【正文】 亞共析鋼來(lái)說(shuō)，出現(xiàn)了先共析鐵素體區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，且Ms點(diǎn)右端降低，而對(duì)過(guò)共析鋼，雖然也無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，但它有先共析滲碳體析出區(qū)，Ms點(diǎn)右端則有所升高。冷卻速度介于νc與νc’之間時(shí)，則過(guò)冷奧氏體先開(kāi)始珠光體轉(zhuǎn)變，但冷到轉(zhuǎn)變終了線時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變停止，繼續(xù)冷卻至Ms點(diǎn)以下，未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體開(kāi)始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最后的組織為珠光體＋馬氏體。但冷卻速度增大到νc時(shí)，冷卻曲線不與珠光體轉(zhuǎn)變線相交，而與Ms線相交，此時(shí)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。 Ms線和臨界冷卻速度νc線以下為馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。 圖24 二、過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線共析鋼的過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖24所示．它只有珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。 奧氏體的均勻程度也會(huì)影響C曲線的位置，成分越均勻， 晶 加人微量的B可以明顯地提高過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性。 一般情況下，除Co和Al(ωAl％)以外的所有溶人奧氏體中的合金元素，都會(huì)增加過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線向右移，并使Ms點(diǎn)降低。 等溫轉(zhuǎn)變曲線生珠光體轉(zhuǎn)變以前，亞共析鋼會(huì)先析出鐵素體，過(guò)共析鋼則先析出滲碳體。 因此，在發(fā) 圖22 1. 碳含量的影響 過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線與縱坐標(biāo)之間的水平距離則表示在不同溫度下轉(zhuǎn)變完成所需要的總時(shí)間。從圖可見(jiàn)，在不同溫度下等溫，其孕育期是不同的。兩條C曲線之間的區(qū)域?yàn)檫^(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，在該區(qū)域過(guò)冷奧氏體將向珠光體或貝氏體轉(zhuǎn)變，在轉(zhuǎn)變終了線右側(cè)區(qū)域?yàn)檫^(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)。A1與Ms之間有兩條C曲線，左邊一條為過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始線，右邊一條為過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變終了線。（一）等溫冷卻C曲線分析共析碳鋼C曲線分析：共析碳鋼C曲線如圖22所示。另一類(lèi)是連續(xù)冷卻，即將處于奧氏體狀態(tài)的鋼以一定的速度冷至室溫，使奧氏體在一個(gè)溫度范圍內(nèi)發(fā)生連續(xù)轉(zhuǎn)變。鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變從FeFe3C相圖可知，在A1溫度以下，奧氏體是不穩(wěn)定相，它將向珠光體和其他組織轉(zhuǎn)變，這種在臨界溫度以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體叫過(guò)冷奧氏體。氫脆：高強(qiáng)度鋼在富氫氣氛中加熱時(shí)出現(xiàn)塑性和韌性降低的現(xiàn)象稱(chēng)為氫脆。脫碳的鋼淬火后，表面硬度、疲勞強(qiáng)度、耐磨性降低，表面易形成網(wǎng)狀裂紋。鋼過(guò)燒后性能?chē)?yán)重惡化, 無(wú)法挽救，只能報(bào)廢。粗大的奧氏體晶粒導(dǎo)致鋼的強(qiáng)韌性降低，增大淬火時(shí)的畸變開(kāi)裂傾向。四、鋼的加熱缺陷但不形成化合物的合金元素，如Si、Ni、Cu則影響不大。4. 合金元素的影響 3. 含碳量的影響 2. 加熱速度的影響 加熱溫度升高，原子擴(kuò)散速度呈指數(shù)關(guān)系增大，奧氏體晶粒急劇長(zhǎng)大。含有碳化物形成元素如Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等元素的鋼也屬本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。超過(guò)930℃，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼的奧氏體晶粒也可能迅速長(zhǎng)大，有時(shí)，其晶粒尺寸甚至?xí)^(guò)本質(zhì)粗晶粒鋼。凡隨著奧氏體化溫度升高，奧氏體晶粒迅速長(zhǎng)大的稱(chēng)為本質(zhì)粗晶粒鋼。3. 本質(zhì)晶粒度 它取決于具體的加熱溫度和保溫時(shí)間。2. 實(shí)際晶粒度 奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的奧氏體晶粒大小稱(chēng)為奧氏體的起始晶粒度。通常認(rèn)為晶粒度1~4級(jí)為粗晶粒，5~8級(jí)為細(xì)晶粒。目前，世界上通用的方法是用與標(biāo)準(zhǔn)金相圖片相比較來(lái)確定晶粒度的級(jí)別。三、奧氏體晶粒的長(zhǎng)大（一）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒大小是評(píng)定鋼加熱時(shí)質(zhì)量的重要標(biāo)準(zhǔn)之一，對(duì)鋼的冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能都有十分重要的影響。由于合金元素會(huì)改變鋼的臨界點(diǎn)，從而改變奧氏體與珠光體的自由能差，因此也會(huì)影響奧氏體的形成速度。合金元素不改變奧氏體化的過(guò)程，但影響奧氏體的形成速度。1. 含碳量 （二）原始組織 加熱溫度越高，原子擴(kuò)散能力越強(qiáng)，轉(zhuǎn)變?cè)杏谠蕉?，奧氏體形成就越快。影響因素主要有加熱溫度、原始組織和化學(xué)成分。亞共析鋼和過(guò)共析鋼的奧氏體形成過(guò)程與共析鋼基本相同，但只有當(dāng)前者的加熱溫度超過(guò)A3，后者的加熱溫度超過(guò)Acm并保溫足夠時(shí)間，才能獲得均勻單相的奧氏體。但此時(shí)奧氏體中的碳濃度仍是不均勻的，因此，在保溫或升溫過(guò)程中，通過(guò)碳原子的擴(kuò)散，奧氏休中碳濃度逐漸趨于均勻，最后達(dá)到均勻的單相奧氏體。但隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)或溫度升高，剩余Fe3C通過(guò)碳的擴(kuò)散會(huì)不斷地溶入奧氏體中，使奧氏體的含碳量逐漸接近共析成分。當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變成奧氏體時(shí)，便可認(rèn)為奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程已經(jīng)完畢。這樣奧氏體的兩個(gè)界面就不斷地向鐵素體和Fe3C方向移動(dòng)，奧氏體便長(zhǎng)大。為了恢復(fù)平衡Fe3C就不斷地溶人奧氏體，以保持它們之間的相界面的碳濃度。與Fe3 C相鄰界面的碳濃度高于奧氏體與鐵素體相鄰界面的碳濃度。奧氏體晶核形成以后，它的一側(cè)與鐵素體相鄰，而另一側(cè)與Fe3 C相鄰。當(dāng)然，珠光體群邊界也可能成為奧氏體的形核部位。共析鋼的奧氏體形成過(guò)程示意圖假設(shè)共析鋼的原始組織是片狀珠光體，當(dāng)加熱到Ac1溫度以上并保溫一定時(shí)間后，由于珠光體中鐵素體和Fe3C相界面上碳濃度分布不均勻，位錯(cuò)密度較高，原子排列不規(guī)則，處于能量較高狀態(tài)，容易獲得奧氏體形核所需的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏。 (c)剩余Fe3C溶解 現(xiàn)以共析鋼為例說(shuō)明奧氏體的形成過(guò)程。由FeFe3C相圖可知，溫度在A1以下鋼的平衡組織為鐵素體和滲碳體，當(dāng)溫度超過(guò)A1(共析鋼)、A3（亞共析鋼）或Acm（過(guò)共析鋼）以上，鋼的組織為單相奧氏體組織。鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變一、奧氏體的形成過(guò)程 AAAcm是鋼組織平衡轉(zhuǎn)變的理論臨界溫度，而實(shí)際上鋼進(jìn)行熱處理時(shí)，組織轉(zhuǎn)變并不發(fā)生在理論臨界溫度上，大多都有一定的滯后現(xiàn)象，把實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與理論臨界溫度之差稱(chēng)為過(guò)冷度(冷卻時(shí))或過(guò)熱度(加熱時(shí))，過(guò)冷度或過(guò)熱度都隨冷卻速度或加熱速度的增大而增大。AAAcm稱(chēng)為鋼加熱或冷卻過(guò)程中組織轉(zhuǎn)變的臨界溫度。鋼之所以能進(jìn)行熱處理，是因?yàn)殇撛诠虘B(tài)下具有相變，根據(jù)FeFe3C相圖，共析鋼在加熱和冷卻過(guò)程中經(jīng)過(guò)A1(PSK)線時(shí)，發(fā)生珠光體與奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變。本章內(nèi)容主要是介紹基本熱處理和化學(xué)熱處理的基本知識(shí)。所謂鋼的熱處理就是將鋼工件在一定的介質(zhì)中，以預(yù)定的速度加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)定的方法冷卻到室溫的一種熱加工工藝。 第二章 ％的過(guò)共析鋼結(jié)晶過(guò)程示意圖 過(guò)共析鋼緩冷后的組織（400 X） 亞共析鋼的室溫組織（400 X） 見(jiàn)圖118。當(dāng)溫度到達(dá)4（7270C）時(shí)，奧氏體的含碳量降為0. 77％，因而在恒溫下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變。合金在1~2按勻晶轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體后，冷卻到3，開(kāi)始從奧氏體中析出二次滲碳體，直到4為止。ωFe3C= ()/()100 a= 還可以近似地根據(jù)亞共析鋼的平衡組織來(lái)估計(jì)它的含碳量：含碳量≈P％，其中P為珠光體在顯微組織中所占面積的百分?jǐn)?shù)。 ωα = ()/()100 a = ωp= ()/()100 = 利用杠桿定律可以分別計(jì)算出鋼組織中組成物先共析鐵素體和珠光體含量，％合金的先共析鐵素體和珠光體比例如下：圖116 因此，該鋼在室溫下的組織由先共析鐵素體和珠光體所組成，見(jiàn)圖117。當(dāng)溫度達(dá)到5(727℃)時(shí)，％，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，變成珠光體。冷卻至2時(shí)發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變形成奧氏體，在2~3之間剩余液相凝固完成。 共析鋼的室溫組織（500 X）(三) 亞共析鋼（）此合金在相圖中的位置見(jiàn)圖112③，結(jié)晶過(guò)程如圖116所示。 圖114 在緩冷條件下，三次滲碳體在鐵素體與滲碳體的相界面上形成，與共析滲碳體連結(jié)在一起，在顯微鏡下難以分辨。珠光體中的滲碳體稱(chēng)為共析滲碳體。 共析鋼的結(jié)晶過(guò)程示意圖奧氏體，在2凝固完成，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。在1~2間，合金按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)晶出圖113 在7以下將從鐵素體中析出 三次滲碳體。繼續(xù)冷卻至5～6間又發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)谩?，全部變成鐵素體。δ固溶體冷卻至3時(shí)，開(kāi)始發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變?chǔ)摹谩?圖112 現(xiàn)選幾種典型的合金來(lái)分析其平衡結(jié)晶過(guò)程和組織。~％；(7) 過(guò)共晶白口鐵 ~％；(5) 共晶白口鐵 ；(3) 亞共析鋼 (1) 工業(yè)純鐵。按Fe Fe3C系結(jié)晶的鑄鐵，碳以Fe3C形式存在，斷口為白亮色，稱(chēng)為白口鑄鐵。二、鐵碳合金的平衡結(jié)晶過(guò)程及組織通常按有無(wú)共晶轉(zhuǎn)變來(lái)區(qū)分碳鋼和鑄鐵，％的為碳鋼，％的為鑄鐵。碳在鐵素體中的溶解度線，在727℃時(shí)，％，隨著溫度的降低，鐵素體中的溶碳量是逐漸減少的，在300℃以下，％。低于此溫度時(shí)，奧氏體中仍將析出Fe3C，把它稱(chēng)為二次Fe3C，記作Fe3CⅡ，以區(qū)別從液體中經(jīng)CD線直接析出的一次滲碳體（Fe3C I）。(2) ES線 此外，F(xiàn)eFe3C相圖中還有三條重要的固態(tài)轉(zhuǎn)變線，它們是：(1) GS線 所有含碳量超過(guò)ωc=％的鐵碳合金都發(fā)生這個(gè)轉(zhuǎn)變。 3．共析轉(zhuǎn)變（水平線PSK）共析轉(zhuǎn)變發(fā)生在727℃恒溫下，％％的鐵素體和滲碳體所組成的混合物，稱(chēng)為珠光體，用符號(hào)P表示。 Lc〈═〉γE +Fe3C在萊氏體中，滲碳體是連續(xù)分布的相，而奧氏體則呈顆粒狀分布在其上，由于滲碳體很脆，所以萊氏體的塑性是很差的，無(wú)實(shí)用價(jià)值。 2．共晶轉(zhuǎn)變（水平線ECF）共晶轉(zhuǎn)變發(fā)生在1148℃的恒溫中，％％的奧氏體和滲碳體（含碳量為ωc=6. 69％）所組成的混合物，稱(chēng)為萊氏體，用Ld表示。 進(jìn)行包晶反應(yīng)時(shí)，奧氏體沿δ相與液相的界面成核，并向δ相和液相兩個(gè)方向長(zhǎng)大，包晶反應(yīng)終了時(shí)，δ相和液相同時(shí)耗盡變成單一的奧氏體相。 LB+δH〈═〉γJ （二）相圖分析 圖111 相圖中的ABCD為液相線，AHJECF是固相線，相圖中有五個(gè)單相區(qū)，它們是：ABCD以上—液相區(qū)（用符號(hào)L表示）AHNA—δ固溶體區(qū)（用符號(hào)δ表示）NJESGN—奧氏體區(qū)（用符號(hào)γ表示）GPQG—鐵素體區(qū)（用α或F表示）DFKZ滲碳體區(qū)（用Fe3C或Cm表示）相圖中有七個(gè)兩相區(qū)，它們是：L+δ、L+γ、L+ Fe3C、δ+γ、γ+α、γ+Fe3C、α+Fe3C。圖中各特性點(diǎn)的溫度、碳含量及意義見(jiàn)表11。在通常情況下，鐵碳合金是按FeFe3C系進(jìn)行轉(zhuǎn)變的。第三節(jié) 控制澆鑄工藝的真空冶煉鑄錠組織 電爐冶煉再經(jīng)電渣重熔鑄錠組織 真空冶煉的Cr12鋼液，適當(dāng)降低澆注溫度和鑄模溫度，加大冷卻速度，鑄錠也可以獲得較細(xì)密的鑄態(tài)組織(照片110)。而電爐冶煉再經(jīng)電渣重熔的小鑄錠，不經(jīng)開(kāi)坯軋制，直接鍛造成形、退火后供應(yīng)市場(chǎng)的模坯也日益增多。對(duì)于高速鋼、Cr12型鋼等萊氏體鋼，鑄錠中含有大量的共晶碳化物。同樣先凝固的晶體與后凝固的晶體成份也會(huì)不同，先凝固的晶體富含高熔點(diǎn)組元，而后凝固的晶體則富含低熔點(diǎn)組元。固溶體在結(jié)晶過(guò)程中，由于固相和液相成份在不斷地改變，在同一個(gè)晶體內(nèi)先凝固的部分與后凝固的部分成份將會(huì)不同，先凝固的枝晶主干部分富含高熔點(diǎn)組元，而后凝固的分枝及枝間部分則富含低熔點(diǎn)組元。（2）顯微偏析 　 (1) 區(qū)域偏析 鑄錠中的偏析包括金屬組元的偏析和各種雜質(zhì)的偏析。3．偏析 所以，當(dāng)液體凝固時(shí)，其中所溶解的氣體將逐漸富集于結(jié)晶前沿的液體中，最后在固相和液相界面上形成氣泡，或稱(chēng)氣孔。2．氣孔 如果沒(méi)有液態(tài)金屬連續(xù)補(bǔ)充的話(huà)，就會(huì)出現(xiàn)收縮孔洞，叫縮孔。多數(shù)金屬液態(tài)密度比固態(tài)時(shí)小，因此，結(jié)晶時(shí)發(fā)生體積收縮。1．縮孔 由于顯微縮孔一般均未氧化，因而在熱加工時(shí)可以焊合，故對(duì)性能影響不大。各晶粒取向不同，其性能無(wú)方向性。當(dāng)它們長(zhǎng)大到與柱狀晶相遇時(shí)，全部液體也凝固完畢，最后形成中心等軸晶區(qū)。所以，在柱狀晶長(zhǎng)大到一定程度后，鑄錠中部也開(kāi)始形核長(zhǎng)大。但是由于在柱狀晶結(jié)晶長(zhǎng)大過(guò)程中，鑄錠中部的液體中就已經(jīng)存在著大量的可作為晶核的碎枝殘片，會(huì)促使中部迅速形核和長(zhǎng)大。 圖18 在柱狀晶的晶枝生長(zhǎng)區(qū) 4． 中心等軸晶區(qū) 壓力加工時(shí)，易沿這些地方產(chǎn)生裂紋或開(kāi)裂。柱狀晶區(qū)中晶粒之間的界面較平直，氣泡、縮孔很小，組織比較致密。模壁溫度升高導(dǎo)致液體金屬冷卻減慢，溫度梯度變小、此時(shí)，結(jié)晶主要靠細(xì)晶區(qū)近液相處的某些小晶粒的長(zhǎng)大。另外，細(xì)晶區(qū)形成時(shí)釋放出大量的結(jié)晶 柱狀晶區(qū)的晶粒粗大并且垂直于模壁。細(xì)晶區(qū)的晶粒細(xì)小、致密，有很好的力學(xué)性能。當(dāng)液態(tài)金屬倒人鑄錠模后，金屬首先從模壁處開(kāi)始結(jié)晶，這是因?yàn)闇囟鹊偷哪１谟袕?qiáng)烈的吸熱和散熱作用，使靠近模壁的一層薄膜液體產(chǎn)生極大的過(guò)冷，加上模壁可作非均勻形核的基底，因此，在此一薄層液體中立即產(chǎn)生大量的晶核，并同時(shí)向各個(gè)方向生長(zhǎng)。 PtAg包晶相圖鑄錠的宏觀組織通常由三個(gè)晶區(qū)所組成，即外表層的細(xì)晶區(qū)、中間的柱狀晶區(qū)和心部的等軸晶區(qū)，其示意圖如18所示。 鑄錠三晶區(qū)的形成 相圖中的D點(diǎn)稱(chēng)為包晶點(diǎn)，所對(duì)應(yīng)的溫度(tD)稱(chēng)為包晶溫度，PDC線稱(chēng)包晶線。圖17即為PtAg合金包晶相圖。3． 包晶轉(zhuǎn)變 (3)過(guò)共晶合金的結(jié)晶 繼續(xù)冷卻，從α相和β相中分別析出次生相αⅡ和βⅡ。在溫度tE，成分為E點(diǎn)的液相便發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變：LE〈═〉αM+βN。在1~2點(diǎn)溫度范圍內(nèi)，隨著溫度的緩慢下降，α固溶體的數(shù)量不斷增加，其成分沿AM線變化，而液相數(shù)量不斷減少，其成分沿AE線變化，這一階段的轉(zhuǎn)變屬勻晶轉(zhuǎn)變。(2)亞共晶合金的結(jié)晶過(guò)程 由于溶解度變化，α相和β相分別析出次生相αⅡ和βⅡ，直到冷卻至室溫為止。8226。 100。α相和β相的含量可用杠桿定律求出：α相含量：ωα=(EN/MN)amp。當(dāng)共晶合金(合金Ⅱ)冷卻到溫度tE時(shí)，發(fā)