鋼的熱處理原理課件

鋼的熱處理原理鋼的熱處理原理1概述定義：鋼的熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時間，然后以預(yù)定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。目的與用途：通過熱處理可以改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而改善其工藝性能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長零件的使用壽命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能源。消除鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷。熱處理原理：鋼中組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律是熱處理的理論基礎(chǔ)，稱為熱處理原理。熱處理原理的內(nèi)容：包括鋼的加熱轉(zhuǎn)變、珠光體轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變和回火轉(zhuǎn)變。根據(jù)熱處理原理制定的具體的加熱溫度、保溫時間、冷卻方式等參數(shù)就是熱處理工藝。

概述2鋼為什么能夠進(jìn)行熱處理？原則上只有在加熱或冷卻時發(fā)生溶解度的顯著變化或發(fā)生固態(tài)相變的合金才能進(jìn)行熱處理。根據(jù)Fe-Fe3C相圖，鋼在高溫和低溫時具有不同的結(jié)構(gòu)狀態(tài)：共析鋼在加熱和冷卻過程中經(jīng)過PSK線（A1）時，發(fā)生珠光體和奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變；亞共析鋼經(jīng)過GS線（A3）時，發(fā)生鐵素體與奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變；過共析鋼經(jīng)過ES線（Acm）時，發(fā)生滲碳體與奧氏體之間的相互轉(zhuǎn)變。鋼在加熱和冷卻過程中越過上述臨界點就要發(fā)生固態(tài)相變，所以能進(jìn)行熱處理。鋼為什么能夠進(jìn)行熱處理？3Ar1：冷卻時A→P開始溫度Ar3：冷卻時A→α開始溫度Arcm：冷卻時A→Fe3CⅡ開始溫度Ac1：加熱時P→A開始溫度Ac3：加熱時α→A終了溫度Accm：加熱時Fe3CⅡ→A終了溫度

在Fe-Fe3C相圖上反應(yīng)的臨界溫度A1、A3、Acm是平衡臨界溫度，即在非常緩慢的加熱或冷卻條件下鋼發(fā)生組織轉(zhuǎn)變的溫度。實際加熱或冷卻時組織轉(zhuǎn)變會產(chǎn)生滯后現(xiàn)象，加熱和冷卻速度越快，滯后現(xiàn)象將越加嚴(yán)重。

鋼的相變臨界點加熱和冷卻速度為0.125℃／min時對臨界溫度的影響Ar1：冷卻時A→P開始溫度Ac1：加熱時P→4鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變

鋼在冷卻時發(fā)生的固態(tài)轉(zhuǎn)變(P、B、M)，其母相均為奧氏體。為了使鋼在熱處理后獲得所需要的組織和性能，多數(shù)工藝都須先將鋼加熱至單相奧氏體，然后再以適當(dāng)方式(或速度)冷卻，以獲得所需要的組織和性能。

鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)變過程，稱為奧氏體化過程。奧氏體組織的狀況（如成分、均勻程度、晶粒大小等）直接影響冷卻轉(zhuǎn)變過程以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能，因此，研究加熱時奧氏體的形成過程具有重要的意義。鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時發(fā)生的固態(tài)轉(zhuǎn)變(P、5

當(dāng)溫度等于A1時，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有當(dāng)溫度高于A1時，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力才能克服界面能和應(yīng)變能的相變阻力，使奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，奧氏體才能自發(fā)形核。奧氏體形成的熱力學(xué)條件珠光體和奧氏體的自由能隨溫度變化的曲線奧氏體形成時系統(tǒng)總的自由能變化為：ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe式中，ΔGV為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；ΔGS為形成奧氏體時所增加的界面能；ΔGe為形成奧氏體時所增加的應(yīng)變能。其中，ΔGV是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，ΔGS與ΔGe是相變的阻力。當(dāng)溫度等于A1時，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有當(dāng)溫度61.奧氏體的形成過程

Fe3C6.69％C復(fù)雜晶格α-Fe0.02％Cbcc

γ-Fe0.77％Cfcc+共析鋼為例

奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散過程。具體過程包括：奧氏體的形核，奧氏體的長大，剩余滲碳體的溶解和奧氏體的成分均勻化過程．

1.奧氏體的形成過程Fe3Cα-Feγ-Fe+共析鋼為例7(1)奧氏體的形核

優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此處容易獲得奧氏體形核所需要的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏。

珠光體群邊界也可以成為奧氏體的形核部位；在快速加熱時，由于過熱度大，也可以在鐵素體亞晶邊界上形核。

FFe3CA晶核(2)

奧氏體晶核長大

奧氏體晶核形成后即開始長大，奧氏體和鐵素體中碳的擴(kuò)散是奧氏體吞噬滲碳體和鐵素體而長大的驅(qū)動力……未溶Fe3CAA(1)奧氏體的形核優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的8

擴(kuò)散破壞了該溫度下相界面的平衡濃度，為了恢復(fù)平衡，滲碳體勢必溶入奧氏體，使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到Cγ-C，與此同時，另一個界面上，發(fā)生奧氏體碳原子向鐵素體的擴(kuò)散，促使鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，使它們之間界面的碳濃度恢復(fù)到Cγ-α。這樣，奧氏體的兩個界面就向鐵素體和滲碳體兩個方向推移，奧氏體便長大。

由于Cγ-C>Cγ-α，在奧氏體中出現(xiàn)碳的濃度梯度，并引起碳在奧氏體中不斷地由高濃度向低濃度的擴(kuò)散。

由于在鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體接觸的兩個界面之間也存在著碳濃度差Cα-C—Cα-γ，因此碳在在鐵素體中也進(jìn)行著擴(kuò)散，奧氏體長大機(jī)制擴(kuò)散破壞了該溫度下相界面的平衡濃度，為了恢復(fù)平衡，滲碳體9

由于鐵素體與奧氏體相界面的濃度差（Cγ-α—Cα-γ）遠(yuǎn)小于滲碳體與奧氏體相界面的濃度差（CC—Cγ-C），一份滲碳體溶解將促進(jìn)幾份鐵素體轉(zhuǎn)變，因此，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的速度比滲碳體溶解的速度快得多。當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時，仍有部分滲碳體尚未溶解，剩余在奧氏體中。這時，奧氏體的平均成分低于共析成分。

隨后剩余Fe3C通過擴(kuò)散，不斷溶人A中，使A碳濃度逐漸趨于共析成分。一旦滲碳體全部溶解，這一階段便告結(jié)束。A未溶碳化物(3)

剩余滲碳體溶解由于鐵素體與奧氏體相界面的濃度差（Cγ-α—Cα-γ）遠(yuǎn)10(4)

奧氏體成分均勻化

A

剩余滲碳體全部溶解后，A中的碳濃度仍是不均勻的。只有繼續(xù)延長保溫時間或升溫，通過碳原子的擴(kuò)散，才能使A碳濃度逐漸趨于均勻化，最后得到均勻的單相奧氏體。A形成過程全部完成。(4)奧氏體成分均勻化A剩余滲碳體全部溶11

亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程

與共析鋼基本相同，當(dāng)加熱溫度僅超過AC1時，只能使原始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍會保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體。這種奧氏體化過程被稱為“部分奧氏體化”或“不完全奧氏體化”。

只有當(dāng)加熱溫度超過AC3或Accm，并保溫足夠的時間，才能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的“完全奧氏體化”。亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程122.奧氏體的形成速度

共析鋼的奧氏體等溫形成圖珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變開始珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛結(jié)束奧氏體均勻化完成剩余滲碳體溶解完畢

奧氏體形核、長大階段所需的時間較短，剩余滲碳體溶解所需時間較長，而奧氏體均勻化所需時間更長。為獲得同一狀態(tài)，可用低溫長時間V1，也可用高溫短時間V2加熱。AC1以上某溫度等溫時，奧氏體需要一定時間后才開始形成，這段時間稱為孕育期。溫度↑孕育期↓

2.奧氏體的形成速度共析鋼的奧氏體等溫形成圖珠光體向奧氏13亞共析鋼或過共析鋼奧氏體等溫形成圖

當(dāng)珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還有過剩相鐵素體或滲碳體的繼續(xù)轉(zhuǎn)變，也需要碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散及奧氏體與過剩相之間相界面的推移來進(jìn)行。與共析鋼相比，過共析鋼的滲碳體溶解和奧氏體的均勻化所需時間要長得多。

亞共析鋼過共析鋼亞共析鋼或過共析鋼奧氏體等溫形成圖亞共析鋼過共析鋼143.影響奧氏體形成速度的因素

奧氏體形成是形核和長大過程，整個過程受原子擴(kuò)散所控制。因此，一切影響擴(kuò)散、形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。主要影響因素有加熱溫度、原始組織和化學(xué)成分等。（1）加熱溫度的影響

P→A轉(zhuǎn)變是擴(kuò)散相變過程，隨加熱溫度↑，原子擴(kuò)散系數(shù)↑，特別是碳在A中的擴(kuò)散系數(shù)↑，加快了A的形核和長大速度；隨加熱溫度↑，A中的碳濃度差↑，濃度梯度↑，故原子擴(kuò)散速度↑；

隨加熱溫度↑，A與P的自由能差↑，相變驅(qū)動力△Gv↑，A的形核率和長大速度急劇↑，因此，轉(zhuǎn)變的孕育期和轉(zhuǎn)變所需時間顯著↓，加熱溫度越高，轉(zhuǎn)變孕育期和完成轉(zhuǎn)變的時間越↓。影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是一個最主要的因素。3.影響奧氏體形成速度的因素奧氏體形成是15（2）原始組織的影響

化學(xué)成分相同時，隨原始組織中碳化物分散度↑，F(xiàn)和Fe3C相界面增多，A的形核率↑；P片層間距↓，使A中碳濃度梯度↑，碳的擴(kuò)散距離↓，都使A的長大速度↑。因此，鋼的原始組織越細(xì)，形成速度越快。（3）含碳量的影響

含碳量↑，奧氏體的形成速度↑。

隨含碳量↑，F(xiàn)e3C量↑，F(xiàn)和Fe3C相界面積↑，A的形核部位↑，A的形核率↑；碳化物數(shù)量↑，又使碳的擴(kuò)散距離↓，碳濃度梯度↑；隨A中含碳量↑，碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)將↑，從而增大A的長大速度。（2）原始組織的影響化學(xué)成分相同時，隨原始組16（4）合金元素的影響

影響碳在A中的擴(kuò)散速度

碳化物形成元素(如Cr、Mo、W、V、Ti等)大大減小了碳在A中的擴(kuò)散速度，故顯著減慢了A的形成速度。

非碳化物形成元素(如Co、Ni等)能增加碳在A中的擴(kuò)散速度，因而，加快了A的形成速度。而Si、A1、Mn等元素對碳在A中的擴(kuò)散速度影響不大，故對A形成速度無明顯影響。改變鋼的臨界溫度

改變了A轉(zhuǎn)變時的過熱度，從而改變了A與P的自由能差，因此改變了A的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點，相對增大過熱度，將增大A的形成速度。

Cr、Mo、W、V、Si等提高A1點，相對地降低過熱度，將減慢A的形成速度。

（4）合金元素的影響影響碳在A中的擴(kuò)散速度17在P中分布不均勻

平衡組織中，Cr、Mo、W、V、Ti等主要集中于共析碳化物中，而Ni、Si、Al等非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中。滲碳體完全溶解后，合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，合金鋼的A均勻化過程，除了碳在A中的均勻化外，還包括了合金元素的均勻化。相同條件下，合金元素在A中的擴(kuò)散速度比碳的擴(kuò)散速度慢103-104倍。同時碳化物形成元素強(qiáng)烈阻礙碳的擴(kuò)散，因此，合金鋼A化要比碳鋼緩慢得多。合金鋼熱處理時，加熱溫度要比碳鋼高，保溫時間也需要延長。特別是高合金鋼，如W18Cr4V高速鋼的淬火溫度需要提高到1270－1280℃，超過Acl(820-840℃)數(shù)百度。在P中分布不均勻184.奧氏體的晶粒大小及其控制

A形成后繼續(xù)加熱或保溫，晶粒將長大，在熱力學(xué)上是一種自發(fā)趨勢。加熱時形成的A晶粒大小，對鋼的冷卻轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能都有重要的影響。（1）晶粒大小的表示方法

用直接測量的晶粒平均直徑，也可用單位體積或單位面積內(nèi)含有的晶粒數(shù)來表示。晶粒度級別N與晶粒大小有如下關(guān)系：n=2N-1。式中，n表示放大100倍時，每平方英寸視野中觀察到的平均晶粒數(shù)。標(biāo)準(zhǔn)評級圖，用100倍觀察，1～4級為粗晶粒，5～8級為細(xì)晶粒，8級以外的晶粒稱為超粗或超細(xì)晶粒。4.奧氏體的晶粒大小及其控制A形成后繼續(xù)加19（2）奧氏體晶粒度的概念起始晶粒度：A轉(zhuǎn)變剛剛完成時的晶粒大小。實際晶粒度：在某一具體的加熱條件下獲得的A晶粒大小。本質(zhì)晶粒度：在930土10℃加熱，保溫3-8h后測定的A晶粒大小稱為本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度表示鋼在一定條件下A晶粒長大的傾向性。

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長大，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼；

在930℃以下，隨溫度升高，奧氏體晶粒長大速度很緩慢，稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。當(dāng)超過某一溫度（950~1000℃）本質(zhì)細(xì)晶粒鋼也可能迅速長大，晶粒尺寸甚至超過本質(zhì)粗晶粒鋼。鋼的本質(zhì)晶粒度與煉鋼的脫氧方法和鋼的化學(xué)成分有關(guān)。（2）奧氏體晶粒度的概念起始晶粒度：A轉(zhuǎn)變剛剛完成時的晶粒20

高溫下A晶粒長大，引起系統(tǒng)的自由能降低，是自發(fā)過程。A晶粒長大是晶界遷移的過程，其實質(zhì)是原子在晶界附近原子的擴(kuò)散。一切影響原子擴(kuò)散遷移的因素都能影響A晶粒大小。為控制A晶粒長大，必須從控制影響A晶粒長大的因素著手。①加熱溫度和保溫時間加熱溫度↑，晶粒長大速率↑，最終晶粒尺寸↑。這是由于晶粒長大是通過原子擴(kuò)散進(jìn)行的，而擴(kuò)散速度隨著溫度升高呈指數(shù)關(guān)系增加。在一定溫度下，隨保溫時間↑，奧氏體晶?！?；在每一個溫度下都有一個加速長大期；當(dāng)奧氏體晶粒長大到一定尺寸后，繼續(xù)延長保溫時間，晶粒不再明顯長大。②加熱速度

加熱速度↑，A的實際形成溫度↑，則A的形核率↑，起始晶粒尺寸↓。但是，如果在高溫下長時間保溫，晶粒則很容易長大。（3）奧氏體晶粒大小的控制高溫下A晶粒長大，引起系統(tǒng)的自由能降低，是自21③化學(xué)成分

碳量在一定范圍內(nèi)，隨含碳量的↑，碳在鋼中的擴(kuò)散速度以及鐵的自擴(kuò)散速度均↑，A晶粒長大的傾向↑。當(dāng)碳含量超過一定限度以后，鋼中出現(xiàn)二次滲碳體，隨著含碳量的↑，二次滲碳體數(shù)量↑，且分布在A晶界上，可以阻礙A晶界的移動，反而使A晶粒長大傾向↓。合金元素

Ti、Zr、V、Al、Nb等強(qiáng)烈地阻礙A晶粒長大；

W、Mo、Cr等一般阻止晶粒長大；

Si、Ni、Cu等不形成化合物，對奧氏體晶粒長大的影響不明顯；

Mn、P、N、C等促進(jìn)晶粒長大。如加熱溫度高到使碳化物及其他化合物能溶入到奧氏體中時，阻礙晶粒長大的作用將會消失，晶粒便迅速長大。④原始組織

原始組織越細(xì)，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細(xì)小，晶粒長大傾向越大。③化學(xué)成分碳量在一定范圍內(nèi)，隨含碳量的↑，碳22鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變

冷卻方式和速度對轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)有很大影響，因此，冷卻過程決定著鋼固態(tài)轉(zhuǎn)變后的組織和性能。熱處理生產(chǎn)中，過冷A的冷卻方式有兩類：

一種是等溫冷卻，將A狀態(tài)的鋼迅速冷至臨界點以下某一溫度保溫一定時間，使其在該溫度下發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，然后再冷至室溫；另一種是連續(xù)冷卻，將A狀態(tài)的鋼以一定速度冷至室溫，使其在連續(xù)冷卻過程中完成組織轉(zhuǎn)變。

將奧氏體狀態(tài)的鋼冷卻到A1溫度以下，由于在此溫度下奧氏體的自由能比鐵素體與滲碳體兩相混合物的自由能高，因此奧氏體將發(fā)生分解，向珠光體或其它組織轉(zhuǎn)變，在臨界溫度A1以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體稱為過冷奧氏體。鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變冷卻方式和速度對轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)23以金相-硬度法為例建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線：加工成φ10×1.5mm圓片試樣，分成若干組，每組試樣5~10個。首先選一組試樣加熱至奧氏體化后，置于一定溫度的恒溫浴槽中冷卻，停留不同時間后，逐個取出試樣，迅速淬入鹽水中激冷，使尚未轉(zhuǎn)變的A轉(zhuǎn)變?yōu)镸，因此，M量即為未轉(zhuǎn)變的A量。用金相法確定在給定的溫度下，保持一定時間后的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物類型和轉(zhuǎn)變量的百分?jǐn)?shù)。一般將A轉(zhuǎn)變量為1%~3%所需要的時間定為轉(zhuǎn)變開始時間；而把轉(zhuǎn)變量為98%所需的時間定為轉(zhuǎn)變終了的時間，根據(jù)需要也可以測出轉(zhuǎn)變量為20%、50%、70%的時間。多組試樣在不同等溫溫度下進(jìn)行實驗，將各溫度下的轉(zhuǎn)變開始點和終了點都繪制在溫度-時間半對數(shù)坐標(biāo)系中，并將不同溫度下的轉(zhuǎn)變開始點和終了點分別連接成曲線。1.過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的建立以金相-硬度法為例建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線：1.過242.共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變曲線分析

過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線是綜合反映過冷A在不同過冷度下，轉(zhuǎn)變開始和終了時間、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型以及轉(zhuǎn)變量與時間、溫度間的關(guān)系等。稱為TTT圖，俗稱C曲線。

溫度\℃A1～550℃高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，A→P；550℃～MS中溫轉(zhuǎn)變區(qū)，A→B；MS

～Mf

低溫轉(zhuǎn)變區(qū)，A→M。

在A1線溫度以下，過冷A轉(zhuǎn)變開始線與縱坐標(biāo)之間的水平距離為過冷A在該溫度下的孕育期，孕育期的長短表示過冷A穩(wěn)定性的高低。2.共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變曲線分析過25在A1線以下，隨著等溫溫度↓，孕育期↓，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變速度↑（在550℃左右共析鋼的孕育期最短，轉(zhuǎn)變速度最快）；此后，隨著等溫溫度↓，孕育期又不斷↑，轉(zhuǎn)變速度↓。

過冷A的穩(wěn)定性受兩個因素控制：舊相與新相之間的自由能差ΔG；原子的擴(kuò)散系數(shù)D。

等溫溫度↓，ΔT↑，自由能差ΔG↑，則A的轉(zhuǎn)變速度↑；但原子擴(kuò)散系數(shù)D

↓

，過冷A的轉(zhuǎn)變速度↓。

高溫時，自由能差ΔG起主導(dǎo)作用；

低溫時，原子擴(kuò)散系數(shù)D起主導(dǎo)作用；處于鼻尖溫度時，兩個因素綜合作用的結(jié)果，使孕育期最短，轉(zhuǎn)變速度最大。在A1線以下，隨著等溫溫度↓，孕育期↓，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變速263.影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的因素（1）A成分的影響含碳量

與共析鋼過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線相比，亞、過共析鋼的過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線上部各多出一條先共析相析出線。在發(fā)生P轉(zhuǎn)變之前，亞共析鋼中先析出先共析F，過共析鋼中先析出先共析滲碳體。

亞共析鋼過共析鋼

亞共析鋼過冷A等溫轉(zhuǎn)變中的F、P轉(zhuǎn)變部分隨A中含碳量的增加逐漸→；過共析鋼中的Fe3C、P轉(zhuǎn)變部分隨A中含碳量的增加逐漸←；

貝氏體轉(zhuǎn)變部分都隨含碳量的增加逐漸→。隨A中含碳量的增加，Ms和Mf點↓。3.影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的因素（1）A成分的影響亞共27合金元素

一般來說，除Co和Al（Al>2.5%）以外的所有合金元素，溶入A都增加過冷A的穩(wěn)定性，使過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線→，并使Ms↓。

Mo的影響最強(qiáng)烈，W、Mn、Ni的影響也很明顯，Si、Al的影響較小。鋼中加入微量的B可以明顯提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，但隨含碳量的增加，B的作用逐漸減小。

Co降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線←，Ms↓。合金元素28

非碳化物或弱碳化物形成元素，如Ni、Mn、Si、Cu、B等，只是不同程度地減低P和B的轉(zhuǎn)變速度，使過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線→，但不改變其形狀。

碳化物形成元素，主要有Cr、Mo、W、V、Ti等，使過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線→，還能改變其形狀。

Si、Mo、Ti、V、W等使P鼻溫上升，而Ni、Mn、Cu等則使其下降。使P和B兩種轉(zhuǎn)變溫度范圍相互分離，形成兩個鼻子，其間出現(xiàn)一個過冷A的穩(wěn)定區(qū)。非碳化物形成元素碳化物形成元素非碳化物或弱碳化物形成元素，如Ni、Mn、S29（2）奧氏體狀態(tài)的影響A受拉應(yīng)力將加速轉(zhuǎn)變，而等向壓應(yīng)力下，原子遷移阻力大，減慢A轉(zhuǎn)變。

塑性變形使點陣畸變加劇，位錯密度增加，有利于Fe、C擴(kuò)散和晶格改組，可促進(jìn)A轉(zhuǎn)變。（3）應(yīng)力和塑性變形的影響

A晶粒細(xì)小，晶界總面積增加，有利于新相的形核和原子的擴(kuò)散，因此有利于先共析轉(zhuǎn)變和珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。但晶粒度對B轉(zhuǎn)變影響不大；晶粒越粗，反而使Ms升高，加快M轉(zhuǎn)變。A成分越均勻，則越穩(wěn)定，新相形核和長大過程中所需時間就越長，C曲線越向右移。A化溫度越高，保溫時間越長，則形成的晶粒越粗大，成分也就越均勻，從而增加A的穩(wěn)定性，使C曲線向右移。反之，A化溫度稍低，時間短，A晶粒越細(xì)，未溶第二相越多，成分越不均勻，A越不穩(wěn)定，使C曲線向左移。（2）奧氏體狀態(tài)的影響A受拉應(yīng)力將加速轉(zhuǎn)變304.過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

過冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，反映了在連續(xù)冷卻條件下過冷A的轉(zhuǎn)變規(guī)律，是分析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物與性能的依據(jù)，也是制定熱處理工藝的重要參考資料。過冷A連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線又稱為CCT曲線。

利用快速膨脹儀，將φ3×10mm試樣真空感應(yīng)加熱到A狀態(tài)，程序控制冷卻速度，從不同速度的膨脹曲線上確定轉(zhuǎn)變開始點（轉(zhuǎn)變量為1%）、轉(zhuǎn)變終了點（轉(zhuǎn)變量為99%）所對應(yīng)的溫度和時間。將測得的數(shù)據(jù)標(biāo)在溫度-時間半對數(shù)坐標(biāo)系中，連接具有相同意義的點，便可得到過冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。為了提高測量精度，常配合使用金相法和熱分析法。（1）測定方法4.過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線過冷A連續(xù)冷31（2）過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線的分析

共析鋼的過冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（實線），只有珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，沒有貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，說明共析鋼在連續(xù)冷卻過程中不會發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。這是由于奧氏體的碳濃度高，使貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期延長，在連續(xù)冷卻時貝氏體轉(zhuǎn)變來不及進(jìn)行便冷卻至低溫。馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)轉(zhuǎn)變開始線轉(zhuǎn)變終了線轉(zhuǎn)變中止線若過冷奧氏體以v1速度冷卻時，當(dāng)冷卻曲線與珠光體轉(zhuǎn)變線相交時，奧氏體便開始向珠光體轉(zhuǎn)變與珠光體轉(zhuǎn)變終了線相交時，則奧氏體轉(zhuǎn)變完了，得到100%的P。

當(dāng)冷卻速度增大到vC`時,也得到100%的珠光體，轉(zhuǎn)變過程與v1相同，但轉(zhuǎn)變開始和轉(zhuǎn)變終了的溫度降低，轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間增大，轉(zhuǎn)變時間縮短。

v`c表示過冷奧氏體全部得到珠光體的最大冷卻速度，稱為下臨界冷卻速度

如果冷卻速度大于vc時，奧氏體過冷至Ms點以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，冷至Mf點轉(zhuǎn)變終止，最終得到馬氏體+殘余奧氏體組織。

vc表示過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中不發(fā)生分解，全部冷至Mf點以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的最小冷卻速度，稱為上臨界冷卻速度，或臨界淬火速度

當(dāng)冷卻速度增大到v2時（在vc與v`c之間），冷卻曲線與珠光體轉(zhuǎn)變開始線相交時，開始發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，但冷至轉(zhuǎn)變中止線時，珠光體轉(zhuǎn)變停止，繼續(xù)冷至Ms點以下，未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，室溫組織為P+M。（2）過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線的分析共析鋼32亞共析鋼的CCT曲線亞共析鋼過冷A連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線中出現(xiàn)了先共析F析出區(qū)和B轉(zhuǎn)變區(qū)，且Ms線右端降低，這是由于先共析F的析出和B轉(zhuǎn)變使周圍A富碳所致。亞共析鋼的CCT曲線先共析鐵素體析出區(qū)

當(dāng)冷卻速度大于上臨界冷卻速度時，奧氏體只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

當(dāng)冷卻速度處于上、下臨界冷卻速度之間，冷卻曲線先后穿過四個區(qū)域，最后得到鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的混合組織。貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)

當(dāng)冷卻速度小于下臨界冷卻速度時，奧氏體中只析出鐵素體和發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，不發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變。亞共析鋼的CCT曲線亞共析鋼的CCT曲線33過共析鋼的CCT曲線過共析鋼的CCT曲線無貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)；有先共析滲碳體析出區(qū)；MS線右端有所升高，是由于過共析鋼的A在以很慢的速度冷卻時，在發(fā)生M轉(zhuǎn)變之前，有先共析滲碳體析出，使周圍A貧碳造成的。先共析滲碳體析出區(qū)過共析鋼的CCT曲線過共析鋼的CCT曲線34（3）CCT曲線與TTT曲線的比較

CCT曲線位于TTT曲線的右下方，說明在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中過冷A的轉(zhuǎn)變溫度低于相應(yīng)的等溫轉(zhuǎn)變時的溫度，且孕育期較長。等溫轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物為單一組織。而連續(xù)轉(zhuǎn)變是在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，可以把連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變看成無數(shù)個微小的等溫轉(zhuǎn)變過程的總和，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是在不同溫度下等溫轉(zhuǎn)變組織的混合組織。

TTT曲線的臨界冷卻速度Vc″大于CCT曲線的臨界冷卻速度Vc。沒有CCT曲線時，可用TTT曲線估算CCT曲線的Vc。

Vc″≈1.5VcCCT曲線TTT曲線（3）CCT曲線與TTT曲線的比較CCT曲線359.3.珠光體轉(zhuǎn)變

珠光體轉(zhuǎn)變是過冷A在A1以下較高溫度內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變，是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機(jī)械混合物的相變過程。P轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組，屬擴(kuò)散型相變。Fe3C6.69復(fù)雜晶格α-Fe0.02bccγ-Fe0.76fcc+1.珠光體的組織形態(tài)和機(jī)械性能珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機(jī)械混合物，按滲碳體的形態(tài)，珠光體分為片狀珠光體和粒狀珠光體。9.3.珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變是過冷36

片狀珠光體：由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成一個珠光體領(lǐng)域或珠光體團(tuán)，在一個A晶粒內(nèi)，可形成幾個珠光體團(tuán)。

珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離稱為珠光體的片間距，用S0表示，它是用來衡量P組織粗細(xì)的一個主要指標(biāo)。P片間距的大小主要取決于P形成時的過冷度，即P的形成溫度，而與A晶粒度和均勻性無關(guān)。過冷度↑，P的形成溫度↓，片間距↓。共析鋼P片間距S0與過冷度ΔT之間的關(guān)系可用以下經(jīng)驗公式來表達(dá)：

S0=8.02/ΔT×103nm片狀珠光體：由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。P片間37

根據(jù)片間距大小不同，可將P分為三種:

片狀珠光體是指在光學(xué)顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲碳體層片狀組織形態(tài)的珠光體，它的片間距大約為450~150nm，形成于A1~650℃溫度范圍內(nèi)。在650~600℃范圍內(nèi)形成的，其片間距較小，約為150~80nm，只有在高倍的光學(xué)顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種細(xì)珠光體稱為索氏體。在600~550℃范圍內(nèi)形成的，其片間距極細(xì)，約為80~30nm，只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種極細(xì)珠光體稱為屈氏體。珠光體、索氏體和屈氏體的本質(zhì)是相同的，都是鐵素體加滲碳體組成的片層相間的珠光體型組織，差別只是片間距的大小不同。但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于不平衡組織，其含碳量或多或少偏離共析成分。根據(jù)片間距大小不同，可將P分為三種:38珠光體700℃等溫索氏體600℃等溫屈氏體650℃等溫珠光體索氏體屈氏體39片狀珠光體的機(jī)械性能主要決定于珠光體的片間距和珠光體團(tuán)的直徑。

珠光體的片間距↓，鋼的強(qiáng)度和硬度↑，塑性和韌性↑。由于片間距↓，鐵素體和滲碳體的相界面↑，對位錯運動的阻礙↑，即塑性變形的抗力↑，因而強(qiáng)度和硬度↑。同時，片間距↓，滲碳體片厚度↓，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆斷，鋼的塑性變形能力↑，所以塑性和韌性↑。片間距較小時，珠光體中的滲碳體片是不連續(xù)的，層片狀的鐵素體并未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。原始奧氏體晶粒尺寸對片間距影響較小，但對珠光體團(tuán)的直徑產(chǎn)生影響：原始奧氏體晶粒尺寸↓，珠光體團(tuán)的直徑↓。因此，細(xì)化奧氏體晶粒可以起到提高珠光體強(qiáng)度，改善塑性、韌性的作用。片狀珠光體的機(jī)械性能主要決定于珠光體的片間距40

在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。粒狀珠光體一般是經(jīng)過球化退火得到或淬火后經(jīng)中、高溫回火得到，也可由過冷A直接分解形成。粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，轉(zhuǎn)變溫度越低，顆粒越細(xì)小。粒狀珠光體的機(jī)械性能主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分布。一般來說，滲碳體顆粒尺寸↓，與鐵素體的相界面面積↑，則鋼的硬度和強(qiáng)度↑。碳化物越接近等軸狀、分布越均勻，則鋼的韌性越好。在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，稱為粒41碳含量相同如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光體中鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少，所以硬度比片狀珠光體的稍低。粒狀珠光體中鐵素體連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上，對位錯運動阻礙較小，塑性韌性較高。硬度相同粒狀珠光體比片狀珠光體具有良好的綜合力學(xué)性能，這是因為粒狀滲碳體不易產(chǎn)生應(yīng)力集中和裂紋。因此，許多重要的機(jī)器零件都要通過熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織。同時，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火工藝性能。片狀珠光體與粒狀珠光體的比較碳含量相同片狀珠光體與粒狀珠光體的比較422.珠光體的形成

珠光體的形成也是通過形核和長大兩個基本過程進(jìn)行的。珠光體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為領(lǐng)先相。領(lǐng)先相大多在A晶界或相界面（如A與滲碳體或F的相界面）上形核。因這些區(qū)域缺陷較多，能量較高，原子容易擴(kuò)散，容易滿足形核所需要的成分起伏、能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏條件。

如滲碳體為領(lǐng)先相在A晶界上形成穩(wěn)定的晶核，此晶核就會依靠附近的A不斷提供碳原子逐漸長大，形成一小片滲碳體。（a）

Cm周圍A碳濃度↓↓，形成貧碳區(qū)，為F形核創(chuàng)造了有利條件。當(dāng)貧碳區(qū)的碳濃度降低到相當(dāng)于F的平衡濃度時，就在滲碳體片的兩側(cè)形成兩小片F(xiàn)。（b）ab

F形成后隨滲碳體一起向前長大，同時也橫向長大。F的長大又使其外側(cè)形成A的富碳區(qū)，促使新的滲碳體的形成。(ｃ)ca.片狀珠光體的形成2.珠光體的形成珠光體的形成也是通過形核43

如此不斷進(jìn)行，F(xiàn)和Cm相互促進(jìn)交替形核，并同時平行地向A晶?？v深方向長大，形成一組F和Cm片層相間、基本平行的P領(lǐng)域。(d)

在一個P領(lǐng)域形成的過程中有可能在A晶界其它處，或在已形成P領(lǐng)域的邊緣上形成新的、其它取向的Cm晶核，并由此形成一個不同取向的P領(lǐng)域。(e)df

直到各個P領(lǐng)域相遇，A全部分解完了，P轉(zhuǎn)變即告結(jié)束。(f)eA晶界重新形核P邊緣重新形核如此不斷進(jìn)行，F(xiàn)和Cm相互促進(jìn)交替形核44

分枝形成機(jī)制，P形成時基本沒側(cè)向長大，Cm是以分枝方式縱向生長，使與其相鄰的A貧碳，從而促進(jìn)F在Cm枝間形成。一個P團(tuán)的Cm是一個單晶體，Cm之間的F也是一個單晶體。即一個P團(tuán)是由一個F晶粒和一個Cm晶?；ハ啻┎迤饋?，通過“搭橋”而形成的。分枝形成機(jī)制，P形成時基本沒側(cè)向長大，Cm45珠光體形成時碳的擴(kuò)散情況：

當(dāng)P剛剛出現(xiàn)時，在三相（A、F、Cm）共存時，過冷A中的碳濃度是不均勻的。即與F相鄰的A碳濃度Cγ-α較高，而與Cm相鄰的A碳濃度Cγ-C較低，因此在A中產(chǎn)生碳濃度梯度，從而引起碳的擴(kuò)散。

碳在A中擴(kuò)散的結(jié)果，引起F前A的碳濃度↓，Cm前A的碳濃度↑，這就破壞了該溫度下A中碳濃度的平衡，為恢復(fù)平衡，F(xiàn)前沿的A必須析出F，使其碳濃度↑到平衡濃度Cγ-α，在Cm前沿的A，必須析出Cm

，使其碳濃度↓到低于平衡濃度Cγ-C。這樣，P便向縱深長大，直至過冷A全部轉(zhuǎn)變?yōu)镻為止。Fe3Cγα珠光體形成時碳的擴(kuò)散情況：碳在A中擴(kuò)散的結(jié)46

珠光體形成時，在過冷奧氏體中，還將發(fā)生遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體（碳濃度為Cγ）中碳的擴(kuò)散。CγCγCγ-αCα-γCc

這些擴(kuò)散都促使珠光體中的滲碳體和鐵素體不斷長大。與鐵素體相接的奧氏體（碳濃度為Cγ-α）處的碳，向遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體中擴(kuò)散。

與滲碳體相接的奧氏體（碳濃度為Cγ-C）處的碳，向滲碳體處擴(kuò)散。珠光體形成時，在過冷奧氏體中，還將發(fā)生遠(yuǎn)離47

由過冷A直接分解形成時，鋼加熱時的A化程度是過冷A是否形成粒狀P的先決條件。如果片狀珠光體奧氏體化溫度較低（略高于A1溫度），形成成分不均勻的A，使A中存在大量未溶Cm和富碳微區(qū)。此時，Cm已不是完整的片狀，而變得凹凸不平、厚薄不均，有的已經(jīng)溶解斷開，保溫時，未溶Cm逐漸球化。b.粒狀珠光體的形成

由過冷A直接分解形成時，鋼加熱時的A化程度是48

第二相顆粒的溶解度與其曲率半徑有關(guān)。與Cm尖角處(曲率半徑較小)相鄰的A碳濃度↑，而與Cm平面處(曲率半徑較大)相鄰的A碳濃度↓。A中的碳從Cm的尖角處向平面處擴(kuò)散，結(jié)果破壞相界面的平衡，為恢復(fù)平衡，尖角處Cm將溶解，使其曲率半徑↑，而平面處將長大，使其曲率半徑↓。最終形成各處曲率半徑相近的顆粒狀Cm。然后緩冷至A1以下較高溫度時(較小的△T)

，加熱時已經(jīng)形成的顆粒狀Cm質(zhì)點將成為非自發(fā)晶核，促進(jìn)Cm的析出和長大，周圍A轉(zhuǎn)變?yōu)镕。同時，A中的富碳微區(qū)也可成為Cm析出的核心。最終得到粒狀P組織。第二相顆粒的溶解度與其曲率半徑有關(guān)。與Cm尖角處(曲率半499.4.馬氏體轉(zhuǎn)變

鋼從A狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下（低于MS點）發(fā)生的轉(zhuǎn)變?yōu)镸轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：M組織。馬氏體：碳在α-Fe中過飽和固溶體。具有很高的強(qiáng)度和硬度。強(qiáng)化金屬的重要手段之一。轉(zhuǎn)變溫度：低溫（MS點以下）。轉(zhuǎn)變特點：Fe、C原子都不能進(jìn)行擴(kuò)散，F(xiàn)e的晶格改組，通過切變方式完成。典型的非擴(kuò)散型相變。9.4.馬氏體轉(zhuǎn)變鋼從A狀態(tài)快速冷卻，抑制501.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)體心立方：低碳鋼或無碳合金中出現(xiàn)的。體心正方：含碳較高的鋼中出現(xiàn)的。碳呈部分有序排列，在α-Fe（bcc）晶胞底面中心或c軸上分布，引起c軸伸長，a軸縮短，形成bct結(jié)構(gòu)。

軸比c／a為正方度，隨碳量↑，c呈線性↑，a值略有↓，c／a不斷增大。合金元素對c／a影響不大，而取決于M中的含碳量，故可用來表示M中碳的過飽和程度。一般碳量＜0.25％的板條M的c／a≈1，為bcc晶格。FeC1.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)體心立方：低碳鋼或無碳合金中出現(xiàn)的。512.馬氏體的組織形態(tài)（1）板條馬氏體

許多成群的、相互平行排列的板條組成。低、中碳鋼及馬氏體時效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成的一種典型的馬氏體組織。

每個板條為一個單晶體，空間形態(tài)是扁條狀。板條之間為小角度晶界，相鄰板條間有薄殼狀的殘余奧氏體。許多相互平行的板條組成一個板條束。

一個A晶粒內(nèi)可有幾個板條束（3~5個），一個板條束內(nèi)可被幾個平行的板條塊所分割，也可由一個板條塊組成。每個板條塊又由若干近于平行排列的馬氏體板條組成，板條塊之間為大角度晶界。2.馬氏體的組織形態(tài)（1）板條馬氏體一個A52

板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯，位錯密度高達(dá)(0.3-0.9)×1014mm-2，故又稱為位錯馬氏體。金相顯微組織電子顯微組織板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯，位錯密53（2）片狀馬氏體中、高碳鋼及高鎳的鐵鎳合金中形成的一種典型馬氏體組織?？臻g形態(tài)呈雙凸透鏡狀，由于與試樣磨面相截，在光學(xué)顯微鏡下則呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體。特征是馬氏體片之間互不平行，呈一定角度分布。在原A晶粒中首先形成的馬氏體片貫穿整個晶粒，但一般不穿過晶界，將A晶粒分割成兩半，以后陸續(xù)形成的馬氏體片由于受到限制，而越來越小，所以一個A晶粒中形成的片狀馬氏體的大小是極不均勻的。馬氏體片的周圍往往存在著殘余A。

片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越粗大，則馬氏體片越大，當(dāng)最大尺寸的馬氏體片小到光學(xué)顯微鏡無法分辨時，便稱為隱晶馬氏體。（2）片狀馬氏體片狀馬氏體的54

片狀馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶，因此片狀馬氏體又稱為孿晶馬氏體。但孿晶僅存在于馬氏體片的中部，在片的邊緣則為復(fù)雜的位錯網(wǎng)絡(luò)。金相顯微組織電子顯微組織片狀馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶，因此片狀馬55（3）影響馬氏體形態(tài)的因素

取決于M的形成溫度，而M的形成溫度又主要取決于A的化學(xué)成分，即碳和合金元素的含量。

在較高溫度先形成板條馬氏體，在較低溫度形成片狀馬氏體。200℃以上形成板條馬氏體，200℃以下形成片狀馬氏體。碳的影響最大，碳鋼隨碳量↑，板條馬氏體數(shù)量↓，片狀馬氏體數(shù)量↑

≠鋼中的含碳量＞1.0%C只形成片狀馬氏體合金元素(除Co、Al)使MS↓，促進(jìn)片狀馬氏體的形成。＜0.2%C幾乎全部形成板條馬氏體0.2~1.0%C的則形成混合組織。（3）影響馬氏體形態(tài)的因素取決于M的形成溫度563.馬氏體的性能

顯著特點是具有高硬度和高強(qiáng)度。硬度主要取決于馬氏體的含碳量。馬氏體的硬度隨著含碳量的↑而↑，當(dāng)含碳量達(dá)到0.6%時，淬火鋼硬度接近最大值；含碳量進(jìn)一步↑，雖然馬氏體硬度會有所↑，但由于殘余奧氏體數(shù)量↑，反而使鋼的硬度有所↓。合金元素對馬氏體硬度影響不大，但可以提高其強(qiáng)度。馬氏體的硬度隨著含碳量的增加而升高。高于AC3淬火高于AC1淬火3.馬氏體的性能顯著特點是具有高硬度和高強(qiáng)57T10鋼孿晶馬氏體及針葉間的白色殘余奧氏體T10鋼孿晶馬氏體及針葉間的白色殘余奧氏體58馬氏體具有高硬度和高強(qiáng)度的原因：固溶強(qiáng)化：過飽和的間隙原子碳在α相晶格中造成晶格的正方畸變，形成一個強(qiáng)烈的應(yīng)力場，該應(yīng)力場與位錯發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用，阻礙位錯運動，從而提高M(jìn)的硬度和強(qiáng)度。相變強(qiáng)化：

M轉(zhuǎn)變時，在晶體內(nèi)造成晶格缺陷密度很高的亞結(jié)構(gòu)，如板條M中高密度的位錯、片狀M中的孿晶等，這些缺陷都將阻礙位錯的運動，使M強(qiáng)化。這就是所謂的相變強(qiáng)化。時效強(qiáng)化：由于一般鋼的Ms點大都處在室溫以上，因此在淬火過程中及室溫停留時，都會發(fā)生“自回火”。即碳原子和合金元素的原子向位錯及其它晶體缺陷處擴(kuò)散偏聚或碳化物的彌散析出，釘軋位錯，使位錯難以運動，從而造成M時效強(qiáng)化。原始A晶粒大小及板條M束大小對M強(qiáng)度的影響：原始A晶粒越↓、M板條束↓，則M強(qiáng)度越高。這是由于相界面障礙位錯運動造成的M強(qiáng)化。馬氏體具有高硬度和高強(qiáng)度的原因：59塑性和韌性馬氏體的塑性和韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。

片狀馬氏體具有高強(qiáng)度、高硬度，韌性很差，其特點是硬而脆。在具有相同屈服強(qiáng)度的條件下，板條馬氏體比片狀馬氏體的韌性好得多，即在具有高強(qiáng)度、硬度的同時，還具有相當(dāng)高的塑性和韌性。由于在片狀馬氏體中孿晶亞結(jié)構(gòu)的存在大大減少了有效滑移系；同時在回火時，碳化物沿孿晶面不均勻析出使脆性增大；此外，片狀馬氏體中含碳量高，晶格畸變大，淬火應(yīng)力大，以及存在大量的顯微裂紋也是其韌性差的原因。

板條馬氏體中含碳量低，可以發(fā)生自回火，且碳化物分布均勻；其次是胞狀亞結(jié)構(gòu)中位錯分布不均勻，存在低密度位錯區(qū)，為位錯提供了活動余地，由于位錯運動能緩和局部應(yīng)力集中，延緩裂紋形核及削減已有裂紋尖端的應(yīng)力峰，對韌性有利；此外，淬火應(yīng)力小，不存在顯微裂紋，裂紋通過馬氏體板條也不容易擴(kuò)展。因此，板條馬氏體具有很高的強(qiáng)度和良好的韌性，同時還具有脆性轉(zhuǎn)折溫度低、缺口敏感性和過載敏感性低的優(yōu)點。塑性和韌性60

在鋼的各種組織中，馬氏體的比容最大，奧氏體的比容最小。這是鋼淬火時產(chǎn)生淬火應(yīng)力，導(dǎo)致變形、開裂的主要原因。隨著含碳量的增加，奧氏體和馬氏體的比容差增大，當(dāng)含碳量由0.4%增加到0.8%，淬火鋼的體積增加1.13~1.2%馬氏體轉(zhuǎn)變時的體積變化４.馬氏體轉(zhuǎn)變的條件：第一是過冷奧氏體的冷卻速度必須大于臨界冷卻速度vc；第二是過冷奧氏體必須深度過冷，低于Ms點以下才能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變?？焖倮鋮s是為了抑制其發(fā)生珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變；深度過冷是為了獲得足夠的馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力。在鋼的各種組織中，馬氏體的比容最大，奧氏體的61

與其它相變一樣，相變的驅(qū)動力也是新相和母相的化學(xué)自由能差ΔGv；但是與其它相變不同，馬氏體轉(zhuǎn)變并不是在略低于平衡溫度T0的溫度發(fā)生的，而必須深度過冷，過冷到遠(yuǎn)低于T0的Ms點以下才能發(fā)生。這是因為馬氏體轉(zhuǎn)變除了形成新的界面，而增加一項界面能以外，還增加一項彈性應(yīng)變能。因此，系統(tǒng)總的自由能變化為：ΔG=ΔGv+(ΔGs+ΔGe)由于馬氏體和奧氏體之間存在共格界面，所以ΔGs一項數(shù)值很小，不是相變的主要阻力；ΔGe為彈性應(yīng)變能，它除由于馬氏體轉(zhuǎn)變時新相與母相的比容變化而引起的以外，還包括維持第二類共格所消耗的彈性能，這一項數(shù)值很大，比表面能大十幾倍，是相變的主要阻力。

因此，只有深冷，使ΔGv大到足以補(bǔ)償(ΔGs+ΔGe)時，馬氏體轉(zhuǎn)變才能發(fā)生，這就是必須過冷到Ms點以下的原因。因此，Ms點可以定義為奧氏體和馬氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需要的最小驅(qū)動力時的溫度。與其它相變一樣，相變的驅(qū)動力也是新相和母相的化學(xué)自由能差62５.馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(1)無擴(kuò)散性馬氏體轉(zhuǎn)變屬于低溫轉(zhuǎn)變，此時，鐵和碳原子都已經(jīng)失去擴(kuò)散能力。因此，馬氏體轉(zhuǎn)變是以無擴(kuò)散的方式進(jìn)行的。鐵原子的晶格改組是通過原子集體的、有規(guī)律的、近程的遷動完成的。原來在母相中相鄰的原子，轉(zhuǎn)變以后在新相中仍然相鄰，它們之間的相對位移不超過一個原子間距，轉(zhuǎn)變前后奧氏體與馬氏體的化學(xué)成分相同。(2)切變性馬氏體轉(zhuǎn)變是晶格切變過程，在切變過程中完成晶格重構(gòu)，由面心立方晶格變成體心正方晶格。馬氏體轉(zhuǎn)變時，在預(yù)先拋光的試樣表面上，在馬氏體形成的地方出現(xiàn)宏觀傾斜隆起形成表面浮凸，說明馬氏體轉(zhuǎn)變和母相的宏觀切變有著直接聯(lián)系。馬氏體形成時，和它相交的試樣表面發(fā)生傾動，一邊凹陷，邊凸起，并牽動奧氏體突出表面，說明馬氏體轉(zhuǎn)變是以切變方式完成的。５.馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(1)無擴(kuò)散性63(3)共格性馬氏體轉(zhuǎn)變時，新相和母相的點陣間保持共格聯(lián)系，即相界面上的原子既屬于馬氏體又屬于奧氏體。而且整個界面是互相牽制的，這種界面稱為“切變共格”界面。它是以母相切變維持共格關(guān)系的，故稱為第二類共格界面。(3)共格性64(4)嚴(yán)格的位向關(guān)系和慣習(xí)面由于馬氏體轉(zhuǎn)變時新相和母相之間始終保持著切變共格性，因此馬氏體轉(zhuǎn)變后新相和母相之間存在著嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系。馬氏體和奧氏體之間有下列位向關(guān)系：｛110｝M∥｛111｝γ；〈111〉M∥〈110〉γ稱為K-S關(guān)系，含碳量低于1.4％的碳鋼及大多數(shù)合金鋼中都具有K-S關(guān)系。｛110｝M∥｛111｝γ；〈110〉M∥〈211〉γ稱為西山關(guān)系（又稱N關(guān)系），在含碳量高于1.4％的碳鋼中也存在西山關(guān)系。(4)嚴(yán)格的位向關(guān)系和慣習(xí)面65

馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相有一定的位向關(guān)系，而且在特定的慣習(xí)面上形成，在相變過程中慣習(xí)面不變形也不轉(zhuǎn)動。鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨奧氏體的含碳量及馬氏體的形成溫度而變化。當(dāng)碳＜0.6％時，慣習(xí)面為（111）γ；碳濃度為0.6％-1.4％時，慣習(xí)面為（225）γ；碳＞1.4％時，慣習(xí)面為（259）γ。隨馬氏體形成溫度降低，慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢，所以同一成分的鋼也可能出現(xiàn)兩種慣習(xí)面。如先形成的馬氏體慣習(xí)面為（225）γ，而后形成的馬氏體的慣習(xí)面為（259）γ。馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相有一定的位向關(guān)系，而66(5)轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms至Mf的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的。碳鋼及合金鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變是在奧氏體以大于臨界淬火速度冷至Ms點以下，不斷降低溫度時，立即形成一批馬氏體，相變沒有孕育期，隨著溫度下降，瞬間又出現(xiàn)另一批馬氏體，而先形成的馬氏體不再長大，這種轉(zhuǎn)變一直持續(xù)到Mf點。

馬氏體的轉(zhuǎn)變量隨溫度的下降而增加，一旦溫度停止下降，轉(zhuǎn)變立即終止。降溫過程中馬氏體的形核及長大速度極快，瞬間形核，瞬間長大。馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，取決于冷卻達(dá)到的溫度，與該溫度下的停留時間無關(guān)。

等溫轉(zhuǎn)變僅發(fā)生在某些特殊合金中，例如Fe-Ni-Mn、Fe-Cr-Ni以及高碳高錳鋼等。但等溫轉(zhuǎn)變一般都不能使馬氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行到底，這是因為已形成的馬氏體使未轉(zhuǎn)變的奧氏體發(fā)生了穩(wěn)定化。(5)轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行67（6）轉(zhuǎn)變不完全一般鋼淬火都是冷卻到室溫，如果鋼的Ms點低于室溫，則淬火冷卻到室溫得到的全是奧氏體。高碳鋼和許多合金鋼，其Ms點在室溫以上，而Mf點在室溫以下，則淬火冷卻到室溫時將保留相當(dāng)數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱之為殘余奧氏體。

如冷至室溫后繼續(xù)深冷，使殘余奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種低于室溫冷卻的處理方法，生產(chǎn)上稱為冷處理。但是，即使冷卻到Mf點以下仍然得不到100％的馬氏體，而保留一部分殘余奧氏體，表現(xiàn)為馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性。鋼淬火后殘余奧氏體的數(shù)量，主要取決于奧氏體的化學(xué)成分。如碳鋼，奧氏體的含碳量越高，殘余奧氏體的數(shù)量越多。

含碳量小于0.5％時，殘余奧氏體的量很少，含碳量在0.6－1.0％之間，殘余奧氏體的量一般不超過10％，如果含碳量在1.3－1.5％，殘余奧氏體量可達(dá)30－50％。（6）轉(zhuǎn)變不完全686．馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性

在某些鐵基合金中，奧氏體可以在冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而已形成的馬氏體重新加熱時又能無擴(kuò)散地轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。這種現(xiàn)象稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。

馬氏體直接向奧氏體的轉(zhuǎn)變稱為馬氏體的逆轉(zhuǎn)變。但在一般碳鋼中不發(fā)生按馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)構(gòu)的逆轉(zhuǎn)變，因為在加熱時馬氏體分解為鐵素體和滲碳體。馬氏體的逆轉(zhuǎn)變也發(fā)生在一定的溫度范圍內(nèi)，逆轉(zhuǎn)變開始溫度用As表示，終了溫度用Af

表示。通常As溫度高于Ms溫度，對于不同的合金As與Ms之間的溫差不同。6．馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在某些鐵基合金中，奧氏697.奧氏體的穩(wěn)定化

奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化，而使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變溫度降低和殘余奧氏體量增加的轉(zhuǎn)變遲滯現(xiàn)象。

奧氏體的穩(wěn)定化分為熱穩(wěn)定化和機(jī)械穩(wěn)定化。熱穩(wěn)定化：在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)，如過冷奧氏體冷卻至某一溫度下停留一段時間，然后再繼續(xù)冷卻，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即開始，而是經(jīng)過一段時間后才能恢復(fù)轉(zhuǎn)變，并導(dǎo)致殘余奧氏體的量相應(yīng)增加。這種因等溫停留引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。7.奧氏體的穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外70

影響熱穩(wěn)定化程度的主要因素是停留溫度和停留時間，停留溫度越高、時間越長，達(dá)到的熱穩(wěn)定化程度越大，最終得到馬氏體數(shù)量越少。

鋼中奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象可能與C、N等間隙原子熱運動有關(guān)。C、N原子在等溫停留或緩慢冷卻時，向點陣缺陷處偏聚，并釘軋位錯，使奧氏體強(qiáng)化，從而增大馬氏體相變阻力。影響熱穩(wěn)定化程度的主要因素是停留溫度和停留時間，停留溫度71機(jī)械穩(wěn)定化：

機(jī)械強(qiáng)化作用使奧氏體穩(wěn)定化的現(xiàn)象稱為機(jī)械穩(wěn)定化。

奧氏體淬火至Ms點以下連續(xù)冷卻時，由于馬氏體轉(zhuǎn)變量不斷增加，體積膨脹，使剩余的奧氏體受到壓應(yīng)力，發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生強(qiáng)化，而出現(xiàn)的穩(wěn)定化現(xiàn)象稱為相變強(qiáng)化機(jī)械穩(wěn)定化。

在Ms點以上對奧氏體進(jìn)行塑性變形，也能引起通常的馬氏體轉(zhuǎn)變，變形量越大，馬氏體轉(zhuǎn)變量越多，這種現(xiàn)象稱為形變誘發(fā)馬氏體相變。當(dāng)溫度升高到某一值時塑性變形不能使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這一溫度稱為形變馬氏體點，用Md表示。實驗證明，在Md點以上對奧氏體進(jìn)行大量塑性變形，會使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難，使Ms點降低，增加殘余奧氏體量。這種現(xiàn)象稱為形變強(qiáng)化機(jī)械穩(wěn)定化。機(jī)械穩(wěn)定化：729.5貝氏體轉(zhuǎn)變

貝氏體轉(zhuǎn)變是介于珠光體和馬氏體轉(zhuǎn)變之間的一種轉(zhuǎn)變，又稱為中溫轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變特點：既具有珠光體轉(zhuǎn)變又具有馬氏體轉(zhuǎn)變的某些特征。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：含碳過飽和的鐵素體和碳化物組成的機(jī)械混合物。

轉(zhuǎn)變過程中，不發(fā)生鐵原子的擴(kuò)散，奧氏體向鐵素體的晶格改組依靠切變方式進(jìn)行，并通過碳原子的擴(kuò)散進(jìn)行碳化物的沉淀析出。因此，貝氏體轉(zhuǎn)變是碳原子擴(kuò)散而鐵原子不擴(kuò)散的半擴(kuò)散型相變。9.5貝氏體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變是介于珠光體和馬731.貝氏體的組織形態(tài)

（1）上貝氏體貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)較高溫度范圍內(nèi)，大約在350～550℃之間形成。成束分布、平行排列的鐵素體和夾于其間的斷續(xù)的條狀滲碳體的混合物。

在中、高碳鋼中，當(dāng)形成量不多時，光鏡下可以觀察到成束排列的F條自A晶界平行伸向晶內(nèi)，具有羽毛狀特征，條間的滲碳體分辨不清。

金相顯微組織金相顯微組織1.貝氏體的組織形態(tài)（1）上貝氏體在中、高74

在電子顯微鏡下可以清楚地看到在平行的條狀鐵素體之間常存在斷續(xù)的、粗條狀的滲碳體。上貝氏體中鐵素體的亞結(jié)構(gòu)是位錯，其密度比板條馬氏體低2-3個數(shù)量級。隨著形成溫度降低，位錯密度增大。

隨含碳量↑，上貝氏體中的F條增多、變薄，Cm數(shù)量也增多、變細(xì)。上貝氏體的形態(tài)還與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，隨轉(zhuǎn)變溫度↓，上貝氏體中F條變薄，Cm細(xì)化。

上貝氏體中的F條間還可能存在未轉(zhuǎn)變的殘余A。尤其是當(dāng)鋼中含有Si、Al等A穩(wěn)定化元素時，A穩(wěn)定性增加，抑制了滲碳體析出，使殘余A量增多。電子顯微組織在電子顯微鏡下可以清楚地看到在平行的條狀鐵素75（2）下貝氏體于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)較低溫度范圍，大約在350℃~Ms之間形成。由含碳過飽和的片狀鐵素體和其內(nèi)部沉淀的碳化物組成的機(jī)械混合物。下貝氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡狀，與試樣磨面相交呈片狀或針狀。下貝氏體中鐵素體的亞結(jié)構(gòu)為位錯，其位錯密度比上貝氏體中鐵素體的高。下貝氏體的鐵素體內(nèi)含有過飽和的碳，其固溶量比上貝氏體高，并隨形成溫度降低而增大。（2）下貝氏體76

在電子顯微鏡下可以觀察到下貝氏體中碳化物細(xì)小、彌散，呈粒狀或短條狀、沿著與鐵素體長軸成55~65°角取向平行排列。電子顯微組織

光鏡下，下貝氏體呈黑色針狀或竹葉狀，針與針之間呈一定角度。下貝氏體可以在奧氏體晶界形成，但更多的是在奧氏體晶粒內(nèi)部形成。金相顯微組織在電子顯微鏡下可以觀察到下貝氏體中碳化物細(xì)小、77

（3）粒狀貝氏體

于上貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)上限溫度范圍內(nèi)形成。在粗大的塊狀或針狀鐵素體內(nèi)或晶界上分布著一些孤立的小島，小島形態(tài)呈粒狀或長條狀等，很不規(guī)則。

這些小島在高溫下原是富碳的奧氏體區(qū)，其后的轉(zhuǎn)變可有三種情況：①分解為鐵素體和碳化物，形成珠光體；②發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成馬氏體；③富碳的奧氏體全部保留下來。粒狀貝氏體中的鐵素體的亞結(jié)構(gòu)為位錯，但密度不大。金相顯微組織（3）粒狀貝氏體這些小島在高溫下原是富碳的782.貝氏體的機(jī)械性能貝氏體的機(jī)械性能主要決定于其組織形態(tài)。上貝氏體形成溫度較高，鐵素體條粗大，碳的過飽和度低，因而強(qiáng)度和硬度較低。碳化物顆粒粗大，且呈斷續(xù)條狀分布于鐵素體條間，鐵素體條和碳化物的分布具有明顯的方向性，所以沖擊韌性較低，塑性較差，脆性較大。因此，在工程材料中一般應(yīng)避免上貝氏體組織的形成。2.貝氏體的機(jī)械性能貝氏體的機(jī)械性能主要決79粒狀貝氏體組織中，在顆粒狀或針狀鐵素體基體中分布著許多小島，這些小島無論是殘余奧氏體、馬氏體，還是奧氏體的分解產(chǎn)物都可以起到復(fù)相強(qiáng)化作用。所以粒狀貝氏體具有較好的強(qiáng)韌性，在生產(chǎn)中已經(jīng)得到應(yīng)用。下貝氏體鐵素體針細(xì)小、分布均勻，在鐵素體內(nèi)又沉淀析出大量細(xì)小、彌散分布的碳化物，且鐵素體內(nèi)含有過飽和的碳和高密度的位錯，因此不但強(qiáng)度高，韌性好，具有良好的綜合機(jī)械性能，缺口敏感性和脆性轉(zhuǎn)折溫度都較低，是一種理想的組織。在生產(chǎn)中常用等溫淬火以獲得下貝氏體組織來改善工件的機(jī)械性能。粒狀貝氏體下貝氏體803.貝氏體轉(zhuǎn)變的特點貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在珠光體與馬氏體轉(zhuǎn)變之間的中溫區(qū)，鐵和合金元素的原子已經(jīng)難于進(jìn)行擴(kuò)散，但碳原子還具有一定的擴(kuò)散能力。

貝氏體轉(zhuǎn)變兼有珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變的某些特點。

與珠光體轉(zhuǎn)變相似，貝氏體轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生碳在鐵素體中的擴(kuò)散；

與馬氏體轉(zhuǎn)變相似，奧氏體向鐵素體的晶格改組是通過共格切變方式進(jìn)行的。因此，貝氏體轉(zhuǎn)變是一個有碳原子擴(kuò)散的共格切變過程。3.貝氏體轉(zhuǎn)變的特點貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在珠光體與馬氏體轉(zhuǎn)變81（1）貝氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特點

貝氏體轉(zhuǎn)變必須滿足系統(tǒng)總的自由能變化ΔG＜0的熱力學(xué)條件。系統(tǒng)總的自由能變化為：

ΔG=ΔGv+(ΔGs+ΔGe)

相變驅(qū)動力ΔGv必須足以補(bǔ)償表面能ΔGs和彈性應(yīng)變能ΔGe時，轉(zhuǎn)變才能發(fā)生。奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變時，鐵的晶格改組是通過共格切變方式進(jìn)行的。但貝氏體轉(zhuǎn)變溫度高于Ms點，因為：貝氏體轉(zhuǎn)變時，碳在奧氏體中發(fā)生預(yù)先擴(kuò)散，重新分布。由于碳的擴(kuò)散，降低了貝氏體中鐵素體的含碳量，這樣就降低了鐵素體的自由能，從而在相同的溫度下，新、舊兩相的自由能差ΔGv增大，相變驅(qū)動力增大。同時由于碳的脫溶，使奧氏體與貝氏體之間的比容差減小，因此由相變時體積變化引起的彈性應(yīng)變能ΔGe減小。因此，從相變熱力學(xué)條件看，貝氏體轉(zhuǎn)變可以在Ms點以上溫度范圍內(nèi)發(fā)生。（1）貝氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特點貝氏體轉(zhuǎn)變必須滿82（2）貝氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)特點

貝氏體形成時，在預(yù)先拋光的試樣表面上形成浮凸，說明貝氏體轉(zhuǎn)變時鐵素體是通過切變機(jī)制形成的。在轉(zhuǎn)變過程中，貝氏體中的鐵素體和奧氏體保持共格關(guān)系；貝氏體的鐵素體在奧氏體的一定晶面上以共格切變方式形成，就是說貝氏體轉(zhuǎn)變時有一定的慣習(xí)面。上貝氏體的慣習(xí)面為｛111｝γ；下貝氏體的慣習(xí)面一般為｛225｝γ。貝氏體轉(zhuǎn)變過程中鐵素體與母相奧氏體之間保持嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系，上、下貝氏體中鐵素體與奧氏體之間的晶體學(xué)位向存在K-S關(guān)系。此外，上、下貝氏體中滲碳體與母相奧氏體、滲碳體與鐵素體之間也遵循一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。（2）貝氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)特點貝氏體形成時，在83（3）貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)特點貝氏體轉(zhuǎn)變是一個形核、長大的過程，形核需要一定的孕育期。在孕育期內(nèi)由于碳在奧氏體中重新分布，出現(xiàn)貧碳區(qū)，在含碳量較低的區(qū)域，首先形成鐵素體晶核，成為貝氏體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相。上貝氏體中鐵素體晶核一般優(yōu)先在奧氏體晶界貧碳區(qū)形成；在下貝氏體形成時，由于過冷度大，鐵素體晶核可以在晶粒內(nèi)形成。鐵素體晶核形成后，當(dāng)碳濃度起伏合適，且晶核超過臨界尺寸時便開始長大。在其長大的同時，過飽和的碳從鐵素體向奧氏體中擴(kuò)散，并于鐵素體條間或鐵素體內(nèi)部沉淀析出碳化物，因此貝氏體長大速度受碳的擴(kuò)散控制。

上貝氏體中鐵素體的長大速度主要取決于碳在其前沿奧氏體內(nèi)擴(kuò)散的速度；而下貝氏體的長大速度主要取決于碳在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散速度。（3）貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)特點貝氏體轉(zhuǎn)變是一個84

貝氏體的轉(zhuǎn)變包括鐵素體的成長與碳化物的析出兩個基本過程，它們決定了貝氏體中兩個基本組成相的形態(tài)、分布和尺寸。

上貝形成時，首先在奧氏體晶界上或晶界附近的貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并成排地向奧氏體晶粒內(nèi)長大。(a)當(dāng)碳濃度富集到一定程度時，便在鐵素體條間沉淀析出滲碳體，得典型上貝組織。(c)與此同時，條狀鐵素體前沿的碳原子不斷向兩側(cè)擴(kuò)散，而且鐵素體中多余的碳也將通過擴(kuò)散向兩側(cè)的相界面移動。bac上貝氏體的形成過程由于碳在鐵素體中擴(kuò)散速度大于奧氏體中的擴(kuò)散速度，因而在溫度較低的情況下，碳在奧氏體的晶界處就發(fā)生富集。(b)貝氏體的轉(zhuǎn)變包括鐵素體的成長與碳化物的析出兩85在下貝形成溫度范圍內(nèi)，由于轉(zhuǎn)變溫度低，首先在奧氏體晶界或晶內(nèi)的某些貧碳區(qū)，形成鐵素體晶核，并按切變方式長大，成片狀或透鏡狀。(a)

由于轉(zhuǎn)變溫度低，碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散很困難，很難遷移至晶界。而碳在鐵素體中的擴(kuò)散仍可進(jìn)行。在一片鐵素體長大的同時，其它方向上鐵素體也會形成，得典型下貝組織。(c)abc下貝氏體的形成過程

因此與鐵素體共格長大的同時，碳原子只能在鐵素體的某些亞晶界或晶面上聚集，進(jìn)而析出細(xì)片狀的碳化物。(b)在下貝形成溫度范圍內(nèi)，由于轉(zhuǎn)變溫度低，首先在869.6鋼在回火時的轉(zhuǎn)變

回火是將淬火鋼加熱到低于臨界點A1的某一溫度，保溫一定時間，使淬火組織轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，然后以適當(dāng)?shù)姆绞嚼鋮s到室溫的一種熱處理工藝。鋼淬火后的室溫組織主要是馬氏體或馬氏體加殘余奧氏體組成，對于過共析鋼還可能存在一些未溶碳化物。馬氏體和殘余奧氏體在室溫下都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，它們都有向鐵素體加滲碳體的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢，從而會引起工件尺寸和形狀的變化。但是，這種轉(zhuǎn)變需要一定的溫度和時間條件?；鼗饘⒋龠M(jìn)這種轉(zhuǎn)變。通過回火還可以消除淬火引起的內(nèi)應(yīng)力，調(diào)整硬度，提高韌性，達(dá)到工件所需要的綜合力學(xué)性能。因此，鋼件淬火以后必須立即進(jìn)行回火處理。9.6鋼在回火時的轉(zhuǎn)變回火是將淬火鋼加熱到87淬火鋼回火時，隨回火溫度↑和時間↑，相應(yīng)地發(fā)生以下幾種轉(zhuǎn)變（1）馬氏體中碳的偏聚（20～100℃）

馬氏體中過飽和的碳處于晶格扁八面體間隙位置，使晶格產(chǎn)生較大的彈性畸變，加之馬氏體晶體中存在較多的微觀缺陷，因此使馬氏體能量增高，處于不穩(wěn)定狀態(tài)。在20-100℃回火時，鐵和合金元素的原子難以進(jìn)行擴(kuò)散遷移，但C、N等間隙原子尚能作短距離的擴(kuò)散遷移。當(dāng)C、N原子擴(kuò)散到微觀缺陷處的間隙位置后，將使馬氏體的能量↓。因此，馬氏體中過飽和的C、N原子向微觀缺陷處偏聚是自發(fā)過程。

板條馬氏體內(nèi)部存在著大量位錯，碳原子傾向于偏聚在位錯線附近的間隙位置，形成碳的偏聚區(qū)，導(dǎo)致馬氏體的彈性畸變能↓。片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為孿晶，沒有足夠的位錯線容納間隙碳原子，因此，除少量碳原子可