一、鋼在加熱過程中的組織轉變

二、鋼在冷卻過程中的組織轉變

第五講：鋼在加熱和冷卻過程中的組織轉變鋼的熱處理概述概念：將鋼在一定介質中加熱、保溫和冷卻，改變整體或表面組織以獲得所需性能。目的：1）消除工件上一工序產生的缺陷；

2）為下一工序做好組織準備或獲得好的最終性能。據統計：機床零件中60~70%需熱處理；汽車、拖拉機零件中70~80%需熱處理；軸承、各種工具和模具幾乎全部需要熱處理。鋼的熱處理曲線一、鋼在加熱中的組織轉變(Transformation)

1.鋼在加熱和冷卻中存在過熱和過冷現象。2.共析鋼被加熱到Acl以上時，P轉變為A的過程包括：1）A晶核形成；

2）A晶核長大；

3）Fe3C溶解于A；

4）A晶粒成分均勻化。鋼在加熱和冷卻時，臨界轉變溫度的變化。共析鋼：加熱獲得單一奧氏體。注意：

1）對于亞共析和過共析鋼的A化與共析鋼大體相同：超過Ac3線F轉變為A；超過Accm線Fe3C逐漸溶入A中。

2）若A剛形成時晶粒細小，冷卻后組織也一定細小。故加熱溫度不宜太高，時間不宜太長。鋼加熱溫度過高對組織的影響奧氏體形成過程FFe3C未溶Fe3CA殘余Fe3CAAAA

形核A

長大殘余Fe3C溶解A

均勻化奧氏體晶粒長大示意圖二、鋼在冷卻過程中的組織轉變鋼完全A化后，進入冷卻過程。所獲組織與冷卻方式或速度有關。通常有兩種方式：1）連續冷卻：鋼的組織在溫度連續下降過程中發生轉變；2）等溫冷卻：

A.將鋼先冷卻到某一臨界溫度下成為過冷A；

B.在該溫度下保溫，使A發生組織轉變；

C.轉變結束，再冷至室溫。鋼熱處理的兩種冷卻方式TTT曲線：（Temperature－Time—Transformation）即：在某一溫度下A的轉變量與時間關系的曲線。

1.共析鋼過冷奧氏體的TTT曲線（

C曲線）（1）C曲線的建立1）將共析鋼加熱到奧氏體（A），

在Ar1下選擇一系列溫度保溫；2）記錄在各溫度下A轉變量與保溫

時間關系___轉變動力學曲線；3）確定不同溫度下轉變開始時間a1，a2,a3…和轉變終了時間b1

b2,b3…；4）將轉變開始點和轉變終了點連接，

即得TTT曲線。因形狀“C”，

也稱為C曲線。AP時間（2）

C曲線特征（共析鋼C曲線）1）在Ar1線以上，A穩定，不轉變。2）在Ar1線以下，C曲線以左為過冷A區，轉變終了線以右為轉變產物區，兩線間為轉變過渡區。3）在不同溫度下等溫孕育期不同，C曲線“鼻尖”處最短，鼻尖以上（Ar1以下），隨溫度↓→孕育期↓，因形核驅動力大；但鼻尖以下，隨溫度↓→孕育期↑。因原子擴散緩慢（受溫度影響）。A+MAr1

注：A轉變同時受原子擴散（溫度）和轉變驅動力（過冷度）影響。A+MAr14）當冷速很快時，

A冷至Ms線以下，將發生M轉變。Ms線：開始轉變線，Mf線：轉變終了線，兩線間為A＋M混合區。三、過冷A轉變產物及其性能

1.P型轉變（高溫轉變）溫度范圍：Ar1－550℃

產物（相）：F＋Fe3C機械混合物形貌：片層結構：Fe3C片層分布在

F基體上，隨著轉變溫度降低，

片間距變小。

三類轉變區：

P型轉變區

B型轉變區

M型轉變區依據F/Fe3C片層大小，分為：珠光體（粗）索氏體（細）屈氏體（托氏體）（很細）

珠光體形貌光鏡下形貌貌電鏡下形貌光鏡形貌電鏡形貌

索氏體形貌

屈氏體形貌電鏡形貌光鏡形貌1.共析鋼珠光體型轉變產物與性能

性能：隨片間距減小，鋼的強度和硬度增高。轉變特點：A

P轉變是在Fe和C原子充分擴散后形成的。2、B型轉變（中溫轉變）1）轉變特點

C曲線“鼻尖”以下（550℃以下），雖相變驅動力較大，但溫度較低，原子擴散差，僅依靠碳擴散來相變（Fe不擴散），所以叫半擴散，即B(Bainite)轉變。

據轉變溫度高低，B轉變又分：上B轉變---

“鼻尖”到350℃下B轉變---350℃到MS線上B轉變下B轉變

過冷A轉變為:

（Fe3C+過飽和

F）——B2）B形狀與性能B上：A晶界析出F，周圍富C區形成Fe3C，呈羽毛狀B下：A晶界形成F，F沿一定晶面呈竹葉生長，Fe3C在F晶內析出，呈凸鏡狀。

名稱符號形成溫度形貌性能上貝氏體B上

550℃~350℃羽毛狀HRC40~50,韌性差

下貝氏體B下

350℃~Ms竹葉狀HRC50~55,韌性好

B下有優良綜合性能，用于生產高強韌工件（如模具等）。A晶界350C以上350C以下B下生長B上：550～350℃；40～45HRC。B上=過飽和

α-Fe條狀+Fe3C細條狀過飽和碳α-FeFe3C細條狀羽毛狀上B組織：性能：上B中Fe3C粗大、較脆且韌性低，生產中應盡量避免。

上貝氏體組織B下、350～230℃；50～60HRC。B下=過飽和碳

α-Fe針葉狀+Fe3C細片狀過飽和碳

α-Fe針葉狀Fe3C細片狀針葉狀下B組織：性能：下B強度、硬度較高，韌性好，綜合性能好，生產常用。

下貝氏體組織3、M型轉變(針對共析鋼）1）形成A急冷至Ms線（約230℃）下，過冷度極大，A由fcc

變成bcc（），碳原子來不及析出，形成過飽和α–Fe固溶體，即馬氏體。馬氏體轉變屬非擴散型轉變M轉變臨界冷卻速度2）轉變特點1）速度快---瞬間完成：形核和長大，一般為以聲速發展。（驅動力很大）2）無擴散------

Fe、C均不擴散，M和A成分相同。3）體積膨脹------

體積急劇膨脹（C過飽和固溶體）。4）連續冷卻------若在Ms~Mf間等溫，M轉變會停止，這與P、B轉變不同。5）轉變不完全------存在殘余A（簡記為A殘），含C越高，過冷A越穩定，

其Ms、Mf

點亦越低，殘余A愈多。3）M形態

決定于A含碳量：●C＞1.0%：針狀：M針；●C＜0.2%:板條狀：M板條；●0.2%＜C＜1.0%:混合M。板條M（低C馬氏體）M中有大量位錯，也稱“位錯馬氏體”性能：有較高強度和韌性，良好綜合性能。如0.2%C鋼淬火后，HRC50、

b＝1500MPa、ak＝150－180J/cm2。一個A晶粒形成幾個不同位向M。

低碳板條狀馬氏體組織針狀高碳馬氏體(＞1%C)：66HRC左右；

δ≈1%。針狀M：（高C馬氏體）因C在F中過飽和→晶格畸變→固溶強化→高硬度。M高硬度：一個A晶粒中，先形成一個貫穿整個晶粒的M片，后形成的M片存在于M體和A間或M片間。最后三角區為殘余A。M中有大量攣晶，稱“攣晶馬氏體”性能：針狀M有高硬度和強度（HRC60），但塑性和韌性差（ak＝

1J/cm2）

高碳針片狀馬氏體組織馬氏體的碳濃度Wc

100507040602030100.10.30.20.400.50.60.70.80.91.0硬度(HRC)2000抗拉強度σb(Mpa)180014001000600200M性能:取決于M中碳濃度。四、影響C曲線的因素

1．C的影響

亞共析鋼：隨碳增加，C曲線右移，即轉變孕育期和時間都加長。原因：

C使A更穩定。過共析鋼：隨碳增加，C曲線左移，即轉變孕育期和轉變都減少。原因：先析出的碳化物會促使A分解。C曲線是制定熱處理工藝的依據。

2．加熱溫度（T）和保溫（t）時間

T↑，t↑→Fe3C溶解充分，A晶粒粗大（晶界減小）→A穩定→C曲線右移。

3．合金元素影響

除Co外，幾乎所有元素都使C曲線右移。原因：大部分元素能提高A穩定性,尤其弱碳化物元素更能穩定A。影響A等溫轉變因素：

(1)碳含量

(2)加熱溫度和保溫時間

(3)合金元素小結：五、過冷A連續冷卻曲線

1.CCT(ContinuousCoolingTransformation)曲線CCT曲線：描述A在連續冷卻中轉變量與時間的關系。

2.曲線建立方法：用膨脹法或熱分析法

將鋼A化后，以不同速度冷到室溫，測出A的開始轉變和轉變結束時間，標在溫度-時間坐標中，連接這些點，獲得CCT曲線如圖：Ps線---開始轉變線；Pf線---轉變終止線。3.

CCT曲線特點（1）CCT曲線的相區、關鍵線和點

A1線下Ps以左：過冷A;

Pf以右：轉變產物區（P型）;

Ps－Pf間：P型＋奧氏體區;

KK’：向P（型）轉變終止線----

KK’線以下A終止向P轉變;過冷A保持到Ms線以下發生M轉變。

Ms——M開始轉變線，Mf——M轉變終了線；

Vk——連續冷卻下獲得“完全”M的臨界冷卻速率（有A殘余）。

Vk1——冷速小于Vk1獲得全部P。

Vk—Vk1間：得（P＋M＋A殘余）

混合物。（2）曲線TTT和CCT的對比

曲線TTT位于CCT左上方，表明連續冷卻孕育期大于等溫轉變的。曲線TTT確定的M轉變臨界冷卻速率大于由CCT的，即以TTT的臨界冷速進行連續冷卻，保證獲得最多M。曲線CCT只有類似于TTT的上半部分，因此連續冷卻不可能得到B。TTT曲線CCT曲線TTT曲線和CCT的比較：小結1.P轉變

(1)P組織形態及性能

(2)P的形成包含兩個過程：一個碳擴散，生成(Fe3C+F)；另一個是Fe晶體點陣重構：由A轉變成F和復雜斜方Fe3C。

過冷A轉變類型：片狀P形成過程(2)P形成過程2.B型轉變（1）B組織形態和性能（2）B的形成過程：只有碳原子擴散。

貝氏體形成過程3.M型轉變

（1）M組織形態及性能（2）M的形成條件___快冷（3）M轉變特點

M轉變不同P轉變特點：①非擴散---碳和鐵原子均不擴散②非等溫③不徹底