滲碳體
關注創建者：兵荒馬亂 創建時間：2021-02-12
滲碳體的實例教程
滲碳體概念
滲碳體的分子式為Fe3C，它是一種具有復雜晶格結構的間隙化合物。
它的含碳量為6.69％；熔點為1227℃左右；不發生同素異晶轉變；但有磁性轉變，它在230℃以下具有弱鐵磁性，而在230℃以上則失去鐵磁性；其硬度很高（相當于HB800），而塑性和沖擊韌性幾乎等于零，脆性極大。
滲碳體不易受硝酸酒精溶液的腐蝕，在顯微鏡下呈白亮色，但受堿性苦味酸鈉的腐蝕，在顯微鏡下呈黑色。滲碳體的顯微組織形態很多，在鋼和鑄鐵中與其他相共存時呈片狀、粒狀、網狀或板狀。
滲碳體是碳鋼中主要的強化相，它的形狀與分布對鋼的性能有很大的影響。同時Fe3C又是一種介（亞）穩定相，在一定條件下會發生分解。
展開 滲碳體
滲碳體是碳和鐵以一定比例化合成的金屬化合物，用分子式Fe3C表示，其含碳量為6.69%，在合金中形成(Fe,M)3C。滲碳體硬而脆，塑性和沖擊韌度幾乎為零，脆性很大，硬度為800HB。在鋼鐵中常呈網絡狀、半網狀、片狀、針片狀和粒狀分布。
4. 珠光體
由鐵素體和滲碳體組成的機械混合物稱為珠光體，用符號P表示。其力學性能介于鐵素體和滲碳體之間，強度較高，硬度適中，有一定的塑性。
珠光體是鋼的共析轉變產物，其形態是鐵素體和滲碳體彼此相間形如指紋，呈層狀排列。按碳化物分布形態又可分為片狀珠光體和球狀珠光體二種。
（1）片狀珠光體：又可分為粗片狀、中片狀和細片狀三種。
（2）球狀珠光體：經球化退火獲得，滲碳體成球粒狀分布在鐵素體基體上；滲碳體球粒大小，取決于球化退火工藝，特別是冷卻速度。球狀珠光體可分為粗球狀、球狀、細球狀和點狀四種珠光體。
5. 貝氏體
是鋼的奧氏體在珠光體轉變區以下，Ms點以上的中溫區轉變的產物。貝氏體是鐵素體和滲碳體的機械混合物，介于珠光體與馬氏體之間的一種組織，用符號B表示。
根據形成溫度不同，分為粒狀貝氏體、上貝氏體(B上)和下貝氏體(B下)。
粒狀貝氏體強度較低，但具有較好的韌性；下貝氏體既具有較高的強度，又具有良好的韌性；粒狀貝氏體的韌性最差。貝氏體形態多變，從形狀特征來看，可將貝氏體分為羽毛狀、針狀和粒狀三類。
（1）上貝氏體：上貝氏體特征是：條狀鐵素體大體平行排列，其間分布有與鐵素體針軸平行的細條狀（或細短桿狀）滲碳體，呈羽毛狀。
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滲碳體是碳和鐵以一定比例化合成的金屬化合物，用分子式Fe3C表示，其含碳量為6.69%，在合金中形成(Fe,M)3C。滲碳體硬而脆，塑性和沖擊韌度幾乎為零，脆性很大，硬度為800HB。在鋼鐵中常呈網絡狀、半網狀、片狀、針片狀和粒狀分布。
4. 珠光體
由鐵素體和滲碳體組成的機械混合物稱為珠光體，用符號P表示。其力學性能介于鐵素體和滲碳體之間，強度較高，硬度適中，有一定的塑性。
珠光體是鋼的共析轉變產物，其形態是鐵素體和滲碳體彼此相間形如指紋，呈層狀排列。按碳化物分布形態又可分為片狀珠光體和球狀珠光體二種。
（1）片狀珠光體：又可分為粗片狀、中片狀和細片狀三種。
（2）球狀珠光體：經球化退火獲得，滲碳體成球粒狀分布在鐵素體基體上；滲碳體球粒大小，取決于球化退火工藝，特別是冷卻速度。球狀珠光體可分為粗球狀、球狀、細球狀和點狀四種珠光體。
5. 貝氏體
是鋼的奧氏體在珠光體轉變區以下，Ms點以上的中溫區轉變的產物。貝氏體是鐵素體和滲碳體的機械混合物，介于珠光體與馬氏體之間的一種組織，用符號B表示。
根據形成溫度不同，分為粒狀貝氏體、上貝氏體(B上)和下貝氏體(B下)。
粒狀貝氏體強度較低，但具有較好的韌性；下貝氏體既具有較高的強度，又具有良好的韌性；粒狀貝氏體的韌性最差。貝氏體形態多變，從形狀特征來看，可將貝氏體分為羽毛狀、針狀和粒狀三類。
（1）上貝氏體：上貝氏體特征是：條狀鐵素體大體平行排列，其間分布有與鐵素體針軸平行的細條狀（或細短桿狀）滲碳體，呈羽毛狀。
展開 多個學者研究了PSW的微觀結構及其與優異力學性能的關系，全珠光體鋼由納米鐵素體和滲碳體(Fe3C)片層組成，高密度間相邊界作為位錯滑移的障礙，顯著增加了材料的流動應力。隨著變形應變的增加，層間距離減小，冷拉鋼絲的強度進一步提高。在珠光體中，雖然滲碳體/鐵素體界面的結構已經研究了很長一段時間，但直到近年來，原子水平的結構-性質相關性才受到重視。目前珠光體鋼絲界面結構如何演化還未明確，這嚴重限制了界面變形對力學行為影響的研究。
中科院金屬研究所的研究人員探討了隨著變形應變的增加，PSW中Fe3C/Fe界面的結構演變。研究了界面原子構型和應變形態，并重點分析形變誘導滲碳體分解對界面重構的影響。
展開 加熱時奧氏體的形成過程
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共析鋼的加熱轉變
從鐵碳相圖中看到，鋼加熱到727℃（狀態圖的PSK線，又稱A1溫度）以上的溫度珠光體轉變為奧氏體。這個加熱速度十分緩慢，實際熱處理的加熱速度均高于這個緩慢加熱速度，實際珠光體轉變為奧氏體的溫度高于A1，定義實際轉變溫度為Ac1。Ac1高于A1，表明出現熱滯后，加熱速度愈快，Ac1愈高，同時完成珠光體向奧氏體轉變的時間亦愈短。
共析碳鋼（含0.77%C）加熱前為珠光體組織，一般為鐵素體相與滲碳體相相間排列的層片狀組織，加熱過程中奧氏體轉變過程可分為四步進行，如下圖所示。
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非共析鋼的加熱轉變
第一階段：奧氏體晶核的形成。由Fe-Fe3C狀態圖知：在A1溫度鐵素體含約0.0218%C，滲碳體含6.69%C，奧氏體含0.77%C。在珠光體轉變為奧氏體過程中，原鐵素體由體心立方晶格改組為奧氏體的面心立方晶格，原滲碳體由復雜斜方晶格轉變為面心立方晶格。所以，鋼的加熱轉變既有碳原子的擴散，也有晶體結構的變化。基于能量與成分條件，奧氏體晶核在珠光體的鐵素體與滲碳體兩相交界處產生，這兩相交界面越多，奧氏體晶核越多。
第二階段：奧氏體的長大。奧氏體晶核形成后，它的一側與滲碳體相接，另一側與鐵素體相接。隨著鐵素體的轉變（鐵素體區域的縮小），以及滲碳體的溶解（滲碳體區域縮小），奧氏體不斷向其兩側的原鐵素體區域及滲碳體區域擴展長大，直至鐵素體完全消失，奧氏體彼此相遇，形成一個個的奧氏體晶粒。
第三階段：殘余滲碳體的溶解。
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郝雪卉等在研究 Cu 元素對下底板耐蝕鋼表面微觀電偶腐蝕行為的作用規律時 , 發現 Cu 以元素形式彌散分布于試樣表面可以同時降低鐵素體表面的陽極溶解速率以及滲碳體表面的氫還原速率 , 從而降低鋼表面鐵素體晶粒和殘余滲碳體之間的電偶效應。由此可見 , 適當加入 Cu 元素有利于提高低合金耐蝕鋼在下底板環境中的耐腐蝕性能。
奧氏體共析分解，增加合金因素，形成合金滲碳體或特殊碳化物，則需碳化物形成元素也擴散和重新分布，這樣合金元素在奧氏體中擴散速度緩慢，是推遲共析轉變的重要因素。鑄鐵中的溶解氮是阻礙石墨化的因素，硫量較高的鐵液氮的溶解速度低，鑄鐵中硅高也明顯降低溶解氮。然而風電類大斷面球墨鑄鐵鑄件為降低韌脆溫度，恰恰含硅量必須較低，含硫量通常也控制的很低。鑄鐵中即使含鉛量為0.0007%，也會產生魏氏石墨。
共析和過共析鋼在淬火加熱前已經球化退火，在Ac1 以上30℃～50℃不完全奧氏體化后，組織為（奧氏體和部分未溶的細粒狀滲碳體），淬火后組織為(馬氏體、部分未溶的細粒狀滲碳體、殘留的奧氏體)。
3.馬氏體分解完成和滲碳體的形成
回火階段：300-400℃。ε碳化物轉變成穩定的滲碳體。
獲得組織：回火屈氏體，用T回（Tempered Troostite）表示。
性能變化：內應力基本消除，硬度下降，塑韌性增加。
4.Fe3C聚集長大和α固溶體的回復與再結晶
回火階段：400℃以上。
滲碳體
滲碳體是碳和鐵以一定比例化合成的金屬化合物，用分子式Fe3C表示，其含碳量為6.69%，在合金中形成(Fe,M)3C。滲碳體硬而脆，塑性和沖擊韌度幾乎為零，脆性很大，硬度為800HB。在鋼鐵中常呈網絡狀、半網狀、片狀、針片狀和粒狀分布。
4. 珠光體
由鐵素體和滲碳體組成的機械混合物稱為珠光體，用符號P表示。
此外還有，將亞共析鋼加熱到奧氏體-鐵素體兩相區，或是將過共析鋼加熱到奧氏體-滲碳體兩相區后進行緩冷的球化退火。經球化退火，鋼的微觀組織成為鐵素體和球狀碳化物的混合組織，硬度大大下降，因此作為冷鍛和拔絲加工的軟質化處理方法。
當氮和碳原子同時滲入鋼中時，很快在表面形成很多細小的含氮滲碳體Fe3CN，這些碳、氮化合物就是鐵的氮化物的形成核心，從而加快了滲氮過程，縮短了軟氮化的時間。低溫碳、氮共滲所用的滲劑一般采用吸熱式氣氛和氨氣混合氣，也有用尿素、甲酰胺、三乙醇胺以及醇類加氨氣。共滲層的表面硬度比純氣體滲氮稍低，但仍具有較高的硬度、耐磨性和高的疲勞強度。
其中L表示液相，Y表示奧氏體，G表示石墨，C表示滲碳體，α表示鐵素體。
由圖4-4中可以看出，整個焊接接頭可分為六個區域：
1．焊縫區 當焊縫成分與灰鑄鐵鑄件成分相同時，則在一般電弧焊情況下，由于焊縫冷卻速度遠遠大于鑄件在砂型中的冷卻速度，焊縫主要為共晶滲碳體（硬度可達800HBW），二次滲碳體及珠光體所組成，即焊縫基本為自口鑄鐵組。
2.
過共析鋼：消除網狀二次滲碳體，利于P球化。
圖10 回火索氏體
應當指出，回火屈氏體、回火索氏體是淬火馬氏體回火時的產物，它們的滲碳體是顆粒狀的，且均勻地分布在鐵素體基體上；而淬火索氏體和淬火屈氏體是奧氏體過冷時直接形成的，其滲碳體是呈片狀。
