最全课件讲解热处理的基本原理、发展过程和工艺分析

1、最全课件讲解热处理的基本原理、发展过程和工艺分析第1次课本次课主要内容： 1. 热处理的基本概念； 2. 热处理的发展过程； 3. 本门课程的主要内容，学习目的，意义及要求，考试方法； 4. 固态相变的定义，分类及基本特征； 5. 固态相变的形核与长大（钢在加热时的奥氏体转变）。问题的引出：1. 什么是热处理？2. 热处理的作用？将固态金属通过特定的加热和冷却，使之发生组织转变以获得所需性能的一种工艺过程。 材料科学的发展历史材料与人类的生活息息相关工程上 桥梁，机械，船舶，航天，兵器等日常生活中1.2 金属热处理在现代工业中的地位冶金，机械，航空，兵器等工业部门不可缺少的技术；提高产品质量和

2、寿命的关键工序；发挥金属材料潜力，达到机械零部件轻量化的重要手段；为开发新型材料提供了基础。成分工艺性能材料的三要素1.3 热处理的发展概况民间技艺阶段实验技术科学阶段理论科学阶段西汉时代已有淬火处理的钢剑（辽宁三道壕出土）炼钢赤刀，用之切玉如泥焉 明代宋应星天工开物十九世纪后期，钢加热/冷却时，内部组织变化性能变化的内部原因 英国 Robert Austen Fe-C相图 德国 Adoph Martens 金相显微镜 austenite martensite 马氏体相变理论 新的强韧化工艺1.4 本课程的主要内容，学习的意义，目的，方法主要内容金属固态相变基础钢中奥氏体的形成珠光体，马氏体，

3、贝氏体转变钢的过冷奥氏体转变图钢的回火转变钢的退火，正火，淬火与回火学习的意义系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法 ；加深对热处理规律的认识； 培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的能力。学习的方法 理论联系实际 参考书：1. 田荣璋. 金属热处理. 冶金工业出版社，1985年；2. 王希琳. 金属材料及热处理. 水利电力出版社，1992年；3夏立芳编.金属热处理工艺学.哈尔滨工业大学出版社,2005年。考试方式考试采取闭卷形式。考核方式：笔试（50%），实验（30%），平时成绩（20%）第一章 奥氏体的形成1.1 奥氏体及其形成机理1.1.1 奥氏体的结构及其存在范围图2-1 奥氏体

4、的单胞 奥氏体是碳溶于-Fe 中的间隙固溶体 碳原子位于八面体间隙中心，即FCC晶胞的中心或棱边的中点 八面体间隙半径 0.52 碳原子半径 0.77 点阵畸变统计分布，浓度起伏图2-2 Fe-C 相图 奥氏体相区： NJESGN包围的区域 GS线 - A3线 ES线 - Acm线 PSK线 - A1线 碳在奥氏体中的最大溶解度为2.11wt% (10at%) 碳原子的溶入使 -Fe的点阵畸变，点阵常数随碳含量的增加而增大1.1.2 奥氏体的性能 奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。 奥氏体的

5、导热系数较小，仅比渗碳体大。为避免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。 奥氏体塑性很好，S 较低，易于塑性变形。故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。1.1.3 奥氏体形成的热力学条件图2-3 自由能和温度关系图G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在晶体缺陷处形核引起的自由能降低 相变必须在一定的过热度T下，使得GV 0，才能得到GM）（2）加热速度 对具有非平衡组织的合金钢： 慢速加热或快速加热，容易出现组织遗传；中速加热可能避免出现组织遗传；3. 奥氏体晶粒的反常细化 过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至Ac3以上的正常加热温度，有可能得

6、到粗大的奥氏体晶粒，出现组织遗传，但如果加热到更高的温度（Ac3+100200），则奥氏体晶粒不仅不粗化，反而形成了细小的，晶体学位向不同的奥氏体晶粒，这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化。非相变奥氏体的自发再结晶4. 控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法 （1）对非平衡组织的过热钢，可以采用中速加热，得到细小的奥氏体晶粒 （2）对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火 （3）利用奥氏体的自发再结晶，快速加热至临界点以上100200，然后淬火 （4）对低合金钢，可采用多次正火使过热得到校正。思考 实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，因钢种及冶炼方法的不同而异。作 业1. 名词

7、解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度；遗传；组织遗传2. 简要叙述影响奥氏体形成速度的因素。3. 与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的特点。4. 简述影响奥氏体晶粒长大的因素。5. 预习。第二章 珠光体相变2.1 珠光体的组织形态与性能特点2.1.1 过冷奥氏体转变图3-1 TTT 曲线 过冷奥氏体等温转变动力学图，TTT曲线，C曲线，IT曲线。 反映温度-时间-转变量三者之间的关系。图3-2 共析碳钢 C 曲线Mf高温中温低温 A1 550 ，Fe、C原子均可扩散。 共析分解成珠光体 - 铁素体与渗碳体两相层片状机械混合物。 珠光体团(或领域) - 片层方向大致相同的珠光体，在一个

8、奥氏体晶粒内可以形成35个珠光体团。（1）高温转变图2-3 层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团（2）中温转变 550 220 ，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。 形成贝氏体-过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。 上贝氏体：550 稍下形成，羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。 下贝氏体：220 稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。图3-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400 非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马氏体与原奥氏体成分相同。 马氏体：碳在-Fe中的过饱和固溶体。 马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms ，终了点

9、Mf 。 （3）低温转变图3-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体 (X80) (b) 高碳钢中的针状(片状)马氏体 (X400)2.1.2 珠光体的组织形态 珠光体：由铁素体和渗碳体组成的机械混合物。 珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体片 组成一个珠光体领域，也称珠光体团。 珠光体片层间距：珠光体中一对铁素体片与渗碳 体片的厚度之和。 形成温度() 片层间距 (nm)珠光体 P Ar1 650 150 450索氏体 S 650 600 80 150屈氏体 T 600 550 30 80（2）粒状珠光体 铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织称为 粒状珠光体，也叫球状珠光体。（1）片状珠光体：渗

10、碳体为片状的珠光体。2.1.3 珠光体的片层间距 S0 珠光体的片层间距与转变温度有关，与过冷度成反比。图3-1 珠光体片层间距S0 定义：珠光体中一对铁素体片与渗碳体片的厚度之和。 在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要增大，这将使转变发生困难。 若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这时GV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不易进行。所以一定的T对应一定的 S0 。 原因： 原因：T 愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外， GV 会变大，可以增加较多的界面能，所以 S0 会变小。 原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团

11、直径也越细小。位向关系珠光体形成时，新相（渗碳体与铁素体）与母相（奥氏体）有着一定的晶体学位向关系，使新相和母相原子在界面上能够较好匹配。 铁素体与奥氏体之间保持K-S关系：渗碳体与奥氏体之间保持Pitsch关系：2.1.4 珠光体的力学性能 片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S0 。 片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高， 符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kS0-1 粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径 df ）， 也符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kdf-1/2 2.2 珠光体转变

12、的机理 2.2.1 珠光体形成的热力学图3-2 自由能-成分曲线 在A1（T1）温度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共切线。 在A1温度以下温度T2 ， 、Fe3C 三相间可作三条共切线，共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线之上。（1）珠光体形成时的领先相 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。 亚共析钢中，铁素体为领先相。2.2.2 片状珠光体的形成机制 珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。 珠光体的形核：在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。(0.77%C) (0.0218%C

13、) + Fe3C(6.69%C)(面心立方) (体心立方) (复杂斜方) 珠光体的纵向长大：由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相中产生浓度差C- C-k ，从而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面的碳浓度平衡，为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大。 珠光体的横向生长：Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度下降到C-k时，在Fe3C两侧通过点阵重构，形成两小片铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区，这又促使渗碳体片的形核生长。如此协调地交替形核生长，从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织。 珠光体的横向生长：铁素体片由于其两侧

14、渗碳体片的形成而停止横向增厚，渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止。 在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。3.2.3 球状珠光体的形成机制 图2-5 母相中的第二相母相 -Fe第二相 Fe3CCr=C-k 由于片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体，在球化退火时，将会自发球化。 与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度 C-k 大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内将引起碳原子扩散，结果界面碳浓度平衡被打破，为维持碳浓度平衡，渗碳体尖角处会溶解，而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体。图3-6 片状渗碳体溶断机制渗碳体片内亚晶界的存在，会产生一界面张力，为保持界面

15、张力平衡，在亚晶界处会出现沟槽。由于沟槽两侧曲率半径较小，此处渗碳体将溶解，而使曲率半径增大，破坏了界面张力的平衡，为恢复平衡，沟槽将进一步加深，直至渗碳体溶断。图3-7 片状渗碳体在 A1 温度以下球化过程示意图当奥氏体化不充分时，也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，直接形成球状珠光体。生产中球化退火和调质处理均可得到粒状珠光体 对有网状碳化物的过共析钢，一般应先进行正火以消除网状碳化物，然后再进行球化退火：有网状碳化物的过共析钢在Ac1Ac3之间加热时，网状碳化物也会发生断裂和球化，但所得碳化物颗粒较大，且往往呈多角形，“一”字形或“人”字形；网状碳化物为先共析相，采用正常的球化退火无法消

16、除网状碳化物，为使其断裂，球化所需的温度应高于正常球化退火温度。2.3 珠光体转变的动力学2.3.1 形核率 形成温度较高时，扩散较易，形核功起主导作用，由于温度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定温度时，扩散起主导作用，温度降低，扩散困难，形核率下降。 形核率随转变温度的降低先增后减，在550附近有一极大值。图3-8 形核率与转变温度的关系5503.3.2 长大速度图3-8 长大速度与转变温度的关系550 长大速度随转变温度的降低也是先增后减，在550附近也有一极大值。3.3.3 珠光体转变动力学曲线图3-9 珠光体转变的动力学曲线 当N、G不随转变时间改变时，Johnson-Mehl方程

17、： 当N随转变时间改变时，Avrami方程：从上图可以看出：各温度下的转变都有孕育期；随温度的降低，孕育期先减小后增加；转变温度一定时，转变速度随时间先增加后减小，在50%处达到最大；亚共析钢左上方有一条先共析铁素体析出线；过共析钢左上方有一条先共析渗碳体析出线。(a)(b)图3-10 亚共析钢(a)和过共析钢(b)的C曲线 含碳量 亚共析钢： C%，铁素体形核率；另外，相变 驱动力G- ，所以珠光体转变 速度下降，C 曲线右移。3.3.4 影响珠光体转变动力学的因素（1）钢的化学成分 若加热温度高于Accm： C% ，渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩

18、短，转变加速，C曲线左移。 若加热温度在Ac1Accm：C%，获得不均匀奥氏体及Fe3C，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。过共析钢：钢的碳含量奥氏体的碳含量 合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中 ，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。 在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。通过影响碳在奥氏体中的扩散速度，影响珠光体转变动力学；改变奥氏体向铁素体同素异构转变的速度通过合金元素在奥氏体中的扩散与再分配通过改变临界点通过影响珠光体的形核率和长大速度通过改变界面能合金元素改变珠光体转变动力学的途径 奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形

19、成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。 未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物（3）钢的原始组织 原始组织越粗大，珠光体形成速度就越快。（5）奥氏体化加热温度和保温时间 奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。（4）奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。 拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提

20、高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。 在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增 大，阻碍了 Fe、C 原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。（6）应力和塑性变形3.4 先共析转变和伪共析转变3.4.1 先共析转变研究对象：亚共析钢或过共析钢定义：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变称为先共析转变。析出的先共析铁素体的量取决于奥氏体的碳含量和冷却速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共析铁素体量越少。先共析铁素体的析出是一个形核和长大的过程。成核位置：奥氏体晶界3.4.2 亚共析钢先共析铁素体的

21、析出 在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为非共格。（1）形成温度较高时，非共格晶界易迁移，向奥氏体晶粒一侧长成球冠状。 若原奥氏体含碳量较高，析出的铁素体量较少，则铁素体易长成网状。 若原奥氏体含碳量较低，析出的铁素体量较多，且单位体积排出的碳原子较少，非共格界面更易迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布。（2）形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁移，这时主要依靠共格界面迁移。 铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，为减小应变能，铁素体呈片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长，该惯习面为 111。所以片状铁素体常常呈现为彼此平行，或互成60、90角。

22、这种先共析片状铁素体通常称为魏氏组织铁素体。先共析铁素体的形态块状：与奥氏体无共格关系网状：与奥氏体无共格关系片状：与奥氏体保持共格关系化学成分奥氏体晶粒大小冷却速度长大方式形状3.4.3 过共析钢先共析渗碳体的析出析出区域：ESG形态：粒状；网状或针状魏氏组织渗碳体：在奥氏体晶粒粗大，成分均匀的情况下，粒状的可能性小，一般呈针状或网状，此时的先共析渗碳体称为魏氏组织渗碳体。3.4.4 伪共析转变定义：非共析成分的奥氏体经快冷而进入ESG区域后将发生共析转变，即分解为铁素体与渗碳体的混合组织，这种共析转变称为伪共析转变。伪共析组织仍属于珠光体类型的组织；伪共析转变的分解机制及分解产物的组织特征

23、 与珠光体转变完全相同。伪共析组织中铁素体和渗碳体的量与珠光体 中的量不同。奥氏体的碳含量越高，渗碳体的 量就越多。产生伪共析转变的条件奥氏体的碳含量过冷度含碳量越接近共析成分，过冷度越大，越容易发生伪共析转变3.4.5 魏氏组织定义：工业上将具有针状先共析铁素体或 先共析渗碳体加珠光体的组织叫魏氏组织。前者叫铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体 魏氏组织。 一次魏氏组织铁素体：从奥氏体中直接析出的针状先共析铁素体。二次魏氏组织铁素体：从网状铁素体长出的针状先共析铁素体。图3-13 一次魏氏组织铁素体 d) 二次魏氏组织铁素体 e)2. 魏氏组织的形态 亚共析钢中的魏氏组织铁素体，单个的形貌是针状；

24、按它们的分布状态来看，则有羽毛状的；三角形的，也可能是几种形态混合。3. 魏氏组织的形成条件和基本特征魏氏组织铁素体是按成核，长大机理形成的，魏氏组织铁素体的尺寸随等温时间的延长而增大；魏氏组织铁素体形成时，也会产生表面浮凸现象；魏氏组织铁素体是沿奥氏体中一定的晶面析出的，惯习面为（111），并于奥氏体之间存在K-S位向关系。魏氏组织的形成有一个上限温度Ws点。在这个温度以上，魏氏组织不能形成。奥氏体晶粒越细， Ws点越低。奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织。当钢的碳含量超过0.6%时，魏氏组织铁素体较难形成。在连续冷却时，魏氏组织只在一定冷却速度下才能形成，过慢或过快的冷却速度都会抑制它的

25、产生。钢中加入Mn，会促进魏氏组织铁素体的形成，而加入Mo；Cr；Si等阻碍魏氏组织的形成。3. 魏氏组织的力学性能强度降低塑性和冲击韧性显著降低韧脆转变温度升高抗拉强度（MPa）屈服强度（MPa）伸长率（%）断面收缩率（%）冲击韧性（J.cm-2）严重魏氏组织5243379.517.512.74晶粒细化66944226.151.551.94表1 魏氏组织对45钢力学性能的影响珠光体的强度，硬度高于铁素体，而低于贝氏体，渗碳体和马氏体；塑性和韧性则高于贝氏体，渗碳体和马氏体；3.5 珠光体的力学性能化学成分热处理工艺力学性能片状珠光体的力学性能硬度：160280HBW抗拉强度：784882MP

26、a伸长率：20%25%钢中珠光体的力学性能，主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。片状珠光体的力学性能与珠光体的片间距，珠光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸有关。随珠光体团直径及片间距的减小，珠光体的强度，硬度及塑性将升高。共析成分的片状珠光体的力学性能主要取决于奥氏体化温度以及珠光体形成温度。强度和硬度随片层间距减小而增大的原因：位错 塞积和运动塑性冲击韧性：极小值2. 粒状珠光体的性能 成分相同时，比片状珠光体强度硬度稍低，但塑性较好；疲劳强度比片状珠光体高；可切削性，冷挤压时成形性好，加热淬火时变形，开裂倾向小；其性能还取决于碳化物颗粒的大小，形态与分布。3. 铁素

27、体+珠光体的力学性能固溶强化元素的含量（C；Mn；Si；N）显微组织中铁素体和珠光体的相对量铁素体晶粒的直径珠光体的片层间距（1）强度，硬度 （2）塑性（3）冲击韧性4. 形变珠光体的力学性能派登脱处理 ： 高碳钢或中碳钢Ar1以下的铅浴中等温奥氏体化获得索氏体进行深度冷拔优异的强韧性配合索氏体具有良好的冷拔性能的原因：片层间距小，使位错沿最短途径滑移的可能性增加；渗碳体片很薄，在进行较强塑性变形时它能够产生弹 性弯曲和塑性变形。深度冷变形可使索氏体产生显著强化的原因铁素体内的位错密度大大增加；铁素体的亚晶粒明显细化，点阵畸变明显增大；渗碳体部分溶解脆化，使铁素体含碳量过饱和， 产生更大的固溶

28、强化。冷变形越大，铁素体内的位错密度增加的幅度也越大，亚晶粒细化越明显，铁素体含碳量过饱和度越大，强化效果越明显。3.6 钢中碳化物的相间沉淀定义：含有强碳（氮）化物形成元素的过冷奥氏体，在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）化物的析出，称为相间析出，又称相间沉淀。 2. 相间沉淀的条件： 含碳量低并有强碳化物形成元素（Mo；Nb；V；Ti） 碳及合金元素均溶于奥氏体中 奥氏体化温度适宜 在一定温度范围内（800500） 冷却速度适中3. 相间沉淀产物的形态与性能相间沉淀的组织特征：铁素体中有呈带状分布的粒状珠光体相间沉淀产物的性能主要取决于细晶强化；沉淀强化和固溶强化，并以沉淀强化

29、和细晶强化为主。作业1. 名词解释：珠光体；珠光体团；魏氏组织；先共析转变；组织遗传2. 试述在实际生产中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传？3. 以共析钢为例，试述片状珠光体的转变机制，并用铁碳相图说明片状珠光体形成时碳的扩散行为（要求绘图）。4. 影响珠光体转变的动力学因素有哪些？5. 珠光体片层间距大小与哪些因素有关？对机械性能有何影响？6. 先共析铁素体析出的形态有几种？先共析渗碳体析出的形态有几种？对机械性能有何影响？7. 何谓相间沉淀？相间沉淀的条件是什么？相间沉淀钢的强度由哪几种基本强化机制提供？其中哪些强化机制贡献最大？马氏体：碳在-Fe 中的过饱和间隙固溶体，具有体心正方点阵结构。

30、成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。 碳原子位于-Fe的bcc扁八面体间隙中心，即点阵各棱边中央和面心位置。 体心正方点阵 bct - 马氏体。第四章 马氏体相变4.1 马氏体的晶体结构一、定义图4-1 奥氏体的正八面体间隙 a) 马氏体的扁八面体间隙 b) 扁八面体： 长轴为 ，短轴为c -Fe点阵中的这个扁八面体间隙在短轴方向上的半径仅为0.19埃，而碳原子有效半径为0.77埃，因此，在平衡状态下，碳在-Fe中的溶解度极小（0.006%）。一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值，所以会引起点阵发生严重畸变。短轴方向的铁原子间距伸长36%，而在另外两个方向则收缩4%，使体心立方变成体心正方点

31、阵。 二、 马氏体点阵常数和碳含量的关系c、a、及 正方度 c/a 与钢中碳含量成线性关系： c = a0 + P a = a0 - P （4-1） c/a = 1 + P 其中： a0 = 2.861 （-Fe点阵常数） 、 为常数 P - 马氏体的含碳量（wt%）图4-2 点阵常数与碳含量的关系 c/a = 1 + 0.046 P （4-2） 碳原子在马氏体点阵中的分布：碳原子发生有序分布，80%优先占据c轴方向的八面体间隙位置，20%占据其它两个方向的八面体间隙位置，此时出现（4-2）式的正方度。三、马氏体的正方度 定义：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 三个方向的分布发生了改变。四、新生马氏体的异常正方度图4-3 马氏体形成时引起的表面倾动 表面浮凸现象倾动面（1）切变共格和表面浮凸现象4.2 马氏体相变的主要特征（2）马氏体相变的无扩散性 钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点阵改组。 可以在很低的温度范围内进行，并且相变速度极快。 原子以切变方式移动，相邻原子的相对位移不超过原子间距，近邻关系不变。 马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面。 钢中：0.5%C，惯习面为111，0.51.4%C，为225，1.51.8%C，为259。 直线划痕在倾动面处改变方向

33、，但仍保持连续，且不发生扭曲。说明马氏体与母相保持切变共格，惯习面未经宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。（3）具有特定的位向关系和惯习面 倾动面一直保持为平面。 发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀切变。 造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。不变平面图4-5 三种不变平面应变 a）膨胀 b）孪生时的切变 c）马氏体相变时-切变 + 膨胀 相变以共格切变方式进行。 K-S 关系： 111110M ; M 由于3个奥氏体方向上(每个方向上有2种马氏体取向)可能有6种不同的马氏体取向,而奥氏体的 111 晶面族中

34、又有4种晶面，从而马氏体共有24种取向（变体）。马氏体和奥氏体具有一定的位向关系 111110M ; M 按西山关系，在每个111面上，马氏体可能有3种取向，故马氏体共有12种取 向（变体）。 西山关系： G-T关系： 和 K-S关系略有偏差 111110M 差10 M 差20 K-S关系和西山关系的比较： 晶面关系相同，只是晶面内的方向相差 5016。图4-10 转变量-时间关系 （4）马氏体相变是在一个温度范围内完成的MS-马氏体相变开始点。Mf -马氏体相变终了点。 MS 点以下，无需孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但很快停止，不能进行到终了，需进一步降温。图4-11 转变量-温度

35、关系 在Mf点以下，虽然转变量未达到100%，但转变已不能进行。 如Mf点低于室温，则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体。 A M Ms , Mf ; As , Af ; As Ms 钢中马氏体加热时，容易发生回火分解， 从马氏体中析出碳化物。 Fe-0.8%C钢以5000/S快速加热，抑制回火转变，则在590600发生逆转变。（5）马氏体相变的可逆性（6）马氏体的亚结构 定义：马氏体组织内出现的组织结构称为 马氏体的亚结构。低碳马氏体：位错高碳马氏体：孪晶有色金属：孪晶或层错马氏体转变区别于其他转变的最基本的特点：转变以切变共格方式进行；转变的无扩散性。4.3.1 板条马

36、氏体 在低中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中出现，形成温度较高。 特征：每个单元的形状为窄而细长的板条，并且许多板条总是成群地相互平行地聚集一起。图4-12 板条马氏体示意图4.3 马氏体的组织形态及其亚结构 许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面。 板条马氏体的惯习面为111，位向关系为K-S关系。 每个惯习面上可能有六种不同的取向，板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块。 板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体 。 不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏体簿膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的韧性贡献很大。 呈孪晶关

37、系的板条间就不存在这种残余奥氏体薄膜。特点：宽度为微米，长度为10微米平行具有一定方向排列位错密度为0.30.9 cm-2满足k-s关系图4-14 片状马氏体示意图225或 259 在中、高碳钢，高镍的Fe-Ni合金中出现，形成温度较低。4.3.2 片状马氏体 先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越短小。 片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。 惯习面：随形成温度的下降，由225变为259

38、，位向关系由K-S关系变为西山关系。 亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大。 马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹。特点：片与片之间不平行存在中脊（高密度孪晶相变区）与母相保持k-s关系 孪晶厚度为50埃左右其他形状的马氏体 蝶状马氏体薄片状马氏体马氏体（1）化学成分和形成温度的影响 Ms点高 - 形成板条马氏体。 Ms点低 - 形成片状马氏体。 C% Ms 板条M 板条M+片状M 片状M 位错M 孪晶M4.3.3 影响马氏体形态及其亚结构的因素随碳含量增加及温度降低，马氏体形态由板条状向片状转化。合金

39、元素：缩小相区的元素均促使得到板条马氏体扩大相区的元素均促使得到片状马氏体（2）奥氏体屈服强度的影响在Ms点时，奥氏体的屈服强度小于206MPa； 就形成惯习面为（111）的板条马氏体或（225）的片状马氏体屈服强度大于206MPa时，则形成惯习面 为（259）的片状马氏体亚结构 （111）-位错 （225）-位错+孪晶 （259）-单一孪晶 随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形成亚结构为孪晶的片状马氏体。 若奥氏体的S低于206MPa，应力在奥氏体中以滑移方式松弛。由于形成的马氏体强度较高，应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则形成惯习面为 (225)的

40、片状马氏体。 若奥氏体的S超过206MPa，相变应力在两相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为 (259)的片状马氏体。 （3）奥氏体的层错能 层错能越低，越易于形成位错马氏体。 层错能越高，越易于形成孪晶马氏体。 C%0.3%的低碳钢、低碳低合金 钢，如20#、15MnVB钢等，组织为板条马氏体，具有高强度、高韧性、低的冷脆转化温度。4.3.4 工业用钢淬火马氏体的金相形态（1）低碳钢中的马氏体 如45#、40Cr 钢等，淬火后为板条马氏体+片状马氏体的混合组织。 由于通常选用较低的奥氏体化温度，淬火后获得的组织极细，光学显微镜较难分辨。（2）中碳结构钢中的马氏体 如 T8、T12钢，为片状马

41、氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨。（3）高碳工具钢中的马氏体 T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度，此时 G = 0G 称为马氏体相变驱动力。图4-16 自由能-温度关系4.4 马氏体相变热力学4.4.1 相变驱动力图4-17 无扩散相变 的T0温度 相变化学驱动力用来提供切变能量、亚结构储存能、膨胀应变能、共格应变能、界面能等，所以要有足够大的相变驱动力。一、定义 Ms点为奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力（临界驱动力）时的温度。二、 Ms点在

42、生产实践中的重要意义Ms点决定淬火马氏体的亚结构和性能Ms点是分级淬火的分级温度和水油淬火的转油温度选择依据4.4.2 Ms 点及其影响因素Ms点还决定着淬火后得到的残余奥氏体量多少，而控制一定量的残余奥氏体则可以达到减小变形开裂，稳定尺寸及提高产品质量等目的。板条马氏体与片状马氏体的比较特征板条马氏体片状马氏体惯习面（111）（225）（259）位向关系K-S关系K-S关系西山关系形成温度Ms350Ms200100Ms100合金成分（%C）0.311.41.12组织形态1. 板条自晶界向晶内平行排列成群2. 板条宽0.10.2微米，长约10微米3.一个奥氏体晶粒内包含几个板条群1.凸透镜片状

43、中间稍厚2.初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小3.片间交角较大，互相撞击，容易形成显微裂纹4. 片的中央有脊特征板条马氏体片状马氏体亚结构1. 位错2. 位错密度随碳含量升高而增大3. 有时亦可见到少量的细小孪晶1. 孪晶 ： 宽度约为50埃，以中脊为中心组成相变孪晶区2. 随Ms点降低，相变孪晶区增大3. 片的边缘部分为复杂的位错组列形成过程1. 降温成核，新的马氏体板条只在冷却过程中产生2. 长大速度较低，一个板条体大约在10-4s内形成3.无爆发性转变1. 降温成核，新的马氏体片只在冷却过程中产生2. 长大速度较快，一个片体大约在10-7s内形成3. 当Ms0时，在（259）

44、上析出时有爆发性转变。 碳含量C% Ms ，Mf 0.4%0.6%图4-18 Ms 与碳含量关系A3无扩散转变（1）奥氏体的化学成分三、影响Ms点的因素 合金元素 除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 点。 解释： 碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能，也降低了T0 温度，从而降低Ms 点。碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，s ，使切变所需能量增高，Ms 。 奥氏体晶粒细化 Ms 晶粒细化 s 切变阻力 Ms （2）奥氏体的晶粒大小和强度（3）冷却速度当冷却速度达到一定数值时，提高Ms点。一般工业用淬火介质的冷却速度对Ms点基本没有影响。（4）应力

45、和塑性形变单向拉伸提高Ms点单项压缩提高Ms点三向压缩降低Ms点 在Ms点以上一定温度范围内，因塑性变形而诱发马氏体转变称为形变诱发马氏体。 塑性变形能促生马氏体的最高温度称为Md 点，高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体。4.4.3 形变诱发马氏体 在MsMd之间对奥氏体进行塑性变形，为向马氏体转变提供了机械驱动力，从而使相变可以在较高的温度发生，即相当于升高了Ms温度。 在MsMd温度范围的塑性变形度越大，由形变诱发的马氏体量越大。但对未转变的奥氏体，在随后的冷却过程中，马氏体相变却受到了抑制（发生了机械稳定化）。 在奥氏体冷却过程中，对奥氏体进行塑性变形，当形变量足够大时，将抑制

46、随后冷却时的马氏体转变，Ms点降低，残余奥氏体量增多，这种现象称为奥氏体的机械稳定化。 少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。4.4.4 奥氏体的机械稳定化存在区间：Md点以上；Md和Ms之间以及Ms以下 当变形量小时，增加了奥氏体中有利于马氏体形核的晶体缺陷。 当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳定化。原因：区分以下几个点的含义：Ms：马氏体转变开始点Mf：马氏体转变终了点Md：可获得形变马氏体的最高温度Ad：可获得形变奥氏体的最低温度As：马氏体转变为奥氏体的开

47、始点Af：马氏体转变为奥氏体的终了点4.4.5 Fe-C合金片状马氏体显微裂纹的形成1. 形成原因过去认为：由于马氏体相变时比容增大而引起的显微应力增大而形成的。近年来金相分析表面：片状马氏体形成时的互相碰撞所致。2. 形成显微裂纹的敏感度Sv 定义：单位马氏体体积中出现的显微裂 纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度。影响因素：碳含量；奥氏体晶粒大小；淬火冷却温度和马氏体转变量。其中奥氏体晶粒大小具有非常重要的影响。晶粒尺寸：奥氏体晶粒越大，初期形成的马氏体片越大，产生的内应力越高，被其他马氏体撞击的机会也越多，显微裂纹就越多。奥氏体晶粒相同时，碳含量越高，奥氏体与马氏体的比体积差越大，S

48、v就越大。淬火冷却温度越低，马氏体形成量越多，Sv越大，但在马氏体转变分数超过27%后，Sv不再增加。原因后期形成的马氏体片小，不易形成显微裂纹。回火：在实际生产中，可通过改变钢的成分、采用较低的淬火加热温度或缩短加热保温时间、等温淬火或淬火后及时回火等，来降低或避免高碳马氏体中显微裂纹的产生。200600如果在淬火过程中已经产生了显微裂纹，则可采取及时回火使部分显微裂纹通过弥合而消失。高碳钢过热淬火容易开裂，是因为奥氏体晶粒粗大和马氏体碳含量过高而引起显微裂纹敏感度增大的缘故。生产中趋于采用较低的加热温度和较短的保温时间，以减少马氏体的碳含量，并获得细小的晶粒。通常过共析钢采用不完全淬火获得

49、隐晶马氏体，不易产生显微裂纹，使其具有良好的综合力学性能。结论隐晶马氏体： 片状马氏体的最大尺寸取决于原奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越大，当最大尺寸的马氏体小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体。4.5.1 马氏体的形成 马氏体相变也是通过形核与长大进行。 变温时，在Ms点以下，无孕育期，瞬时形核，瞬时长大，转变速度极快。 马氏体量随温度下降而增加。 4.5 马氏体相变动力学1. 变温转变 降温时，马氏体量的增加是靠新马氏体的不断产生，而不是靠先形成马氏体的长大。2. 等温转变 （1）AR40%时在原马氏体上长大， AR50%时则重新形核长大（2）等温转变不能进行到底（3）有

50、孕育期（4）通过热激活形核3. 爆发式转变（1）转变速度极快（2）转变过程中伴有响声，并释放大量相变潜热。（3）具有较多的惯习面4. 表面马氏体转变 表面马氏体：在大尺寸块钢表面，往往在Ms点以上就能形成马氏体，其形态、长大速率和晶体学特征等都和整块试样在Ms以下形成的马氏体不同，这种马氏体称为表面马氏体。（1）等温条件下形成（2）需要孕育期，但长大速度极慢原因？ 马氏体转变通常不能进行到底，有一部分未转变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。 AR - retained austenite 通常淬火只淬到室温为止，高于很多钢的Mf 点，冷却不充分，形成AR 。4.5.2 残余奥氏体 为了减少淬火

51、至室温后钢中的AR量，可将其继续冷却至零下（Mf 点以下）进行处理，称为冷处理。 凡是降低Ms 点的因素均提高AR 量。 AR量和Ms 点一样，主要取决于奥氏体的化学成分： C% Ms AR 合金元素 Ms AR 因本身较软，会降低淬火钢的硬度； 不稳定，易使零件产生变形开裂；可提高某些钢的韧性和塑性。 残余奥氏体的作用：4.5.3 奥氏体的热稳定化定义：奥氏体由于内部结构在外界条件下发生了某种变化，使其转变为马氏体能力减低的现象，称为奥氏体的稳定化。表现为点降低、AR 量增多。有两大类：热稳定化 机械稳定化-塑性变形引起 淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。

52、图4-21 奥氏体热稳定化现象示意图 在Ms 点以下等温停留 将引起点降低以及 AR 量增多。等温停留 奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯垂尔气团，从而强化了奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。 奥氏体热稳定化的本质：影响热稳定化的因素 （1）已转变马氏体量的多少。已转变马氏体量越多，等温停留时所产生的热稳定化程度越大。（2）等温停留时间。在一定的等温温度下，停留的时间越长，则达到的奥氏体稳定化程度越高。（3）化学成分。以C、N最为重要。钢中碳含量增高可使热稳定化程度增大。（4）原子的热运动。C、N原子在适当的温度下向点阵缺陷偏聚（C、N原

53、子钉扎位错），因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。1. 定义：若将已经热稳定化的奥氏体加热到一定温度以上，由于热运动加剧，柯垂尔气团中的原子将会脱离位错使柯垂尔气团消失，从而使热稳定化作用降低或消失，这种现象叫反稳定化现象。2. 出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而异。3. 高速钢中出现反稳定化的温度约为500550，利用高速钢的反稳定化，通过多次550 回火可以降低残余奥氏体含量，提高回火后硬度。4.5.4 奥氏体的反稳定化4. 在热处理实践中，利用奥氏体的热稳定化可以协调淬火后工件变形和硬度之间的矛盾，具有重要意义。560,1h560,1h560,1h冷校直260,3h

54、600,12min.1280,10min.温度时间高速钢W18Cr4V热处理工艺曲线反稳定化的应用4.6.1 K-S 均匀切变模型4.6 马氏体相变晶体学模型 三个步骤： 第一次较大量的均匀切变 (主切变)： 第二次小量切变： 晶格调整：图4-22 K-S 切变模型图4-23 马氏体与奥氏体的共格关系及其破坏 随马氏体长大，靠近界面的奥氏体弹性切应变也愈来愈大，当应力值超过奥氏体的屈服极限时，将发生塑性变形，界面共格联系被破坏。这时的马氏体要通过扩散才能继续长大，实际上马氏体已停止长大。 G-T 模型为两次切变模型： 第一次切变 为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成

55、马氏体点阵结构。4.6.2 G-T 模型为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生。切变的结果，无宏观变形，晶格不变。同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。 第二次切变图4-24 晶格不变切变示意图 C% 硬度 C 0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加。4.7 马氏体的性能4.7.1 马氏体的强度和硬度 固溶强化 间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。 时效强化 碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚，以及碳化物的弥散析出。 马氏体的强化机制： 相变（亚结构）强化 亚

56、结构强化，高密度位错以及微细孪 晶，阻碍位错运动。 马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越 细小，强度越高。 低碳位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差。 高碳孪晶型马氏体高脆性的原因： 亚结构为细小孪晶，滑移系少，位错不易开动，容易引起应力集中。 容易产生显微裂纹。4.7.2 马氏体的塑性与韧性1. 定义：金属及合金在相变过程中屈服强度显著下降，塑性显著增加，这种现象称为相变塑性。2. 马氏体的相变塑性可增加伸长率和显著提高钢的韧性。3. 相变塑性在生产上的应用。如高速钢拉刀淬火时的热校直。4.7.3 马氏体的相变塑性 马氏体的比容远大于奥氏体 钢在淬火时

57、要发生体积膨胀，产生内应力、 变形、开裂。 马氏体具有铁磁性 钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。马氏体的含碳量越高，矫顽力越高。马氏体的电阻率高 马氏体的电阻率比奥氏体和珠光体都高。4.7.4 马氏体的物理性能作业1. 什么是马氏体？简要回答马氏体转变的主要特征。2. 什么是马氏体显微裂纹敏感度？影响显微裂纹敏感度的因素有哪些？3.简要回答钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征，晶体学特点和亚结构，并说明他们的性能差异。4.简要叙述影响马氏体形态及其内部亚结构的因素。5.什么是Ms点？Ms点在生产实践中有何重要意义？影响Ms点的因素有哪些？6.马氏体转变动力学有哪几种类型？各有什么特点？7.

58、名词解释：奥氏体的稳定化、奥氏体热稳定化、奥氏体机械稳定化、相变塑性8.简要回答马氏体具有高强度和高硬度的原因。美国冶金学家Edgar C. Bain(Sept. 14, 1891 - Nov. 27, 1971) United States Steel Corporation贝氏体 - Bainite第五章 贝氏体相变奥氏体：austenite珠光体：pearlite马氏体：martensite贝氏体：bainite铁素体：ferrite渗碳体：cementite图5-1 共析碳钢 C 曲线Mf高温中温低温 中温转变：550MS 下贝氏体-良好的综合力学性能。5.1 贝氏体转变的基本特征1.

59、 贝氏体转变有上、下限温度 在A1以下，MS以上，有一转变的上限温度BS点和下限温度Bf 点，碳钢的BS点约为550。Bf 点可以高于Mf，也可以低于Mf 贝氏体转变产物为相与碳化物的两相混合物，为非层片状组织。相（即贝氏体铁素体BF）形态类似于马氏体而不同于珠光体中的铁素体。2. 转变产物为非层片状相变时C扩散重新分配，相长大速度受钢中C的扩散控制，因而很慢。3. 贝氏体转变通过形核及长大方式进行通过形核与长大进行，等温转变动力学图是C形。贝氏体长大时，在平滑试样表面有浮凸现象发生，这说明-Fe可能按共格切变方式长大。图5-3 合金钢 C曲线图5-2 共析碳钢 C曲线示意图4. 转变的不完全

60、性 转变结束时总有一部分未转变的A，继续冷却AM，形成B+M+AR组织。5. 转变的扩散性碳原子可扩散铁及合金元素的原子不可扩散碳原子可在奥氏体中扩散，也可 在铁素体中扩散6. 转变的晶体学特征 贝氏体形成时，有表面浮凸，位向关系和惯习面接近于马氏体。铁素体的碳含量一般均为过饱和；过饱和度随形成温度的降低而增加；低于马氏体的过饱和度，7. 贝氏体铁素体也为碳过饱和固溶体（1）形成温度范围在贝氏体相变的较高温度区域形成，对于中、高碳钢, 大约在350550 区间。1. 上贝氏体5. 2 贝氏体的组织形态（2）组织形态 其形态在光镜下为羽毛状，也叫羽毛状贝氏体。组织为一束平行的自A晶界长入晶内的B