12、鋼鐵中常見的金相組織

鋼鐵中常見的金相組織

a.奧氏體

b.鐵素體

c.碳化物

d.珠光體（索氏體、托氏體，球化體）

e.馬氏體（淬火馬氏體、板條馬氏體、針狀馬氏體、回火馬氏體）

f.貝氏體（上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體）

g.萊氏體（低溫稱為變態(tài)萊氏體）

h.魏氏組織

1.Fe-Fe3C平衡相圖中有以下那幾種固態(tài)相變：鐵素體→奧氏體滲碳體→奧氏體鐵素體→滲碳體奧氏體→高溫鐵素體奧氏體→石墨鐵素體→石墨2.鋼的加熱和冷卻時的轉(zhuǎn)變3.(珠）（馬）（貝）珠光體是一種機械混合物馬氏體是一種過飽和固溶體貝氏體也是一種排列形態(tài)多樣的機械混合物奧氏體片狀珠光體珠光體的AFM原子力顯微鏡立體圖象凸起尖峰為滲碳體T12鋼830℃淬水，粗針狀馬氏體+殘留奧氏體，少量未溶碳化物高碳馬氏體針葉中的位錯線S20鋼980℃水淬低碳（板條）馬氏體B上沿晶斷續(xù)分布的鐵素體網(wǎng)B下下貝氏體的電子顯微鏡微細組織結構橙色圈內(nèi)為一個鐵素體片與鐵素體片軸呈一角度的、互相平行的小片滲碳體延晶界分布的網(wǎng)狀淬火托氏體類別形成溫度（℃）片層間距（μm）硬度HRC珠光體700~670>0.722~27索氏體670~600≈0.2525~33托氏體600~550≈0.133~43三種珠光體型組織的形成溫度與片層間距和硬度有何關系？

珠光體型組織包括片狀珠光體、索氏體和托氏體,它們的形成溫度、片層間距與硬度關系見下表

T12鋼780℃淬水，淬火馬氏體＋殘留奧氏體＋沿晶分布的黑色托氏體45鋼1300℃保溫4小時，嚴重過熱，黑色基體為珠光體，針狀鐵素體沿晶析出形成魏氏組織GCr15鋼正火過熱，再經(jīng)840℃淬火基體為馬氏體，在基體上長出粗長針狀分布的碳化物------過共晶魏氏組織中碳鋼調(diào)質(zhì)后優(yōu)良的回火索氏體鋼中非平衡（亞穩(wěn)）組織特征比較

馬氏體M

是一種過飽和固溶體，F(xiàn)e、C原子均不擴散，稱無擴散型相變馬氏體按形態(tài)分，可分為低碳馬氏體（又稱板條馬氏體，或位錯馬氏體）和高碳馬氏體（針狀馬氏體或?qū)\晶馬氏體）

馬氏體形態(tài)與含碳量關系如下

＞1.0%C100%高碳馬氏體

＜0.2%C100%低碳馬氏體

0.2-0.4%C＞80%低碳馬氏體

0.4-0.8%C混合組織

回火馬氏體M回針葉狀高碳馬氏體馬氏體針內(nèi)密排的孿晶MM淬M回40Cr850℃淬火，針狀馬氏體，發(fā)生了自回火針狀馬氏體中白色帶狀區(qū)為碳含量偏高，殘留奧氏體增多晶界馬氏體浮凸S20鋼

980℃水淬低碳（板條）馬氏體晶界板條馬氏體晶粒中的一個領域20鋼1150-1200℃熱模鍛42-43HRC,平均晶粒度3.5級B上過熱組織：板條馬氏體+上貝氏體經(jīng)驗數(shù)據(jù)：1%C使Ms溫度降低300℃混合型M板條狀M針狀MMnMoCrNi

4.鋼中馬氏體相變的主要特征

(本節(jié)適用高級人員)

1.馬氏體是c在α-Fe里的高度過飽和固溶體，α-Fe中碳含量＞wc0.025%。鋼中馬氏體比容最大，大于奧氏體。

2.馬氏體晶體為體心四方點陣，長寬比c/a＞1,其比値與碳含量幾乎成正比。

3.發(fā)生馬氏體相變的必要條件要有相當過冷，相變在一個寬的溫度范圍（Ms-Mf）內(nèi)進行。Ms與成分（主要是元素碳）有關，通常與冷卻速度無關。

4.馬氏體相變（指長大）不為急冷所阻止。但新的馬氏體晶粒只有在(連續(xù))冷卻過程中才能形成,一旦冷卻終止,形核也停止。即具有變溫形核、瞬間長大的特點，亦稱變溫馬氏體相變。5.馬氏體長大的最后尺寸只受晶界的制約，每一個馬氏體晶粒形成時間很短，馬氏體量的增加并不依賴于馬氏體的長大，而是靠新晶體的形成。所以欲獲取大量馬氏體的話，必須在Ms溫度以下繼續(xù)冷卻，即深冷。

6.馬氏體與母相之間有一定的取向關系，并在特定的母相晶體平面—慣析面上形成。7、若緩慢冷卻，甚至在馬氏體相變過程中保持恒溫，便要發(fā)生奧氏體的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象，或稱為陳化穩(wěn)定。這時碳原子不能進行體擴散，只能沿晶界擴散。這與馬氏體的無擴散型相變特征并不矛盾。

8、馬氏體相變之前，若存在內(nèi)應力σ（相應地必定存在應變ε），經(jīng)相變后ε降低，即促進馬氏體相變。

9、若在溫度＞Ms時奧氏體中發(fā)生的塑性形變，能促進γ→馬氏體轉(zhuǎn)變，即提高Ms。結果是增加馬氏體數(shù)量，提高基體硬度。

5.6馬氏體高硬（強）度的原因

1.

固溶強化高碳馬氏體具有過飽和碳量的條件，體心立方晶格中碳過飽和后立方度破壞，正方度提高，造成晶格畸變。阻礙位錯運動，導致硬度提高。

2.

相變強化這是低碳馬氏體主要強化原因，淬火后形成位錯密度很高的亞結構，以纏結位錯的形式構成胞塊結構，這與經(jīng)過大量冷加工形成的亞結構特征相似。也阻礙位錯運動。

3.

時效強化主要針對低碳馬氏體來說，低碳馬氏體由于碳含量低Ms點高，形成馬氏體后具有自回火的條件：即細小的碳化物沉淀在馬氏體板條上，釘扎位錯，阻礙位錯運動。

在試樣相同的浸蝕條件下，淬火后形成的板條馬氏體與針狀馬氏體受侵蝕程度有何不同，為什么？

淬火后形成的板條馬氏體的顏色要比針狀馬氏體深一些，板條馬氏體呈淺灰色；針狀馬氏體呈亮白色。這是因為板條馬氏體為低碳馬氏體，含碳量較低，淬火冷卻時馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms較高，比高碳的針狀馬氏體先形成，也由于溫度較高，發(fā)生自回火的傾向和程度較大；而對高碳的針狀馬氏體來說，由于高碳馬氏體的開始轉(zhuǎn)變溫度Ms低于低碳馬氏體的Ms，高碳馬氏體相變開始時間較晚，加上這時馬氏體轉(zhuǎn)變溫度降低了，所以高碳馬氏體的自回火的傾向和程度低于低碳馬氏體，浸蝕后的顏色也沒有低碳馬氏體那么深。

低碳鋼滲碳的鎖夾心部組織，深灰色相為回火低碳馬氏體，白色相為鐵素體，淺灰色相為粒狀貝氏體低碳馬氏體的電子顯微鏡形貌，無碳化物顆粒低碳馬氏體晶粒中的領域1低碳馬氏體晶粒中的領域2低碳馬氏體晶粒中的領域3

回火索氏體S回

淬火托氏體T淬

回火托氏體T回

貝氏體B

分為上貝氏體、下貝氏體和粒狀貝氏體三種，是碳化物在鐵素體基體上呈規(guī)則排列的機械混合物，因C原子擴散、Fe原子不擴散，稱半擴散型相變。

魏氏組織W

分鐵素體魏氏組織和滲碳體魏氏組織兩種,均是單相組織.

中碳鋼調(diào)質(zhì)后優(yōu)良的回火索氏體中碳鋼調(diào)質(zhì)后優(yōu)良的回火索氏體黑團狀沿晶析出的淬火托素體該處由于冷卻速度不足形成上貝氏體晶界黑團狀沿晶析出的淬火托素體該處由于冷卻速度不足形成上貝氏體網(wǎng)狀淬火托氏體T12鋼780℃淬水，淬火馬氏體＋殘留奧氏體＋沿晶分布的黑色托氏體組織B上沿晶斷續(xù)鐵素體網(wǎng)B上微細結構示意圖B上B上的電子顯微鏡組織結構基體為鐵素體斷續(xù)的條狀滲碳體10000×B下B下微細結構示意圖下貝氏體的電子顯微鏡微細組織結構橙色圈內(nèi)為一個鐵素體片與鐵素體片軸呈一角度的、互相平行的小片滲碳體45鋼1300℃保溫4小時，嚴重過熱，黑色基體為珠光體，針狀鐵素體沿晶析出形成魏氏組織魏氏組織GCr15鋼正火過熱，再經(jīng)840℃淬火基體為馬氏體，在基體上長出粗長針狀分布的碳化物---過共晶魏氏組織T8工具鋼球化不良，JB/T5074-2007評為8級試分析鋼件淬不上火的原因？

（1）鋼件加熱溫度過低，基本未能奧氏體化；

（2）冷卻速度不足，低于該鋼的臨界冷卻速度；

（3）該鋼的奧氏體穩(wěn)定性過高，室溫仍為奧氏體。

（4）等溫淬火時，因硝鹽用得時間過久，發(fā)生老化，加上沒有及時撈渣和補加新鹽，導致傳熱能力下降，過冷度不足，淬不上火。

（5）等溫淬火高于Ms，如50CrV鋼在＞300℃硝鹽槽中等溫淬火，得不到全部馬氏體組織。珠光體，馬氏體，貝氏體擴散性能比較

珠光體Fe,C原子均能擴散，稱擴散型相

馬氏體Fe,C原子均不擴散，稱無擴散型相變

貝氏體C原子擴散，F(xiàn)e原子不擴散