合金固態(tài)相變?nèi)捉虒W(xué)課件

合金固態(tài)相變?nèi)卓删庉婸PT課件課程情況學(xué)分：3學(xué)時：40（課堂）+8（實驗）先修課程：物理化學(xué)，金屬學(xué)（材料科學(xué)基礎(chǔ)）

課程內(nèi)容及學(xué)時分布第一章緒論（2）第二章相變的常用研究方法（自學(xué)）第三章奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變（4）第四章鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變及熱處理（4）第五章珠光體與鋼在冷卻時的高溫轉(zhuǎn)變（6）第六章馬氏體與鋼在冷卻時的低溫轉(zhuǎn)變（8）第七章貝氏體與鋼在冷卻時的中溫轉(zhuǎn)變（6）第八章鋼的回火轉(zhuǎn)變（4）第九章合金的脫溶沉淀與時效（4）課堂討論（2）、實驗（3個，8學(xué)時）期末考試第一章緒論本章主要內(nèi)容什么是固態(tài)相變？固態(tài)相變的類型（分類）固態(tài)相變的特點相變熱力學(xué)、動力學(xué)（自學(xué)）經(jīng)典形核理論及長大機(jī)制（自學(xué)）引子－寶劍鋼刀之迷刀劍作為古代的兵器，有無數(shù)的傳說，原因在于其無比鋒利、鋼韌，其本質(zhì)是什么呢？越王勾踐劍（菱形暗紋）1999年，上海博物館和寶鋼材料研究所共同對越王勾踐劍進(jìn)行了研究，在X3000倍顯微鏡下觀察發(fā)現(xiàn)，劍體由三種成份合金組成，不同位置合金配比不同。引子－寶劍鋼刀之迷刀面有神密的梯子格和玫瑰花紋，鋒利無比。但制造工藝一直是個迷。美國衣阿華州立大學(xué)材料科學(xué)與工程專業(yè)的榮譽退休教授JohnDVerhoeven復(fù)制出了花紋相似的刀。2001年，科學(xué)美國人刊文破解大馬士革鋼刀之迷引子－寶劍鋼刀之迷一把好的鋼刀是如何制作出來的呢？配料—熔煉—澆鑄—反復(fù)鍛造—變形—熱處理引子－寶劍鋼刀之迷引子－寶劍鋼刀之迷通過數(shù)十次加熱、鍛造、變形、淬火、回火，形成了碳化物平行排列的花紋和鋒利的品質(zhì)。這一切的本質(zhì)是發(fā)生了不同的固態(tài)相變。引子－寶劍鋼刀之迷研究固態(tài)相變的意義當(dāng)材料成份確定后，在一定工藝下，將發(fā)生微觀組織與性能的變化，這種變化的本質(zhì)源于發(fā)生了“相變”。掌握固態(tài)相變規(guī)律，采取措施，控制固態(tài)相變過程以獲得預(yù)期的組織和結(jié)構(gòu)，從而獲得預(yù)期的性能，最大限度地發(fā)揮現(xiàn)有金屬材料的潛力，并可以根據(jù)性能要求開發(fā)新型材料。成分性能相變工藝結(jié)構(gòu)例：鋼的成分和工藝的不同，性能會發(fā)生巨大的改變：材料性能與成份、工藝的關(guān)系：

研究固態(tài)相變的意義例如：超細(xì)晶粒鋼（超級鋼）

形變誘導(dǎo)鐵素體相變DIFT（deformationinducedferritetransformation）是在奧氏體溫度區(qū)，大變形產(chǎn)生鐵素體相變。從而獲得晶粒細(xì)小的鐵素體珠光體組織。DIFT三個關(guān)鍵因素是：大過冷，大應(yīng)變，軋制溫度略高于Ar3點。超細(xì)晶粒碳素鋼金相組織利用DIFT軋制細(xì)化晶粒組織什么是“固態(tài)相變”？金屬和陶瓷等固態(tài)材料在溫度和壓力改變時，組織、結(jié)構(gòu)的變化1.1固態(tài)相變類型及特點什么是“相”？合金微觀結(jié)構(gòu)中的一個組成部分，這一部分表現(xiàn)出均勻一致的成分和性能，并且與系統(tǒng)的其它部分具有物理上的明顯差別和界面。

實現(xiàn)相變的方法---熱處理

－加熱：溫度、速度、保溫時間－冷卻：速度、介質(zhì)因此，固態(tài)相變亦稱熱處理原理（工藝）原理：解決有哪些相變、相變條件、機(jī)理及特征工藝：解決如何實現(xiàn)這些相變從而達(dá)到預(yù)期的性能1.1固態(tài)相變類型及特點1.1.1固態(tài)相變的類型固態(tài)相變分類按平衡狀態(tài)分類按熱力學(xué)分類按原子遷移分類按相變方式分類有核相變無核相變擴(kuò)散型相變非擴(kuò)散型相變一級相變二級相變平衡相變非平衡相變同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變平衡脫溶沉淀共析轉(zhuǎn)變調(diào)幅分解有序化轉(zhuǎn)變偽共析相變馬氏體相變貝氏體相變非平衡脫溶沉淀例1：純鐵的同素異型結(jié)構(gòu)1.1.1固態(tài)相變的類型例2：碳同素異型結(jié)構(gòu)C601.1.1固態(tài)相變的類型在緩慢冷卻條件下，由過飽和固溶體中析出過剩相時間（h）硬度例3：平衡脫溶沉積Al-4%Cu合金固溶處理后靜置硬度的變化1.1.1固態(tài)相變的類型例4：鐵碳相圖中的共析轉(zhuǎn)變奧氏體珠光體合金在冷卻時由一個固相分解為兩個不同固相的轉(zhuǎn)變稱為共析轉(zhuǎn)變1.1.1固態(tài)相變的類型相變過程的實質(zhì)：發(fā)生結(jié)構(gòu)、成分、有序化程度變化同一種材料在不同條件下可發(fā)生不同的相變，從而獲得不同的組織和性能。1.1.1固態(tài)相變的類型例1：共析鋼相變：

平衡轉(zhuǎn)變：珠光體組織，硬度約為HRC23；

快速冷卻：馬氏體組織，硬度約為HRC60以上。例2：Al-4%合金

平衡轉(zhuǎn)變：抗拉強(qiáng)度僅為150MPa；

不平衡脫溶沉淀：抗拉強(qiáng)度可達(dá)350MPa?？梢?，通過改變加熱與冷卻條件，使之發(fā)生某種變而獲得某種組織，可在很大程度上改變材料的性能。1.1.1固態(tài)相變的類型（1）相變驅(qū)動力和阻力（2）相界面及慣習(xí)面（3）位相關(guān)系（4）彈性應(yīng)變能（5）晶內(nèi)缺陷的影響1.1.2固態(tài)相變的主要特點

大多數(shù)固態(tài)相變都是通過形核和長大過程完成的。因此，液態(tài)結(jié)晶理論原則上仍適用于固態(tài)相變。但由于在固態(tài)條件下進(jìn)行，原子呈規(guī)則排列，并存在晶體缺陷，因此，固態(tài)相變具有許多不同于液態(tài)結(jié)晶過程的特點：相變阻力：新相與母相基體間形成界面所增加的界面能新相與母相體積差所引起的彈性應(yīng)變能新相中亞結(jié)構(gòu)形成所需要的能量相變驅(qū)動力：△Gv=G新-G母相變前后體系自由能變化：（1）相變驅(qū)動力和阻力1.1.2固態(tài)相變的主要特點TTc

T

GvG母相新相（2）相界面和慣習(xí)面1.1.2固態(tài)相變的主要特點相界面共格界面半共格界面非共格界面第一類共格第二類共格共格界面（2）相界面和慣習(xí)面1.1.2固態(tài)相變的主要特點第一類共格界面(a)和第二類共格界面(b)半共格界面非共格界面（2）相界面和慣習(xí)面1.1.2固態(tài)相變的主要特點慣習(xí)面－新相往往在舊相的某一個特定晶面形成，該晶面即慣習(xí)面。通常用母相的晶面指數(shù)來表示。（2）相界面和慣習(xí)面1.1.2固態(tài)相變的主要特點

新舊相某些低指數(shù)晶面（晶向)相互平行。

1.1.2固態(tài)相變的主要特點（3）位向關(guān)系[111]α’[101]γK－S關(guān)系示意圖1.1.2固態(tài)相變的主要特點（3）位向關(guān)系新舊相比容不同造成體積變化αβ（4）彈性應(yīng)變能1.1.2固態(tài)相變的主要特點（4）彈性應(yīng)變能1.1.2固態(tài)相變的主要特點彈性應(yīng)變能的影響因素：完整晶體中相變產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能新相和母相的比容差新相和母相的彈性模量新相的形狀界面共格時：界面能較小，彈性應(yīng)變能較大界面不共格時：盤（片）狀新相：界面能較大，彈性應(yīng)變能最小球狀新相：

界面能最小，彈性應(yīng)變能最大1.1.2固態(tài)相變的主要特點（4）彈性應(yīng)變能（5）晶內(nèi)缺陷的影響1.1.2固態(tài)相變的主要特點晶體缺陷（晶界、亞晶界、空位、位錯）能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大原子擴(kuò)散速度快、相變應(yīng)力容易松弛形核容易（5）晶內(nèi)缺陷的影響1.1.2固態(tài)相變的主要特點原子的擴(kuò)散成分不同某些組元的擴(kuò)散固態(tài)金屬中原子的擴(kuò)散速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于液態(tài)原子，所以原子的擴(kuò)散速度對金屬固態(tài)相變影響很大。母相新相1.2相變熱力學(xué)（自學(xué)）

系統(tǒng)發(fā)生轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件是ΔG＜0，同時ΔG的數(shù)值給出相變驅(qū)動力的大小。單組元系材料轉(zhuǎn)變驅(qū)動力可由參加轉(zhuǎn)變的兩相的自由焓-溫度曲線確定。相變熱力學(xué)分析為固態(tài)相變提供判據(jù)。ΔG=0過程達(dá)到平衡＜0自發(fā)發(fā)生轉(zhuǎn)變對所有的相變，在母相開始向新相轉(zhuǎn)變的平衡溫度（相平衡），母相與新相的吉布斯自由能(G)相等，組成元素在兩相中的化學(xué)位(

)相等，即G1=G2，

1=

2。吉布斯自由能由系統(tǒng)的熱焓（H）和熵(S)所決定，第i種原子的化學(xué)位定義為在一定溫度(T)和壓強(qiáng)(P)下，每摩爾原子數(shù)量(ni)變化所引起的吉布斯自由能的變化， 1.2相變熱力學(xué)（自學(xué)）

一級相變：在相平衡條件下，兩相自由能對溫度和壓強(qiáng)的一階偏導(dǎo)數(shù)可以不相等。即：注意到：表現(xiàn)出熵和體積的突變。熵的突變就是相變潛熱的吸收或釋放。一級相變具有熱效應(yīng)和體積效應(yīng)，因此可通過差熱分析和熱膨脹法確定相變溫度。除了部分有序化轉(zhuǎn)變外，金屬中的固態(tài)相變大多為一級相變。如升華、凝固、熔化、沉淀等均屬于一級相變。

1.2相變熱力學(xué)（自學(xué)）

因此：

S1

S2，V1

V2

即

S

0

，

V

0二級相變：相平衡時，兩相自由能對溫度和壓強(qiáng)的一階偏導(dǎo)數(shù)相等，二階偏導(dǎo)數(shù)不相等。即：注意到：式中Cp為等壓比熱，

為體積壓縮系數(shù)，

為熱膨脹系數(shù)?？梢?，在二級相變的相變溫度，熵和體積均無突變，但是比熱、壓縮系數(shù)和熱膨脹系數(shù)具有突變（

Cp

0，

0，

0）。1.2相變熱力學(xué)（自學(xué)）

1.2.1相變驅(qū)動力固態(tài)相變的驅(qū)動力來源于新相與母相的體積自由能的差ΔGV。高溫下母相能量低，新相能量高，母相為穩(wěn)定相。隨溫度的降低，母相自由能升高的速度比新相快。達(dá)到某一個臨界溫度Tc，母相與新相之間自由能相等，稱為相平衡溫度。低于Tc溫度，母相與新相自由能之間的關(guān)系發(fā)生了變化，母相能量高，新相能量低，新相為穩(wěn)定相，所以要發(fā)生母相到新相的轉(zhuǎn)變。TTc

T

GvG母相新相如果新相與母相成分相同（如同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、馬氏體相變、塊狀轉(zhuǎn)變等），相變驅(qū)動力為同成分(c0)的兩相自由能差（左圖）。有成分變化的沉淀析出型固態(tài)相變（右圖），相變達(dá)到平衡時，母相成分為c

，新相成分為c

，其相變驅(qū)動力為

GT，稱為總相變驅(qū)動力。但在相變剛剛開始時，母相成分基本保持原始狀態(tài)(c0)，新相成分為c

，其相變驅(qū)動力為

GN，稱為形核驅(qū)動力?？梢娦魏蓑?qū)動力遠(yuǎn)大于總相變驅(qū)動力，隨著新相的長大和母相的成分變化，相變的驅(qū)動力逐漸減小，最后達(dá)到平衡態(tài)為零。成分

GV自由能新相母相c01.2.1相變驅(qū)動力成分

GT自由能新相母相c0c

c

GN1.2.2相變阻力新相與母相基體間形成界面所增加的界面能新相與母相體積差所引起的彈性應(yīng)變能新相中亞結(jié)構(gòu)的形成所需要的能量1.3相變的形核和長大（自學(xué)）

固態(tài)相變中的形核分為均勻形核和非均勻形核。對于在母相完整晶格位置上的均勻形核，假設(shè)新相核心是半徑為r的球，而且界面能和應(yīng)變能是各向同性的，則自由能

G與半徑r的關(guān)系可以寫成：1.3.1均勻形核和非均勻形核臨界晶核的半徑r*必須滿足：則：由于固體中大量的各種缺陷的存在，非均勻形核是普遍存在的，而均勻形核的可能性要小得多。對于非均勻形核，臨界晶核的半徑不變，但形核的勢壘將大為降低，為。以常見的晶界形核為例（假設(shè)各向同性的界面能和應(yīng)變能），獲得最低界面能的晶核形狀為兩個相連接的球冠。潤濕角θ表示為：cosθ=

αα/(2

αβ)

與均勻形核相比，形核的勢壘為：1.3.1均勻形核和非均勻形核晶界形核細(xì)分為：晶面形核（兩個晶粒的交面）、

晶邊形核（三個晶粒的交邊）、

晶隅形核（四個晶粒的交點）。在同樣的潤濕角時，形核難易程度由易到難依次為：

晶隅形核→晶邊形核→晶面形核；潤濕角越小，非均勻形核越容易。晶界晶隅晶面

G*非均勻/

G*均勻晶面晶邊晶隅1.3.1均勻形核和非均勻形核

對于其它類型的缺陷，形核勢壘也會降低，但降低的程度各異。各種可能的形核位置按照形核從難到易的程度排序，大體如下：均勻形核→空位形核→位錯形核（刃位錯比螺位錯容易）→堆垛層錯→晶界形核（晶面、晶邊、晶隅由難到易）→相界形核（與相界面能和相界成分關(guān)系很大）→自由表面1.3.1均勻形核和非均勻形核

1.3.2固態(tài)相變的長大一、長大機(jī)制（1）半共格界面的遷移半共格界面上存在位錯列要隨界面遷移，位錯要攀移；臺階側(cè)向移動，位錯可滑移vuh

母相

新相

（2）協(xié)同型長大機(jī)制無擴(kuò)散型相變，原子通過切變方式協(xié)同運動，相鄰原子的相對位置不變?nèi)珩R氏體相變，會發(fā)生外形變化，出現(xiàn)表面浮凸新相與母相之間有一定的位向關(guān)系1.3.2固態(tài)相變的長大二、新相長大速度（1）界面控制型長大（無成分變化的新相長大）1.3.2固態(tài)相變的長大原子在母相α和新相β間往返的頻率分別為設(shè)單原子層厚度為δ，則界面遷移速率為：1.3.2固態(tài)相變的長大過冷度較大時：隨著溫度降低，新相長大速率按指數(shù)函數(shù)減小。1.3.2固態(tài)相變的長大（2）擴(kuò)散控制型長大

成分發(fā)生改變的相變，受傳質(zhì)過程，即擴(kuò)散速度所控制。1.3.2固態(tài)相變的長大根據(jù)費克第一定律，擴(kuò)散通量為：隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的擴(kuò)散系數(shù)D急劇減小，故新相的長大速率降低。1.3.2固態(tài)相變的長大新相長大速度與過冷度的關(guān)系1.4相變動力學(xué)

從動力學(xué)教學(xué)研究相變速度問題轉(zhuǎn)變量取決于形核率、長大速度和轉(zhuǎn)變時間等溫轉(zhuǎn)變對相變研究的意義。相變動力學(xué)實質(zhì)：相變溫度-時間-轉(zhuǎn)變量之間的關(guān)系1.4.1等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)（1）等溫動力學(xué)方程（Johnson-Mehl方程）兩端積分，可得新相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)與時間的關(guān)系：時間已轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)00.51.0等溫動力學(xué)曲線等溫動力學(xué)曲線特征：（1）轉(zhuǎn)變存在一孕育期，即加熱到轉(zhuǎn)變溫度時，經(jīng)過一段時間，轉(zhuǎn)變才開始。（2）等溫形成動力學(xué)曲線呈S型，即在轉(zhuǎn)變初期，轉(zhuǎn)變速度隨時間的延長而加快；轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到最大；之后，轉(zhuǎn)變速度又隨時間的延長而下降。（3）隨著等溫溫度提高，等溫動力學(xué)曲線向左移動，即孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快。T4>T3>T2>T1T4T3T2T11.4.1等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)(2)等溫相變動力學(xué)圖LogtT0開始完成T（℃）反映了溫度-時間-轉(zhuǎn)變量之間的關(guān)系，但不能直觀反映轉(zhuǎn)變速度問題。1.4.1等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)

本章小結(jié)研究相變規(guī)律（相變的類型、條件、方式）及相變產(chǎn)物的組織成分－工藝－組織－性能關(guān)系固態(tài)相變的類型和特點相變熱力學(xué)及動力學(xué)第二章合金固態(tài)相變

常用研究方法物相類型物相分布相變過程

材料結(jié)構(gòu)分析

材料性能化學(xué)成分物相組成相結(jié)構(gòu)相形貌相分布相大小缺陷材料結(jié)構(gòu)分析方法：建立在材料的各種物理化學(xué)效應(yīng)基礎(chǔ)上的物理方法（光束、X射線束，電子束、中子束、其它粒子等）,是獲得材料結(jié)構(gòu)的必需手段。

材料性能的表征也可以反應(yīng)材料內(nèi)部的結(jié)構(gòu)變化特點。材料研究方法引言

物相類型分析是指對材料中含有多少種物相，各物相的結(jié)構(gòu)及原子排列的規(guī)律，以及物相含量的分析。

物相類型分析方法：X-射線衍射電子衍射中子衍射共同原理：利用電磁波或運動電子束、中子束等與材料內(nèi)部規(guī)則排列的原子作用產(chǎn)生相干散射，獲得材料內(nèi)部原子排列的信息，從而重組出物質(zhì)的結(jié)構(gòu)。2.1物相類型衍射的概念與原理：

入射的電磁波（x射線）或物質(zhì)波（電子波）與周期性的晶體物質(zhì)發(fā)生作用，在空間某些方向上發(fā)生相干增強(qiáng)，而在其他方向上發(fā)生相干抵消，這種現(xiàn)象稱為衍射。2.1物相類型2.1物相類型通過衍射獲得物相信息的原理：X-射線衍射圖譜強(qiáng)度

2

（

）電子衍射花樣(a.晶體結(jié)構(gòu)衍射；b.非晶衍射）abUO2晶體的電子衍射

2.1物相類型電子衍射原理：電子衍射的基本公式圖解NaCl晶體的中子衍射

不同的相分布決定了不同的組織，從而影響材料的性能。物相分布分析方法：

光學(xué)顯微鏡

（最高分辨率0.2

m）

電子顯微鏡:掃描電子顯微鏡（最高分辨率1nm）透射電子顯微鏡（最高分辨率0.21nm）2.2物相分布2.2.1光學(xué)顯微鏡表征物相的結(jié)構(gòu)球形二氧化硅陶瓷燒結(jié)體PtRu/C納米復(fù)合材料2.2.2電子顯微鏡表征物相的結(jié)構(gòu)2.3相變過程分析熱分析方法（DTA、DSC、TG）電阻分析法磁性分析法共同原理：宏觀的物理、化學(xué)性質(zhì)的變化通常與物質(zhì)的組成和微觀結(jié)構(gòu)相關(guān)聯(lián)。通過測量和分析物質(zhì)在加熱或冷卻過程中的物理、化學(xué)性質(zhì)的變化，可以對物質(zhì)進(jìn)行定性、定量的分析，有助于相變過程的研究。熱分析方法

熱分析是指在程序控制溫度條件下，測量物質(zhì)的物理性質(zhì)隨溫度變化的函數(shù)關(guān)系的技術(shù)。利用差熱分析曲線測定相圖（a）相圖；（b）不同成分對應(yīng)的差熱曲線差熱分析儀的結(jié)構(gòu)示意圖2.3.1熱分析方法表征相變過程電阻分析法

合金的電阻率是組織敏感參量．特別是當(dāng)固溶體合金中的溶質(zhì)原子發(fā)生偏聚、有序－無序轉(zhuǎn)變、沉淀析出及發(fā)生相變的時候，電阻的變化非常明顯。電阻法測TiNi相變點電阻分析法裝置示意圖2.3.2電阻分析方法表征相變過程磁性分析法熱磁儀的示意圖熱磁法測得的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線金屬及合金的磁性與金屬的相組成和組織有著緊密的聯(lián)系。其中磁化率和矯頑力對組織敏感，而飽和磁化強(qiáng)度和居里點只和合金的相組成有關(guān)，因此通常根據(jù)合金的磁化率和矯頑力分析組織的變化，而根據(jù)飽和磁化強(qiáng)度和居里點對合金進(jìn)行相分析，研究組織轉(zhuǎn)變的動力學(xué)。2.3.3磁性分析法表征相變過程本章小結(jié)利用電磁波或運動電子束、中子束等與材料內(nèi)部規(guī)則排列的原子作用產(chǎn)生相干散射，可以獲得材料物相種類信息。例如X射線衍射、電子衍射和中子衍射分析。物相的分布可以由光學(xué)顯微鏡以及電子顯微鏡表征?；谙嘧冞^程中材料性能的變化特點可以進(jìn)行材料相變過程研究，例如熱分析法、電阻分析法以及磁性分析法。第三章奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變75本章主要內(nèi)容奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織、性能奧氏體如何形成的奧氏體等溫形成動力學(xué)（速度、影響因素）連續(xù)加熱時奧氏體的形成非平衡組織加熱時奧氏體的形成（加熱速度、原始組織）A晶粒長大及控制76研究奧氏體轉(zhuǎn)變的意義熱處理過程一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，其目的在于改變金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)使其滿足服役條件所提出的性能要求。欲使材料獲得要求的性能，首先要把鋼加熱，獲得A組織（奧氏體化），然后再以不同的方式冷卻，發(fā)生不同轉(zhuǎn)變，以獲得不同的組織?？梢钥刂艫轉(zhuǎn)變的條件獲得理想的A組織，為后續(xù)處理做好組織準(zhǔn)備。773.1奧氏體及其特點78奧氏體形成溫度范圍奧氏體（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為2.11%79

（1）奧氏體定義80、、、、、、、、、、、、、、（2）奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)面心立方晶格，碳占據(jù)八面體間隙奧氏體穩(wěn)定存在的溫度與合金元素有關(guān)C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt%。（八面體間隙半徑5.2x10-2nm，C原子半徑7.7x10-2nm)C的溶入使晶格發(fā)生點陣畸變，使晶格常數(shù)增大。C在奧氏體中分布不均，有濃度起伏。81碳原子的分布特點：（3）奧氏體微觀組織與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變程度有關(guān)顆粒狀－經(jīng)高溫保溫后，晶粒長大、邊界變得平直化，呈等軸多邊形，有些內(nèi)部有孿晶針狀－非平衡態(tài)含C量低的鋼在兩相區(qū)以適當(dāng)速度加熱82（4）奧氏體的性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易鍛造加工比容?。╢cc是最密排的點陣結(jié)構(gòu)），利用此特性可用膨脹儀來測定奧氏體的轉(zhuǎn)變情況擴(kuò)散系數(shù)小，使熱強(qiáng)性好，可用作高溫用鋼導(dǎo)熱性差，線膨脹系數(shù)較F和Fe3C高一倍順磁性，可作為無磁性鋼84

問題：鋼的平衡組織是什么？853.2鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變原始組織：加熱之前的組織碳鋼的平衡態(tài)組織碳鋼的非平衡態(tài)組織

通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲碳體等組織P(pearlite)P＋F(Ferrite)P＋Fe3C(Cementite)86γ平衡組織非平衡組織通過較快的速度進(jìn)行冷卻時獲得的組織如馬氏體，貝氏體等。87馬氏體貝氏體3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件88Gγ兩相自由能隨溫度變化曲線3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件兩相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0P

A條件是：將P加熱到A1以上過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點A1之差（ΔT）過熱度越大，驅(qū)動力越大，轉(zhuǎn)變速度越快加熱速度極慢時：過熱度ΔT＞0即可發(fā)生轉(zhuǎn)變，即A1加熱速度較快時：在較大的過熱度下才能發(fā)生相變，好象臨界點提高了。Ac1－在一定加熱速度下(0.125oC/min)實際測得的臨界點8990c:Calefactionr:Refrigeration加熱與冷卻速度為0.125oC/min對奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點的影響3.2.2轉(zhuǎn)變機(jī)制

當(dāng)加熱至Ac1稍上溫度時，由珠光體(鐵素體＋滲碳體)轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，即：（α

＋Fe3C）γ91Ac1以上加熱0.02％C

6.69％C

0.77％C

體心立方復(fù)雜斜方面心立方碳含量：奧氏體的形成是一個滲碳體的溶解，鐵素體到奧氏體的點陣重構(gòu)以及碳在奧氏體中的擴(kuò)散的過程空間點陣：共析鋼的奧氏體形成轉(zhuǎn)變過程共析鋼轉(zhuǎn)變四個階段：

A形核長大Fe3C溶解A均勻化9293共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s（1）奧氏體的形核941.均勻形核臨界晶核半徑新相核胚的半徑必須大于臨界半徑系統(tǒng)才能克服勢壘的阻礙，新相才能長大952.非均勻形核晶體缺陷（晶界、亞晶界、空位、位錯）能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大原子擴(kuò)散速度快、相變應(yīng)力容易松弛形核容易奧氏體的形核形成位置：在F和Fe3C相界面上通過擴(kuò)散機(jī)制形成。原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的濃度起伏

(C%)F＝0.02%，(C%)Fe3C=6.69%,(C%)A=2.11%（居于F和Fe3C之間）2）能量上：在相界上形核使界面能減小，應(yīng)變能減小，使熱力學(xué)條件更容易滿足ΔG＝－ΔGv+ΔGs+ΔGE能量起伏3）結(jié)構(gòu)上：相界處原子排列不規(guī)則—結(jié)構(gòu)起伏96（2）A核的長大通過滲碳體的溶解、碳原子的擴(kuò)散（在A或F中）、A兩側(cè)的界面推移（向F和Fe3C）來進(jìn)行的。注：碳原子的擴(kuò)散根據(jù)原始組織的不同可能取兩種形式：

1）C在A中擴(kuò)散

2）C在F中擴(kuò)散97

A長大是通過γ/α界面和γ/Fe3C界面分別向α和Fe3C遷移來實現(xiàn)的。由于γ/α界面向α的遷移遠(yuǎn)比γ/Fe3C界面向Fe3C界面遷移來得快，因此當(dāng)α已完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤螅匀挥幸徊糠諪e3C沒有溶解，稱為殘留Fe3C。98991.實驗現(xiàn)象：

1)F消失時，組織中的Fe3C還未完全轉(zhuǎn)變

2)測定后發(fā)現(xiàn)A中含碳量低于共析成分0.77%2.原因：

Fe-Fe3C相圖上ES線斜度大于GS線，S點不在CA-F與CA-Fe3C中點，而稍偏右。所以A中平均碳濃度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S點成分。當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，多余的碳即以Fe3C形式存在。繼續(xù)保溫，能使未溶碳滲體溶入A中!

（3）殘留滲碳體的溶解（4）A均勻化

滲碳體溶解完后，A成分是不均勻的，原來為滲碳體區(qū)域C含量高；原來為鐵素體的區(qū)域含量低，保溫通過C的擴(kuò)散使A中C分布均勻。1001013.2.3轉(zhuǎn)變動力學(xué)

形成動力學(xué)－形成速度即奧氏體的轉(zhuǎn)變量與溫度和時間的關(guān)系本節(jié)討論共析鋼和亞共析鋼的等溫形成動力學(xué)102一、共析鋼A等溫形成動力學(xué)1.等溫形成動力學(xué)圖

時間－溫度－轉(zhuǎn)變量關(guān)系圖動力學(xué)曲線共析鋼等溫形成動力學(xué)圖1032.共析鋼等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖特點

1）轉(zhuǎn)變需要孕育期

2）曲線呈S型初期：速度隨時間加快；

50%后：速度下降

3）隨溫度升高，孕育期縮短速度加快1043.影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素溫度:形核率與線長大速度隨溫度升高而增加碳含量：奧氏體形成速度隨C%增加而增加原始組織:P中Fe3C片厚度和顆粒大小影響A形成過程及形成速度.片狀大于顆粒狀；片層越小，速度越大合金元素：改變臨界點位置、影響C擴(kuò)散速度；形成各種碳化物（K）105二、亞共析鋼A等溫形成動力學(xué)共析鋼

臨界點以上為單相區(qū)加熱前組織為P

亞共析鋼臨界點以上為兩相區(qū)加熱前組織為F＋P1061.兩相區(qū)轉(zhuǎn)變的三個階段A在F與P交界面形核后，快速長進(jìn)P,直到P全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳為止。A向先共析F慢速長進(jìn)。轉(zhuǎn)變停止時為兩相組織，等溫溫度越高，未轉(zhuǎn)變的F量越少。A與F間的最后平衡。結(jié)論：亞共析鋼在兩相區(qū)的轉(zhuǎn)變與共析鋼相比

在相同溫度下的轉(zhuǎn)變要慢得多。1072.亞共析鋼A轉(zhuǎn)變的特點珠光體先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。受C原子在奧氏體中擴(kuò)散控制，速度較快。奧氏體向鐵素體界面推移，使F慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)锳。受C在鐵素體中擴(kuò)散所控制。C原子作較長距離的擴(kuò)散，形成速度極慢。轉(zhuǎn)變速度與碳含量有關(guān)，碳含量越高，轉(zhuǎn)變速度越快（因為先共析鐵素體含量越少）。1080.1%C鋼奧氏體等溫形成圖共析鋼的等溫形成圖1093.3連續(xù)加熱時奧氏體的形成鋼件在實際加熱時，A是在連續(xù)加熱過程中形成。即在A形成過程中，溫度還將不斷升高。－叫做非等溫轉(zhuǎn)變

或連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變T1T21103.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖v1<v2<v3<v41113.3.2轉(zhuǎn)變特點在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點隨加熱速度增大而升高相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）1123.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯在晶粒中運動的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

1131143.5非平衡組織奧氏體的形成非平衡組織－淬火組織及淬火后并不充分回火組織：淬火馬氏體，回火馬氏體，貝氏體等。非平衡組織奧氏體化時，因成分和加熱條件不同，可能同時得到針狀或顆粒狀兩種形態(tài)奧氏體晶粒。

顆粒狀A(yù)g針狀A(yù)a（一）針狀A(yù)晶粒的形成及長大鋼的成分：低、中碳鋼形成溫度：在Ac1~Ac3之間形核位置：小角晶界上（原始M板條之間形成）在形成Aa同時也會形成Ag

M束低碳板條馬氏體M板條間的Aa和M板條束間的AgAa的形成機(jī)制形核：Aa核在板條條界上、碳化物旁形成。由于板條條界是小角晶界，故Aa核可以與兩側(cè)均形成共格或半共格晶界，保持K－S關(guān)系。由于共格或半共格界面能量低，故形核功小，在不大的過熱度下即可形成。長大：形核后依靠碳化物的溶解與碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。但因核兩側(cè)均為共格或半共格晶界，活動性差，而條界又可以提供長大所需的碳原子，故沿條界長大速度大，長成針狀A(yù)。合并:由于同一板條束內(nèi)的Aa均具有相同的空間取向，故相遇時合并成一個大顆粒狀A(yù)（組織遺傳）。針狀A(yù)形成示意圖針狀A(yù)晶粒合并長大示意圖組織遺傳二、顆粒狀A(yù)(Ag)的形成與長大在淬火組織已經(jīng)發(fā)生一定分解后形成形成位置：在大角晶界（容易在原A晶界形成，或板條馬氏體束界及塊界形成）形成溫度：隨過熱度增大，形核率增加，通常在Ac3附近形成加熱速度越快，形核率增大顆粒狀A(yù)形成機(jī)制形核在原A晶界上碳化物旁邊形成。新形成的核與一側(cè)保持共格或半共格關(guān)系,界面能低，兩者之間存在一定位向關(guān)系，而另一側(cè)無共格聯(lián)系，界面能高。故Ag形核功高，必須在較大的過熱度下才能形成。A核形成后，依靠碳化物溶解，碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。由于非共格晶界活動性大，而共格與半共格晶界活動性小，故只有Ag核的非共格晶界一側(cè)向母相推進(jìn)，形成球冠狀晶粒而另一側(cè)保持平直。顆粒狀A(yù)形成示意圖奧氏體形態(tài)與加熱速度的關(guān)系慢速：1－2oC/min快速：＞1000oC/s中速：介于慢速與快速之間加熱速度對非平衡態(tài)鋼A轉(zhuǎn)變組織的影響v1>v2>v3>v4>v5組織遺傳現(xiàn)象及控制組織遺傳：非平衡粗晶有序組織（馬氏體，貝氏體等）在一定加熱條件下所形成的奧氏體晶粒繼承或恢復(fù)原始粗大晶粒的現(xiàn)象形成條件：出現(xiàn)在非平衡組織的鋼中。慢速或快速加熱會導(dǎo)致組織遺傳控制途徑：較快速或中速加熱；退火或高溫回火消除非平衡組織

淬火馬氏體回火馬氏體130本章重點A的結(jié)構(gòu)、組織、性能A形成過程的四個階段A等溫形成動力學(xué)的特點，共析鋼與亞共析鋼對比。晶粒長大及其影響因素難點：針狀奧氏體的形成機(jī)理1313.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖v1<v2<v3<v41323.3.2轉(zhuǎn)變特點在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點隨加熱速度增大而升高相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）1333.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯在晶粒中運動的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

134135

晶粒度級別圖1-8級1363.4.1晶粒度概念及晶粒長大現(xiàn)象（一）晶粒度設(shè)n為放大100倍時每平方英寸in2面積內(nèi)的晶粒數(shù)，則下式中N即為晶粒度。

n=2N-1晶粒越細(xì)，N越大。起始晶粒：加熱轉(zhuǎn)變終了時所得的A晶粒實際晶粒：長大到冷卻開始時的A晶粒本質(zhì)晶粒：930oC保溫3~8小時所得的晶粒1－4級：本質(zhì)粗晶粒鋼，5－8級本質(zhì)細(xì)晶粒鋼137加熱溫度對A晶粒尺寸的影響138（二）晶粒長大現(xiàn)象加熱轉(zhuǎn)變終了后，隨溫度進(jìn)一步升高，時間繼續(xù)延長，A晶粒將不斷長大的現(xiàn)象。晶粒長大是一自發(fā)過程。因為晶粒越大，單位體積內(nèi)晶粒數(shù)越少，晶界面積越小，界面能越小。正常長大：隨溫度升高，A不斷長大異常長大：當(dāng)溫度升高到超過某一定值后晶粒隨溫度升高急劇長大。139晶粒尺寸與保溫時間關(guān)系晶粒尺寸與加熱溫度關(guān)系1403.4.2A晶粒長大機(jī)理長大方式：通過界面遷移而長大驅(qū)動力：來自A晶界的界面能。A晶粒的長大將導(dǎo)致界面能降低

P＝2γ/RP－驅(qū)動力，R－球面晶界曲率半徑，γ－界面能晶粒越小，界面能越大，長大驅(qū)動力越大1413.4.3影響A長大的因素（I）一、溫度、時間、加熱速度

D＝k

1/2D－晶粒平均直徑，k－與材料和溫度有關(guān)的常數(shù)，

－加熱時間，Q-Fe的擴(kuò)散激活能過熱：晶粒過分長大（在晶界上未發(fā)生晶界弱化）的現(xiàn)象過燒：溫度過高，A晶粒長大而且在晶界上發(fā)生了某些使晶界弱化的變化142混晶正常長大第四章鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變及熱處理TtA1主要內(nèi)容4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型4.2過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變4.3過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變4.4常規(guī)熱處理方法4.5熱處理常用設(shè)備4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型過冷奧氏體鋼加熱至臨界點以上，保溫一定時間，將形成高溫穩(wěn)定組織－A。A冷卻至臨界點以下，就不再是穩(wěn)定組織，一般稱過冷A。過冷A在不同的冷卻條件下，最終可能轉(zhuǎn)變?yōu)镻、B、M或混合組織，從而導(dǎo)致鋼材最終性能的多樣性。4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型轉(zhuǎn)變類型依據(jù)轉(zhuǎn)變機(jī)制和轉(zhuǎn)變溫度不同，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變分為：珠光體轉(zhuǎn)變（高溫轉(zhuǎn)變）貝氏體轉(zhuǎn)變（中溫轉(zhuǎn)變）馬氏體轉(zhuǎn)變（低溫轉(zhuǎn)變）4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型（1）珠光體轉(zhuǎn)變擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變鋼在退火和正火時所發(fā)生的都是珠光體轉(zhuǎn)變，退火和正火既可作為預(yù)先熱處理，也可作為最終熱處理（可直接交付使用）TtA14.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型γ→P（F+Fe3C）4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型片狀P和顆粒狀P的力學(xué)性能如何？片狀珠光體的強(qiáng)度、硬度以及塑性均隨著珠光體團(tuán)直徑和片間距的減小而升高。粒狀珠光體與片狀珠光體相比，在成分相同的情況下，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低，塑性較好，可切削加工性好，對刀具磨損小，加熱淬火時的變形、開裂傾向小。高碳鋼在機(jī)加工和熱處理前常要求先進(jìn)行球化處理得到粒狀珠光體組織。4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型（2）貝氏體轉(zhuǎn)變中溫轉(zhuǎn)變（也是F和Fe3C的混合物）鐵原子難以擴(kuò)散，碳原子擴(kuò)散能力下降轉(zhuǎn)變機(jī)制不同形態(tài)：上貝氏體（350-550℃）下貝氏體（Bs-350℃）與上貝氏體相比，下貝氏體具有較高的強(qiáng)度和硬度，同時塑性和韌性也較好。因此生產(chǎn)中常采用等溫淬火方法以獲得下貝氏體組織來改善鋼的機(jī)械性能，并能減小淬火內(nèi)應(yīng)力及變形、開裂傾向。4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型上貝氏體下貝氏體4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型（3）馬氏體轉(zhuǎn)變低溫轉(zhuǎn)變（淬火-主要的強(qiáng)化手段）鐵、碳原子均無擴(kuò)散能力---無擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變機(jī)制-晶格改組組織形態(tài)：片狀馬氏體（高碳鋼）板條狀馬氏體（低碳鋼）4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型片狀馬氏體板條狀馬氏體4.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變類型4.2過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變平衡冷卻－不考慮時間因素，dt/d0非平衡冷卻－受時間的影響1.dt/d=0等溫冷卻（TTT圖或IT圖）2.dt/d=C連續(xù)冷卻（CCT圖或CT圖）3.dt/d=f(t)一般熱處理的冷卻條件冷卻條件分類4.2.1過冷A的TTT圖奧氏體等溫形成動力學(xué)圖MfB上B下A’P

1、TTT圖及其特點過冷A分為三個溫度區(qū)：高溫區(qū)：臨界點以下由高溫向低溫：珠光體索氏體屈氏體低溫區(qū)：Ms點以下為M中溫區(qū)：上貝氏體下貝氏體轉(zhuǎn)變開始線，終了線孕育期、鼻子4.2.1過冷A的TTT圖2、TTT圖的測定方法金相硬度法：膨脹法：利用鋼在相變時發(fā)生的比容變化來測定磁性法：利用A為順磁性，而轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵磁性的特性電阻法：利用轉(zhuǎn)變產(chǎn)物與過冷A具有不同的電阻率的特點4.2.1過冷A的TTT圖共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變

動力學(xué)圖4.2.1過冷A的TTT圖TTT圖的測定方法-熱分析法樣品和參比物同時進(jìn)行升溫，當(dāng)樣品未發(fā)生物理或化學(xué)狀態(tài)變化時，樣品溫度和參比物溫度相同,相應(yīng)的溫差電勢為0。當(dāng)樣品發(fā)生物理或化學(xué)變化而發(fā)生放熱或吸熱時，樣品溫度高于或低于參比物溫度，產(chǎn)生溫差。4.2.1過冷A的TTT圖4.2.2TTT圖的基本類型單C形雙C形，P轉(zhuǎn)變滯后雙C形，B轉(zhuǎn)變滯后只有B轉(zhuǎn)變只有P轉(zhuǎn)變TTT圖基本類型（1）具有單一C形曲線（碳鋼、含硅、鎳等合金鋼）（2）雙C形，珠光體轉(zhuǎn)變向右顯著推移（3）雙C形，貝氏體轉(zhuǎn)變向右推移（4）只有貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線（5）只有珠光體轉(zhuǎn)變的C曲線（6）在Ms點以上整個溫度區(qū)間不出現(xiàn)C曲線（奧氏體鋼）4.2.2TTT圖的基本類型亞共析鋼P等溫轉(zhuǎn)變過共析鋼P等溫轉(zhuǎn)變

動力學(xué)圖動力學(xué)圖4.2.2TTT圖的基本類型普通碳素共析鋼TTT圖4.2.2TTT圖的基本類型4.2.3影響過冷A－TTT圖的因素（1）碳含量隨著碳含量的增加，奧氏體穩(wěn)定性增大，C曲線位置向右移動。對于過共析鋼，加熱到Ac1以上一定溫度，隨著碳含量增加，奧氏體碳含量不增加，而未溶滲碳體增多，促進(jìn)奧氏體分解，故C曲線左移；過共析鋼只有加熱到Acm以上，滲碳體才完全溶解，碳含量的增加才使C曲線右移。

對于碳鋼，共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定，其C曲線處于最右邊的位置。（2）Me

除Co、Al外，均使C曲線右移，即增加了過冷A的穩(wěn)定性。4.2.3影響過冷A－TTT圖的因素（3）A晶粒尺寸和均勻化程度細(xì)小晶粒有利于P形核，使P轉(zhuǎn)變線左移

A均勻化程度越高，曲線右移，并使Ms點下降（4）奧氏體塑性變形的影響形變可使奧氏體晶粒細(xì)化（通過再結(jié)晶），或增加亞結(jié)構(gòu)（位錯、孿晶、滑移帶），將加速P轉(zhuǎn)變

4.2.3影響過冷A－TTT圖的因素4.3過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變與等溫轉(zhuǎn)變規(guī)律差別較大連續(xù)冷卻時，在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變往往重疊，組織不均勻過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖-CCT圖（Continuous-Cooling-Transformation）是實際生產(chǎn)中研究轉(zhuǎn)變過程的重要依據(jù)4.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖的建立CCT曲線的測定比較困難綜合運用各種方法（膨脹法、端淬法、金相硬度法、熱分析法及磁性法）來測定CCT曲線，其中端淬法應(yīng)用較多。4.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖的建立有一組冷卻曲線，曲線的終端數(shù)字表示在該冷卻速度下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度值冷卻曲線和轉(zhuǎn)變終了點交點處的數(shù)字為轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的百分量Ms點右側(cè)為斜線，因為P、B轉(zhuǎn)變提高了A中的碳含量，使Ms點下降。4.3.2過冷奧氏體CCT圖特點中碳鋼（0.46％C）的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖4.3.2過冷奧氏體CCT圖特點4.3.3CCT圖與TTT圖的比較（1）連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線都處于同種材料的等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線的右下方。（2）從形狀上看，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線不論是珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)還是貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，都只有相當(dāng)于等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線的上半部。（3）碳鋼連續(xù)冷卻時可使中溫的貝氏體轉(zhuǎn)變被抑制。（4）合金鋼連續(xù)冷卻時可以有珠光體轉(zhuǎn)變而無貝氏體轉(zhuǎn)變，也可以有貝氏體轉(zhuǎn)變而無珠光體轉(zhuǎn)變，或者兩者兼而有之。共析碳鋼的CCT圖4.3.3CCT圖與TTT圖的比較4.3.3CCT圖與TTT圖的比較4.3.4鋼的臨界冷卻速度在連續(xù)冷卻時，使過冷奧氏體不發(fā)生分解，完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（包括殘余奧氏體）的最低冷卻速度稱為臨界淬火速度，通常以Vc表示Cr12鋼的CCT圖中碳Cr-Mn-V鋼的CCT圖4.3.4鋼的臨界冷卻速度4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用鋼的TTT圖與CCT圖是合理制訂熱處理工藝規(guī)程和發(fā)展新的熱處理工藝的重要依據(jù)；對于分析研究各種鋼材在不同熱處理條件下的金相組織和機(jī)械性能，合理選用鋼材等方面也有重要的參考作用，因此它在生產(chǎn)實踐和科學(xué)研究方面應(yīng)用較廣，具有重要的實際意義。

（1）預(yù)測熱處理后零件的組織及性能

如果已知零件的冷卻速度，就可以利用CCT圖判定組織狀態(tài)和硬度，從而判定其組織和性能。4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用

（2）確定淬火臨界冷卻速度淬火臨界冷卻速度（Vc）是保證A在冷卻過程中不發(fā)生分解而全部過冷到M區(qū)的最小冷速。在TTT圖上，先疊繪出一條與TTT曲線鼻子相切的冷卻曲線Vc’，由此得到從臨界點A1到鼻子溫度tm的平均冷速Vc’.4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用（3）確定工藝規(guī)程鋼的TTT圖可以直接用來確定有關(guān)的熱處理工藝規(guī)程。例如：普通退火和等溫退火。普通退火時，可借助于TTT確定鋼在慢冷時大致的轉(zhuǎn)變溫度范圍和所需的冷卻時間；等溫退火時，可直接從TTT圖上確定所需的等溫溫度和等溫時間，并可估計出其應(yīng)得組織。4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用4.3.5TTT圖和CCT圖的應(yīng)用4.4常規(guī)熱處理方法問題：鋼硬度高，切削加工困難大變形后強(qiáng)度硬度增加，使繼續(xù)變形困難成分不均勻，偏析形成網(wǎng)狀滲碳體冷加工切削后存在較大應(yīng)力

如何解決？4.4常規(guī)熱處理方法不同的零件如何進(jìn)行熱處理？4.4常規(guī)熱處理方法大火箭總體結(jié)構(gòu)4.4常規(guī)熱處理方法

三峽升船機(jī)，提升重量3000噸級，利用齒輪齒條帶去升降，要求耐磨，高強(qiáng)，高韌性。熱處理：采用正火，調(diào)質(zhì)，表面高頻淬火4.4常規(guī)熱處理方法熱處理分類

退火普通熱處理正火（四火）淬火回火高頻加熱表面處理火焰加熱

表面熱處理滲碳滲氮化學(xué)熱處理碳氮共滲滲金屬

4.4常規(guī)熱處理方法4.4.1鋼的退火退火是鋼的熱處理工藝中應(yīng)用最廣，花樣最多的一種工藝。退火是將鋼加熱到適當(dāng)?shù)臏囟龋?jīng)過保溫后以適當(dāng)?shù)乃俣壤鋮s的一種處理目的：降低硬度、改善組織、提高加工性能。4.4.1鋼的退火退火的分類完全退火等溫退火球化退火擴(kuò)散退火（均勻化退火）再結(jié)晶退火去應(yīng)力退火4.4.1鋼的退火完全退火與不完全退火定義：

完全退火：加熱使鋼完全得到均勻奧氏體，再緩慢冷卻的工藝。亞共析鋼T＞Ac3，過共析鋼T＞Accm－(能否采用?）

不完全退火：加熱到A1-Accm之間（過共析鋼）目的：獲得低硬度，改善組織和切削加工性，消除內(nèi)應(yīng)力冷卻方式：隨爐冷卻組織：接近平衡狀態(tài)的組織4.4.1鋼的退火等溫退火溫度與完全退火相同，冷卻時則在Ar1以下的某一溫度等溫，使之發(fā)生P轉(zhuǎn)變，然后出爐空冷到室溫。特點：由TTT圖可知，等溫退火可縮短退火時間，所得組織更均勻。4.4.1鋼的退火球化退火目的：得到球化體組織－具有最佳塑性、最低硬度（預(yù)處理）應(yīng)用：塑性有利于低碳鋼和中碳鋼的冷成形

低硬度有利于工具鋼和軸承鋼最終熱處理前的切削加工。獲得球化體的途徑：

P的球化由A轉(zhuǎn)化為球化體

M在高溫下（低于A1）分解－調(diào)質(zhì)處理4.4.1鋼的退火擴(kuò)散退火（均勻化退火）目的：消除鋼錠鋼鑄件中不可避免的成分偏析溫度：遠(yuǎn)高于Ac3，一般為1100－1200℃時間：1h/25mm截面厚為了節(jié)省能耗，一般在鋼開坯后鍛軋加熱時，適當(dāng)延長保溫時間4.4.1鋼的退火低溫退火（消除應(yīng)力退火）目的：消除因冷加工或切削工以及熱加工后快冷而引起的殘余應(yīng)力，避免變形、開裂或隨后處理的困難溫度：碳鋼、低合金鋼550－650°C高合金鋼600－750°C冷卻：爐冷到500°C后再空冷4.4.1鋼的退火再結(jié)晶退火目的：使冷變形鋼通過再結(jié)晶而恢復(fù)塑性、降低硬度，以利于隨后的再變形或獲得穩(wěn)定的組織。溫度：650°C，0.5－1h4.4.1鋼的退火鋼的正火定義：將鋼加熱到Ac3或Accm以上30～50°C保溫，然后空氣中自然冷卻。目的：細(xì)化晶粒，使組織均勻化，改善鑄件的組織和低碳鋼的切削加工性可作為預(yù)備處理，為隨后的熱處理作準(zhǔn)備可作為最終熱處理，用以改善板、管、帶材的力學(xué)性能4.4.2鋼的正火正火與退火的性能比較項目正火退火冷卻方式F先與P形成溫度F晶粒尺寸和P層片間距強(qiáng)度、硬度塑性適用范圍4.4.2鋼的正火常用熱處理設(shè)備箱式爐井式爐氮化爐4.4.2鋼的正火連續(xù)加熱爐4.4.2鋼的正火定義：將鋼加熱到臨界溫度以上，保溫一定時間使之A化后，以大于臨界冷卻速度的冷速進(jìn)行冷卻的一種工藝過程。組織：M，B或M＋B混合物；少量殘余和未溶的第二相。馬氏體

貝氏體4.4.3鋼的淬火目的（與回火配合）

提高強(qiáng)韌性，如各種機(jī)器零件提高彈性，如彈簧提高耐蝕性和耐熱性，如不銹鋼和耐熱鋼。提高硬度和耐磨性，如刃具、量具、模具等可見，淬火是使鋼強(qiáng)化和獲得某些特殊使用性能的主要方法。4.4.3鋼的淬火分類方法淬火工藝方法按加熱溫度按加熱速度按淬火部位按冷卻方式按加熱方式完全淬火、不完全淬火普通淬火、快速加熱淬火、超快速加熱淬火整體淬火、局部淬火、表面淬火單液淬火、預(yù)冷淬火、雙液淬火、分級淬火、等溫淬火（貝氏體等溫淬火、馬氏體等溫淬火）真空淬火、感應(yīng)淬火、電子束加熱淬火、火焰加熱淬火、激光加熱淬火、脈沖淬火一、淬火方法和工藝確定4.4.3鋼的淬火淬火可能出現(xiàn)的問題？

淬火方式？淬火介質(zhì)？4.4.3鋼的淬火a單液淬火b雙液淬火c分級淬火

dB等溫淬火eM等溫淬火f預(yù)冷淬火法按冷卻方式4.4.3鋼的淬火1.各種淬火方法--單液淬火加熱后，置于某一種淬火介質(zhì)中冷卻。在整個冷卻過程中，表面與中心的溫差較大。會造成較大的熱應(yīng)力和組織應(yīng)力，從而引起變形和開裂。但簡便、經(jīng)濟(jì)，故廣泛用于形狀簡單的工件淬火。4.4.3鋼的淬火

雙液淬火法將加熱好的工件，先于鹽水中冷卻至400°C左右，然后迅即轉(zhuǎn)到油或其它介質(zhì)中。先快冷可避免過冷A分解，后慢冷可有較地降低變形和開裂傾向4.4.3鋼的淬火分級淬火法

加熱好的工件置于溫度稍高于Ms點的熱態(tài)淬火介質(zhì)中（如融熔硝鹽、熔堿或熱油），保持一定時間，待工件各部分的溫度基本一致時，取出空冷（或油冷）?？煽朔p液淬火難于操作的不足。4.4.3鋼的淬火馬氏體等溫淬火將加熱好的工件置于溫度稍低于Ms點的淬火介質(zhì)中保持一定時間，使鋼發(fā)生部分馬氏體轉(zhuǎn)變，然后取出空冷。特點：由于形成的部分馬氏體組織在隨后的保溫過程中轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，使產(chǎn)生的組織應(yīng)力減小，變形和開裂的傾向較小。4.4.3鋼的淬火貝氏體等溫淬火

將加熱好的工件置于溫度>Ms點的淬火介質(zhì)中，保持一定時間，使其轉(zhuǎn)變成下貝氏體，然后取出空冷。特點：在保證有較高強(qiáng)度的同時，還保持有較高的韌性；淬火變形較小。因為等溫停留可顯著減少熱應(yīng)力和組織應(yīng)力。4.4.3鋼的淬火預(yù)冷淬火工件自爐中取出后在空氣（或水、油）中預(yù)冷一定時間，再置于淬火介質(zhì)中進(jìn)行冷卻的方法。特點：可減小工件在隨后快冷時各處之間的溫度差，從而降低淬火變形和

開裂的傾向。

4.4.3鋼的淬火2．淬火溫度的確定1）亞共析鋼：Ac3+30~50℃：可得到均勻細(xì)小的A晶粒，淬火后即可得細(xì)小的M組織。溫度過低會使組織殘留F，使淬火后強(qiáng)度、硬度都較低；溫度過高，會引起A晶粒粗化，使力學(xué)性能變差。－完全淬火。2）過共析鋼：Ac1+30~50℃：淬火前需進(jìn)行球化退火，故再加熱時得到A和粒狀滲碳體，淬火后則變?yōu)镸和粒狀滲碳體，使耐磨性提高；同時由于加熱溫度低，得到細(xì)小A，淬火后得到細(xì)小M（隱針）。－不完全淬火4.4.3鋼的淬火加熱溫度過高（＞Acm）的后果由于碳化物全部溶入A中，使淬火后鋼的耐磨性降低；

A晶粒粗化，淬火后得到粗大馬氏體，使形成顯微裂紋的傾向增大；使鋼氧化、脫碳加劇，使淬火變形和開裂傾向增大。4.4.3鋼的淬火二、淬火介質(zhì)

淬火介質(zhì)要求：

在中溫（鼻溫附近）時有較強(qiáng)的冷卻能力，在低溫時冷卻慢，能降低淬火變形和開裂的傾向。4.4.3鋼的淬火第一類：淬火時發(fā)生物態(tài)變化：如水，油，水溶液。介質(zhì)的沸點大都低于工件的淬火加熱溫度，所以工件淬入時，會汽化沸騰，使工件強(qiáng)烈散熱。在工件與介質(zhì)的界面上，還可以輻射、傳導(dǎo)、對流等方式進(jìn)行熱交換。水介質(zhì)油介質(zhì)4.4.3鋼的淬火第二類：淬火時不發(fā)生物態(tài)變化：如熔鹽、熔堿、融熔金屬等。介質(zhì)沸點高于工件的加熱溫度，不會汽化，而只在工件與介質(zhì)的界面上，以輻射、傳導(dǎo)和對流的方式進(jìn)行熱交換。4.4.3鋼的淬火常用淬火介質(zhì)

水：使用最早的淬火介質(zhì)。價廉易得，有較強(qiáng)的冷卻能力。鹽水與堿水：在水中添加5~10%鹽或堿，可大大提高冷卻能力。油：一般用礦物油，低溫區(qū)的冷速遠(yuǎn)小于水，將有利于防止工件的變形與開裂。熔鹽、熔堿及金屬：多用于分級淬火及等溫淬火，當(dāng)工件溫度較高時，冷速很高；當(dāng)工件接近于介質(zhì)溫度時，冷速迅速降低。4.4.3鋼的淬火三、鋼的淬透性指鋼在淬火時能夠獲得M組織的能力（即鋼被淬透的能力）。是鋼固有的屬性。淬硬層：工件上的M組織層。意義：是正確選用鋼材和制訂熱處理工藝的重要依據(jù)之一。C曲線越靠右，淬透性越好

4.4.3鋼的淬火淬透性的確定方法：斷口檢驗法U曲線法臨界直徑法末端淬火法－是目前世界上最廣泛的淬透性

試驗法4.4.3鋼的淬火末端淬火法（1）將加熱好的試樣，從爐中取出后，迅速放在立架上，并立即噴水冷卻試樣的末端，使該處快速冷卻，約經(jīng)10~20min待整個試樣冷卻后取下。4.4.3鋼的淬火（2）磨平試樣，沿試樣長度方向，每隔一定距離測量硬度，得硬度－距離的關(guān)系曲線，即淬透性曲線。（3）水冷端冷卻速度最大，隨著至水冷端距離的增大，冷卻速度逐漸減小，因而硬度也逐漸下降。4.4.3鋼的淬火淬透性表示方法d－至水冷端距離；HRC－該處的硬度值。如：--距水冷端5mm處試樣的硬度值為HRC45。4.4.3鋼的淬火四淬火缺陷及防止

淬火內(nèi)應(yīng)力：是造成變形開裂的根本原因。包括熱應(yīng)力，組織應(yīng)力。淬火變形：幾何形狀和體積變化。淬火開裂：類型：縱向裂紋，橫向裂紋，網(wǎng)狀裂紋，剝離裂紋，顯微裂紋。減少淬火變形和防止淬火開裂的措施1）正確選擇材料和合理設(shè)計工件形狀2）正確地鍛造和預(yù)備熱處理3）采用合適的淬火加熱溫度，盡量選擇淬火的下限溫度。4.4.3鋼的淬火五淬火工藝的新發(fā)展

A晶粒的超細(xì)化處理超快速加熱法快速循環(huán)加熱淬火法形變熱處理法K的超細(xì)化處理控制M、B組織形態(tài)及其組成的淬火4.4.3鋼的淬火第五章珠光體與鋼在冷卻時的高溫轉(zhuǎn)變冷卻過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變按發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度范圍可分為：高溫轉(zhuǎn)變：Fe，C原子能充分?jǐn)U散（珠光體轉(zhuǎn)變）中溫轉(zhuǎn)變：Fe難以擴(kuò)散，C原子能擴(kuò)散（貝氏體轉(zhuǎn)變）低溫轉(zhuǎn)變：Fe、C原子均不能充分?jǐn)U散（馬氏體轉(zhuǎn)變）珠光體的發(fā)現(xiàn)HenryCliftonSorby珠光體組織1864年，Sorby首先在碳素鋼中觀察到。主要內(nèi)容珠光體的組織形態(tài)珠光體形成機(jī)制（片狀和顆粒狀）珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)珠光體的力學(xué)性能相間析出與納米結(jié)構(gòu)5.1珠光體組織5.1.1珠光體組織形態(tài)

共析成分的奧氏體冷卻到A1以下時，將分解為鐵素體和滲碳體的混合物，稱為珠光體(Pearlite)。

→

+Fe3C0.77C％Tγ

A1

+Fe3C整合組織：鐵素體和滲碳體成比例兩相存在一定位相關(guān)系

片狀(lamella)粒狀(spheroid)F（白色基底）+Fe3C(黑)

原奧氏體晶界珠光體團(tuán)5.1.1珠光體組織形態(tài)各類珠光體組織的電鏡照片a—屈氏體；b—碳化物不連續(xù)；c—碳化物呈顆粒狀；d—索氏體（復(fù)型）5.1.1珠光體組織形態(tài)M.DeGraef,M.V.Kral,andM.Hillert,AModern3-DViewofan“Old”PearliteColony,JOM,20065.1.1珠光體組織形態(tài)片層間距和過冷度的關(guān)系層片間距由形成溫度決定,過冷度越大,形成溫度越低,片間距越小。αS0原因：轉(zhuǎn)變溫度低，碳原子擴(kuò)散速度慢過冷度增加，形核率增大5.1.1珠光體組織形態(tài)珠光體片間距與形成溫度的關(guān)系(a)線性關(guān)系(b)非線性關(guān)系5.1.1珠光體組織形態(tài)150~450nm80~150nm30~80nm光學(xué)顯微鏡高倍光學(xué)顯微鏡電子顯微鏡電子顯微鏡珠光體索氏體屈氏體PearliteSorbiteTroostite700℃650℃600℃片狀珠光體的分類

5.1.1珠光體組織形態(tài)共析鋼過冷奧氏體在不同溫度下分解的珠光體組織粗細(xì)不均勻的珠光體將引起機(jī)械性能不均勻，從而影響鋼的切削加工性能。因此可采用在一個溫度等溫處理（等溫正火或等溫退火）的方法，獲得粗細(xì)相近的珠光體，以提高鋼的切削加工性能。5.1.1珠光體組織形態(tài)5.1.2珠光體晶體學(xué)1、片狀珠光體和粒狀珠光體的結(jié)構(gòu)晶體結(jié)構(gòu)碳原子位置碳含量奧氏體面心立方八面體間隙<2.11%鐵素體體心立方八面體間隙<0.0218%滲碳體復(fù)雜斜方6.67%片狀珠光體的薄膜透射電鏡照片5.1.2珠光體晶體學(xué)2、位向關(guān)系5.1.2珠光體晶體學(xué)亞共析鋼中先共析鐵素體與奧氏體位向關(guān)系（K-S關(guān)系）鐵素體與奧氏體位向關(guān)系滲碳體與奧氏體位向關(guān)系比較復(fù)雜5.1.2珠光體晶體學(xué)鐵素體與滲碳體的晶體位向關(guān)系第一類Bagaryatsky關(guān)系5.1.2珠光體晶體學(xué)第二類（Pitsch-Petch關(guān)系）

（相差2°36′）（相差2°36′）D.S.ZHOU,G.J.SHIFLET,Ferrite-CementiteCrystallographyinPearlite,METALLURGICALTRANSACTIONSAVOLUME23A,APRIL1992--12695.1.2珠光體晶體學(xué)5.2珠光體轉(zhuǎn)變過程5.2.1珠光體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)轉(zhuǎn)變驅(qū)動力－新舊相的自由焓差T1：γ、α和Fe3C三相平衡T2：γ、α和Fe3C自由焓發(fā)生變化三條公切線：

γc+αa

γd+Fe3C

αa’+Fe3C（自由能最低，作為最終產(chǎn)物的可能性最大）5.2.1珠光體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制1、珠光體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相決定于相變溫度和鋼的化學(xué)成分亞共析鋼－F（因為P中的F與F先的位向相同）過共析鋼－Fe3C（因為Ｐ中Fe3C和Fe3C先位向相同且組織上連續(xù)）共析鋼－Fe3C（A中未溶Fe3C將促進(jìn)P的形成，而先共析F存在則無明顯影響）過冷度小，滲碳體是領(lǐng)先相；過冷度大，鐵素體是領(lǐng)先相。不存在領(lǐng)先相2、片狀Ｐ的形成機(jī)制

→

+Fe3C空間點陣：碳含量：0.77％0.02%6.67％

面心立方體心立方復(fù)雜斜方可見珠光體形成有兩個過程：

成分改變：碳原子擴(kuò)散點陣改組：鐵原子自擴(kuò)散擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制奧氏體晶體結(jié)構(gòu)鐵素體晶體結(jié)構(gòu)5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制一般情況下在奧氏體晶界處奧氏體化溫度低時，可在奧氏體晶內(nèi)形核3、Fe3C形核位置5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制Fe3C形狀：小薄片（應(yīng)變能小，表面積大，容易接受到Ｃ原子）長大方向：縱向及橫向5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制4、片狀P形成過程示意圖片狀珠光體的形成過程綜上，片狀Ｐ團(tuán)的形成是Fe3C和F橫向沿Ａ晶或沿已形成的Ｐ的團(tuán)界交替形核和縱向長大結(jié)果。5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制片狀珠光體形成時碳的擴(kuò)散示意圖5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制5、珠光體分枝長大在位錯區(qū)域形成滲碳體晶核，分枝長大鐵素體與滲碳體具有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制6、臺階機(jī)制長大共析鐵素體和共析滲碳體兩相與母相奧氏體的相界面是由連續(xù)的長大臺階所調(diào)合，兩相依靠臺階長大共析共生、協(xié)同生長。5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制5.2.2片狀珠光體形成機(jī)制5.2.3粒狀珠光體的形成機(jī)制（一）特定條件下過冷奧氏體分解

A1以上：奧氏體化溫度較低，保溫時間較短，加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，奧氏體中有許多殘留碳化物（Ｋ）（組織愈不均勻愈容易得球狀P）

A1以下：轉(zhuǎn)變?yōu)椋械牡葴販囟雀?，等?/p>