最全課件講解熱處理的基本原理、發(fā)展過程和工藝分析

1、最全課件講解熱處理的基本原理、發(fā)展過程和工藝分析第1次課本次課主要內(nèi)容： 1. 熱處理的基本概念； 2. 熱處理的發(fā)展過程； 3. 本門課程的主要內(nèi)容，學習目的，意義及要求，考試方法； 4. 固態(tài)相變的定義，分類及基本特征； 5. 固態(tài)相變的形核與長大（鋼在加熱時的奧氏體轉(zhuǎn)變）。問題的引出：1. 什么是熱處理？2. 熱處理的作用？將固態(tài)金屬通過特定的加熱和冷卻，使之發(fā)生組織轉(zhuǎn)變以獲得所需性能的一種工藝過程。 材料科學的發(fā)展歷史材料與人類的生活息息相關(guān)工程上 橋梁，機械，船舶，航天，兵器等日常生活中1.2 金屬熱處理在現(xiàn)代工業(yè)中的地位冶金，機械，航空，兵器等工業(yè)部門不可缺少的技術(shù)；提高產(chǎn)品質(zhì)量和

2、壽命的關(guān)鍵工序；發(fā)揮金屬材料潛力，達到機械零部件輕量化的重要手段；為開發(fā)新型材料提供了基礎。成分工藝性能材料的三要素1.3 熱處理的發(fā)展概況民間技藝階段實驗技術(shù)科學階段理論科學階段西漢時代已有淬火處理的鋼劍（遼寧三道壕出土）煉鋼赤刀，用之切玉如泥焉 明代宋應星天工開物十九世紀后期，鋼加熱/冷卻時，內(nèi)部組織變化性能變化的內(nèi)部原因 英國 Robert Austen Fe-C相圖 德國 Adoph Martens 金相顯微鏡 austenite martensite 馬氏體相變理論 新的強韌化工藝1.4 本課程的主要內(nèi)容，學習的意義，目的，方法主要內(nèi)容金屬固態(tài)相變基礎鋼中奧氏體的形成珠光體，馬氏體，

3、貝氏體轉(zhuǎn)變鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖鋼的回火轉(zhuǎn)變鋼的退火，正火，淬火與回火學習的意義系統(tǒng)地掌握金屬熱處理的基本原理和工藝方法 ；加深對熱處理規(guī)律的認識； 培養(yǎng)學生應用所學知識去分析和解決實際問題的能力。學習的方法 理論聯(lián)系實際 參考書：1. 田榮璋. 金屬熱處理. 冶金工業(yè)出版社，1985年；2. 王希琳. 金屬材料及熱處理. 水利電力出版社，1992年；3夏立芳編.金屬熱處理工藝學.哈爾濱工業(yè)大學出版社,2005年?？荚嚪绞娇荚嚥扇￠]卷形式?？己朔绞剑汗P試（50%），實驗（30%），平時成績（20%）第一章 奧氏體的形成1.1 奧氏體及其形成機理1.1.1 奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍圖2-1 奧氏體

4、的單胞 奧氏體是碳溶于-Fe 中的間隙固溶體 碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點 八面體間隙半徑 0.52 碳原子半徑 0.77 點陣畸變統(tǒng)計分布，濃度起伏圖2-2 Fe-C 相圖 奧氏體相區(qū)： NJESGN包圍的區(qū)域 GS線 - A3線 ES線 - Acm線 PSK線 - A1線 碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt% (10at%) 碳原子的溶入使 -Fe的點陣畸變，點陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大1.1.2 奧氏體的性能 奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。 奧氏體的

5、導熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。 奧氏體塑性很好，S 較低，易于塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進行。1.1.3 奧氏體形成的熱力學條件圖2-3 自由能和溫度關(guān)系圖G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在晶體缺陷處形核引起的自由能降低 相變必須在一定的過熱度T下，使得GV 0，才能得到GM）（2）加熱速度 對具有非平衡組織的合金鋼： 慢速加熱或快速加熱，容易出現(xiàn)組織遺傳；中速加熱可能避免出現(xiàn)組織遺傳；3. 奧氏體晶粒的反常細化 過熱粗大組織冷卻后得到的非平衡組織以快速或慢速加熱至Ac3以上的正常加熱溫度，有可能得

6、到粗大的奧氏體晶粒，出現(xiàn)組織遺傳，但如果加熱到更高的溫度（Ac3+100200），則奧氏體晶粒不僅不粗化，反而形成了細小的，晶體學位向不同的奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱為奧氏體晶粒的反常細化。非相變奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶4. 控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法 （1）對非平衡組織的過熱鋼，可以采用中速加熱，得到細小的奧氏體晶粒 （2）對非平衡組織的過熱鋼，在淬火前先進行一次退火或高溫回火 （3）利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶，快速加熱至臨界點以上100200，然后淬火 （4）對低合金鋼，可采用多次正火使過熱得到校正。思考 實際晶粒度表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長大的傾向性，因鋼種及冶煉方法的不同而異。作 業(yè)1. 名詞

7、解釋：起始晶粒度；實際晶粒度；本質(zhì)晶粒度；遺傳；組織遺傳2. 簡要敘述影響奧氏體形成速度的因素。3. 與等溫形成過程相比，連續(xù)加熱時奧氏體形成的特點。4. 簡述影響奧氏體晶粒長大的因素。5. 預習。第二章 珠光體相變2.1 珠光體的組織形態(tài)與性能特點2.1.1 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖3-1 TTT 曲線 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。 反映溫度-時間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。圖3-2 共析碳鋼 C 曲線Mf高溫中溫低溫 A1 550 ，F(xiàn)e、C原子均可擴散。 共析分解成珠光體 - 鐵素體與滲碳體兩相層片狀機械混合物。 珠光體團(或領(lǐng)域) - 片層方向大致相同的珠光體，在一個

8、奧氏體晶粒內(nèi)可以形成35個珠光體團。（1）高溫轉(zhuǎn)變圖2-3 層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團（2）中溫轉(zhuǎn)變 550 220 ，C 原子可擴散，F(xiàn)e原子不能擴散。 形成貝氏體-過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀 混合物。 上貝氏體：550 稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。 下貝氏體：220 稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細小滲碳體。圖3-4 (a) 上貝氏體 X600 (b) 下貝氏體 X400 非擴散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。 馬氏體：碳在-Fe中的過飽和固溶體。 馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點 Ms ，終了點

9、Mf 。 （3）低溫轉(zhuǎn)變圖3-5 (a) 低碳鋼中的板條馬氏體 (X80) (b) 高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體 (X400)2.1.2 珠光體的組織形態(tài) 珠光體：由鐵素體和滲碳體組成的機械混合物。 珠光體團：若干大致平行的鐵素體與滲碳體片 組成一個珠光體領(lǐng)域，也稱珠光體團。 珠光體片層間距：珠光體中一對鐵素體片與滲碳 體片的厚度之和。 形成溫度() 片層間距 (nm)珠光體 P Ar1 650 150 450索氏體 S 650 600 80 150屈氏體 T 600 550 30 80（2）粒狀珠光體 鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織稱為 粒狀珠光體，也叫球狀珠光體。（1）片狀珠光體：滲

10、碳體為片狀的珠光體。2.1.3 珠光體的片層間距 S0 珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過冷度成反比。圖3-1 珠光體片層間距S0 定義：珠光體中一對鐵素體片與滲碳體片的厚度之和。 在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。 若S0過小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時GV不變，這會使相變驅(qū)動力降低，也會使相變不易進行。所以一定的T對應一定的 S0 。 原因： 原因：T 愈大，碳在奧氏體中的擴散能力愈小，擴散距離變短。另外， GV 會變大，可以增加較多的界面能，所以 S0 會變小。 原奧氏體晶粒大小對 S0 無明顯影響。但原奧氏體晶粒越細小，珠光體團

11、直徑也越細小。位向關(guān)系珠光體形成時，新相（滲碳體與鐵素體）與母相（奧氏體）有著一定的晶體學位向關(guān)系，使新相和母相原子在界面上能夠較好匹配。 鐵素體與奧氏體之間保持K-S關(guān)系：滲碳體與奧氏體之間保持Pitsch關(guān)系：2.1.4 珠光體的力學性能 片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對位錯滑移起阻礙作用，位錯最大滑移距離等于片層間距S0 。 片層間距S0 愈小，強度、硬度愈高， 符合Hall-Petch 關(guān)系：s = 0 + kS0-1 粒狀珠光體的屈服強度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑 df ）， 也符合Hall-Petch 關(guān)系：s = 0 + kdf-1/2 2.2 珠光體轉(zhuǎn)變

12、的機理 2.2.1 珠光體形成的熱力學圖3-2 自由能-成分曲線 在A1（T1）溫度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲線有一共切線。 在A1溫度以下溫度T2 ， 、Fe3C 三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上。（1）珠光體形成時的領(lǐng)先相 從熱力學上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。 共析與過共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。 亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。2.2.2 片狀珠光體的形成機制 珠光體相變是擴散型相變、屬形核長大型。 珠光體的形核：在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長成片狀是為了減少應變能），通過鄰近奧氏體不斷供應碳原子而長大。(0.77%C) (0.0218%C

13、) + Fe3C(6.69%C)(面心立方) (體心立方) (復雜斜方) 珠光體的縱向長大：由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相中產(chǎn)生濃度差C- C-k ，從而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿擴散，擴散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長大。 珠光體的橫向生長：Fe3C的橫向生長使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當碳濃度下降到C-k時，在Fe3C兩側(cè)通過點陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長。如此協(xié)調(diào)地交替形核生長，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。 珠光體的橫向生長：鐵素體片由于其兩側(cè)

14、滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長亦然，故珠光體的橫向生長很快就停止。 在珠光體生長的后期，會出現(xiàn)分枝長大現(xiàn)象。3.2.3 球狀珠光體的形成機制 圖2-5 母相中的第二相母相 -Fe第二相 Fe3CCr=C-k 由于片狀滲碳體的表面積大于同體積的球狀滲碳體，在球化退火時，將會自發(fā)球化。 與滲碳體尖角接壤處的鐵素體碳濃度 C-k 大于與平面接壤處的碳濃度，在鐵素體內(nèi)將引起碳原子擴散，結(jié)果界面碳濃度平衡被打破，為維持碳濃度平衡，滲碳體尖角處會溶解，而平面處會向外生長，最后形成各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。圖3-6 片狀滲碳體溶斷機制滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在，會產(chǎn)生一界面張力，為保持界面

15、張力平衡，在亞晶界處會出現(xiàn)溝槽。由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為恢復平衡，溝槽將進一步加深，直至滲碳體溶斷。圖3-7 片狀滲碳體在 A1 溫度以下球化過程示意圖當奧氏體化不充分時，也會以未溶顆粒狀滲碳體作為形核核心，直接形成球狀珠光體。生產(chǎn)中球化退火和調(diào)質(zhì)處理均可得到粒狀珠光體 對有網(wǎng)狀碳化物的過共析鋼，一般應先進行正火以消除網(wǎng)狀碳化物，然后再進行球化退火：有網(wǎng)狀碳化物的過共析鋼在Ac1Ac3之間加熱時，網(wǎng)狀碳化物也會發(fā)生斷裂和球化，但所得碳化物顆粒較大，且往往呈多角形，“一”字形或“人”字形；網(wǎng)狀碳化物為先共析相，采用正常的球化退火無法消

16、除網(wǎng)狀碳化物，為使其斷裂，球化所需的溫度應高于正常球化退火溫度。2.3 珠光體轉(zhuǎn)變的動力學2.3.1 形核率 形成溫度較高時，擴散較易，形核功起主導作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時，擴散起主導作用，溫度降低，擴散困難，形核率下降。 形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550附近有一極大值。圖3-8 形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系5503.3.2 長大速度圖3-8 長大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系550 長大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550附近也有一極大值。3.3.3 珠光體轉(zhuǎn)變動力學曲線圖3-9 珠光體轉(zhuǎn)變的動力學曲線 當N、G不隨轉(zhuǎn)變時間改變時，Johnson-Mehl方程

17、： 當N隨轉(zhuǎn)變時間改變時，Avrami方程：從上圖可以看出：各溫度下的轉(zhuǎn)變都有孕育期；隨溫度的降低，孕育期先減小后增加；轉(zhuǎn)變溫度一定時，轉(zhuǎn)變速度隨時間先增加后減小，在50%處達到最大；亞共析鋼左上方有一條先共析鐵素體析出線；過共析鋼左上方有一條先共析滲碳體析出線。(a)(b)圖3-10 亞共析鋼(a)和過共析鋼(b)的C曲線 含碳量 亞共析鋼： C%，鐵素體形核率；另外，相變 驅(qū)動力G- ，所以珠光體轉(zhuǎn)變 速度下降，C 曲線右移。3.3.4 影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學的因素（1）鋼的化學成分 若加熱溫度高于Accm： C% ，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮

18、短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。 若加熱溫度在Ac1Accm：C%，獲得不均勻奧氏體及Fe3C，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。過共析鋼：鋼的碳含量奧氏體的碳含量 合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中 ，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。 在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。通過影響碳在奧氏體中的擴散速度，影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學；改變奧氏體向鐵素體同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的速度通過合金元素在奧氏體中的擴散與再分配通過改變臨界點通過影響珠光體的形核率和長大速度通過改變界面能合金元素改變珠光體轉(zhuǎn)變動力學的途徑 奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形

19、成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴散，從而加速先共析相及珠光體的形成。 未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物（3）鋼的原始組織 原始組織越粗大，珠光體形成速度就越快。（5）奧氏體化加熱溫度和保溫時間 奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。（4）奧氏體晶粒度 奧氏體晶粒的細化，可增加珠光體的形核位置，從而促進珠光體的形成。 拉應力和塑性變形造成點陣畸變和位錯密度增高，顯著提

20、高了珠光體的形核率，促進珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。 在等向壓應力作用下，由于原子遷移阻力增 大，阻礙了 Fe、C 原子的擴散，同時點陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。（6）應力和塑性變形3.4 先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變3.4.1 先共析轉(zhuǎn)變研究對象：亞共析鋼或過共析鋼定義：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)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。析出的先共析鐵素體的量取決于奧氏體的碳含量和冷卻速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共析鐵素體量越少。先共析鐵素體的析出是一個形核和長大的過程。成核位置：奧氏體晶界3.4.2 亞共析鋼先共析鐵素體的

21、析出 在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。（1）形成溫度較高時，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長成球冠狀。 若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長成網(wǎng)狀。 若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長入奧氏體呈塊狀分布。（2）形成溫度較低時，鐵原子不易作長距離擴散，使非共格晶界不易遷移，這時主要依靠共格界面遷移。 鐵素體晶核將通過共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長大，為減小應變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長，該慣習面為 111。所以片狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行，或互成60、90角。

22、這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏組織鐵素體。先共析鐵素體的形態(tài)塊狀：與奧氏體無共格關(guān)系網(wǎng)狀：與奧氏體無共格關(guān)系片狀：與奧氏體保持共格關(guān)系化學成分奧氏體晶粒大小冷卻速度長大方式形狀3.4.3 過共析鋼先共析滲碳體的析出析出區(qū)域：ESG形態(tài)：粒狀；網(wǎng)狀或針狀魏氏組織滲碳體：在奧氏體晶粒粗大，成分均勻的情況下，粒狀的可能性小，一般呈針狀或網(wǎng)狀，此時的先共析滲碳體稱為魏氏組織滲碳體。3.4.4 偽共析轉(zhuǎn)變定義：非共析成分的奧氏體經(jīng)快冷而進入ESG區(qū)域后將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即分解為鐵素體與滲碳體的混合組織，這種共析轉(zhuǎn)變稱為偽共析轉(zhuǎn)變。偽共析組織仍屬于珠光體類型的組織；偽共析轉(zhuǎn)變的分解機制及分解產(chǎn)物的組織特征

23、 與珠光體轉(zhuǎn)變完全相同。偽共析組織中鐵素體和滲碳體的量與珠光體 中的量不同。奧氏體的碳含量越高，滲碳體的 量就越多。產(chǎn)生偽共析轉(zhuǎn)變的條件奧氏體的碳含量過冷度含碳量越接近共析成分，過冷度越大，越容易發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變3.4.5 魏氏組織定義：工業(yè)上將具有針狀先共析鐵素體或 先共析滲碳體加珠光體的組織叫魏氏組織。前者叫鐵素體魏氏組織，后者稱為滲碳體 魏氏組織。 一次魏氏組織鐵素體：從奧氏體中直接析出的針狀先共析鐵素體。二次魏氏組織鐵素體：從網(wǎng)狀鐵素體長出的針狀先共析鐵素體。圖3-13 一次魏氏組織鐵素體 d) 二次魏氏組織鐵素體 e)2. 魏氏組織的形態(tài) 亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體，單個的形貌是針狀；

24、按它們的分布狀態(tài)來看，則有羽毛狀的；三角形的，也可能是幾種形態(tài)混合。3. 魏氏組織的形成條件和基本特征魏氏組織鐵素體是按成核，長大機理形成的，魏氏組織鐵素體的尺寸隨等溫時間的延長而增大；魏氏組織鐵素體形成時，也會產(chǎn)生表面浮凸現(xiàn)象；魏氏組織鐵素體是沿奧氏體中一定的晶面析出的，慣習面為（111），并于奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。魏氏組織的形成有一個上限溫度Ws點。在這個溫度以上，魏氏組織不能形成。奧氏體晶粒越細， Ws點越低。奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織。當鋼的碳含量超過0.6%時，魏氏組織鐵素體較難形成。在連續(xù)冷卻時，魏氏組織只在一定冷卻速度下才能形成，過慢或過快的冷卻速度都會抑制它的

25、產(chǎn)生。鋼中加入Mn，會促進魏氏組織鐵素體的形成，而加入Mo；Cr；Si等阻礙魏氏組織的形成。3. 魏氏組織的力學性能強度降低塑性和沖擊韌性顯著降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高抗拉強度（MPa）屈服強度（MPa）伸長率（%）斷面收縮率（%）沖擊韌性（J.cm-2）嚴重魏氏組織5243379.517.512.74晶粒細化66944226.151.551.94表1 魏氏組織對45鋼力學性能的影響珠光體的強度，硬度高于鐵素體，而低于貝氏體，滲碳體和馬氏體；塑性和韌性則高于貝氏體，滲碳體和馬氏體；3.5 珠光體的力學性能化學成分熱處理工藝力學性能片狀珠光體的力學性能硬度：160280HBW抗拉強度：784882MP

26、a伸長率：20%25%鋼中珠光體的力學性能，主要決定于鋼的化學成分和熱處理后所獲得的組織形態(tài)。片狀珠光體的力學性能與珠光體的片間距，珠光體團的直徑以及珠光體中鐵素體片的亞晶粒尺寸有關(guān)。隨珠光體團直徑及片間距的減小，珠光體的強度，硬度及塑性將升高。共析成分的片狀珠光體的力學性能主要取決于奧氏體化溫度以及珠光體形成溫度。強度和硬度隨片層間距減小而增大的原因：位錯 塞積和運動塑性沖擊韌性：極小值2. 粒狀珠光體的性能 成分相同時，比片狀珠光體強度硬度稍低，但塑性較好；疲勞強度比片狀珠光體高；可切削性，冷擠壓時成形性好，加熱淬火時變形，開裂傾向??；其性能還取決于碳化物顆粒的大小，形態(tài)與分布。3. 鐵素

27、體+珠光體的力學性能固溶強化元素的含量（C；Mn；Si；N）顯微組織中鐵素體和珠光體的相對量鐵素體晶粒的直徑珠光體的片層間距（1）強度，硬度 （2）塑性（3）沖擊韌性4. 形變珠光體的力學性能派登脫處理 ： 高碳鋼或中碳鋼Ar1以下的鉛浴中等溫奧氏體化獲得索氏體進行深度冷拔優(yōu)異的強韌性配合索氏體具有良好的冷拔性能的原因：片層間距小，使位錯沿最短途徑滑移的可能性增加；滲碳體片很薄，在進行較強塑性變形時它能夠產(chǎn)生彈 性彎曲和塑性變形。深度冷變形可使索氏體產(chǎn)生顯著強化的原因鐵素體內(nèi)的位錯密度大大增加；鐵素體的亞晶粒明顯細化，點陣畸變明顯增大；滲碳體部分溶解脆化，使鐵素體含碳量過飽和， 產(chǎn)生更大的固溶

28、強化。冷變形越大，鐵素體內(nèi)的位錯密度增加的幅度也越大，亞晶粒細化越明顯，鐵素體含碳量過飽和度越大，強化效果越明顯。3.6 鋼中碳化物的相間沉淀定義：含有強碳（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，稱為相間析出，又稱相間沉淀。 2. 相間沉淀的條件： 含碳量低并有強碳化物形成元素（Mo；Nb；V；Ti） 碳及合金元素均溶于奧氏體中 奧氏體化溫度適宜 在一定溫度范圍內(nèi)（800500） 冷卻速度適中3. 相間沉淀產(chǎn)物的形態(tài)與性能相間沉淀的組織特征：鐵素體中有呈帶狀分布的粒狀珠光體相間沉淀產(chǎn)物的性能主要取決于細晶強化；沉淀強化和固溶強化，并以沉淀強化

29、和細晶強化為主。作業(yè)1. 名詞解釋：珠光體；珠光體團；魏氏組織；先共析轉(zhuǎn)變；組織遺傳2. 試述在實際生產(chǎn)中如何防止粗大奧氏體晶粒遺傳？3. 以共析鋼為例，試述片狀珠光體的轉(zhuǎn)變機制，并用鐵碳相圖說明片狀珠光體形成時碳的擴散行為（要求繪圖）。4. 影響珠光體轉(zhuǎn)變的動力學因素有哪些？5. 珠光體片層間距大小與哪些因素有關(guān)？對機械性能有何影響？6. 先共析鐵素體析出的形態(tài)有幾種？先共析滲碳體析出的形態(tài)有幾種？對機械性能有何影響？7. 何謂相間沉淀？相間沉淀的條件是什么？相間沉淀鋼的強度由哪幾種基本強化機制提供？其中哪些強化機制貢獻最大？馬氏體：碳在-Fe 中的過飽和間隙固溶體，具有體心正方點陣結(jié)構(gòu)。

30、成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩(wěn)相。 碳原子位于-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。 體心正方點陣 bct - 馬氏體。第四章 馬氏體相變4.1 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)一、定義圖4-1 奧氏體的正八面體間隙 a) 馬氏體的扁八面體間隙 b) 扁八面體： 長軸為 ，短軸為c -Fe點陣中的這個扁八面體間隙在短軸方向上的半徑僅為0.19埃，而碳原子有效半徑為0.77埃，因此，在平衡狀態(tài)下，碳在-Fe中的溶解度極?。?.006%）。一般鋼中馬氏體的碳含量遠遠超過這個數(shù)值，所以會引起點陣發(fā)生嚴重畸變。短軸方向的鐵原子間距伸長36%，而在另外兩個方向則收縮4%，使體心立方變成體心正方點

31、陣。 二、 馬氏體點陣常數(shù)和碳含量的關(guān)系c、a、及 正方度 c/a 與鋼中碳含量成線性關(guān)系： c = a0 + P a = a0 - P （4-1） c/a = 1 + P 其中： a0 = 2.861 （-Fe點陣常數(shù)） 、 為常數(shù) P - 馬氏體的含碳量（wt%）圖4-2 點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系 c/a = 1 + 0.046 P （4-2） 碳原子在馬氏體點陣中的分布：碳原子發(fā)生有序分布，80%優(yōu)先占據(jù)c軸方向的八面體間隙位置，20%占據(jù)其它兩個方向的八面體間隙位置，此時出現(xiàn)（4-2）式的正方度。三、馬氏體的正方度 定義：c/a 值低于或高于（4-2）式的正方度。 原因：主要由于碳原子在

32、 x，y，z 三個方向的分布發(fā)生了改變。四、新生馬氏體的異常正方度圖4-3 馬氏體形成時引起的表面傾動 表面浮凸現(xiàn)象傾動面（1）切變共格和表面浮凸現(xiàn)象4.2 馬氏體相變的主要特征（2）馬氏體相變的無擴散性 鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發(fā)生點陣改組。 可以在很低的溫度范圍內(nèi)進行，并且相變速度極快。 原子以切變方式移動，相鄰原子的相對位移不超過原子間距，近鄰關(guān)系不變。 馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習面。 鋼中：0.5%C，慣習面為111，0.51.4%C，為225，1.51.8%C，為259。 直線劃痕在傾動面處改變方向

33、，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。說明馬氏體與母相保持切變共格，慣習面未經(jīng)宏觀可測的應變和轉(zhuǎn)動，即慣習面為不變平面。（3）具有特定的位向關(guān)系和慣習面 傾動面一直保持為平面。 發(fā)生馬氏體相變時，雖發(fā)生了變形，但原來母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。 造成均勻切變且慣習面為不變平面的應變即為不變平面應變。不變平面圖4-5 三種不變平面應變 a）膨脹 b）孿生時的切變 c）馬氏體相變時-切變 + 膨脹 相變以共格切變方式進行。 K-S 關(guān)系： 111110M ; M 由于3個奧氏體方向上(每個方向上有2種馬氏體取向)可能有6種不同的馬氏體取向,而奧氏體的 111 晶面族中

34、又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。馬氏體和奧氏體具有一定的位向關(guān)系 111110M ; M 按西山關(guān)系，在每個111面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取 向（變體）。 西山關(guān)系： G-T關(guān)系： 和 K-S關(guān)系略有偏差 111110M 差10 M 差20 K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較： 晶面關(guān)系相同，只是晶面內(nèi)的方向相差 5016。圖4-10 轉(zhuǎn)變量-時間關(guān)系 （4）馬氏體相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的MS-馬氏體相變開始點。Mf -馬氏體相變終了點。 MS 點以下，無需孕育，轉(zhuǎn)變立即開始，且以極大速度進行，但很快停止，不能進行到終了，需進一步降溫。圖4-11 轉(zhuǎn)變量-溫度

35、關(guān)系 在Mf點以下，雖然轉(zhuǎn)變量未達到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進行。 如Mf點低于室溫，則淬火到室溫將保留相當數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體。 A M Ms , Mf ; As , Af ; As Ms 鋼中馬氏體加熱時，容易發(fā)生回火分解， 從馬氏體中析出碳化物。 Fe-0.8%C鋼以5000/S快速加熱，抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590600發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。（5）馬氏體相變的可逆性（6）馬氏體的亞結(jié)構(gòu) 定義：馬氏體組織內(nèi)出現(xiàn)的組織結(jié)構(gòu)稱為 馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。低碳馬氏體：位錯高碳馬氏體：孿晶有色金屬：孿晶或?qū)渝e馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)別于其他轉(zhuǎn)變的最基本的特點：轉(zhuǎn)變以切變共格方式進行；轉(zhuǎn)變的無擴散性。4.3.1 板條馬

36、氏體 在低中碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼、Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較高。 特征：每個單元的形狀為窄而細長的板條，并且許多板條總是成群地相互平行地聚集一起。圖4-12 板條馬氏體示意圖4.3 馬氏體的組織形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu) 許多相互平行的板條組成一個板條束，它們具有相同的慣習面。 板條馬氏體的慣習面為111，位向關(guān)系為K-S關(guān)系。 每個慣習面上可能有六種不同的取向，板條束內(nèi)具有相同取向的小塊稱為板條塊，常常呈現(xiàn)為黑白相間的塊。 板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯，所以板條馬氏體也稱為位錯馬氏體 。 不呈孿晶關(guān)系的板條間存在一層殘余奧氏體簿膜，這種微量的殘余奧氏體對板條馬氏體的韌性貢獻很大。 呈孿晶關(guān)

37、系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。特點：寬度為微米，長度為10微米平行具有一定方向排列位錯密度為0.30.9 cm-2滿足k-s關(guān)系圖4-14 片狀馬氏體示意圖225或 259 在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較低。4.3.2 片狀馬氏體 先形成的第一片馬氏體橫貫整個奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內(nèi)進一步分割奧氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來越短小。 片狀馬氏體的立體外形呈雙凸透鏡狀，多數(shù)馬氏體片的中間有一條中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。 慣習面：隨形成溫度的下降，由225變?yōu)?59

38、，位向關(guān)系由K-S關(guān)系變?yōu)槲魃疥P(guān)系。 亞結(jié)構(gòu)為細小孿晶，一般集中在中脊面附近，片的邊緣為位錯。隨形成溫度下降，孿晶區(qū)擴大。 馬氏體片互成交角，后形成的馬氏體片對先形成的馬氏體片有撞擊作用，接觸處產(chǎn)生顯微裂紋。特點：片與片之間不平行存在中脊（高密度孿晶相變區(qū)）與母相保持k-s關(guān)系 孿晶厚度為50埃左右其他形狀的馬氏體 蝶狀馬氏體薄片狀馬氏體馬氏體（1）化學成分和形成溫度的影響 Ms點高 - 形成板條馬氏體。 Ms點低 - 形成片狀馬氏體。 C% Ms 板條M 板條M+片狀M 片狀M 位錯M 孿晶M4.3.3 影響馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)的因素隨碳含量增加及溫度降低，馬氏體形態(tài)由板條狀向片狀轉(zhuǎn)化。合金

39、元素：縮小相區(qū)的元素均促使得到板條馬氏體擴大相區(qū)的元素均促使得到片狀馬氏體（2）奧氏體屈服強度的影響在Ms點時，奧氏體的屈服強度小于206MPa； 就形成慣習面為（111）的板條馬氏體或（225）的片狀馬氏體屈服強度大于206MPa時，則形成慣習面 為（259）的片狀馬氏體亞結(jié)構(gòu) （111）-位錯 （225）-位錯+孿晶 （259）-單一孿晶 隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進行，形成亞結(jié)構(gòu)為孿晶的片狀馬氏體。 若奧氏體的S低于206MPa，應力在奧氏體中以滑移方式松弛。由于形成的馬氏體強度較高，應力在馬氏體中只能以孿生方式松弛，則形成慣習面為 (225)的

40、片狀馬氏體。 若奧氏體的S超過206MPa，相變應力在兩相中均以孿生方式松弛，則形成慣習面為 (259)的片狀馬氏體。 （3）奧氏體的層錯能 層錯能越低，越易于形成位錯馬氏體。 層錯能越高，越易于形成孿晶馬氏體。 C%0.3%的低碳鋼、低碳低合金 鋼，如20#、15MnVB鋼等，組織為板條馬氏體，具有高強度、高韌性、低的冷脆轉(zhuǎn)化溫度。4.3.4 工業(yè)用鋼淬火馬氏體的金相形態(tài)（1）低碳鋼中的馬氏體 如45#、40Cr 鋼等，淬火后為板條馬氏體+片狀馬氏體的混合組織。 由于通常選用較低的奧氏體化溫度，淬火后獲得的組織極細，光學顯微鏡較難分辨。（2）中碳結(jié)構(gòu)鋼中的馬氏體 如 T8、T12鋼，為片狀馬

41、氏體。 通常采用不完全加熱淬火（在Ac1稍上加熱，保留一定量未溶滲碳體顆粒），獲得隱晶馬氏體+滲碳體顆粒的混合組織。 隱晶馬氏體極細，光學顯微鏡較難分辨。（3）高碳工具鋼中的馬氏體 T0為相同成分的馬氏體和奧氏體兩相熱力學平衡溫度，此時 G = 0G 稱為馬氏體相變驅(qū)動力。圖4-16 自由能-溫度關(guān)系4.4 馬氏體相變熱力學4.4.1 相變驅(qū)動力圖4-17 無擴散相變 的T0溫度 相變化學驅(qū)動力用來提供切變能量、亞結(jié)構(gòu)儲存能、膨脹應變能、共格應變能、界面能等，所以要有足夠大的相變驅(qū)動力。一、定義 Ms點為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力（臨界驅(qū)動力）時的溫度。二、 Ms點在

42、生產(chǎn)實踐中的重要意義Ms點決定淬火馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和性能Ms點是分級淬火的分級溫度和水油淬火的轉(zhuǎn)油溫度選擇依據(jù)4.4.2 Ms 點及其影響因素Ms點還決定著淬火后得到的殘余奧氏體量多少，而控制一定量的殘余奧氏體則可以達到減小變形開裂，穩(wěn)定尺寸及提高產(chǎn)品質(zhì)量等目的。板條馬氏體與片狀馬氏體的比較特征板條馬氏體片狀馬氏體慣習面（111）（225）（259）位向關(guān)系K-S關(guān)系K-S關(guān)系西山關(guān)系形成溫度Ms350Ms200100Ms100合金成分（%C）0.311.41.12組織形態(tài)1. 板條自晶界向晶內(nèi)平行排列成群2. 板條寬0.10.2微米，長約10微米3.一個奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個板條群1.凸透鏡片狀

43、中間稍厚2.初生者較厚較長，橫貫奧氏體晶粒，次生者尺寸較小3.片間交角較大，互相撞擊，容易形成顯微裂紋4. 片的中央有脊特征板條馬氏體片狀馬氏體亞結(jié)構(gòu)1. 位錯2. 位錯密度隨碳含量升高而增大3. 有時亦可見到少量的細小孿晶1. 孿晶 ： 寬度約為50埃，以中脊為中心組成相變孿晶區(qū)2. 隨Ms點降低，相變孿晶區(qū)增大3. 片的邊緣部分為復雜的位錯組列形成過程1. 降溫成核，新的馬氏體板條只在冷卻過程中產(chǎn)生2. 長大速度較低，一個板條體大約在10-4s內(nèi)形成3.無爆發(fā)性轉(zhuǎn)變1. 降溫成核，新的馬氏體片只在冷卻過程中產(chǎn)生2. 長大速度較快，一個片體大約在10-7s內(nèi)形成3. 當Ms0時，在（259）

44、上析出時有爆發(fā)性轉(zhuǎn)變。 碳含量C% Ms ，Mf 0.4%0.6%圖4-18 Ms 與碳含量關(guān)系A3無擴散轉(zhuǎn)變（1）奧氏體的化學成分三、影響Ms點的因素 合金元素 除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 點。 解釋： 碳或者合金元素降低A3點，降低奧氏體的自由能并提高馬氏體（過飽和鐵素體）的自由能，也降低了T0 溫度，從而降低Ms 點。碳或者合金元素固溶強化了奧氏體，s ，使切變所需能量增高，Ms 。 奧氏體晶粒細化 Ms 晶粒細化 s 切變阻力 Ms （2）奧氏體的晶粒大小和強度（3）冷卻速度當冷卻速度達到一定數(shù)值時，提高Ms點。一般工業(yè)用淬火介質(zhì)的冷卻速度對Ms點基本沒有影響。（4）應力

45、和塑性形變單向拉伸提高Ms點單項壓縮提高Ms點三向壓縮降低Ms點 在Ms點以上一定溫度范圍內(nèi)，因塑性變形而誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變稱為形變誘發(fā)馬氏體。 塑性變形能促生馬氏體的最高溫度稱為Md 點，高于此溫度的塑性變形將不會產(chǎn)生應變誘發(fā)馬氏體。4.4.3 形變誘發(fā)馬氏體 在MsMd之間對奧氏體進行塑性變形，為向馬氏體轉(zhuǎn)變提供了機械驅(qū)動力，從而使相變可以在較高的溫度發(fā)生，即相當于升高了Ms溫度。 在MsMd溫度范圍的塑性變形度越大，由形變誘發(fā)的馬氏體量越大。但對未轉(zhuǎn)變的奧氏體，在隨后的冷卻過程中，馬氏體相變卻受到了抑制（發(fā)生了機械穩(wěn)定化）。 在奧氏體冷卻過程中，對奧氏體進行塑性變形，當形變量足夠大時，將抑制

46、隨后冷卻時的馬氏體轉(zhuǎn)變，Ms點降低，殘余奧氏體量增多，這種現(xiàn)象稱為奧氏體的機械穩(wěn)定化。 少量塑性變形對馬氏體轉(zhuǎn)變有促進作用，而超過一定量的塑性變形將對馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生抑制作用。4.4.4 奧氏體的機械穩(wěn)定化存在區(qū)間：Md點以上；Md和Ms之間以及Ms以下 當變形量小時，增加了奧氏體中有利于馬氏體形核的晶體缺陷。 當變形度較大時，在奧氏體中形成大量亞晶界和高密度位錯區(qū)，奧氏體產(chǎn)生加工硬化，屈服強度提高，阻礙切變過程，從而使奧氏體穩(wěn)定化。原因：區(qū)分以下幾個點的含義：Ms：馬氏體轉(zhuǎn)變開始點Mf：馬氏體轉(zhuǎn)變終了點Md：可獲得形變馬氏體的最高溫度Ad：可獲得形變奧氏體的最低溫度As：馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的開

47、始點Af：馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了點4.4.5 Fe-C合金片狀馬氏體顯微裂紋的形成1. 形成原因過去認為：由于馬氏體相變時比容增大而引起的顯微應力增大而形成的。近年來金相分析表面：片狀馬氏體形成時的互相碰撞所致。2. 形成顯微裂紋的敏感度Sv 定義：單位馬氏體體積中出現(xiàn)的顯微裂 紋的面積作為馬氏體內(nèi)形成顯微裂紋的敏感度。影響因素：碳含量；奧氏體晶粒大??；淬火冷卻溫度和馬氏體轉(zhuǎn)變量。其中奧氏體晶粒大小具有非常重要的影響。晶粒尺寸：奧氏體晶粒越大，初期形成的馬氏體片越大，產(chǎn)生的內(nèi)應力越高，被其他馬氏體撞擊的機會也越多，顯微裂紋就越多。奧氏體晶粒相同時，碳含量越高，奧氏體與馬氏體的比體積差越大，S

48、v就越大。淬火冷卻溫度越低，馬氏體形成量越多，Sv越大，但在馬氏體轉(zhuǎn)變分數(shù)超過27%后，Sv不再增加。原因后期形成的馬氏體片小，不易形成顯微裂紋?；鼗穑涸趯嶋H生產(chǎn)中，可通過改變鋼的成分、采用較低的淬火加熱溫度或縮短加熱保溫時間、等溫淬火或淬火后及時回火等，來降低或避免高碳馬氏體中顯微裂紋的產(chǎn)生。200600如果在淬火過程中已經(jīng)產(chǎn)生了顯微裂紋，則可采取及時回火使部分顯微裂紋通過彌合而消失。高碳鋼過熱淬火容易開裂，是因為奧氏體晶粒粗大和馬氏體碳含量過高而引起顯微裂紋敏感度增大的緣故。生產(chǎn)中趨于采用較低的加熱溫度和較短的保溫時間，以減少馬氏體的碳含量，并獲得細小的晶粒。通常過共析鋼采用不完全淬火獲得

49、隱晶馬氏體，不易產(chǎn)生顯微裂紋，使其具有良好的綜合力學性能。結(jié)論隱晶馬氏體： 片狀馬氏體的最大尺寸取決于原奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越大，當最大尺寸的馬氏體小到光學顯微鏡無法分辨時，便稱為隱晶馬氏體。4.5.1 馬氏體的形成 馬氏體相變也是通過形核與長大進行。 變溫時，在Ms點以下，無孕育期，瞬時形核，瞬時長大，轉(zhuǎn)變速度極快。 馬氏體量隨溫度下降而增加。 4.5 馬氏體相變動力學1. 變溫轉(zhuǎn)變 降溫時，馬氏體量的增加是靠新馬氏體的不斷產(chǎn)生，而不是靠先形成馬氏體的長大。2. 等溫轉(zhuǎn)變 （1）AR40%時在原馬氏體上長大， AR50%時則重新形核長大（2）等溫轉(zhuǎn)變不能進行到底（3）有

50、孕育期（4）通過熱激活形核3. 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變（1）轉(zhuǎn)變速度極快（2）轉(zhuǎn)變過程中伴有響聲，并釋放大量相變潛熱。（3）具有較多的慣習面4. 表面馬氏體轉(zhuǎn)變 表面馬氏體：在大尺寸塊鋼表面，往往在Ms點以上就能形成馬氏體，其形態(tài)、長大速率和晶體學特征等都和整塊試樣在Ms以下形成的馬氏體不同，這種馬氏體稱為表面馬氏體。（1）等溫條件下形成（2）需要孕育期，但長大速度極慢原因？ 馬氏體轉(zhuǎn)變通常不能進行到底，有一部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體殘留下來，稱為殘余奧氏體。 AR - retained austenite 通常淬火只淬到室溫為止，高于很多鋼的Mf 點，冷卻不充分，形成AR 。4.5.2 殘余奧氏體 為了減少淬火

51、至室溫后鋼中的AR量，可將其繼續(xù)冷卻至零下（Mf 點以下）進行處理，稱為冷處理。 凡是降低Ms 點的因素均提高AR 量。 AR量和Ms 點一樣，主要取決于奧氏體的化學成分： C% Ms AR 合金元素 Ms AR 因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度； 不穩(wěn)定，易使零件產(chǎn)生變形開裂；可提高某些鋼的韌性和塑性。 殘余奧氏體的作用：4.5.3 奧氏體的熱穩(wěn)定化定義：奧氏體由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界條件下發(fā)生了某種變化，使其轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體能力減低的現(xiàn)象，稱為奧氏體的穩(wěn)定化。表現(xiàn)為點降低、AR 量增多。有兩大類：熱穩(wěn)定化 機械穩(wěn)定化-塑性變形引起 淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起的奧氏體穩(wěn)定化，稱為熱穩(wěn)定化。

52、圖4-21 奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖 在Ms 點以下等溫停留 將引起點降低以及 AR 量增多。等溫停留 奧氏體的熱穩(wěn)定化是由于在適當溫度停留過程中，奧氏體中的碳、氮原子與位錯發(fā)生交互作用形成柯垂爾氣團，從而強化了奧氏體，使馬氏體相變的阻力增大所致。 奧氏體熱穩(wěn)定化的本質(zhì)：影響熱穩(wěn)定化的因素 （1）已轉(zhuǎn)變馬氏體量的多少。已轉(zhuǎn)變馬氏體量越多，等溫停留時所產(chǎn)生的熱穩(wěn)定化程度越大。（2）等溫停留時間。在一定的等溫溫度下，停留的時間越長，則達到的奧氏體穩(wěn)定化程度越高。（3）化學成分。以C、N最為重要。鋼中碳含量增高可使熱穩(wěn)定化程度增大。（4）原子的熱運動。C、N原子在適當?shù)臏囟认孪螯c陣缺陷偏聚（C、N原

53、子釘扎位錯），因而強化了奧氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。1. 定義：若將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱到一定溫度以上，由于熱運動加劇，柯垂爾氣團中的原子將會脫離位錯使柯垂爾氣團消失，從而使熱穩(wěn)定化作用降低或消失，這種現(xiàn)象叫反穩(wěn)定化現(xiàn)象。2. 出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度因鋼種和熱處理工藝不同而異。3. 高速鋼中出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度約為500550，利用高速鋼的反穩(wěn)定化，通過多次550 回火可以降低殘余奧氏體含量，提高回火后硬度。4.5.4 奧氏體的反穩(wěn)定化4. 在熱處理實踐中，利用奧氏體的熱穩(wěn)定化可以協(xié)調(diào)淬火后工件變形和硬度之間的矛盾，具有重要意義。560,1h560,1h560,1h冷校直260,3h

54、600,12min.1280,10min.溫度時間高速鋼W18Cr4V熱處理工藝曲線反穩(wěn)定化的應用4.6.1 K-S 均勻切變模型4.6 馬氏體相變晶體學模型 三個步驟： 第一次較大量的均勻切變 (主切變)： 第二次小量切變： 晶格調(diào)整：圖4-22 K-S 切變模型圖4-23 馬氏體與奧氏體的共格關(guān)系及其破壞 隨馬氏體長大，靠近界面的奧氏體彈性切應變也愈來愈大，當應力值超過奧氏體的屈服極限時，將發(fā)生塑性變形，界面共格聯(lián)系被破壞。這時的馬氏體要通過擴散才能繼續(xù)長大，實際上馬氏體已停止長大。 G-T 模型為兩次切變模型： 第一次切變 為宏觀均勻切變，發(fā)生宏觀變形，產(chǎn)生表面浮凸；并發(fā)生點陣改組，形成

55、馬氏體點陣結(jié)構(gòu)。4.6.2 G-T 模型為微觀不均勻切變，也稱為晶格不變切變，可以是滑移，也可以是孿生。切變的結(jié)果，無宏觀變形，晶格不變。同時，降低了應變能（應力松弛），在馬氏體內(nèi)產(chǎn)生位錯或?qū)\晶亞結(jié)構(gòu)。 第二次切變圖4-24 晶格不變切變示意圖 C% 硬度 C 0.6%以后，淬火鋼硬度下降的原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。4.7 馬氏體的性能4.7.1 馬氏體的強度和硬度 固溶強化 間隙式碳原子造成的點陣不對稱畸變，產(chǎn)生一個強應力場，該應力場與位錯產(chǎn)生強烈的交互作用。 時效強化 碳原子在馬氏體晶體缺陷處（位錯、孿晶界）的偏聚，以及碳化物的彌散析出。 馬氏體的強化機制： 相變（亞結(jié)構(gòu)）強化 亞

56、結(jié)構(gòu)強化，高密度位錯以及微細孿 晶，阻礙位錯運動。 馬氏體晶體（原奧氏體晶粒）尺寸越 細小，強度越高。 低碳位錯型馬氏體具有相當高的強度和良好的韌性，高碳孿晶型馬氏體具有高的強度但韌性極差。 高碳孿晶型馬氏體高脆性的原因： 亞結(jié)構(gòu)為細小孿晶，滑移系少，位錯不易開動，容易引起應力集中。 容易產(chǎn)生顯微裂紋。4.7.2 馬氏體的塑性與韌性1. 定義：金屬及合金在相變過程中屈服強度顯著下降，塑性顯著增加，這種現(xiàn)象稱為相變塑性。2. 馬氏體的相變塑性可增加伸長率和顯著提高鋼的韌性。3. 相變塑性在生產(chǎn)上的應用。如高速鋼拉刀淬火時的熱校直。4.7.3 馬氏體的相變塑性 馬氏體的比容遠大于奧氏體 鋼在淬火時

57、要發(fā)生體積膨脹，產(chǎn)生內(nèi)應力、 變形、開裂。 馬氏體具有鐵磁性 鋼在淬火后，矯頑力升高，導磁率下降。馬氏體的含碳量越高，矯頑力越高。馬氏體的電阻率高 馬氏體的電阻率比奧氏體和珠光體都高。4.7.4 馬氏體的物理性能作業(yè)1. 什么是馬氏體？簡要回答馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征。2. 什么是馬氏體顯微裂紋敏感度？影響顯微裂紋敏感度的因素有哪些？3.簡要回答鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征，晶體學特點和亞結(jié)構(gòu)，并說明他們的性能差異。4.簡要敘述影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素。5.什么是Ms點？Ms點在生產(chǎn)實踐中有何重要意義？影響Ms點的因素有哪些？6.馬氏體轉(zhuǎn)變動力學有哪幾種類型？各有什么特點？7.

58、名詞解釋：奧氏體的穩(wěn)定化、奧氏體熱穩(wěn)定化、奧氏體機械穩(wěn)定化、相變塑性8.簡要回答馬氏體具有高強度和高硬度的原因。美國冶金學家Edgar C. Bain(Sept. 14, 1891 - Nov. 27, 1971) United States Steel Corporation貝氏體 - Bainite第五章 貝氏體相變奧氏體：austenite珠光體：pearlite馬氏體：martensite貝氏體：bainite鐵素體：ferrite滲碳體：cementite圖5-1 共析碳鋼 C 曲線Mf高溫中溫低溫 中溫轉(zhuǎn)變：550MS 下貝氏體-良好的綜合力學性能。5.1 貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征1.

59、 貝氏體轉(zhuǎn)變有上、下限溫度 在A1以下，MS以上，有一轉(zhuǎn)變的上限溫度BS點和下限溫度Bf 點，碳鋼的BS點約為550。Bf 點可以高于Mf，也可以低于Mf 貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為相與碳化物的兩相混合物，為非層片狀組織。相（即貝氏體鐵素體BF）形態(tài)類似于馬氏體而不同于珠光體中的鐵素體。2. 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為非層片狀相變時C擴散重新分配，相長大速度受鋼中C的擴散控制，因而很慢。3. 貝氏體轉(zhuǎn)變通過形核及長大方式進行通過形核與長大進行，等溫轉(zhuǎn)變動力學圖是C形。貝氏體長大時，在平滑試樣表面有浮凸現(xiàn)象發(fā)生，這說明-Fe可能按共格切變方式長大。圖5-3 合金鋼 C曲線圖5-2 共析碳鋼 C曲線示意圖4. 轉(zhuǎn)變的不完全

60、性 轉(zhuǎn)變結(jié)束時總有一部分未轉(zhuǎn)變的A，繼續(xù)冷卻AM，形成B+M+AR組織。5. 轉(zhuǎn)變的擴散性碳原子可擴散鐵及合金元素的原子不可擴散碳原子可在奧氏體中擴散，也可 在鐵素體中擴散6. 轉(zhuǎn)變的晶體學特征 貝氏體形成時，有表面浮凸，位向關(guān)系和慣習面接近于馬氏體。鐵素體的碳含量一般均為過飽和；過飽和度隨形成溫度的降低而增加；低于馬氏體的過飽和度，7. 貝氏體鐵素體也為碳過飽和固溶體（1）形成溫度范圍在貝氏體相變的較高溫度區(qū)域形成，對于中、高碳鋼, 大約在350550 區(qū)間。1. 上貝氏體5. 2 貝氏體的組織形態(tài)（2）組織形態(tài) 其形態(tài)在光鏡下為羽毛狀，也叫羽毛狀貝氏體。組織為一束平行的自A晶界長入晶內(nèi)的B