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1、钢的热处理原理9-1概述一、热处理的作用热处理是将钢在固态下加热到预定温度，并在该温度下保持一段时间，然后以一定的速度冷却下来的一种热加工工艺。其目的是改变钢的内部组织结构，以改善钢的性能。通过适当的热处理可以显著提高钢的机械性能，延长机器零件的使用寿命。热处理工艺不但可以强化金属材料、充分挖掘材料性能潜力、降低结构重量、节省材料和能源，而且能够提高机械产品质量、大幅度延长机器零件的使用寿命，做到一个顶几个、顶几十个。恰当的热处理工艺可以消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷，细化晶粒、消除偏析、降低内应力，使钢的组织和性能更加均匀。 +热处理也是机器零件加工工艺过程中的重要工序。此外，通过
2、热处理还可以使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等特殊物理化学性能。二、热处理和相图原则上只有在加热或冷却时发生溶解度显著变化或者发生类似纯铁的同素异构转变，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。纯金属、某些单相合金等不能用热处理强化，只能采用加工硬化的方法。现以Fe- Fe3C相图为例进一步说明钢的固态转变。共析钢加热至Fe- Fe3C相图PSK线（A1线）以上全部转变为奥氏体；亚、过共析钢则必须加热到GS线（A3线）和ES线（Acm线）以上才能获得单相奥氏体。钢从奥氏体状态缓慢冷却至A1线以下，将发生共析转变，形成珠光体。而在通过A3线或Acm线时，则分别从奥氏体中析出过剩相铁素体和渗碳体。但是铁
3、碳相图反映的是热力学上近于平衡时铁碳合金的组织状态与温度及合金成分之间的关系。A1线、A3线和Acm线是钢在缓慢加热和冷却过程中组织转变的临界点。实际上，钢进行热处理时其组织转变并不按铁碳相图上所示的平衡温度进行，通常都有不同程度的滞后现象。即实际转变温度要偏离平衡的临界温度。加热或冷却速度越快，则滞后现象越严重。图9-3表示钢加热和冷却速度对碳钢临界温度的影响。通常把加热的实际临界温度标以“c”，如Ac1、Ac3、Accm；而把冷却时的实际临界温度标以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arcm等。虽然铁碳相图对研究钢的相变和制定热处理工艺有重要参考价值，但是对钢进行热处理时不仅要考虑温度因素，还
4、必须考虑时间和速度的重要影响。因为所有的固态转变过程都是通过原子的迁移进行的，而原子的迁移需要时间，没有足够的时间，转变就不能充分进行，其结果将得不到稳定的平衡组织，而只能得到不稳定的过渡型组织。9-2 钢在加热时的转变热处理通常是由加热、保温和冷却三个阶段组成的。大多数热处理过程，首先必须把钢加热到奥氏体状态，然后以适当的方式冷却以获得所期望的组织和性能。通常把钢加热获得奥氏体的转变过程为“奥氏体”化。加热时形成奥氏体的化学成分、均匀化程度及晶粒大小直接影响钢在冷却后的组织和性能。因此，研究钢在加热时的组织转变规律，控制和改进加热规范以改变钢在高温下的组织状态，对于充分挖掘钢材性能潜力、保证
5、热处理产品质量有重要意义。一、共析钢奥氏体的形成过程以共析钢为例讨论奥氏体的形成过程。若共析钢的原始组织为片状珠光体，当加热至Ac1以上温度时，珠光体转变为奥氏体。这种转变可用下式表示： + Fe3C 体心立方 正交晶格 面心立方这一过程是由碳的质量分数很高、具有正交晶格的渗碳体和碳的质量分数很低、具有体心立方晶格的铁素体转变为碳的质量分数介于二者之间、具有面心立方晶格的奥氏体。因此，奥氏体的形成过程就是铁晶格的改组和铁、碳原子的扩散过程。通常将这一过程以及奥氏体在冷却时的转变过程称做“相变重结晶”。共析钢中奥氏体的形成由下列四个基本过程组成：奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解和奥氏体成分
6、均匀化，如图9-4所示。（一）奥氏体的形核将钢加热到Ac1以上某一温度保温时，珠光体处于不稳定状态，通常首先在铁素体和渗碳体相界面上形成奥氏体晶核，这是由于铁素体和渗碳体相界面上碳浓度分布不均匀，原子排列不规则，易于产生浓度和结构起伏区，为奥氏体形核创造了有利条件。珠光体群边界也可成为奥氏体的形核部位。在快速加热时，由于过热度大，也可以在铁素体亚边界上形核。某些研究者认为，当过热度很大或在超快速加热条件下，的晶格改组是在存有共格界面条件下的切变机构。碳原子从渗碳体扩散进入按切变机构形成的片状相区域中，使这些区域成为能长大的奥氏体晶核。（二）奥氏体的长大奥氏体晶核形成以后即开始长大。奥氏体晶粒长
7、大是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和铁素体中的扩散和铁素体继续向奥氏体转变而进行的，其长大机制示于图9-5。假定在Ac1以上某一温度t1形成一奥氏体晶核，其与铁素体和渗碳体相接触的两个相界面是平直的（见图9-5a），那么相界面处各相的碳浓度可由Fe-Fe3C相图（图9-5b）确定。图中C-表示与铁素体相邻界面上奥氏体的碳浓度，C-c表示与渗碳体相邻界面上奥氏体的碳浓度。由于C-cC-，在奥氏体内就造成一个碳浓度梯度，故奥氏体内的碳原子将从奥氏体-渗碳体相界面向奥氏体-铁素体相界面扩散。扩散的结果破坏了在t1温度下相界面的平衡浓度，使与渗碳体相界处奥氏体的碳浓度低于C-c，而使与铁素体交界处奥氏体
8、碳浓度大于C-。为了维持相界面上各相的平衡浓度，高碳的渗碳体必溶入奥氏体，以使与渗碳体相界面上奥氏体碳浓度恢复到C-c；低碳的铁素体将转变为奥氏体，使与铁素体交界面上奥氏体碳浓度恢复为C-。这样，奥氏体的两个相界面自然地向铁素体和渗碳体两个方向推移，奥氏体便不断长大。碳在奥氏体中扩散的同时，碳在铁素体中也进行着扩散（见图9-5a），这是由于分别与渗碳体和奥氏体相接触的铁素体两个相界面之间也存在着碳浓度差C-c-C-，扩散的结果也使与奥氏体相接触的铁素体碳浓度升高，促使铁素体向奥氏体转变，从而也能促进奥氏体长大。实验表明，由于铁素体与奥氏体相界面上的浓度差（C-c-C-）远小于渗碳体与奥氏体相界
9、面上的浓度差（CFe3C-C-c），使铁素体向奥氏体的转变速度比渗碳体溶解的速度快得多。因此，珠光体中的铁素体总是首先消失。当铁素体一旦全部转变为奥氏体时，可以认为珠光体向奥氏体的转变基本完成，但是仍有部分剩余渗碳体尚未溶解，说明奥氏体化过程仍在继续。（三）剩余渗碳体的溶解铁素体消失后，在t1温度下继续保温或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解。（四）奥氏体成分均匀化当渗碳体刚刚全部溶入奥氏体后，奥氏体内碳浓度仍是不均匀的，原先是渗碳体的地方碳浓度较高，而原来是铁素体的地方碳浓度较低，只有经过长时间的保温或继续加热，让碳原子进行充分地扩散才能获得成分均匀的奥氏体。
10、由于珠光体中铁素体和渗碳体的相界面很多，1mm3体积的珠光体中铁素体和渗碳体的相界面就有200010000 mm2，所以奥氏体形核部位很多，当奥氏体化温度不高，但保温时间足够长时，可以获得极细小而又均匀的奥氏体晶粒。二、影响奥氏体形成速度的因素奥氏体的形成是通过形核与长大过程进行的，整个过程受原子扩散所控制。因此，凡是影响扩散、影响形核与长大的一切因素，都会影响奥氏体的形核速度。（一）加热温度和保温时间为了描述珠光体向奥氏体的转变过程，通常将研究钢的试样迅速加热到Ac1以上各个不同的温度保温，记录各个温度下珠光体向奥氏体转变开始、铁素体消失、渗碳体全部溶解和奥氏体成分均匀化所需要的时间，绘制在
11、转变温度和时间坐标图上，便得到钢的奥氏体等温形成图（见图9-6）。由图9-6可见，在Ac1以上某一温度保温时，奥氏体并不立即出现，而是保温一段时间后才开始形成。这段时间称为孕育期。这是由于形成奥氏体晶核需要原子的扩散，而扩散需要一定的时间。随着温度的升高，原子扩散速度率急剧加快，相变驱动力G总迅速增加，同时奥氏体中碳的浓度梯度显著增大。因此奥氏体的形核率和长大速度大大增高，故转变的孕育期和转变完成所需时间也显著缩短。加热温度越高，转变的孕育期和完成转变的时间越短，即奥氏体的形成速度越快。在影响奥氏体形成速度的诸多因素中，温度的作用最为显著。因此，控制奥氏体形成温度至关重要。但是，从图9-6也可
12、以看到，在较低温度下长时间加热和较高温度下短时间加热都可以得到相同的奥氏体状态。因此，在制定加热工艺时，应当全面考虑加热温度和保温时间的影响。在实际生产采用的连续加热过程中，奥氏体等温转变的基本规律仍是不变的。图9-6所画出的不同速度的加热曲线（如1、2），可以定性地说明钢在连续加热条件下奥氏体形成的基本规律。加热速度越快（如2），孕育期越短，奥氏体开始转变的温度和转变终了的温度越高，转变终了所需要的时间越短。加热速度较低（如1），转变将在较低温度下进行。当加热速度非常缓慢时，珠光体向奥氏体的转变在接近于A1点温度下进行，这便符和Fe-Fe3C相图所示平衡转变的情况。但是，与等温转变不同，钢在
13、连续加热时的转变是在一个温度范围内进行的。（二）原始组织的影响钢的原始组织为片状珠光体时，铁素体和渗碳体组织越细，它们的相界面越多，则形成奥氏体的晶核越多，晶核长大速度越快，因此可加速奥氏体的形成过程。若预先经球化处理，使原始组织中渗碳体为球状，因铁素体和渗碳体的相界面减少，则将减慢奥氏体的形成速度。如共析钢的原始组织为淬火马氏体、正火索氏体等非平衡组织时，则等温奥氏体化曲线如图9-7所示。每组曲线的左边一条是转变开始线，右边一条是转变终了线，由图可见，奥氏体化最快的是原为淬火状态的钢，其次是正火状态的钢，最慢的是球化退火状态的钢。这是因为淬火状态的钢在A1点以上升温过程中已经分解为微细粒状珠
14、光体，组织最弥散，相界面最多，有利于奥氏体的形核与长大，所以转变最快。正火态的细片状珠光体，其相界面也很多，所以转变也很快。球化退火态的粒状珠光体，其相界面最少，因此奥氏体化最慢。近年来研究低、中碳合金钢非平衡组织加热相变的结果表明，采用淬火马氏体、回火马氏体、贝氏体等原始组织，不但加速奥氏体化过程，而且改变形成奥氏体的相形态。采用淬火马氏体等组织状态加热时，可以形成针状奥氏体及颗粒状奥氏体。当加热温度较低、过热度不大时，以形成针状奥氏体为主，在原奥氏体晶界处还会产生细小的颗粒状奥氏体。若将淬火态组织以较快速度加热到较高温度转变时，可以全部形成颗粒状奥氏体，而且形核率很高，可以得到较平衡态组织
15、加热时更细小的奥氏体晶粒。如果反复进行这种处理，可以得到超细化的奥氏体晶粒，从而显著改善钢的机械性能。（三）化学成分的影响1.碳钢中的含碳量越高，奥氏体形成速度越快。这是因为钢中的含碳量越高，原始组织中渗碳体数量越多，从而增加了铁素体和渗碳体的相界面，使奥氏体的形核率增大。此外，碳的质量分数增加又使碳在奥氏体中的扩散速度增大，从而 增大了奥氏体长大速度。2.合金元素合金元素主要从以下几个方面影响奥氏体的形成速度。首先是合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。Co和Ni能提高碳在奥氏体中的扩散速度，故加快了奥氏体的形成速度。Si、Al、Mn等元素对碳在奥氏体中的扩散能力影响不大。而Cr、Mo、W、V
16、等碳化物形成元素显著降低碳在奥氏体中的扩散速度，故大大减慢奥氏体的形成速度。其次是合金元素改变了钢的临界点和碳在奥氏体中的溶解度，于是就改变了钢的过热度和碳在奥氏体中的扩散速度，从而影响奥氏体的形成过程。此外，钢中合金元素在铁素体和碳化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。因此，奥氏体形成后碳和合金元素在奥氏体中的分布都是极不均匀的。所以在合金钢中除了碳的均匀化之外，还有一个合金元素的均匀化过程。在相同条件下，合金元素在奥氏体均匀化时间要比碳钢长得多。在制定合金钢的加热工艺时，和碳钢相比，加热温度越高，保温时间要长，原因就在这里。三
17、、奥氏体晶粒大小及其影响因素钢在加热后形成的奥氏体组织，特别是奥氏体晶粒大小对冷却转变后钢的组织和性能有着重要的影响。一般来说，奥氏体晶粒越细小，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧性越高。但是奥氏体化温度过高或在高温下保持时间过长，将使钢的奥氏体晶粒长大，显著降低钢的冲击韧性、减少裂纹扩展功和提高脆性转折温度。此外，晶粒粗大的钢件，淬火变形和开裂倾向增大。尤其当晶粒大小不均时，还显著降低钢的结构强度，引起应力集中，易于产生脆性断裂。因此，在热处理过程中应当十分注意防止奥氏体晶粒粗化。为了获得所期望的合适的奥氏体晶粒尺寸。必须弄清奥氏体晶粒度的概念，了解影响奥氏体晶粒大小的各种因素以及控制奥
18、氏体奥氏体晶粒大小的方法。（一）奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度是衡量晶粒大小的尺度。奥氏体晶粒大小通常以单位面积内晶粒的数目或以每个晶粒的平均面积与平均直径来描述。这样可以建立实际晶粒大小的清晰概念，但是要测定这样的数据是很麻烦的。实际生产中奥氏体晶粒尺寸通常用与八级晶粒度标准金相图片（见图9-8）相比较的方法来度量，从而确定晶粒度级别N。晶粒度级别号数N越大，单位面积内晶粒数越多，则晶粒尺寸越小。通常14号为粗晶粒，58号为细晶粒。八级以外的晶粒谓之超粗或超细晶粒。晶粒度级别N与晶粒大小有如下定义式：=2N-1。式中的表示放大100倍时每平方英寸（6.45cm2）视野中观察到的平均晶粒数。实际每平
19、方毫米面积平均晶粒数0=2N+3。如果实际金相观察放大M倍时晶粒的平均直径为（单位为），那么它与晶粒度级别在数值上有如下近似关系：（/M）2=1/2N+3。这样就建立了实际晶粒度大小的清晰概念。为了研究钢在热处理时奥氏体晶粒度的变化，必须弄清三种不同晶粒度的概念。1.起始晶粒度钢在临界温度以上奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小称为奥氏体的起始晶粒度。因珠光体中和Fe3C间相界很多，所以奥氏体形核极多。显然奥氏体的起始晶粒总是十分细小而均匀的。奥氏体的起始晶粒大小与形核率N和长大速度G有如下关系：n0=1.01，式中的n0表示单位面积内的晶粒数，单位为-2。可见，N/G值越大，
20、则n0越大，晶粒越细小。在增大形核率的同时，降低长大速度，可使奥氏体晶粒细化。如果加热速度快，则转变温度升高，那么奥氏体的起始晶粒就更加细化。但是如果进一步提高加热温度或在高温下长时间保温，那么奥氏体晶粒就会粗化。由于晶粒粗化减少晶界可使界面能减少，因此奥氏体晶粒长大在热力学上是自发趋势。然而在一定温度下，奥氏体晶粒长大到一定程度后就不继续长大，这一点通常用机械阻碍理论解释。如果晶界上存在难熔化合物质点，便能阻碍奥氏体晶粒长大，只有当进一步升高温度，使第二相质点溶入奥氏体后，奥氏体晶粒才能继续长大。因此，不同钢种由于冶炼方法和化学成分不同，奥氏体晶粒长大倾向是不同的。这就引入了所谓“本质晶粒度
21、”的概念。2.本质晶粒度本质晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。为了表征奥氏体晶粒长大倾向，通常采用标准试验方法（YB27-64），即将钢加热到93010，保温38后测定其奥氏体晶粒大小。如晶粒度在14级，称为本质粗晶粒钢，如晶粒度在58级，则称为本质细晶粒钢。一般钢的热处理加热温度都低于930，如果钢在930以前奥氏体晶粒没有明显长大，那么在一般热处理条件下也不会出现粗大的奥氏体晶粒，所以该钢的奥氏体晶粒长大倾向小，反之亦然。因此，本质晶粒度只反映钢加热至930以前奥氏体晶粒长大的倾向性。如图9-9所示，若钢在930以下，随温度升高，晶粒不断迅速长大，则称为本质粗晶粒钢；如在93
22、0以下，随温度升高，晶粒长大速度很缓慢，则称为本质细晶粒钢。超过930，本质细晶粒钢也可能得到很粗的奥氏体晶粒，甚至比本质粗晶粒钢还粗。本质晶粒度是钢的工艺性能之一，对于确定钢的加热工艺有重要参考价值。本质细晶粒钢淬火加热温度范围较宽，这种钢在930高温下渗碳后直接淬火，不致引起奥氏体晶粒粗化。而本质粗晶粒钢必须严格控制加热温度，以免引起奥氏体晶粒粗化。钢的本质晶粒度与钢的化学成分和冶炼条件有关。一般用铝脱氧的钢为本质细晶粒钢。这是由于形成了弥散的AlN质点，可以阻止奥氏体晶粒长大。钢中含有碳化物形成元素时（如Ti、V、Zr、W和Mo等），可以阻止奥氏体晶粒长大，因为这些元素能形成难于溶入奥氏
23、体的碳化物质点，其中影响最强烈的碳化物形成元素是钛和钒。3.实际晶粒度所谓实际晶粒度是指钢在某一具体热处理加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。显然，奥氏体的实际晶粒尺寸要比起始晶粒大。而本质粗晶粒钢与本质细晶粒钢也不意味着该钢总是具有粗大晶粒或细小晶粒。实际晶粒度与钢件具体的热处理条件有关，即奥氏体晶粒大小完全由其所达到的最高加热温度和在该温度下的保温时间所决定。一般来说，在一定加热速度下，加热温度越高，保温时间越长，得到的实际奥氏体晶粒越粗大。在相同的实际加热条件下，奥氏体的实际晶粒度则取决于钢材的本质晶粒度。钢在加热后的冷却条件并不改变奥氏体晶粒大小，但奥氏体的实际晶粒度却决定钢件冷却后的组
24、织和机械性能。细小的奥氏体晶粒可使钢在冷却后获得细小的室温组织，从而具有优良的综合机械性能。（二）影响奥氏体晶粒大小的因素由于奥氏体晶粒大小对钢件热处理后的组织和性能影响极大，因此必须了解影响奥氏体晶粒长大的因素，以寻求控制奥氏体晶粒大小的方法。奥氏体起始晶粒形成以后，其实际晶粒大小主要取决于升温或保温过程中奥氏体晶粒的长大倾向。奥氏体晶粒长大过程可视为晶界的迁移过程，其实质就是原子在晶界附近的扩散过程。因此，凡是影响晶界原子扩散迁移的因素都会影响奥氏体晶粒长大。1.加热温度和保温时间的影响由于奥氏体晶粒长大与原子扩散有密切关系，所以加热温度越高，保温时间越长，则奥氏体晶粒越粗大。图9-10表
25、示加热温度和保温时间对奥氏体晶粒长大过程的影响。由图可见，加热温度越高，晶粒长大速度越快，最终晶粒尺寸越大。而在每一加热温度下，都有一个加速长大期，当奥氏体晶粒长大到一定尺寸后，再延长时间，晶粒将不再长大而趋于一个稳定尺寸。为了获得一定大小的奥氏体晶粒，可以同时控制加热温度和保温时间。加热温度低时保温时间影响较小；加热温度高时保温时间的影响开始较大，随后减弱。因此，加热温度高时，保温时间应当缩短，才能保证得到细小的奥氏体晶粒。比较而言，加热温度对奥氏体晶粒长大起主要作用，因此生产上必须严加控制，防止加热温度过高，以避免奥氏体晶粒粗化。通常要根据钢的临界点、工件尺寸及装炉量确定合理的加热规程。2
26、.加热速度的影响加热速度越快，过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率和长大速度越大，则奥氏体的起始晶粒越细小（见图9-11）。但是，奥氏体起始晶粒越细小而加热温度较高反使奥氏体晶粒易于长大。因此，快速加热时，保温时间不能过长，否则晶粒反而更加粗大。生产上采用短时快速加热工艺是获得超细化晶粒的重要手段之一。3.钢的化学成分的影响在一定的含碳量范围内，随着奥氏体中碳的含量的增加，由于碳在奥氏体中扩散速度及铁的自扩散速度增大，晶粒长大倾向增加。但当含碳量超过一定量后，碳能以未溶碳化物的形式存在，奥氏体晶粒长大受到第二相的阻碍作用，反使奥氏体晶粒长大倾向减小。例如过共析钢在Ac1Acm之间加热时
27、，由于细粒状渗碳体的存在，可以得到细小的晶粒，而共析钢在相同温度下加热则具有较大的奥氏体晶粒长大倾向。前以述及，用铝脱氧或在钢中加入适量的Ti、V、Zr、Nb等强碳化物形成元素时，可以得到本质细晶粒钢，减小奥氏体晶粒长大倾向。钢中的铝能形成难溶的AlN质点在晶界上弥散析出，阻碍加热时奥氏体晶界的迁移，从而可以细化晶粒。若进一步升高温度（900），AlN质点溶入奥氏体中，将使奥氏体晶粒急剧长大。从细化晶粒角度，脱氧后钢中铝的质量分数以0.020.04最佳。Ti、V、Zr、Nb等元素在钢中能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，也起阻止晶粒长大的作用。这些元素对晶粒长大的影响可用晶粒粗化温度表示（见图9
28、-12）。由图可见，晶粒粗化温度越高，表明晶粒长大倾向越小。其中Ti、V、Zr、Nb的作用显著，Al的作用最弱。Mn、P、C、N等元素溶入奥氏体后削弱铁原子结合力，加速铁原子的扩散，因而促进奥氏体晶粒的长大。4.钢的原始组织的影响一般来说，钢的原始组织越细，碳化物弥散度越大，则奥氏体的起始晶粒越细小。细珠光体和粗珠光体相比，总是易于获得细小而均匀的奥氏体起始晶粒度。在相同的加热条件下，和球状珠光体相比，片状珠光体在加热时奥氏体晶粒易于粗化，因为片状碳化物表面积大，溶解快，奥氏体形成速度也快，奥氏体形成后较早地进入晶粒长大阶段。对于原始组织为非平衡组织的钢，采用较快速度加热到Ac1Acm之间高温
29、区域，或者稍高于Ac3时将得到更细小的奥氏体起始晶粒，如果采用快速加热、短时保温的工艺方法，或者多次快速加热-冷却的方法，便可获得非常细小的实际晶粒尺寸。9-3 钢在冷却时的转变一、概述钢的加热转变，或者说钢的热处理加热是为了获得均匀、细小的奥氏体晶粒。然而得到高温奥氏体组织不是最终目的。因为大多数零构件都在室温下工作，所以高温奥氏体状态最终总是要冷却下来。钢从奥氏体状态的冷却过程是热处理的关键工序，因为钢的性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织。因此，研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律，对于正确制定钢的热处理冷却工艺、获得预期的性能具有重要的实际意义。钢在铸造、锻造、焊接以后，也要经历
30、由高温到室温的冷却过程。虽然不作为一个热处理工序，但实质上也是一个冷却转变过程，正确控制这些过程，有助于减少或防止热加工缺陷。在热处理生产中，钢在奥氏体化后通常有两种冷却方式：一种是连续冷却方式，钢从高温一种是等温奥氏体状态一直连续冷却到室温。一种是等温冷却方式，将奥氏体状态的钢迅速冷却到临界点以下某一温度，让其发生恒温转变过程，然后再冷却下来。奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，不会发生转变。奥氏体冷却至临界温度以下，在热力学上处于不稳定状态，冷却时要发生分解转变。这种在临界点以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体，叫做过冷奥氏体。如在本章第一节所分析的，过冷奥氏体以缓慢速度冷却时，发生分解
31、的过冷度很小，在高温下有足够时间进行扩散分解，可以得到近乎平衡的珠光体类型的组织。这种冷却速度相当于炉冷或空冷的冷却方式，热处理生产上叫做退火或正火。这种转变叫做珠光体类型转变。过冷奥氏体分解也是一个点阵重构和碳的扩散过程。当冷却速度较快时，可以把奥氏体过冷至较低温度，此时碳原子尚可进行扩散，但铁原子不能进行扩散，奥氏体只能转变为贝氏体组织。采用等温冷却即能得到贝氏体组织。如果采用更快的冷却速度，奥氏体迅速过冷至不能进行扩散分解的低温Ms点以下，只能得到马氏体组织。这种冷却速度相当于水冷方式，生产上叫做淬火。这种转变叫马氏体转变。过冷奥氏体在连续冷却时的转变是在一个温度范围内发生的，其过冷度是
32、不断变化的。因而可以获得粗细不同或类型不同的混合组织。虽然这种冷却方式在生产上广泛采用，但分析起来却比较困难。钢在等温冷却的情况下，可以控制温度和时间这两个因素，分别研究温度和时间对过冷奥氏体转变的影响，从而有助于弄清过冷奥氏体的转变过程及转变产物的组织和性能，并能方便地测定过冷奥氏体等温转变曲线。二、共析钢过冷奥氏体的等温转变曲线过冷奥氏体在临界温度A1点以下冷却时，由于过冷度不同，将转变为不同类型的组织，或分解为珠光体、贝氏体，或转变为马氏体。那么，共析钢从奥氏体状态冷却至A1点以下不同温度范围内将得到什么样的产物，转变的过程和速度又怎样呢？过冷奥氏体的转变，同加热相变一样，也是一个生核和
33、长大过程。这个过程发生的时间，可用所谓等温转变动力学 曲线，即转变量和转变时间的关系曲线来描述。该转变动力学曲线可以反映过冷奥氏体的转变过程和转变速度。由于过冷奥氏体在转变过程中有体积膨胀和磁性转变，有组织和性能的变化，因此，可以用膨胀法、磁性法和金相-硬度法等多种方法显示出过冷奥氏体恒温转变过程。现以金相-硬度法为例，测定共析钢恒温转变动力学曲线。将共析钢加工成101.5mm圆片状薄试样并分成若干组。各组试样在相同加热温度下奥氏体化，保温一段时间（通常为1015min）得到均匀奥氏体组织，在将其迅速冷却到A1点以下不同温度的盐浴中保温，每隔一定时间，取出一组试样立即淬入盐水中，使未转变的奥氏
34、体转变为马氏体。如果过冷奥氏体尚未发生等温转变，则试样的组织全为白色的马氏体；如果过冷奥氏体已开始发生分解（产物为黑色），那么尚未分解的过冷奥氏体则转变为马氏体；如果过冷奥氏体已经分解完毕，那么水淬后试样的组织将没有马氏体。根据上述显微观察、定量分析和硬度测定，即可确定过冷奥氏体在A1点以下不同温度保温不同时间时，转变产物的类型及转变的体积分数。由此测定各个等温温度下转变开始时间和终了时间。一般将奥氏体转变的体积分数为13所需要的时间定为转变开始时间，而把转变的体积分数为9598所需时间视为转变终了时间。图9-14上为不同温度下奥氏体的转变体积分数与等温时间的关系曲线。由图可见，经一段时间后，
35、过冷奥氏体才发生转变，这段时间叫做孕育期。转变开始后转变速度逐渐加快，当奥氏体转变体积分数达50时转变速度最大，随后转变速度趋于缓慢，直至转变结束。但是这种转变量和等温时间关系曲线不能清晰地显示出各个等温温度下过冷奥氏体等温转变开始时间和转变终了时间以及不同温度范围内的转变产物。如果把各个等温温度下转变开始和转变终了时间画在温度时间坐标上，并将所有开始转变点和转变终了点分别连结起来，形成开始转变线和转变终了线，那么即得到共析钢过冷奥氏体等温转变曲线（见图9-14下）。这种曲线具有英文字母“C”的形状，故称为C-曲线，亦称TTT曲线。C-曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。C-曲线下
36、面还有两条水平线，分别表示奥氏体向马氏体开始转变温度Ms点和奥氏体向马氏体转变终了温度Mf点。Ms和Mf温度多采用膨胀法或磁性法等物理方法测定。A1线以上钢处于奥氏体状态，A1线以下、Ms线以上和转变开始曲线之间区域为过冷奥氏体，转变开始曲线和转变终了曲线之间为过冷奥氏体正在转变区，转变终了曲线以右为转变终了区。研究表明，根据转变温度和转变产物不同，共析钢C-曲线由上至下可分为三个区：A1550之间为珠光体转变区；550Ms之间为贝氏体转变区；MsMf之间为马氏体转变区。由此可以看出，珠光体转变是在不大过冷度的高温阶段发生的，属于扩散型相变；马氏体转变是在很大过冷度的低温阶段发生的，属于非扩散
37、型相变；贝氏体转变是中温区间的转变，属于半扩散型相变。从纵坐标至转变开始线之间的线条长度表示不同过冷度下奥氏体稳定存在的时间，即过冷奥氏体等温转变开始所经历的时间，也就是前述的孕育期。孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低，反映过冷奥氏体的转变速度。由C-曲线可知，共析钢约在550左右孕育期最短，表示过冷奥氏体最不稳定，转变速度最快，称为C-曲线的“鼻子”。鼻温至A1线之间，随着过冷度增大，孕育期缩短，过冷奥氏体稳定性降低；鼻温至Ms线之间，随着过冷度增大，孕育期增大，过冷奥氏体稳定性提高。在靠近A1点和Ms点附近温度，过冷奥氏体比较稳定，孕育期较长，转变速度很慢。为什么过冷奥氏体稳定性具有这
38、种特征呢？这是由于过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度又取决于过冷度（见图9-15）。随着过冷度增大，转变温度降低，奥氏体与珠光体自由能差增大，转变速度应当加快。但过冷奥氏体的分解是一个扩散过程，随着过冷度增大，原子扩散速度显著减小，形核率和生长速度减小，故过冷度增大又会使转变速度减慢。因此，这两个因素综合作用的结果，导致在鼻温以上随着过冷度增大，转变速度增大，转变过程受新、旧两相相变自由能差所控制；鼻温以下，随着过冷度增大，转变速度减慢，转变受原子扩散速度所控制。故而在鼻温附近，转变速度达到一个极大值（见图9-16）。需要指出，和鼻温附近C-曲线相切的奥氏体冷却速度（
39、见图9-62中v）可定义为钢的临界冷却速度，当实际冷却速度小于临界冷却速度时，过冷奥氏体将发生扩散性分解，形成珠光体等类型的组织。钢的临界冷却速度越小，过冷奥氏体越稳定。三、影响过冷奥氏体等温转变的因素过冷奥氏体等温转变的速度反映过冷奥氏体的稳定性，而过冷奥氏体的稳定性可在C-曲线上反映出来。过冷奥氏体越稳定，孕育期越长，则转变速度越慢，C-曲线越往右移。反之亦然。因此，凡是影响C-曲线位置和形状的一切因素都影响过冷奥氏体等温转变。（一）奥氏体成分的影响过冷奥氏体等温转变在很大程度上取决于奥氏体的成分，改变奥氏体的化学成分，影响了C-曲线的形状和位置，从而可以控制过冷奥氏体的等温转变速度。1、
40、含碳量的影响与共析钢C-曲线不同，亚、过共析钢C-曲线的上部各多出一条先共析相析出线（见图9-17），说明过冷奥氏体在发生珠光体转变之前，在亚共析钢中要先析出铁素体，在过共析钢中要先析出渗碳体。此外，从图9-17可见，奥氏体中含碳量越高，则马氏体开始转变的温度Ms点越低。亚共析钢随奥氏体含碳量增加，C-曲线逐渐右移，说明过冷奥氏体稳定性增高，孕育期变长，转变速度减慢。这是由于在相同转变条件下，随着亚共析钢中碳的质量分数的增高，铁素体形核的机率减少，铁素体长大需要扩散离去的碳量增大，故减慢铁素体的析出速度。一般认为，先共析铁素体的析出可以促进珠光体的形成。因此，由于亚共析钢先共析铁素体孕育期增长
41、且析出速度减慢，珠光体的转变速度也随之减慢。过共析钢中含碳量越高，C-曲线反而左移，说明过冷奥氏体稳定性减小，孕育期缩短，转变速度加快。这是由于过共析钢热处理加热温度一般在Ac1Acm之间，如过共析钢加热到Ac1以上一定温度后进行冷却转变，随着钢中含碳量的增加，奥氏体的含碳量并不增加，反而增加了未溶渗碳体的数量，从而降低过冷奥氏体的稳定性，使C-曲线左移。只有当加热温度超过Acm使渗碳体完全溶解的情况下，奥氏体的含碳量才与钢的含碳量相同，随着钢中含碳量的增加，C-曲线才向右移。所以，共析钢C-曲线鼻子最靠右，其过冷奥氏体最稳定。奥氏体中的含碳量越高，贝氏体转变孕育期越长，贝氏体转变速度越慢。故
42、碳素钢C-曲线下半部贝氏体转变开始线和终了线随含碳量的增大一直向右移。2、合金元素的影响总的来说，除Co和Al（Al2.5）以外的所有合金元素，当其溶解到奥氏体中后，都增大过冷奥氏体的稳定性，使C-曲线右移。其中Mo的影响最为剧烈，W次之，Mn和Ni的影响也很明显，Si、Al影响较小。钢中加入微量的B可以显著提高过冷奥氏体的稳定性，但随着含碳量的增加，B的作用逐渐减小。Ni、Si、Cu等非碳化物形成元素以及弱碳化物形成元素Mn，只使C-曲线的位置右移，不改变C-曲线的形状，与碳钢的C-曲线相似。Cr、Mo、W、V、Ti等碳化物形成元素不但使C-曲线右移，而且改变C-曲线的形状。例如，图9-18
43、表示Cr对c=0.5的钢C-曲线的影响。由图可见，C-曲线分离为上下两部分，形成了两个“鼻子”，中间出现了一个过冷奥氏体较为稳定的区域。C-曲线上面部分相当于珠光体转变区，下面部分相当于贝氏体转变区。造成这种现象的原因是合金元素对C-曲线鼻部位置有着不同的影响。Si、Ti、V、Mo、W等合金元素使珠光体鼻温上升，而Ni、Mn、Cu等元素则使其下降。应当指出，对于碳化物形成元素，尤其是V、Ti、Nb、Zr等强碳化物形成元素，当其含量较多时，能在钢中形成稳定的碳化物，在一般加热温度下不能溶入奥氏体中而以碳化物形式存在，则反而降低过冷奥氏体的稳定性，使C-曲线左移。（二）奥氏体状态的影响奥氏体状态主
44、要与钢的原始组织和奥氏体化条件有关。由于钢的化学成分及脱氧制度不同，奥氏体晶粒长大倾向不同，在相同加热条件下所获得的奥氏体晶粒度也不同。钢的原始组织越细小，单位体积内晶界面积越大，从而使奥氏体分解时形核率增多，降低奥氏体的稳定性，使C-曲线左移。钢的原始组织也影响奥氏体的均匀性，从而影响奥氏体的转变温度。铸态原始组织不均匀，存在成分偏析，而经扎制后，组织和成分变得均匀。因此在同样加热条件下，铸锭形成的奥氏体很不均匀，而扎材形成的奥氏体比较均匀，不均匀的奥氏体可以促进奥氏体分解，使C-曲线左移。奥氏体化的温度和保温时间对奥氏体晶粒大小和成分均匀性有很大影响。奥氏体化温度越高，保温时间越长，碳化物
45、溶解速度和奥氏体成分均匀化速度越快，则形成奥氏体晶粒越粗大，成分也越均匀。因此减少了奥氏体分解的形核率和长大速度，从而有利于提高过冷奥氏体稳定性，使C-曲线右移。反过来，奥氏体化温度越低，保温时间越短，奥氏体晶粒越细，未溶第二相越多，同时奥氏体的碳浓度和合金元素浓度越不均匀，从而促进奥氏体在冷却过程中分解，使C-曲线左移。总之，加热速度越快，保温时间越短，奥氏体晶粒越细小，成分越不均匀，未溶第二相越多，则等温转变速度越快，使C-曲线左移。（三）应力和塑性变形的影响在奥氏体状态下承受拉应力将加速奥氏体的等温转变，而加等向压应力则会阻碍这种转变。这是因为奥氏体比容最小，发生转变时总是伴随比容的增大
46、，尤其是马氏体转变更为剧烈。所以加拉应力促进奥氏体转变。而在等向压应力下，原子迁移阻力增大，使C、Fe原子扩散和晶格改组变得困难，从而减慢奥氏体的转变。对奥氏体进行塑性变形亦有加速奥氏体转变的作用。这是由于塑性变形使点阵畸变加剧并使位错密度增高，有利于C和Fe原子的扩散和晶格改组。同时形变还有利于碳化物弥散质点的析出，使奥氏体中碳和合金元素贫化，因而促进奥氏体的转变。四、珠光体转变共析钢过冷奥氏体在C-曲线鼻温至A1线之间较高温度范围内等温停留时，将发生珠光体转变，形成含碳量和晶体结构相差悬殊并和母相奥氏体截然不同的两个固态新相：铁素体和渗碳体。因此，奥氏体到珠光体的转变必然发生碳的重新分布和
47、铁晶格的改组。由于相变在较高温度下发生，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。根据奥氏体化温度和奥氏体化程度不同，过冷奥氏体可以形成片状珠光体和粒状珠光体两种组织形态。前者渗碳体呈片状，后者呈粒状。它们的形成条件、组织和性能均不同。（一）片状珠光体的形成、组织和性能由Fe-Fe3C相图可知，c=0.77的奥氏体在近于平缓冷却条件下形成的珠光体是由渗碳体和铁素体组成的片层相间的组织。在较高奥氏体化温度下形成的均匀奥氏体于A1550之间温度等温时也能形成片状珠光体。片状珠光体的形成，同其它相变一样，也是通过形核和长大两个基本过程进行的。珠光体是由铁素体和渗碳体组成的，那么珠光体
48、形核自然包括这两相的形核过程。关于铁素体或渗碳体哪个为领先相问题已争论很久，现今已基本清楚，认为两者都可能成为领先相。如果奥氏体很均匀，渗碳体或铁素体的核心大多在奥氏体晶界上形成。这是由于晶界上缺陷多，能量高，原子易于扩散，有利于产生成分、能量和结构起伏，易于满足形核的条件。早期片状珠光体形成机构认为，首先在奥氏体晶界上形成渗碳体核心，核刚形成时可能与奥氏体保持共格关系，为减小形核时的应变能而呈片状。当按非共格扩散方式长大时，共格关系破坏。此时渗碳体不仅向奥氏体晶粒纵深方向发展，而且也向横的方向长大。渗碳体长大的同时两侧铁素体片后，也随渗碳体片一起向前发展，同时也往横向长大。铁素体横向长大的同时必然在其与奥氏体界面处附近形成富碳区，这又促使在铁素体两侧形成新的渗碳体片。铁素体和渗碳体如此交替形核并长大形成一个片层相间并大致平行的珠光体领域，当其与其他部位形成的各个珠光体领域相遇并占有整个奥氏体时，珠光体转变结束，得到片状珠光体组织。然而这种基于珠光体形成时铁素体和渗碳体交替形核和长大并以渗碳体
