1、2022-3-211第九章鋼的熱處理原理2022-3-212 鋼的熱處理是將鋼在固態下加熱到預定的溫度，保溫一定鋼的熱處理是將鋼在固態下加熱到預定的溫度，保溫一定的時間，然后以預定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。的時間，然后以預定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。 熱處理原理包括鋼的加熱轉變、珠光體轉變、馬氏體轉變、熱處理原理包括鋼的加熱轉變、珠光體轉變、馬氏體轉變、貝氏體轉變和回火轉變。貝氏體轉變和回火轉變。 鋼能進行熱處理，固態下應有相變，或有溶解度的變化，固鋼能進行熱處理，固態下應有相變，或有溶解度的變化，固態下不發生相變的純金屬或合金不能用熱處理強化。態下不發生相變的純金屬或合金不能

2、用熱處理強化。 通過熱處理可以改變鋼的內部組織結構，從而改善其工藝通過熱處理可以改變鋼的內部組織結構，從而改善其工藝性能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長零件的使用壽命，性能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長零件的使用壽命，提高產品質量，節約材料和能源。提高產品質量，節約材料和能源。鋼中組織轉變的規律是熱處理的理論基礎，稱為鋼中組織轉變的規律是熱處理的理論基礎，稱為熱處理原理熱處理原理。9.19.1、概、概 述述2022-3-213鋼為什么能夠進行熱處理？鋼為什么能夠進行熱處理？原則上只有在加熱或冷卻時發生原則上只有在加熱或冷卻時發生溶解度的顯著變化溶解度的顯著變化或發生或發生固態固態相變

3、相變的合金才能進行熱處理。的合金才能進行熱處理。根據根據Fe-FeFe-Fe3 3CC相圖，相圖，鋼在高溫和低溫時具有不同的結構狀態鋼在高溫和低溫時具有不同的結構狀態： 共析鋼在加熱和冷卻過程中經過共析鋼在加熱和冷卻過程中經過PSKPSK線線（A A1 1）時，發生時，發生珠光體珠光體和和奧氏體奧氏體之間的相互轉變；之間的相互轉變；亞共析鋼經過亞共析鋼經過GSGS線線（A A3 3）時，發生時，發生鐵素體鐵素體與與奧氏體奧氏體之間的相互之間的相互轉變；轉變；過共析鋼經過過共析鋼經過ESES線（線（A Acmcm）時，發生）時，發生滲碳體滲碳體與與奧氏體奧氏體之間的相互之間的相互轉變。轉變。鋼在

4、加熱和冷卻過程中越過上述臨界點就要發生固態相變，所以能鋼在加熱和冷卻過程中越過上述臨界點就要發生固態相變，所以能進行熱處理。進行熱處理。2022-3-214 9.29.2、 鋼在加熱時的轉變鋼在加熱時的轉變 鋼在冷卻時發生的固態轉變鋼在冷卻時發生的固態轉變(P(P、B B、M) M) ，其母相均為奧氏體。，其母相均為奧氏體。奧氏體組織的狀況（如成分、均勻程度、晶粒大小等）直接影響冷奧氏體組織的狀況（如成分、均勻程度、晶粒大小等）直接影響冷卻轉變過程以及轉變產物的組織和性能，因此，研究加熱時奧氏體卻轉變過程以及轉變產物的組織和性能，因此，研究加熱時奧氏體的形成過程具有重要的意義。的形成過程具有重

5、要的意義。 奧氏體奧氏體平衡溫度平衡溫度 由由Fe-FeFe-Fe3 3CC相圖可知相圖可知 共析鋼加熱到共析鋼加熱到A A1 1以上以上亞共析鋼亞共析鋼 A A3 3以上以上過共析鋼過共析鋼 A Acmcm以上以上2022-3-215 冷冷 卻卻A Ar1r1： A P A P 開始溫度開始溫度A Ar3r3： A A 開始溫度開始溫度A Arcmrcm： A FeA Fe3 3CC開始溫度開始溫度 加加 熱熱 A Ac1c1： P A P A 開始溫度開始溫度A Ac3c3： A A 終了溫度終了溫度A Accmccm： FeFe3 3CC A A 終了溫度終了溫度 實際加熱或冷卻時組織轉

6、變會產生滯后現象，實際加熱或冷卻時組織轉變會產生滯后現象，加熱和冷卻速度加熱和冷卻速度越快，滯后現象將越加嚴重。越快，滯后現象將越加嚴重。 加熱和冷卻速度為加熱和冷卻速度為0.1250.125min min 時對臨界溫度的影響時對臨界溫度的影響2022-3-216當溫度等于當溫度等于A A1 1時，珠光體與奧時，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有當氏體的自由能相等。只有當溫度高溫度高于于A A1 1時時，珠光體向奧氏體轉變的驅，珠光體向奧氏體轉變的驅動力才能克服界面能和應變能的相動力才能克服界面能和應變能的相變阻力，使奧氏體的自由能低于珠變阻力，使奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，奧氏體才能自發

7、形光體的自由能，奧氏體才能自發形核。核。奧氏體形成的熱力學條件奧氏體形成的熱力學條件珠光體和奧氏體的自由能隨珠光體和奧氏體的自由能隨溫度變化的曲線溫度變化的曲線奧氏體形成時系統總的自由能變化為：奧氏體形成時系統總的自由能變化為：G=GG=GV V+G+GS S+G+Ge e式中，式中，GGV V為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；GGS S為形成奧氏體為形成奧氏體時所增加的界面能；時所增加的界面能；GGe e為形成奧氏體時所增加的應變能。其中，為形成奧氏體時所增加的應變能。其中，GGV V是是奧氏體轉變的驅動力，奧氏體轉變的驅動力，GGS S與與GGe

8、e是相變的阻力是相變的阻力。GGp pGG 2022-3-2171. 1. 奧氏體的形成過程奧氏體的形成過程 獲得所需要的組織和性能，多數工藝都須先將鋼加熱至單相奧獲得所需要的組織和性能，多數工藝都須先將鋼加熱至單相奧氏體，然后再以適當方式氏體，然后再以適當方式( (或速度或速度) )冷卻，以獲得所需要的組織和性冷卻，以獲得所需要的組織和性能。能。 FeFe3 3CC6.696.69復雜晶格復雜晶格-Fe-Fe0.02180.0218bcc bcc -Fe-Fe0.770.77fccfcc+共析鋼為例共析鋼為例 共析鋼的奧氏體化過程包括以下四個階段共析鋼的奧氏體化過程包括以下四個階段 鋼加熱獲

9、得奧氏體的轉變過程，稱為奧氏體化過程。鋼加熱獲得奧氏體的轉變過程，稱為奧氏體化過程。P P2022-3-218(1) (1) 奧氏體的形核奧氏體的形核 優先在鐵素體和滲碳體優先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此處能量的相界面上形成，此處能量較高，容易獲得奧氏體形核較高，容易獲得奧氏體形核所需要的濃度起伏、結構起所需要的濃度起伏、結構起伏和能量起伏。伏和能量起伏。(2) (2) 奧氏體晶核長大奧氏體晶核長大 奧氏體晶核形成后即開始長大，奧氏體晶核形成后即開始長大，長大機制如下長大機制如下 A A與與F F相鄰的邊界處的碳濃度為相鄰的邊界處的碳濃度為CC-，A A與與FeFe3 3CC相鄰的邊界處

10、的碳相鄰的邊界處的碳濃度為濃度為CC-c-c 。2022-3-219 當鐵素體全部轉變為奧氏體時，可以當鐵素體全部轉變為奧氏體時，可以認為，奧氏體的長大即完成。認為，奧氏體的長大即完成。 但此時仍有部分滲碳體尚未溶解殘留但此時仍有部分滲碳體尚未溶解殘留在奧氏體中，這時奧氏體的平均碳濃度低在奧氏體中，這時奧氏體的平均碳濃度低于共析成分。于共析成分。 CC-c-c C C- ，A A中出現碳的濃度梯中出現碳的濃度梯度，引起碳在度，引起碳在A A中的擴散，逐漸長大。中的擴散，逐漸長大。 在鐵素體內，在鐵素體內，CC-c-cCC- ，促，促進奧氏體長大。進奧氏體長大。 未溶未溶FeFe3 3CCAA2

11、022-3-2110(3) (3) 剩余滲碳體溶解剩余滲碳體溶解(4) (4) 奧氏體成分均勻化奧氏體成分均勻化 長大與碳的擴散和相界面碳濃度差有關。由長大與碳的擴散和相界面碳濃度差有關。由于于F F與與A A界面的濃度差界面的濃度差 (C(C-一一CC-) )遠小于遠小于A A與與CCmm界面的濃度差界面的濃度差(C(CFe3CFe3C一一CC-c-c) )，因此，因此，FAFA轉變遠轉變遠比比FeFe3 3CC溶解速度快。溶解速度快。F F總是首先消失。隨后剩余總是首先消失。隨后剩余FeFe3 3CC通過擴散，不斷溶人通過擴散，不斷溶人A A中，使中，使A A碳濃度逐漸碳濃度逐漸趨于共析成

12、分。趨于共析成分。 一旦滲碳體全部溶解，這一階段便告結束一旦滲碳體全部溶解，這一階段便告結束。 剩余滲碳體全部溶解后，剩余滲碳體全部溶解后，A A中的碳濃度中的碳濃度仍是不均勻的。只有繼續延長保溫時間或升仍是不均勻的。只有繼續延長保溫時間或升溫，通過碳原子的擴散，才能使溫，通過碳原子的擴散，才能使A A碳濃度逐碳濃度逐漸趨于均勻化，最后得到均勻的單相奧氏體。漸趨于均勻化，最后得到均勻的單相奧氏體。 A A形成過程全部完成。形成過程全部完成。AA未溶碳化物未溶碳化物2022-3-2111 亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，當加

13、熱溫度僅超過當加熱溫度僅超過A AC1C1時，只能使原始組織中的珠光體轉變為奧時，只能使原始組織中的珠光體轉變為奧氏體，仍會保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體。氏體，仍會保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體。 這種奧氏體化過程被稱為這種奧氏體化過程被稱為 “ “部分奧氏體化部分奧氏體化”或或“不完全奧不完全奧氏體化氏體化”。 只有當加熱溫度超過只有當加熱溫度超過A AC3C3或或A Accmccm，并保溫足夠的時間，才，并保溫足夠的時間，才能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的“完全奧完全奧氏體化氏體化”。2022-3-21122. 2.

14、 奧氏體的形成速度奧氏體的形成速度 共析鋼的奧氏體等溫形成圖共析鋼的奧氏體等溫形成圖珠光體向奧氏體轉變開始珠光體向奧氏體轉變開始珠光體向奧氏體轉變剛剛結束珠光體向奧氏體轉變剛剛結束奧氏體均奧氏體均勻化完成勻化完成剩余滲碳體剩余滲碳體溶解完畢溶解完畢孕育期孕育期 A AC1C1以上某溫度等溫時，奧以上某溫度等溫時，奧氏體需要一定時間后才開始形成，氏體需要一定時間后才開始形成，這段時間稱為孕育期。這段時間稱為孕育期。 溫度溫度 孕育期孕育期 為獲得同一狀態，可用低為獲得同一狀態，可用低溫長時間溫長時間 V V1 1，也可用高溫短，也可用高溫短時間時間 V V2 2加熱。加熱。 亞共析鋼或過共析鋼亞

15、共析鋼或過共析鋼 ，當珠光體全部轉變成奧氏體當珠光體全部轉變成奧氏體后，還有過剩相鐵素體或滲后，還有過剩相鐵素體或滲碳體的繼續轉變。碳體的繼續轉變。 2022-3-2113亞共析鋼或過共析鋼奧氏體等溫形成圖亞共析鋼或過共析鋼奧氏體等溫形成圖當珠光體全部轉變為奧氏體后，還有當珠光體全部轉變為奧氏體后，還有過剩相鐵素體或滲碳體的繼續轉過剩相鐵素體或滲碳體的繼續轉變變，也需要碳原子在奧氏體中的擴散及奧氏體與過剩相之間相界面的推移，也需要碳原子在奧氏體中的擴散及奧氏體與過剩相之間相界面的推移來進行。與共析鋼相比，過共析鋼的滲碳體溶解和奧氏體的均勻化所需時來進行。與共析鋼相比，過共析鋼的滲碳體溶解和奧氏

16、體的均勻化所需時間要長得多。間要長得多。 亞共析鋼亞共析鋼過共析鋼過共析鋼2022-3-21143. 3. 影響奧氏體形成速度的因素影響奧氏體形成速度的因素 奧氏體形成是形核和長大過程，整個過程受原子擴散所控制。因此，奧氏體形成是形核和長大過程，整個過程受原子擴散所控制。因此，一切影響擴散、形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。一切影響擴散、形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。 主要影響因素有加熱溫度、原始組織和化學成分等。主要影響因素有加熱溫度、原始組織和化學成分等。 （1 1）加熱溫度的影響）加熱溫度的影響 PAPA轉變是擴散相變過程，隨加熱溫度轉變是擴散相變過程，隨加熱溫度，原子擴

17、散系數，原子擴散系數，特別是碳在特別是碳在A A中的擴散系數中的擴散系數，加快了，加快了A A的形核和長大速度；的形核和長大速度； A A中的碳濃度差中的碳濃度差，濃度梯度，濃度梯度，故原子擴散速度，故原子擴散速度； A A與與P P的自由能差的自由能差，相變驅動力，相變驅動力GvGv，A A的形核率和長大速的形核率和長大速度急劇度急劇，因此，轉變的孕育期和轉變所需時間顯著，因此，轉變的孕育期和轉變所需時間顯著，加熱溫度，加熱溫度越高，轉變孕育期和完成轉變的時間越越高，轉變孕育期和完成轉變的時間越。 影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是一個最主要的因素。影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是

18、一個最主要的因素。 2022-3-2115（2 2）原始組織的影響）原始組織的影響 化學成分相同時，隨原始組織中碳化物分散度的化學成分相同時，隨原始組織中碳化物分散度的，F F和和FeFe3 3CC相界面增多，相界面增多，A A的形核率的形核率； 且且P P片層間距片層間距，使，使A A中碳濃度梯度中碳濃度梯度，碳的擴散距離，碳的擴散距離，都，都使使A A的長大速度的長大速度。 因此，鋼的原始組織越細，形成速度越快。因此，鋼的原始組織越細，形成速度越快。 （3 3）化學成分的影響）化學成分的影響 a)a)含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。 隨含碳量增加，隨含碳

19、量增加，FeFe3 3CC量量，F F和和FeFe3 3CC相界面積相界面積，A A的形核部位的形核部位，增大了增大了A A的形核率；的形核率； 碳化物數量碳化物數量，又使碳的擴散距離，又使碳的擴散距離，碳濃度梯度，碳濃度梯度； 隨隨A A中含碳量中含碳量，碳和鐵原子的擴散系數將，碳和鐵原子的擴散系數將，從而增大，從而增大A A的長大速的長大速度。度。2022-3-2116b)b)合金元素的影響合金元素的影響 影響碳在影響碳在A A中的擴散速度中的擴散速度 碳化物形成元素碳化物形成元素( (如如CrCr、MoMo、WW、V V、Ti Ti等等) )大大減小了碳在大大減小了碳在A A中的擴中的擴

20、散速度，故顯著減慢了散速度，故顯著減慢了A A的形成速度。的形成速度。 非碳化物形成元素非碳化物形成元素( (如如CoCo、NiNi等等) )能增加碳在能增加碳在A A中的擴散速度，因而，中的擴散速度，因而，加快了加快了A A的形成速度。的形成速度。 而而Si Si、A1A1、MnMn等元素對碳在等元素對碳在A A中的擴散速度影響不大，故對中的擴散速度影響不大，故對A A形成形成速度無明顯影響。速度無明顯影響。 改變鋼的臨界溫度改變鋼的臨界溫度 改變了改變了A A轉變時的過熱度，從而改變了轉變時的過熱度，從而改變了A A與與P P的自由能差，因此改變的自由能差，因此改變了了A A的形成速度。的

21、形成速度。 如如NiNi、MnMn、CuCu等降低等降低A A1 1點，相對增大過熱度，將增大點，相對增大過熱度，將增大A A的形成速的形成速度。度。 CrCr、MoMo、WW、V V、Si Si等提高等提高A A1 1點，相對地降低過熱度，將減慢點，相對地降低過熱度，將減慢A A的的形成速度。形成速度。 2022-3-2117 在在F F和和CCmm中分布不均勻中分布不均勻 平衡組織中，平衡組織中，CrCr、MoMo、WW、V V、Ti Ti等主要集中于碳化物中，而等主要集中于碳化物中，而NiNi、Si Si、AlAl等非碳化物形成元素主要存在于等非碳化物形成元素主要存在于F F中。中。 奧

22、氏體后，碳與合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，合奧氏體后，碳與合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，合金鋼的金鋼的A A均勻化過程，除了碳在均勻化過程，除了碳在A A中的均勻化外，還包括了合金元素的中的均勻化外，還包括了合金元素的均勻化。均勻化。 相同條件下，合金元素在相同條件下，合金元素在A A中的擴散速度比碳的擴散速度慢中的擴散速度比碳的擴散速度慢10103 3- -10104 4倍。同時碳化物形成元素強烈阻礙碳的擴散，因此，合金鋼倍。同時碳化物形成元素強烈阻礙碳的擴散，因此，合金鋼A A化要化要比碳鋼緩慢得多。比碳鋼緩慢得多。 合金鋼熱處理時，加熱溫度要比碳鋼高，保溫時間也需要延

23、長。合金鋼熱處理時，加熱溫度要比碳鋼高，保溫時間也需要延長。特別是高合金鋼，如特別是高合金鋼，如W18Cr4VW18Cr4V高速鋼的淬火溫度需要提高到高速鋼的淬火溫度需要提高到1270127012801280，超過，超過A Aclcl(820-840)(820-840)數百度。數百度。2022-3-21184. 4. 奧氏體的晶粒大小及其影響因素奧氏體的晶粒大小及其影響因素 A A形成后繼續加熱或保溫，晶粒將長大，在熱力學上是一種自發趨勢。形成后繼續加熱或保溫，晶粒將長大，在熱力學上是一種自發趨勢。加熱時形成的加熱時形成的A A晶粒大小，對鋼的冷卻轉變及轉變產物的組織和性能都有晶粒大小，對鋼的

24、冷卻轉變及轉變產物的組織和性能都有重要的影響。重要的影響。（1 1）晶粒大小的表示方法）晶粒大小的表示方法 用直接測量的晶粒平均面積或直徑，也可用單位體積或單位面用直接測量的晶粒平均面積或直徑，也可用單位體積或單位面積內含有的晶粒個數來表示。積內含有的晶粒個數來表示。 N = 2 N = 2G-1G-1GG：晶粒度級別，：晶粒度級別，N N：100100倍時每平方英寸（倍時每平方英寸（645.16mm645.16mm2 2）面積內的晶粒個數。）面積內的晶粒個數。實際生產中常用晶粒度級別實際生產中常用晶粒度級別G G 表示，其與晶粒尺寸的關系為：表示，其與晶粒尺寸的關系為：2022-3-2119

25、奧氏體晶粒的形成和顯示方法由國家標準規定：奧氏體晶粒的形成和顯示方法由國家標準規定： 有鐵素體網法、滲碳法、直接淬火法等。有鐵素體網法、滲碳法、直接淬火法等。 直接淬火法規定，碳含量直接淬火法規定，碳含量1.00%1.00%以下除另有規定，一般碳含量以下除另有規定，一般碳含量0.35%0.35%時，將試樣加熱到時，將試樣加熱到9009001010，保溫，保溫1 1小時后淬火；碳含小時后淬火；碳含量量0.35%0.35%時，加熱到時，加熱到8608601010，保溫，保溫1 1小時后淬火，以獲得馬小時后淬火，以獲得馬氏體組織，然后測定奧氏體晶粒度。氏體組織，然后測定奧氏體晶粒度。 比較法：用標準

26、系列評級圖進行比較確定，用比較法：用標準系列評級圖進行比較確定，用100100倍觀察，倍觀察， 5 5級為粗晶粒，級為粗晶粒，55級為細晶粒。級為細晶粒。 可定為半級。可定為半級。 測定方法有比較法、面積法、結點法等。測定方法有比較法、面積法、結點法等。2022-3-2120 起始晶粒度：起始晶粒度：A A轉變剛剛完成時的晶粒大小。轉變剛剛完成時的晶粒大小。 實際晶粒度：在某一具體的加熱條件下獲得的實際晶粒度：在某一具體的加熱條件下獲得的A A晶粒大小。晶粒大小。 本質晶粒度：表示鋼在一定條件下本質晶粒度：表示鋼在一定條件下A A晶粒長大的傾向性。晶粒長大的傾向性。 （2 2） 奧氏體晶粒度的

27、概念奧氏體晶粒度的概念 900900土土1010加熱，保溫加熱，保溫1h1h后測定的后測定的A A晶粒大小稱為本質晶粒度。晶粒大小稱為本質晶粒度。 隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長大大，稱為，稱為本質粗晶粒鋼本質粗晶粒鋼；在在930930以下，隨溫度升高，奧氏體以下，隨溫度升高，奧氏體晶粒長大速度很緩慢，晶粒長大速度很緩慢，稱為稱為本質細晶粒鋼本質細晶粒鋼。當超過某一溫度（當超過某一溫度（95010009501000）本質細）本質細晶粒鋼也可能迅速長大，晶粒尺寸甚至超晶粒鋼也可能迅速長大，晶粒尺寸甚至超過本質粗晶粒鋼。過本質粗晶粒鋼。鋼的本質晶粒度與煉鋼的脫氧方

28、法和鋼的本質晶粒度與煉鋼的脫氧方法和鋼的化學成分有關。鋼的化學成分有關。 奧氏體晶粒長大傾向示意圖奧氏體晶粒長大傾向示意圖2022-3-2121（3 3）影響奧氏體晶粒大小的因素）影響奧氏體晶粒大小的因素 高溫下高溫下A A晶粒長大，引起系統的自由能降低，是自發過程。晶粒長大，引起系統的自由能降低，是自發過程。 A A晶粒長大是晶界遷移的過程，其實質是原子在晶界附近的擴晶粒長大是晶界遷移的過程，其實質是原子在晶界附近的擴散。一切影響原子擴散遷移的因素都能影響散。一切影響原子擴散遷移的因素都能影響A A晶粒大小。為控制晶粒大小。為控制A A晶粒長大，必須從控制影響晶粒長大，必須從控制影響A A晶

29、粒長大的因素著手。晶粒長大的因素著手。加熱溫度和保溫時間加熱溫度和保溫時間 加熱溫度越高，晶粒長大速率越快，最終晶粒尺寸越大。加熱溫度越高，晶粒長大速率越快，最終晶粒尺寸越大。加熱速度加熱速度 加熱速度越快，加熱速度越快，A A的實際形成溫度越高，則的實際形成溫度越高，則A A的形核率越高，的形核率越高，起始晶粒越細起始晶粒越細 。化學成分化學成分 碳碳量在一定范圍內，隨含碳量的量在一定范圍內，隨含碳量的，碳在鋼中的擴散速度以及鐵，碳在鋼中的擴散速度以及鐵的自擴散速度均的自擴散速度均， A A晶粒長大的傾向晶粒長大的傾向。2022-3-2122 當碳含量超過一定限度以后，鋼中出現二次滲碳體，隨

30、著含碳量當碳含量超過一定限度以后，鋼中出現二次滲碳體，隨著含碳量的的，二次滲碳體數量，二次滲碳體數量，且分布在，且分布在A A晶界上，可以阻礙晶界上，可以阻礙A A晶界的移動，晶界的移動，反而使反而使A A晶粒長大傾向晶粒長大傾向。 合金合金元素元素 Ti Ti、Zr Zr、V V、AlAl、Nb Nb 等強烈地阻礙等強烈地阻礙A A晶粒長大；晶粒長大； WW、MoMo、Cr Cr 等一般阻止晶粒長大；等一般阻止晶粒長大； Si Si、NiNi、Cu Cu 等不形成化合物，對奧氏體晶粒長大的影響不明顯；等不形成化合物，對奧氏體晶粒長大的影響不明顯； MnMn、P P、N N、C C 等促進晶粒

31、長大。等促進晶粒長大。 如加熱溫度高到使碳化物及其它化合物能溶入到奧氏體中時，阻礙如加熱溫度高到使碳化物及其它化合物能溶入到奧氏體中時，阻礙晶粒長大的作用將會消失，晶粒便迅速長大。晶粒長大的作用將會消失，晶粒便迅速長大。原始組織原始組織 原始組織越細，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細原始組織越細，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細小，晶粒長大傾向越大。小，晶粒長大傾向越大。 2022-3-21239.39.3、鋼在冷卻時的轉變、鋼在冷卻時的轉變 鋼鋼A A化后冷至室溫的性能，不僅取決于加熱時化后冷至室溫的性能，不僅取決于加熱時A A的狀態，在很大程的狀態，在很大程度上取決

32、于冷卻時轉變產物的類型和組織狀態。冷卻方式和速度對轉變度上取決于冷卻時轉變產物的類型和組織狀態。冷卻方式和速度對轉變產物的類型和組織狀態有很大影響，因此，冷卻過程決定著鋼固態轉變產物的類型和組織狀態有很大影響，因此，冷卻過程決定著鋼固態轉變后的組織和性能。后的組織和性能。 將將A A狀態的鋼冷卻到狀態的鋼冷卻到A A1 1溫度以下，由于在此溫度下溫度以下，由于在此溫度下A A的自由能比的自由能比F F與滲碳體兩相混合物的自由能高，因此與滲碳體兩相混合物的自由能高，因此A A將發生分解，向將發生分解，向P P或其它組或其它組織轉變，在臨界溫度織轉變，在臨界溫度A A1 1以下以下處于不穩定狀態的

33、處于不穩定狀態的A A稱為稱為過冷過冷A A。 2022-3-2124 熱處理生產中，過冷熱處理生產中，過冷A A的冷卻方式有兩類：的冷卻方式有兩類： 等溫冷卻等溫冷卻：將：將A A狀態的鋼迅速冷至臨界點以下某一溫度保溫一定狀態的鋼迅速冷至臨界點以下某一溫度保溫一定時間，使其在該溫度下發生組織轉變，然后再冷至室溫；時間，使其在該溫度下發生組織轉變，然后再冷至室溫； 連續冷卻連續冷卻： 將將A A狀態狀態的鋼以一定的鋼以一定速度冷至室速度冷至室溫，使其在溫，使其在連續冷卻過連續冷卻過程中完成組程中完成組織轉變。織轉變。臨界溫度臨界溫度時時 間間溫溫 度度保保 溫溫加熱加熱連續冷卻連續冷卻等溫冷卻

34、等溫冷卻2022-3-2125 以金相以金相- -硬度法為例建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線。硬度法為例建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線。1. 1. 過冷奧氏體等溫轉變曲線的建立過冷奧氏體等溫轉變曲線的建立冷卻：冷卻：停留不同時間后，逐個取出試樣，迅速淬入鹽水中激冷，使停留不同時間后，逐個取出試樣，迅速淬入鹽水中激冷，使 尚未轉變的尚未轉變的A A轉變為轉變為MM，因此，因此，MM量即為未轉變的量即為未轉變的A A量。量。 用金相法確定在給定的溫度下，保持一定時間后的轉變產物類用金相法確定在給定的溫度下，保持一定時間后的轉變產物類型和轉變量的百分數。型和轉變量的百分數。 制樣：制樣：把鋼材制成

35、把鋼材制成15151.5mm1.5mm的圓片試樣（鉆小孔，便于提取），的圓片試樣（鉆小孔，便于提取）， 分成若干組。分成若干組。奧氏體化：奧氏體化：取一組試樣，在鹽爐內加熱使之完全取一組試樣，在鹽爐內加熱使之完全A A化。化。 等溫：等溫：將將A A化后的試樣快速投入化后的試樣快速投入 A A1 1 以下某一溫度的浴爐中進行等溫以下某一溫度的浴爐中進行等溫 轉變，并開始計時。轉變，并開始計時。2022-3-2126 一般將一般將A A轉變量為轉變量為13%13%所需要的時間定為所需要的時間定為轉變開始時間轉變開始時間。轉變。轉變量為量為98%98%所需的時間定為所需的時間定為轉變終了時間轉變終

36、了時間。根據需要也可以測出轉變量。根據需要也可以測出轉變量為為20%20%、50%50%、70%70%的時間。的時間。 多組試樣在不同等溫多組試樣在不同等溫溫度下進行實驗。溫度下進行實驗。 將各溫度下的轉變開始將各溫度下的轉變開始點和終了點都繪制在溫度點和終了點都繪制在溫度- -時間半對數坐標系中。時間半對數坐標系中。 Tlntlntt2tnt1 將不同溫度下的轉變將不同溫度下的轉變開始點和終了點分別連接開始點和終了點分別連接成曲線成曲線2022-3-21272. 2. 共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線分析共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線分析 過冷過冷A A等溫轉變曲線是綜合反映過冷等溫轉變曲線是

37、綜合反映過冷A A在不同過冷度下，轉變開在不同過冷度下，轉變開始和終了時間、轉變產物的類型以及轉變量與時間、溫度間的關系等。始和終了時間、轉變產物的類型以及轉變量與時間、溫度間的關系等。稱為稱為T T T(T T T(t time ime t temperature emperature t transformation)ransformation)圖，俗稱圖，俗稱CC曲線。曲線。 溫度溫度 A A1 1550 550 高溫轉變區，高溫轉變區，A PA P；550550MMS S 中溫轉變區，中溫轉變區，A BA B； MMS S MMf f 低溫轉變區，低溫轉變區，A MA M。 在在A A

38、1 1線溫度以下，過冷線溫度以下，過冷A A轉變開始線與轉變開始線與縱坐標之間的水平距離為過冷縱坐標之間的水平距離為過冷A A在該溫度下在該溫度下的的孕育期孕育期，孕育期的長短表示過冷，孕育期的長短表示過冷A A穩定性穩定性的高低。的高低。2022-3-2128 過冷過冷A A的穩定性受兩個因素控制：舊、新相間的自由能差的穩定性受兩個因素控制：舊、新相間的自由能差GG；原子；原子的擴散系數的擴散系數 D D。 高溫時，自由能差高溫時，自由能差 G G 起主導作用；起主導作用； 低溫時，原子擴散系數低溫時，原子擴散系數 D D 起主導作起主導作用；用； 處于鼻尖溫度時，兩個因素綜合作用處于鼻尖溫

39、度時，兩個因素綜合作用的結果，使孕育期最短，轉變速度最大。的結果，使孕育期最短，轉變速度最大。 等溫溫度越低，等溫溫度越低，T T 越大，自由能越大，自由能差差 G G 也越大，則加快也越大，則加快 A A 的轉變速度；的轉變速度；但原子擴散系數卻隨等溫溫度的降低而但原子擴散系數卻隨等溫溫度的降低而減小，從而減慢過冷減小，從而減慢過冷 A A 的轉變速度。的轉變速度。2022-3-21293. 3. 影響過冷奧氏體等溫轉變曲線的因素影響過冷奧氏體等溫轉變曲線的因素（1 1）A A成分的影響成分的影響 a)a)含碳量含碳量 與共析鋼過冷與共析鋼過冷A A等溫轉變曲線相比，亞、等溫轉變曲線相比，亞

40、、過共析鋼的過冷過共析鋼的過冷A A等溫轉變曲線上部各多出一等溫轉變曲線上部各多出一條先共析相析出線。條先共析相析出線。 在發生在發生P P轉變之前，亞共析鋼中先析出先轉變之前，亞共析鋼中先析出先共析共析 F F，過共析鋼中先析出先共析滲碳體。，過共析鋼中先析出先共析滲碳體。 亞共析鋼過冷亞共析鋼過冷A A等溫轉變中的等溫轉變中的F F、P P轉變部轉變部分隨分隨A A中含碳量的增加逐漸向中含碳量的增加逐漸向右移右移； 過共析鋼中的滲碳體、珠光體轉變部分隨過共析鋼中的滲碳體、珠光體轉變部分隨A A中含碳量的增加逐漸向中含碳量的增加逐漸向左移左移； 貝氏體轉變部分都隨含碳量的增加逐漸向貝氏體轉變

41、部分都隨含碳量的增加逐漸向右移右移。 隨隨A A中含碳量的增加，中含碳量的增加，MMs s 和和MMf f 點降低。點降低。亞共析鋼亞共析鋼過共析鋼過共析鋼2022-3-2130b)b)合金元素合金元素 一般來說，除一般來說，除CoCo和和AlAl（Al2.5%Al2.5%）以外的所以合金元素，溶入）以外的所以合金元素，溶入A A都都增加過冷增加過冷A A的穩定性，使過冷的穩定性，使過冷A A等溫轉變曲線等溫轉變曲線右移右移，并使，并使MMs s降低。降低。 MoMo的影響最強烈，的影響最強烈，WW、MnMn、NiNi的影響也很明顯，的影響也很明顯，Si Si、AlAl的影的影響較小。響較小。

42、 鋼中加入微量的鋼中加入微量的B B可以明顯提高過冷奧氏體的穩定性，但隨含可以明顯提高過冷奧氏體的穩定性，但隨含碳量的增加，碳量的增加，B B的作用逐漸減小。的作用逐漸減小。 CoCo降低過冷奧氏體的穩定性，使過冷奧氏體等溫轉變曲線向降低過冷奧氏體的穩定性，使過冷奧氏體等溫轉變曲線向左左移移，使，使MsMs升高。升高。2022-3-2131 非碳化物或弱碳化物形成元素，如非碳化物或弱碳化物形成元素，如NiNi、MnMn、Si Si、CuCu、B B等，只是不同程度等，只是不同程度地減低地減低 P P和和 B B 的轉變速度，使過冷的轉變速度，使過冷 A A等等溫轉變曲線溫轉變曲線右移右移，但，

43、但不改變其形狀不改變其形狀。 Si Si、MoMo、Ti Ti、V V、WW等使等使P P鼻溫上升，而鼻溫上升，而NiNi、MnMn、CuCu等則使其下降。使等則使其下降。使P P和和B B兩種轉兩種轉變溫度范圍相互分離，形成兩個鼻子，其間變溫度范圍相互分離，形成兩個鼻子，其間出現一個過冷出現一個過冷A A的穩定區。的穩定區。 碳化物形成元素，主要有碳化物形成元素，主要有CrCr、MoMo、WW、V V、Ti Ti等，使過冷等，使過冷A A等溫轉變曲線等溫轉變曲線右移右移外，還外，還能能改變其形狀改變其形狀。( (溶入奧氏體中溶入奧氏體中) )非碳化物形成元素非碳化物形成元素碳化物形成元素碳化

44、物形成元素2022-3-2132（2 2）奧氏體狀態的影響）奧氏體狀態的影響 A A晶粒細小晶粒細小，晶界總面積增加，有利于新相形核和原子擴散，因此有，晶界總面積增加，有利于新相形核和原子擴散，因此有利于先共析轉變和珠光體轉變，使利于先共析轉變和珠光體轉變，使CC曲線曲線左移左移。但晶粒度。但晶粒度對對B B轉變影響不大轉變影響不大；晶粒越粗，反而使晶粒越粗，反而使MMs s升高，加快升高，加快MM轉變。轉變。 A A成分越均勻成分越均勻，則越穩定，新相形核和長大過程中所需時間就越長，則越穩定，新相形核和長大過程中所需時間就越長，CC曲線越向曲線越向右移右移。 A A化化溫度越高溫度越高，保溫

45、時間越長，則形成的晶粒越粗大，成分也就越均勻，保溫時間越長，則形成的晶粒越粗大，成分也就越均勻，從而增加從而增加A A的穩定性，使的穩定性，使CC曲線向曲線向右移右移。反之，。反之，A A化化溫度稍低溫度稍低，時間短，時間短，A A晶粒越細，未溶第二相越多，成分越不均勻，晶粒越細，未溶第二相越多，成分越不均勻，A A越不穩定，使越不穩定，使CC曲線向曲線向左移左移。 A A 受受拉應力拉應力將將加速加速轉變，而等向轉變，而等向壓應力壓應力下，原子遷移阻力大，下，原子遷移阻力大，減慢減慢A A轉變。轉變。 塑性變形塑性變形使點陣畸變加劇，位錯密度增加，有利于使點陣畸變加劇，位錯密度增加，有利于F

46、e Fe 、CC擴散和晶擴散和晶格改組，可格改組，可促進促進A A轉變轉變。（3 3）應力和塑性變形的影響）應力和塑性變形的影響2022-3-21334 4、 珠光體轉變珠光體轉變 珠光體轉變珠光體轉變 是過冷是過冷A A在在A A1 1以下較高溫度內進行的轉變，是單相以下較高溫度內進行的轉變，是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機械混合物的相變過程。因奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機械混合物的相變過程。因此此P P轉變必然發生碳的重新分布和鐵的晶格改組。屬擴散型相變。轉變必然發生碳的重新分布和鐵的晶格改組。屬擴散型相變。FeFe3 3CC6.696.69復雜晶格復雜晶格-Fe-F

47、e0.02180.0218bccbcc -Fe-Fe0.770.77fccfcc+1. 1. 珠光體的組織形態和機械性能珠光體的組織形態和機械性能 珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機械混合物，按滲碳體的形態，珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機械混合物，按滲碳體的形態，珠光體分為片狀珠光體和粒狀珠光體。珠光體分為片狀珠光體和粒狀珠光體。2022-3-2134a a）片狀珠光體）片狀珠光體 由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。若干大致平行的鐵素體和由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成一個滲碳體片組成一個珠光體領域珠光體領域或或珠光體團珠光體團，在一個，在一個A A晶粒內，可形

48、成晶粒內，可形成幾個珠光體團。幾個珠光體團。 珠光體團中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離稱為珠珠光體團中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離稱為珠光體的光體的片間距片間距，用，用S S0 0表示，它是用來衡量表示，它是用來衡量P P組織粗細的一個主要指標。組織粗細的一個主要指標。 P P片間距的大小主要取決于片間距的大小主要取決于P P形成形成時的過冷度，即時的過冷度，即P P的形成溫度，而與的形成溫度，而與A A晶粒度和均勻性無關。過冷度越大，晶粒度和均勻性無關。過冷度越大，P P的形成溫度越低，片間距越小。共析鋼的形成溫度越低，片間距越小。共析鋼P P片間距片間距S S0 0與過冷

49、度與過冷度TT之間的關系可用之間的關系可用以下經驗公式來表達：以下經驗公式來表達： nm10T02. 8S30 2022-3-2135根據片間距大小不同，可將根據片間距大小不同，可將P P分為三種分為三種: : 片狀珠光體片狀珠光體是指在光學顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲碳體是指在光學顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲碳體層片狀組織形態的珠光體，它的片間距大約為層片狀組織形態的珠光體，它的片間距大約為450150 nm450150 nm，形成于，形成于A A1 1650650溫度范圍內。溫度范圍內。 在在650600650600范圍內形成的，其片間距較小，約為范圍內形成的，其片間距較小，約為150

50、80 nm15080 nm，只有在高倍的光學顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態，只有在高倍的光學顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態，這種這種細珠光體細珠光體稱為稱為索氏體索氏體( S )( S )。 在在600550600550范圍內形成的，其片間距極細，約為范圍內形成的，其片間距極細，約為8030nm8030nm，只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態，這種只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態，這種極極細珠光體細珠光體稱為稱為托氏體托氏體 ( T )( T )。 珠光體、索氏體和屈氏體的本質是相同的，都是鐵素體加滲碳珠光體、索氏體和屈氏體的本質是

51、相同的，都是鐵素體加滲碳體組成的片層相間的珠光體型組織，差別只是片間距的大小不同。體組成的片層相間的珠光體型組織，差別只是片間距的大小不同。 但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于不平衡但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于不平衡組織，其含碳量或多或少偏離共析成分。組織，其含碳量或多或少偏離共析成分。2022-3-2136珠光體珠光體 P P700700等溫等溫屈屈( (托托) )氏體氏體 T T600600等溫等溫索氏體索氏體 S S650650等溫等溫2022-3-2137 片狀珠光體的機械性能主要決定于珠光體的片間距和珠光體團的直片狀珠光體的機械性能主要決定于珠光體的

52、片間距和珠光體團的直徑。徑。 珠光體的片間距越小，鋼的強度和硬度越高，塑性和韌性也越好。珠光體的片間距越小，鋼的強度和硬度越高，塑性和韌性也越好。是由于片間距越小，鐵素體和滲碳體的相界面越多，對位錯運動的阻礙是由于片間距越小，鐵素體和滲碳體的相界面越多，對位錯運動的阻礙越大，即塑性變形的抗力越大，因而強度和硬度都增加。越大，即塑性變形的抗力越大，因而強度和硬度都增加。 同時，片間距越小，滲碳體片越薄，越容易隨同鐵素體一起變形而同時，片間距越小，滲碳體片越薄，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆斷，增大了鋼的塑性變形能力，所以塑性和韌性也越好。不脆斷，增大了鋼的塑性變形能力，所以塑性和韌性也越好。 片

53、間距較小時，珠光體中的滲碳體片是不連續的，層片狀的鐵素體片間距較小時，珠光體中的滲碳體片是不連續的，層片狀的鐵素體并未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。并未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。 原始奧氏體晶粒尺寸對片間距影響較小，但對珠光體團的直徑產生原始奧氏體晶粒尺寸對片間距影響較小，但對珠光體團的直徑產生影響，原始奧氏體晶粒尺寸越細小，珠光體團的直徑越小。因此，細化影響，原始奧氏體晶粒尺寸越細小，珠光體團的直徑越小。因此，細化奧氏體晶粒可以起到提高珠光體強度，改善塑性、韌性的作用。奧氏體晶粒可以起到提高珠光體強度，改善塑性、韌性的作用。 2022-3-2138 在鐵素體基體上分布著顆粒狀

54、滲碳體的組織，稱為粒狀珠光體。在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，稱為粒狀珠光體。 粒狀珠光體一般是經過球化退火得到或淬火后經中、高溫回火得粒狀珠光體一般是經過球化退火得到或淬火后經中、高溫回火得到，也可由過冷到，也可由過冷A A直接分解形成。直接分解形成。 粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉變溫度有關，轉變溫度越粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉變溫度有關，轉變溫度越低，顆粒越細小。低，顆粒越細小。 粒狀珠光體的機械性能主要取粒狀珠光體的機械性能主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態與分決于滲碳體顆粒的大小、形態與分布。布。 一般來說，滲碳體顆粒越細，一般來說，滲碳體顆粒越細，與鐵素體的相界面

55、越多，則鋼的硬與鐵素體的相界面越多，則鋼的硬度和強度越高。度和強度越高。 碳化物越接近等軸狀、分布越碳化物越接近等軸狀、分布越均勻，則鋼的韌性越好。均勻，則鋼的韌性越好。b b) 粒狀珠光體粒狀珠光體2022-3-2139 如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光體如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光體中鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少，所以硬度比片狀珠光體的中鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少，所以硬度比片狀珠光體的稍低。稍低。 粒狀珠光體中鐵素體連續分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體粒狀珠光體中鐵素體連續分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上

56、，對位錯運動阻礙較小，塑性韌性較高。上，對位錯運動阻礙較小，塑性韌性較高。 粒狀珠光體比片狀珠光體具有良好的綜合力學性能，這是因為粒狀滲粒狀珠光體比片狀珠光體具有良好的綜合力學性能，這是因為粒狀滲碳體不易產生應力集中和裂紋。碳體不易產生應力集中和裂紋。 因此，許多重要的機器零件都要通過熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的因此，許多重要的機器零件都要通過熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織。回火索氏體組織。 同時，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火同時，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火工藝性能。工藝性能。c c) 片狀珠光體與粒狀珠光體的比較片狀珠光體與粒狀珠光體

57、的比較2022-3-21402. 2. 珠光體的形成珠光體的形成 珠光體的形成也是通過形核和長大兩個基本過程進行的。珠光珠光體的形成也是通過形核和長大兩個基本過程進行的。珠光體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為領先相。體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為領先相。 領先相大多在領先相大多在A A晶界或相界面（如晶界或相界面（如A A與滲碳體或與滲碳體或F F的相界面）上形的相界面）上形核。因這些區域缺陷較多，能量較高，原子容易擴散，容易滿足形核核。因這些區域缺陷較多，能量較高，原子容易擴散，容易滿足形核所需要的所需要的成分起伏成分起伏、能量起伏能量起伏和和結構起伏結構起伏條件。條件。 如滲碳體為領先相在

58、如滲碳體為領先相在A A晶界晶界上形成穩定的晶核，此晶核就會上形成穩定的晶核，此晶核就會依靠附近的依靠附近的A A不斷提供碳原子逐不斷提供碳原子逐漸長大，形成一小片滲碳體。漸長大，形成一小片滲碳體。（a a） CCmm周圍周圍A A碳濃度碳濃度，形成，形成貧碳區，為貧碳區，為F F形核創造了有利條形核創造了有利條件。當貧碳區的碳濃度降低到相件。當貧碳區的碳濃度降低到相當于當于F F的平衡濃度時，就在滲碳的平衡濃度時，就在滲碳體片的兩側形成兩小片體片的兩側形成兩小片F F。（。（b b）a ab ba)a)片狀珠光體的形成片狀珠光體的形成2022-3-2141 如此不斷進行，如此不斷進行，F F

59、和和CCmm 相互促進交替形核，并同時平相互促進交替形核，并同時平行地向行地向A A晶粒縱深方向長大，晶粒縱深方向長大，形成一組形成一組F F和和CCmm片層相間、基片層相間、基本平行的本平行的P P領域。領域。(d)(d) 在一個在一個P P領域形成的過程中有可能領域形成的過程中有可能在在A A晶界其它處，或在已形成晶界其它處，或在已形成P P領域的邊領域的邊緣上形成新的、其它取向的緣上形成新的、其它取向的CCmm晶核，晶核，并由此形成一個不同取向的并由此形成一個不同取向的P P領域。領域。(e)(e)d df f 直到各個直到各個P P領域相領域相遇，遇，A A全部分解完了，全部分解完了，

60、P P轉變即告結束。轉變即告結束。(f)(f)e eA A晶界重新形核P P邊緣重新形核 F F形成后隨滲碳體一起向前長大，同時也橫向長大。形成后隨滲碳體一起向前長大，同時也橫向長大。F F的長大又的長大又使其外側形成使其外側形成A A的富碳區，促使新的滲碳體的形成。的富碳區，促使新的滲碳體的形成。(C)(C)c c2022-3-2142A AFeFe3 3CC 2022-3-2143 分枝形成機制，分枝形成機制，P P形成時基本形成時基本沒側向長大沒側向長大， CCmm是以分枝方式縱是以分枝方式縱向生長，使與其相鄰的向生長，使與其相鄰的A A貧碳，從貧碳，從而促進而促進F F 在在CCmm枝