钢的相变

（2）加热速度
（3）钢的原始组织状态 （4）钢的化学成分
（1）转变温度与保温时间
转变温度高，过热度大，促进奥 氏体转变。 形成温度升高，N的增长速率高 于G的增长速率，N/G增大，可获 得细小的起始晶粒度（加热温度 升高时，保温时间应相应缩短）。
形 成 温 度 升 高 ， Gγ→α/Gγ→C 增大，铁素体消失时，剩余渗碳 体量增大，形成奥氏体的平均碳 含量降低。
钢的相变
第十四章
铁碳合金相图
平衡相图:
HJB 包晶线
L＋δ→γ ECD 共晶线
L→γ＋Fe3C（渗碳体）
PSK 共析线 γ→α＋Fe3C
Fe的同素异构相转变：
1394℃ 912℃ δ－Fe（体心立方） ——γ－Fe（面心立方） ——α－Fe（体心立方）
构成铁碳相图的基本相：
F

1）铁素体（α） ：碳溶于体心立方α- Fe中所形成的间隙固溶体 （C%﹤0.0218)
珠光体转变
第三节
珠光体转变——奥氏体的高温分解转变
转变温度：A1- 550 ℃ 相变类型：扩散型固态平衡相变（铁、碳均可扩散迁移）
同样要经历形核与长大过程
珠光体：α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。 γ(0.77%C) → α(0.0218%C) + Fe3C(6.69%C)
(面心立方)
(体心立方)
P
共析钢 C%=0.77
先共析相的析出温度和成分范围 ：
亚共析钢 0.0218﹤C%﹤0.77

在A3 、Acm线以下先形
过共析钢 0.77﹤C%﹤2.11
成铁素体或渗碳体。
到 达 A1 线 发 生 珠 光 体
相变。
伪共析转变
随冷速加快，将出现 伪共析组织，且珠光体量 增多，而先共析量减少。
奥氏体的形成机理
奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化
1、 奥氏体的形核-----形核位置
鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在α/Fe3C相界面上 优先形成，这是由于： ①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有 利于相变对能量的要求。 ②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓 度，况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。 ③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由BCC改
体优先转变，下半部分贝氏体优先转变。
2、均存在转变孕育期 ，C-曲线顶端所对应温度下的孕育期最 短。珠光体孕育期随温度降低而缩短，而贝氏体则延长。 3、转变初期慢，中期快，后又减缓 ，转变达到50%最快。 4、珠光体的转变孕育期以共析钢的为最短。
影响C曲线的因素
（1）碳含量
碳含量增加，碳重新 分布时间延长
A

2）奥氏体（γ） ：碳溶于面心立方γ- Fe中所形成的间隙固溶体
（0.0218 ﹤ C%﹤2.11)

3）高温铁素体（δ） ：碳溶于体心立方δ- Fe中所形成的间隙固溶体 4) 渗碳体（Fe3C）：铁与碳形成的间隙化合物，正交晶系
C

5）珠光体（α+Fe3C） ：铁素体和渗碳体形成的片状机械混合物
球状珠光体
非完全奥氏体化状态下，即存 1）Wc%↑强度↑韧性↓ 在未完全溶解的细小渗碳 2）颗粒粒径↑强度↓韧性 体条件下 ↑
4、影响珠光体转变动力学的因素
（1）钢的化学成分 碳具有延缓珠光体的形成作用。 除铝、钴以外几乎所有合金元素溶入奥氏体中均延缓珠光体的形成。 （2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物 （3）奥氏体晶粒度：奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置， 从而促进珠光体的形成。 （4）奥氏体化加热温度和保温时间：奥氏体化温度越高，保温时间越 长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核 所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。 （5）应力和塑性变形：拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增 高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑 性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。
珠光体 平衡组织
过冷奥氏体的转变
第二节
A
过冷奥氏体
碳溶解在γ-Fe中 的间隙固溶体
高温分解转变 A1- 550 ℃
中温分解转变 550℃-220℃，
低温转变
P
珠光体（平衡态）
B
贝氏体（非平衡）
M
马氏体（非平衡）
来自百度文库
α-Fe铁素体与渗碳体 相层片状机械混合物。 （扩散型） 结构、化学组成变化
过饱和铁素体与渗碳体 的非层片状混合物 （半扩散型） 结构、化学组成变化 C 原子可扩散， Fe原子不能扩散。
(复杂斜方)
1、珠光体的组织形态
（1）片状珠光体
转变条件：片状珠光体的形成条件是，过冷奥氏体是处于被完
全奥氏体化的状态，即为均匀的单相γ—固溶体。
（2）球状珠光体
铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。 转变条件： 球(粒)状珠光体的形成，通常是在共析及过共析钢的非 完全奥氏体化状态，即在奥氏体中尚存未完全溶解的细小渗碳体(或 碳化物)的质点条件下进行。
（3）加热条件
奥氏体化温度越高，保温时 间越长，则形成的奥氏体晶 粒越粗大，成分也越均匀， 同时也有利于难溶碳化物的 溶解。所有这些都降低奥氏 体分解时的形核率，增加奥 氏体的稳定性，使C曲线右移。 （4）塑性形变
合金元素对C曲线位置及形状的影响
二、 过冷奥氏体连续冷却转变图
CCT 曲线 Continuous Cooling Transformation 共析钢
向下折
向上 折
亚共析钢的CCT图
过共析钢的CCT图
冷却速度在Vc ′ ～ Vc之间 连续发生四种类型的转变，依次形成铁素体/渗碳体、珠光体、贝氏体、马氏体
CCT 图的特点分析：
①产物为不均匀的混合组织：连续冷却过程是在一个温度范围内发生组织 转变，要连续经过几个转变温度区，往往重叠出现几种转变。 ② 共析、过共析钢的CCT图上无贝氏体转变区：由于碳含量较高，使贝氏 体相变需要扩散更多的碳原子，转变速度太慢，从而在连续冷却条件下， 转变难以实现。 ③ CCT曲线位于C曲线的右下方 连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。 ④ MS 线发生曲折 有部分贝氏体相变时，贝氏体铁素体先析出，提高了A中的碳含量，MS↓， 向下曲折。 有部分珠光体相变时，渗碳体是领先相，使A的C%↓，MS↑，向上曲折。
奥氏体晶粒大小与加热温度、保温时间的关系
（2）加热速度
奥氏体形成是在一个温度范围内完成的。 随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变 速度则增大。 随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分 不均匀性增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。 加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度 之比（N/G）随之增大，可以获得细小的起始晶粒度。
碳在α-Fe中 的过饱和固溶体 （非扩散型） 只结构发生变化
Fe、C原子均可扩散
Fe、C原子均不发生扩散
奥氏体的冷却方式：

1）连续冷却
“奥氏体等温连续曲线”
P226 图9.13

2）等温冷却
“奥氏体等温转变曲线”
一、过冷奥氏体的等温转变
过冷奥氏体等温转变动力学图 (TTT曲线;C曲线;IT曲线) 孕育期
等温温度-时间-奥氏体化图， 简称TTA(Temprature—Time—Austenitization) 连续加热\等温形加热成的奥氏体形成动力学基本类似！ 一般加热速度越快，过热度越大奥氏体的实际形成温度越高，形核率和长大 速度越快，碳化物的溶解速度亦相应加快。
3、奥氏体长大、转变的影响因素
（1）转变温度与保温时间
组成FCC。
2、奥氏体的长大
相界面上的碳浓度及扩散
∵Gγ→α﹥Gγ→C ∴铁素体先消失，而渗碳体有剩余
奥氏体形成的四个阶段
珠光体向奥氏体转变动力学曲线
1、奥氏体转变开始线 (以0.5%奥氏体转变量表示) 2、奥氏体转变完成线 (以99.5%奥氏体转变量表示) 3、碳化物完全溶解线 4、奥氏体中碳浓度梯度消失线
伪共析钢
以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm
冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
钢中典型的相变可归类为：

1、加热过程中的奥氏体转变； 2、冷却过程中的珠光体、贝氏体及马氏体转变； 3、发生马氏体转变后的再加热(回火)转变。

钢的加热转变
第一节
重结晶 转变开始： 加热温度﹥临界温度Al 珠光体 转变结束： 亚共析钢的A3、过共析钢的Acm 碳溶解在γ-Fe中 的间隙固溶体
奥氏体
α+Fe3C两相
体心立方
特点：塑 性好！
面心立方
成分、结构均改变
在A1温度（727℃）：
α
C% 结构 0.0218 BCC
+
Fe3C
6.69 复杂斜方
γ
2.11 FCC

奥氏体的形成为形核长大型、扩散型相变
一、 奥氏体形成的热力学条件
奥氏体
珠光体
相变必须在一定的过热
度∆T下，使得∆GV<0，才能
得到∆G<0。所以相变必须 在高于A1的某一温度下才能 发生，奥氏体才能开始形 核。
自由能和温度关系图
相变驱动力： V∆Gv ，新旧相间自由能差
二、
孕育期 转变开始
转变开始线与纵坐标轴之 间的距离，表示在各不同 温度下过冷奥氏体等温分 解所需的准备时间。 鼻 子 ----C 曲 线 上 转 变 开始线的突出部，孕育期 最短的部位。
共析钢
鼻子
转变终了
过冷度对相变驱动力和 原子扩散的作用相矛盾 而导致C曲线！
TTT 图的特点分析：
1、珠光体的与贝氏体的转变曲线部分重叠，在上半部分，珠光
（3）钢的原始组织状态

原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。 片状珠光体快于粒状珠光体。 平衡组织与非平衡组织 平衡组织（珠光体）→ 球团状奥氏体 → 晶粒细小 非平衡组织（马、贝、魏）→ “组织遗传”易生成针状奥氏体 与母相保持一定 晶体学取向关系
→奥氏体晶粒粗大
在快速(>100℃/s)或很慢速度 (<50℃/min)加热两种速度之间的较快 速加热不仅可以抑制组织遗传现象发生，如果反复进行这种处理，可 以得到超细化的奥氏体晶粒。
钢的强度、硬度大，塑性差；

渗碳体的体积分布越少，直径越大， 钢的强度、塑性越好。 球状珠光体
小结:
珠光体: α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。 珠光体转变：扩散型固态平衡相变
形成条件 力学特性
片状珠光体
过冷奥氏体处于完全奥氏体化 的状态，为均匀的单相γ －F固溶体
层间距↓强度↑ 晶团直径↓强度↑塑性↑
cc’ 线为珠光体转变中止线。 转变并未最后完成，但过冷奥氏 体已停止分解。 上临界冷却速度 Vc
开始 中了 珠光体转变中止线
下临界冷却速度 Vc ′
﹥ Vc 马氏体 ﹤ Vc ′珠光体 Vc′﹤V﹤Vc 马氏体+ 珠光体
图6-5 共析碳钢的CCT曲线
先析出铁素体，产 生富碳区
先析出渗碳体，产 生贫碳区
层片状珠光体示意图 形成温度(℃) 片层间距 (nm)
珠光体 P
索氏体 S 屈氏体 T
Ar1 ~ 650
650 ~ 600 600 ~ 550
500 ~ 700
300 ~ 400 100 ~ 200
片状珠光体
(a)
(b)
3、 球状珠光体

温度高，渗碳体呈球状 温度低，渗碳体呈粒状

力学性能： 渗碳体的体积分布越大，直径越小，
（4）钢的化学成分

1）含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩
散系数增大，形成速度增大。使奥氏体晶粒易长大。

2）合金元素 影响碳的扩散速度：
强碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，
NbN），阻碍晶界迁移，减小形成速度，细化奥氏体晶粒。
Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu
2、 片状珠光体
珠光体形成时的领先相： 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。
共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。
亚共析钢中，铁素体为领先相。
Cγ-α Cγ-k
珠光体形成时碳的扩散
原奥氏体晶界
珠光体团
形核 + 横向长大 + 纵向长大
片状珠光体的力学性能： 片层间距愈小：强度、硬度愈高 晶团直径减小：强度、塑性都提高
珠光体转变：亚共析钢中，随碳含量的上升，C曲线右移； 过共析钢中，随碳含量的上升，C曲线左移。 碳含量越偏离共析点，过冷奥氏体向珠光体转变越快！ 贝氏体转变：随碳含量的上升, C曲线均右移。
碳含量增加对渗碳体 析出形核所需的 碳 浓度起伏有利
随碳含量的上升, Ms和Mf逐渐降低。
（2）合金元素
除Co、Al以外，合金元素均 使C曲线右移，即增加过冷奥 氏体的稳定性。
阻碍作用强

阻碍作用弱
影响奥氏体的均匀化，合金元素扩散速度慢 Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度。
控制奥氏体晶粒大小
（1）加热温度和保温时间 （2）加热速度 （3）钢的碳含量 （4）合金元素 （5）钢的原始组织
快速加热并且短 时间保温可以获 得细小的奥氏体 晶粒度！ 碳含量↓合金元 素含量↑