第一章 熱處理原理

熱處理工藝遼寧科技大學(xué)應(yīng)用技術(shù)學(xué)院主講教師：王疆改善鋼材性能的主要辦法1.合金化2.熱處理大多數(shù)金屬制品使用前，均需進(jìn)行熱處理。？1.強(qiáng)化金屬材料、挖掘材料性能潛力，提高產(chǎn)品質(zhì)量、大幅度延長機(jī)器零件的使用壽命；2.可以消除鑄、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷，細(xì)化晶粒，消除偏析，降低應(yīng)力，使鋼的組織和性能更加均勻；3.使工件表面具有抗磨損、耐腐蝕等特殊物理化學(xué)性能。熱處理的作用西漢——司馬遷《史記·天官書》

“水與火合為淬”。

東漢——班固《漢書·王褒傳》

“巧冶鑄干將之樸，清水淬其鋒”。

明末清初——宋應(yīng)星《天工開物》——預(yù)冷淬火

以已健劃成縱斜文理，劃時斜向入，則方成焰。劃后燒紅，退微冷，入水健。

我國最早在秦漢時期出現(xiàn)熱處理，早歐洲2000多年。熱處理發(fā)展現(xiàn)狀1、總體水平落后于西方發(fā)達(dá)國家；2、大力發(fā)展，奮起直追。中國航母殲15鋼在加熱時組織的轉(zhuǎn)變第一章鋼的熱處理原理概述固態(tài)金屬中原子的擴(kuò)散鋼在冷卻時組織的轉(zhuǎn)變1234一．熱處理的概念金屬材料在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫預(yù)定的時間，然后以預(yù)定的方式冷卻下來的一種加工工藝。第一節(jié)概述二.熱處理的原理通過改變其內(nèi)部的組織來改變金屬工件的性能，發(fā)生一系列具有嚴(yán)格規(guī)律的組織轉(zhuǎn)變過程。實(shí)質(zhì)：在加熱、保溫和冷卻過程中，鋼的組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化，從而改變了其性能。根據(jù)加熱和冷卻方法的不同，可以分為：1.普通熱處理：退火、正火、淬火和回火；2.表面熱處理：表面淬火和化學(xué)熱處理；

表面淬火：感應(yīng)加熱表面淬火和火焰加熱表面淬火；化學(xué)熱處理：滲碳、滲氮、碳氮共滲、滲硼、滲硫以及其它金屬等。3.特殊熱處理：如：真空熱處理、變形熱處理和控制氣氛熱處理等。

三.熱處理的分類及工藝曲線溫度℃時間臨界溫度加熱保溫冷卻工藝曲線熱處理的工藝參數(shù)有：

加熱溫度保溫時間冷卻方式四.熱處理的理論基礎(chǔ)相變：構(gòu)成物質(zhì)的原子（或分子）的聚合狀態(tài)（相狀態(tài)）發(fā)生變化的過程均稱為相變。如：從液相到固相的凝固過程；從液相到氣相的蒸發(fā)過程固態(tài)相變：金屬和陶瓷等固態(tài)材料在溫度和壓力改變時，其內(nèi)部組織

或結(jié)構(gòu)會發(fā)生變化，即發(fā)生從一種相狀態(tài)到另一種相狀態(tài)的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變稱為固態(tài)相變。相變前的相狀態(tài)稱為舊相或母相，相變后的相狀態(tài)稱為新相。相：具有相同的成分、結(jié)構(gòu)和性能，且有界面與其它部分分開的均勻組成部分。（一）相變概論按平衡狀態(tài)分類按原子遷移分類按相變方式分類平衡相變非平衡相變擴(kuò)散相變非擴(kuò)散型相變有核相變無核相變相變分類（二）相變分類平衡相變

平衡相變是指在緩慢加熱或冷卻時所發(fā)生的能獲得符合平衡狀態(tài)圖的平衡組織的相變。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變平衡脫溶沉淀共析轉(zhuǎn)變調(diào)幅分解有序化轉(zhuǎn)變常見平衡相變同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變純金屬在溫度和壓力改變時，由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)的過程稱為同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。若在固溶體中發(fā)生這種結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，則稱為多形性轉(zhuǎn)變。如鋼在冷卻時由奧氏體中析出先共析鐵素體的過程。純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變平衡脫溶沉淀在緩慢冷卻條件下，由過飽和固溶體中析出過剩相（或第二相）的過程稱為平衡脫溶沉淀。具有脫溶沉淀的二元合金平衡狀態(tài)圖特點(diǎn)：新相的成分和結(jié)構(gòu)始終與母相的不同；(b)母相不會消失。

例如：鋼在冷卻時，由奧氏體析出二次滲碳體的過程。合金在冷卻時，由一個固相分解為兩個不同固相的轉(zhuǎn)變稱為共析相變（或珠光體型轉(zhuǎn)變），如：γ→α+β；反之，如果合金加熱時所發(fā)生的相反轉(zhuǎn)變稱為逆共析相變，如：α+β→γ。具有共析相變的二元合金平衡狀態(tài)圖共析轉(zhuǎn)變

特點(diǎn)：兩個生成相的結(jié)構(gòu)和成分都與母相不同。類似于合金結(jié)晶時的共晶反應(yīng)。調(diào)幅分解某些合金在高溫下具有均勻單相固溶體，但冷卻到某一溫度范圍時可分解成為與原固溶體結(jié)構(gòu)相同但成分不同的兩個微區(qū)，這種轉(zhuǎn)變稱為調(diào)幅分解。特點(diǎn)：在轉(zhuǎn)變初期形成的兩個微區(qū)之間并無明顯界面和成分突變；通過上坡擴(kuò)散，最終使原來的均勻固溶體變成不均勻固溶體。有序化轉(zhuǎn)變固溶體中，各組元原子在晶體點(diǎn)陣中的相對位置由無序到有序（指長程有序）的轉(zhuǎn)變稱為有序化轉(zhuǎn)變。在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等許多合金系中都可發(fā)生這種有序化轉(zhuǎn)變。非平衡相變?nèi)艏訜峄蚶鋮s速度很快，平衡相變將被抑制，固態(tài)材料可能發(fā)生某些平衡狀態(tài)圖上不能反映的轉(zhuǎn)變，并獲得被稱為不平衡或亞穩(wěn)態(tài)的組織，這種轉(zhuǎn)變稱為非平衡相變。偽共析相變馬氏體相變貝氏體相變非平衡脫溶沉淀有代表性的幾種非平衡相變偽共析相變Fe-C平衡狀態(tài)圖接近共析點(diǎn)成分的合金，過冷到共析點(diǎn)以下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變的過程；鐵素體和滲碳體的相對量隨奧氏體的含碳量而變，故稱為偽共析體。馬氏體相變?nèi)暨M(jìn)一步提高冷卻速度，鋼中奧氏體只能以不發(fā)生原子擴(kuò)散、不引起成分改變的方式，通過切變方式由γ點(diǎn)陣改組為α點(diǎn)陣來實(shí)現(xiàn)點(diǎn)陣的改組，這種轉(zhuǎn)變稱為馬氏體相變，其成分與母相奧氏體相同。貝氏體相變珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍之間，鐵原子不能擴(kuò)散，碳原子尚具有一定的擴(kuò)散能力，這種非平衡相變稱為貝氏體相變（或稱為中溫轉(zhuǎn)變）。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是α相與碳化物的混合組成的非層片狀組織，稱其為貝氏體。非平衡脫溶沉淀在等溫條件下，由過飽和固溶體中析出第二相的過程；析出相為非平衡亞穩(wěn)相；

相變時，相界面的移動是通過原子近程或遠(yuǎn)程擴(kuò)散而進(jìn)行的相變稱為擴(kuò)散型相變，也稱為“非協(xié)同型”轉(zhuǎn)變。特點(diǎn)：

只有當(dāng)溫度足夠高，原子活動能力足夠強(qiáng)時，才能發(fā)生擴(kuò)散型相變。溫度愈高，原子活動能力愈強(qiáng)，擴(kuò)散距離也就愈遠(yuǎn)。新相和母相的成分往往不同。只有因新相和母相比容不同而引起的體積變化，沒有宏觀形狀改變。

如：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、多形性轉(zhuǎn)變、脫溶型相變、共析型相變、調(diào)幅分解和有序化轉(zhuǎn)變等等。擴(kuò)散型相變相變過程中原子不發(fā)生擴(kuò)散，參與轉(zhuǎn)變的所有原子的運(yùn)動是協(xié)調(diào)一致的相變稱為非擴(kuò)散型相變，也稱為“協(xié)同型”轉(zhuǎn)變。特點(diǎn)：相變時原子僅作有規(guī)則的遷移以使點(diǎn)陣發(fā)生改組。遷移時，相鄰原子相對位置保持不變。存在由于均勻切變引起的宏觀形狀改變，可在預(yù)先制備的拋光試樣表面上出現(xiàn)浮突現(xiàn)象。相變不需要通過擴(kuò)散，新相和母相的化學(xué)成分相同。新相和母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。某些材料發(fā)生非擴(kuò)散相變時，相界面移動速度極快，可接近聲速。非擴(kuò)散型相變有核相變有形核階段，新相核心可均勻形成，也可擇優(yōu)形成，新相與母相之間有相界面隔開。大多數(shù)固態(tài)相變屬于此類。無核相變無形核階段，以成分起伏作為開端，依靠上坡擴(kuò)散使?jié)舛炔钪饾u增大，最后由一個單相固溶體分解成為成分不同而點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相同的以共格界面相聯(lián)系的兩個相。如調(diào)幅分解即為無核相變。相變分類總結(jié)：金屬固態(tài)相變的三種基本變化：（1）結(jié)構(gòu)；（2）成分；（3）有序程度；只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏體相變只有成分的變化：調(diào)幅分解既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，脫溶沉淀五.鋼的臨界溫度平衡臨界點(diǎn)：加熱臨界點(diǎn)：冷卻臨界點(diǎn)：A1、

A3、

AcmAc1、Ac3、AccmAr1、Ar3、Arcm加熱（冷卻）時鐵碳相圖上各臨界點(diǎn)的位置

第二節(jié)固態(tài)金屬中原子的擴(kuò)散擴(kuò)散---是物質(zhì)內(nèi)部由于熱運(yùn)動而導(dǎo)致原子或分子遷移的過程,是固體中唯一的物質(zhì)遷移方式。①表象理論：根據(jù)所測量的參數(shù)描述物質(zhì)傳輸?shù)乃俾屎蛿?shù)量等；②原子理論：擴(kuò)散過程中原子是如何遷移的。研究擴(kuò)散一般有兩種方法：（一）擴(kuò)散現(xiàn)象實(shí)驗(yàn)：把Cu、Ni兩根金屬棒對焊在一起,在焊接面上鑲嵌上幾根鎢絲作為界面標(biāo)志，然后加熱到高溫并保溫很長時間：一.表象理論J＝－DdC/dx它僅適應(yīng)于穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散，即質(zhì)量濃度不隨時間而變化。（二）菲克第一定律當(dāng)固態(tài)中存在成分差異時，原子將從濃度高處向濃度低處擴(kuò)散，擴(kuò)散中原子的通量與質(zhì)量濃度梯度成正比，即該方程稱為菲克第一定律。擴(kuò)散通量kg/(m2.s)

擴(kuò)散物質(zhì)的質(zhì)量濃度kg/m3

擴(kuò)散系數(shù)m2/s

大多數(shù)擴(kuò)散過程是非穩(wěn)態(tài)過程，即濃度是隨時間而變化的，需要用菲克第二定律處理。（三）菲克第二定律流入質(zhì)量－流出質(zhì)量＝積存質(zhì)量或流入速率－流出速率＝積存速率。?C/?t=D（?2C/?x2＋?2C/?y2＋?2C/?z2）考慮三維擴(kuò)散情況，并假定D是各向同性的，則菲克第二定律普遍式為：?C/?t=D?2C/?x2如果假定D與濃度無關(guān)，則上式可寫為：?C/?t=?(D?C/?x)/?x可導(dǎo)出：為菲克第二定律。例：在滲碳中的應(yīng)用

把低碳鋼制的零件放入滲碳介質(zhì)中滲碳。零件被看作是半無限長的情況。滲碳一開始，表面立刻達(dá)到滲碳?xì)夥盏奶紳舛菴s并始終不變。這種情況的邊界條件為：

C（x＝0；t）＝Cs；C（x＝∞；t）＝C0，初始條件為：C（x；t＝0）＝C0。根據(jù)菲克第二定律，得通解為C0為原始濃度；Cs為滲碳?xì)夥諠舛?；Cx為距表面x處得濃度；；為誤差函數(shù)

表1.1誤差函數(shù)表ZerfZZerfZZerfZZerfZ000.30.32850.70.67781.30.9340.010.01130.350.37940.750.71121.40.95230.020.02260.40.42840.80.74211.50.96610.030.03380.450.47550.850.77071.60.97630.040.04510.50.52050.90.79691.70.98380.050.05640.550.56330.950.82091.80.98910.10.11250.60.603910.84271.90.99280.20.22270.650.6421.20.910320.99530.250.2763

【例題】將純鐵放于滲碳爐內(nèi)滲碳，假定滲碳溫度為920℃，滲碳介質(zhì)碳濃度Cs＝1.2％，

D＝1.5×10-11m2/s，t＝10h。（1）求表層碳濃度分布；（2）如規(guī)定濃度滲層深度為表面至0.3％C處得深度，求滲層深度。特定情況下，物質(zhì)也可能從低濃度區(qū)向高濃度區(qū)擴(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果提高了濃度梯度，這種擴(kuò)散稱為上坡擴(kuò)散或逆向擴(kuò)散。（四）擴(kuò)散驅(qū)動力及上坡擴(kuò)散

1．置換機(jī)制二.原子理論2．間隙機(jī)制1．溫度溫度越高，原子熱激活能量越大，越易發(fā)生遷移，擴(kuò)散系數(shù)越大。2．固溶體類型不同類型的固溶體，原子的擴(kuò)散機(jī)制不同，間隙擴(kuò)散激活能比置換擴(kuò)散激活能小得多。三.影響擴(kuò)散的因素4．濃度

理論上講是濃度越大越利于擴(kuò)散，但實(shí)際上濃度引起的擴(kuò)散系數(shù)的變化不超過2～6倍。3．晶體結(jié)構(gòu)在溫度及成分一定的條件下任一原子在密堆點(diǎn)陣中的擴(kuò)散要比在非密堆點(diǎn)陣中的擴(kuò)散慢。如同一種元素在α-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)比在γ-Fe中的大。5．第三組元的影響具體情況有三種：1）強(qiáng)碳化物形成元素如W、MO、Cr等，由于它們與碳的親和力較大，能強(qiáng)烈阻止碳的擴(kuò)散，降低碳的擴(kuò)散系數(shù)。2）不能形成穩(wěn)定碳化物，但易溶解于碳化物中的元素，如Mn等，他們對碳的擴(kuò)散影響不大。3）不形成碳化物而溶于固溶體中的元素對碳的擴(kuò)散的影響各不相同。如加入4％CO能使碳在γ鐵中的擴(kuò)散速率增加一倍，而Si則降低碳的擴(kuò)散系數(shù)。6.短路擴(kuò)散

晶界、表面和位錯等缺陷對擴(kuò)散起著快速通道的作用，這是由于晶體缺陷處點(diǎn)陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態(tài)，易于跳躍，故各種缺陷處的擴(kuò)散激活能均比晶內(nèi)擴(kuò)散激活能小，加快了原子的擴(kuò)散。

7．應(yīng)力的作用應(yīng)力越大，原子擴(kuò)散的速度越大。第三節(jié)鋼加熱時的組織轉(zhuǎn)變由Fe-Fe3C相圖可知，鋼在加熱時均要發(fā)生奧氏體化過程。一.奧氏體形成的溫度范圍

根據(jù)Fe-Fe3C平衡狀態(tài)圖，奧氏體（γ）是高溫穩(wěn)定相，狀態(tài)圖中的GSEJNG區(qū)域是奧氏體穩(wěn)定存在的區(qū)域。二.奧氏體的組織結(jié)構(gòu)和性能奧氏體是C溶于γ－Fe中形成的間隙固溶體；C%max=2.11%。

C原子位于點(diǎn)陣中心和棱邊的中點(diǎn)處，即八面體空隙上。奧氏體晶胞示意圖

C溶入產(chǎn)生晶格畸變，點(diǎn)陣常數(shù)增大。C濃度分布不均。組織通常為等軸狀多邊形晶粒，不平衡加熱時晶粒呈針狀或球狀。晶粒內(nèi)部往往存在孿晶亞結(jié)構(gòu)。奧氏體的性能

碳鋼中A是高溫穩(wěn)定相，在室溫下不穩(wěn)定，通過加合金元素可以得到室溫穩(wěn)定的奧氏體組織，如1Gr18Ni9Ti。奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無磁性）。奧氏體中鐵原子的自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，因此奧氏體鋼的熱強(qiáng)性好，可作為高溫用鋼。

奧氏體的導(dǎo)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，σS

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(jìn)行。三、鋼的奧氏體化過程（以共析鋼為例）4.奧氏體成分的均勻化2.奧氏體長大：Fe、C原子的擴(kuò)散和Fe原子的晶格改組3.殘余滲碳體的溶解1.奧氏體形核：主要在相界面上，其次P團(tuán)界、F亞結(jié)構(gòu)界面四．鋼在連續(xù)加熱時P→A的轉(zhuǎn)變鋼在實(shí)際加熱時，奧氏體是在連續(xù)加熱過程中形成的。即在奧氏體形成過程中，溫度是不斷升高的。與等溫轉(zhuǎn)變相比較，具有以下特點(diǎn)：

（二）相變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的（三）轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度的增大而增大

（四）奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增大（五）奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速度的增大而細(xì)化（一）在一定的加熱速度范圍內(nèi)，相變臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高；總之，連續(xù)加熱時，隨加熱速度的增大：奧氏體形成溫度升高，奧氏體的起始晶粒細(xì)化；剩余碳化物的數(shù)量增多，奧氏體基體的平均碳含量降低；

（使得淬火馬氏體獲得韌化和強(qiáng)化）

（一）奧氏體晶粒大小五、奧氏體晶粒的長大及影響因素3.鋼在加熱時奧氏體晶粒長大的傾向用本質(zhì)晶粒度來表示。根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法(YB27—64)：鋼加熱到930℃±10℃、保溫8小時、冷卻后測得的晶粒度叫本質(zhì)晶粒度。（二）實(shí)際晶粒度、起始晶粒度和本質(zhì)晶粒度實(shí)際晶粒度：經(jīng)熱處理后獲得的實(shí)際奧氏體晶粒大小，它決定鋼的性能。

2.起始晶粒度：奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。原冶金部標(biāo)準(zhǔn)YB27—64規(guī)定：晶粒度大小在5～8級為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，1～4級為本質(zhì)粗晶粒鋼。（三）奧氏體晶粒大小的控制（1）合理選擇加熱溫度和保溫時間

隨著溫度升高晶粒度將長大。溫度愈高,晶粒長大愈明顯。在一定溫度下,保溫時間愈長,奧氏體晶粒也越粗大。（2）控制加熱速度：

加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時間短奧氏體晶粒來不及長大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。

（3）C%的影響：

A中含碳量越高，晶粒長大的傾向增多。超過一定值時以未溶的Fe3C碳化物形式存在,則它有阻礙A晶粒長大的作用。（4）加入合金元素：Mn和P促進(jìn)A晶粒長大。合金元素影響：Al、Ti、Zr、V、W、Nb形成熔點(diǎn)較高的碳化物，彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長大，其中鈮的作用最強(qiáng)，鋁的作用最弱。（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN----本質(zhì)細(xì)晶粒鋼

用Si、Mn脫氧

----本質(zhì)粗晶粒鋼（6）原始組織的影響原始組織主要影響奧氏體起始晶粒度。

原始組織愈細(xì)，碳化物彌散度愈大，所得到的奧氏體

起始晶粒就愈細(xì)小。1）加熱溫度↑，保溫時間↑，則A晶粒長大越快；2）加熱速度↑，則A晶粒細(xì)；3）加入合金元素，則A晶粒細(xì)；4）原始組織細(xì)，則A晶粒細(xì)；總之：1.過熱：由于加熱工藝不當(dāng)(加熱溫度過高、保溫時間過長等)而引起實(shí)際奧氏體晶粒粗大，在隨后的淬火或正火得到十分粗大的組織，從而使鋼的機(jī)械性能嚴(yán)重惡化，此現(xiàn)象稱為過熱。2.過燒：由于加熱工藝不當(dāng)(加熱溫度過高、保溫時間過長等)而引起奧氏體晶界熔化的現(xiàn)象稱為過燒。

（四）加熱缺陷溫度℃時間臨界點(diǎn)加熱保溫連續(xù)冷卻不同冷卻方式示意圖一、冷卻條件對鋼性能的影響等溫冷卻如：爐冷、空冷、油冷、水冷如：等溫淬火、等溫退火第四節(jié)鋼在冷卻時組織的轉(zhuǎn)變二、過冷奧氏體的等溫冷卻轉(zhuǎn)變共析碳鋼等溫轉(zhuǎn)變C－曲線示意圖轉(zhuǎn)變終了線轉(zhuǎn)變開始線

A→M開始線

A→M終了線

A

A+M穩(wěn)定的奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)A向產(chǎn)物轉(zhuǎn)變開始線A向產(chǎn)物轉(zhuǎn)變終止線

A

+產(chǎn)物區(qū)產(chǎn)物區(qū)A1～550℃;高溫轉(zhuǎn)變區(qū);擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變;P轉(zhuǎn)變區(qū).550～Ms(230℃);中溫轉(zhuǎn)變區(qū);半擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變;

貝氏體(B)轉(zhuǎn)變區(qū).Ms～Mf(-50℃);低溫轉(zhuǎn)變區(qū);非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變;

馬氏體(M)轉(zhuǎn)變區(qū).時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度(℃)0400A1MsMf共析碳鋼等溫轉(zhuǎn)變C－曲線示意圖

A+MM三、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能（一）珠光體相變

1864年，英國地質(zhì)學(xué)家索比（Sorby）首先在碳素鋼中觀察到珠光體組織。何為珠光體?

珠光體是奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變所形成的鐵素體與滲碳體的共析體。何為珠光體轉(zhuǎn)變？共析相變平衡相變擴(kuò)散型相變珠光體的典型形態(tài)：片狀或?qū)訝钍氰F素體薄層和滲碳體薄層交替重疊的層狀復(fù)相物，也稱片狀珠光體，如圖所示。符號：P（Pearlite）含碳量ωc＝0.77％；片層間距S0珠光體團(tuán)片層間距：珠光體團(tuán)：片層方向大致相同的區(qū)域稱為“珠光體團(tuán)”或“珠光體晶?！?。珠光體P，3800×索氏體S,8000×屈氏體T,8000×700℃650℃600℃電子顯微組織圖根據(jù)片層間距的大小，珠光體型組織又可分為：獲得珠光體組織的熱處理工藝：退火與正火。珠光體索氏體屈氏體T12A鋼的粒狀珠光體組織球狀珠光體的組織特征組成：鐵素體基體＋粒狀滲碳體典型形態(tài)：球狀或粒狀珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成過程相組成：γ→（α+Fe3C）碳含量：0.77%0.02%6.69%點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)：面心立方體心立方復(fù)雜斜方珠光體的形核形核部位條件：能量起伏、成分起伏和結(jié)構(gòu)起伏奧氏體晶界（優(yōu)先）奧氏體晶內(nèi)（溫度較低）

過冷度小時滲碳體是領(lǐng)先相，過冷度大時鐵素體是領(lǐng)先相；在亞共析鋼中鐵素體是領(lǐng)先相，在過共析鋼中滲碳體是領(lǐng)先相；在共析鋼中兩者為領(lǐng)先相的幾率相同，但一般認(rèn)為領(lǐng)先相是滲碳體。珠光體鐵素體滲碳體領(lǐng)先相？（相變溫度和奧氏體成分）珠光體轉(zhuǎn)變時的領(lǐng)先相橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多?？v向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續(xù)地向奧氏體中延伸；片狀珠光體形成過程示意圖珠光體轉(zhuǎn)變過程（2）粒狀珠光體的形成過程滲碳體片存在內(nèi)部缺陷，在亞晶界處出現(xiàn)溝槽片狀滲碳體破斷、球化過程示意圖片狀滲碳體破斷、球化過程珠光體的機(jī)械性能及其影響因素1）珠光體層片間距S0（與晶界類似）

S0減小，相界面增多，變形抗力提高，強(qiáng)度提高；另外S0減小，F(xiàn)e3C變薄，易彎曲和滑移使塑性提高。2）珠光體團(tuán)尺寸珠光體團(tuán)尺寸與珠光體形成溫度和原奧氏體晶粒尺寸有關(guān)，珠光體形成溫度低和奧氏體晶粒尺寸細(xì)小導(dǎo)致珠光體團(tuán)尺寸小，單位體積內(nèi)片層排列方向增多，應(yīng)力集中可能性降低，導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性提高；反之強(qiáng)度和塑性降低。3）鐵素體亞結(jié)構(gòu)鐵素體亞結(jié)構(gòu)尺寸越細(xì)，位錯的量越多，受Fe3C阻礙變形抗力越高，強(qiáng)度越高。4）球狀珠光體性能同一成分鋼，球狀P相界面比片狀P少，強(qiáng)度低；塑性好是因?yàn)镕呈連續(xù)分布，F(xiàn)e3C顆粒分布在F基體上，對位錯阻礙作用小。因此P粒表現(xiàn)出：

(1)切削加工性能好；

(2)冷塑性變形性能好；

(3)加熱時變形或開裂傾向小。（a）顯微照片

（b）示意圖T8鋼上貝氏體組織（二）貝氏體相變過冷奧氏體在550℃～350℃之間轉(zhuǎn)變形成的產(chǎn)物稱上貝氏體（B上)。B上呈羽毛狀,小片狀的滲碳體分布在成排的鐵素體片之間。HRC:40~45。（a）顯微照片

（b）示意圖GCr15鋼下貝氏體組織過冷奧氏體在350℃--Ms之間等溫時，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變成下貝氏體（B下），呈黑色針狀或竹葉狀，其中顆粒狀碳化物(Fe2.4C)沿一定方向分布分布在F片之上，HRC:50~55。

貝氏體的性能上貝氏體中鐵素體片較寬，塑性變形抗力較低；同時滲碳體分布在鐵素體片之間，容易引起脆斷，因此強(qiáng)度和韌性都較差。下貝氏體中鐵素體針細(xì)小，無方向性，碳的過飽和度大，位錯密度高，且碳化物分布均勻、彌散度大，所以強(qiáng)度高，韌性好，具有較好的綜合機(jī)械性能。這種下貝氏體應(yīng)用廣泛。貝氏體相變的基本特征1）B相變是過冷A在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)（550℃~Ms）發(fā)生的非平衡相變，轉(zhuǎn)變溫度范圍寬，轉(zhuǎn)變有孕育期。2）B轉(zhuǎn)變過程主要是B鐵素體的形核和長大過程，在不同溫度下得到不同類型的B組織形貌。3）B組織的相組成主要是B鐵素體和碳化物，B轉(zhuǎn)變不完全有殘余A，進(jìn)一步冷卻A→M

,形成B+M+A/（殘余A）。4）B轉(zhuǎn)變有表面浮凸現(xiàn)象。5）B轉(zhuǎn)變是B鐵素體的共格切變型相變和碳原子的擴(kuò)散型相變，碳原子的擴(kuò)散速度控制著B的轉(zhuǎn)變速度，F(xiàn)e及合金元素不擴(kuò)散。影響貝氏體相變的因素（1）溫度等溫溫度越高，轉(zhuǎn)變量越少；有孕育期；轉(zhuǎn)變速度先增后減。冷卻時在不同溫度下停留的影響冷卻時不同溫度停留的三種情況①曲線1：在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留，會加速隨后的貝氏體轉(zhuǎn)變速度。

原因：在等溫停留時從奧氏體中析出了碳化物，降低了奧氏體中碳和合金元素的濃度，即降低了奧氏體的穩(wěn)定性，所以使貝氏體轉(zhuǎn)變加速。②曲線2：在貝氏體形成溫度的高溫區(qū)停留，形成部分上貝氏體，然后再冷至貝氏體相變的低溫區(qū)，將降低貝氏體轉(zhuǎn)變的速度，即奧氏體發(fā)生了穩(wěn)定化。③曲線3：先冷至低溫，形成少量馬氏體或下貝氏體，然后再升至較高溫度，則先形成的少量馬氏體和下貝氏體將加速隨后的貝氏體轉(zhuǎn)變速度。原因：較低溫度下的相變使奧氏體點(diǎn)陣發(fā)生畸變，從而加速了貝氏體的形核，加速貝氏體的形成。奧氏體中碳含量的增加，轉(zhuǎn)變時需要擴(kuò)散的原子數(shù)量增加，等溫轉(zhuǎn)變C曲線右移，轉(zhuǎn)變速度下降。（2）碳含量上貝氏體鐵素體的長大速度主要取決于奧氏體中碳的擴(kuò)散速度；下貝氏體的相變速度，主要取決于鐵素體內(nèi)碳化物的沉淀速度。除Al、Co外，合金元素都或多或少地降低貝氏體轉(zhuǎn)變速度，同時也使貝氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍下降，從而使珠光體與貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線分開。（3）合金元素奧氏體晶粒越大，晶界面積越少，形核部位越少，孕育期越長，貝氏體轉(zhuǎn)變速度下降。（4）奧氏體晶粒大?。?）應(yīng)力和塑性變形的影響拉應(yīng)力加快貝氏體轉(zhuǎn)變;

在較高溫度的形變使貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期延長，速度減慢；而在較低溫度的形變卻使轉(zhuǎn)變的孕育期縮短，速度加快。（三）馬氏體相變將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，鋼中奧氏體只能以不發(fā)生原子擴(kuò)散、不引起成分改變，通過切變方式由γ點(diǎn)陣改組為α點(diǎn)陣來實(shí)現(xiàn)點(diǎn)陣的改組，這種轉(zhuǎn)變稱為馬氏體相變。*

產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。馬氏體----碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)

①過冷A轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體是一種非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變

鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發(fā)生點(diǎn)陣改組。

可以在很低的溫度范圍內(nèi)進(jìn)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。②馬氏體的形成速度很快③馬氏體轉(zhuǎn)變是不徹底的

——有殘余奧氏體

殘余奧氏體的含量與MS、Mf的位置有關(guān)。奧氏體中的碳含量越高，則MS、Mf越低，殘余A含量越高。只在碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)少于0.6%時,殘余A可忽略。④馬氏體形成時體積膨脹

體積膨脹在鋼中造成很大的內(nèi)應(yīng)力,嚴(yán)重時導(dǎo)致開裂。馬氏體轉(zhuǎn)變通常不能進(jìn)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（retainedaustenite）。符號：A/或AR

殘余奧氏體的作用因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度；不穩(wěn)定，易使零件產(chǎn)生變形開裂；降低硬磁鋼的磁感應(yīng)強(qiáng)度；可提高某些鋼的韌性和塑性。降低A/：冷處理——為了減少淬火至室溫后鋼中的A/量，可將其繼續(xù)冷卻至零下（Mf

點(diǎn)以下）進(jìn)行處理。提高A/：凡是降低Ms

點(diǎn)的因素均提高A/量。主要取決于奧氏體的化學(xué)成分：

C%↑→Ms↓→A/↑

合金元素↑→Ms↓→A/↑影響A/含量的因素：2.

馬氏體的形態(tài)與性能（1）馬氏體形態(tài)鋼中馬氏體根據(jù)成分（C%）和冷卻條件呈現(xiàn)不同的形態(tài)；按照亞結(jié)構(gòu)分為位錯型馬氏體、孿晶馬氏體；根據(jù)形態(tài)分為板條馬氏體、針片狀馬氏體、蝶狀馬氏體、薄板狀馬氏體、薄片狀馬氏體；板條馬氏體在顯微鏡下為一束束平行排列的細(xì)板條。在高倍透射電鏡下可看到板條馬氏體內(nèi)有大量位錯纏結(jié)的亞結(jié)構(gòu)，所以也稱位錯馬氏體。在低、中碳鋼，馬氏體時效鋼中出現(xiàn)，形成溫度較高。尺寸約為20～35μm。

①板條馬氏體（C%<0.25%,亦稱低碳馬氏體）。光鏡下電鏡下

針片狀馬氏體在光學(xué)顯微鏡中呈竹葉狀或凸透鏡狀，在空間形同鐵餅。馬氏體針之間形成一定角度(60°)。高倍透射電鏡分析表明，針狀馬氏體內(nèi)有大量孿晶，因此亦稱孿晶馬氏體。在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較低。②針片狀馬氏體（C%>1.0%。也叫高碳馬氏體）光鏡下針片狀馬氏體示意圖碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.25～1.0%之間時，為板條馬氏體和針片狀馬氏體的混和組織。如45鋼淬火的組織就是混合馬氏體。其它馬氏體形態(tài)1）蝶狀馬氏體存在于Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中；形成溫度在板條馬氏體和針狀馬氏體形成溫度之間；亞結(jié)構(gòu)以位錯為主，有少量孿晶。2）薄片狀馬氏體出現(xiàn)在Ms點(diǎn)為-100℃以下的Fe-Ni-C合金。立體形態(tài)為薄片狀，可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)；內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為孿晶，孿晶的寬度隨碳含量升高而減??；Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體出現(xiàn)在層錯能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中；晶體結(jié)構(gòu)為密排六方結(jié)構(gòu)；內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)：層錯。3）ε馬氏體影響馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)的因素馬氏體形成溫度（Ms點(diǎn)）；碳含量；合金元素；原始組織；外力作用；奧氏體強(qiáng)度；

Ms點(diǎn)為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動力（臨界驅(qū)動力）時的溫度。馬氏體形成溫度——Ms點(diǎn)的物理意義

Ms點(diǎn)：

Ms點(diǎn)高--形成板條馬氏體。

Ms點(diǎn)低--形成針片狀馬氏體。①溫度：淬火冷卻速度淬火速度增大，M相變的切變阻力降低，Ms↑，形成板條狀M；正常淬火速度，C原子擴(kuò)散能力降低，形成C原子聚積團(tuán)，能穩(wěn)定奧氏體；淬火速度增加，抑制C原子聚集團(tuán)的形成，弱化奧氏體，相變阻力降低，Ms升高。②碳含量

C%↑→Ms↓（N元素影響相同）

形態(tài)轉(zhuǎn)化：板條M→板條M+針片狀M→針片狀M

C<0.25%,板條狀M；

0.25%<C<1.0%，板條和針片狀混合；

C>1.0%,針片狀M；

亞結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變：位錯M→孿晶M③合金元素凡能縮小γ相區(qū)的元素促使得到板條M；凡能擴(kuò)大γ相區(qū)的元素促使板條M向針片狀M轉(zhuǎn)變；顯著降低A層錯能的（Mn）將促使轉(zhuǎn)化成ε-M。降低A穩(wěn)定性，提高M(jìn)s點(diǎn)提高A穩(wěn)定性，降低Ms點(diǎn)除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms

點(diǎn)。

奧氏體的晶粒大小

奧氏體晶粒細(xì)化→Ms↓（傾向形成針片狀M）

原因：晶粒細(xì)化→屈服強(qiáng)度σs↑→切變阻力↑→Ms↓④原始組織形變與應(yīng)力塑性變形Ms↑，拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力Ms↑，多向壓應(yīng)力Ms↓。磁場影響外加磁場，誘發(fā)馬氏體相變，Ms↑；⑤外力因素滑移和孿生的臨界分切應(yīng)力與溫度的關(guān)系

⑥奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)取決于相變時的變形方式：滑移？孿生？當(dāng)M在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應(yīng)力較低，滑移比孿生更易于發(fā)生，從而在亞結(jié)構(gòu)中留下大量位錯，形成亞結(jié)構(gòu)為位錯的板條馬氏體。由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強(qiáng)度均較低。相變時，相變應(yīng)力的松馳可以同時在奧氏體和馬氏體中以滑移方式進(jìn)行，形成板條狀的馬氏體。

變形方式的臨界分切應(yīng)力：滑移和孿生的臨界分切應(yīng)力與溫度的關(guān)系

隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應(yīng)力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進(jìn)行，形成亞結(jié)構(gòu)為孿晶的針片狀馬氏體。如Ms～Mf

高于T0，全部形成位錯型馬氏體，相反，如Ms～Mf

低于T0，全部形成孿晶型馬氏體。A的σS超過206MPa，相變應(yīng)力在兩相中均以孿生方式松弛：形成針片狀M。A屈服強(qiáng)度σS低于206MPa，應(yīng)力在A中以滑移方式松弛：形成M強(qiáng)度較低（滑移），得到板條狀M；形成M強(qiáng)度較高（孿生），形成針片狀M。Ms點(diǎn)處奧氏體的屈服強(qiáng)度和馬氏體強(qiáng)度：

a.硬度高。馬氏體是鋼中最硬的組織，馬氏體的硬度主要取決于其中的含碳量，與其它因素關(guān)系不大。但當(dāng)含碳量