金屬固態(tài)相變

1、金屬固態(tài)相變一、概論1.基本概念相：金屬或合金中結(jié)構(gòu)相同、成分和性能均一并以界面相互分開的組成部分。固態(tài)相變：固態(tài)金屬或合金中固態(tài)相之間的轉(zhuǎn)變。2.分類：（1）轉(zhuǎn)變條件：平衡轉(zhuǎn)變：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、多形性轉(zhuǎn)變、共析轉(zhuǎn)變、包析轉(zhuǎn)變、平衡脫溶沉淀、調(diào)幅分解、有序化轉(zhuǎn)變。非平衡轉(zhuǎn)變：偽共析轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變、不平衡脫溶沉淀、塊狀轉(zhuǎn)變。（2）原子遷移特征：擴(kuò)散型相變、無擴(kuò)散型相變。（3）熱力學(xué)：一級(jí)相變、二級(jí)相變。（4）相變方式：形核-長(zhǎng)大型相變、無核相變。3.特點(diǎn)（1）根據(jù)新相和母相原子在相界面上的晶體學(xué)匹配程度，形成具有晶體學(xué)特征的相界面?；緱l件：兩相晶體結(jié)構(gòu)相同，點(diǎn)陣常數(shù)相等或者兩相晶體

2、結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣常數(shù)有差異，但在某一組特定的晶體學(xué)平面可使兩相原子之間產(chǎn)生完全匹配。共格晶面：界面上原子所占位置恰好是兩相點(diǎn)陣的共有結(jié)點(diǎn)位置，兩相在界面上的原子可以一對(duì)一地相互匹配。<0.05。第一類共格（正應(yīng)變），第二類共格（切應(yīng)變）。界面能最小，應(yīng)變能最大。半共格晶面：在界面上兩相原子部分保持匹配。0.05<<0.25。非共格晶面：兩相界面處的原子排列差異很大，即錯(cuò)配度大，其原子連半共格關(guān)系也不能維持。>0.25。界面能最大，應(yīng)變能最小。錯(cuò)配度：兩相界面上原子間距的相對(duì)差值。=a/a（2）彈性應(yīng)變能和界面能一起成為相變阻力。彈性應(yīng)變能：共格應(yīng)變能：固態(tài)相變時(shí)新相與母相界面

3、上的原子由于要強(qiáng)制地實(shí)行匹配，以建立共格或半共格聯(lián)系，在界面附近區(qū)域?qū)a(chǎn)生應(yīng)變能。（共格最大，半共格次之，非共格為0。）。比體積差應(yīng)變能：由于新相和母相的比體積不同，新相形成時(shí)的體積變化將受到周圍母相的約束而產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能。（圓盤狀最小，針狀次之，球狀最大。）。界面能：界面上原子排列的不規(guī)則性造成能量的增加。新舊兩相化學(xué)成分的改變引起的化學(xué)能改變。（3）原子的遷移率低。10-12-10-11cm·s-1。（4）晶體缺陷成為固態(tài)相變非均勻形核的形核位置。（位錯(cuò)，空位，晶界，亞晶界）（5）先形成亞穩(wěn)的過渡相，再形成穩(wěn)定的平衡相。（6）新相與母相之間往往存在一定的位向關(guān)系。（7）新相在慣

4、習(xí)面上形成。4.形核形核過程：往往先在母相基體的某些微小區(qū)域內(nèi)形成新相所需的成分與結(jié)構(gòu)，稱為核胚，若核胚的尺寸超過臨界尺寸，便能穩(wěn)定存在并自發(fā)長(zhǎng)大，即成為新相晶核。均勻形核：G=-gvV+S+EV=-GV+GS+GE；-GV為驅(qū)動(dòng)力。形核率：I=Nexp（-(Q+G)/kT）非均勻形核：G=-GV+GS+GE-GD；-GV-GD為驅(qū)動(dòng)力?？瘴?、位錯(cuò)、晶界能促進(jìn)非均勻形核。5.晶核長(zhǎng)大實(shí)質(zhì)：界面向母相方向的遷移。方式：（1）共格、半共格：切變機(jī)制：大量原子有規(guī)則地沿某一方向作小于一個(gè)原子間距的遷移，并保持各原子間原有的相鄰關(guān)系不變。臺(tái)階機(jī)制：通過界面位錯(cuò)的遠(yuǎn)動(dòng)，使界面作法向遷移。（2）非共格：界

5、面擴(kuò)散。新相長(zhǎng)大速度v：決定于界面遷移速度。（1）擴(kuò)散型相變無成分變化：與溫度關(guān)系先增后減。（2）擴(kuò)散型相變有成分變化：與擴(kuò)散系數(shù)和母相附近的濃度梯度成正比，與兩相在界面上的平衡濃度之差成反比。（3）與過冷度的關(guān)系：具有極大值的曲線關(guān)系，先增后減，最后趨于0。6.動(dòng)力學(xué)固態(tài)相變速度取決于新相的形核率和晶核長(zhǎng)大速度。Johnson-Mehl方程：f=1-exp(-Iv34/3)條件：任意形核，I、v為常數(shù)，（孕育期）很小。Avrami方程：f=1-exp(-bn)條件：b、n取決于I、v。若I隨減小，取3n4；若I隨增加，取n>4。二、奧氏體1.結(jié)構(gòu)奧氏體化：鋼在加熱過程中，由加熱前的組織

6、轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程被稱為鋼的加熱轉(zhuǎn)變，即奧氏體化。成分：-Fe+C固溶體。C位于-Fe八面體間隙中心；合金元素部分置換鐵原子。組織形貌：顆粒狀（等軸狀）、針狀。取決于原始組織、加熱速度、加熱轉(zhuǎn)變成都。2.性能（1）面心立方點(diǎn)陣，滑移系統(tǒng)多，塑形很好，硬度和屈服極限不高。（2）最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，緊密度高，比體積最小。（3）鐵原子自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，熱強(qiáng)性好。（4）順磁性，線膨脹系數(shù)高，導(dǎo)熱性能差。3.形成機(jī)理過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差。（1）共析鋼（滲碳體+鐵素體，即珠光體）條件：加熱至共析溫度A1727完全轉(zhuǎn)變。奧氏體核的形成：優(yōu)先在鐵素體與滲碳體的交界面上形成。（能量起伏、結(jié)構(gòu)

7、起伏、濃度起伏）奧氏體核的長(zhǎng)大：通過滲碳體的溶解、碳原子在奧氏體中擴(kuò)散以及奧氏體兩側(cè)的界面向鐵素體及滲碳體的推移進(jìn)行的。剩余滲碳體的溶解：共析珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，鐵素體先期消失，此時(shí)奧氏體的平均碳含量地獄共析珠光體的碳含量，使奧氏體長(zhǎng)大后期剩余未溶碳化物。因此，要使剩余滲碳體溶解于奧氏體，直至滲碳體完全溶解為止。奧氏體成分的均勻化：共析珠光體恰好完全轉(zhuǎn)變成奧氏體時(shí)，奧氏體的成分仍是不均勻的。原鐵素體和高溫處形成奧氏體碳含量低，原滲碳體和低溫處形成奧氏體碳含量高。當(dāng)繼續(xù)在奧氏體區(qū)保溫時(shí)，碳原子反生下坡擴(kuò)散，使奧氏體中碳的分布均勻化。（2）亞共析鋼（珠光體+鐵素體）條件：加熱到A1珠光體轉(zhuǎn)變

8、，AC1-AC3鐵素體轉(zhuǎn)變，AC3完全轉(zhuǎn)變。奧氏體核在鐵素體與珠光體交界界面形成后，快速長(zhǎng)進(jìn)珠光體直至珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。奧氏體向先共析鐵素體慢速長(zhǎng)進(jìn)，直至碳達(dá)到平衡濃度為止。（3）過共析鋼（珠光體+滲碳體）條件：加熱到A1珠光體轉(zhuǎn)變，AC1-ACm鐵素體轉(zhuǎn)變，ACm完全轉(zhuǎn)變。珠光體先全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。先共析滲碳體進(jìn)一步溶解，相當(dāng)于第三階段的延續(xù)。（4）非平衡組織（馬氏體、貝氏體）馬氏體：經(jīng)歷形核、長(zhǎng)大、滲碳體溶解、奧氏體均勻化。加熱至AC1以上時(shí)，會(huì)同時(shí)形成球狀和針狀?yuàn)W氏體，且主要為球狀?yuàn)W氏體，針狀?yuàn)W氏體是在奧氏體化初始階段的一種過渡性組織形態(tài)。（5）連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變奧氏體臨界溫度由一個(gè)固定

9、的溫度轉(zhuǎn)變?yōu)橐欢ǖ臏囟确秶?。奧氏體形成臨界溫度范圍所加熱速度的增大而升高。奧氏體轉(zhuǎn)變的速度隨加熱速度的增大而加快。奧氏體晶粒隨加熱速度的增大而變細(xì)。奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增加。4.動(dòng)力學(xué)奧氏體形成速度取決于I、v。（1）共析鋼存在孕育期。轉(zhuǎn)變速度與時(shí)間關(guān)系為先增后減，轉(zhuǎn)變量為50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。隨等溫溫度提高，曲線左移，孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快。需要一段時(shí)間使殘留碳化物溶解與奧氏體均勻化，時(shí)間長(zhǎng)。（2）亞共析鋼奧氏體快速長(zhǎng)進(jìn)珠光體直至珠光體全部轉(zhuǎn)變。奧氏體向先共析鐵素體慢速長(zhǎng)進(jìn)。碳含量越高，轉(zhuǎn)變速度越快。（3）影響因素加熱溫度越高，奧氏體形成速度越快，獲得的初始晶粒度越細(xì)小。

10、碳含量越高，碳化物數(shù)量增多，相界面面積增大，增加了奧氏體形核部位，形核率增大，擴(kuò)散距離減小，擴(kuò)散系數(shù)增大，奧氏體形成速度越快。合金元素將影響奧氏體的形核和長(zhǎng)大、碳化物溶解、奧氏體均勻化的速度、碳的擴(kuò)散系數(shù)，改變相變臨界點(diǎn)，影響珠光體片間距和碳在奧氏體中的溶解度。原始組織原始組織越細(xì)小，即珠光體片間距越小，剩余碳化物越細(xì)，奧氏體中碳的濃度梯度增大，使碳原子的擴(kuò)散速度加快，而且碳原子擴(kuò)散距離也減小，從而增大奧氏體的長(zhǎng)大速度。5.晶粒長(zhǎng)大及控制晶粒度N：n=2N-1;n為放大100倍每1lin2面積內(nèi)的晶粒數(shù)。粗晶粒，N<4；細(xì)晶粒，5<N<8；超細(xì)晶粒，N>8。初始晶粒度：

11、加熱轉(zhuǎn)變終了時(shí)的晶粒度。實(shí)際晶粒度：奧氏體晶粒長(zhǎng)大到冷卻轉(zhuǎn)變開始的晶粒度。本質(zhì)晶粒度：加熱到（930+10），保溫3-8h的實(shí)際晶粒度，以衡量鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向。特點(diǎn)：（1）方式：晶界遷移、彎曲晶界變直、大晶粒吞并小晶粒。（2）驅(qū)動(dòng)力：奧氏體晶界面積減小導(dǎo)致的界面能與自由能下降。異常長(zhǎng)大：當(dāng)溫度超過某一定值后晶粒才隨溫度升高急劇長(zhǎng)大，該溫度被稱為奧氏體晶粒粗化溫度。長(zhǎng)大階段：（1）本質(zhì)細(xì)晶粒鋼：孕育期：奧氏體起始晶粒不長(zhǎng)大。不均勻長(zhǎng)大期：大晶粒吞并小晶粒，形成混晶期。均勻長(zhǎng)大期：待細(xì)小晶粒被吞并后，所有晶粒開始均勻長(zhǎng)大。（2）本質(zhì)粗晶粒鋼：一般只能看到均勻長(zhǎng)大期，不均勻長(zhǎng)大期不明顯。影響因素

12、：（1）奧氏體晶粒隨溫度增高而迅速長(zhǎng)大。（2）加熱速度越大，過熱度越大，形核率越高，奧氏體起始晶粒度越細(xì)。（3）當(dāng)鋼中的含碳量不超過一定的限度時(shí)，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向隨鋼中含碳量的增大而增大。（4）強(qiáng)烈阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大的元素：鋁、釩、鈦、鋯。中等程度阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大的元素：鎢、鉬。稍微阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大的元素：氧、鎳、鈷、銅。促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的元素：磷、錳。細(xì)化晶粒的措施：（1）合理選擇加熱溫度和保溫時(shí)間。（2）合理選擇的原始組織。（3）加入一定量的合金元素。（4）采用重結(jié)晶處理。6組織遺傳、斷口遺傳組織遺傳：原始組織為馬氏體或貝氏體的鋼在加熱轉(zhuǎn)變時(shí)使原來粗大奧氏體晶?；謴?fù)原狀的現(xiàn)象。斷

13、口遺傳：由粗大的奧氏體形成的非平衡組織以中速加熱獲得細(xì)小的奧氏體晶粒后，沖擊試驗(yàn)仍舊可能出現(xiàn)粗大顆粒狀斷口。三、珠光體1.結(jié)構(gòu)珠光體轉(zhuǎn)變：鐵碳合金經(jīng)奧氏體化后緩慢冷卻時(shí)，具有共析成分的奧氏體在略低于A1的溫度分解為鐵素體與滲碳體雙相組織的共析轉(zhuǎn)變。片狀珠光體：片間距小，含碳量低，滲碳體?。贿B續(xù)冷卻，冷卻速度越快，片間距越小，片間距分布不均勻。片間距反比于過冷度。過冷度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差。珠光體團(tuán)：若干大致平行的鐵素體與滲碳體片組成一個(gè)珠光體領(lǐng)域或稱珠光體團(tuán)。珠光體（A1-650）；索氏體（600-650）；屈氏體（550-600）粒狀珠光體：鐵素體基體中分布這顆粒狀滲碳體而形成的組織。

14、特殊形態(tài)珠光體：碳化物呈纖維狀或針狀珠光體。2.性能（1）片狀珠光體：隨著珠光體團(tuán)直徑以及片間距的減小，珠光體的強(qiáng)度、硬度以及塑形均將升高，對(duì)于沖擊韌性，片間距減小使沖擊韌性下降，而滲碳體變薄又有利于提高沖擊韌性。沖擊韌性隨片間距的減小先降后增。（2）粒狀珠光體：鐵素體與滲碳體的界面比片狀珠光體少，硬度、強(qiáng)度比片狀珠光體稍低。鐵素體呈連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分散在鐵素體基底上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙較小，塑形較好。（3）亞共析珠光體：C、Mn、Si、N等固溶強(qiáng)化元素的含量越多，珠光體的相對(duì)量越多、鐵素體晶粒的直徑越細(xì)、珠光體的片間距越小，其強(qiáng)度硬度越高。塑形隨珠光體量的增多而下降，隨鐵素體晶粒的細(xì)化

15、而升高。隨亞共析鋼碳含量的增加，珠光體量增多，沖擊韌性下降，韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。（4）形變珠光體：派登脫處理（鉛浴處理）：將高碳鋼或中碳鋼經(jīng)奧氏體化后，先在Ar1以下適當(dāng)溫度（大約500左右）的鉛浴中等溫，獲得索氏體組織，適于深度冷拔，經(jīng)冷拔后可獲得優(yōu)異的強(qiáng)韌性配合。原因：鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)密度大大增加，使由位錯(cuò)纏結(jié)所組成的胞塊即鐵素體的亞晶粒明顯細(xì)化，而且點(diǎn)陣畸變明顯增大，滲碳體片細(xì)化，滲碳體部分碎化溶解，使鐵素體含碳量過飽和，產(chǎn)生更大的固溶強(qiáng)化。3.形成機(jī)理驅(qū)動(dòng)力：珠光體與奧氏體的自由能差。（1）片狀珠光體：點(diǎn)陣的重構(gòu)，即由面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的鐵素體和正交點(diǎn)陣的滲碳體。通過碳原子的擴(kuò)

16、散使成分發(fā)生改變，即由共析成分的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛嫉臐B碳體和低碳的鐵素體。與鐵素體接觸的奧氏體碳含量高于與滲碳體接觸的奧氏體碳含量，導(dǎo)致滲碳體向奧氏體長(zhǎng)大；與奧氏體接觸的鐵素體碳含量大于與滲碳體接觸的鐵素體碳含量，導(dǎo)致滲碳體向兩側(cè)長(zhǎng)大。領(lǐng)先相：過冷度小，滲碳體；過冷度大，鐵素體；亞共析鋼，鐵素體；過共析鋼，滲碳體；共析鋼，滲碳體。（2）粒狀珠光體片狀珠光體球化退火：由于第二相粒子的曲率半徑越小，溶解度越高。片狀滲碳體的尖角處的溶解度高于平面處的溶解度。這就使得周圍的基體與滲碳體尖角接觸處的碳濃度大于與與平面接觸處的碳濃度，在基體內(nèi)形成碳的濃度梯度，引起碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面上碳濃度的平衡

17、。為了恢復(fù)平衡，滲碳體尖角處將進(jìn)一步溶解，滲碳體平面將向外長(zhǎng)大，最后形成了各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。（3）先共析轉(zhuǎn)變概念：非共析成分的奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變之前析出先共析相的轉(zhuǎn)變。亞共析鋼先共析鐵素體：塊狀體素體：等軸形，奧氏體晶粒較細(xì)，等溫溫度較高，冷卻速度慢。網(wǎng)狀鐵素體：鐵素體沿奧氏體晶界擇優(yōu)長(zhǎng)大，奧氏體化溫度過高，晶粒粗大，冷速較快。片狀鐵素體：平行分布的針狀或鋸齒狀，奧氏體晶粒粗大，冷速快，等溫溫度較低。過共析鋼先共析滲碳體：網(wǎng)狀滲碳體：奧氏體化溫度過高，冷速過慢。針狀滲碳體：消除和防止：過共析鋼退火時(shí)，加熱溫度限制在Acm以下；對(duì)于具有網(wǎng)狀或針狀滲碳體的鋼，必須加熱到Acm以上的溫度

18、保溫，使?jié)B碳體或碳化物全部溶解到奧氏體中，然后快速冷卻，使先共析滲碳體或碳化物來不及析出。魏氏組織：由先共析鐵素體或滲碳體及其間的珠光體組成的復(fù)相組織。分類：魏氏組織滲碳體；魏氏組織鐵素體（一次魏氏組織鐵素體，奧氏體中析出；二次魏氏組織鐵素體，網(wǎng)狀鐵素體中析出）特征：拋光式樣表面出現(xiàn)浮凸；魏氏鐵素體慣習(xí)面為（111）；形核和長(zhǎng)大的過程。形成條件：碳含量為0.2-0.4%的鋼，在適當(dāng)?shù)倪^冷度下，才能形成魏氏組織鐵素體，且有上限溫度Ws。Mn促進(jìn)其形成，Mo、Cr、Si阻礙其形成。原奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織。力學(xué)性能：使鋼的強(qiáng)度，尤其是塑形和沖擊韌性顯著降低，粗晶魏氏組織還會(huì)使鋼的韌脆

19、轉(zhuǎn)變溫度升高。消除：退火、正火以及鍛造等方法細(xì)化晶粒，消除魏氏組織。（4）偽共析轉(zhuǎn)變非共析成分的奧氏體經(jīng)快冷而進(jìn)入ESG區(qū)后將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即分解為鐵素體與滲碳體的混合組織。4.動(dòng)力學(xué)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)取決于晶核的I和v。（1）特點(diǎn)：存在孕育期。過冷度大小與孕育期長(zhǎng)短呈現(xiàn)C曲線的關(guān)系。轉(zhuǎn)變速度與時(shí)間關(guān)系為先增后減，轉(zhuǎn)變量為50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。亞共析珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的左上方有一條先共析鐵素體析出線，隨著碳含量增加，逐漸向右下方移動(dòng)，直至消失。過共析鋼如果奧氏體化溫度在Acm以上，則珠光體轉(zhuǎn)變的C曲線的走上方有一條先共析滲碳體析出線，隨著碳含量的增加，逐漸向左上方移動(dòng)。（2）影響因素：對(duì)于亞

20、共析鋼，珠光體轉(zhuǎn)變速度隨奧氏體碳含量增加而減慢；對(duì)于過共析鋼，珠光體轉(zhuǎn)變速度隨奧氏體碳含量增加而加快。合金元素除了Co、Al，均推遲珠光體轉(zhuǎn)變。原因：影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度；改變-同素異型轉(zhuǎn)變的速度；合金元素在奧氏體中的擴(kuò)散與再分配；改變臨界點(diǎn)；影響珠光體的I和v；改變界面的表面能；對(duì)/相界面移動(dòng)的拖拽作用。奧氏體晶粒越細(xì)小，單位體積內(nèi)晶界面積越大，珠光體形核部位越多，將加快轉(zhuǎn)變速度。奧氏體中存在過剩相滲碳體時(shí)，作為先共析滲碳體非均質(zhì)晶核或珠光體領(lǐng)先相的晶核，加快轉(zhuǎn)變速度。原始組織越粗大，奧氏體化時(shí)碳化物溶解速度越慢，奧氏體化均勻速度越慢，珠光體形成速度越快。提高奧氏體化溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間

21、延長(zhǎng)孕育期，轉(zhuǎn)變速度降低。拉應(yīng)力使珠光體轉(zhuǎn)變加速，壓應(yīng)力使珠光體轉(zhuǎn)變推遲。在奧氏體狀態(tài)下進(jìn)行塑性變形，有加速珠光體轉(zhuǎn)變的作用，且形變量越大，形變溫度越低，珠光體轉(zhuǎn)變速度越快。5.相間沉淀概念：含有強(qiáng)碳氮化物形成元素的過冷奧氏體，在珠光體轉(zhuǎn)變之前或轉(zhuǎn)變過程中可能發(fā)生納米碳氮化物的析出，且析出是在/相界面上發(fā)生的。相間沉淀組織（變態(tài)珠光體，退化珠光體）：在光學(xué)顯微鏡下觀察與先共析鐵素體毫無差別，在高倍電子顯微鏡下觀察，可以看到鐵素體中有極細(xì)小的顆粒狀碳化物，或呈互相平行的點(diǎn)列狀分布，且分布在有一定間距的平行面上，或呈不規(guī)則分布。影響組織形貌的因素：冷卻速度增大，析出溫度降低，碳化物顆粒尺寸和層間距

22、均變??；當(dāng)碳氮化物形成元素和碳含量增加時(shí)，碳氮化物體積分?jǐn)?shù)將增加，碳化物顆粒尺寸及面間距略有減小。形成機(jī)理：鐵素體在奧氏體晶界析出，奧氏體一側(cè)碳濃度增高，抑制鐵素體長(zhǎng)大，相界面析出碳化物，消耗富集的碳原子，與碳化物接觸的奧氏體一側(cè)碳含量下降，抑制碳化物長(zhǎng)大，促進(jìn)鐵素體長(zhǎng)大，之后反復(fù)多次，鐵素體與細(xì)粒狀特殊談話交替形成，直至過冷奧氏體完全分解，形成一系列平行排列的細(xì)小碳化物。形成條件：（1）奧氏體中要溶有足夠的碳氮元素及碳化物形成元素。（2）要有足夠高的奧氏體化溫度。（3）等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，要有適當(dāng)?shù)谋販囟?；連續(xù)冷卻時(shí)，要有適當(dāng)?shù)睦鋮s速度。性能：提高鋼的強(qiáng)度而不明顯降低鋼的韌性。強(qiáng)化機(jī)制：細(xì)晶強(qiáng)化、

23、沉淀強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化。四、馬氏體1.相變特征：（1）表面浮凸效應(yīng)（N形）和切變共格性。切邊共格特點(diǎn)：均勻切變。新相母相保持共格關(guān)系。界面為不變平面，未發(fā)生畸變，兩側(cè)也沒有發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)。在不變平面上產(chǎn)生的均勻應(yīng)變。（2）置換原子無擴(kuò)散性。（3）在慣習(xí)面上形成，并與母相保持一定的位向關(guān)系。011/111；<111>/<011>（4）馬氏體從形核到長(zhǎng)大，內(nèi)部產(chǎn)生大量晶體缺陷，形成馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。（5）馬氏體在不斷降溫過程中進(jìn)行的，在一個(gè)溫度范圍內(nèi)形成，轉(zhuǎn)變具有不完全性。Ms：奧氏體必須以大于臨界冷卻速度的冷速冷卻到某一溫度下才能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，該溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。Mf：當(dāng)

24、溫度降到某一溫度以下時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變已經(jīng)不能進(jìn)行了，該溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)。馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性：即使冷到Mf以下，馬氏體轉(zhuǎn)變量還未達(dá)到100%。殘余奧氏體Ar：如果某鋼的Ms 高于室溫而Mf低于室溫，則冷至室溫時(shí)，還將保留一定數(shù)量的奧氏體。（6）馬氏體轉(zhuǎn)變具有可逆性。開始溫度As，終止溫度Af2.結(jié)構(gòu)晶體結(jié)構(gòu)：馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)主要是體心正方。組織結(jié)構(gòu)：（1）板條狀馬氏體：由馬氏體板條束群組成。板條束群：由若干個(gè)尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行排列組成，一個(gè)原始奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個(gè)板條群。同位向束（板條塊）：板條束群中黑白相間的塊。同位相束間為大角度晶界。馬氏體板條：同位相束由若干個(gè)平行馬

25、氏體板條組成，其立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄板狀，每一個(gè)板條為一個(gè)馬氏體單晶，板或條是板條馬氏體的基本單元。同位相束內(nèi)相鄰的板條之間取向相同，界面為小角度晶界，束界與塊界間為大角度晶界。亞結(jié)構(gòu)：位錯(cuò)。（2）透鏡片狀馬氏體（針狀馬氏體；片狀馬氏體）：立體外形呈雙凸透鏡狀，與試樣磨面相截則呈針狀或竹葉狀。馬氏體片的中間有一條直線，成為中脊。亞結(jié)構(gòu)：孿晶（3）蝴蝶狀馬氏體（4）薄片狀馬氏體（5）馬氏體：具有密排六方點(diǎn)陣，呈薄片狀。亞結(jié)構(gòu)：層錯(cuò)。影響因素：（1）母相奧氏體化學(xué)成分是影響馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)的主要因素。碳含量在0.3%以下的為板條馬氏體，在1.0%以上的為片狀馬氏體，0.3%-1.0

26、%的為板條與片狀馬氏體的混合組織；凡是能縮小相區(qū)的合金元素均能促使得到板條馬氏體，凡是能擴(kuò)大相區(qū)的合金元素均能促使得到片狀馬氏體，能顯著降低奧氏體層錯(cuò)能的合金元素將促使得到薄片狀馬氏體。（2）隨著馬氏體形成溫度降低，馬氏體形態(tài)轉(zhuǎn)變：板條狀-片狀-蝶狀-薄板狀，亞結(jié)構(gòu)由位錯(cuò)轉(zhuǎn)化為孿晶。（3）奧氏體層錯(cuò)能低時(shí)，易于形成薄片狀馬氏體。（4）在Ms時(shí)，奧氏體屈服強(qiáng)度小于196MPa，形成強(qiáng)度較低的板條馬氏體，奧氏體屈服強(qiáng)度大于196MPa，形成強(qiáng)度較高的片狀馬氏體（理論基礎(chǔ)：相變應(yīng)力的松弛）；轉(zhuǎn)變?cè)趭W氏體和馬氏體內(nèi)以滑移變形方式進(jìn)行，則形成板條馬氏體，轉(zhuǎn)變?cè)趭W氏體內(nèi)以滑移變形方式進(jìn)行，在馬氏體內(nèi)以孿生

27、變形方式進(jìn)行，或者只在馬氏體內(nèi)以孿生變形方式進(jìn)行，則形成片狀馬氏體，只是二者慣習(xí)面不同。3.性能（1）強(qiáng)度和硬度：具有高強(qiáng)度和高硬度。取決于碳含量。本質(zhì)：固溶強(qiáng)化：鋼中馬氏體是碳及合金元素溶于相所形成的過飽和固溶體。相變強(qiáng)化：馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)不均勻切變以及界面附近的塑性變形將在馬氏體晶體內(nèi)造成大量微觀缺陷，使馬氏體強(qiáng)化。時(shí)效強(qiáng)化：過飽和碳原子析出，由于其極易擴(kuò)散，在室溫下產(chǎn)生偏聚而引起強(qiáng)化。晶界強(qiáng)化：原始奧氏體晶粒越細(xì)小，馬氏體板條群越細(xì)小，馬氏體強(qiáng)度越高。（2）塑形和韌性：片狀馬氏體塑性、韌性較差，板條狀馬氏體具有相當(dāng)?shù)乃苄院晚g性，以及較低的脆性轉(zhuǎn)變溫度和低的斷口敏感性。取決于亞結(jié)構(gòu)。原因：板條

28、馬氏體主要變形方式是滑移，大量位錯(cuò)易沿滑移面運(yùn)動(dòng)，而片狀馬氏體為孿生，會(huì)受到已有孿晶的制約。板條狀馬氏體中的晶界和領(lǐng)域界有組織裂紋擴(kuò)展的作用，而片狀馬氏體中的孿晶界易于造成位錯(cuò)塞積，使孿晶界產(chǎn)生應(yīng)力集中而出現(xiàn)微裂紋。板條狀馬氏體中，馬氏體束內(nèi)板條大致平行，長(zhǎng)大時(shí)不會(huì)相互沖撞，而片狀馬氏體中各片馬氏體互成一定角度，長(zhǎng)大時(shí)會(huì)相互沖撞。板條狀馬氏體中含有干密度位錯(cuò)，易于碳原子偏聚和優(yōu)先析出細(xì)小、均勻碳化物，片狀馬氏體碳原子偏聚于孿晶，碳化物也沉淀于此，易使微裂紋沿孿晶界擴(kuò)展。分布于馬氏體板條間的少量殘余奧氏體對(duì)其韌性也有重要貢獻(xiàn)。（3）馬氏體相變誘發(fā)塑形：金屬及合金在相變過程中塑形增加，往往低于母相

29、屈服強(qiáng)度時(shí)即可發(fā)生塑形變形這種現(xiàn)象稱為相變誘發(fā)塑形，由馬氏體相變所產(chǎn)生的誘發(fā)塑形稱為馬氏體相變誘發(fā)塑形。作用：可以顯著提高鋼的韌性。原因：因塑形變形引起的局部區(qū)域應(yīng)力集中，由于馬氏體的形成而得到松弛，因而能夠防止微裂紋的形成。在發(fā)生塑形變形的區(qū)域，有形變馬氏體形成，隨形變馬氏體量增多，形變強(qiáng)化指數(shù)不斷提高，這比純奧氏體經(jīng)大量變形后接近斷裂時(shí)的形變強(qiáng)化指數(shù)還要大，從而使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域難以繼續(xù)發(fā)生變形，故能抑制頸縮的形成。（4）物理性能：鋼中馬氏體具有鐵磁性和高的矯頑力，磁飽和強(qiáng)度隨馬氏體的碳及合金元素含量的增加而下降，電阻較奧氏體和珠光體低，比容差大。（5）高碳馬氏體顯微裂紋：高碳鋼在淬成

30、片狀馬氏體時(shí)，經(jīng)常在馬氏體片邊緣以及馬氏體片與片的交接處出現(xiàn)顯微裂紋。原因：片狀馬氏體形成時(shí)相互碰撞造成的。馬氏體形成速度極快，碰撞時(shí)將因沖擊而形成相當(dāng)大的應(yīng)力場(chǎng)，高碳馬氏體又很脆，故極易在相互碰撞時(shí)發(fā)生開裂。因素：碳含量越高，顯微裂紋面積越大。奧氏體化溫度越高，晶粒越粗大，溶入其中的碳也越多，淬成馬氏體時(shí)產(chǎn)生顯微裂紋的可能性越大。淬火冷卻溫度越低，淬火組織中殘余奧氏體量越少，馬氏體形成量越多，形成裂紋的可能性越大。馬氏體轉(zhuǎn)變量越多，顯微裂紋面積越大，當(dāng)轉(zhuǎn)變量到一定值時(shí)，便不再變化。4.熱力學(xué)特征：存在熱滯，及Ms與T0之間的差值。Ms點(diǎn)物理意義：奧氏體和馬氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需的最小化

31、學(xué)驅(qū)動(dòng)力時(shí)的溫度，反映了馬氏體轉(zhuǎn)變得以進(jìn)行所需的最小過冷度。影響因素：（1）奧氏體化學(xué)成分：碳氮含量增高，MS下降。除Co、Al外，其余合金元素均降低Ms點(diǎn)。程度：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti。（2）奧氏體化條件：在不完全奧氏體化條件下，提高加熱溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間，將因奧氏體中碳和合金元素含量升高，使Ms下降；在完全奧氏體化條件下，提高加熱溫度和延長(zhǎng)保溫時(shí)間，將因馬氏體相變阻力減少，使Ms升高。（3）冷卻速度的影響：冷卻速度大于臨界冷卻速度時(shí)，奧氏體才能被過冷到Ms點(diǎn)以下而轉(zhuǎn)變呈馬氏體。低速、高速區(qū)，Ms溫度不變，中速區(qū)，Ms隨冷速增加而提高。（4）彈性應(yīng)力和塑形形變的影響：?jiǎn)蜗?/p>

32、拉應(yīng)力或壓應(yīng)力能促使馬氏體形成，使Ms升高；由于馬氏體形成時(shí)體積膨脹，三向壓應(yīng)力將一直馬氏體形成，使Ms下降。應(yīng)力促發(fā)馬氏體：?jiǎn)蜗蚶瓚?yīng)力或壓應(yīng)力能促使馬氏體形成，使Ms升高，所得到的馬氏體稱為應(yīng)力促發(fā)馬氏體。形變誘發(fā)馬氏體（形變馬氏體）：對(duì)奧氏體進(jìn)行塑形變形，則奧氏體可能在發(fā)生塑形變形的同時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因形變誘發(fā)的馬氏體相變而形成馬氏體稱為形變誘發(fā)馬氏體?？砂l(fā)生逆轉(zhuǎn)變。原因：塑性變形提供機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。Md：可獲得形變馬氏體的最高溫度，稱為形變馬氏體點(diǎn)。上限為T0。Ad：可獲得形變誘發(fā)奧氏體的最低溫度，稱為形變奧氏體點(diǎn)。下限為T0（5）預(yù)先組織轉(zhuǎn)變影響：若馬氏體在轉(zhuǎn)變前奧氏體已預(yù)先轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w

33、組織，將使Ms點(diǎn)升高，若馬氏體轉(zhuǎn)變前奧氏體已預(yù)先部分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，將使Ms點(diǎn)降低。（6）磁場(chǎng)影響：外加磁場(chǎng)使具有最大磁飽和強(qiáng)度的馬氏體相趨于更穩(wěn)定，在磁場(chǎng)中馬氏體的自由能降低，因此將誘發(fā)馬氏體相變，Ms點(diǎn)升高。對(duì)非鐵磁相奧氏體自由能影響不大。5.動(dòng)力學(xué)（1）降溫形成馬氏體相變:在Ms以下，依靠不斷的降溫才能不斷地形成馬氏體。特點(diǎn)：馬氏體降溫瞬時(shí)生核、瞬時(shí)長(zhǎng)大，馬氏體轉(zhuǎn)變只取決于轉(zhuǎn)變溫度，而與時(shí)間無關(guān)。（2）等溫形成馬氏體相變:在Ms以下某一些溫度等溫就可形成馬氏體，這類馬氏體相變?yōu)榈葴伛R氏體。特點(diǎn)：馬氏體等溫形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大，形核需要孕育期，形核率隨過冷度增大而先增后減，轉(zhuǎn)變量隨等溫時(shí)間延長(zhǎng)而增

34、加，等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖呈“C”字形；相變不能進(jìn)行到底，只能由部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。（3）爆發(fā)形成馬氏體相變:一些Ms低于0的合金，冷到Ms以下一定溫度時(shí)，在一瞬間，可劇烈地形成大量馬氏體。Mb：爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。特點(diǎn)：自觸發(fā)形核，瞬時(shí)長(zhǎng)大，連鎖式反應(yīng)，爆發(fā)式轉(zhuǎn)變，爆發(fā)結(jié)束后依靠降溫繼續(xù)轉(zhuǎn)變，曲線斜率隨爆發(fā)量增大而減小。（4）熱彈性馬氏體:隨著溫度的降低或升高可以彈性似地長(zhǎng)大或縮?。ㄖ敝料В┑鸟R氏體。始終與母相維持著共格關(guān)系。特點(diǎn)：馬氏體降溫生核，降溫長(zhǎng)大；可以向母相發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。（5）應(yīng)力彈性馬氏體：在外加應(yīng)力作用下形成的彈性馬氏體。（6）奧氏體穩(wěn)定化:奧氏體在外界因素的作用下，由

35、于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。熱穩(wěn)定化：淬火時(shí)因緩慢冷卻或等溫停留時(shí)冷卻暫時(shí)中斷，引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象，使Ms點(diǎn)降低，殘余奧氏體量增多。表示：滯后溫度間隔或少形成的馬氏體量。Mc：奧氏體熱穩(wěn)定化溫度上限。影響因素：C、N原子在適當(dāng)溫度下晶體點(diǎn)陣缺陷處偏聚，釘扎位錯(cuò)，因而強(qiáng)化了奧氏體，使馬氏體相變的切邊阻力增大。碳化物形成元素有促進(jìn)熱穩(wěn)定化作用。緩慢冷卻會(huì)引起奧氏體的熱穩(wěn)定化。等溫時(shí)間短時(shí)，溫度越高，熱穩(wěn)定化程度越大，等溫時(shí)間長(zhǎng)時(shí)，溫度越高，穩(wěn)定化程度越低。已轉(zhuǎn)變馬氏體數(shù)量越多，等溫停留時(shí)產(chǎn)生的熱穩(wěn)定化程度越大。機(jī)械穩(wěn)定化：在Md以上，

36、對(duì)奧氏體進(jìn)行塑形變形，當(dāng)變形量足夠大時(shí)，可以引起奧氏體穩(wěn)定性提高，使隨后冷卻時(shí)的馬氏體轉(zhuǎn)變難以進(jìn)行，Ms點(diǎn)降低，殘余奧氏體顯著增多。原因：塑形變形引入各種晶體缺陷阻止馬氏體形核及晶核的長(zhǎng)大所引起的。塑形變形溫度越高，形變量越大，奧氏體的層錯(cuò)能越低，則奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化效應(yīng)越大。馬氏體形成而引起其相鄰?qiáng)W氏體協(xié)作形變，以及奧氏體形成時(shí)相伴體積膨脹，使未轉(zhuǎn)變奧氏體處于受壓狀態(tài)，將引起奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化。6.形狀記憶效應(yīng)形狀記憶效應(yīng)：將材料在一定條件下進(jìn)行一定限度以內(nèi)的變形后，再對(duì)材料施加適當(dāng)?shù)耐饨鐥l件，材料的變形隨之消失而回復(fù)到變形前的形狀的現(xiàn)象。分類：?jiǎn)纬绦螤钣洃浶?yīng)；雙程形狀記憶效應(yīng)。合金特征：（

37、1）能夠發(fā)生熱彈性馬氏體相變。（2）母相和馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)通常是有序的。（3）母相晶體結(jié)構(gòu)具有較高的對(duì)稱性，而馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)具有較低的對(duì)稱性。偽彈性（超彈性）：由應(yīng)力變化引起的非線性彈性行為，而這種彈性變形的應(yīng)變量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出通常意義上的彈性變形。五、貝氏體1.相變貝氏體相變：鋼在高溫形成的奧氏體過冷到珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)與馬氏體相變區(qū)之間中溫區(qū)時(shí)，將發(fā)生貝氏體相變，稱為中溫轉(zhuǎn)變。貝氏體：由過冷奧氏體在中溫區(qū)分解后所得的產(chǎn)物，由鐵素體和碳化物所組成的非層狀組織?；咎卣鳎海?）貝氏體相變的溫度范圍，上限溫度Bs，下限溫度Bf。（2）貝氏體相變產(chǎn)物是由鐵素體和碳化物所組成的非層狀組織。（3）貝氏體可以在其

38、轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)等溫形成，也可以在一定冷速范圍內(nèi)連續(xù)冷卻形成。（4）貝氏體相變是擴(kuò)散性相變，其擴(kuò)散性指的是碳原子的擴(kuò)散。（5）貝氏體相變能在拋光表面引起浮凸，呈V形；具有一定的慣習(xí)面，與母相保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。2.結(jié)構(gòu)（1）上貝氏體：在較高的溫度（略低于無碳化物貝氏體形成溫度）范圍內(nèi)形成的貝氏體，以大致平行、含碳量稍微超過飽和的鐵素體板條為主體，短棒狀或短片狀碳化物分布與板條之間，在含硅、鋁的合金鋼中碳化物全部或部分被殘留奧氏體所取代。350-550組織形態(tài)：羽毛狀、條狀、針狀。上貝氏體鐵素體：稍過飽和鐵素體。上貝氏體碳化物：分布在鐵素體板條之間的滲碳體型碳化物。隨奧氏體中碳含量增加，貝氏

39、體鐵素體板條變薄，隨轉(zhuǎn)變溫度下降，貝氏體鐵素體變細(xì)小，位錯(cuò)密度提高，碳化物顆粒變小，彌散度增加。（2）下貝氏體：在較低溫度范圍形成的貝氏體，雙凸透鏡狀片狀碳過飽和的鐵素體，片中分布與片的長(zhǎng)軸呈55°-65°角平行排列的碳化物。350以下。下貝氏體鐵素體：母相奧氏體碳含量低時(shí)呈板條狀，高時(shí)呈透鏡片狀，中等時(shí)兩種形態(tài)兼有。下貝氏體碳化物：滲碳體型碳化物均勻分布在鐵素體內(nèi)。（3）無碳貝氏體：中、低碳鋼在貝氏體相變區(qū)域的最高溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體。若干板條鐵素體束組成，每個(gè)鐵素體束由若干大致平行的鐵素體板條組成。無碳化物貝氏體鐵素體：內(nèi)部基本不含碳，針片之間為珠光體或馬氏體或二者的

40、混合組織，存在亞晶界和較高的位錯(cuò)密度。（4）粒狀貝氏體：低、中碳合金鋼的奧氏體以一定的速度連續(xù)冷卻時(shí)，或在貝氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度（略高于上貝氏體的形成溫度）等溫時(shí)形成的貝氏體。由基體鐵素體及鐵素體內(nèi)排列有序的島狀相構(gòu)成的。粒狀組織(島狀相)：剛形成時(shí)是富碳奧氏體，在冷卻過程中，富碳奧氏體有時(shí)全部被保留下來，有時(shí)則轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體及殘余奧氏體，有時(shí)則部分或全部分解為貝氏體或珠光體。一般是由馬氏體和奧氏體雙相組成，故稱M/A島，也稱M/A組織。（5）反常貝氏體：出現(xiàn)在過共析鋼中，因以滲碳體為領(lǐng)先相而得名。（6）柱狀貝氏體：產(chǎn)生在高碳碳素鋼或高碳中合金鋼中，當(dāng)?shù)葴販囟忍幱谙仑愂象w形成溫度范圍時(shí)出現(xiàn)，高壓下

41、也會(huì)在中碳鋼中形成。鐵素體呈放射狀，碳化物分布在其內(nèi)部。3.性能力學(xué)性能：貝氏體強(qiáng)度、硬度比馬氏體低，比珠光體高；塑形、韌性比馬氏體高，比珠光體低。下貝氏體具有高的強(qiáng)度、高的韌性和高的耐磨性，而上貝氏體的強(qiáng)度低，韌性差。影響因素：（1）隨著貝氏體形成溫度的降低，強(qiáng)度和硬度逐步提高，塑形和韌性也同樣隨著形成溫度的降低而提高，但在400下，溫度的降低帶來的影響不大。（2）主要取決于貝氏體組織狀態(tài)：晶粒細(xì)化強(qiáng)化：貝氏體鐵素體的晶粒直徑越小，則其強(qiáng)度越高。碳化物彌散強(qiáng)化：合金中的第二相質(zhì)點(diǎn)與位錯(cuò)的交互作用可以使合金強(qiáng)度有所提高。合金中碳化物顆粒直徑越小，數(shù)量越多，強(qiáng)度越大。固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化。以

42、上強(qiáng)化機(jī)制均受溫度影響，隨形成溫度的降低而作用增強(qiáng)，因此貝氏體抗拉強(qiáng)度隨著形成溫度的降低而增加。4.形成機(jī)理形成過程：鐵素體的長(zhǎng)大，碳化物的析出。特點(diǎn)：形核和長(zhǎng)大的過程；形核需要孕育期；先析相為鐵素體。（1）高溫范圍轉(zhuǎn)變：產(chǎn)物為無碳化物貝氏體。（2）中溫范圍轉(zhuǎn)變：產(chǎn)物為上貝氏體。350-550（3）低溫范圍轉(zhuǎn)變：產(chǎn)物為下貝氏體。350（4）粒狀貝氏體形成：形成溫度也在高溫區(qū)。5.動(dòng)力學(xué)貝氏體相變是形核、長(zhǎng)大的過程，形核需要孕育期，可以等溫形成，晶核長(zhǎng)大速度比珠光體慢得多。特點(diǎn)：（1）貝氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)具有擴(kuò)散性相變的特征。（2）貝氏體轉(zhuǎn)變的不完全性。（3）比馬氏體轉(zhuǎn)變速度慢很多。（4）可能與

43、珠光體或馬氏體轉(zhuǎn)重疊。碳的擴(kuò)散：上貝氏體相變受碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制，鐵素體長(zhǎng)大速度取決于其長(zhǎng)大前沿奧氏體中碳的擴(kuò)散速度；下貝氏體相變受碳在鐵素體中的擴(kuò)散所控制，相變速度主要取決于鐵素體內(nèi)碳化物沉淀的速度。影響因素：（1）隨奧氏體中含碳量的增加，貝氏體相變速度下降。（2）除Co、Al外，區(qū)域合金元素均推遲貝氏體轉(zhuǎn)變。（3）貝氏體形核優(yōu)先在過冷奧氏體的晶界上，故隨奧氏體晶粒的增大，晶界總面積減少，貝氏體形核率降低，貝氏體相變?cè)杏鲩L(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度變慢。（4）提高奧氏體化溫度或延長(zhǎng)時(shí)間，一方面使碳化物溶解區(qū)域完全，使奧氏體成分均勻性提高，延緩了碳的再分配；同時(shí)又是奧氏體晶粒長(zhǎng)大，因而貝氏體相變速度減

44、慢。形成溫度過高或保溫時(shí)間過長(zhǎng)又有加速貝氏體相變的作用，即形成一定數(shù)量貝氏體所需的時(shí)間縮短。（5）隨著拉應(yīng)力的增加，貝氏體相變速度不斷提高。如在施加應(yīng)力3-5min后撤去應(yīng)力，則轉(zhuǎn)變開始階段較快，隨后變慢。（6）高溫區(qū)（800-1000）對(duì)奧氏體進(jìn)行塑形變形，將使貝氏體相變?cè)杏谘娱L(zhǎng)，相變速度減慢，相變不完全成都增加；中溫區(qū)（300-600）對(duì)奧氏體進(jìn)行塑形變形，則貝氏體相變?cè)杏诳s短，相變速度加快。（7）冷卻時(shí)在不同的溫度下停留的影響：在珠光體貝氏體相變區(qū)之間的穩(wěn)定區(qū)內(nèi)的停留會(huì)加速隨后的貝氏體相變速度；先在貝氏體轉(zhuǎn)變的高溫區(qū)停留，形成部分上貝氏體后再冷至下貝氏體轉(zhuǎn)變的低溫區(qū)域等溫，則先形成的

45、少量上貝氏體將會(huì)降低下貝氏體的轉(zhuǎn)變速度；先冷至Ms以下或貝氏體轉(zhuǎn)變的低溫區(qū)停留，使形成少量馬氏體或下貝氏體，然后再升至貝氏體轉(zhuǎn)變的較高溫度區(qū)間，則先形成的馬氏體及少量貝氏體可以使隨后貝氏體的相變速度加快。六、過冷奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖1.過冷奧氏體奧氏體冷卻至臨界點(diǎn)以下，一般稱為過冷奧氏體。2.過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖（IT圖，TTT圖）概念：奧氏體在A1以下不同溫度等溫冷卻過程中，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物體積分?jǐn)?shù)與溫度、時(shí)間關(guān)系的曲線圖。概述：縱坐標(biāo)為溫度t，橫坐標(biāo)為時(shí)間（以秒標(biāo)定，以lg來分度，不能以0為原點(diǎn)。）圖最上面長(zhǎng)的水平虛線表示這種鋼的臨界點(diǎn)A1，下方的水平實(shí)線表示這種鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)Ms。左側(cè)

46、一條為轉(zhuǎn)變開始線，右側(cè)一條稱為轉(zhuǎn)變終了線，中間的虛線是轉(zhuǎn)變量為50%的標(biāo)識(shí)線?？v坐標(biāo)和轉(zhuǎn)變開始線之間的區(qū)域稱為孕育區(qū)，在某一個(gè)溫度下，這個(gè)區(qū)域的橫坐標(biāo)長(zhǎng)度稱為該溫度下的孕育期。轉(zhuǎn)變開始線突出部，也就是孕育期最短的部位一般稱為鼻子。轉(zhuǎn)變開始線和終了線之間是轉(zhuǎn)變區(qū)。非共析鋼存在先共析相析出線。測(cè)定方法：金相法、磁性法、膨脹法、電阻法、熱分析法、X射線衍射法。影響因素：（1）亞共析鋼C曲線隨碳含量增加右移，過共析鋼C曲線隨碳含量增加左移，共析鋼最為穩(wěn)定，處于最右的位置。（2）除了Co、Al意外的合金元素均使C曲線右移。Cr、Mo、W、V、Ti使珠光體曲線上移，貝氏體曲線下移。（3）加熱溫度高或保溫時(shí)

47、間長(zhǎng)，奧氏體晶粒越粗大，成分越均勻，則奧氏體轉(zhuǎn)變的形核率越低，即過冷奧氏體穩(wěn)定性越大，C曲線右移。（4）對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性形變，可能是奧氏體晶粒細(xì)化，或使其亞結(jié)構(gòu)密度增加，有利于碳原子和鐵原子快速擴(kuò)散，加速珠光體轉(zhuǎn)變，珠光體C曲線左移，對(duì)于貝氏體高溫塑性變形有減緩作用，低溫塑性變形有加速作用?；绢愋停褐楣怏w區(qū)和貝氏體區(qū)部分重疊的單鼻型；珠光體區(qū)在右貝氏體區(qū)在左的雙鼻型；珠光體區(qū)在左貝氏體區(qū)在右的雙鼻型；只呈現(xiàn)貝氏體區(qū)的單鼻型；只呈現(xiàn)珠光體區(qū)的單鼻型；無鼻型。淬火臨界冷卻速度Vc：保證奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生分解而全部過冷到馬氏體區(qū)的最小冷速。3.過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖（CCT圖）概念：過冷

48、奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖。概述：冷卻曲線終端的數(shù)字表示該冷卻速度下，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度值，多用維氏硬度，也用洛氏硬度。冷卻曲線和轉(zhuǎn)變終了交點(diǎn)所注數(shù)字為這種轉(zhuǎn)變產(chǎn)物所占的百分比。測(cè)定方法：端淬法、金相硬度法、膨脹法、磁性法。上臨界冷卻速度Vc（淬火臨界冷卻速度）：保證奧氏體在連續(xù)冷卻過程中不發(fā)生分解而全部過冷到馬氏體區(qū)的最小冷速。下臨界冷卻速度Vc1：保證奧氏體在連續(xù)冷卻過程中全部分解而不發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的最大冷卻速度。4.CCT圖與TTT圖區(qū)別：(1)由于奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變溫度較低、孕育期較長(zhǎng)，任何一種鋼的CCT圖都在其TTT圖的右下方。(2)某些鋼的珠光體轉(zhuǎn)變或貝氏體轉(zhuǎn)變可能被抑制。七、回火轉(zhuǎn)變

49、1.組織轉(zhuǎn)變（1）碳原子的偏聚回火的預(yù)備階段（25-100以下）也稱回火的前期階段或時(shí)效階段。在這個(gè)階段，發(fā)生碳的偏聚，低碳板條馬氏體中的碳原子主要偏聚于位錯(cuò)的張應(yīng)力區(qū)，高碳片狀馬氏體中的碳原子主要偏聚于孿晶面等一定晶面上。（2）馬氏體的分解回火第一階段（100-250）中、高碳馬氏體將分解為由含碳量過飽和的相和與之共格的亞穩(wěn)碳化物組成的回火馬氏體；低碳馬氏體不發(fā)生馬氏體分解，碳原子繼續(xù)偏聚而不析出。即隨著回火溫度升高，固溶于體心正方馬氏體中的過飽和碳不斷以彌散微小亞穩(wěn)碳化物的形式析出，使馬氏體碳含量不斷下降，最終變成體心立方馬氏體，并且體心立方馬氏體的含碳量與淬火剛原含碳量無關(guān)?；鼗饻囟仍礁?/p>

50、，馬氏體達(dá)到的碳濃度越低?；鼗瘃R氏體：淬火馬氏體在100-250回火時(shí)，鋼的組織由過飽和度降低了的固溶體和高度彌散分布、與母相保持共格聯(lián)系的亞穩(wěn)碳化物組成。碳化物：從過飽和固溶體中析出的亞穩(wěn)碳化物，一般呈針狀或薄片狀彌散析出，與基體共格，為密排六方結(jié)構(gòu)。高碳馬氏體分解：雙相分解：回火溫度在125-150以下，高碳馬氏體以雙相分解的方式進(jìn)行，分解為具有高正方度的保持原始碳含量的未分解的馬氏體相以及具有低正方度的已析出部分碳的相。且在分解過程中，兩者碳含量不發(fā)生變化，而是低碳相數(shù)量增加，高碳相數(shù)量減少。溫度越高，分解速度越快。單相分解：回火溫度在150-300范圍內(nèi)，馬氏體分解依靠不斷析出新的碳化

51、物以及已有碳化物的不斷長(zhǎng)大進(jìn)行的。低碳馬氏體分解低碳板條馬氏體在100-200之間回火時(shí)，沒有碳化物析出，碳原子仍然偏聚在位錯(cuò)線附近。當(dāng)回火溫度高于200時(shí)，才有可能通過單相分解析出碳化物，使基體中的碳含量降低。中碳馬氏體分解中碳鋼在正常淬火時(shí)會(huì)得到低碳板條位錯(cuò)馬氏體和高碳片狀孿晶馬氏體的混合組織，所以回火時(shí)兼具二者分解特征。（3）殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變回火第二階段（200-300）殘余奧氏體處于亞穩(wěn)態(tài)，向貝氏體轉(zhuǎn)變的速度加快，向珠光體轉(zhuǎn)變的速度減慢。在珠光體形態(tài)溫度范圍內(nèi)回火，殘余奧氏體將先析出先共析碳化物，隨后分解為珠光體；在貝氏體形成溫度范圍內(nèi)回火，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w；在馬氏體形成溫度范圍

52、內(nèi)回火，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；在珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)之間也存在一個(gè)殘余奧氏體的穩(wěn)定區(qū)。（4）滲碳體的形成回火第三階段（250-400）將有滲碳體（碳化物）形成，相的含碳量下降，位錯(cuò)重新排列，密度下降，孿晶逐漸消失，但仍保持馬氏體外形。低碳鋼：在200以上回火時(shí)，將在碳的偏聚區(qū)直接析出碳化物。因Ms點(diǎn)較高，在淬火冷卻過程中已形成的馬氏體可能發(fā)生自回火，在碳的偏聚區(qū)直接析出滲碳體。高碳鋼：在250以上回火時(shí)，通過碳化物和碳化物等亞穩(wěn)碳化物的轉(zhuǎn)化，在（112）和（110）晶面上及馬氏體晶界上形成穩(wěn)定的滲碳體（碳化物）。滲碳體的形成也經(jīng)歷了形核與長(zhǎng)大過程，隨回火溫度升高，擴(kuò)散速度加快，滲碳體形核

53、與長(zhǎng)大過程加快?；鼗鹎象w：淬火馬氏體在250-400回火，由一定飽和度的相及有共格關(guān)系的碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)橄嗉盁o共格關(guān)系的碳化物。碳化物呈片狀和小顆粒狀。（5）相回復(fù)再結(jié)晶和碳化物聚集長(zhǎng)大回火第四階段（400以上）相基體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，片狀滲碳體也將逐漸球化并聚集長(zhǎng)大，殘余內(nèi)應(yīng)力大幅度消失?；鼗鹜惺象w：淬火馬氏體在350-450溫度范圍回火后，得到由已經(jīng)回復(fù)的、但仍保持馬氏體外形的鐵素體和彌散分布的極其細(xì)小的滲碳體顆粒組成的復(fù)相組織?；鼗鹚魇象w：淬火馬氏體在500-650回火得到由等軸狀鐵素體和細(xì)粒狀滲碳體組成的復(fù)相組織。相變化：回火高于400，相回復(fù)已經(jīng)十分明顯，鐵素體仍保持馬氏體的板條或片狀

54、外形，板條寬帶由于相鄰板條合并而增加，并形成極其細(xì)小的碳化物?；鼗饻囟鹊?00以后，碳含量達(dá)到平衡成分，回復(fù)后的鐵素體開始由細(xì)小的板條馬氏體或片狀晶粒，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶粒，板條特征完全消失（鐵素體再結(jié)晶）?；鼗饻囟雀哂?00，發(fā)生再結(jié)晶，使片狀特征消失。滲碳體變化：回火溫度至400以上，已脫離共格關(guān)系的滲碳體開始明顯地聚集長(zhǎng)大，片狀滲碳體長(zhǎng)度和寬度之比逐漸縮小，最終形成粒狀滲碳體。高于600回火，粒狀滲碳體迅速聚集并粗化。碳化物球化、長(zhǎng)大過程，是按照小顆粒溶解、大顆粒長(zhǎng)大的機(jī)制進(jìn)行的。淬火內(nèi)應(yīng)力第一類：由于工件內(nèi)外溫度不一致和相變不同時(shí)而造成的宏觀區(qū)域性的內(nèi)應(yīng)力?；鼗?50消除。第二類：

55、由于工件中幾個(gè)晶粒內(nèi)溫度不一致和相變不同時(shí)而造成的微觀區(qū)域性的內(nèi)應(yīng)力。回火500消除。第三類：由于碳原子過飽和固溶使晶格畸變以及保持共格關(guān)系使晶格彈性畸變所引起的內(nèi)應(yīng)力?；鼗?00消除。2.力學(xué)性能隨著回火溫度升高，強(qiáng)度、硬度降低，延伸率和斷面收縮率升高。彈性極限在300-400出現(xiàn)峰值。原因：高溫回火彈性極限低因?yàn)殇搹?qiáng)度低，低溫回火彈性極限低因?yàn)橛神R氏體相變和急冷引起的內(nèi)應(yīng)力沒有得到充分消除?；鼗鹩兄谙鸭y。3.合金元素影響（1）延緩鋼的軟化，提高鋼的回火抗力。（2）引起二次硬化現(xiàn)象。（3）影響鋼的回火脆性。回火抗力：鋼抵抗回火硬度降低的能力。原因：（1）大多數(shù)合金元素（強(qiáng)碳化物形成元素

56、）降低碳原子的擴(kuò)散速度，從而降低馬氏體分解速度。（2）Ni、P等元素溶入馬氏體增強(qiáng)固溶強(qiáng)化作用，使馬氏體不易分解。（3）Si、Co等元素溶入碳化物使之更穩(wěn)定，推遲其向滲碳體的轉(zhuǎn)變。（4）Cr等元素溶入滲碳體使之不容易聚集長(zhǎng)大，Mo、W、V、Ti、Nb等元素形成細(xì)小特殊合金碳化物使硬度提高。二次淬火：當(dāng)鋼中存在較多合金元素時(shí)，淬火后將產(chǎn)生大量殘余奧氏體，如果回火保溫時(shí)，殘余奧氏體沒有分解，在隨后冷卻中，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)榇慊瘃R氏體。反穩(wěn)定化（催化）：回火使殘余奧氏體恢復(fù)了轉(zhuǎn)變馬氏體的能力。奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象可以通過回火加以消除。二次硬化：一些高合金鋼在一次或多次回火后硬度上升的現(xiàn)象。二次硬化時(shí)，由于較粗滲碳體微粒溶解，屈服強(qiáng)度的升