第一章．金属加热过程中的相变—奥氏体相变 概述：热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。
除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。
奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。
奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。
综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。
本章重点：奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。
本章难点：奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不均匀的几个C%点，即C 1、C 2、C 3和C 4。
§1-1 奥氏体的组织结构和性能
一、奥氏体的结构：
定义：C 溶于γ–Fe 形成的间隙式固溶体。
1.C 原子位于γ–Fe 点阵的中心和棱边的中点(八
面体间隙处)；
2.C 原子进入γ–Fe 点阵间隙位置引起；γ–Fe 点阵
等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，但
奥氏体的最大溶C 量(溶解度)为2.11%
3.C 原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏；
4.合金元素原子(Mn 、Si 、Cr 、Ni 等)溶入奥氏体中取代Fe 原子的位置，形成置换式固溶体，称合金奥氏体。 二、奥氏体的组织：
(1)原始组织有关
奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与 (2)加热速度有关
(3)转变程度有关
图1-1
G T 11图1-2
1234图1-3 不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状(只作为了解内容)。
三、奥氏体的性能
1.机械性能：(1)屈服强度、硬度低 (2)塑性、韧性高；
2.物理性能：(1)比容最小；(2)导热性差；(3)线膨胀系数大；(4)顺磁性。
3.应用：(1)变形加工成型；(2)奥氏体不锈钢耐蚀性；(3)膨胀仪表灵敏元件。 §1-2 奥氏体的形成
一、热力学条件
ΔG=G γ－G p ＜0
(1)A c1和A r1
引出临界点概念： (2)A c3和A r3
(3)A Ccm 和A rcm
二、奥氏体的形核
以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成。
奥氏体晶核主要在F 和Fe 3C 的相界面
形核，其次在珠光体团界、F 亚结构(嵌镶块)
界面形核。这样能满足：(1)能量起伏；(2)结
构起伏；(3)成分起伏三个条件。
三、奥氏体的长大
α + Fe 3C γ
晶体结构：体心立方 复杂斜方 面心立方
含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77%
奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的，
原子扩散包括(1)Fe 原子自扩散完成晶格改组；
(2)C 原子扩散使奥氏体晶核向α相和Fe 3C 相
两侧推移并长大。 易于变形加工成型；(3)热强性高。
1.C 原子扩散：一旦奥氏体晶核出现，则在奥氏体内部的C%分布就不均匀，由从图1-3可见：
C 1—与Fe 3C 相接的奥氏体的C%；
C 2—与F 相接的奥氏体的C%；
C 3—与Fe 3C 相接的F 的C%；
C 4—与奥氏体相接的F 的C%；
从图1-3可以看出，在T 1温度下由于C 1、C 2、C 3、C 4不同导致奥氏体晶核形成时，C 原子扩散，如图1-4，扩散的结果破坏了T 1温度下C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接的F 和Fe 3C 溶解恢复T 1温度下C%的浓度平衡，如此历经“破坏平衡”——“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。
2.奥氏体晶格改组：(1)一般认为，平衡加热过热度很小时，通过Fe 原子自扩散完成晶格改组。(2)也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过Fe 原子切变完成。
3.奥氏体晶核的长大速度：奥氏体晶核向F 和Fe 3C 两侧的推移速度是不同的。根据公式：
B B c
C K C dx dc K
D G ?=??-=/
1γ 式中，K —常数；γC D —C 在奥氏体中的扩散系数；dx dc —相界面处奥氏体中C
的浓度梯度；B C ?—相界面浓度差；“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩散。
向F 一侧的推移速度与向Fe 3C 一侧的推移速度之比：
BF C BFe C BFe BF
C Fe F
C C K C C K G G ??=???=333// 780℃时，8.1402.041.089.067.633≈--=??=BF C BFe C Fe F
C C G G 。表明相界面向F 一侧的推
移速度比向Fe 3C 一侧的推移速度快14.8倍，但是通常片状珠光体的F 片厚度比Fe 3C 片厚度大7倍，所以奥氏体等温形成时，总是F 先消失，Fe 3C 剩余。
四、残余Fe 3C 和奥氏体均匀化
α→γ结束后，还有相当数量的Fe 3C 尚未溶解，这些Fe 3C 被称为残余Fe 3C 。另外在原来Fe 3C 的部位，C%较高，而原来F 部位C%较低，必须经过适当的 保温后，奥氏体中的C%才能趋于均匀。
综上，奥氏体形成分四个阶段：奥氏体形核；核长大；残余Fe 3C 溶解；奥氏体均匀化，其示意图见图1-5。
五、非共析钢的奥氏体化过程
和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完成P →A ，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这些都是靠原子扩散实现的。值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间更长。
§1-3 奥氏体等温形成动力学
奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。本课程只讨论共析钢奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相Fe 3C
溶解与第三阶段差别不大，奥氏体形核 核长大 残余Fe 3C 溶解
奥氏体均匀化
图1-5
故不在讨论；亚共析钢因为(1)组织中有非共析成分；(2)奥氏体转变有两个区间，即两相区和单相区。因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。
奥氏体的形成速度取决于形核率I 和线长大速度G ，在等温条件下，形核率I 和线长大速度G 均为常数。
一、形核率I
均匀形核条件下，形核率I 与温度的关系为：
kT G kT Q
e e C I ?--?=/
式中，/C —常数；T —绝对温度；Q —扩散激活能；G ?—临界形核功；k —玻耳兹曼常数。可见，奥氏体等温形成时，等温温度T 提高，(1)T ?增大，相变
驱动力增大，G ?降低，形核率I 增大；(2)C 原子的扩散系数γC D 增大，C 的扩
散速度增大，有利于点阵重构，形核率I 增大；(3)由相图(图1-3)可见，C 2-C 4=C ?减小，奥氏体形核所需的C 的浓度梯度减小，形核率I 增大。
二、长大速度G
奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度，
B B c
C K C dx dc K
D G ?=??-=/1γ
式中，“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k —常数；γc D —C 在奥氏体中的扩散系数；dx dc
—相界面处奥氏体中C 的浓度梯度；B C ?—相界面浓度差。
等温转变时：γc D 、dx dc
(由相图决定02
1P C C dx dc ?-=)均为常数，0P ?为珠光体
片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。 则：B C K G ?-=/
。(1)由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度偏
小；(2)对粒状珠光体亦适用。
讨论：(1)温度T 升高，γc D 呈指数增加，长大速度G 增加，(2)温度T 升高，
C 1-C 2增加，dx dc
增加，速度G 增加；(3)温度T 升高，B C ?=C 2-C 4下降，长大
形核率I
长大速度G
速度G 增加。
综上：温度T 升高，长大速度及形核率均整大。
三、等温形成动力学曲线
转变量与转变时间的关系曲线—等温动力学曲线，信息少。
转变温度与转变时间的关系曲线—等温动力学图，信息多。
1、曲线的建立
四、影响奥氏体等温形成速度的因素
一切影响形核率I 和长大速度G 的因素均影响珠光体→奥氏体的因素。
1.加热温度的影响
(1)加热温度T 升高，过热度ΔT 增大，相变驱动力ΔG 增大，原子扩散速度增加，形核率I 和长大速度G 均增加；(2)从等温转变图可知，加热温度T 升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；(3)加热温度T 升高，由相图(图1-3)可知C 1-C 2增大，dc/dx 增加，奥氏体界面浓度差ΔC B 减小，长大速度G 均增加；(4)加热温度T 升高，奥氏体向F 一侧推移速度比向Fe 3C 一侧推移速度快，F 消失瞬间残余Fe 3C 量增加，奥氏体中C%降低，相变不金相法 膨胀法 热分析法
平衡程度增加；(5)加热温度T升高，形核率I增加的速度比长大速度G增加的速度快，奥氏体晶粒细化(提高强韧性)。
2.原始组织的影响
(1)原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距S0越小，相界面越多，形核率I越大，同时碳的浓度梯度dc/dx增加，长大速度G均增加；(2)和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。
3.合金元素的影响
C%：(1)随着含碳量的增加，碳化物量增加。珠光体中渗碳体量相对相界面增加形核率I增加。碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时间增加。
合金元素：(1)不影响珠光体转变奥氏体机制。(2)影响碳化物稳定性。(3)影响体中的扩散系数γ
c
D减小。
(i)强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低γ
c
D，从而使从而影响残余碳化物
溶解及奥氏体均匀化速度。非强碳化物形成元素Co、Ni等使γ
c
D提高，扩散速度提高。
(ii)Ni、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大，形核率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高，ΔT降低，ΔG降低，形核率I降低，G降低金元素在钢中分布不均匀，
§1-4钢在连续加热时P→A
钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长大、残余Fe3C溶解以及奥氏体
均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列特点：
一、相变是在一个温度范围内进行的
奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温度范围向高温推移、扩大。
(1)当缓慢加热时，转变开始P→A速度小，相变吸收的热量(相变潜热)q亦很小，若加热供给的热量Q=q则转变在等温下进行ac阶段。
A
τ
图1-6
(2)若加热速度较快Q＞q，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受q的影响使升温减漫aa1而不是直线段ab段，当A转变量增大q＞Q；温度下降a1C 段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q减少，Q＞q；温度复又上升，如cd段。见图1-6。
(3)快速加热，aa1向高温延伸，台阶a1c移向高温，加热速度越高，台阶越陡，难以用Fe-Fe3C相图判断钢的组织。
二、转变速度随加热速度的增大而增大
(1)加热速度增大，转变开始和终了温度升高，转变所需时间缩短，奥氏体形成速度提高；(2)奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个相当大的温度范围，加热速度提高，转变温度范围增大。
三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大
(1)加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C及合金元素不能充分扩散，导致奥氏体中C和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低；
(2)对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未经转变完全的F和碳化物，应该避免；对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。
四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化
加热速度提高，过热度显著增大，形核率显著增大，加热时间短，奥氏体晶粒来不及长大，可获得超细化晶粒。今年来的快速加热淬火超快速加热及脉冲加热淬火都是依据此原理。
§1-5奥氏体晶粒长大及控制
一、奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分8级评定，1级最粗，8级最细。若晶粒度在10以上则称“超细晶粒”。晶粒度级别与晶粒大小的关系为：
n = 2N-1
式中，n—放大100倍视野中单位面积内晶粒个数(个/平方英寸，1平方英寸=6.45平方厘米)；N—晶粒度级别，
奥氏体晶粒度有三种，即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。
1.实际晶粒度：经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。
2.起始晶粒度：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。
3.本质晶粒度：根据标准试验方法(YB27—64)，经930℃±10℃，保温3~8小时后测得奥氏体晶粒大小。
原冶金部标准YB27—64规定：晶粒度大小在5~8级为本质细晶粒钢，1~4级为本质粗晶粒钢。本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向，是实际晶粒度的特殊情况。
二、本质晶粒度的测定
1.渗碳法：将试样加热到930℃±10℃，渗碳8小时获得不低于1mm 的渗层，缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状Fe 3C ，借助于网状Fe 3C 进行晶粒度评定。(由于渗层C%增加，不能准确反映原试样的晶粒度，有误差。)
2.氧化法：将样品抛光，在无氧化条件下加热930℃±10℃，使晶粒充分长大，然后在氧化气氛下短时间氧化，由于晶界比晶内容易氧化，冷却后试样抛光和腐蚀，即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定。
三、奥氏体晶粒长大原理
晶界的能量高，在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒吞并小晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低，因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移，实现奥氏体晶粒长大。
1.晶粒长大动力：奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性，长大驱动力G ′与晶粒大小和界面能大小可用下式表示：
r
G σ2/= 式中，σ —单位奥氏体晶界的界面能(比界面能)；r —晶界曲率半径。可见界面能越大，晶粒尺寸越小，则奥氏体晶粒长大驱动力G ′越大，即晶粒的长大倾向越大，晶界易于迁移。
2.晶界阻力：在实际金属材料中，晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒子，晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，晶界能量升高，阻碍晶界推移，起钉扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是晶界移动的阻力。当沉淀析出粒子的体积百分数一定时，则粒子越细小，分散度越高，对晶界移动的阻力就越大。
四、影响奥氏体晶粒长大的因素
影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：
1.加热温度和保温时间：加热温度越高、保温时间越长，形核率I越大，长大速度G越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。(温度升高，形核率增加，σ增加，r降低，σ/r增加，G′增大)
2.加热速度：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度
3.合金元素：⑴C%的影响。C%高，C在奥氏体中的扩散速度以及Fe的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过一定量时，由于形成Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。⑵合金元素影响。强碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。
五、过热现象
1.过热：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起实际奥氏体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能严重恶化，此现象称为过热。
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。
第二章：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。
§2-1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。
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
共析钢“C”曲线
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A 1、第一条“C ”曲线、第二条“C ”曲线、M s 和M f )。A 1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；M s 为马氏体转变开始线，M f 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 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。
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，奥氏体稳定降时间
温度
时间
图1 图2
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。
§2-2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。
第三章：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。
§3-1 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Fe 3C 层片相间的机械混合组织。
粒状珠光体：Fe 3C 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。Fe 3C 的量由钢的C%决定；Fe 3C 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Fe 3C(或F)的平均距离S 0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S 0的大小，可将珠光体分为三类：
1.珠光体：用P 表示；S 0=1500~4500?。光镜下观察到F 与Fe 3C 呈层片状。
2.索氏体：用S 表示；S 0=800~1500?。光镜下难以区分F 与Fe 3C 呈层片状，电镜下清晰观察到F 与Fe 3C 的片层。
3.屈氏体：用T 表示；是极细的珠光体。S 0=300~800?。光镜下无法分辨F 与
图3-2
图3-1
Fe 3C 的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到F 与Fe 3C 的片层。
珠光体片层间距S 0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 ??=401002.8(?)
S 0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S 0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，形核率I 增加并且C 原子扩散速度和距离变小，使S 0变小。
三、珠光体的晶体结构
片状珠光体是F 和Fe 3C 层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状Fe 3C 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；Fe 3C 为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与Fe 3C 具有两类确定的晶体学位向关系。同时，先共析相F 、Fe 3C 与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。 §3-2 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 = G p -G γ≤0 二、片状珠光体的形成机制
γ → α + Fe 3C
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Fe 3C 时)。满足(1)能量起
伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。
1234
图3-4
T 11图3-3
关于F 和Fe 3C 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Fe 3C 为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成(A 、F 和Fe 3C 三相共存)时，过冷奥氏体中存在C 浓度不均匀，见图3-4。
C 1—与铁素体相接的奥氏体C%；使
C 2—与Fe 3C 相接的奥氏体C%；
C 3—与奥氏体相接的铁素体C%；
C 4—与Fe 3C 相接的铁素体C%。
(1)由于过冷奥氏体中存在C 浓度不均
匀，导致C 原子扩散(如图3-5)，C 原子扩散
破坏该温度下的C 浓度平衡，为了恢复平衡，
与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出C 使
碳浓度升高到C 1，与Fe 3C 相接的奥氏体形
成Fe 3C 使碳浓度降低到C 2，其结果导致C 原子扩散再次发生。如此反复，珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。
(2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量C γ为共析成分的含碳量，因为有C 2≤C γ≤C 1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的C 原子向与Fe 3C 相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的Fe 3C ；而与F 相接的奥氏体中的C 原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F 。
(3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的C 原子向与Fe 3C 相接铁素体中扩散。
(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶体学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。
(5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C 原子扩散路程短，有利于扩散。
(6)Fe 原子自扩散完成晶格改组。
3.横向长大：奥氏体晶核内形成一片Fe 3C ，立刻就有两边F 相连，搭桥机制。
4.珠光体分枝长大：(反常长大)
正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的，但在某些情况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个Fe 3C ，成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个原因导致珠光体反常长大，见图3-6。其中(b)和(c)为离异共析组织。
γ
图3-5 图
3-6
(a) (b)
(c)
三、粒状珠光体的形成机制
片状Fe 3C 的表面积大于同体积的粒状Fe 3C ，从能量考虑，Fe 3C 球化是一个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲率半径越小，其溶解度越高，片状Fe 3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解度，使得周围铁素体与Fe 3C 尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe 3C 尖角处将进一步溶解，Fe 3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各处曲率半径相近的粒状Fe 3C 。
片状Fe 3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关，
若Fe 3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一
界面张力，从而使片状Fe 3C 在亚晶界处出现沟槽，
沟槽两侧将成为曲面，与平面相比具有较小的曲率
半径，因此溶解度较高，曲面处的Fe 3C 溶解而使
曲率半径增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平
衡，沟槽进一步加深。如此循环直至Fe 3C 片溶穿。
如图3-7。
由此可见，如图3-8，
在A 1温度以下片状Fe 3C
的球化是通过Fe 3C 片的
破裂，断开而逐渐球化的。 (1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶Fe 3C 或许多高碳区；(2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。
§3-3 珠光体转变动力学
一、珠光体的成核率I 和长大速度G
1.形核率和长大速度与温度的关系
形核率和长大速度与温度的关
系见图3-9。形核率和长大速度与转
变温度之间有极大值。 图3-7
形核率N 长大速度G 转变温度℃ 图3-9 形核率和长大速度与温度的关系示意图
图3-8
形核率I ：温度降低，ΔT 增大，形核率I 增大，而温度降低使C 原子和Fe 原子扩散能力降低导致I 降低。
长大速度G ：温度降低，C 原子在奥氏体中的扩散系数降低，使长大速度降低；但温度降低C 1-C 2=ΔC 增大，使长大速度G 增大；并且温度降低，ΔT 增大，S 0减小，原子扩散距离减小，长大速度G 增大。
2.形核率和长大速度与转变时间的关系
当温度一定时，等温时间增加，形核率I 增加且很快达到饱和。当形核部位全部耗尽后，形核率降为零(与位置有关)。长大速度G 与等温时间无关。
二、珠光体等温转变的动力学图
珠光体等温转变动力学图见图3-10。由图可见：
(1)有孕育期，且孕育期随温度变化有极小值；(2)
温度降低，转变速度增加，对应鼻温转变温度时转
变速度最大，高于或低于该温度，转变速度均降低。
(3)由图3-10可知，转变时间增加，转变量增加，
当转变量超过50%后，转变量降低(A →P 时对A 产
生压应力抑制A →P 转变，压应力下C 、Fe 原子扩
散和晶格改组困难)。 三、影响珠光体转变动力学的因素
1.化学成分的影响
(1)C%
a)亚共析钢：C%增加，先析F 形核率降低，先析F 形核率降低，F 长大需要扩散离去的C%增高，使奥氏体转变为珠光体的孕育期增大，导致珠光体转变速度降低。
b)过共析钢：C%增加，Fe 3C 的形核率增加，孕育期减小，使奥氏体转变为珠光体的孕育期减小，导致奥氏体转变为珠光体的转变速度提高。
(2)合金元素
a)降低C 在奥氏体中的扩散速度；b)降低Fe 原子的自扩散(晶格改组)速度；c)对临界点的影响。除Mn 、Ni 外，均使A 1点升高，ΔT 增大，孕育期减小，“C ”曲线左移。d)对相界面阻碍作用。对于亚共析钢合金元素Mn 、Mo 等阻碍α/γ相界面的移动，降低先析F 形成速度，使奥氏体转变为珠光体的孕育期提高。e)强碳化物形成元素V 、Ti 、Zr 、Nb 等溶入奥氏体中稳定奥氏体，使“C ”曲图3-10
线右移。
2.奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响
奥氏体成分不均匀，珠光体转变的形核率高，C 原子扩散速度高，长大速度快；未溶Fe 3C 多，可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提高，加速其长大速度。
3.奥氏体化温度和时间的影响
奥氏体化温度高时间长，奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀，使“C ”曲线右移，珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低，珠光体形成速度降低。
4.应力和塑性变形的影响
奥氏体化时拉应力或塑性变形，易使点阵畸变和位错增高，促进C 、Fe 原子扩散及点阵重构，促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力，原子迁移阻力增大，C 、Fe 原子扩散困难，减慢珠光体形成速度。
§3-4 亚(过)共析钢的珠光体转变
一、亚(过)共析钢先析相的形态
1.亚共析钢：
1)与原奥氏体无共格关系：(1)铁素体呈等轴状(奥示体晶粒较细，等温温度较高，冷却速度较慢)；(2)网状铁素体(奥氏体晶粒较大，冷却速度较快)，如图3-11a 、图3-11b 、图3-11c 。
2)与原奥氏体有共格关系：片针状铁素体(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速度适中)，如图3-11d 、图3-11e 和图3-11e 。
(a) 等轴状 (b) 等轴状 (c) 网状
(d) 片状 (e) 片状
(f) 薄片状
图3-11 先析铁素体的形态示意图
2.过共析钢：
1)与原奥氏体无共格关系：(1)粒状Fe 3C(球化工艺)；
2)与原奥氏体有共格关系：(2)网状Fe 3C(奥氏体晶粒较大且成分均匀，冷却速度缓慢)，(3)片针状Fe 3C(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速度缓慢)。
二、伪共析组织
亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出，在非共析钢成分下析出的共析组织(F+Fe 3C )成为伪共析组织。
三、魏氏组织
工业上将先共析的片(针)状铁素体或片(针)状碳化物加珠光体组织称魏氏组织，用W 表示。前者称α-Fe 魏氏组织，后者称碳化物魏氏组织。
1.亚共析钢
(1)一次魏氏组织F ：从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的F 称一次魏氏组织F 。
(2)二次魏氏组织F ：从原奥氏体晶界上首先析出网状F ，再从网状F 上长出的片状F 称二次魏氏组织F 。如图3-12所示。
两者往往连在一起组成一个整体，
人为分为两种是它们的形成机制不
同。钢中常见的是二次魏氏组织F 。
亚共析钢魏氏组织F 单个是片(针)状
的，整体分布形态为(1)羽毛状；(2)三
角状；(1)两者混合型的。 YB31-64规定亚共析钢魏氏组织评级标准为0~5共6级。
(3)与上贝氏体的区别：上贝氏体是成束分布的，W α组织是彼此分离的，束与束交角较大。
2.过共析钢
(1)一次魏氏组织碳化物：白色针状，基体珠光体组织。
(2)二次魏氏组织碳化物：网状碳化物上长出针状碳化物，基体为珠光体。
3.魏氏组织形成特征
(1)钢的成分＞0.6%；(2)奥氏体晶粒粗大；(3)冷却速度适中。
§3-5 珠光体的机械性能
W α A W α A α 一次W 二次W 图3-12魏氏组织示意图
珠光体的机械性能取决于(1)层片间距S0；(2)珠光体团尺寸；(3)F亚结构。
1.珠光体层片间距S0
S0减小，相界面增多，相界面阻碍位错运动的能力增加，变形抗力提高，强度提高；另外S0减小，Fe3C变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。
2.珠光体团尺寸
珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多，应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。
3.铁素体亚结构
铁素体亚结构为位错，亚结构尺寸越细，位错的量越多，受Fe3C阻碍变形抗力越高，强度越高。
4.粒状珠光体性能
同一成分钢，P
粒相界面P
片
少，强度低；塑性好是因为F呈连续分布，Fe3C
颗粒分布在F基体上，对位错阻碍作用小。因此P
粒
表现出(1)切削加工性能好；
(2)冷塑性变形性能好；(3)加热时变形或开裂倾向小。
第四章：马氏体相变
概述：(1)钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；
(2)上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体，六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻的认识；(3)在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变；(4)马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。
本章重点：马氏体相变的主要特点、马氏体的组织形态及性能、Ms点定义及影响因素。
本章难点：马氏体转变的主要特征、马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相变的晶体学位向关系。
§4-1 马氏体的晶体结构
马氏体是C在α-Fe中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。
一、马氏体的点阵常数与C%的关系
金属材料金相热处理检验方法标准汇编 一、金属材料综合检验方法 GB／T4677.6—1984金属和氧化覆盖层厚度测试方法截面金相法 GB／T6394—2002金属平均晶粒度测定方法 GB／T6462—2005金属和氧化物覆盖层厚度测量显微镜法 GB／T13298—1991金属显微组织检验方法 GB15735—2004金属热处理生产过程安全卫生要求 GB／T15749一1995定量金相手工测定方法 GB／T18876.1—2002应用自动图像分析测定钢和其他金属中金相组织、夹杂物含量和级别的标准试验方法第1部分：钢和其他金属中夹杂物或第二相组织含量的图像分析与体视学测定 二、钢铁材料检验方法 GB／T224一1987钢的脱碳层深度测定法 GB／T225—1988钢的淬透性末端淬火试验方法 GB／T226—1991钢的低倍组织及缺陷酸蚀检验法 GB／T227—1991工具钢淬透性试验方法 GB／T1814—1979钢材断口检验法 GB／T1979—2001结构钢低倍组织缺陷评级图 GB／T4236一1984钢的硫印检验方法 GB／T4335—1984低碳钢冷轧薄板铁素体晶粒度测定法 GB／T4462—1984高速工具钢大块碳化物评级图 GB／T6401—1986铁素体奥氏体型双相不锈钢中а－相面积含量金相测定法 GB／T7216—1987灰铸铁金相 GB／T9441—1988球墨铸铁金相检验 GB／T9451—2005钢件薄表面总硬化层深度或有效硬化层深度的测定 GB／T10561—2005钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法 GB／T11354—2005钢铁零件渗氮层深度测定和金相组织检验 GB／T13299—1991钢的显微组织评定方法 GB／T13302—1991钢中石墨碳显微评定方法 GB／T13305—1991奥氏体不锈钢中а－相面积含量金相测定法 GB／T13320—1991钢质模锻件金相组织评级图及评定方法 GB／T13925—1992铸造高锰钢金相 GB／T14979—1994钢的共晶碳化物不均匀度评定法 GB／T15711—1995钢材塔形发纹酸浸检验方法 GB／T16923—1997钢件的正火与退火 GB／T16924—1997钢件的淬火与回火 GB／T18683—2002钢铁件激光表面淬火 YB／T130—1997钢的等温转变曲线图的测定 YB／T153一1999优质碳素结构钢和合金结构钢连铸方坯低倍组织缺陷评级图 YB／T169一2000高碳钢盘条索氏体含量金相检测方法 YB／T4002—1991连铸钢方坯低倍组织缺陷评级图 YB／T4003—1997连铸钢板坯低倍组织缺陷评级图 YB／T4052—1991高镍铬无限冷硬离心铸铁轧辊金相检验 YB／T5127—1993钢的临界点测定方法(膨胀法) YB／T5128—1993钢的连续冷却转变曲线图的测定方法(膨胀法)
实验九碳钢热处理基本组织观察 目的 1．认识碳钢经不同方式热处理后的典型显微组织特征； 2．了解热处理工艺对组织的影响。 一、相关知识 1．TTT曲线 2．碳钢的退火和正火 碳钢的退火组织也就是铁碳合金的平衡组织，以前的实验已经观察过。 亚共析钢的正火组织形式上很象退火组织，这是的珠光体层片较细，整体为灰黑色，理论上讲，铁素体的含量应比平衡状态略少，相差并不明显。 过共析钢一般进行球化退火，得到球化珠光体，正火仅用于消除二次渗碳体网，得到颗粒状的碳化物和细片状珠光体，紧接着进行球化退火。 3．碳钢的等温淬火组织 上贝氏体：在500－350℃的等温转变组织，铁素体片在原奥氏体晶界向内发展，成羽毛状，片间间断分布碳化物。为了清楚看到这种组织，在生成部分上贝氏体后立即快速冷却，其它部分是马氏体。 上贝氏体：在320－250℃的等温转变组织，铁素体片在原奥氏体晶内成透镜状，或象竹叶状。片内部有非常细小分布碳化物，整体浸蚀后为暗灰色。为了清楚看到这种组织，在生成部分贝氏体后立即快速冷却，其它部分是马氏体。 4．碳钢的淬火组织 小试样奥氏体化后水冷，可以全部淬透，得到马氏体和少量残余奥氏体。 低碳马氏体(板条马氏体)：在光学显微镜下，板条马氏体为一束束相互平行的细长条状，在一个奥氏体晶粒内可有几束不同取向的马氏体群。
高碳马氏体(针状马氏体)：在光学显微镜下，片状马氏体呈针状或竹业状，片间互不平行呈一定角度，其立体形态为双凸透镜状。针的粗细决定于奥氏体晶粒的大小，通常其针细小，在光学显微镜下不能看清，称为隐针马氏体。T10正常加热温度为760℃，若过热(温度820℃，为能了解其形态)，就可看到其针状的形貌。 5．碳钢的回火组织 回火马氏体：形状同淬火态，但内部有碳化物，浸蚀后的颜色变暗。 回火曲氏体：原马氏体形态不可见，弥散的Fe3C析出，组织一般为灰暗色。 回火索氏体：在铁素体的基体上分布小颗粒状的渗碳体。 6．低碳钢渗碳后炉冷组织 920℃渗碳后，表层的含碳量接近Acm线，逐渐降低，到心部为原始的低碳(或纯铁)，炉冷后得到平衡组织，从表到里，经过过共析(珠光体＋网状渗碳体)、共析(珠光体)、亚共析(铁素体＋珠光体)的逐渐过渡。实用材料往往可直接淬火，或渗碳后空冷正火，表层部分的渗碳体为颗粒状。 二、实验内容 ①．观察45钢的正火组织，铁素体＋索氏体。 ②．观察等温淬火组织，认识上、下贝氏体形貌特征。 ③．观察淬火组织认识马氏体形态：20钢得到的板条马氏体，由45钢得到的混合马氏 体，T10钢过热淬火得到的粗大马氏体针。 ④．正常淬火回火组织：T10钢正常淬火回火的组织为未溶颗粒状碳化物＋回火隐针马 氏体。 ⑤．调质：中碳钢淬火后高温回火得到的回火索氏体。 ⑥．渗碳后炉冷组织：从组织了解渗碳后碳含量的大致分布。 三、实验报告要求 画出5个以上观察到的组织示意图，注明材料、热处理过程、所得到的组织。
碳钢热处理后的显微组织观察与分析 实验目的实验说明实验内容实验方法指导实验报告要求思考题一：实验目的 (1)观察和研究碳钢经不同形式热处理后显微组织的特点。 (2)了解热处理工艺对碳钢硬度的影响。 二：实验说明 碳钢经热处理后的组织可以是接近平衡状态(如退火、正火)的组织，也可以是不平衡组织(如淬火组织)。因此在研究热处理后的组织时，不但要用铁碳相图，还要用钢的C曲线来分析。图1为共析碳钢的C曲线，图2为45钢连续冷却的CCT曲线。 图1 共析碳钢的c曲线 图2 45钢的CCT曲线 C曲线能说明在不同冷却条件下过冷奥氏体在不同温度范围内发生不同类型的转变过程及能得到哪些组织。 1．碳钢的退火和正火组织 亚共析碳钢(如40、45钢等)一般采用完全退火，经退火后可得接近于平衡状态的组织，其组织形态特征已在实验l中加以分析和观察(图3)过共析碳素工具钢(如T10、T12钢等)则
采用球化退火，T12钢经球化退火后，组织中的二次渗碳体和珠光体中的渗碳体都呈球状(或粒状)，图中均匀分散的细小粒状组织就是粒状渗碳体。 2．钢的淬火组织 含碳质量分数相当于亚共析成分的奥氏体淬火后得到马氏体。马氏体组织为板条状或针状，20钢经淬火后将得到板条状马氏体。在光学显微镜下，其形态呈现为一束束相互平行的细条状马氏体群。在一个奥氏体晶粒内可有几束不同取向的马氏体群，每束条与条之间以小角度晶界分开，束与束之间具有较大的位向差，如图4所示。 图3 T12 钢球化退火组织图4 低碳马氏体组织 45钢经正常淬火后将得到细针状马氏体和板条状马氏体的混合组织，如图5所示。由于马氏体针非常细小，故在显微镜下不易分清。 45钢加热至860℃后油淬，得到的组织将是马氏体和部分托氏体(或混有少量的上贝氏体)，如图6所示。碳质量分数相当于共析成分的奥氏体等温淬火后得到贝氏体，如T8钢在550~350℃及350℃~ Ms温度范围内等温淬火，过冷奥氏体将分别转变为上贝氏体和下贝氏体。上贝氏体是由成束平行排列的条状铁素体和条间断续分布的渗碳体所组成的片层状组织，当转变量不多时，在光学显微镜下可看到成束的铁素体在奥氏体晶界内伸展，具有羽毛状特性，如图7所示。
钢在热处理冷却时的组织转变 https://www.doczj.com/doc/fc10515104.html,发布：2008-6-5 16:55:08来自：模具网浏览：44 次相图只适用于缓慢冷却，而实际热处理则是以一定的冷却速度来进行的，所以出现C曲线。 一、A冷却C曲线转变温度与转变时间之间关系的曲线。 1. 等温冷却C曲线将钢急冷到临界温度以下某一温度，在此温度等温转变，在冷却过程中测绘出过冷A 等温转变图。 2.连续冷却C曲线将钢在连续冷却的条件下转变，此时测绘出的冷却 二、等温冷却C曲线 过冷A等温转变图可综合反映过冷A在不同过冷度下的等温转变过程，转变开始和终了时间，转变产物类型以及转变量与温度和时间的关系等，由于等温转变图通常呈“C”形状，所以也称C曲线，另外还称TTT 图，现以共析钢为例来说明TTT图的建立. 1.相图的建立
①把钢材制成Φ10×1.5mm的圆片试样,分成若干组 ②取一组试样,在盐炉内加热使之A化. ③将A化后的试样快速投入A1 以下某一温度的浴炉中进行等温转变 ④每隔一定时间取出一个试样急速淬入水中,而后将各试样取出制样,进行组织观察.当在显微镜下观察发现某一试样刚出现灰黑色产物时,所对应的等温时间就是A开始转变时间,到某一试样未有M出现时，所对 应的时间为转变终了时间。 共析碳钢等温转变图（C曲线） 将其余各组试样，用上述方法,分别测出不同等温条件下A转变开始和终了时间,最后将所有转变开始时间点和终了时间点标在温度、时间(对数)坐标上,并分别连接起来,即得C曲线. 2. 图形分析 3. 等T转变特点 ①过冷到A1以下的A处于不稳定状态,但不立即转变,而要经过一段时间才开始转变,称为孕育期。孕育期 越长,过冷A越稳定,反之,则越不稳定。 ②鼻点:550℃最不稳定,转变速度最快 ③C形状原因过冷度和原子扩散为两个制约因素
西安交通大学实验报告 课程_实验名称____________________ 机械工程材料_系别______________________实验日期年月日 专业班号____________ 组别_________交报告日期年月日 姓名_______学号______________报告退发（订正、重做） 同组者____________________________________教师审批签字 实验名称 一、实验目的 （1）了解碳钢热处理操作。 （2）学会使用洛氏温度计测量材料的硬度性能值。 （3）利用数码显微镜获取金相组织图像，掌握热处理后的钢的金相组织分析。 钢的组织和性能影响。T12探讨淬火温度、淬火冷却温度、回火温度二、实验内容 （1）40钢试样退火、正火、淬火、热处理。 （2）用洛氏硬度计测定试样热处理实验前后的硬度。 （3）观察样品，获取其纤维组织图像 对照金相图谱，分析讨论本次实验可能获得的典型组织：片状珠光体、片状马氏体、板条状马氏体、回火马氏体、回火托氏体、回火索氏体等的金相特征。三、实验概述 ）热处理工艺参数的确定1（．
Fe-FeC状态图和C-曲线是制定碳钢热处理工艺的重要依据。热3处理工艺参数主要包括加热温度、保温时间和冷却速度。 （2）基本组织的金相特征 碳钢经热退火后可得到（近）平衡组织，淬火之后则得到各种不平衡组织。普通热处理除退火、淬火之外还有正火和回火。这样在研究钢热处理后的组织时，还要熟悉索氏体、托氏体、回火马氏体、回火托氏体、回火索式体等基本组织的金相特征。 （3）金相组织的数码图像 金相组织照片可提供材料内在质量的大量信息及数据，金相分析是材料科研、研发及生产中的重要分析手段。 XJP-6A金相显微镜数字采集系统是在XJP-6光学显微镜基础上，添加光学适配镜，通过图像采集和信息化处理，提供计算机数码图像的系统，可获得真实、精细的影像，以及高品质的金相显微组织照片 四、实验材料及设备 （1）砂纸、玻璃板、抛光机等金相制样设备。 （2）40钢 （3）马福电炉 （4）洛氏硬度计 （5）淬火水槽、油槽 （6）铁丝、钳子 金相显微镜、数码金相显微镜）7（．
碳钢热处理后的组织（金相分析） 发布时间：2009-5-30 13:46:34 关闭该页 一、概述 碳钢经退火、正火可得到平衡或接近平衡组织，经淬火得到的是非平衡组织。因此，研究热处理后的组织时，不仅要参考铁碳相图，而且更主要的是参考钢的等温转变曲线（C曲线）。 铁碳相图能说明慢冷时合金的结晶过程和室温下的组织以及相的相对量，C曲线则能说明一定成分的钢在不同冷却条件下所得到的组织。C曲线适用于等温冷却条件；而CCT曲线（奥氏体连续冷却曲线）适用于连续冷却条件。在一定的程度上可用C曲线，也能够估计连续冷却时的组织变化。 1、共析钢等温冷却时的显微组织 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的组织及性能列于表1中。
2、共析钢连续冷却时的显微组织 为了简便起见，不用CCT曲线，而用C曲线（图1）来分析。例如共析钢奥氏体，在慢冷时（相当于炉冷，见图1中的υ1）应得到100%的珠光体；当冷却速度增大到υ2时（相当于空冷），得到的是较细的珠光体，即索氏体或屈氏体；当冷却速度增大到υ3时（相当于油冷），得到的为屈氏体和马氏体；当冷却速度增大至υ4、υ5（相当于水冷），很大的过冷度使奥氏体骤冷到马氏体转变开始点（Ms）后，瞬时转变成马氏体，其中与C曲线鼻尖相切的冷却速度（υ4）称为淬火的临界冷却速度。 图1 图2 3、亚共析钢和过共析钢连续冷却时的显微组织 亚共析钢的C曲线与共析钢相比，只是在其上部多了一条铁素体先
析出线，如图2所示。 当奥氏体缓慢冷却时（相当于炉冷，如图2中υ1），转变产物接近平衡组织，即珠光体和铁素体。随着冷却速度的增大，即υ3>υ2>υ1时，奥氏体的过冷度逐渐增大，析出的铁素体越来越少，而珠光体的量逐渐增加，组织变得更细，此时析出的少量铁素体多分布在晶粒的边界上。 因此，v1的组织为铁素体+珠光体；v2的组织为铁素体+索氏体；v3的组织为铁素体+屈氏体。 当冷却速度为v4时，析出很少量的网状铁素体和屈氏体（有时可见到少量贝氏体），奥氏体则主要转变为马氏体和屈氏体（如图3）；当冷却速度v5超过临界冷却速度时，钢全部转变为马氏体组织（如图6，图7）。 过共析钢的转变与亚共析钢相似，不同之处是后者先析出的是铁素体，而前者先析出的是渗碳体。 4、各组织的显微特征 （1）索氏体（s）：是铁素体与渗碳体的机械混合物。其片层比珠光体更细密，在高倍（700倍以上）显微放大时才能分辨。 （2）托氏体（T）也是铁素体与渗碳体的机械混合物，片层比索氏体还细密，在一般光学显微镜下也无法分辨，只能看到如墨菊状的黑色形态。当其少量析出时，沿晶界分布，呈黑色网状，包围着马氏体；当析出量较多时，呈大块黑色团状，只有在电子显微镜下才能分辨其中的片层（见图3）； 图3 托氏体＋马氏体
1.奥氏体－碳与合金元素溶解在γ-fe中的固溶体，仍保持γ-fe的面心立方晶格。晶界比较直，呈规则多边形；淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 2.铁素体－碳与合金元素溶解在a-fe中的固溶体。亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 3.渗碳体－碳与铁形成的一种化合物。在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。 4.珠光体－铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。 珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。在a1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。 5.上贝氏体－过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。过冷奥氏体在中温（约350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为6~8od铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。 6.下贝氏体－同上，但渗碳体在铁素体针内。过冷奥氏体在350℃~ms的转变产物。其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合金钢细。 7.粒状贝氏体－大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。过冷奥氏体在贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体和小岛状富碳奥氏体组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏体）；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形成两相混合物，称为m-a 组织。 8.无碳化物贝氏体－板条状铁素体单相组成的组织，也称为铁素体贝氏体。形成温度在贝氏体转变温度区的最上部。板条铁素体之间为富碳奥氏体，富碳奥氏体在随后的冷却过程中也有类似上面的转变。无
<<金属热处理缺陷分析及案例>>试题 一、填空题 1、热处理缺陷产生的原因是多方面的，概括起来可分为热处理前、热处理中、热处理后三个方面的原因。 2、热处理缺陷分析方法有：断口分析、化学分析、金相检验、力学性能试验、验证试验、综合分析。 3、断裂可分为两种类型：脆性断裂和韧性断裂。 4、金属断裂的理论研究表明：任何应力状态都可以用切应力和正应力表示，这两种应力对变形和断裂起着不同的作用，只有切应力才可以引起金属发生塑性变形，而正应力只影响断裂的发展过程。 5、热处理变形常用的校正方法可分为机械校正法和热处理校正法。 6、热应力是指由表层与心部的温度差引起的胀缩不均匀而产生的内应力。 7、工程上常用的表面淬火方法主要有高频感应加热淬火和火焰淬火两种。 8、热处理中质量控制的关键是控制加热质量和冷却质量。 9、过热组织晶粒粗大的主要特征是奥氏体晶粒度在3级以下。 10、真空热处理常见缺陷有表面合金元素贫化、表面不光亮和氧化色、表面增碳或增氮、粘连、淬火硬度不足、表面晶粒长大。 11、低温回火温度范围是（150－250）℃，中温回火温度范围是（350－500）℃，高温回火温度范围是（500－6 50）℃。
12、工件的形状愈不对称，或冷却的不均匀性愈大，淬火后的变形也愈明显。 13、马氏体片越长，撞击能量越高，显微裂纹密度会越大，撞击应力会越大，显微裂纹的数目和长度也会增加。 14、合金元素通过对淬透性的影响，从而影响到淬裂倾向，一般来说，淬透性增加，淬裂性会增加。合金元素对M S的影响较大，一般来说，M S越低的钢，淬裂倾向越大。 15、一般来说，形状简单的工件，可采用上限加热温度，形状复杂、易淬裂的工件，则应采用下限加热温度。 16、对于低碳钢制工件，若正常加热温度淬火后内孔收缩，为了减小收缩，要降低淬火加热温度；对于中碳合金钢制的工件，若正常加热温度淬火后内孔胀大，为了减小孔腔的胀大，需降低淬火加热温度。 17、工件的热处理变形分为尺寸变化和形状畸变两种形式。 二、单项选择题 1、淬火裂纹通常分为 A 四种。 A、纵向裂纹、横向裂纹、网状裂纹、剥离裂纹 B、纵向裂纹、横向裂纹、剥离裂纹、显微裂纹 C、纵向裂纹、横向裂纹、网状裂纹、表面裂纹 D、纵向裂纹、横向裂纹、剥离裂纹、应力集中裂纹 2、第一类回火脆性通常发生在淬火马氏体于 B 回火温度区间，这类回火脆性在碳钢和合金钢中均会出现，它与回火后的冷却速
第二章钢的加热转变 2、奥氏体晶核优先在什么地方形成? 为什么? 答：奥氏体的形核 球状珠光体中： 优先在F/Fe3C 界面形核 片状珠光体中： 优先在珠光体团的界面形核 也在F/Fe3C 片层界面形核 奥氏体在F/Fe3C 界面形核原因： (1) 易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏. (2) 在相界面形核使界面能和应变能的增加减少。 △G = -△Gv + △Gs + △Ge △Gv—体积自由能差，△Gs —表面能，△Ge —弹性应变能 6、钢的等温及连续加热TT A图是怎样测定的，图中的各条曲线代表什么? 答：等温TTA图 将小试样迅速加热到Ac1以上的不同温度，并在各温度下保持不同时间后迅速淬冷，然后通过金相法测定奥氏体的转变量与时间的关系，将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示在一个图中，即为钢的等温TTA图。 四条曲线由左向右依次表示：奥氏体转化开始线，奥氏体转变完成线，碳化物充全溶解线，奥氏体中碳浓度梯度消失线。 连续加热TTA图 将小试样采用不同加热速度加热到不同温度后迅速淬冷，然后观察其显微组织.，配合膨胀试验结果确定奥氏体形成的进程并综合表示在一个图中，即为钢的连续加热TTA图。 Acc加热时Fe3CII →A终了温度 Ac3加热时α→A终了温度 Ac1加热时P→A开始温度 13、怎样表示温度、时间、加热速度对奥氏体晶粒大小的影响? 答：奥氏体晶粒度级别随加热温度和保温时间变化的情况可以表示在等温TTA图中加热速度对奥氏体晶粒度的影响可以表示在连续加热时的TTA图中 随加热温度和保温时间的增加晶粒度越大 加热速度越快I↑由于时间短，A晶粒来不及长大可获得细小的起始晶粒度 补充 1、阐述加热转变A的形成机理，并能画出A等温形成动力学图(共析钢)？ 答：形成条件ΔG=Ga-Gp<0 形成过程 形核：对于球化体，A优先在与晶界相连的α/Fe3C界面形核 对于片状P, A优先在P团的界面上形核 长大：1 ）Fe原子自扩散完成晶格改组 2 ）C原子扩散促使A晶格向α、Fe3C相两侧推移并长大 Fe3C残留与溶解：A/F界面的迁移速度> A/Fe3C界面的迁移速度，当P中F完全消 失，Fe3C残留Fe3C→A A均匀化：刚形成A中，C浓度不均匀。C扩散，使A均匀化。 A等温形成动力学图（共析钢）见课本P22 图2-16 2、用Fe-Fe3C相图说明受C在A中扩散所控制的A晶核的长大。
热处理金相基础知识 RUSER redacted on the night of December 17,2020
一、目的 （1）观察碳钢经不同热处理后的基本组织。 （2）了解热处理工艺对钢组织和性能的影响。 （3）熟悉碳钢几种典型热处理组织的形态及特征。 二、概述 碳钢经退火、正火可得到平衡或接近平衡组织，经淬火得到的是非平衡组 织。因此，研究热处理后的组织时，不仅要参考铁碳相图，而且更主要的是参考钢的等温转变曲线（C曲线）。 铁碳相图能说明慢冷时合金的结晶过程和室温下的组织以及相的相对量，C 曲线则能说明一定成分的钢在不同冷却条件下所得到的组织。C曲线适用于等温冷却条件；而CCT曲线（奥氏体连续冷却曲线）适用于连续冷却条件。在一定的程度上可用C曲线，也能够估计连续冷却时的组织变化。 1、共析钢等温冷却时的显微组织 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的组织及性能列于表4－1中。 2、共析钢连续冷却时的显微组织 为了简便起见，不用CCT曲线，而用C曲线（图4－1）来分析。例如共析钢奥氏体，在慢冷时（相当于炉冷，见图4－1中的υ 1 ）应得到100%的珠光 体；当冷却速度增大到υ 2 时（相当于空冷），得到的是较细的珠光体，即索氏 体或屈氏体；当冷却速度增大到υ 3 时（相当于油冷），得到的为屈氏体和马氏 体；当冷却速度增大至υ 4、υ 5 （相当于水冷），很大的过冷度使奥氏体骤冷到 马氏体转变开始点（Ms）后，瞬时转变成马氏体，其中与C曲线鼻尖相切的冷却速度（υ 4 ）称为淬火的临界冷却速度。 3、亚共析钢和过共析钢连续冷却时的显微组织 亚共析钢的C曲线与共析钢相比，只是在其上部多了一条铁素体先析出线，如图4－2所示。 当奥氏体缓慢冷却时（相当于炉冷，如图4－2中υ 1 ），转变产物接近平 衡组织，即珠光体和铁素体。随着冷却速度的增大，即υ 3>υ 2 >υ 1 时，奥氏体 的过冷度逐渐增大，析出的铁素体越来越少，而珠光体的量逐渐增加，组织变得更细，此时析出的少量铁素体多分布在晶粒的边界上。 表4－1
钢的热处理组织分析判断方法 钢的热处理组织分析判断方法 金属的热处理是否合格，重要的判断是金相组织，下面将简要介绍热处理的分析判断方法，有不对的地方请大家指正。 一、观察方法： 1.观察组织组成物和种类 钢热处理后，根据热处理种类和材料的不一样，组织组成物可能是一种或多种。如马氏体，马氏体+残余奥氏体，单一珠光体，单一奥氏体，铁素体+珠光体，铁素体+马氏体+碳化物等等。 金相观察时，首先要判断被观察组织中有几种组织组成物，是单一组成物，还是两种或多种组成物。 在组织组成物中，某一组成物可以是单一相，如铁素体或奥氏体等单相；也可以是两相或多相混合组成或化合物，如珠光体是铁素体与渗碳体的机械混合物，各种碳化物等。 不同的组成物有不同的形态特征，利用这些特征可以快速的识别：不同的组成物受溶液浸蚀的程度不同，使得其在金相显微镜下具有不同的明暗程度或不同的色彩差；不同组成物形成的先后顺序不一样，其形态也不一样，最先形成的总是从奥氏体晶界开始形核；各组成物形成的原理不一样，形态也有差异。通过这些就可以判别被观察物的组成种类。大多数情况下，能够观察到几种不同明暗程度或几种形态不同的部份，就可以判定有几种组成物。
2.观察形态 组织组成物的形态是我们判别组成物的极其重要的依据之一。一些特定组织具有极显著的特征，如典型的珠光体具有层片状（或称指纹状）特征，一看就知道是珠光体；羽毛状物是上贝氏体。白色的块状物不是铁素体就是奥氏体或碳化物，黑色针状物不是马氏体就是下贝氏体，沿晶分布的白色块状或针状肯定是铁素体或碳化物（渗碳体）两者之一等等。 要观察组织物是片状、针状、块状、颗粒状、条状、网状或者是其它什么形状。有时，还要精细观察是单一相还是复合相。 在观察中要注意试样的浸蚀程度，只有合理的浸蚀，各种组织才会正确的显现出来，同时，制样也很关键，错误的制样可能导致对组成物的错误判断。由于制样和浸蚀问题，导致的判断错误在新手中屡见不鲜。 在观察中还要注意，对于观察到的白色或黑色物，不要轻易就认为是一种组成物。对于白色的可能是奥氏体或铁素体，更有可能是碳化物；对于黑色物，可能由于其极其细密，在常规倍数下观察根本无法分开。 3.组成物的分布 组成物的分布特点是识别组成物的重要根据，不同的组成物具有不同的分布特点，一般是指其分布于母相的晶界或晶内。 在观察到的组织中，凡是呈网络状分布（不管是封闭网状或是断续网状或略有呈网状的趋势）的都是沿晶界分布，其余的都是分布于晶内。要注意的是，有时沿晶析出物很少时，不易看出是沿晶分布，此时可
钢的热处理及热处理后的显微组织观察 实验报告 罗毅晗2014011673 一、实验目的 （1）熟悉钢的几种基本热处理操作：退火、正火、淬火、回火。 （2）了解加热温度、冷却速度、回火温度等主要因素对45钢热处理后性能（硬度）的影响。 （3）观察碳钢热处理后的显微组织。 二、概述 钢的热处理就是利用钢在固态范围内的加热、保温和冷却，以改变其内部组织，从而获得所需要的物理、化学、机械和工艺性能的一种操作。热处理的基本操作有退火、正火、淬火、回火等。进行热处理时，加热温度、保温时间和冷却方式是最重要的三个基本工艺因素。 三、实验内容 加热温度冷却方法回火温度洛氏硬度洛氏硬度洛氏硬度平均值860℃水冷﹨52.052.152.652.2 860℃油冷﹨20.223.419.120.9 860℃空冷﹨94.194.694.294.3 860℃炉冷﹨86.085.285.785.6 860℃水冷200℃51.952.052.152.0 860℃水冷400℃34.835.335.735.3 860℃水冷600℃20.321.519.620.5 显微组织观察 45钢 860℃气冷索氏体+铁素体
45钢860℃油冷马氏体+屈氏体 45钢860℃水冷马氏体
45钢 860℃水冷+600℃回火回火索氏体 T12钢 760℃球化退火球化体
T12钢 780℃水冷+200℃回火回火马氏体+二次渗碳体+残余奥氏体 T12钢 1100℃水冷粗大马氏体+残余奥氏体
四、实验分析 1.火温度而言，淬火温度越高，硬度越高。但是一旦达到过高温度会导致形成的马氏体，使得力学性能恶化。 2.火介质而言，硬度大小：空冷>炉冷>水冷>油冷。 3.火温度而言，回火温度越高，硬度越低。 图像： 分析原因： ①据铁碳相图，淬火温度升高，45钢（亚共析钢）中铁素体含量减少，珠光体含量提高，而珠光体硬度很高，铁素体硬度低，导致硬度提高。 ②根据C曲线，对亚共析钢的连续冷却，空冷生成F+S，炉冷生成F+P，水冷产生M，油冷产生T+M。因此，硬度大小为：空冷>炉冷>水冷>油冷。
Cr12MoV钢不同热处理条件下的硬度和金相组织分析 摘要:研究了Cr12MoV钢在不同温度淬火和回火后的硬度变化,并对不同热处理条件下的金相组织进行了分析。 Cr12MoV钢是广泛用于模具行业的冷作模具钢,具有高淬透性,截面为300～400mm2以下者可以完全淬透。在300～400℃时仍可保持良好硬度和耐磨性,因此可用来制造断面较大、形状复杂、经受较大冲击负荷的各种模具和工具。由于该钢中存在大量碳化物,且偏析严重,因此不同的热处理工艺对钢的性能有很大的影响[1]。本文对Cr12MoV钢在不同热处理条件下的硬度和金相组织进行了分析,为业内人士提供参考。 1 实验条件 (1)试样材料:Cr12MoV钢,碳化物偏析较严重。 (2)试样规格:试棒为<100mm×200mm,在试棒的R/2处截取金相试样15mm×15mm×20mm。 (3)淬火前进行等温退火,850±10℃保温100～120min,740℃等温4h。 (4)淬火加热用盐浴炉,冷却介质为20号机油。 (5)金相组织用XJB-200型在线金相仪。 2 试验结果与分析 2.1 硬度 Cr12MoV钢经不同温度淬火和不同温度回火后的硬度实验数据见表1所示。 根据实验数据绘制其关系曲线如图1所示。
从表1和图1可以看出: (1)Cr12MoV钢淬火后的硬度与淬火温度有极大关系,980～1040℃淬火获得的最高硬度为63～65HRC。 (2)Cr12MoV钢的回火稳定性高,980～1040℃淬火,200℃回火2次,每次2h,硬度为59.5～60.5HRC,250℃回火1h,硬度为58.5～59.5HRC。 (3)1100℃淬火,520℃回火2～3次,“二次硬化”硬度最高为60.5～61HRC。 (4)1130℃淬火,520℃回火3次,硬度仅提高到50HRC,在550℃回火1～2次,硬度提高到58HRC。1200℃淬火,520℃回火3次,硬度提高很少,经550℃2次回火,硬度提高到59HRC。 (5)Cr12MoV钢经1040℃淬火,500℃回火后硬度为57.5HRC,520℃回火2次,硬度为56～57.5HRC,看不出二次硬化现象。 2.2 金相组织 Cr12MoV钢热处理状态不同,显微组织变化很大,特别是1150℃以上温度淬火的组织比较特殊。 Cr12MoV钢不同热处理状态的金相组织图说明如下: (1)800～880℃淬火,未回火的试样组织为:马氏体+屈氏体+碳化物。材料碳化物偏析比较严重,奥氏体成分不均匀,稳定性程度不同,硬度由低到高(见图2所示)。 图2 800～880℃淬火金相组织×400 图3 1040℃、1070℃淬火金相组织×400 (2)950℃、980℃、1010℃淬火,未回火的试样为正常淬火组织:马氏体+碳化物+残留奥氏体。 (3)1040℃、1070℃淬火,未回火的试样为正常组织:回火马氏体+碳化物+残留奥氏体(见图3所示)。 (4)1100℃～1160℃淬火,未回火的试样为粗针状马氏体+碳化物+残留奥氏体(见图4、图5所示)。
碳钢热处理后的组织 一、概述 碳钢经退火、正火可得到平衡或接近平衡组织，经淬火得到的是非平衡组织。因此，研究热处理后的组织时，不仅要参考铁碳相图，而且更主要的是参考钢的等温转变曲线（C 曲线）。 铁碳相图能说明慢冷时合金的结晶过程和室温下的组织以及相的相对量，C曲线则能说明一定成分的钢在不同冷却条件下所得到的组织。C曲线适用于等温冷却条件；而CCT 曲线（奥氏体连续冷却曲线）适用于连续冷却条件。在一定的程度上可用C曲线，也能够估计连续冷却时的组织变化。 1、共析钢等温冷却时的显微组织 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的组织及性能列于表1中。 2、共析钢连续冷却时的显微组织
为了简便起见，不用CCT曲线，而用C曲线（图1）来分析。例如共析钢奥氏体，在慢冷时（相当于炉冷，见图1中的υ1）应得到100%的珠光体；当冷却速度增大到υ2时（相当于空冷），得到的是较细的珠光体，即索氏体或屈氏体；当冷却速度增大到υ3时（相当于油冷），得到的为屈氏体和马氏体；当冷却速度增大至υ4、υ5（相当于水冷），很大的过冷度使奥氏体骤冷到马氏体转变开始点（Ms）后，瞬时转变成马氏体，其中与C曲线鼻尖相切的冷却速度（υ4）称为淬火的临界冷却速度。 图1 图2 3、亚共析钢和过共析钢连续冷却时的显微组织 亚共析钢的C曲线与共析钢相比，只是在其上部多了一条铁素体先析出线，如图2所示。 当奥氏体缓慢冷却时（相当于炉冷，如图2中υ1），转变产物接近平衡组织，即珠光体和铁素体。随着冷却速度的增大，即υ3>υ2>υ1时，奥氏体的过冷度逐渐增大，析出的铁素体越来越少，而珠光体的量逐渐增加，组织变得更细，此时析出的少量铁素体多分布在晶粒的边界上。 因此，v1的组织为铁素体+珠光体；v2的组织为铁素体+索氏体；v3的组织为铁素体+屈氏体。 当冷却速度为v4时，析出很少量的网状铁素体和屈氏体（有时可见到少量贝氏体），奥氏体则主要转变为马氏体和屈氏体（如图3）；当冷却速度v5超过临界冷却速度时，钢全部转变为马氏体组织（如图6，图7）。 过共析钢的转变与亚共析钢相似，不同之处是后者先析出的是铁素体，而前者先析出的是渗碳体。 4、各组织的显微特征
热处理与金相知识 钢结构组织与特性(No.1) 铁素体(F) 1.组织:碳在α铁中的固溶体 2.特性: 呈体心立方晶格.溶碳能力最小,最大为0.02%;硬度和强度很低, HB=80-120,σb=250N/mm^2;而塑性和韧性很好,δ=50%,ψ=70-80%. 因此,含铁素体多的钢材(软钢)中用来做可压、挤、冲板与耐 冲击震动的机件.这类钢有超低碳钢,如0Cr13,1Cr13、硅钢片等 奥氏体 1.组织:碳在γ铁中的固溶体 2.特性: 呈面心立方晶格.最高溶碳量为2.06%,在一般情况 下,具有高的塑性,但强度和硬度低,HB=170-220,奥氏体组织除了在高温转变时产生以外,在常温时亦存在于不锈钢、高铬钢和高锰钢中,如奥氏体不锈钢等 渗碳体(C) 1.组织:铁和碳的化合物(Fe3C) 2.特性: 呈复杂的八面体晶格. 含碳量为6.67%,硬度很高,HRC70-75,耐磨,但脆性很大,因此, 渗碳体不能单独应用,而总是与铁素体混合在一起.
碳在铁中溶解度很小,所以在常温下,钢铁组织内大部分的碳都是 以渗碳体或其他碳化物形式出现 珠光体(P) 1.组织;铁素体片和渗碳体片交替排列的层状显微组织,是铁素体与 渗碳体祷旌衔?共析体) 2.特性: 是过冷奥氏体进行共析反应的直接产物. 其片层组织的粗细随奥氏体过冷程度不同,过冷程度越大,片层组织 越细性质也不同. 奥氏体在约600℃分解成的组织称为细珠光体(有的叫一次索氏体), 在500-600℃分解转变成用光学显微镜不能分辨其片层状的组织称为极 细珠光体(有的一次屈氏体),它们的硬度较铁素体和奥氏体高,而较渗碳 体低,其塑性较铁素体和奥氏体低而较渗碳体高. 正火后的珠光体比退火后的珠光体组织细密,弥散度大,故其力学性 能较好,但其片状渗碳体在钢材承受负荷时会引起应力集中,故不如索氏体莱氏体(L) 1.组织:奥氏体与渗碳体的共晶混合物 2.特性: 铁合金溶液含碳量在2.06%以上时,缓慢冷到1130℃便凝固出莱氏体. 当温度到达共析温度莱氏体中的奥氏转变为珠光体. 因此,在723℃以下莱氏体是珠光体与渗碳体机械混合物(共晶混合). 莱氏体硬而脆(>HB700),是一种较粗的组织,不能进行压力加工,如白口铁.在铸态含有莱氏体组织的钢有高速工具钢和Cr12型高合金工具钢等. 这类钢一般有较大有耐磨性和较好的切削性
一、目的 （1）观察碳钢经不同热处理后的基本组织。 （2）了解热处理工艺对钢组织和性能的影响。 （3）熟悉碳钢几种典型热处理组织的形态及特征。 二、概述 碳钢经退火、正火可得到平衡或接近平衡组织，经淬火得到的是非平衡组织。因此，研究热处理后的组织时，不仅要参考铁碳相图，而且更主要的是参考钢的等温转变曲线（C曲线）。 铁碳相图能说明慢冷时合金的结晶过程和室温下的组织以及相的相对量，C曲线则能说明一定成分的钢在不同冷却条件下所得到的组织。C曲线适用于等温冷却条件；而CCT曲线（奥氏体连续冷却曲线）适用于连续冷却条件。在一定的程度上可用C曲线，也能够估计连续冷却时的组织变化。 1、共析钢等温冷却时的显微组织 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的组织及性能列于表4－1中。 2、共析钢连续冷却时的显微组织 为了简便起见，不用CCT曲线，而用C曲线（图4－1）来分析。例如共析钢奥氏体，在慢冷时（相当于炉冷，见图4－1中的υ1）应得到100%的珠光体；当冷却速度增大到υ2时（相当于空冷），得到的是较细的珠光体，即索氏体或屈氏体；当冷却速度增大到υ3时（相当于油冷），得到的为屈氏体和马氏体；当冷却速度增大至υ4、υ5（相当于水冷），很大的过冷度使奥氏体骤冷到马氏体转变开始点（Ms）后，瞬时转变成马氏体，其中与C曲线鼻尖相切的冷却速度（υ4）称为淬火的临界冷却速度。 3、亚共析钢和过共析钢连续冷却时的显微组织 亚共析钢的C曲线与共析钢相比，只是在其上部多了一条铁素体先析出线，如图4－2所示。 当奥氏体缓慢冷却时（相当于炉冷，如图4－2中υ1），转变产物接近平衡组织，即珠光体和铁素体。随着冷却速度的增大，即υ3>υ2>υ1时，奥氏体的过冷度逐渐增大，析出的铁素体越来越少，而珠光体的量逐渐增加，组织变得更细，此时析出的少量铁素体多分布在晶粒的边界上。 表4－1
实验讲义 热处理控制碳钢的组织、性能及其表征 一、实验目的 1)熟练掌握并灵活运用碳钢的热处理原理，通过不同的热处理方式来得到不同的组织 和性能； 2)掌握热处理炉的使用，熟悉各类热处理工艺的操作； 3)掌握金相样品的制备方法与详细步骤； 4)掌握碳钢金相样品的腐蚀方法； 5)掌握利用金相显微镜观察和识别碳钢的典型组织，利用硬度计表征各类组织之间硬 度的差异。 二、实验要求 1)每个学生能独立查阅资料，小组讨论，确定实验计划，并将实验计划提前一天给任 课老师审阅； 2)实验计划中对每一个热处理工艺必须给出具体的工艺参数，如升温时间、保温时间、 降温方式等等（样品尺寸由学生自己切割）。 3)认真撰写实验报告，分析实验结果。 三、实验所需仪器设备 1)箱式（管式）热处理炉；磨光机；抛光机；金相显微镜；硬度计； 2)20#、45#、T8、T10、T13钢 四、实验内容 1)热处理工艺设计部分：a）通过热处理工艺，分别得到亚共析钢、共析钢和过共析 钢的平衡组织；b）通过不同的热处理工艺获得上述某一种碳钢的（三种或三种以 上）非平衡组织； 2)金相样品制备部分：对热处理过的样品进行磨光、抛光，得到符合标准的金相样品， 为后续观察做准备； 3)组织性能表征部分：通过适当的腐蚀处理，显示碳钢的组织形貌；分辨三种平衡组 织的形貌特征；分析某一种碳钢的不同组织结构的特征，通过硬度计表征其硬度， 并与相关文献值比较，分析其差异和原因。 五、实验安全及注意事项 1)实验的三个部分相辅相成，所有样品贯穿实验的始终，所以样品不能遗失、不能混 淆，必须妥善保管； 2)热处理过程（特别是淬火的时候）设计高温，操作的时候必须带防护手套，严格按 照步骤进行操作，以免发生危险； 3)所有设备都涉及到电源，注意用电安全，使用完毕后必须切断电源； 4)金相样品制备的时候，硬度差别很大的样品不能镶嵌在一起，也不能在同张砂纸上 打磨； 5)金相磨光机需要使用水，注意用水的安全，使用完毕后必须切断水源； 6)金相腐蚀液具有强的腐蚀作用，注意不能泼撒到身体上，特别是眼睛上，使用腐蚀 液时，必须带上防护手套；
碳钢热处理后的组织和性能变化的分析实验 一、实验目的 1、观察和研究碳钢经不同形式热处理后其显微组织的特点。 2、了解热处理工艺对钢组织和性能的影响。 3、了解硬度测定的基本原理及应用范围。 4、了解洛氏硬度试验机的主要结构及操作方法。 5、掌握金属显微试样的制作过程，正确地制作所要观察的试件。 二、实验内容 1、制作经热处理后的试样，完成打磨、刨光、浸蚀的所有制作步骤。 2、热处理后的试件进行硬度测试。 3、热处理后的试样进行组织观察分析和比较。 三、实验设备的使用和注意事项 （一）硬度计的原理、使用和注意事项 金属的硬度可以认为是金属材料表面在接触应力作用下的抵抗塑性变形的一种能力。硬度测量能够验出金属材料软硬程度的数量概念。由于在金属表面以下不同深处材料所承受的应力和所发生的变形程度不同，因而硬度值可以综合地反映压痕附近局部体积内金属的弹性、微量塑变抗力、塑变强化能力以及大量形变抗力。硬度值越高，表明金属抵抗塑性变形能力越大，材料产生塑性变形就越困难。另外，硬度与其它机械性能（如强度指标σb及塑性指标ψ和δ）之间有着一定的内在联系，所以从某种意义上说硬度的大小对于机械零件或工具的使用性能及寿命具有决定性意义。 硬度的试验方法很多，在机械工业中广泛采用压入法来测定硬度。 压入法硬度试验的主要特点是： （1）试验时应力状态最软（即最大切应力远远大于最大正应力），因而不论是塑性材料还是脆性材料均能发生塑性变形。 （2）金属的硬度与强度指标之间存在如下近似关系： σb=K·HB 式中：σb——材料的抗拉强度值 HB——布氏硬度值 K——系数 退火状态的碳钢K=0.34~0.36 合金调质钢K=0.33~0.35 有色金属合金K=0.33~0.53 （3）硬度值对材料的耐磨性、疲劳强度等性能也有定性的参考价值，通常硬度高，这些性能也就好。在机械零件设计图纸上对机械性能的技术要求，往往只标注硬度值，其原因就在于此。 （4）硬度测定后由于仅在金属表面局部体积内产生很小压痕，并不损坏零件，因而适合于成品检验。 （5）设备简单，操作迅速方便。 1、洛氏硬度试验的基本原理 洛氏硬度试验是施加一定大小的载荷P，将直径为D的钢球压入被测金属的表面保持一定时间，然后卸下载荷，根据钢球压痕深度来确定硬度指标。其试验原理如图1-3所示。