体钢 18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA) 5.只有珠光体转变的“C”曲线：在中碳高 Cr 钢 3Cr13、3Cr13Si 以及 4Cr13 等 钢中出现。 6.在马氏体转变的 Ms 点以上整个温度区间不出现“C”曲线：这类钢通常为奥 氏体钢，高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。也可能有过剩碳化物的 高温析出。 三、影响因素 1.化学成分： (1)C%影响 随着奥氏体 C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当 C%增 加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。随着 C%进一步增加，奥氏体稳定降 低，“C”曲线反而左移。同时 C%越高，Ms 点越低。 非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过 冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小，“C”曲线左移。 亚共析钢完全奥氏体化后随着 C%增加，先析铁素体形核率下降导致先析 铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定 性提高，珠光体转变孕育期增加，“C”曲线右移。过共析钢完全奥氏体化后 随着 C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体 转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减 P B M 时间 P 温度 B M 时间 温度 图 1 图 2
少,“C”曲线左移。 (2)合金元素影响 合金元素只有溶入到奥氏体中,才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。总 体上讲,除Co、Al外,所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性,使“C”曲 线右移。 非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C” 曲线位置;碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、等既使“C”曲线右移, 又使其形状分成上下两部分。 2奥氏体晶粒尺寸:奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关,加热温度高保温时间长, 奥氏体晶粒粗大,成分均匀性提高,奥氏体稳定性增加,“C”曲线右移。反 之“C”曲线左移 3.原始组织:钢的原始组织越细小,单位体积内晶界越多,过冷奥氏体转变的 形核率越高,同时原始组织越细小有利于C原子扩散,奥氏体形成时达到均 匀化时间短,相对长大时间长,相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高, C”曲线右移。 4变形:奥氏体比容最小,马氏体比容最大,奥氏体转变时体积膨胀,施加拉 应力加速其转变,使“C”曲线左移,施加压应力不利其转变,使“C”曲线 右移。 对奥氏体施以适当的塑性变形,使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳 化物(奥氏体中C%降低),降低过冷奥氏体稳定性,使“C”曲线左移。 §10-2过冷奥氏体连续转变冷却图 过冷奥氏体连续转变图的建立 综合应用热分析法、金相法和膨胀法 第十一章:珠光体相变 本章重点:碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性 能,掌握影响珠光体转变动力学因素 本章难点:珠光体(片状和粒状)的形成机制 §11-1珠光体的组织形态、晶体结构与性能 珠光体的组织形态
少，“C”曲线左移。 (2)合金元素影响 合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。总 体上讲，除 Co、Al 外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲 线右移。 非碳化物形成元素如 Ni、Si、Cu 等和弱碳化物形成元素如 Mn 只改变“C” 曲线位置；碳化物形成元素如 Cr、Mo、V、W、Ti 等既使“C”曲线右移， 又使其形状分成上下两部分。 2.奥氏体晶粒尺寸：奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长， 奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。反 之“C”曲线左移。 3.原始组织：钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的 形核率越高，同时原始组织越细小有利于 C 原子扩散，奥氏体形成时达到均 匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高， “C”曲线右移。 4.变形：奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉 应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线 右移。 对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳 化物(奥氏体中 C%降低)，降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。 §10-2 过冷奥氏体连续转变冷却图 一、过冷奥氏体连续转变图的建立 综合应用热分析法、金相法和膨胀法。 第十一章：珠光体相变 本章重点：碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性 能，掌握影响珠光体转变动力学因素。 本章难点：珠光体(片状和粒状)的形成机制。 §11-1 珠光体的组织形态、晶体结构与性能 一、珠光体的组织形态
钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤 维状珠光体和针状珠光体等 片状珠光体:F和Fe3C层片相间的机械混合组织。 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。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示,相邻两片FeC(或F) 的平均距离S0称珠光体的片层间距。见图3-1。 原A晶界 团 图3- 图3-2 珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光 体晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图3-2。 、珠光体分类 根据珠光体片层间距S0的大小,可将珠光体分为三类: 1珠光体:用P表示;S=1500-4500A。光镜下观察到F与FeC呈层片状 2索氏体:用S表示;S0=800-1500A。光镜下难以区分F与FeC呈层片状, 电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层 3屈氏体:用T表示;是极细的珠光体。S=300-800。光镜下无法分辨F与 Fe3C的层片(呈黑球状),电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。 珠光体片层间距S0的大小,取决于过冷度△T而与原奥氏体晶粒尺寸大 小无关。 802×10 S0大小变化的原因:(1)珠光体形成在一个温度范围内进行,先冷却得到 的珠光体由于形成温度高,C原子扩散速度快,扩散距离长,珠光体片层间距 So大。(2)随着温度降低,后冷却得到的珠光体由于ΔT增大,ΔG增大,形核
钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤 维状珠光体和针状珠光体等。 片状珠光体：F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。 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。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片 Fe3C(或 F) 的平均距离 S0 称珠光体的片层间距。见图 3-1。 珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光 体晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图 3-2。 二、珠光体分类 根据珠光体片层间距 S0 的大小，可将珠光体分为三类： 1.珠光体：用 P 表示；S0=1500~4500Ǻ。光镜下观察到 F 与 Fe3C 呈层片状。 2.索氏体：用 S 表示；S0=800~1500Ǻ。光镜下难以区分 F 与 Fe3C 呈层片状， 电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 3.屈氏体：用 T 表示；是极细的珠光体。S0=300~800Ǻ。光镜下无法分辨 F 与 Fe3C 的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 珠光体片层间距 S0 的大小，取决于过冷度 ΔT 而与原奥氏体晶粒尺寸大 小无关。 T S = 4 0 8.02 10 (Ǻ) S0 大小变化的原因：(1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到 的珠光体由于形成温度高，C 原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距 S0 大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于 ΔT 增大，ΔG 增大，形核 P 团 原 A 晶界 图 3-2 S0 Fe3C α 图 3-1
率Ⅰ增加并且C原子扩散速度和距离变小,使So变小。 三、珠光体的晶体结构 片状珠光体是F和Fe3C层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状 Fe3C分布于F基体上形成的混合组织。其中F的晶体结构为体心立方;FeC 为复杂斜方结构。在珠光体形成时,F与Fe3C具有两类确定的晶体学位向关 系。同时,先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系 §11-2珠光体的形成机制(以共析钢为例) 、珠光体形成的热力学条件 (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△T条件下A→P相变 即可发生,见图3-3。即满足: △G=Gn-G,≤0 二、片状珠光体的形成机制 图3-3 Fe3C 晶体结构:面心立方体心立方复杂斜方 0.77% 0.0218%6.67% 1形核:(1)奥氏体晶界;(2)奥氏体晶内(奥氏体 晶内有不均匀或未溶Fe3C时)。满足(1)能量起 伏;(2)结构起伏;(3)成分起伏三个条件。 关于F和FeC谁领先形核过去一直争论 现在认为都有可能成为领先相 2长大:以Fe3C为领先相讨论,当珠光体晶核 C C3 C, Cl 在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时, 图3-4 过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,见图3-4。 C1一与铁素体相接的奥氏体C%;使 C2-与Fe3C相接的奥氏体C% C3一与奥氏体相接的铁素体C% Fe3C
率 I 增加并且 C 原子扩散速度和距离变小，使 S0 变小。 三、珠光体的晶体结构 片状珠光体是 F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状 Fe3C 分布于 F 基体上形成的混合组织。其中 F 的晶体结构为体心立方；Fe3C 为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与 Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关 系。同时，先共析相 F、Fe3C 与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。 §11-2 珠光体的形成机制(以共析钢为例) 一、珠光体形成的热力学条件 (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，见图 3-3。即满足： ΔG = Gp-Gγ≤0 二、片状珠光体的形成机制 γ → α + Fe3C 晶体结构： 面心立方 体心立方 复杂斜方 C%： 0.77% 0.0218% 6.67% 1.形核：(1)奥氏体晶界；(2)奥氏体晶内(奥氏体 晶内有不均匀或未溶 Fe3C 时)。满足(1)能量起 伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。 关于 F 和 Fe3C 谁领先形核过去一直争论， 现在认为都有可能成为领先相。 2.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，见图 3-4。 C1—与铁素体相接的奥氏体 C%；使 C2—与 Fe3C 相接的奥氏体 C%； C3—与奥氏体相接的铁素体 C%； G E P S C4C3C2 C1 T1 图 3-4 α γ C C C C C Fe3C 图 3-5 Gγ Gp G T1 A1 T ΔG ΔT 图 3-3