【正文】 圖16 相圖中有三個(gè)單相區(qū)，即液 各個(gè)單相區(qū)之間有三個(gè)兩相區(qū)，即L+α，L+β和α+β。在這一水平線所對(duì)應(yīng)的溫度下，成分相當(dāng)于E點(diǎn)的液相（LE）同時(shí)結(jié)晶出與M點(diǎn)對(duì)應(yīng)的αM和與N點(diǎn)對(duì)應(yīng)βN的兩個(gè)固相，形成兩個(gè)固相的混合物，這種轉(zhuǎn)變的反應(yīng)式為：圖16 相圖中的MEN水平線稱為共晶線，E點(diǎn)叫共晶點(diǎn)，E點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的溫度叫共晶溫度，化學(xué)成分對(duì)應(yīng)于共晶點(diǎn)的合金就叫共晶合金。(1)共晶合金的結(jié)晶過程 這時(shí)得到的組織為α和β兩個(gè)相的混合物，這種混合物稱共晶組織。8226。 β相含量：ωβ=(ME/MN)amp。100繼續(xù)冷卻，共晶組織中的α相和β相都要發(fā)生成分變化，α相成分沿著MF線變化，β相成分沿NG線變化。因?yàn)檫@些次生相常與共晶組織中的同類相混在一起，所以在顯微鏡下難以分辨。當(dāng)亞共晶合金（如合金Ⅰ）冷卻到1時(shí)，液相便開始結(jié)晶出α固溶體。當(dāng)溫度降至2時(shí)，α相的成分達(dá)到M點(diǎn)，而剩余液相的成分達(dá)到E點(diǎn)。這一轉(zhuǎn)變一直進(jìn)行到剩余液相全部形成共晶組織為止。直到室溫。過共晶合金(如合金Ⅲ)的結(jié)晶過程與亞共晶合金相似，所不同的是它先結(jié)晶的相不是α相而是β相。兩組元在液態(tài)時(shí)相互之間能無限互溶，在固態(tài)有限互溶并發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變的二元合金系相圖叫包晶相圖。所有成分在P與C之間范圍內(nèi)的合金在包晶轉(zhuǎn)變溫度下都會(huì)發(fā)生三相平衡的包晶反應(yīng)，即一定成分的固相與一定成分的液相作用，形成另一個(gè)一定成分的固相的轉(zhuǎn)變過程，反應(yīng)式為：Lc+αP〈═〉βD。三、鑄錠的組織與缺陷在工業(yè)生產(chǎn)中，液態(tài)金屬往往是在鑄錠模或鑄型中冷卻凝固的，前者得到的物件叫鑄錠，后者得到的叫鑄件。 (一) 圖17 1．外層細(xì)晶區(qū) 由于晶核數(shù)量多，致使臨近的晶核很快彼此相遇，它們不能繼續(xù)生長(zhǎng)，這樣便在靠近模壁處形成了一層很細(xì)的等軸晶區(qū)。2．柱狀晶區(qū) 在表層細(xì)晶區(qū)形成的同時(shí)，一方面模壁的溫度由于被液態(tài)金屬加熱而迅速升高，另一方面由于金屬凝固后收縮，使細(xì)晶區(qū)和模壁脫開，形成一空氣層，使液體金屬的散熱變得困難。潛熱，也使模壁溫度升高。同時(shí)，由于垂直于模壁方向散熱最快，晶體便沿其反向擇優(yōu)生長(zhǎng)成柱狀晶，便形成柱狀晶區(qū)。在兩組柱狀晶相遇處會(huì)形成柱狀晶界，此處雜質(zhì)、氣泡、縮孔較富集，所以是鑄錠的薄弱結(jié)合面。此外，由于柱狀晶的性能有方向性，對(duì)加工性能會(huì)有影響。隨看柱狀晶的發(fā)展，冷卻速度也逐漸減慢，溫度梯度趨于平緩，柱狀晶的長(zhǎng)大速度也就越來越小。 鑄錠的三晶區(qū)(即固、液兩相共存區(qū))的溶質(zhì)濃度增高，熔點(diǎn)下降，結(jié)晶潛熱的散發(fā)變得 1細(xì)晶區(qū)； 2柱狀晶區(qū)困難，使各晶枝變得細(xì)長(zhǎng)、瘦弱，而且根部逐漸萎縮，甚至發(fā)生局部由于 3等軸晶區(qū)重熔而自動(dòng)脫落的現(xiàn)象。此外，懸浮在這里的雜質(zhì)質(zhì)點(diǎn)，也可能成為新的結(jié)晶核心。由于中部液體的溫度大致是均勻的，所以每個(gè)晶粒在各個(gè)方向長(zhǎng)大速度接近一致，因而形成等軸晶。由于等軸晶區(qū)的各個(gè)晶粒在長(zhǎng)大時(shí)彼此交叉，枝權(quán)間的搭接牢固，裂紋不易擴(kuò)展，不存在明顯的弱脆界面。但由于等軸晶的樹枝狀晶體比較發(fā)達(dá)，分枝較多，因而組織不致密，顯微縮孔較多。（二）鑄錠缺陷鑄錠中存在的缺陷主要有縮孔、氣孔和偏析等?？s孔是一種重要的鑄造缺陷，對(duì)性能影響很大，但它的出現(xiàn)又是不可避免的。金屬收縮后，原來填滿鑄型的液態(tài)金屬，凝固后就不能再填滿了。縮孔可分為集中縮孔和分散縮孔（疏松）兩類。在液態(tài)金屬中總會(huì)或多或少地溶有一些氣體，而氣體在液態(tài)中的溶解度要比在固態(tài)中大得多。氣泡也可能由于液體金屬中的某些化學(xué)反應(yīng)所產(chǎn)生的氣體所造成。偏析就是鋼錠中的化學(xué)成份和非金屬夾雜物的不均勻現(xiàn)象。根據(jù)偏析的范圍，可分成區(qū)域（宏觀）偏析、晶內(nèi)偏析和晶間偏析。是指鑄錠宏觀范圍內(nèi)的一部分與另一部分之間化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。鋼錠澆鑄時(shí)，由于凝固不是在鑄錠的整個(gè)截面上同時(shí)進(jìn)行，同模壁接觸的外層先開始結(jié)晶，心部后結(jié)晶，導(dǎo)致先結(jié)晶的外層晶體富含高熔點(diǎn)組元，后結(jié)晶的心部晶體富集低熔點(diǎn)組元和非金屬雜質(zhì)，使整個(gè)鋼錠的截面成份不均勻，這種偏析叫做區(qū)域偏析。是指發(fā)生在一個(gè)或幾個(gè)晶粒范圍內(nèi)的化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。 這種在同一晶粒范圍內(nèi)的成份不均勻現(xiàn)象稱為晶內(nèi)偏析。這種晶體間的成份不均勻現(xiàn)象稱為晶間偏析。 市售的鋼材多半是電爐冶煉，澆錠成形，開壞軋制成材的。這種材料的組織中都含有大量的共晶碳化物(照片19)，直接用于機(jī)械加工和最終熱處理后服役的模具，在熱處理淬火時(shí)常發(fā)生淬火開裂，在模具使用時(shí)也常常發(fā)生早期脆裂。 照片110 照片111 FeC（FeFe3C）相圖一、FeC（FeFe3C）相圖分析（一）相圖中的點(diǎn)、線、區(qū)的意義由于碳在鐵中的含量超過溶解度后剩余的碳可以有兩種形式存在，即以滲碳體Fe3C和石墨碳的形式存在，因此，F(xiàn)eC合金有兩種相圖，即FeC和FeFe3C相圖。圖111即為FeFe3C相圖。應(yīng)該注意，其特性點(diǎn)的符號(hào)是國(guó)際通用的，不能隨便變換。FeFe3C相圖上有三條水平線，即HJB包晶轉(zhuǎn)變線，ECF共晶轉(zhuǎn)變線，PSK共析轉(zhuǎn)變線。 此外，相圖上還有兩條磁性轉(zhuǎn)變線：MO線（770℃） FeFe3C相圖為鐵素體的磁性轉(zhuǎn)變線，230℃虛線為滲碳體的磁性轉(zhuǎn)變線。表11 鐵碳合金相圖中的主要特性點(diǎn)符號(hào) 溫度(℃) ωc() 說 明 符號(hào) 溫度(℃) ωc() 說 明ACDEG 1538114812271148912 00 純鐵的熔點(diǎn)共晶點(diǎn)滲碳體的熔點(diǎn)碳在γFe中的最大溶解度αFe〈═〉γFe轉(zhuǎn)變溫度 JKMPS 1495727770727727 0 包晶點(diǎn)滲碳體的成分純鐵的磁性轉(zhuǎn)變點(diǎn)碳在αFe中的最大溶解度共析點(diǎn) 1．包晶轉(zhuǎn)變（水平線HJB）在1495℃恒溫下，％，％的奧氏體，其反應(yīng)式為： ％~％的鐵碳合金中。其反應(yīng)式為： ％~％的鐵碳合金都發(fā)生這個(gè)轉(zhuǎn)變。其反應(yīng)式為： γs〈═〉αP+Fe3C 珠光體組織是片層狀的，其中的鐵素體體積大約是滲碳體的8倍，所以在金相顯微鏡下，較厚的片是鐵素體，較薄的片是滲碳體。共析轉(zhuǎn)變溫度常標(biāo)為A1溫度。奧氏體中開始析出鐵素體或鐵素體全部溶人奧氏體的轉(zhuǎn)變線，常稱此溫度為A3溫度。碳在奧氏體中的溶解度線，此溫度常稱為Acm溫度。(3) PQ線。因此，鐵素體從727℃冷卻下來，也會(huì)析出滲碳體，稱為三次滲碳體，記作Fe3C Ⅲ。％的為工業(yè)純鐵。根據(jù)組織特征，可將鐵碳合金按含碳量劃分為七種類型： ％；(2) 共析鋼 ％~％；(4) 過共析鋼 ％；‘(6) 亞共晶白口鐵 ~％。所選取的合金成分在相圖上的位置見圖112。 鐵碳合金冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變過程（一）工業(yè)純鐵①，結(jié)晶過程如下：合金溶液在1~2溫度區(qū)內(nèi)按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)晶出δ固溶體。一直到4結(jié)束，合金全部呈單相奧氏體。冷卻到7時(shí)，碳在鐵素體中溶解度達(dá)到飽和。工業(yè)純鐵的室溫組織見圖114。 （二）共析鋼（）此合金在相圖中的位置見圖112②，結(jié)晶過程如圖113所示。 冷卻到3(727℃)時(shí)， → +Fe3 C, 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體，其金相照片如圖115所示。在隨后的冷卻過程中，從珠光體中的鐵素體相中析出三次滲碳體。因其數(shù)量很少，所以對(duì)珠光體的組織和性能沒有明顯影響。 工業(yè)純鐵的室溫組織（400 X） 圖115 在1~2間，合金按勻晶轉(zhuǎn)變析出δ固溶體。單相奧氏體冷卻到4時(shí)，在晶界上開始析出先共析鐵素體，隨著溫度下降，鐵素體量增加，奧氏體的含碳量沿GS線變化。在5以下，先共析鐵素體和珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但其數(shù)量很少，可忽略不計(jì)。 ％的碳鋼結(jié)晶過程示意圖亞共析鋼中含碳量越高，則組織中的珠光體含量越多。 ωα = ()/()100 或 = 同樣，也可以算出相組成物的含量： 或 （四）過共析鋼（含碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1. 2％的合金）此合金在相圖中的位置見圖112④，結(jié)晶過程示意圖如圖119。這種先共析的滲碳體多沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀分布，數(shù)量較多時(shí)，還在晶內(nèi)呈針狀分布。最后得到的組織是網(wǎng)狀二次滲碳體和珠光體。 圖117 圖118 圖119 鋼的熱處理基礎(chǔ) 常用的熱處理形式分成三類，即基本熱處理、化學(xué)熱處理和形變熱處理。所謂基本熱處理主要是指以熱作用為主要過程的熱處理，即只有熱作用對(duì)鋼的內(nèi)部組織、結(jié)構(gòu)和性能起決定性的影響，材料的化學(xué)成分、形狀和尺寸在熱處理前后并不發(fā)生大的改變。 而亞共析鋼經(jīng)過A3(GS)線時(shí)，發(fā)生鐵素體與奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變，過共析鋼經(jīng)過Acm(ES)線時(shí)，發(fā)生Fe3C與奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變。AcAcAccm為鋼加熱時(shí)的實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度，ArArArcm為鋼冷卻時(shí)的實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度。 第一節(jié) 單一奧氏體是如何形成的？實(shí)驗(yàn)證明，奧氏體的形成也是由形核和長(zhǎng)大兩個(gè)步驟所組成。圖21為共析鋼的奧氏體形成過程示意圖。 (a)奧氏體形核 (b)奧氏體長(zhǎng)大 (d)奧氏體均勻化圖21 所以?shī)W氏體晶核優(yōu)先在相界面上形成。奧氏體形核后便開始長(zhǎng)大。假設(shè)它們的界面是平直的，則根據(jù)FeFe3C相圖可知，奧氏體中的碳濃度是不均勻的。因此，碳在奧氏體中的分布出現(xiàn)梯度，并引起碳在奧氏體中不斷地從高濃度處向低濃度處擴(kuò)散，從而破壞了相界面的平衡。與此同時(shí)，在另一側(cè)界面上，由于奧氏體的碳原子向鐵素體中不斷擴(kuò)散，致使鐵素體不斷轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。在鐵素體內(nèi)，由于它與Fe3C和奧氏體接觸的兩個(gè)界面之間也存在碳濃度差，因此，碳在鐵素體內(nèi)也進(jìn)行著擴(kuò)散，結(jié)果加速鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，使奧氏體長(zhǎng)大。但此時(shí)仍有部分Fe3C尚未溶解，剩余在奧氏體中。一旦Fe3C全部溶解，這一過程便結(jié)束。至此，奧氏體的形成過程全部結(jié)束。二、影響奧氏體形成的因素由于奧氏體形成是通過形核和長(zhǎng)大兩個(gè)過程進(jìn)行的，整個(gè)過程都受原子擴(kuò)散控制，因此，一切影響形核和長(zhǎng)大的因素都會(huì)影響奧氏體的形成速度。（一）加熱溫度 在化學(xué)成分相同的情況下，鋼的原始組織越細(xì)，奧氏體的形成速度就越快。（三）化學(xué)成分 鋼中含碳越高，奧氏體的形成速度越快；2. 合金元素 碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V、Ti等）會(huì)減慢奧氏體的形成速度，非碳化物形成元素（如Co、 Ni）會(huì)加速奧氏體的形成過程。降低A1點(diǎn)的元素如Ni、Mn、Cu等，會(huì)增加奧氏體形成速度，而提高A1點(diǎn)的元素如Cr、Mo、 W、V、Si等，將減慢奧氏體形成速度。奧氏體晶粒大小用晶粒度表示（通常晶粒度分成8級(jí)）。具體做法可參閱YB/T 51481993《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》。1. 起始晶粒度 一般起始晶粒度總是十分細(xì)小、均勻的。鋼在某一具體的熱處理或熱加工條件下獲得的奧氏體實(shí)際晶粒的大小稱為奧氏體的實(shí)際晶粒度。實(shí)際晶粒度總比起始晶粒度大，實(shí)際晶粒度對(duì)鋼熱處理后獲得的性能有直接的影響。本質(zhì)晶粒度是表示鋼在一定的條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性。相反，隨著奧氏體化溫度升高，在930℃以下時(shí)，奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度緩慢的稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。鋼的本質(zhì)晶粒度與鋼的脫氧方法和化學(xué)成分有關(guān)，一般用Al脫氧的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，用Mn、Si脫氧的鋼為本質(zhì)粗晶粒鋼。（二）影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素1. 加熱溫度和保溫時(shí)間 保溫時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體晶粒長(zhǎng)大。加熱速度越大，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱度也越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度也越高，起始晶粒度則越細(xì)。在一定含碳量范圍內(nèi)，隨著碳含量的增加，奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向增大，但當(dāng)含碳量超過某一限度時(shí)，奧氏體晶粒反而變得細(xì)小。當(dāng)鋼中含有能形成難熔化合物的合金元素，如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等時(shí)，會(huì)強(qiáng)烈阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，并使奧氏體粗化溫度升高。Mn、P、S、N等元素溶入奧氏體后，削弱γFe原子間的結(jié)合力，加速鐵原子的自擴(kuò)散，所以，會(huì)促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大。過熱：加熱溫度過高或在高溫下保溫時(shí)間過長(zhǎng)，引起奧氏體晶粒粗化稱為過熱。過燒：加熱溫度過高，引起奧氏體晶粒嚴(yán)重粗化，而且晶界出現(xiàn)氧化或熔化，導(dǎo)致晶界弱化，稱為過燒。脫碳：鋼在加熱時(shí)，表層的碳與介質(zhì)中的氧、氫、二氧化碳及水蒸氣等發(fā)生反應(yīng)，降低了表層的碳濃度稱為脫碳。氧化：鋼在加熱時(shí)，表層的鐵及合金元素與介質(zhì)中的氧、二氧化碳及水蒸氣等發(fā)生反應(yīng)形成氧化膜的現(xiàn)象稱為氧化。第二節(jié) 在熱處理實(shí)際生產(chǎn)中，奧氏體的冷卻方法有兩大類，第一類是等溫冷卻，即將處于奧氏體狀態(tài)的鋼迅速冷卻至臨界點(diǎn)以下某一溫度并保溫一定時(shí)間，讓過冷奧氏體在該溫度下發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，然后再冷至室溫。一、過冷奧氏體等溫冷卻轉(zhuǎn)變曲線過冷奧氏體等溫冷卻轉(zhuǎn)變曲線形如英文字母C，故又稱為C曲線，亦稱為TTT (TimeTemperature Transformation)圖，如圖22所示。圖中最上面的一根水平虛線為鋼的臨界點(diǎn)A1，下方的一根水平線Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，另一根水平線Mf為馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度。A1線以上是奧氏體穩(wěn)定區(qū)，Ms線與Mf線之間的區(qū)域?yàn)轳R氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，過冷奧氏體冷卻到Ms線以下時(shí)將發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。 在A1溫度以下，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線與縱坐標(biāo)之間的水平距離稱為過冷奧氏體在該溫度下的孕育期。在550℃左右共析鋼的孕育期最短，轉(zhuǎn)變速度最快，此處俗稱為C曲線的鼻子。（二）影響C曲線的因素下列各種因素主要影響C曲線的形狀和位置： 與共析鋼比較，亞共析鋼和過共