鋼的熱處理1-鋼在加熱和冷卻時的組織轉變

　　研究鋼在加熱和冷卻時的相變規律是以Fe-Fe_?C相圖為基礎，Fe-Fe_?C相圖臨界點A_?、A_?、A_cm是碳鋼在極緩慢地加熱或冷卻情況下測定的。但在實際生產中，加熱和冷卻并不是極其緩慢的，因此，鋼的相變過程不可能在平衡臨界點進行。加熱轉變在平衡臨界點以上進行，冷卻轉變在平衡臨界點以下進行。升高和降低的幅度，隨加熱和冷卻速度的增加而變化，通常把實際加熱溫度標為Ac_?、Ac_?、Ac_cm，冷卻時標為Ar_?、Ar_?、Ar_cm。                               

       （1）鋼在加熱時的轉變

　　鋼加熱到Ac_?點以上時會發生珠光體向奧氏體的轉變，加熱到Ac_?和Ac_cm點以上時，便全部轉變為奧氏體，熱處理加熱最主要的目的就是為了得到奧氏體，因此這種加熱轉變過程稱為鋼的奧氏體化。

       ①鋼的奧氏體化　   共析鋼在室溫下的組織為單一的珠光體，加熱到Ac_?點以上時，由于鐵原子的晶格改組和滲碳體逐步溶解而形成奧氏體，隨后在保溫的過程中，通過碳原子的擴散使奧氏體成分均化，最后得到單相均勻的奧氏體。

　　亞共析鋼和過共析鋼加熱時的組織轉變與共析鋼相似，不同的是亞共析鋼（或過共析鋼）在Ac_?~Ac_{?（或Ac?~Accm）}時尚有一部分未溶的先共析鐵素體（或二次滲碳體）存在，因此亞共析鋼和過共鋼都必須加熱到Ac_?或Ac_cm以上才能完全奧氏體化，得到單相的奧氏休組織，這種加熱稱為完全奧氏體化。否則，加熱溫度在Ac_?~Ac_?或Ac?~Ac_cm時稱為不完全奧氏體加熱。

       ②奧氏體晶粒的長大及其控制                         

　　奧氏體晶粒的大小對隨后冷卻時的轉變及轉變產物的性能有重要的影響。在珠光體剛轉變為奧氏體時，大量的晶核造就了細小的奧氏體晶粒，但隨著加熱溫度的升高和保溫時間的延長，奧氏體晶粒就會自發地長大。奧氏體晶粒愈粗大，冷卻轉變產物的組織愈粗大，冷卻后鋼的力學性能愈差，特別是沖擊韌度明顯降低，所以在淬火加熱時，總是希望得到細小的奧氏體晶粒。因此，嚴格控制奧氏體的晶粒度，是熱處理生產中一個重要的問題。奧氏體晶粒的大小是評定加熱質量的指標之一。凡是晶粒度超過規定時就成為一種加熱缺陷（過熱），必須進行返修。重要的刃具淬火時都要對奧氏體晶粒度進行金相評定，以保證淬火后有足夠的強度和韌性。

　　在工程實際中，常從加熱溫度、保溫時間和加熱速度幾方面來控制奧氏體晶粒的大小。在加熱溫度相同時，加熱速度愈快，保溫時間愈短，奧氏體晶粒愈小。因而利用快速加熱、短時保溫來獲得細小的奧氏體晶粒。

       （2）鋼在冷卻時的轉變---同素異構轉變

　　冷卻過程是熱處理的關鍵工序，其冷卻轉變溫度決定了冷卻后的組織和性能。實際生產采用的冷卻方式主要有連續冷卻（如爐冷、空冷、油冷、水冷等）和等溫冷卻等。

　　所謂等溫冷卻是指將奧氏體化的鋼件迅速冷至Ar_?以下某一溫度并保溫，使其在該溫度下發生組織轉變，然后再冷卻到室溫。連續冷卻則是指將奧氏體化的鋼件連續冷卻到室溫，并在連續冷卻過程中發生組織轉變。                                                               

　　為了研究奧氏體的冷卻轉變規律，通常采用兩種方法：一種是在不同的過冷度下進行等溫冷卻測定奧氏體的轉變過程，繪出奧氏體等溫轉變曲線；另一種是在不同的冷卻速度下進行連續冷卻測定奧氏體的轉變過程，給出奧氏體連續冷卻轉變曲線。奧氏體在臨界點以上為穩定相，能夠長期存在而不發生轉變，但過冷到Ar_?線以下的奧氏體并不立即轉變，要經過一段孕育期才開始變，這種在孕育期暫時存在的奧氏體稱為過冷奧氏體。鋼在冷卻時的組織轉變實質上是過冷奧氏體的組織轉變。

       ①過冷奧氏體的等溫冷卻轉變在不同的過冷度下，反映過冷奧氏體轉變產物與時間關系的曲線稱為過冷奧氏體等溫轉變的動力學曲線。由于曲線的形狀像字母C，故又稱為C曲線。

　　共析碳鋼過冷奧氏體在Ar_?線以下不同的溫度會發生三種不同的轉變，即珠光體轉變、貝氏體轉變和馬氏體轉變。

　　а.珠光體轉變（A_?~550℃）。共析成分的奧氏體過冷到Ar_?~550℃之間等溫停留時，將發生共析轉變，轉變產物為珠光體型組織，都是由鐵素休（F）和滲碳體（Fe_?C）組成的層片相同機械混合物。由于過冷奧氏體向珠光體轉變溫度不同，珠光體中F和Fe_?C片的厚度也不同。在過冷度較小時（Ar_?~650℃），片間距較大（>0.4μm），稱為珠光體（P）；在650~600℃范圖內,片間距較?。?.4~0.2μm），稱為索氏體（S）；在600~550℃范圍內，由于過冷度較大，片間距很?。?span><0.2μm），這種組織稱為托氏體（T）。珠光體組織中的片間距愈小，相界面愈多，塑性變形抗力愈大，強度和硬度愈高；同時由于滲碳體變簿，使得塑性和韌性也有所改善。

       b.貝氏體轉變（550℃~M_s）。共析成分的奧氏體過冷到大約550~230℃的中溫區內停留，便發生過冷奧氏體向貝氏體的轉變，形成貝氏體（B）。由于過冷度較大，轉變溫度較低，貝氏體轉變時只發生碳原子的擴散而不發生鐵原子的擴散。因而，貝氏體是由含過飽和碳的鐵素體和碳化物組成的兩相混合物。

　　按組織形態和轉變溫度，可將貝氏體組織分為上貝氏體（B_上）和下貝氏體（B_下）兩種。上貝氏體是在550~350℃溫度范圍內形成的，由于其脆性較高，基本無實用價值，在此不予討論；下貝氏體是350℃~M_s 點溫度范圍內形成的。它由含過飽和的細小針片狀鐵素體和在鐵素體片內彌散分布的碳化物組成。因此，它具有較高的強度和硬度、塑性和韌性。在實際生產中常采用等溫淬火來獲得下貝氏體，以提高材料的強韌性。

       c.馬氏體轉變（M_s以下）。當過冷奧氏體被快速冷卻到M_s點以下時便發生馬氏體（M）轉變，它是奧氏體冷卻轉變最重要的產物。奧氏體為面心立方晶體結構。當過冷至M_s以下時，其晶體結構將轉變為體心立方晶體結構。由于轉變溫度較低，原奧氏體中溶解的過多碳原子沒有能力進行擴散，致使所有溶解在原奧氏體中的碳原子難以析出，從而使晶格發生畸變，含碳量越髙，畸變越大，內應力也越大。馬氏體實質上就是碳溶于α-Fe中的過飽和間隙固溶體。

　　馬氏體的強度和硬度主要取決于馬氏體的碳含量，其強度與硬度隨碳含量的增加而增加。當wc 低于0.2%時，可獲得呈一束束尺寸大體相同的平行條狀馬氏體，稱為板條狀馬氏體。當鋼的組織為板條狀馬氏體時，具有較高的硬度和強度、較好的塑性和韌性。當馬氏體中wc 大于0.60%時，得到針片狀馬氏體。針片狀馬氏體具有很高的硬度，但塑性和韌性很差，脆性大。當wc 在0.2%~06%之間時，低溫轉變得到板條狀馬氏體與針片狀馬氏體混合組織。隨著碳含量的增加，板條狀馬氏體量減少而針片狀馬氏體量增加。

　　馬氏體相變是在M_s -M_f 之間進行的（如共析碳鋼為240~-50℃）。M_s 是馬氏體開始形成的溫度，它隨火溫度增加而稍有下降。M_f 是馬氏體轉變終止的溫度，它通常為零下幾十度。實際進行馬氏體轉變的淬火處理時，冷卻只進行到室溫，這時，奧氏體不能全部轉變成為馬氏體，還有少量的奧氏體未發生馬氏體轉變而殘留下來，稱為殘余奧氏體。過多的殘余奧氏體會降低鋼的強度、硬度和耐磨性。由于殘余奧氏體為不穩定組織，在鋼件使用過程中易發生轉變而導致工件產生內應力，引起變形、尺寸變化，從而降低工件精度。因此，生產中常對硬度要求高或精度要求高的工件，淬火后迅速將其置于接近M_f 的溫度下，促使殘余奧氏體進一步轉變成馬氏體，這一工藝過程稱為“冷處理”。

　　亞共析碳鋼和過共析碳鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線與共析碳鋼的奧氏體等溫轉變曲線相比，亞共析碳鋼的C曲線上多出一條先共析鐵素體析出線，而過共析碳鋼的C曲線上多出一條先共析二次滲碳體的析出線。                               

　　通常，亞共析碳鋼的C曲線隨著含碳量的增加而右移，過共析碳鋼的C曲線隨著含碳量的增加而左移。故在碳鋼中，共析碳鋼的C曲線最靠右，其過冷奧氏體最穩定。

       ②過冷奧氏體連續冷卻轉變在實際生產中，過冷奧氏體大多是在連續冷卻中轉變的。如鋼退火時的爐冷，正火時的空冷，火時的水冷等。因此，研究過冷奧氏體在連續冷卻時的組織轉變規律有重要的意義。共析碳鋼的連續冷卻轉變過程中，只發生珠光體和馬氏體轉變，而不發生貝氏體轉變。

　　過共析碳鋼的連續冷卻轉變C曲線與共析碳鋼相比，除了多出一條先共析滲碳體的析出線以外，其他基本相似。但亞共析碳鋼的連續冷卻轉變C曲線與共析碳鋼卻大不相同，它除了多出一條先共析鐵素體析出線以外，還出現了貝氏體轉變區。因此，亞共析碳鋼在連續冷卻后可以出現由更多產物組成的混合組織。