材料學院材料的結構組織與性能

（四）

材料學院材料的結構組織與性能

（四）1鋼的非平衡組織

Fe－C相圖是在緩慢冷卻條件下指導分析相變的圖形，其獲得的組織稱為平衡組織，它不能用于分析在不同的冷卻速度下的組織變化。實際上，同樣成分的鋼加熱到奧氏體溫度后再以不同冷卻速度冷卻，其性能相差很大。下面以共析鋼為例：奧氏體化后的鋼爐冷～HRC10空冷～HRC20風冷～HRC30水冷～HRC60鋼的非平衡組織Fe－C相圖是在緩慢冷卻條件下2冷卻方式σb(Kg/MM2)σs(Kg/MM2)δ(%)φ(%)HRC爐冷53.228.132.549.310~15空冷67~7234.015~1845~5018~24淬油9062.018~204840~50淬水110727~812~1452~6045鋼在不同介質中冷卻后的機械性能冷卻方式σbσsδφHRC爐冷53.228.132.549.3

鋼在加熱時的相變將金屬材料通過加熱、保溫、冷卻以獲得不同非平衡組織的工藝叫“熱處理”。熱處理通常是由加熱、保溫和冷卻三個階段組成的。加熱是熱處理的第一道工序。對于鋼來說，大多數熱處理過程首先必須將其加熱到奧氏體狀態，然后以適當的方式冷卻以獲得所期望的組織和性能。通常把鋼加熱到奧氏體溫度，使之轉變成奧氏體的過程稱為鋼的“奧氏體化”。奧氏體化是通過“熱處理”使鋼的組織發生變化的基礎。加熱時形成奧氏體的化學成分、均勻化程度及晶粒大小直接影響鋼在冷卻后的組織和性能。因此，研究鋼在加熱時的組織相變規律，控制和改進加熱規范以改變鋼在高溫下的組織狀態，對于充分挖掘鋼材性能潛力、保證熱處理產品質量有重要意義。

鋼在加熱時的相變4材料的結構組織與性能5

碳鋼的臨界點在Fe-Fe3C狀態圖上的位置奧氏體化的溫度碳鋼的臨界點在Fe-Fe3C狀態圖上的位置奧氏體6Ac1： 加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度Ar1： 冷卻時奧氏體向珠光體轉變的開始溫度Ac3： 加熱時游離鐵素體全部轉變為奧氏體的終了溫度Ar3： 冷卻時奧氏體開始析出游離鐵素體的溫度Accm：加熱時二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度Arcm： 冷卻時奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度圖中各符號含義如下:Ac1： 加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度圖中各符號含義7奧氏體化的過程共析鋼在室溫的平衡組織為單一珠光體，但加熱至Ac1以上溫度時，珠光體轉變為奧氏體。這種相變可用下式表示：奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴散過程。奧氏體化的過程8

共析鋼中奧氏體的形成由下列四個基本過程組成，即：奧氏體形核，奧氏體晶核長大，剩余滲碳體的溶解，奧氏體成分的均勻化，共析鋼奧氏體的形成過程示意圖共析鋼中奧氏體的形成由下列四個基本過程組成，即：共析鋼奧9

鋼在冷卻時的相變鋼從奧氏體狀態冷卻的過程是熱處理的關鍵工序，因為鋼的性能最終取決于奧氏體冷卻轉變后的組織。因此，研究不同冷卻條件下鋼中奧氏體組織的相變規律，對于正確制定鋼的熱處理冷卻工藝、獲得預期的性能具有重要的實際意義。在實際熱處理過程中，常用的冷卻方式有兩種：一是連續冷卻，即將鋼件以一定的冷卻速率從高溫一直連續冷卻至室溫。在連續冷卻過程中完成的組織相變，稱為連續冷卻相變；二是恒溫冷卻，即將鋼件迅速冷到臨界點以下某一溫度，恒溫保持一定時間后再冷至室溫。在保溫過程中完成的組織相變，稱為恒溫相變。

10溫度時間連續冷卻恒溫冷卻溫度時間連續冷卻恒溫冷卻11過冷奧氏體的恒溫轉變曲線奧氏體在臨界點以上為穩定相，臨界點以下為不穩定相。常把臨界點以下存在且不穩定的奧氏體稱為“過冷奧氏體”。描述過冷奧氏體恒溫冷卻時的溫度-時間-相變曲線稱為恒溫冷卻轉變曲線（time-temperature-transformationcurve），簡稱TTT曲線。因其形狀像英文字母“C”，故又稱C曲線，過冷奧氏體的恒溫轉變曲線12共析鋼C曲綫測定原理示意圖共析鋼C曲綫測定原理示意圖13材料的結構組織與性能14材料的結構組織與性能15共析鋼的C曲線共析鋼的C曲線16共析鋼的C曲線及非平衡組織珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）共析鋼的C曲線珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（17

奧氏體恒溫相變過程及相變產物(1)

高溫轉變區－－過冷奧氏體向珠光體類組織的轉變珠光體相變化就是前面介紹過的共析反應，它也是一個形核和長大的過程，如圖所示。當奧氏體過冷到A1~560℃之間的某一溫度保溫時，首先在奧氏體晶界處形成片狀滲碳體核心（近年研究表明，也可以形成鐵素體核心），滲碳體的長大使周圍奧氏體貧碳，為鐵素體的形核創造了條件，α結晶核便在Fe3C兩側形成，這樣就形成了一個珠光體結晶核。α的長大使周圍奧氏體中含碳量升高，這又為產生新的Fe3C片創造了條件。隨著Fe3C的長大，又產生新的α片，如此反復進行，便形成了α與Fe3C片層相間的珠光體群落（pealitecolony）。與此同時又有新的珠光體結晶核形成并長大，直到各個珠光體群落彼此相接觸、奧氏體完全消失，相變便告結束。

珠光體形成示意圖

奧氏體恒溫相變過程及相變產物珠光體形成示意圖18恒溫溫度越低，轉變速度越快，珠光體片層越細。按片層間距，珠光體類組織習慣上分為珠光體（P）、索氏體（sobite）（S）、和屈氏體（troostite）（T）。它們并無本質區別，也沒有嚴格界限，只是形態上不同。珠光體較粗，索氏體較細，屈氏體最細。顯然，珠光體片層越細，其強度、硬度越高，同時延展性、韌性也有所增加。珠光體類P：d>0.3μmS：0.1<d<0.3μm

T：d<0.1μm共同特征：（α＋Fe3C）的層片狀組織恒溫溫度越低，轉變速度越快，珠光體片層越細。19注：對于普通珠光體P，較大倍數的光學顯微鏡可觀察到層片結構，對于索氏體S和屈氏體T，在光學顯微鏡上往往難以辨別其層狀結構，只有在高倍電子顯微鏡上才能分辨。T10鋼，1050℃加熱，710℃等溫60分鐘，本視場全部為珠光體，x1400。這應該看成是比較理想的片狀珠光體了。

注：對于普通珠光體P，較大倍數的光學顯微鏡可觀察到層片結構，20T8鋼，710℃等溫2小時。其中珠光休片層間距大小不一，顯微硬度壓痕（從上至下，從左至右）分別為236、304及270HV，可見同一條件下形成的珠光體事實上即有粗細之別和性能差異。

T8鋼，710℃等溫2小時。其中珠光休片層間距大21T10鋼，1000℃加熱后空冷。相當于670℃左右轉變的組織，比較典型的索氏體，其特征是，只是少數集團內可以見到片層結構，多數呈模湖不清的一片苔綠色，但正由于如此，晶界清晰可見。x550T10鋼，1000℃加熱后空冷。相當于67022GCr15鋼，1050℃加熱，660℃—655℃等溫轉變產物——索氏休及少量二次滲碳體網。x530GCr15鋼，1050℃加熱，660℃—623GCr15，600℃等溫轉變產物一一屈氏體。如果拋光精細、腐蝕適當，則可見它們往往呈菊花狀，在“一朵花”內，由幾個各呈展開角不等的、色彩深淺不同的區域所組成，可知它們屬于不同的集團。但無論如何，見不到任何片層結構，另外由于易于腐蝕色深，晶界往往不明顯GCr15，600℃等溫轉變產物一一屈氏體。24GCr15，510℃等溫8分鐘后水冷，針葉狀屈氏體、少量網狀碳化物。x1320GCr15，510℃等溫8分鐘后水冷，針葉狀屈255CrMnMo鋼?；瘜W成分：0.56％C，1.42％Mn,0.83％Cr，0.26％Mn。熱處理：1000℃加熱，570℃等溫40分鐘、再次展示針葉狀屈氏體的形貌與精細組織。5CrMnMo鋼?；瘜W成分：0.56％C，1.26復型電鏡照片。x5000。掃描電鏡由于分辨率相對較低，無法顯示其細節。但在復型電鏡下，可以清楚地看到針葉狀屈氏體的成長前沿滲碳體是領先相，它們常呈條狀或點粒狀，并且往往其兩側沒有鐵素體析出，亦即鐵素體的析出將遠滯后于滲碳體的沉淀復型電鏡照片。x5000。掃描電鏡由于分辨率27(2)

中溫轉變區－－過冷奧氏體向貝氏體組織的轉變貝氏體相變化也是形核和長大過程，但和上述珠光體相變化不同。當把奧氏體過冷到560℃~Ms溫度范圍內某一溫度保溫時，首先沿奧氏體晶界形成含碳過飽和的鐵素體結晶核并長大，隨后在這種鐵素體中析出細小滲碳體，其形成過程如下圖所示。(a)上貝氏體(b)下貝氏體圖貝氏體形成示意圖(2)

中溫轉變區－－過冷奧氏體向貝氏體組織的轉變(a)上28

貝氏體是由過飽和鐵素體和滲碳體組成的混合物。恒溫溫度不同，貝氏體形態不同。在560~350℃范圍內，貝氏體呈羽毛狀，它是由許多互相平行的過飽和鐵素體片和分布在片間的斷續細小的滲碳體組成的混合物，稱之為“上貝氏體”，用B上表示。上貝氏體硬度很高，可達40~45HRC，但由于鐵素體片較粗，且呈平行排列，故延展性、韌性較差，在工程上應用較少。在350℃~Ms范圍內，貝氏體呈針葉狀，它是由針葉狀的過飽和鐵素體和分布在其中的極細小的滲碳體粒子組成的混合物，稱之為“下貝氏體”，用B下表示。下貝氏體的硬度更高，可達50~60HRC，因其鐵素體針葉較細，，故在硬度高的同時其延展性、韌性也較好。因此，實際工程應用中有時對中碳合金鋼和高碳合金鋼采用恒溫淬火方法獲得下貝氏體以提高鋼的強度、硬度，同時可以保持一定的延展性和韌性。貝氏體是由過飽和鐵素體和滲碳體組成的混合物。2918MnMoNb鋼，化學成份:C0.19％,Si0.28％，Mn1.55％，Mo0.51％，Nb0.029％。1070℃加熱,350℃等溫1分鐘后水冷，上貝氏體（羽毛狀貝氏體）。試樣磨面取自縱向，圖中有明顯的灰色條狀夾雜為(Fe,Mn)S．×800。18MnMoNb鋼，化學成份:C0.3020CrMoVNbTi鋼，化學成份：0.21％C,0.37％Si．0.45％Mn,0.89％Cr,0.98％Mo,0.11％Ti,0.010％B,0.019％Nb,1080℃加熱，

300℃等溫15分鐘后水冷，羽毛狀貝氏體。x80020CrMoVNbTi鋼，化學成份：0.213160Si2Mn鋼，化學成份:C0.59％，Si1．77％，Mn0.68％，1100℃加熱，380℃等溫90秒鐘，細致的羽毛狀貝氏體，由于與磨面間所成的切角不同，絲條間距有粗細之別。x55060Si2Mn鋼，化學成份:C0.59％，Si132灰鑄鐵，HT200?；瘜W成份：C3．10％。Si2．05％，Mn0．84％，P0．06％，S0．08％。HB22q.1000℃加熱，290℃等溫10分鐘。片狀石墨、下貝氏體及M一A區。x800

灰鑄鐵，HT200?；瘜W成份：C3．10％33球墨鑄鐵,化學成分:C3.31％,Si2.61％,Mn0.60％,P0.047％,S0.033％,Mg0.040％,1000℃加熱,

a.

300℃等溫30分鐘組織:下貝氏體+(M-A)+球狀石墨.x800球墨鑄鐵,化學成分:C3.31％,Si2.3415CrMo鋼管，化學成份:C0．15％,Cr0．99％,Mo0．27％，Si0．31％，Mn0.49％,供貨狀態，組織為鐵素體、（M一A）及少量下貝氏體。15CrMo鋼管，化學成份:C0．15％,Cr35(3)

低溫轉變區－－過冷奧氏體向馬氏體組織的轉變馬氏體相變是在Ms~Mf溫度范圍內進行的，也是一個形核和長大過程，但它的孕育期短到很難測出。當奧氏體過冷至Ms點時，便有第一批馬氏體針葉沿奧氏體晶界形核并迅速向晶內長大，由于長大速度極快（約10-7s），它們很快橫貫整個奧氏體晶?；蚝芸毂舜讼嗯龆⒓赐Ｖ归L大，必須繼續降低溫度才能有新的馬氏體針葉形成，如此不斷連續冷卻，便會有一批又一批的馬氏體針葉不斷形成，直到Mf點，相變才告結束。馬氏體的形成過程如下圖所示。馬氏體形成示意圖(3)

低溫轉變區－－過冷奧氏體向馬氏體組織的轉變36由于馬氏體相變的溫度低，相變速度快，只發生鐵的晶體結構的變化，而碳原子來不及重新分布，被迫保留在馬氏體中，其碳含量與母相奧氏體相同，因此馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，具有體心正方結構。大量碳原子的過飽和造成原子排列發生畸變，產生較大內應力，因此馬氏體具有高的硬度和強度。馬氏體中的碳含量越高，其硬度和強度越高，但脆性越大。另外，由于發生馬氏體相變時伴有體積膨脹，馬氏體相變結束時總有少量奧氏體被保留下來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體，用γ’或A’表示。由于馬氏體相變的溫度低，相變速度快，只發生鐵37馬氏體是鋼中組織中的硬度之冠

馬氏體是鋼中組織中的硬度之冠38珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）形成馬氏體的條件冷卻速度大于馬氏體的臨界冷卻速度即：VVkV>Vk珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體39馬氏體的形態特征和性能特征1、形態特征：M一般不超過A晶界，因此A晶粒越細小M也越細小；低碳鋼和中碳鋼多為板條狀馬氏體，在電鏡下可看到每根條束內存在大量位錯，故板條狀馬氏體又叫位錯馬氏體；高碳鋼多為針狀馬氏體，在電鏡下每一針片上可看到大量微細孿晶，故又叫孿晶馬氏體；馬氏體的形態特征和性能特征1、形態特征：4012CrNr2鋼淬火馬氏體形貌（淬火溫度1050℃）x800板條狀馬氏體12CrNr2鋼淬火馬氏體形貌（淬火溫度1050℃）x80041板條馬氏體60Si2Mn鋼淬火板條馬氏體60Si2Mn鋼淬火42含碳1.70％，Cr0.50％，Si1.35％，Mn0.75％的鋼，自1100℃淬水，白色針狀者為針狀馬氏體，灰色背景為殘余奧氏體含碳1.70％，Cr0.50％，Si1.35％43針狀馬氏體針狀馬氏體44怎樣區分針狀馬氏體與下貝氏體針狀馬氏體在一個奧氏體晶粒內下貝氏體則不一定;針狀馬氏體針葉之間往往呈60或120度，下貝氏體無一定度數;針狀馬氏體針葉之間往往呈齒狀或垳架狀且針葉不互相穿透,下貝氏體針葉隨機分布象竹葉一樣交叉穿透.怎樣區分針狀馬氏體與下貝氏體針狀馬氏體在一個奧氏體晶粒內下貝452、性能特征：馬氏體的硬度很高，其與含碳量有密切關系，二者關系如圖：由于塑性太差,馬氏體的強度不能充分發揮高碳馬氏體具有極高的硬度,但塑性和韌性極差，沒有工程使用價值，多含有微裂紋;低碳馬氏體硬度較高碳馬氏體低,但強度較高具有一定的韌性。硬度C含量2、性能特征：馬氏體的硬度很高，其與含碳量有密切關系，二者關46珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）V1V2V3V4試分析圖中4種不同冷卻速度所得到的組織珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體47V1：PV2：SV3：S＋T＋B上＋B下＋M＋A’V4：M＋A’V1：P48連桿沿截面受均勻的拉應力作用，要求界面組織均勻一致。軸頸要求耐磨，只需表面硬不同的服役條件下工作，工件截面受力亦不同，故組織也應不同。連桿沿截面受均勻的拉應力作軸頸要求耐磨，只需表面硬不同的服役49VkV淬透層實際工件的冷卻速度沿工件徑向變慢冷卻速度VkV淬透層實際工件的冷卻速度沿工件徑向變慢冷卻速度50Vk合金元素使CCT曲線鼻尖溫度右移在結構鋼中，加入合金元素的主要目的是為了提高鋼的淬透性。Vk合金元素使CCT曲線鼻尖溫度右移在結構鋼中，加入合金元素51注:不同的鋼具有不同形狀的C曲線注:52(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過共析鋼亞共析鋼、共析鋼及過共析鋼的C曲綫比較(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過共53

回火

回火是將淬火鋼重新加熱至A1點以下某一溫度，保溫一定時間后，以適當的方式冷卻至室溫的熱處理工藝回火的目的

1、穩定組織：回火是緊接淬火的一道工藝。如前所述，在淬火過程中，鋼中的過冷奧氏體轉變為馬氏體，并有部分殘余奧氏體。馬氏體和奧氏體都極不穩定，在使用過程中會發生轉變，引起工件尺寸和形狀的變化。2、淬火鋼的硬度高、脆性大，具有較大的內應力，不宜直接使用?；鼗鸬哪康木褪菧p少或消除內應力，提高鋼的韌性和延展性；3、保證相應的組織轉變，選擇不同的回火溫度，獲得硬度、強度、延展性和韌性的適當配合，以滿足不同工件的性質要求?；鼗?4淬火鋼回火時組織和性質的變化(1)

組織變化一般來說，隨回火溫度的升高，淬火鋼的組織變化可分為四個階段，現以共析鋼為例來加以分析。第一階段（80~200℃），為馬氏體分解階段。在淬火馬氏體基體上析出薄片狀細小ε碳化物（分子式為Fe2.4C，密排六方晶格）,馬氏體中碳的過飽和度降低但仍為碳在α-Fe中的過飽和固溶體，通常把這種過飽和α+ε碳化物的組織稱為回火馬氏體（temperedmartensite）。在此過程中，內應力逐漸減小。第二階段（200~300℃），殘余奧氏體分解為過飽和α+碳化物。第三階段（250~400℃），馬氏體分解完成。α中的含碳量降低到正常飽和狀態，ε碳化物轉變為極細的顆粒狀滲碳體。在此過程中，內應力大大降低。第四階段（400℃以上），滲碳體顆粒聚集長大并形成球狀，鐵素體發生回復、再結晶。

淬火鋼回火時組織和性質的變化(1)

組織變化55由以上分析可知,回火溫度不同，鋼的組織也不同。在300℃以下回火時，得到由具有一定過飽和度的α與ε碳化物組成的回火馬氏體組織，可用M回表示。回火馬氏體易腐蝕為黑色針葉狀，但其硬度與淬火馬氏體相近。在300~500℃范圍內回火時，得到由針葉狀鐵素體與極細小的顆粒狀滲碳體組成的回火屈氏體組織，可用T回表示?；鼗鹎象w的硬度雖比回火馬氏體低，但因滲碳體極細小，鐵素體只發生回復過程而未再結晶，仍保持針葉狀，故仍具有較高的硬度和強度，特別是具有較高的彈性極限和屈服強度以及一定的延展性和韌性。在500~600℃范圍內回火時，得到由等軸狀鐵素體與球狀滲碳體組成的回火索氏體組織，可用S回表示。由于滲碳體顆粒聚集長大并球化及鐵素體再結晶，故與回火屈氏體相比，S回的硬度和強度較低，而延展性和韌性較高。應當注意，經淬火、回火得到的回火屈氏體、回火索氏體，與由奧氏體直接轉變而來的屈氏體、索氏體，都是鐵素體和滲碳體的混合物，但兩者相比，在強度、硬度相同時，前者的延展性、韌性更好。原因是回火組織中的滲碳體呈球狀，而由奧氏體直接轉變而來的屈氏體、索氏體中的滲碳體呈片狀。由以上分析可知,回火溫度不同，鋼的組織也不同。在300℃56(2)

性能變化淬火鋼經不同溫度回火后，其機械性質與回火溫度的關系如圖所示。由圖可見，隨回火溫度升高，鋼的硬度、強度降低，而延展性、韌性升高。可見，欲使鋼具備所需性質，必須正確選擇回火溫度。(a)不同含碳量鋼的硬度變化(b)含碳0.35%鋼的各種機械性質變化鋼的機械性質隨回火溫度的變化(2)

性能變化(a)不同含碳量鋼的硬度變化57回火的種類及應用根據回火溫度范圍的不同，鋼的回火可分為三類：(1)

低溫回火回火溫度范圍為150~250℃，通常保溫1~3小時后空冷，得到回火馬氏體。回火后，鋼的硬度高、耐磨性好，內應力有所降低，韌性有所改善。主要用于高碳鋼、合金工具鋼制造的刀具、量具和模具、軸承零件以及表面經滲碳的零件。

(2)

中溫回火回火溫度范圍為350~500℃，保溫后空冷，得到回火屈氏體。回火后，鋼的彈性限和降伏強度較高，內應力基本消除，有一定的韌性。主要用于彈簧鋼制造的彈性零件，也用于有相應硬度要求的構造用鋼制造的零件。

(3)

高溫回火回火溫度范圍為500~600℃，保溫后空冷（有些合金鋼油冷或水冷），得到回火索氏體?；鼗鸷螅摰膬葢氐紫?，韌性顯著提高，綜合機械性質良好。主要用于中碳鋼制造的受力結構件，如軸、連桿和螺栓等?；鼗鸬姆N類及應用58回火溫度組織目的HRC低溫回火150～250回火馬氏體降低淬火應力略微提高韌性保留淬火后的高硬度，高耐磨性58～64中溫回火350～500回火屈氏體提高材料的彈性極限和屈服強度提高韌性35～45高溫回火500～650回火索氏體獲得強度、塑性、韌性均較好的綜合力學性能25～35淬火＋高溫回火——調質處理，廣泛用于承受交變載荷的機械零件回火溫度組織目的HRC低溫回火150～250回火馬氏體降低淬59

回火脆性

淬火鋼回火時，隨著回火溫度的升高，硬度降低而延展性提高。按理講，鋼的韌性也應隨之提高，但在某些溫度區間回火后，韌性反而大大降低，這種現象稱為回火脆性（temperbrittleness），如圖所示。在選擇鋼材和制定回火工藝時，都必須注意防止回火脆性問題。

常見的回火脆性有兩種，一種是低溫回火脆性，發生在250~400℃回火以后；另一種是高溫回火脆性，發生在450~575℃回火后緩慢冷卻時，若是很快冷卻則不出現，如圖8.18所示。鋼的衝擊韌性隨回火溫度的變化

回火脆性鋼的衝擊韌性隨回火溫度的變化60(1)

低溫回火脆性低溫回火脆性又稱為“第一類回火脆性”或“不可逆回火脆性”。這種回火脆性主要是由于碳化物χ-Fe5C2和θ-Fe3C沿著馬氏體條或片的界面呈薄片狀析出所造成的，這種硬而脆的碳化物薄膜割裂了馬氏體，因而脆性大增。除此之外，殘余奧氏體的分解也會加重這種回火脆性，但不是主要原因。無論是碳鋼還是合金鋼，也不論含碳量高低，只要在低溫回火脆性區內回火，都會發生脆化。只有躲開這一脆性溫度區回火，才能避免這種回火脆性。在鋼中加入1~3%Si，可使ε-Fe2.4C向χ-Fe5C2轉變的溫度移向較高的溫度，從而推遲χ-Fe5C2沿馬氏體界面析出。

(1)

低溫回火脆性61(2)

高溫回火脆性高溫回火脆性又稱為“第二類回火脆性”或“可逆回火脆性”。淬火的合金鋼在450~575℃回火并緩慢冷卻之后，就會出現這種脆性。若重新在較高溫度回火并快冷，韌性又會提高。若是再在脆性區回火并慢冷，韌性又會降低?？梢娺@種高溫回火脆性具有可逆性。

高溫回火脆性主要與磷、砷、銻、錫等微量雜質在晶界上偏聚和析出有關。鋼中含有錳、鉻、鎳等合金元素時，更容易出現高溫回火脆性。在鋼中加入0.5%Mo或1%W，可以基本上消除這種回火脆性。此外，若在A1~A3之間加熱淬火，使組織中殘存少量鐵素體，磷、砷、銻、錫等雜質優先跑到鐵素體中，而不進入奧氏體中，淬火成馬氏體后幾乎不含這些脆化雜質，因此可以大大削弱高溫回火脆性的危害。(2)

高溫回火脆性62休息休息63材料學院材料的結構組織與性能

（四）

材料學院材料的結構組織與性能

（四）64鋼的非平衡組織

Fe－C相圖是在緩慢冷卻條件下指導分析相變的圖形，其獲得的組織稱為平衡組織，它不能用于分析在不同的冷卻速度下的組織變化。實際上，同樣成分的鋼加熱到奧氏體溫度后再以不同冷卻速度冷卻，其性能相差很大。下面以共析鋼為例：奧氏體化后的鋼爐冷～HRC10空冷～HRC20風冷～HRC30水冷～HRC60鋼的非平衡組織Fe－C相圖是在緩慢冷卻條件下65冷卻方式σb(Kg/MM2)σs(Kg/MM2)δ(%)φ(%)HRC爐冷53.228.132.549.310~15空冷67~7234.015~1845~5018~24淬油9062.018~204840~50淬水110727~812~1452~6045鋼在不同介質中冷卻后的機械性能冷卻方式σbσsδφHRC爐冷53.228.132.549.66

鋼在加熱時的相變將金屬材料通過加熱、保溫、冷卻以獲得不同非平衡組織的工藝叫“熱處理”。熱處理通常是由加熱、保溫和冷卻三個階段組成的。加熱是熱處理的第一道工序。對于鋼來說，大多數熱處理過程首先必須將其加熱到奧氏體狀態，然后以適當的方式冷卻以獲得所期望的組織和性能。通常把鋼加熱到奧氏體溫度，使之轉變成奧氏體的過程稱為鋼的“奧氏體化”。奧氏體化是通過“熱處理”使鋼的組織發生變化的基礎。加熱時形成奧氏體的化學成分、均勻化程度及晶粒大小直接影響鋼在冷卻后的組織和性能。因此，研究鋼在加熱時的組織相變規律，控制和改進加熱規范以改變鋼在高溫下的組織狀態，對于充分挖掘鋼材性能潛力、保證熱處理產品質量有重要意義。

鋼在加熱時的相變67材料的結構組織與性能68

碳鋼的臨界點在Fe-Fe3C狀態圖上的位置奧氏體化的溫度碳鋼的臨界點在Fe-Fe3C狀態圖上的位置奧氏體69Ac1： 加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度Ar1： 冷卻時奧氏體向珠光體轉變的開始溫度Ac3： 加熱時游離鐵素體全部轉變為奧氏體的終了溫度Ar3： 冷卻時奧氏體開始析出游離鐵素體的溫度Accm：加熱時二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度Arcm： 冷卻時奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度圖中各符號含義如下:Ac1： 加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度圖中各符號含義70奧氏體化的過程共析鋼在室溫的平衡組織為單一珠光體，但加熱至Ac1以上溫度時，珠光體轉變為奧氏體。這種相變可用下式表示：奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴散過程。奧氏體化的過程71

共析鋼中奧氏體的形成由下列四個基本過程組成，即：奧氏體形核，奧氏體晶核長大，剩余滲碳體的溶解，奧氏體成分的均勻化，共析鋼奧氏體的形成過程示意圖共析鋼中奧氏體的形成由下列四個基本過程組成，即：共析鋼奧72

鋼在冷卻時的相變鋼從奧氏體狀態冷卻的過程是熱處理的關鍵工序，因為鋼的性能最終取決于奧氏體冷卻轉變后的組織。因此，研究不同冷卻條件下鋼中奧氏體組織的相變規律，對于正確制定鋼的熱處理冷卻工藝、獲得預期的性能具有重要的實際意義。在實際熱處理過程中，常用的冷卻方式有兩種：一是連續冷卻，即將鋼件以一定的冷卻速率從高溫一直連續冷卻至室溫。在連續冷卻過程中完成的組織相變，稱為連續冷卻相變；二是恒溫冷卻，即將鋼件迅速冷到臨界點以下某一溫度，恒溫保持一定時間后再冷至室溫。在保溫過程中完成的組織相變，稱為恒溫相變。

73溫度時間連續冷卻恒溫冷卻溫度時間連續冷卻恒溫冷卻74過冷奧氏體的恒溫轉變曲線奧氏體在臨界點以上為穩定相，臨界點以下為不穩定相。常把臨界點以下存在且不穩定的奧氏體稱為“過冷奧氏體”。描述過冷奧氏體恒溫冷卻時的溫度-時間-相變曲線稱為恒溫冷卻轉變曲線（time-temperature-transformationcurve），簡稱TTT曲線。因其形狀像英文字母“C”，故又稱C曲線，過冷奧氏體的恒溫轉變曲線75共析鋼C曲綫測定原理示意圖共析鋼C曲綫測定原理示意圖76材料的結構組織與性能77材料的結構組織與性能78共析鋼的C曲線共析鋼的C曲線79共析鋼的C曲線及非平衡組織珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）共析鋼的C曲線珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（80

奧氏體恒溫相變過程及相變產物(1)

高溫轉變區－－過冷奧氏體向珠光體類組織的轉變珠光體相變化就是前面介紹過的共析反應，它也是一個形核和長大的過程，如圖所示。當奧氏體過冷到A1~560℃之間的某一溫度保溫時，首先在奧氏體晶界處形成片狀滲碳體核心（近年研究表明，也可以形成鐵素體核心），滲碳體的長大使周圍奧氏體貧碳，為鐵素體的形核創造了條件，α結晶核便在Fe3C兩側形成，這樣就形成了一個珠光體結晶核。α的長大使周圍奧氏體中含碳量升高，這又為產生新的Fe3C片創造了條件。隨著Fe3C的長大，又產生新的α片，如此反復進行，便形成了α與Fe3C片層相間的珠光體群落（pealitecolony）。與此同時又有新的珠光體結晶核形成并長大，直到各個珠光體群落彼此相接觸、奧氏體完全消失，相變便告結束。

珠光體形成示意圖

奧氏體恒溫相變過程及相變產物珠光體形成示意圖81恒溫溫度越低，轉變速度越快，珠光體片層越細。按片層間距，珠光體類組織習慣上分為珠光體（P）、索氏體（sobite）（S）、和屈氏體（troostite）（T）。它們并無本質區別，也沒有嚴格界限，只是形態上不同。珠光體較粗，索氏體較細，屈氏體最細。顯然，珠光體片層越細，其強度、硬度越高，同時延展性、韌性也有所增加。珠光體類P：d>0.3μmS：0.1<d<0.3μm

T：d<0.1μm共同特征：（α＋Fe3C）的層片狀組織恒溫溫度越低，轉變速度越快，珠光體片層越細。82注：對于普通珠光體P，較大倍數的光學顯微鏡可觀察到層片結構，對于索氏體S和屈氏體T，在光學顯微鏡上往往難以辨別其層狀結構，只有在高倍電子顯微鏡上才能分辨。T10鋼，1050℃加熱，710℃等溫60分鐘，本視場全部為珠光體，x1400。這應該看成是比較理想的片狀珠光體了。

注：對于普通珠光體P，較大倍數的光學顯微鏡可觀察到層片結構，83T8鋼，710℃等溫2小時。其中珠光休片層間距大小不一，顯微硬度壓痕（從上至下，從左至右）分別為236、304及270HV，可見同一條件下形成的珠光體事實上即有粗細之別和性能差異。

T8鋼，710℃等溫2小時。其中珠光休片層間距大84T10鋼，1000℃加熱后空冷。相當于670℃左右轉變的組織，比較典型的索氏體，其特征是，只是少數集團內可以見到片層結構，多數呈模湖不清的一片苔綠色，但正由于如此，晶界清晰可見。x550T10鋼，1000℃加熱后空冷。相當于67085GCr15鋼，1050℃加熱，660℃—655℃等溫轉變產物——索氏休及少量二次滲碳體網。x530GCr15鋼，1050℃加熱，660℃—686GCr15，600℃等溫轉變產物一一屈氏體。如果拋光精細、腐蝕適當，則可見它們往往呈菊花狀，在“一朵花”內，由幾個各呈展開角不等的、色彩深淺不同的區域所組成，可知它們屬于不同的集團。但無論如何，見不到任何片層結構，另外由于易于腐蝕色深，晶界往往不明顯GCr15，600℃等溫轉變產物一一屈氏體。87GCr15，510℃等溫8分鐘后水冷，針葉狀屈氏體、少量網狀碳化物。x1320GCr15，510℃等溫8分鐘后水冷，針葉狀屈885CrMnMo鋼。化學成分：0.56％C，1.42％Mn,0.83％Cr，0.26％Mn。熱處理：1000℃加熱，570℃等溫40分鐘、再次展示針葉狀屈氏體的形貌與精細組織。5CrMnMo鋼?；瘜W成分：0.56％C，1.89復型電鏡照片。x5000。掃描電鏡由于分辨率相對較低，無法顯示其細節。但在復型電鏡下，可以清楚地看到針葉狀屈氏體的成長前沿滲碳體是領先相，它們常呈條狀或點粒狀，并且往往其兩側沒有鐵素體析出，亦即鐵素體的析出將遠滯后于滲碳體的沉淀復型電鏡照片。x5000。掃描電鏡由于分辨率90(2)

中溫轉變區－－過冷奧氏體向貝氏體組織的轉變貝氏體相變化也是形核和長大過程，但和上述珠光體相變化不同。當把奧氏體過冷到560℃~Ms溫度范圍內某一溫度保溫時，首先沿奧氏體晶界形成含碳過飽和的鐵素體結晶核并長大，隨后在這種鐵素體中析出細小滲碳體，其形成過程如下圖所示。(a)上貝氏體(b)下貝氏體圖貝氏體形成示意圖(2)

中溫轉變區－－過冷奧氏體向貝氏體組織的轉變(a)上91

貝氏體是由過飽和鐵素體和滲碳體組成的混合物。恒溫溫度不同，貝氏體形態不同。在560~350℃范圍內，貝氏體呈羽毛狀，它是由許多互相平行的過飽和鐵素體片和分布在片間的斷續細小的滲碳體組成的混合物，稱之為“上貝氏體”，用B上表示。上貝氏體硬度很高，可達40~45HRC，但由于鐵素體片較粗，且呈平行排列，故延展性、韌性較差，在工程上應用較少。在350℃~Ms范圍內，貝氏體呈針葉狀，它是由針葉狀的過飽和鐵素體和分布在其中的極細小的滲碳體粒子組成的混合物，稱之為“下貝氏體”，用B下表示。下貝氏體的硬度更高，可達50~60HRC，因其鐵素體針葉較細，，故在硬度高的同時其延展性、韌性也較好。因此，實際工程應用中有時對中碳合金鋼和高碳合金鋼采用恒溫淬火方法獲得下貝氏體以提高鋼的強度、硬度，同時可以保持一定的延展性和韌性。貝氏體是由過飽和鐵素體和滲碳體組成的混合物。9218MnMoNb鋼，化學成份:C0.19％,Si0.28％，Mn1.55％，Mo0.51％，Nb0.029％。1070℃加熱,350℃等溫1分鐘后水冷，上貝氏體（羽毛狀貝氏體）。試樣磨面取自縱向，圖中有明顯的灰色條狀夾雜為(Fe,Mn)S．×800。18MnMoNb鋼，化學成份:C0.9320CrMoVNbTi鋼，化學成份：0.21％C,0.37％Si．0.45％Mn,0.89％Cr,0.98％Mo,0.11％Ti,0.010％B,0.019％Nb,1080℃加熱，

300℃等溫15分鐘后水冷，羽毛狀貝氏體。x80020CrMoVNbTi鋼，化學成份：0.219460Si2Mn鋼，化學成份:C0.59％，Si1．77％，Mn0.68％，1100℃加熱，380℃等溫90秒鐘，細致的羽毛狀貝氏體，由于與磨面間所成的切角不同，絲條間距有粗細之別。x55060Si2Mn鋼，化學成份:C0.59％，Si195灰鑄鐵，HT200?；瘜W成份：C3．10％。Si2．05％，Mn0．84％，P0．06％，S0．08％。HB22q.1000℃加熱，290℃等溫10分鐘。片狀石墨、下貝氏體及M一A區。x800

灰鑄鐵，HT200?；瘜W成份：C3．10％96球墨鑄鐵,化學成分:C3.31％,Si2.61％,Mn0.60％,P0.047％,S0.033％,Mg0.040％,1000℃加熱,

a.

300℃等溫30分鐘組織:下貝氏體+(M-A)+球狀石墨.x800球墨鑄鐵,化學成分:C3.31％,Si2.9715CrMo鋼管，化學成份:C0．15％,Cr0．99％,Mo0．27％，Si0．31％，Mn0.49％,供貨狀態，組織為鐵素體、（M一A）及少量下貝氏體。15CrMo鋼管，化學成份:C0．15％,Cr98(3)

低溫轉變區－－過冷奧氏體向馬氏體組織的轉變馬氏體相變是在Ms~Mf溫度范圍內進行的，也是一個形核和長大過程，但它的孕育期短到很難測出。當奧氏體過冷至Ms點時，便有第一批馬氏體針葉沿奧氏體晶界形核并迅速向晶內長大，由于長大速度極快（約10-7s），它們很快橫貫整個奧氏體晶粒或很快彼此相碰而立即停止長大，必須繼續降低溫度才能有新的馬氏體針葉形成，如此不斷連續冷卻，便會有一批又一批的馬氏體針葉不斷形成，直到Mf點，相變才告結束。馬氏體的形成過程如下圖所示。馬氏體形成示意圖(3)

低溫轉變區－－過冷奧氏體向馬氏體組織的轉變99由于馬氏體相變的溫度低，相變速度快，只發生鐵的晶體結構的變化，而碳原子來不及重新分布，被迫保留在馬氏體中，其碳含量與母相奧氏體相同，因此馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，具有體心正方結構。大量碳原子的過飽和造成原子排列發生畸變，產生較大內應力，因此馬氏體具有高的硬度和強度。馬氏體中的碳含量越高，其硬度和強度越高，但脆性越大。另外，由于發生馬氏體相變時伴有體積膨脹，馬氏體相變結束時總有少量奧氏體被保留下來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體，用γ’或A’表示。由于馬氏體相變的溫度低，相變速度快，只發生鐵100馬氏體是鋼中組織中的硬度之冠

馬氏體是鋼中組織中的硬度之冠101珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）形成馬氏體的條件冷卻速度大于馬氏體的臨界冷卻速度即：VVkV>Vk珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體102馬氏體的形態特征和性能特征1、形態特征：M一般不超過A晶界，因此A晶粒越細小M也越細??；低碳鋼和中碳鋼多為板條狀馬氏體，在電鏡下可看到每根條束內存在大量位錯，故板條狀馬氏體又叫位錯馬氏體；高碳鋼多為針狀馬氏體，在電鏡下每一針片上可看到大量微細孿晶，故又叫孿晶馬氏體；馬氏體的形態特征和性能特征1、形態特征：10312CrNr2鋼淬火馬氏體形貌（淬火溫度1050℃）x800板條狀馬氏體12CrNr2鋼淬火馬氏體形貌（淬火溫度1050℃）x800104板條馬氏體60Si2Mn鋼淬火板條馬氏體60Si2Mn鋼淬火105含碳1.70％，Cr0.50％，Si1.35％，Mn0.75％的鋼，自1100℃淬水，白色針狀者為針狀馬氏體，灰色背景為殘余奧氏體含碳1.70％，Cr0.50％，Si1.35％106針狀馬氏體針狀馬氏體107怎樣區分針狀馬氏體與下貝氏體針狀馬氏體在一個奧氏體晶粒內下貝氏體則不一定;針狀馬氏體針葉之間往往呈60或120度，下貝氏體無一定度數;針狀馬氏體針葉之間往往呈齒狀或垳架狀且針葉不互相穿透,下貝氏體針葉隨機分布象竹葉一樣交叉穿透.怎樣區分針狀馬氏體與下貝氏體針狀馬氏體在一個奧氏體晶粒內下貝1082、性能特征：馬氏體的硬度很高，其與含碳量有密切關系，二者關系如圖：由于塑性太差,馬氏體的強度不能充分發揮高碳馬氏體具有極高的硬度,但塑性和韌性極差，沒有工程使用價值，多含有微裂紋;低碳馬氏體硬度較高碳馬氏體低,但強度較高具有一定的韌性。硬度C含量2、性能特征：馬氏體的硬度很高，其與含碳量有密切關系，二者關109珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體（Bu）馬氏體（M）V1V2V3V4試分析圖中4種不同冷卻速度所得到的組織珠光體（P）索氏體（S）屈氏體（T）上貝氏體（BS）下貝氏體110V1：PV2：SV3：S＋T＋B上＋B下＋M＋A’V4：M＋A’V1：P111連桿沿截面受均勻的拉應力作用，要求界面組織均勻一致。軸頸要求耐磨，只需表面硬不同的服役條件下工作，工件截面受力亦不同，故組織也應不同。連桿沿截面受均勻的拉應力作軸頸要求耐磨，只需表面硬不同的服役112VkV淬透層實際工件的冷卻速度沿工件徑向變慢冷卻速度VkV淬透層實際工件的冷卻速度沿工件徑向變慢冷卻速度113Vk合金元素使CCT曲線鼻尖溫度右移在結構鋼中，加入合金元素的主要目的是為了提高鋼的淬透性。Vk合金元素使CCT曲線鼻尖溫度右移在結構鋼中，加入合金元素114注:不同的鋼具有不同形狀的C曲線注:115(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過共析鋼亞共析鋼、共析鋼及過共析鋼的C曲綫比較(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過共116

回火

回火是將淬火鋼重新加熱至A1點以下某一溫度，保溫一定時間后，以適當的方式冷卻至室溫的熱處理工藝回火的目的

1、穩定組織：回火是緊接淬火的一道工藝。如前所述，在淬火過程中，鋼中的過冷奧氏體轉變為馬氏體，并有部分殘余奧氏體。馬氏體和奧氏體都極不穩定，在使用過程中會發生轉變，引起工件尺寸和形狀的變化。2、淬火鋼的硬度高、脆性大，具有較大的內應力，不宜直接使用?；鼗鸬哪康木褪菧p少或消除內應力，提高鋼的韌性和延展性；3、保證相應的組織轉變，選擇不同的回火溫度，獲得硬度、強度、延展性和韌性的適當配合，以滿足不同工件的性質要求?；鼗?17淬火鋼回火時組織和性質的變化(1)

組織變化一般來說，隨回火溫度的升高，淬火鋼的組織變化可分為四個階段，現以共析鋼為例來加以分析。第一階段（80~200℃），為馬氏體分解階段。在淬火馬氏體基體上析出薄片狀細小ε碳化物（分子式為Fe2.4C，密排六方晶格）,馬氏體中碳的過飽和度降低但仍為碳在α-Fe中的過飽和固溶體，通常把這種過飽和α+ε碳化物的組織稱為回火馬氏體（temperedmartensite）。在此過程中，內應力逐漸減小。第二階段（200~300℃），殘余奧氏體分解為過飽和α+碳化物。第三階段（250~400℃），馬氏體分解完成。α中的含碳量降低到正常飽和狀態，ε碳化物轉變為極細的顆粒狀滲碳體。在此過程中，內應力大大降低。第四階段（400℃以上），滲碳體顆粒聚集長大并形成球狀，鐵素體發生回復、再結晶。

淬火鋼回火時組織和性質的變化(1)

組織變化118由以上分析可知,回火溫度不同，鋼的組織也不同。在300℃以下回火時，得到由具有一定過飽和度的α與ε碳化物組成的回火馬氏體組織，可用M回表示?；鼗瘃R氏體易腐蝕為黑色針葉狀，但其硬度與淬火馬氏體相近。在300~500℃范圍內回火時，得到由針葉狀鐵素體與極細小的顆粒狀滲碳體組成的回火屈氏體組織，可用T回表示。回火屈氏體的硬度雖比回火馬氏體低，但