上海大學(xué)固態(tài)相變課件

第一章鋼中奧氏體的形成1-1-1碳原子在丫-Fe中可能的間隙位置.組織通常情況下為多邊形等軸晶粒（如圖1-1-2）。這種形態(tài)也稱為顆粒狀。1-1-2奧氏體實(shí)圖.性能奧氏體硬度低，比容小，塑性好，具有順磁性。第二節(jié)奧氏體的形成（原始組織為平衡態(tài)組織時(shí)的加熱轉(zhuǎn)變）.奧氏體形成的熱力學(xué)條件△G『=Ga-Gp<0式中：4G、，為相變驅(qū)動(dòng)力，即奧氏體與珠光體的自由能差，Ga為奧氏體自由能,GP為珠光體自由能。發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)：f>Ai(727℃),Ai即奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)。實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差稱為過(guò)熱度，過(guò)熱度越大，驅(qū)動(dòng)力也越大,轉(zhuǎn)變也越快。1-2-1珠光體與奧氏體的自由給與溫度的關(guān)系.奧氏體核的形成以共析碳鋼的等溫形成奧氏體為例，可用下列式子表示(括號(hào)中F為鐵素體):珠光體P(F+Fe3C)-?奧氏體A；含碳量：0.02% 6.67%;結(jié)構(gòu)： 體心立方 復(fù)雜斜方。.形核位置(a)F/Fe3c界面;(b)珠光體團(tuán)交界處；(c)先共析F/珠光體團(tuán)交界處。.在上述位置滿足三個(gè)起伏(a)界面上存在濃度結(jié)構(gòu)起伏；(b)界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏；(c)有Fe3c溶解后的碳原子補(bǔ)充。.有時(shí)在鐵素體內(nèi)部也能形核，只要滿足:（a）溫度高，提供足夠的相變驅(qū)動(dòng)力；（b）有嵌鑲塊，提供足夠的濃度條件和晶核尺寸。.奧氏體形核（在加熱不快，溫度不高的條件下）有鐵原子和碳原子擴(kuò)散機(jī)制。三.奧氏體核的長(zhǎng)大奧氏體核的長(zhǎng)大是依靠碳原子的擴(kuò)散、奧氏體兩側(cè)界面向鐵素體及滲碳體推移來(lái)進(jìn)行的。.碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散由圖1-2-2中所示，設(shè)在溫度“，在F與Cm交界面形成A核。由于A晶核中與F交界處C含量Ca-f<Ca-c（A晶核中與Cm交界處C含量），碳原子向F—側(cè)擴(kuò)散，就改變了A中各個(gè)界面的濃度，破壞了平衡狀態(tài)，為了恢復(fù)平衡，低碳的F將轉(zhuǎn)變?yōu)锳而使界面碳含量仍然恢復(fù)到Ca-f，同時(shí)Cm中的碳也溶入A,也使界面濃度增高到Ca-c，有利于A的長(zhǎng)大。1-2-2奧氏體形成時(shí)各項(xiàng)碳濃度.碳原子在鐵素體內(nèi)部的擴(kuò)散由于F中與A交界的界面濃度Cf-a<Cf.cF中與Cm交界的界面濃度），碳原子向A一側(cè)擴(kuò)散，使F中碳濃度升高，有利于向奧氏體的轉(zhuǎn)化。四.滲碳體的溶解.實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象(a)F消失時(shí)，組織中的Fe3c還未完全轉(zhuǎn)變。(b)測(cè)定后發(fā)現(xiàn)A中含碳量低于共析成分0.77%。.原因Fe-Fe3C相圖上ES線斜度大于GS線(見圖1-2-3),S點(diǎn)不在CA-F與CA-C中點(diǎn)，而稍偏右。所以A中平均碳濃度，即(CA-F+CA-C)/2低于S點(diǎn)成分。當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，多余的碳即以Fe3c形式存在。.通過(guò)繼續(xù)保溫，使未溶滲碳體不斷溶入A中。l-2-3Fe-Fe3C相圖五.奧氏體的均勻化滲碳體轉(zhuǎn)變結(jié)束后，奧氏體中碳濃度不均勻(原F部分碳濃度低，原碳化物部分碳濃度高)，要繼續(xù)保溫通過(guò)碳擴(kuò)散使奧氏體均勻化。小結(jié)：共析碳鋼的奧氏體等溫形成是通過(guò)碳、鐵原子的擴(kuò)散，通過(guò)形核一長(zhǎng)大一碳化物溶解一奧氏體均勻化四個(gè)步驟實(shí)現(xiàn)的。第二章珠光體轉(zhuǎn)變

第一節(jié)珠光體(P)的組織形態(tài)一.珠光體的形態(tài)2-1-2片狀珠光體的片間距a)一.珠光體的形態(tài)2-1-2片狀珠光體的片間距a)珠光體團(tuán)b)示意圖稱為珠光體。緩冷所得^體(見圖2-1-1)；片狀珠光體的片層位向大致相窸 毒氏體晶粒內(nèi)，可有幾個(gè)珠光體團(tuán)(見圖2-1-1),顰二「:金濯失素體)中心之間的距離稱為珠光體的片間距磕、 7摟珠光體的片間距和過(guò)冷度關(guān)系如下:S()=C/AT其中：C=8.02x103(nm?K);So：珠光體的片間距(nm);△「過(guò)冷度，即珠光體轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)4之差。一般所謂的珠光體，是指光學(xué)顯微鏡下能明顯分辨出片層的珠光體，此時(shí)片間距為150-450nm,當(dāng)片間距為80?150nm時(shí)，稱為索氏體(S),片間距為30?80nm時(shí)，稱為屈氏體(T)。當(dāng)滲碳體以顆粒狀存在于鐵素體中時(shí)，稱為粒狀珠光體。第二節(jié)珠光體形成機(jī)制一.形成熱力學(xué)由共析成分的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，有下列關(guān)系式:A—P(F+Cm)

碳含量(％):P:0,77,F:0,02,Cm:6.67。因此，只要考慮這三相(A,F,Cm)自由能的變化，即可了解相變的過(guò)程。在圖中，可以看到，在溫度八時(shí)，三相自由能曲線有一條公切線，說(shuō)明此溫度下三相平衡。由三個(gè)切點(diǎn)作垂線與c)圖中溫度坐標(biāo)中的T\溫度相交,得三相平衡的成分F(P),A(S),Cm(K)(見圖)。當(dāng)溫度降至72時(shí)，就出現(xiàn)了圖b)中的情況。從該圖中可見，共可作三組公切線，即成份為d的A與Cm平衡，成份為c的A與成份為a的F平衡，以及成份為優(yōu)的F與Cm平衡。由上述切點(diǎn)作垂線與c)圖中的Tz溫度相交，可得各二相平衡的成份點(diǎn)：F(a),F(a),A(d),A(c)和Cm(k)。因此，在72溫度時(shí)，可同時(shí)存在上述三組二相平衡。由于形成F(a)與Cm的二相平衡時(shí)，公切線的位置最低，也即體系自由能最低，是最穩(wěn)定的狀態(tài)，所以A只要在4下保持足夠長(zhǎng)時(shí)間，就會(huì)得到F+Cm的二相混合物P。二.片狀珠光體形成機(jī)制.領(lǐng)先相因?yàn)镻中F與F先位向相同，故設(shè)定亞共析鋼中F為領(lǐng)先相，因?yàn)镻中Fe3c與FesGii位向相同，故設(shè)定過(guò)共析鋼中Fe3c為領(lǐng)先相，共析鋼中領(lǐng)先相可以是F,也可以是FesC,一般認(rèn)為領(lǐng)先相是滲碳體。.珠光體形成機(jī)制共析成分的奧氏體，在臨界點(diǎn)以下發(fā)生如下轉(zhuǎn)變：A-F+Fe3c轉(zhuǎn)變依賴于擴(kuò)散，以得到所需要的濃度變化以及結(jié)構(gòu)變化，轉(zhuǎn)變也是一個(gè)形

核和長(zhǎng)大的過(guò)程。詳見下面的敘述。（1）形核（a）位置：Fe3c形核于A晶界或A晶內(nèi)未溶Fe3c粒子（見圖a）.（b）形狀：薄片。因表面積大，易接受擴(kuò)散來(lái)的原子，且應(yīng)變能小。（2）長(zhǎng)大（見前頁(yè)圖）Fe3c薄片向縱向、橫向長(zhǎng)大，不斷吸收周圍碳原子（圖a）-在Fe3c兩側(cè)或A晶界上貧碳區(qū)，形成F核一Fe3c縱向長(zhǎng)大（橫向已不可能），F(xiàn)縱向長(zhǎng)大、橫向長(zhǎng)大，于F側(cè)的同一位向形成Fe3c（圖c）,在同一位向交替形成F與FesC,形成一個(gè)珠光體團(tuán)（圖d）。在不同位向形成另一個(gè)珠光體團(tuán)（圖c~e）f珠光體團(tuán)互相接觸，轉(zhuǎn)變結(jié)束（圖0.(3)碳的擴(kuò)散過(guò)程共析成分的奧氏體，冷卻到臨界點(diǎn)以下一個(gè)溫度h共析成分的奧氏體，冷卻到臨界點(diǎn)以下一個(gè)溫度h時(shí)，新相P與母相A的(b)由遠(yuǎn)離P區(qū)擴(kuò)散如上圖，因?yàn)镃a-f>Ca>CacF前沿的碳將向遠(yuǎn)處擴(kuò)散，而遠(yuǎn)處的碳(濃度為Ca)將擴(kuò)散至Fe3c前，使F、Fe3c長(zhǎng)大(如圖)。(c)鐵素體中C的擴(kuò)散如上圖，因?yàn)镃fQCf-c，這就造成F內(nèi)部的碳的擴(kuò)散，使F前沿碳濃度下降,有利于F長(zhǎng)大，F(xiàn)e3c長(zhǎng)大(如圖).(4)鐵原子的自擴(kuò)散珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，晶體點(diǎn)陣的改組是通過(guò)鐵原子自擴(kuò)散完成的。三.粒狀珠光體形成機(jī)制.生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用的球化處理，即通過(guò)下述方法得到粒狀珠光體。(1)低的A化溫度，短的保溫時(shí)間，以得到較多的未溶滲碳體粒子。（2）臨界點(diǎn)下高的等溫溫度，長(zhǎng)的保溫時(shí)間，以得到粒狀珠光體。.片狀轉(zhuǎn)為粒狀機(jī)制（1）由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變，可降低表面能，屬自發(fā)過(guò)程。（2）不同半徑粒子，溶解度不同。y由Thomson-Freundlieh方程，可列出:“（X6;而p其中，cr為表面張力，M為原子量，r為粒子半徑，0為密度，（X.b）『即半徑為I■的a相中B的溶解度，（X?b）■?即為半徑8時(shí)a相中的B的溶解度，顯然，粒子半徑r越小，溶解度越大。半徑為8是指粒子呈平面形狀.根據(jù)上式，小半徑粒子中（呈尖角處）碳的溶解度高，大半徑粒子（呈平面處）的溶解度低.這就在與其接觸的F內(nèi)形成碳的濃度梯度，使尖角附近的碳原子向平面附近擴(kuò)散。這種擴(kuò)散破壞了界面平衡，使尖角進(jìn)一步溶解，而平面處形成堆積和析出。最終各處都形為了平衡此張力，滲碳體I,積和析出。最終各處都形為了平衡此張力，滲碳體I,使曲率半徑加大（見圖），P進(jìn)一步加深，最終導(dǎo)致滲（3）亞晶界使片狀滲碳體斷由于亞晶界的存在，左出現(xiàn)了溝槽（見圖）。由于%半徑加大后，破壞了界面弓碳體斷裂。（4）破壞的滲碳體球化破壞的滲碳體球化依機(jī)制⑵中的Thomson-Freundlieh方程規(guī)定的溶解度規(guī)則進(jìn)行。第三節(jié)亞（過(guò)）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變亞（過(guò)）共析鋼A化后，以較快的速度冷卻到ES延長(zhǎng)線SE與GS延長(zhǎng)線SG'

以下，發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，稱為偽共析轉(zhuǎn)變（見圖2-3-1）。2-3-1先共析相及偽共析組織形成范圍以下，發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，稱為偽共析轉(zhuǎn)變（見圖2-3-1）。2-3-1先共析相及偽共析組織形成范圍.塊狀F的析出當(dāng)P轉(zhuǎn)變溫度高，F(xiàn)e原子自擴(kuò)散便利，且晶粒較細(xì)時(shí)，F(xiàn)在晶界形核后，由于Ca-f>Ca（見圖2-3-2）,引起碳的擴(kuò)散，為保持相界面平衡，即Ca-f的高濃度，只有繼續(xù)析出F,以至長(zhǎng)成塊狀F（見圖2-3-3）。2-3-2珠光體形成時(shí)碳擴(kuò)散示意圖.網(wǎng)狀F的析出當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高，或冷速較大、A晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)e自擴(kuò)散能力下降，F(xiàn)易沿晶界析出并連成網(wǎng)狀（見圖2-3-4）。此時(shí)晶內(nèi)碳濃度不斷升高，達(dá)偽共析成分時(shí)轉(zhuǎn)

變?yōu)閜..片狀F的析出當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低，A中成分均勻，晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)向與其有位向關(guān)系的A中長(zhǎng)大，就使得同一晶粒中F呈片狀且相互平行。通常將這種先共析鐵素體稱為魏氏組織鐵素體(見圖2-3-3)。2-3-3先共析鐵素體形成示意圖第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)一.珠光體轉(zhuǎn)變的形核率I及長(zhǎng)大速度V(1)珠光體轉(zhuǎn)變的形核率I及長(zhǎng)大速度V隨過(guò)冷度4T的增加，先增后減。共析鋼P(yáng)轉(zhuǎn)變時(shí)，/及V與溫度關(guān)系見圖2-4-1。2-4-1共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變的形成率及線長(zhǎng)大速度與過(guò)冷度的關(guān)系1及丫對(duì)溫度的關(guān)系呈極大值的原因是：由于△Tt,對(duì)丫及/造成了正反效應(yīng)，故有極大值存在。正效應(yīng)是：t,相變驅(qū)動(dòng)力△G=(Gp-Ga)T,形核力△卬=k/^G/〃1,所以/f；且奧氏體的界面濃度差(Ca-f-Ca-c)t，珠光體片層間距5=。/71,從而濃度梯度對(duì)片間距的微商dc/dst,所以，Vt,/t?！贩葱?yīng)是： △Tt,原子活動(dòng)能力I,能克服勢(shì)壘而擴(kuò)散的原子數(shù)I,所以VI,II.⑵珠光體轉(zhuǎn)變的形核率/隨轉(zhuǎn)變時(shí)間的增長(zhǎng)而增大，珠光體轉(zhuǎn)變的線長(zhǎng)大速度V與保溫時(shí)間無(wú)明顯關(guān)系。二.珠光體等溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)圖1,珠光體等溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線及動(dòng)力學(xué)圖將共析碳鋼奧氏體化后，快速冷卻到A下一定溫度，保溫不同時(shí)間后測(cè)出相應(yīng)的轉(zhuǎn)變量，并描繪在以橫坐標(biāo)為時(shí)間，縱坐標(biāo)為析出轉(zhuǎn)變量的坐標(biāo)系中，就構(gòu)成了珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線(見圖2-4-2)。仍以時(shí)間為橫坐標(biāo)，縱坐標(biāo)改為溫度，將上圖中各溫度下的轉(zhuǎn)變開始和結(jié)束的時(shí)間繪于此圖中，把同類的點(diǎn)連起來(lái)，即得珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖(見圖2-4-2)。由于上圖中曲線與"C"相似，故稱曲線C;還因?yàn)闇囟?、時(shí)間、轉(zhuǎn)變?nèi)齻€(gè)英文名詞以"T"開頭，又稱TTT曲線。2-4-2共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖2,珠光體等溫轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)(a)轉(zhuǎn)變有孕育期(b)隨著轉(zhuǎn)變溫度下降，孕育期變短，轉(zhuǎn)變速度加快。當(dāng)超過(guò)某一特定溫度后，轉(zhuǎn)變溫度下降，孕育期反而增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度下降."鼻尖"處對(duì)應(yīng)/、V最大處。(c)從動(dòng)力學(xué)曲線上可見，隨時(shí)間增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度增加，當(dāng)轉(zhuǎn)變量超過(guò)50%,轉(zhuǎn)變速度下降。(d)亞(過(guò))共析鋼的TTT曲線左上方有一先共析F(Fe3C)線，如圖2-4-3。2-4-3亞(過(guò))共析鋼珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力三.影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)因素1.含碳量的影響在亞共析鋼中，隨C含量增加，先共析鐵素體與P孕育期增長(zhǎng)，析出速度下降，轉(zhuǎn)變速度下降。這是由于隨C含量增加，獲得F晶核幾率下降。F長(zhǎng)大時(shí),需擴(kuò)散去的碳量增大，析出速度下降，而P的析出在F之后，F(xiàn)析出減慢，P的析出也減慢。在過(guò)共析鋼中，隨C含量增加，先共析Fe3c與P孕育期縮短，析出速度增加,轉(zhuǎn)變速度增加。這是由于隨C量增加，獲得Fe3c晶核幾率增加，P的形成是在Fe3c之后，故也加快。綜上所述，共析鋼的A最穩(wěn)定。2,加熱溫度和保溫時(shí)間的影響因?yàn)锳成分不一定是鋼的成分，所以加熱和保溫時(shí)間不同，得到的A也不一樣，必然對(duì)隨后的冷卻轉(zhuǎn)變起影響。當(dāng)奧氏體化溫度t,保溫時(shí)間T,A成分均勻，晶粒度t,晶界面積1,P形核位置I,/1,VI.當(dāng)奧氏體化溫度1,保溫時(shí)間I,A成分不均勻，晶粒度I,晶界面積t,P形核位置t,/T,Vto上述二種影響，當(dāng)P轉(zhuǎn)變是在高溫時(shí)更為劇烈。3.原始組織的影響原始組織細(xì)，奧氏體均勻化快，隨之冷卻后珠光體轉(zhuǎn)變的/,V均下降.第五節(jié)珠光體的力學(xué)性能共析成分珠光體的力學(xué)性能(1)片狀珠光體的力學(xué)性能(a)片狀珠光體的斷裂強(qiáng)度與片間距有關(guān)，片間距1,強(qiáng)度t,二者關(guān)系可見圖2-5-1。

2-5-1片狀珠光體的斷裂強(qiáng)度與片間距的關(guān)系(b)片狀珠光體的塑性與片間距有關(guān)，當(dāng)片間距小于150nm后，斷面收縮率呈上升趨勢(shì),二者關(guān)系可見圖2-5-2。2-5-2片狀珠光體的塑性與片間距的關(guān)系(c)片狀珠光體的力學(xué)性能與珠光體團(tuán)直徑有關(guān)，但由于實(shí)際情況下，A的晶粒不會(huì)很大,P團(tuán)的直徑就沒(méi)有很大變化，故不再討論。(d)片狀間距影響強(qiáng)度、塑性的原因片間距減小，滲碳體與鐵素體變薄，相界面增多，鐵素體中位錯(cuò)不易滑動(dòng)，故使塑變抗力增高。另一方面，即使外力足夠大，并開動(dòng)了位錯(cuò)源后，由于片層變薄，塞積位錯(cuò)少,正應(yīng)力少，不易引起開裂，也就提高了強(qiáng)度。片間距小時(shí)，滲碳體片必然變薄，在外力作用下，可以滑移產(chǎn)生塑性變形，也可產(chǎn)生彎曲，致使塑性提高。(2)粒狀珠光體的力學(xué)性能在成分相同的情況下，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度比片狀的較低，塑性較好，這是由于:(a)相界面少，鐵素體中位錯(cuò)易于滑動(dòng)，故使塑變抗力減小。另一方面，由于相界面少，界面上位錯(cuò)塞積就多，正應(yīng)力大，易于開裂。這兩方面的因素均使強(qiáng)度降低；(b)Fe3c呈顆粒狀，沒(méi)有尖角，不易產(chǎn)生應(yīng)力集中，塑性好。(3)派登處理，用于高碳鋼的強(qiáng)韌化處理，具體步驟如下：高碳鋼奧氏體化一鉛浴等溫(560℃)得到索氏體一冷拉(使F內(nèi)位錯(cuò)密度提高，強(qiáng)度上升，片間距P下降，而使Fe3c不致脆斷)。最終得到強(qiáng)烈變形后的細(xì)珠光體(索氏體)，具有極好的強(qiáng)度與塑性的配合。二.亞共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能(1)亞共析鋼完全A化后冷卻，有如下規(guī)律：(a)隨著鋼中碳含量下降，先共析鐵素體增加；(b)當(dāng)碳含量一定時(shí)，隨冷速加大，或轉(zhuǎn)變溫度降低，先共析鐵素體減少，珠光體量增加，但珠光體含碳量下降。(同學(xué)可參考下圖2-5-3中先共析相及偽共析組織形成范圍，考慮出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因)2-5-3先共析相及偽共析組織形成范圍(2)亞共析組織的強(qiáng)度可由下列經(jīng)驗(yàn)公式給出:g(MPa)=15,4{//3[2.3+3.8(Mn)+1.13J-1/2]+(1-f3)[11.6+O.25So1/2]+4.1(Si)+27.6(N)l/2)}; (2-1).(MPa)=15.4{f},3[16+74.2(N)1/2+1.18^1/2]+(1^,1/3)[46.7+0.23S0-l/2]+6.3(Si)} (2-2)式中：fa一鐵素體體積百分?jǐn)?shù)；d—鐵素體晶粒的平均直徑(mm);So—珠光體片平均間距(mm)?？梢姡寒?dāng)P少時(shí)，珠光體對(duì)強(qiáng)度影響不占主要地位，也即So在(2-1)及(2-2)中不起主要作用。強(qiáng)度主要依賴于鐵素體晶粒直徑小，當(dāng)P量大時(shí)，珠光體間距成為影響強(qiáng)度的主要因素。.最佳的珠光體層間距S°pt為：Sopt=6.7x10-6(。-0.12產(chǎn)其中：。為稀釋因子，其值為0=0mW(%C),亦為P的體積百分?jǐn)?shù)。可見，對(duì)于共析鋼0=1,亞共析鋼快冷后得到的偽共析組織。＞1。三.過(guò)共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能過(guò)共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能與FejGn的形態(tài)有關(guān)。Fe3c為脆性相，呈網(wǎng)狀時(shí)會(huì)造成晶界脆斷，必須消除。第二章習(xí)題(1)片狀珠光體的片層位向大致相同的區(qū)域稱為.

(a)亞結(jié)構(gòu)(b)魏氏組織(a)亞結(jié)構(gòu)(b)魏氏組織(c)李晶(d)珠光體團(tuán)⑵珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體(或鐵素體)中心之間的間距的距離稱為珠光體的。(a)直徑(b)片間距(c)珠光體團(tuán)(d)點(diǎn)陣常數(shù)(3)由于形成F與C的二相平衡時(shí)，體系自由能最低，所以A只要在4下保持足夠長(zhǎng)時(shí)間，就會(huì)得到的二相混合物P.(a)A+P(b)A+C(c)F+C(d)A+F一般認(rèn)為共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相是。(a)滲碳體(b)鐵素體(c)奧氏體(d)滲碳體和鐵素體P相變時(shí)，F(xiàn)e3c形核于或A晶內(nèi)未溶Fe3c粒子。(a)P晶界 (b)珠光體團(tuán)交界處 (c)A晶界(d)FesC/P界面(6)共析成分的奧氏體發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，會(huì)發(fā)生碳在—和_中的擴(kuò)散。(a)F和A(b)F和P(c)P和A (d)F和Fe3c(7)在4溫度以下發(fā)生的P轉(zhuǎn)變，奧氏體與鐵素體界面上的碳濃度—奧氏體與滲碳體界面上碳濃度，從而引起了奧氏體中的碳的擴(kuò)散。(a)低于(b)高于(c)等于(d)小于等于(8)生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用的球化處理，通過(guò)—A化溫度，短的保溫時(shí)間，以得到較多的未溶滲碳體粒子。(a)低的(b)高的(c)很高的(d)中等的(9)球化處理由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變，可,屬自發(fā)過(guò)程。（a）降低結(jié)合能 （b）降低體積（c）降低表面能 （d）降低碳濃度（10）試述球化過(guò)程中，由片狀粒狀轉(zhuǎn)變的機(jī)制。（11）試述塊狀、網(wǎng)狀和片狀先共析鐵素體的析出的原理。（12）珠光體轉(zhuǎn)變的形核率I及長(zhǎng)大速度V隨過(guò)冷度的增加。（a）先減后增 （b）不變化（c）增加（d）先增后減（13）珠光體轉(zhuǎn)變的形核率隨轉(zhuǎn)變時(shí)間的增長(zhǎng)而—，珠光體的線長(zhǎng)大速度V與保溫時(shí)間（a）減少，減少 （b）增大，增大（c）不變，增大 （d）增大，無(wú)明顯變化（14）珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖有一鼻尖，鼻尖對(duì)應(yīng)了形核率和轉(zhuǎn)變速度的。（a）最大處（b）最小處（c）平均值處 （d）次大處（15）亞（過(guò)）共析鋼的TTT曲線左上方有——.（a）等溫線（b）共析線（c）Al（d）先共析（16）在Ai下，共析鋼的A。（a）最不穩(wěn)定 （b）最穩(wěn)定（c）轉(zhuǎn)變最快（d）轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力最大（17）奧氏體化溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度（a）越?。╞）越大（c）不變（d）先增后減（18）原始組織細(xì)，奧氏體均勻化，隨之冷卻后珠光體轉(zhuǎn)變的I,V均（a）不變（b）先增后減（c）增大（d）下降（19）當(dāng)P片間距減小，滲碳體與鐵素體—，相界面_,鐵素體中位錯(cuò)不易滑動(dòng)，故使塑變抗力增高。（a）厚，增多（b）薄，減少（c）薄，增多（d）厚，減少（20）在成分相同的情況下，粒狀珠光體的強(qiáng)度和硬度比片狀的—，塑性—.（a）較高，較好（b）較低，較低（c）較高，較低（d）較低，較好（21）簡(jiǎn)述派登處理在高碳鋼強(qiáng)韌化方面的應(yīng)用（22）當(dāng)P量少時(shí)，亞共析鋼強(qiáng)度主要依賴于—，P量多時(shí)，依賴于。（a）F晶粒直徑，P的片間距（b）P的片間距，F(xiàn)晶粒直徑（c）F體積分?jǐn)?shù)，P的體積分?jǐn)?shù)（d）P的體積分?jǐn)?shù)，F(xiàn)的體積分?jǐn)?shù)第三章馬氏體相變刖呂（本節(jié)建議時(shí)間：10分鐘）早在戰(zhàn)國(guó)時(shí)代，人們已經(jīng)知道可以用淬火，即將鋼加熱到高溫后淬入水或油中急冷的方法，提高鋼的硬度。用經(jīng)過(guò)淬火的鋼制成的寶劍可以“削鐵如泥”，但在當(dāng)時(shí)，對(duì)于淬火能提高鋼的硬度的本質(zhì)還不清楚。直到十九世紀(jì)末期，人們才知道：鋼在加熱與冷卻過(guò)程中，內(nèi)部相組成發(fā)生了變化,因而引起了鋼的性能的改變。為了紀(jì)念著名的德國(guó)冶金學(xué)家AdolphMartens,法國(guó)著名冶金學(xué)家Osmond建議：將鋼經(jīng)淬火所得的高硬度相稱為馬氏體，并因此而將得到馬氏體相的轉(zhuǎn)變過(guò)程稱為馬氏體轉(zhuǎn)變。由于鋼在生產(chǎn)上得到了最廣泛的應(yīng)用，以及馬氏體轉(zhuǎn)變最先在鋼的淬火過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，因此在十九世紀(jì)末、二十世紀(jì)初，主要局限于研究鋼中的馬氏體轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得的馬氏體。二十世紀(jì)三十年代，用X射線結(jié)構(gòu)分析方法測(cè)得鋼中的馬氏體是碳溶于a-Fe中的過(guò)飽和固溶體，馬氏體中的固溶碳即原奧氏體中的固溶碳。因此，曾一度認(rèn)為所謂的馬氏體就是碳在a-Fe中的過(guò)飽和間隙固溶體。對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變的研究，初期著重于了解馬氏體轉(zhuǎn)變與鋼中其他轉(zhuǎn)變的不同點(diǎn)。正是由于觀察到了一系列不同于其他轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，曾經(jīng)有人認(rèn)為馬氏體轉(zhuǎn)變與其他轉(zhuǎn)變不同，是一個(gè)由快冷造成的內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)所引起的切變過(guò)程。四十年代前后，在Fe-Ni,Fe-Mn合金以及許多有色金屬及合金中也發(fā)現(xiàn)了馬氏體轉(zhuǎn)變，不僅觀察到了冷卻過(guò)程中發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變，還觀察到了在加熱過(guò)程中所發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變。新觀察到的馬氏體轉(zhuǎn)變的特征和鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變的特征相似。基于這一新的發(fā)現(xiàn)，人們不得不把馬氏體的定義修改為：在冷卻過(guò)程中所發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物統(tǒng)稱為馬氏體。第一節(jié)馬氏體（M）相變的主要特征（本節(jié)建議時(shí)間：20分鐘）馬氏體相變有下列五個(gè)特征：一.馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性?shī)W氏體以大于某一臨界速度V的臨界速度冷卻到某一溫度，不需孕育，轉(zhuǎn)變立即發(fā)生。并且以極大速度進(jìn)行，但很快停止。這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，用Ms代表。為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫的條件下才能進(jìn)行。馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時(shí)間無(wú)關(guān)（如圖3-1-1所示）。二.無(wú)擴(kuò)散性實(shí)驗(yàn)測(cè)定出母相與新相成分一致。在鋼中，曾測(cè)出，奧氏體的含碳量=馬氏體含碳量，轉(zhuǎn)變前后碳含量沒(méi)有變化。而且，馬氏體形成速度極快，一片馬氏體在5X10-5?5X10一7秒內(nèi)生成。即使在一20?-196C以下也是同樣快速，而C原子在-60C以上才能進(jìn)行有效擴(kuò)散，此溫度遠(yuǎn)高于相變溫度的下限-196℃,故轉(zhuǎn)變時(shí)不會(huì)有擴(kuò)散發(fā)生。近年來(lái)，一些實(shí)驗(yàn)和計(jì)算結(jié)果對(duì)上述觀點(diǎn)提出了疑問(wèn)：a)Thomas發(fā)現(xiàn)在含碳0.27%的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)含C量達(dá)0.4%?1.04%,遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于鋼的平均含碳量，說(shuō)明碳原子有可能從馬氏體擴(kuò)散到奧氏體。與多數(shù)實(shí)驗(yàn)測(cè)定的結(jié)果不同。b)上海交大徐祖耀計(jì)算出馬氏體內(nèi)C原子擴(kuò)散需時(shí)間為7.3x10'3~10-7s,而條狀M形成時(shí)間為10410飛，比較兩者時(shí)間，說(shuō)明擴(kuò)散跟得上馬氏體轉(zhuǎn)變的速度，即轉(zhuǎn)變時(shí)可能有擴(kuò)散發(fā)生。雖然這二個(gè)結(jié)果不足以推翻過(guò)去的馬氏體相變無(wú)擴(kuò)散的結(jié)論，但至少表明尚存有不同的觀點(diǎn)。三.馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮突預(yù)先磨光表面的試樣，在馬氏體相變后表面產(chǎn)生突起，這種現(xiàn)象稱之為表面浮突現(xiàn)象（圖3-1-2a）。3-1-2馬氏體轉(zhuǎn)變引起的表面浮途預(yù)先在磨光表面上劃一直線劃痕，相變后直線變?yōu)檎劬€(圖3-l-2b),直線在新相、母相的界面不折斷，在新相晶內(nèi)不彎曲。上述現(xiàn)象表明，M相變就像形變中的切變一樣。切變使得發(fā)生上述宏觀形變。而且，在上述相變時(shí)，相界面宏觀上不轉(zhuǎn)動(dòng)，也不變形，所以相界面稱為不變平面.當(dāng)相界面為不變平面時(shí)，界面上原子既屬于新相，又屬于母相，這種界面稱為共格界面。由于是切變共格，也稱為第二類共格。不變平面也可以不是相界面，不變平面就為中脊面。四.位向關(guān)系及慣習(xí)面(1)相變時(shí)，整體相互移動(dòng)一段距離，相鄰原子的相對(duì)位置無(wú)變化。作小于一個(gè)原子間距位置的位移，因此A與M保持一定的嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系。(2)不變平面又稱為慣習(xí)面，馬氏體即在此平面上形成，如圖3-2c中的中脊面。五.馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性由M-A的轉(zhuǎn)變稱為馬氏體的逆轉(zhuǎn)變，逆轉(zhuǎn)變開始的溫度稱為結(jié)束的溫度稱第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)（本節(jié)建議時(shí)間：50分鐘）一.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)奧氏體具有面心立方點(diǎn)陣，溶入的碳原子位于鐵原子所組成的正八面體中心（圖321a）。3-2-1奧氏體與馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)即:AA'=BB'=CCM轉(zhuǎn)變時(shí)，面心立方的A通過(guò)切變轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的a-Fe,此時(shí)，碳原子仍停留在六個(gè)鐵原子所組成的八面體中心（圖3-2-lb）。由上圖可見，C原子位于面心或棱邊中心，即扁八面體的中心，因?yàn)锽lBl'=ClCr>A1A1,,C原子溶入后，會(huì)使短軸A1A1'伸長(zhǎng)，長(zhǎng)軸B1B1'和C1C1'縮短。da不再等于1,稱為正方度。（c,a為點(diǎn)陣參數(shù)，AlAl'=c,BlCl'=a,B1C1=6）C含量對(duì)c,a的影響可見式（3-1）。(3-la)c=劭+ap(3-la)a—uo+Bp (3-1b)da=1+YP (3-lc)式中：a0=0.2861nm(a-Fe點(diǎn)陣參數(shù))；a=0.116±0.002;r=0.046±0.001;/5=0.013±0.002;p一馬氏體碳含量(重量％)。二.馬氏體的異常正方度有些鋼的馬氏體的正方度遠(yuǎn)偏離式(3-1)的數(shù)值，測(cè)試表明，這是由于C原子在間隙點(diǎn)陣中的有序與無(wú)序分布造成的。C原子在a-Fe中有三組可能的位置，依其短軸所在方向而定。當(dāng)其短軸平行于a軸方向時(shí)，稱為X位置，如圖3-2-la所示；當(dāng)其短軸平行于c軸或b軸方向時(shí)，則分別稱為Z位置和丫位置，如圖3-2-lb、圖3-2-lc所示。當(dāng)大于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測(cè)試得到的正方度要高于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常高；當(dāng)小于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測(cè)試得到的正方度要低于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常低；且有當(dāng)80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均勻分布在X、丫二個(gè)位置時(shí)，才會(huì)出現(xiàn)正常的正方度。當(dāng)碳含量小于0.2%時(shí)，c原子偏聚于馬氏體的位錯(cuò)線或是均勻地分布在x、丫和z三個(gè)位置上，即處于完全無(wú)序狀態(tài)。C原子的存在雖然引起點(diǎn)陣常數(shù)的增加，但不會(huì)改變正方度y.三.慣習(xí)面與位向關(guān)系

(1)慣習(xí)面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近A的某一晶面，并隨A中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。?當(dāng)C含量＜0.6%時(shí)，慣習(xí)面為{111}a；?當(dāng)C含量?當(dāng)C含量處于0.6%?1.4%時(shí)，慣習(xí)面為{225}a；?當(dāng)C含量?當(dāng)C含量處于1.4%?2.0%時(shí)，慣習(xí)面為{259}a。慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化。對(duì)于C量較高的鋼，先形成的M的慣習(xí)面為{225}a，后形成的M的慣習(xí)面為{259}a。(2)位向關(guān)系(a)K-S關(guān)系1930年，庫(kù)爾鳩莫夫與Sachs在1.4%C的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，M與A有下述關(guān)系：{110}m//{111}a；<111>M//<11O>A由圖3-5a可以看到奧氏體的位向關(guān)系。由圖3-5b可以看到馬氏體的位向關(guān)系。馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，M和A位向關(guān)系可見圖3-6a,該圖中的各個(gè)三角形表示了A的而矩形則表示了M的{110}m，二者重疊在一起則保持了奧氏體(111}a與馬氏體的{110}m相互平行。三角形的任一條邊，即為一個(gè)當(dāng)它和M的＜111＞m方向(圖3-5b)即矩形的對(duì)角線重合在一起時(shí)(圖3-6b),就保持了相互平行。這就是M轉(zhuǎn)變的K-S關(guān)系。3-2-2鋼中馬氏體在{111}A面上形成時(shí)可能的六種不同的k-s取向

(b)西山關(guān)系1934年，西山在鐵鍥合金中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的M與A之間存在K-S關(guān)系，而在-70C以下形成的M與A呈下列關(guān)系：{110}m//{1H}a；<110>m//<112>a由圖3-2-3可見，A的(111)面上存在三個(gè)不同的<211>方向。由圖3-7b可見，M的(110)面中的位向關(guān)系。3-2-3鋼中馬氏體在{111}r面上形成時(shí)可能有的三種不同的西山取向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，M和A的位向關(guān)系可見圖3-2-3,該圖中三角形代表了A的一個(gè){111}a，三角形內(nèi)三條垂線表示了三個(gè)<112>a方向。圖中三個(gè)矩形表示了M的三個(gè){110}m，其長(zhǎng)邊表示了M的<110>方向y?當(dāng)矩形依圖中所示方位放置于三角形之上時(shí)，就會(huì)有關(guān)系：{110}m//{111}a此時(shí)M的<110>M和A的<112>a也符合平行的關(guān)系。這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的西山關(guān)系。(c)G-T關(guān)系1994年，Grenigen與Troiano在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，M與A的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-T關(guān)系。第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)（本節(jié)建議時(shí)間：50分鐘）一馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)奧氏體具有面心立方點(diǎn)陣，溶入的碳原子位于鐵原子所組成的正八面體中心（圖3-2-la）.3-2-1奧氏體與馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)即：AA'=BB'=CCM轉(zhuǎn)變時(shí)，面心立方的A通過(guò)切變轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的a-Fe,此時(shí)，碳原子仍停留在六個(gè)鐵原子所組成的八面體中心（圖3-2-lb）。由上圖可見，C原子位于面心或棱邊中心，即扁八面體的中心，因?yàn)锽iBr=cicr>AiAr,c原子溶入后，會(huì)使短軸aia「伸長(zhǎng)，長(zhǎng)軸B1B1'和C1C1'縮短。da不再等于1,稱為正方度。（c,a為點(diǎn)陣參數(shù)，AlAl'=c,BlCl'=a,B1C14）C含量對(duì)c,a的影響可見式（3-1）。c=a0+ap （3-la）(3-lb)(3-lc)da=1+yP(3-lc)式中：a0=0.2861nm(a-Fe點(diǎn)陣參數(shù));a=0.116±0.002;r=0.046±0.001;/?=0.013±0.002;p一馬氏體碳含量(重量％)。二.馬氏體的異常正方度有些鋼的馬氏體的正方度遠(yuǎn)偏離式(3-1)的數(shù)值，測(cè)試表明，這是由于C原子在間隙點(diǎn)陣中的有序與無(wú)序分布造成的。C原子在a-Fe中有三組可能的位置，依其短軸所在方向而定。當(dāng)其短軸平行于a軸方向時(shí)，稱為X位置，如圖3-2-la所示；當(dāng)其短軸平行于c軸或方軸方向時(shí)，則分別稱為Z位置和丫位置，如圖3-2-lb、圖3-2-lc所示。當(dāng)大于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測(cè)試得到的正方度要高于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常高；當(dāng)小于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測(cè)試得到的正方度要低于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常低；且有當(dāng)80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均勻分布在X、丫二個(gè)位置時(shí)，才會(huì)出現(xiàn)正常的正方度。當(dāng)碳含量小于0.2%時(shí)，c原子偏聚于馬氏體的位錯(cuò)線或是均勻地分布在x、丫和z三個(gè)位置上，即處于完全無(wú)序狀態(tài)。C原子的存在雖然引起點(diǎn)陣常數(shù)的增加，但不會(huì)改變正方度y.三.慣習(xí)面與位向關(guān)系(1)慣習(xí)面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近A的某一晶面，并隨A中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。?當(dāng)C含量<0.6%時(shí)，慣習(xí)面為{111}a；?當(dāng)C含量?當(dāng)C含量處于0.6%?1.4%時(shí)，慣習(xí)面為{225}a；?當(dāng)C含量?當(dāng)C含量處于1.4%?2.0%時(shí)，慣習(xí)面為{259}a。慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化。對(duì)于C量較高的鋼，先形成的M的慣習(xí)面為{225}a，后形成的M的慣習(xí)面為{259}a。(2)位向關(guān)系(a)K-S關(guān)系1930年，庫(kù)爾鳩莫夫與Sachs在1.4%C的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，M與A有下述關(guān)系：{110}m//{111}a；<111>m//<110>ao由圖3-5a可以看到奧氏體的位向關(guān)系。由圖3-5b可以看到馬氏體的位向關(guān)系。馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，M和A位向關(guān)系可見圖3-6a,該圖中的各個(gè)三角形表示了A的{111}a，而矩形則表示了M的{110}m，二者重疊在一起則保持了奧氏體{1U}a與馬氏體的{110}m相互平行。三角形的任一條邊，即為一個(gè)<110>a。當(dāng)它和M的<111>m方向(圖3-5b)即矩形的對(duì)角線重合在一起時(shí)(圖3-6b),就保持了相互平行。這就是M轉(zhuǎn)變的K-S關(guān)系。3-2-2鋼中馬氏體在{111}A面上形成時(shí)可能的六種不同的k-s取向(b)西山關(guān)系1934年，西山在鐵媒合金中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的M與A之間存在K-S關(guān)系，而在-70C以下形成的M與A呈下列關(guān)系：

{110}m//{111}a；<110>m//<112>a由圖3-2-3可見，A的(111)面上存在三個(gè)不同的<211>方向。由圖3-7b可見，M的(110)面中的位向關(guān)系。3-2-3鋼中馬氏體在{111}r面上形成時(shí)可能有的三種不同的西山取向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，M和A的位向關(guān)系可見圖3-2-3,該圖中三角形代表了A的一個(gè){111}a，三角形內(nèi)三條垂線表示了三個(gè)<112>a方向。圖中三個(gè)矩形表示了M的三個(gè){110}m，其長(zhǎng)邊表示了M的<110>方向y?當(dāng)矩形依圖中所示方位放置于三角形之上時(shí)，就會(huì)有關(guān)系：{110}m//{1H}a此時(shí)M的<110>M和A的<112>a也符合平行的關(guān)系。這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的西山關(guān)系。(c)G-T關(guān)系1994年，Grenigen與Troiano在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，M與A的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-T關(guān)系。第四節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)（本節(jié)建議時(shí)間：20分鐘）一.馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件馬氏體和奧氏體的自由能均隨溫度上升而下降，到n溫度時(shí)二者相等（如圖3-4-1）。與加熱轉(zhuǎn)變不同，當(dāng)A被過(guò)冷到略低于To時(shí)，M轉(zhuǎn)變并不發(fā)生，必須過(guò)冷到To以下某一溫度Ms時(shí)，才會(huì)發(fā)生M轉(zhuǎn)變，到Mf點(diǎn)結(jié)束轉(zhuǎn)變。3-4-1奧氏體和馬氏體的自由蛤與溫度的關(guān)系To、Ms的物理意義是：To-A自由能與M自由能相等的溫度；Ms-M開始轉(zhuǎn)變溫度，即達(dá)到可提供馬氏體相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力的溫度;M（一M連續(xù)轉(zhuǎn)變的最低溫度點(diǎn)。T（）,Ms和Mf與碳含量的關(guān)系見圖3-4-2.

3-4-2Fe-C合金馬氏體轉(zhuǎn)變與含碳量的關(guān)系綜上所述，在To到Ms之間，M相變不會(huì)自動(dòng)發(fā)生，但如引入塑性變形，使塑變的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力疊加相變的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力（M與A二相自由能差），并達(dá)到馬氏體相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力AGA-m時(shí)，（即AGL、見圖3-4-3）,M相變也會(huì)發(fā)生。此時(shí)的溫度為Md，稱為形變誘發(fā)馬氏體溫度點(diǎn)。Md不能大于To。形變M的形態(tài)與前述的M相同。3-4-3形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)硎疽鈭D二.M轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力當(dāng)A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力為:△G=-AGv+V0b+Er其中，AGv為M相變時(shí)化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，即二相自由能差A(yù)Ga-m； ■表征進(jìn)行不變平面切變時(shí)，改變晶體結(jié)構(gòu)及形狀的能量及馬氏體鄰近基體進(jìn)行形變的切變能量。其中，丫表示M（或A）克原子體積；0為切變角；cr為強(qiáng)度；￡r為M相變時(shí)造成的位錯(cuò)應(yīng)變能、攣晶界面能、層錯(cuò)能及磁場(chǎng)能之和。當(dāng)AG<0時(shí)，即化學(xué)驅(qū)動(dòng)力\Gv大于等于阻力(后二項(xiàng)之和)時(shí)，M相變可發(fā)生。三.影響鋼的Ms因素.碳含量當(dāng)C%<0.6%:C%t,MsI,MfI；當(dāng)C%>0.6%,Mt<0℃:C%t,Ms1，；原因：C%t,使A的強(qiáng)度T,相變阻力t,切變困難，.加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度t,保溫時(shí)間t,Mst。原因：可能與A晶粒長(zhǎng)大，缺陷減少及A均勻化有關(guān)。第五節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)(本節(jié)建議時(shí)間：40分鐘)—.M轉(zhuǎn)變的幾種方式1.變溫瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大(出現(xiàn)于碳鋼及低合金鋼中)(1)瞬時(shí)形核自MS開始以極快的速度形核，繼續(xù)降溫，才能繼續(xù)形核，形核無(wú)孕育期；(2)瞬時(shí)長(zhǎng)大長(zhǎng)大速度極快，在10-4~10-7sec內(nèi)長(zhǎng)成一個(gè)單晶，表明長(zhǎng)大所需的激活能極小。(3)轉(zhuǎn)變速度依賴于形核率，新核長(zhǎng)大到一定尺寸就停止長(zhǎng)大。Cohen歸納出M轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)f與冷卻到的溫度tq之間關(guān)系為：f=1-6.956x10-5[455-(MS-tq)]5.32可見，tq越低，M轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f越大。當(dāng)tq與MS差值達(dá)455時(shí)，轉(zhuǎn)變M的體積分?jǐn)?shù)可達(dá)1..等溫形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大(出現(xiàn)于Fe-26%Ni-19%Mn,Fe-26%Ni-3%Cr,高C高鎰鋼中)(1)等溫形成M核形核有孕育期，形核率隨過(guò)冷度增加先增后減。(2)長(zhǎng)大速度極快，到一定尺寸后即停止。大小與上一類M相同。(3)轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間增加，先增后減(見圖3-5-1).(4)等溫M不能徹底轉(zhuǎn)變，只是部分轉(zhuǎn)變。(5)變溫轉(zhuǎn)變中也有少量等溫轉(zhuǎn)變-通過(guò)等溫形成新核；原有的變溫馬氏體等溫過(guò)程中也會(huì)長(zhǎng)大。3-5-15Fe-23.2%Ni-3.62%Mn合金馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線.自觸發(fā)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大(出現(xiàn)于Fe-28%Ni,Fe-26%Ni-0.48%C中)(1)當(dāng)MS<O"C時(shí)，在MS以下溫度形成{259}A片狀M,并由于M轉(zhuǎn)變體積膨脹形成的高壓激發(fā)附近的{259}A面上形成大量的M,這種現(xiàn)象稱為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。(2)發(fā)生爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的溫度稱為MB。(3)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：馬氏體呈Z字形排列。(4)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底.為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，必須繼續(xù)降溫。二.奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指A在外界因素作用下，促使內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使A-M的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。.熱穩(wěn)定化淬火時(shí)，冷卻中斷會(huì)引起A穩(wěn)定化，冷至室溫時(shí)，殘余A增加，如圖3-5-23-5-2冷卻曲線對(duì)軸承鋼轉(zhuǎn)變的影響由圖可見，冷卻中斷后繼續(xù)冷卻，轉(zhuǎn)變并不立即恢復(fù)，而要滯后一段溫度d,轉(zhuǎn)變才繼續(xù)進(jìn)行。冷卻到室溫時(shí)，未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體量也增多。奧氏體熱穩(wěn)定化程度可用滯后溫度。以及室溫時(shí)的殘余A增量(5來(lái)表示。冷卻緩慢相當(dāng)于在一連串溫度下的短時(shí)間停留，故也會(huì)造成穩(wěn)定化。實(shí)例：油淬得到的殘A比水淬多。引起熱穩(wěn)定化的必要條件是：碳和氮的存在。熱穩(wěn)定化有一溫度上限，通常以Me表示，只有在Me點(diǎn)以下，等溫停留或緩冷才會(huì)造成熱穩(wěn)定化。影響熱穩(wěn)定化的因素是等溫溫度和等溫時(shí)間，同時(shí)也受已生成的M量的影響。在圖3-5-3中可見，等溫溫度越高，穩(wěn)定化越快，穩(wěn)定化程度，越低。等溫時(shí)間越長(zhǎng)，穩(wěn)定化程度先增后減.已轉(zhuǎn)變的M量越多，A的穩(wěn)定化程度也越高.3-5-3等溫溫度與停留時(shí)間對(duì)合金奧氏體熱穩(wěn)定化程度的影響（已轉(zhuǎn)變馬氏體量為57%）.機(jī)械穩(wěn)定化在Md以上，對(duì)A進(jìn)行塑性變形，當(dāng)形變量足夠大時(shí)，可引起A穩(wěn)定化。這種穩(wěn)定化稱為機(jī)械穩(wěn)定化。即M相變困難，Ms點(diǎn)降低，殘余A增多。在Md以下，對(duì)A進(jìn)行塑性變形，可以誘發(fā)M相變，使未轉(zhuǎn)變的A發(fā)生相硬化，從而使殘余A機(jī)械穩(wěn)定化。第六節(jié)馬氏體的性能（本節(jié)建議時(shí)間：40分鐘）—.馬氏體的硬度（強(qiáng)度）.馬氏體的硬度馬氏體的硬度決定于馬氏體的含碳量。在圖3-6-1中可見：曲線1即為完全淬火后所得的硬度曲線，當(dāng)C量低時(shí)，淬火后馬氏體的硬度隨碳量增加而升高；當(dāng)C量高時(shí)，Mf已在0℃以下，淬火后得到M+A雙相組織。故隨C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降。曲線2,對(duì)于過(guò)共析鋼采用的是高于AG的不完全淬火，所得馬氏體中碳含量即為該溫度下A的飽和C濃度，溫度不變時(shí)均相同，故K碳含量增高，硬度基本不變。曲線3采用完全淬火并進(jìn)行冷處理，使奧氏體全部轉(zhuǎn)化為馬氏體，所得即為馬氏體硬度和碳含量關(guān)系。3-6-1不同碳含量的鋼淬火后的硬度及碳含量與殘余奧氏體量的關(guān)系由此可以得出結(jié)論：馬氏體硬度隨碳含量增加而顯著升高，但當(dāng)碳含量超過(guò)0.6%時(shí),硬度增長(zhǎng)趨勢(shì)下降。.馬氏體高硬度(高強(qiáng)度)的本質(zhì)⑴相變強(qiáng)化馬氏體相變?cè)斐纱罅课诲e(cuò)、攣晶或?qū)渝e(cuò)，這些缺陷的增加，使馬氏體強(qiáng)度提高147?186MPa。(2)固溶強(qiáng)化當(dāng)碳量小于0.4%時(shí)，碳原子溶入到由馬氏體的鐵原子組成的扁八面體中心，使短軸伸長(zhǎng)，長(zhǎng)軸縮短，發(fā)生不對(duì)稱畸變，并形成強(qiáng)烈應(yīng)力場(chǎng)，阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而使強(qiáng)度上升。當(dāng)固溶的C接近0.4%時(shí)，強(qiáng)度提高約700MPa。當(dāng)碳量大于0.4%時(shí)，相鄰碳原子應(yīng)力場(chǎng)相應(yīng)抵消而會(huì)降低強(qiáng)化效應(yīng)。見圖3-6-2中曲線1.(3)時(shí)效強(qiáng)化室溫下碳原子即可通過(guò)產(chǎn)生偏聚而引起時(shí)效強(qiáng)化。碳含量越高，偏聚越多，強(qiáng)度提高越多。見圖362曲線2。

3-6-3碳含量對(duì)馬氏體顯微硬度的影響b)奧氏體晶粒度奧氏體晶粒愈小，馬氏體板條束越細(xì)，強(qiáng)度越高。并有下列關(guān)系式:ob.2=608+69d”oo.2=449+60dH12其中：4a為A晶粒直徑(mm);"m為M板條束直徑(mm);(T0.2單位為MPa。綜上所述：碳鋼中的馬氏體主要是以固溶強(qiáng)化達(dá)到高硬度(高強(qiáng)度)的。二.馬氏體韌性當(dāng)碳含量小于0.4%時(shí)，馬氏體具有高韌性；當(dāng)碳含量大于0.4%時(shí)，馬氏體韌性很低。當(dāng)強(qiáng)度相同時(shí)，位錯(cuò)馬氏體韌性遠(yuǎn)高于攣晶馬氏體(前者有較多滑移系便于開動(dòng)位錯(cuò))。三.馬氏體的物理性能鋼中馬氏體具有鐵磁性和高的矯頑力，其比容與奧氏體的比容相差很大。四.高碳馬氏體的顯微裂紋馬氏體片形成速度極快，互相撞擊或與奧氏體晶界相撞時(shí)可形成很大的應(yīng)力集中，加之高碳馬氏體本身很脆，故在撞擊時(shí)極易產(chǎn)生裂紋。這些裂紋雖很小，但可成為疲勞裂紋源而導(dǎo)致開裂。.影響顯微裂紋因素以單位體積馬氏體內(nèi)出現(xiàn)顯微裂紋的面積Sv(mm2/mm3)作為形成顯微裂紋的敏感度。(1)含碳量如圖3-22,當(dāng)C<1.4%時(shí)，隨碳量增加，Sy急劇增加，因而此時(shí)生成的是細(xì)而長(zhǎng)的橫貫A晶粒的{225}m，易受撞擊而斷裂。當(dāng)C>1.4%時(shí)，隨碳量增加，Sy反而下降，因此時(shí)生成短而寬的{259}m，不易受撞擊斷裂。通常馬氏體中含碳量均低于1.4%,故為降低品,應(yīng)盡可能降低含碳量。⑵A晶粒度奧氏體晶粒度越大，橫貫奧氏體的馬氏體越粗大，越易發(fā)生撞擊而斷裂，Sv越大。故為降低S%高碳鋼中奧氏體化溫度不宜過(guò)高，以免溶入過(guò)多碳及使晶粒長(zhǎng)大。(3)淬火冷卻溫度淬火冷卻溫度越低，A殘?jiān)缴?，馬氏體量越多，形成裂紋可能性越大，故對(duì)于高碳鋼，采取冷處理時(shí)，必須慎重。(4)馬氏體轉(zhuǎn)變量隨馬氏體量增大而增大，但當(dāng)馬氏體量超過(guò)27%后，形成的馬氏體均細(xì)小，不致引起顯微裂紋，Sy不再隨馬氏體量增大而增大..減少顯微裂紋的途徑A.降低高碳鋼的奧氏體化溫度，采用不完全淬火。B.淬火后立即回火使大部分顯微裂紋彌合。第七節(jié)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)與轉(zhuǎn)變的切變模型(本節(jié)建議時(shí)間：50分鐘)一.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為體心正方與密排六方二.馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型I.貝茵模型由Bain于1924年提出。此模型雖不是切變模型，但用其便于說(shuō)明點(diǎn)陣的改組和表象理論的計(jì)算。所以仍加以介紹。Bain提出的轉(zhuǎn)變機(jī)制可參見圖3-7-L3-7-1Bain模型在該圖中可將面心立方看為體心正方晶體結(jié)構(gòu)，(圖中a,b,c為體心正方點(diǎn)陣的點(diǎn)陣常數(shù)，弱為面心立方點(diǎn)陣的點(diǎn)陣常數(shù))則有：I72a=b=0.5x(2)a。,c=a。da=c/b=ao/[O.5x(2)1/2ao]=21/2=1.44而在T10鋼中,c/a=1.04.若將Z軸壓縮18%,X，軸、F軸伸長(zhǎng)12%,則壓縮后的Z軸為：。0-18%。0=。.82。()伸長(zhǎng)后的X，軸或F軸為：[O.5x(2)l/2ao]+[O.5x(2)1/2ao]xl2%=[O.5x(2)1/2ao]xll2%=O.79196ao則變形后的c/a=0.82/0.79196=1,035,與T10鋼的da接近。這樣就說(shuō)明了點(diǎn)陣的改組。但這一模型不涉及切變，所以無(wú)法解釋相變時(shí)出現(xiàn)的表面浮突，又因?yàn)檫@一模型中不存在不變平面，也就沒(méi)有慣習(xí)面。從而無(wú)法說(shuō)明馬氏體中所出現(xiàn)的亞結(jié)構(gòu)。II.K-S切變模型由庫(kù)爾鳩莫夫和Sachs在1930年提出，轉(zhuǎn)變時(shí)有下列位向關(guān)系：{011}m//{111}a?<111>m//<101>a與實(shí)臉能吻合。面心立方的密排面為{111}a，原子堆積方式為ABCABC..,如圖6-7-2所示。圖3-7-2a是面心晶胞示意圖。圖3-7-2b是各層原子面在A面上的投影。圖中，藍(lán)色表示A層原子，紅色為B層原子，位于A層三個(gè)原子的中心空隙處，黑色為C層原子，處于A層，B層三個(gè)原子的中心空隙處。如把A層上的Aala2a3原子連接起來(lái)，可構(gòu)成一個(gè)平行四邊形，其中Abla2在一直線上。3-7-2面心晶胞示意與各層原子面在A面上的投影在無(wú)碳的情況下，轉(zhuǎn)變按下列方式進(jìn)行：（1）在（111）a面上，沿[211]a方向產(chǎn)生第一次切變，完成的切變量為：B層1/12y[211]a，l/2blC,C層2/12丫[211]a，即Ca2,A層3/12y[211]a.注：[211]a方向上的對(duì)角線的長(zhǎng)度為1/2丫[2U]a。每層相對(duì)的切變量為1/12y[211]a，切變角為19°28',如圖3-7-2b所示。圖3-26b的B層中的紅色空心圈是紅色球（B層原子）切變后的位置，黑色空心圈是黑色球（C層原子）切變后的位置。3-7-2b圖中表示A原子的小平行四邊形即為3-7-2a圖中的Aala2a30（2）第一次切變后的原子排列如圖3-7-2C的起始位置所示。第二次切變發(fā)生在（112）a面上（垂直于（11Da面），沿[UO]a方向，使60度頂角變?yōu)榉?30'（見圖3-7-2c）.體心立方的M,當(dāng)有碳存在時(shí)，為得到體心正方點(diǎn)陣，采用略小的二次切變量。不完善處：不能完滿解釋慣習(xí)面及表面浮突現(xiàn)象。第四章貝氏體相變第一節(jié)貝氏體(B)轉(zhuǎn)變的基本特征一.貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍在4以下，Ms以上，有一轉(zhuǎn)變的上限溫度5s和下限溫度8f,碳鋼的8s約為550C左右。二.貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物一般地，貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為a相與碳化物的二相混合物，為非層片狀組織。a相形態(tài)類似于M而不同于珠光體中的艮三.轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)由形核與長(zhǎng)大完成，等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖是C形。四.轉(zhuǎn)變的不完全性轉(zhuǎn)變結(jié)束時(shí)總有一部分未轉(zhuǎn)變的A,繼續(xù)冷卻A-M,形成B+M+Ar組織，其中Ar為殘余A?五.擴(kuò)散性轉(zhuǎn)變形成高碳相和低碳相，故有碳原子擴(kuò)散，但合金元素和鐵原子不擴(kuò)散或不作長(zhǎng)程擴(kuò)散。六.晶體學(xué)特征貝氏體形成時(shí)，有表面浮突，位向關(guān)系和慣習(xí)面接近于M。總之，貝氏體轉(zhuǎn)變的某些特征與P相似，某些方面又與M相似。第二節(jié)貝氏體組織形態(tài)和晶體學(xué)貝氏體有下列主要的組織形態(tài)：—.無(wú)碳化物貝氏體在靠近氏的溫度處形成這種貝氏體，是由F+A組成。是在A晶界上形成了F核后，向晶內(nèi)一側(cè)成束長(zhǎng)大，形成的平行的板條束，條間為富碳的A,板條寬度隨轉(zhuǎn)變溫度下降而變窄。繼續(xù)冷卻，A可能轉(zhuǎn)變?yōu)镸,P,B（其他類型）或保留至室溫。F條形成時(shí)在拋光表面會(huì)形成浮凸。B與A的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，慣習(xí)面為二.上貝氏體B上B上在B轉(zhuǎn)變的較高溫度區(qū)域內(nèi)形成，對(duì)于中、高碳鋼，此溫度約在350~550C區(qū)間。組織為（F+碳化物）的二相混合物。其形態(tài)在光鏡下為羽毛狀（見圖4-2-1）。在電鏡下為一束平行的自A晶界長(zhǎng)入晶內(nèi)的F條。束內(nèi)F有小位向差，束間有大角度差，F(xiàn)條與M板條相近。碳化物分布在鐵素體條間，隨A中含碳量增高，其形態(tài)由粒狀向鏈狀甚至桿狀發(fā)展（見圖421）.4-2-1無(wú)碳化物貝氏體F內(nèi)亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，慣習(xí)面為與A之間的位向接近K-S關(guān)系，碳化物慣習(xí)面為{227}a，與A有確定位向關(guān)系。三.下貝氏體Bt在B轉(zhuǎn)變的低溫轉(zhuǎn)變區(qū)形成，大致在350℃,組織為（F+碳化物）的二相混合物。F的形

態(tài)與A碳含量有關(guān)：碳量低時(shí)呈板條狀（見圖4-2-2）。碳量高時(shí)，呈片狀（見圖4-2-2）。片內(nèi)存在細(xì)小碳化物，呈短桿狀與F的長(zhǎng)軸成55-60度，成分為Fe3c或Fe紜C。4-2-2下貝氏體四.粒狀貝氏體在一定的冷速范圍內(nèi)連續(xù)冷卻得到的，組織為（F+A）的二相混合物.其形態(tài)為F基體上分布著小島狀的A（見圖4-2-3）。富碳的A小島在隨后的冷卻過(guò)程中有三種可能：4-2-3粒狀貝氏體分解為F與碳化物；轉(zhuǎn)變?yōu)镸;以A態(tài)保留至室溫。第三節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)

一.貝氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線貝氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線也呈S形，但與珠光體轉(zhuǎn)變不同，貝氏體等溫轉(zhuǎn)變不能繼續(xù)到終了。根據(jù)貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線，可作出等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖，如圖4-3-1?？梢?，此動(dòng)力學(xué)圖也呈C形。轉(zhuǎn)變?cè)谟覝囟纫韵虏拍軐?shí)行，轉(zhuǎn)變速度先增后減。4-3-1碳鋼等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖近年來(lái)，由于測(cè)試靈敏度的提高，人們發(fā)現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線是由二個(gè)獨(dú)立的曲線,即上貝氏體轉(zhuǎn)變和下貝氏體轉(zhuǎn)變合并而成，如圖4-3-2。4-3-2共析碳鋼等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)示意圖二.轉(zhuǎn)變時(shí)碳的擴(kuò)散貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，由于溫度較高，會(huì)存在碳原子的擴(kuò)散。根據(jù)鋼中含碳量的不同，A中碳量（或點(diǎn)陣參數(shù)）會(huì)隨時(shí)間的不同而發(fā)生不同的變化，如圖4-3-3。由上圖可見，對(duì)于中碳鋼，在等溫轉(zhuǎn)變?cè)杏谄陂g，奧氏體的碳含量已經(jīng)有了明顯的提高，這意味著在奧氏體中已出現(xiàn)了局部小范圍的低碳區(qū)，為形成低碳的貝氏體鐵素體作好了準(zhǔn)備。以后隨貝氏體轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，奧氏體碳含量不斷升高。由圖b可見，碳含量為1.18%時(shí)，在孕育期及轉(zhuǎn)變初期，奧氏體碳含量基本不變，以后隨著轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，奧氏體碳含量顯著下降，這是因?yàn)樽詩(shī)W氏體中析出了碳化物。當(dāng)碳含量高達(dá)1.39%時(shí)，由圖c可見，在孕育期，奧氏體碳含量就有了明顯的下降，這表明，等溫一開始就自?shī)W氏體析出了碳化物。4-3-3等溫轉(zhuǎn)變量（曲線1）及奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)（曲線2）與等溫時(shí)間的關(guān)系三.影響貝氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)的主要因素.碳含量的影響A中碳含量的增加，轉(zhuǎn)變時(shí)需擴(kuò)散的原子量增加，轉(zhuǎn)變速度下降。.奧氏體晶粒大小和奧氏體化溫度的影響奧氏體晶粒越大，晶界面積越少，形核部位越少，孕育期越長(zhǎng)，貝氏體轉(zhuǎn)變速度下降;奧氏體化溫度越高，奧氏體晶粒越大，轉(zhuǎn)變速度先降后增。第四節(jié)貝氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)及轉(zhuǎn)變機(jī)制—.貝氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)貝氏體轉(zhuǎn)變可有三種可能：（1）奧氏體分解為平衡濃度的a+Fe3C,即丫-a+Fe3c(2)奧氏體先析出先共析鐵素體，即Y-a+Y],Yi在隨后的冷卻過(guò)程中進(jìn)一步轉(zhuǎn)變。(3)奧氏體以馬氏體相變方式先形成同成分的a，(過(guò)飽和)，然后a，分解成Fe3c及低飽和度a",即y-a，(過(guò)飽和)，a'-*a"+Fe3C,經(jīng)計(jì)算后發(fā)現(xiàn)：以方式(1)機(jī)制轉(zhuǎn)變的相變驅(qū)動(dòng)力最大，這就表示(2)、(3)中的Yi和a，都是熱力學(xué)不穩(wěn)定的，最終要分解為平衡相a和Fe3C?以(3)中的切變方式轉(zhuǎn)變，驅(qū)動(dòng)力為180J/mol,而在8s時(shí)相變的阻力在600J/mol以上，阻力大于驅(qū)動(dòng)力，所以至少在貝氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度(3)中的方式不可能而以(2)中的Y—a+Yi擴(kuò)散方式進(jìn)行。二.貝氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程.無(wú)碳化物貝氏體(高溫范圍轉(zhuǎn)變)，組織為F+A(富碳)。A中形成貧碳及富碳區(qū)，首先是在貧碳區(qū)形成F核；(2)由于轉(zhuǎn)變溫度較高，碳原子可在F中越過(guò)F/A界面向A擴(kuò)散，直至達(dá)到平衡濃度；(3)A,F界面上的碳原子向A中遠(yuǎn)離界面處擴(kuò)散；(4)繼續(xù)形成F核，并長(zhǎng)大成條；⑸A繼續(xù)富化，當(dāng)達(dá)到Fe3c濃度時(shí)會(huì)析出Fe3C,在繼續(xù)冷卻或保溫過(guò)程中A也能發(fā)生轉(zhuǎn)變，成為P、M,其它類型B或保留至室溫成為殘余奧氏體Ar。整個(gè)過(guò)程可見圖4-4-la。2.上貝氏體轉(zhuǎn)變(中溫范圍轉(zhuǎn)變，在350~550℃之間)，組織為F+FejC。(1)在A中貧碳區(qū)形成F核；(2)碳越過(guò)F/A界面向A擴(kuò)散；(3)由于溫度降低，碳不能進(jìn)行遠(yuǎn)程擴(kuò)散，而在A界面附近堆積，形成FesC;(4)同時(shí)F長(zhǎng)大，形成羽毛狀上貝氏體?？梢姡县愂象w的轉(zhuǎn)變速度受碳在A中擴(kuò)散控制。整個(gè)過(guò)程可見圖4-4-1bo3下貝氏體轉(zhuǎn)變(低溫范圍轉(zhuǎn)變，低于350C)(1)在貧碳區(qū)形成F核，具有過(guò)飽和的碳；(2)由于溫度低，碳原子不能越過(guò)F/A界面擴(kuò)散至A中；(3)碳原子在F內(nèi)擴(kuò)散；(4)在F內(nèi)一定晶面上析出FesC,以降低能量，同時(shí)鐵素體長(zhǎng)大。可見，下貝氏體轉(zhuǎn)變速度受碳在F中的擴(kuò)散所控制。整個(gè)過(guò)程可見圖4-4-lco冷卻過(guò)程中的幾種轉(zhuǎn)變的主要特征見下表。

4-4-1不同溫度的貝氏體形成示意圖珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變主要特征內(nèi)容珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍高溫中溫低溫轉(zhuǎn)變上限溫度ABsMs領(lǐng)先相滲碳體或鐵素體鐵素體形核部位奧氏體晶界上貝氏體在晶界,下貝氏體大多在晶內(nèi)在晶內(nèi)轉(zhuǎn)變時(shí)點(diǎn)陣切變無(wú)?有碳原子的擴(kuò)散有有基本上無(wú)鐵及合金元素原子的擴(kuò)散有無(wú)無(wú)等溫轉(zhuǎn)變完全性完全視轉(zhuǎn)變溫度定不完全轉(zhuǎn)變產(chǎn)物a+Fe3ca+Fe3c或s-FezjCa，第五節(jié)貝氏體的力學(xué)性能一.貝氏體的強(qiáng)度（硬度）一般地，貝氏體的強(qiáng)度隨形成溫度的降低而提高，如圖4-5-L貝氏體的硬度與形成溫度的關(guān)系與此相似。4-5-1貝氏體抗拉強(qiáng)度與形成溫度的關(guān)系影響貝氏體強(qiáng)度的因素：（1）F條（片）的粗細(xì)：F條（片）越細(xì)，晶界越多，貝氏體強(qiáng)度越高。由于F條（片）的粗細(xì)決定于形成溫度，也可認(rèn)為，形成溫度越低，條（片）越細(xì)，強(qiáng)度越高。（2）碳化物質(zhì)點(diǎn)的大小與分布：根據(jù)彌散強(qiáng)化理論，碳化物顆粒愈小，分布越彌散，貝氏體強(qiáng)度越高。下貝氏體中碳化物顆粒小，顆粒量多，故下貝氏體強(qiáng)度高于上貝氏體。貝氏體形成溫度愈低時(shí)，碳化物顆粒愈小、越多，強(qiáng)度越高。（3）F的過(guò)飽和度，位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)密度：貝氏體形成溫度低時(shí)，碳原子不易通過(guò)界面擴(kuò)散，F(xiàn)的過(guò)飽和增加，位錯(cuò)密度增加，強(qiáng)度增加?？傊?，貝氏體形成溫度越低，強(qiáng)度越高。二.貝氏體的韌性在350℃以上時(shí)，組織中大部分為上貝氏體時(shí)，沖擊韌性會(huì)大大下降，如圖4-5-2。4-5-2貝氏體組織的沖擊韌性與形成溫度的關(guān)系上貝氏體的沖擊韌性低于下貝氏體的原因有：(1)脆性Fe3c分布于F條間，造成脆性通道;(2)上貝氏體由彼此平行的F條構(gòu)成，好似一個(gè)晶粒，而下貝氏體鐵素體片彼此位向差很大，能看作一個(gè)晶粒的部位尺寸很小，所以上貝氏體的有效晶粒直徑遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于下貝氏體。第四章習(xí)題一般地，貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為—的二相混合物，為非層片狀組織。A與Fb.A與碳化物c.A與Pd.a相與碳化物(2)貝氏體形成時(shí)，有—，位向共系和慣習(xí)面接近于M。a.表面浮凸 b.切變c.李晶 d.層錯(cuò)(3)簡(jiǎn)述無(wú)碳化物貝氏體形成過(guò)程。(4)簡(jiǎn)述上貝氏體在光鏡和電鏡下形態(tài)。(5)簡(jiǎn)述下貝氏體在光鏡和電鏡下形態(tài)。(6)簡(jiǎn)述粒狀貝氏體的形成過(guò)程及形態(tài)。(7)近年來(lái)，人們發(fā)現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線是由二個(gè)獨(dú)立的曲線，即和合并而

成的。P轉(zhuǎn)變，B轉(zhuǎn)變b.B轉(zhuǎn)變，P轉(zhuǎn)變B上轉(zhuǎn)變，B下轉(zhuǎn)變d.P轉(zhuǎn)變，P轉(zhuǎn)變(8)貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，由于溫度較高，會(huì)存在的擴(kuò)散。a.鐵原子 b.碳原子 c.鐵和碳原子 d.合金元素(9)隨A中碳含量增加，A晶粒增大，B轉(zhuǎn)變速度 。a.下降 b.上升 c.不變d.先降后增(10)貝氏體轉(zhuǎn)變有幾種可能，試用熱力學(xué)觀點(diǎn)加以分析。(11)試圖解敘述無(wú)碳化物貝氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程。(12)試圖解敘述上貝氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程。(13)試圖解敘述下貝氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程。(14)貝氏體的強(qiáng)度隨形成溫度的降低而。a.降低 b.不變 c.無(wú)規(guī)律變化 d.提高沖擊韌性會(huì)大大降低。(15)碳鋼在℃以上等溫淬火，組織中大部分為上貝氏體時(shí),沖擊韌性會(huì)大大降低。a.400 b.450 c.350 d.300(16)下貝氏體的強(qiáng)度—上貝氏體，韌性―上貝氏體。a.高于，優(yōu)于 b.高于，不如c.低于，優(yōu)于c.低于，優(yōu)于d.低于，不如第五章過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖第一節(jié)過(guò)冷奧氏體低溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖過(guò)冷A在非平衡條件下冷卻，可有如圖5-1-1的幾種形式:其中：dT/dt=0,為等溫冷卻；dT/dr=C,為連續(xù)冷卻；(C)dT/dT=f(T),為實(shí)際冷卻。5-1-1非平衡冷卻條件示意圖過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的基本形式過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的基本形式，見圖縱坐標(biāo)為溫度，橫坐標(biāo)為時(shí)間，以對(duì)數(shù)分度。圖上部一條虛線表示臨界點(diǎn)A1,下部一條實(shí)線表示馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)MS。兩橫線之間有三條C形曲線：左邊一條為轉(zhuǎn)變開始線，右為轉(zhuǎn)變終了線，中間一條為轉(zhuǎn)變量為50%的線.縱坐標(biāo)和轉(zhuǎn)變開始線之間的區(qū)域?yàn)樵杏凇Ｔ杏谧疃痰牟课唬崔D(zhuǎn)變開始線的突出部分，稱為鼻子。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物依等溫溫度不同，大體可分為三個(gè)溫度區(qū)：5-1-2共析鋼的過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖高溫區(qū)：在臨界點(diǎn)A1以下，珠光體型組織轉(zhuǎn)變區(qū)，A-P；低溫區(qū)：在MS以下，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的區(qū)域，A-M;中溫區(qū)：在A1以下、MS以上，發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的區(qū)域，A-B。在轉(zhuǎn)變終了線右邊，對(duì)A-P而言，A全部轉(zhuǎn)變?yōu)镻;在轉(zhuǎn)變終了線左邊，對(duì)A-B而言，A不能全部轉(zhuǎn)變?yōu)锽,會(huì)保留有未轉(zhuǎn)變的AR;在轉(zhuǎn)變開始線和終了線之間為二相組織。由于形狀的緣故，上述C形曲線也稱為C曲線，或TTT曲線(TimeTemperatureTransformation的縮寫)。上圖實(shí)際是共析鋼的A等溫轉(zhuǎn)變圖，對(duì)亞共析鋼和過(guò)共析鋼的A等溫轉(zhuǎn)變，在C曲線的右上方會(huì)有先共析相析出線。其中A-F為先共析F析出線；A-C為先共析碳化物析出線。常見的C曲線有四種形狀，如圖5-1-3。其中：(a)表示A-P和A-B轉(zhuǎn)變線重疊；(b)表示轉(zhuǎn)變終了線出現(xiàn)的二個(gè)鼻子;(c)表示轉(zhuǎn)變終了線分開，珠光體轉(zhuǎn)變的鼻尖離縱軸遠(yuǎn);(d)表示形成了二組獨(dú)立的C曲線。5-1-3四種類型的TTT圖二.影響過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖形狀的因素.碳含量的影響亞共析鋼中，隨碳含量的上升,C曲線右移；過(guò)共析鋼中，隨碳含量的上升，C曲線左移；因此，共析鋼的C曲線離縱軸最遠(yuǎn)，共析鋼的過(guò)冷A最穩(wěn)定..奧氏體晶粒大小的影響奧氏體晶粒度增加，晶界面積增多，使晶界形核的P易于形核，有利于轉(zhuǎn)變發(fā)生，C曲線左移，但對(duì)晶內(nèi)形核的B,影響不大。奧氏體化溫度高，A晶粒粗大，使P難于形核,C曲線右移；奧氏體化溫度高，A均勻化程度高，濃度梯度下降，形核長(zhǎng)大減慢，C曲線右移。所以一定要指明成分，晶粒度及奧氏體化溫度，才可查得相應(yīng)的C曲線。三.C曲線測(cè)定方法常見測(cè)定方法有：金相硬度法；膨脹法；磁性法及電阻法等采用金相硬度法，測(cè)定的具體方法如下:用圓薄片（直徑為15mm,厚1.5mm）試樣一組，奧氏體化后，迅速置入恒溫鹽浴爐中，將各試樣停留不同時(shí)間后，淬入鹽水，則淬火后得到的馬氏體量即等溫過(guò)程中未及轉(zhuǎn)變的奧氏體量（這些馬氏體量可用硬度法和金相法配合進(jìn)行測(cè)定）。將不同停留時(shí)間下轉(zhuǎn)變了的奧氏體量記錄在時(shí)間-溫度坐標(biāo)中，就制得了C曲線。5-1-4共析鋼的過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖四.C曲線的應(yīng)用.等溫淬火將加熱到淬火溫度的零件淬入350℃至MS點(diǎn)之間的恒溫槽中，長(zhǎng)時(shí)間等溫，如圖5-1-5操作，以得到下貝氏體；5-1-5等溫淬火工藝曲線示意圖等溫退火，用于合金鋼鍛、鑄件，以消除冷卻時(shí)形成的巨大應(yīng)力。操作時(shí)將零件加熱到完全退火的高溫區(qū)域，再冷卻到A-P區(qū)域等溫，使發(fā)生P轉(zhuǎn)變。.形變熱處理將合金鋼加熱到兩條C曲線中間的A穩(wěn)定區(qū)域變形，可提高缺陷密度及材料強(qiáng)度。3,定性解釋連續(xù)冷卻的奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程第二節(jié)過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖一.過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的基本形式過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的基本形式見圖5-2-1,該圖的縱坐標(biāo)為溫度，橫坐標(biāo)為時(shí)間，采用對(duì)數(shù)坐標(biāo)。5-2-135CrMo鋼的CCC圖圖內(nèi)有各種產(chǎn)物存在的區(qū)域和各種速度的冷卻曲線。冷卻曲線終端的小圓圈內(nèi)數(shù)字為轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度值，可為洛氏硬度或維氏硬度。冷卻曲線與轉(zhuǎn)變終了線交點(diǎn)處的數(shù)字為該產(chǎn)物所占的百分?jǐn)?shù)。馬氏體轉(zhuǎn)變開始線與等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖不同，MS不再為水平線，而是向右下側(cè)傾斜，這是由于P與B的轉(zhuǎn)化，使A得到富化而使MS降低的緣故。根據(jù)各冷卻曲線通過(guò)的區(qū)域及其與轉(zhuǎn)變終了線交點(diǎn)處的數(shù)字，就可斷定在該冷速下冷卻可得到的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物及其所占的百分?jǐn)?shù)。連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖與奧氏體化條件C顯度、時(shí)間）有關(guān)，與奧氏體晶粒度有關(guān)，原因同等溫轉(zhuǎn)變相似。不同的冷卻速度可得到不同產(chǎn)物，此圖也叫CCT圖(即ContinuousCoolingTransformation)<>二.另一種形式的CCT圖另一種形式的CCT圖見圖5-2-2。該圖的縱坐標(biāo)為溫度，橫坐標(biāo)為用700C時(shí)心部的冷速來(lái)表示的。每一確定的冷速又對(duì)應(yīng)了不同冷卻條件(空冷、油冷、水冷)下的某一直徑的心部冷速。如：700C時(shí)的冷速為50℃/min,就相當(dāng)于直徑為50mm空冷的圓棒，直徑為250mm油冷的圓棒及直徑為270mm水冷的圓棒心部的冷速。圖中的粗實(shí)線表示了不同的轉(zhuǎn)變，其中各平行線表示了轉(zhuǎn)變的百分?jǐn)?shù)。5-2-2另一種形式的CCT圖上圖的應(yīng)用如下：(1)了解和確定轉(zhuǎn)變的范圍，如在圖中可讀出，貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在490℃至MS之間。又如已知了冷卻介質(zhì)和試樣直徑，從圖上可直接讀出心部組織。例如，可讀出直徑50mm的試樣，空冷后心部得到貝氏體組織。(2)確定臨界直徑和臨界冷卻速度。臨界直徑即淬火后，整個(gè)圓棒均為馬氏體的最大直徑;臨界冷速即淬火后，整個(gè)圓棒均為馬氏體的最小冷速。例如，由圖可讀出，空冷臨界直徑為10mm,油冷臨界直徑為100mm,水冷臨界直徑為120mm。三.過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的測(cè)定測(cè)定的困難:(1)維持恒定冷速困難；(2)各種組織的精確定量困難；(3)冷卻過(guò)程中，時(shí)間、溫度的精確測(cè)量困難。測(cè)定方法有：金相硬度法；膨脹法；端淬法及磁性法等。以金相硬度法測(cè)定CCT圖的方法如下：為取得恒定冷速，采用一組高度和內(nèi)徑相同而外徑各不相同的套.將一組高度和外徑與上述的套相匹配的試樣，放入套中，經(jīng)奧氏體化后冷卻。在同一種介質(zhì)中，外徑不同的套中的試樣有不同的冷卻速度，這樣就可以得到以不同恒速冷卻的一組試樣。經(jīng)一定時(shí)間冷卻后淬入鹽水中，自套中取出試樣，測(cè)定硬度和觀察組織，就可得到不同途徑下轉(zhuǎn)變的開始點(diǎn)和結(jié)束點(diǎn)。將這些點(diǎn)連起來(lái)就構(gòu)成了CCT圖。四.過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖的應(yīng)用不同直徑棒料在不同介質(zhì)中的冷卻曲線見圖，其縱坐標(biāo)為各種奧氏體化的溫度，橫坐標(biāo)為時(shí)間。(1)已知直徑和冷卻介質(zhì)，利用上圖可算出表面和心部冷速.根據(jù)這些冷速，再利用CCT圖(見圖5-2-1)中的冷速與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的關(guān)系，可得出冷卻后的組織。(2)利用另一種形式的CCT圖(見圖5-2-2)可直接測(cè)出臨界冷速，或利用CCT圖(見圖5-2-1)得到(與非M轉(zhuǎn)變開始線相切處，即為臨界冷速).(3)根據(jù)設(shè)計(jì)要求(組織、硬度等)，由CCT圖選出冷卻速度的上下限。再由不同直徑棒料在水、油、空氣中的冷卻曲線圖(見圖6-2-3),依照所需的試樣直徑，選出奧氏體化溫度和冷卻介質(zhì)，使冷速在所要求的范圍內(nèi)，為制定工藝條件提供依據(jù)。5-2-3不同直徑棒材料在水，油，空氣中冷卻曲線第五章習(xí)題(1)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖中有幾個(gè)溫度區(qū)域，三條C型曲線表示什么？有什么特點(diǎn)？常見C曲線有幾種？(2)亞共析鋼中，隨碳含量上升，C曲線—，過(guò)共析鋼中，隨碳含量上升，C曲線a.左移，右移 b.右移，左移c.不變，右移 d.右移，不變(3)奧氏體晶粒度減小，使晶界形核的P形核，對(duì)晶內(nèi)形核的B—。a.易于，也加快b.易于，卻減慢c.易于，影響不大d.難于，影響不大(4)試述C曲線在熱處理上的應(yīng)用。(5)過(guò)冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖中冷卻曲線終端小圓圈內(nèi)數(shù)字是什么？冷卻曲線與轉(zhuǎn)變終了線交點(diǎn)處數(shù)字是什么？如何根據(jù)冷卻曲線來(lái)確定最終的轉(zhuǎn)變組織？(6)如何根據(jù)冷卻介質(zhì)的試樣直徑，由另一種形式的CCT圖讀出心部組織？⑺如何根據(jù)另一種形式的CCT圖，確定臨界直徑和臨界冷速?(8)臨界直徑，即淬火后整個(gè)園棒均為馬氏體的—;臨界冷速，即淬火后整個(gè)園棒均為馬氏體的 。a.最小直徑，最小冷速 b.最小直徑，最大冷速c.最大直徑，最小冷速 d.最大直徑，最大冷速(9)如何根據(jù)試樣直徑和冷卻介質(zhì)，得出其表面及心部的組織？(10)如何根據(jù)設(shè)計(jì)所要求的硬度和組織，根據(jù)書中提供的圖表制定出工藝？第六章淬火鋼在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變淬火后得到的是亞穩(wěn)組織馬氏體與殘余奧氏體。將淬火零件重新加熱到低于臨界點(diǎn)某一溫度保溫，亞穩(wěn)組織將發(fā)生轉(zhuǎn)變，這一處理稱為回火?；鼗鹂墒菇M織轉(zhuǎn)變，性能改變，內(nèi)應(yīng)力消除?；鼗饡r(shí)的轉(zhuǎn)變稱為回火轉(zhuǎn)變，可分為下列四種轉(zhuǎn)變：(1)馬氏體轉(zhuǎn)變，發(fā)生于100℃~350℃;(2)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變，發(fā)生于200℃~300℃,屬于低溫回火，得到回火馬氏體(M);(3)碳化物轉(zhuǎn)變，e(n)-6,發(fā)生于~400℃,屬于中溫回火，得到回火屈氏體(7)；(4)a相回復(fù)再結(jié)晶，碳化物聚集長(zhǎng)大，發(fā)生于400C~55(TC,屬于高溫回火，得到回火索氏體(S%這四個(gè)過(guò)程的溫度不能截然分開，詳細(xì)討論見下。第一節(jié)馬氏體的分解一.馬氏體中碳原子的偏聚馬氏體是碳在a-Fe中的過(guò)飽和固溶體，存在于體心立方扁八面體中的碳原子將使晶體點(diǎn)陣產(chǎn)生嚴(yán)重畸變，使馬氏體處于不穩(wěn)定狀態(tài)。為了降低能量，在100℃左右，碳原子就偏聚于位錯(cuò)或攣晶界面，或板條界，形成微小的碳的富集區(qū)。例1.計(jì)算得到在230℃時(shí)，碳原子擴(kuò)散0.2nm,約需201ns（微秒），如鋼的Ms高，則在淬火過(guò)程中就能發(fā)生擴(kuò)散。例2.含碳0.21%的Fe-C合金，奧氏體化后淬火，150C回火10分鐘，用原子探針測(cè)得a基底含碳0.03%,而板條馬氏體的條界碳含量為0.42%,說(shuō)明淬火或回火過(guò)程中，碳偏聚于板條。二.馬氏體的分解此過(guò)程發(fā)生在溫度高于100℃時(shí)，隨回火溫度的升高及時(shí)間的延長(zhǎng)，富集區(qū)的碳原子發(fā)生有序化然后轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟?。隨碳化物的析出，馬氏體的含碳量不斷減少，正方度c/a不斷下降，馬氏體的分解有兩種（即雙相分解和單相分解）。.高碳馬氏體分解（1）雙相分解當(dāng)溫度低于125c時(shí)，回火后可出現(xiàn)兩種不同的正方度。表6-1為含C1.4%的馬氏體回火后點(diǎn)陣常數(shù)、正方度與含碳量的變化。從表6-1中可看出，125℃以下回火得到的二種正方度為：具有高正方度的保持原始碳濃度的未分解的馬氏體以及具有低正方度的碳已部分析出的a相。表6-1含C1.4%的馬氏體回火后點(diǎn)陣常數(shù)、正方度與含碳量的變化回火溫度℃回火時(shí)間a