第一章 热处理原理

热处理工艺辽宁科技大学应用技术学院主讲教师：王疆改善钢材性能的主要办法1.合金化2.热处理大多数金属制品使用前，均需进行热处理。？1.强化金属材料、挖掘材料性能潜力，提高产品质量、大幅度延长机器零件的使用寿命；2.可以消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷，细化晶粒，消除偏析，降低应力，使钢的组织和性能更加均匀；3.使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等特殊物理化学性能。热处理的作用西汉——司马迁《史记·天官书》

“水与火合为淬”。

东汉——班固《汉书·王褒传》

“巧冶铸干将之朴，清水淬其锋”。

明末清初——宋应星《天工开物》——预冷淬火

以已健划成纵斜文理，划时斜向入，则方成焰。划后烧红，退微冷，入水健。

我国最早在秦汉时期出现热处理，早欧洲2000多年。热处理发展现状1、总体水平落后于西方发达国家；2、大力发展，奋起直追。中国航母歼15钢在加热时组织的转变第一章钢的热处理原理概述固态金属中原子的扩散钢在冷却时组织的转变1234一．热处理的概念金属材料在固态下加热到预定的温度，保温预定的时间，然后以预定的方式冷却下来的一种加工工艺。第一节概述二.热处理的原理通过改变其内部的组织来改变金属工件的性能，发生一系列具有严格规律的组织转变过程。实质：在加热、保温和冷却过程中，钢的组织结构发生了变化，从而改变了其性能。根据加热和冷却方法的不同，可以分为：1.普通热处理：退火、正火、淬火和回火；2.表面热处理：表面淬火和化学热处理；

表面淬火：感应加热表面淬火和火焰加热表面淬火；化学热处理：渗碳、渗氮、碳氮共渗、渗硼、渗硫以及其它金属等。3.特殊热处理：如：真空热处理、变形热处理和控制气氛热处理等。

三.热处理的分类及工艺曲线温度℃时间临界温度加热保温冷却工艺曲线热处理的工艺参数有：

加热温度保温时间冷却方式四.热处理的理论基础相变：构成物质的原子（或分子）的聚合状态（相状态）发生变化的过程均称为相变。如：从液相到固相的凝固过程；从液相到气相的蒸发过程固态相变：金属和陶瓷等固态材料在温度和压力改变时，其内部组织

或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的转变，这种转变称为固态相变。相变前的相状态称为旧相或母相，相变后的相状态称为新相。相：具有相同的成分、结构和性能，且有界面与其它部分分开的均匀组成部分。（一）相变概论按平衡状态分类按原子迁移分类按相变方式分类平衡相变非平衡相变扩散相变非扩散型相变有核相变无核相变相变分类（二）相变分类平衡相变

平衡相变是指在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合平衡状态图的平衡组织的相变。同素异构转变平衡脱溶沉淀共析转变调幅分解有序化转变常见平衡相变同素异构转变纯金属在温度和压力改变时，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程称为同素异构转变。若在固溶体中发生这种结构的转变，则称为多形性转变。如钢在冷却时由奥氏体中析出先共析铁素体的过程。纯铁的同素异构转变平衡脱溶沉淀在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相（或第二相）的过程称为平衡脱溶沉淀。具有脱溶沉淀的二元合金平衡状态图特点：新相的成分和结构始终与母相的不同；(b)母相不会消失。

例如：钢在冷却时，由奥氏体析出二次渗碳体的过程。合金在冷却时，由一个固相分解为两个不同固相的转变称为共析相变（或珠光体型转变），如：γ→α+β；反之，如果合金加热时所发生的相反转变称为逆共析相变，如：α+β→γ。具有共析相变的二元合金平衡状态图共析转变

特点：两个生成相的结构和成分都与母相不同。类似于合金结晶时的共晶反应。调幅分解某些合金在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区，这种转变称为调幅分解。特点：在转变初期形成的两个微区之间并无明显界面和成分突变；通过上坡扩散，最终使原来的均匀固溶体变成不均匀固溶体。有序化转变固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置由无序到有序（指长程有序）的转变称为有序化转变。在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等许多合金系中都可发生这种有序化转变。非平衡相变若加热或冷却速度很快，平衡相变将被抑制，固态材料可能发生某些平衡状态图上不能反映的转变，并获得被称为不平衡或亚稳态的组织，这种转变称为非平衡相变。伪共析相变马氏体相变贝氏体相变非平衡脱溶沉淀有代表性的几种非平衡相变伪共析相变Fe-C平衡状态图接近共析点成分的合金，过冷到共析点以下发生共析转变的过程；铁素体和渗碳体的相对量随奥氏体的含碳量而变，故称为伪共析体。马氏体相变若进一步提高冷却速度，钢中奥氏体只能以不发生原子扩散、不引起成分改变的方式，通过切变方式由γ点阵改组为α点阵来实现点阵的改组，这种转变称为马氏体相变，其成分与母相奥氏体相同。贝氏体相变珠光体转变和马氏体转变温度范围之间，铁原子不能扩散，碳原子尚具有一定的扩散能力，这种非平衡相变称为贝氏体相变（或称为中温转变）。转变产物是α相与碳化物的混合组成的非层片状组织，称其为贝氏体。非平衡脱溶沉淀在等温条件下，由过饱和固溶体中析出第二相的过程；析出相为非平衡亚稳相；

相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散型相变，也称为“非协同型”转变。特点：

只有当温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散型相变。温度愈高，原子活动能力愈强，扩散距离也就愈远。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体积变化，没有宏观形状改变。

如：同素异构转变、多形性转变、脱溶型相变、共析型相变、调幅分解和有序化转变等等。扩散型相变相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致的相变称为非扩散型相变，也称为“协同型”转变。特点：相变时原子仅作有规则的迁移以使点阵发生改组。迁移时，相邻原子相对位置保持不变。存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，可在预先制备的抛光试样表面上出现浮突现象。相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同。新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。某些材料发生非扩散相变时，相界面移动速度极快，可接近声速。非扩散型相变有核相变有形核阶段，新相核心可均匀形成，也可择优形成，新相与母相之间有相界面隔开。大多数固态相变属于此类。无核相变无形核阶段，以成分起伏作为开端，依靠上坡扩散使浓度差逐渐增大，最后由一个单相固溶体分解成为成分不同而点阵结构相同的以共格界面相联系的两个相。如调幅分解即为无核相变。相变分类总结：金属固态相变的三种基本变化：（1）结构；（2）成分；（3）有序程度；只有结构的变化：多形性转变，马氏体相变只有成分的变化：调幅分解既有结构又有成分上的变化：共析转变，脱溶沉淀五.钢的临界温度平衡临界点：加热临界点：冷却临界点：A1、

A3、

AcmAc1、Ac3、AccmAr1、Ar3、Arcm加热（冷却）时铁碳相图上各临界点的位置

第二节固态金属中原子的扩散扩散---是物质内部由于热运动而导致原子或分子迁移的过程,是固体中唯一的物质迁移方式。①表象理论：根据所测量的参数描述物质传输的速率和数量等；②原子理论：扩散过程中原子是如何迁移的。研究扩散一般有两种方法：（一）扩散现象实验：把Cu、Ni两根金属棒对焊在一起,在焊接面上镶嵌上几根钨丝作为界面标志，然后加热到高温并保温很长时间：一.表象理论J＝－DdC/dx它仅适应于稳态扩散，即质量浓度不随时间而变化。（二）菲克第一定律当固态中存在成分差异时，原子将从浓度高处向浓度低处扩散，扩散中原子的通量与质量浓度梯度成正比，即该方程称为菲克第一定律。扩散通量kg/(m2.s)

扩散物质的质量浓度kg/m3

扩散系数m2/s

大多数扩散过程是非稳态过程，即浓度是随时间而变化的，需要用菲克第二定律处理。（三）菲克第二定律流入质量－流出质量＝积存质量或流入速率－流出速率＝积存速率。∂C/∂t=D（∂2C/∂x2＋∂2C/∂y2＋∂2C/∂z2）考虑三维扩散情况，并假定D是各向同性的，则菲克第二定律普遍式为：∂C/∂t=D∂2C/∂x2如果假定D与浓度无关，则上式可写为：∂C/∂t=∂(D∂C/∂x)/∂x可导出：为菲克第二定律。例：在渗碳中的应用

把低碳钢制的零件放入渗碳介质中渗碳。零件被看作是半无限长的情况。渗碳一开始，表面立刻达到渗碳气氛的碳浓度Cs并始终不变。这种情况的边界条件为：

C（x＝0；t）＝Cs；C（x＝∞；t）＝C0，初始条件为：C（x；t＝0）＝C0。根据菲克第二定律，得通解为C0为原始浓度；Cs为渗碳气氛浓度；Cx为距表面x处得浓度；；为误差函数

表1.1误差函数表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

【例题】将纯铁放于渗碳炉内渗碳，假定渗碳温度为920℃，渗碳介质碳浓度Cs＝1.2％，

D＝1.5×10-11m2/s，t＝10h。（1）求表层碳浓度分布；（2）如规定浓度渗层深度为表面至0.3％C处得深度，求渗层深度。特定情况下，物质也可能从低浓度区向高浓度区扩散，扩散的结果提高了浓度梯度，这种扩散称为上坡扩散或逆向扩散。（四）扩散驱动力及上坡扩散

1．置换机制二.原子理论2．间隙机制1．温度温度越高，原子热激活能量越大，越易发生迁移，扩散系数越大。2．固溶体类型不同类型的固溶体，原子的扩散机制不同，间隙扩散激活能比置换扩散激活能小得多。三.影响扩散的因素4．浓度

理论上讲是浓度越大越利于扩散，但实际上浓度引起的扩散系数的变化不超过2～6倍。3．晶体结构在温度及成分一定的条件下任一原子在密堆点阵中的扩散要比在非密堆点阵中的扩散慢。如同一种元素在α-Fe中的扩散系数比在γ-Fe中的大。5．第三组元的影响具体情况有三种：1）强碳化物形成元素如W、MO、Cr等，由于它们与碳的亲和力较大，能强烈阻止碳的扩散，降低碳的扩散系数。2）不能形成稳定碳化物，但易溶解于碳化物中的元素，如Mn等，他们对碳的扩散影响不大。3）不形成碳化物而溶于固溶体中的元素对碳的扩散的影响各不相同。如加入4％CO能使碳在γ铁中的扩散速率增加一倍，而Si则降低碳的扩散系数。6.短路扩散

晶界、表面和位错等缺陷对扩散起着快速通道的作用，这是由于晶体缺陷处点阵畸变较大，原子处于较高的能量状态，易于跳跃，故各种缺陷处的扩散激活能均比晶内扩散激活能小，加快了原子的扩散。

7．应力的作用应力越大，原子扩散的速度越大。第三节钢加热时的组织转变由Fe-Fe3C相图可知，钢在加热时均要发生奥氏体化过程。一.奥氏体形成的温度范围

根据Fe-Fe3C平衡状态图，奥氏体（γ）是高温稳定相，状态图中的GSEJNG区域是奥氏体稳定存在的区域。二.奥氏体的组织结构和性能奥氏体是C溶于γ－Fe中形成的间隙固溶体；C%max=2.11%。

C原子位于点阵中心和棱边的中点处，即八面体空隙上。奥氏体晶胞示意图

C溶入产生晶格畸变，点阵常数增大。C浓度分布不均。组织通常为等轴状多边形晶粒，不平衡加热时晶粒呈针状或球状。晶粒内部往往存在孪晶亚结构。奥氏体的性能

碳钢中A是高温稳定相，在室温下不稳定，通过加合金元素可以得到室温稳定的奥氏体组织，如1Gr18Ni9Ti。奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁性（无磁性）。奥氏体中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好，可作为高温用钢。

奥氏体的导热系数较小，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，σS

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。三、钢的奥氏体化过程（以共析钢为例）4.奥氏体成分的均匀化2.奥氏体长大：Fe、C原子的扩散和Fe原子的晶格改组3.残余渗碳体的溶解1.奥氏体形核：主要在相界面上，其次P团界、F亚结构界面四．钢在连续加热时P→A的转变钢在实际加热时，奥氏体是在连续加热过程中形成的。即在奥氏体形成过程中，温度是不断升高的。与等温转变相比较，具有以下特点：

（二）相变是在一个温度范围内进行的（三）转变速度随加热速度的增大而增大

（四）奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大（五）奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化（一）在一定的加热速度范围内，相变临界点随加热速度增大而升高；总之，连续加热时，随加热速度的增大：奥氏体形成温度升高，奥氏体的起始晶粒细化；剩余碳化物的数量增多，奥氏体基体的平均碳含量降低；

（使得淬火马氏体获得韧化和强化）

（一）奥氏体晶粒大小五、奥氏体晶粒的长大及影响因素3.钢在加热时奥氏体晶粒长大的倾向用本质晶粒度来表示。根据标准试验方法(YB27—64)：钢加热到930℃±10℃、保温8小时、冷却后测得的晶粒度叫本质晶粒度。（二）实际晶粒度、起始晶粒度和本质晶粒度实际晶粒度：经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小，它决定钢的性能。

2.起始晶粒度：奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。原冶金部标准YB27—64规定：晶粒度大小在5～8级为本质细晶粒钢，1～4级为本质粗晶粒钢。（三）奥氏体晶粒大小的控制（1）合理选择加热温度和保温时间

随着温度升高晶粒度将长大。温度愈高,晶粒长大愈明显。在一定温度下,保温时间愈长,奥氏体晶粒也越粗大。（2）控制加热速度：

加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度。

（3）C%的影响：

A中含碳量越高，晶粒长大的倾向增多。超过一定值时以未溶的Fe3C碳化物形式存在,则它有阻碍A晶粒长大的作用。（4）加入合金元素：Mn和P促进A晶粒长大。合金元素影响：Al、Ti、Zr、V、W、Nb形成熔点较高的碳化物，弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大，其中铌的作用最强，铝的作用最弱。（5）冶炼方法

用Al脱氧，可形成AlN----本质细晶粒钢

用Si、Mn脱氧

----本质粗晶粒钢（6）原始组织的影响原始组织主要影响奥氏体起始晶粒度。

原始组织愈细，碳化物弥散度愈大，所得到的奥氏体

起始晶粒就愈细小。1）加热温度↑，保温时间↑，则A晶粒长大越快；2）加热速度↑，则A晶粒细；3）加入合金元素，则A晶粒细；4）原始组织细，则A晶粒细；总之：1.过热：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起实际奥氏体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能严重恶化，此现象称为过热。2.过烧：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶界熔化的现象称为过烧。

（四）加热缺陷温度℃时间临界点加热保温连续冷却不同冷却方式示意图一、冷却条件对钢性能的影响等温冷却如：炉冷、空冷、油冷、水冷如：等温淬火、等温退火第四节钢在冷却时组织的转变二、过冷奥氏体的等温冷却转变共析碳钢等温转变C－曲线示意图转变终了线转变开始线

A→M开始线

A→M终了线

A

A+M稳定的奥氏体区过冷奥氏体区A向产物转变开始线A向产物转变终止线

A

+产物区产物区A1～550℃;高温转变区;扩散型转变;P转变区.550～Ms(230℃);中温转变区;半扩散型转变;

贝氏体(B)转变区.Ms～Mf(-50℃);低温转变区;非扩散型转变;

马氏体(M)转变区.时间(s)3001021031041010800-100100200500600700温度(℃)0400A1MsMf共析碳钢等温转变C－曲线示意图

A+MM三、过冷奥氏体等温转变产物的组织和性能（一）珠光体相变

1864年，英国地质学家索比（Sorby）首先在碳素钢中观察到珠光体组织。何为珠光体?

珠光体是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。何为珠光体转变？共析相变平衡相变扩散型相变珠光体的典型形态：片状或层状是铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体，如图所示。符号：P（Pearlite）含碳量ωc＝0.77％；片层间距S0珠光体团片层间距：珠光体团：片层方向大致相同的区域称为“珠光体团”或“珠光体晶粒”。珠光体P，3800×索氏体S,8000×屈氏体T,8000×700℃650℃600℃电子显微组织图根据片层间距的大小，珠光体型组织又可分为：获得珠光体组织的热处理工艺：退火与正火。珠光体索氏体屈氏体T12A钢的粒状珠光体组织球状珠光体的组织特征组成：铁素体基体＋粒状渗碳体典型形态：球状或粒状珠光体的形成过程（1）片状珠光体的形成过程相组成：γ→（α+Fe3C）碳含量：0.77%0.02%6.69%点阵结构：面心立方体心立方复杂斜方珠光体的形核形核部位条件：能量起伏、成分起伏和结构起伏奥氏体晶界（优先）奥氏体晶内（温度较低）

过冷度小时渗碳体是领先相，过冷度大时铁素体是领先相；在亚共析钢中铁素体是领先相，在过共析钢中渗碳体是领先相；在共析钢中两者为领先相的几率相同，但一般认为领先相是渗碳体。珠光体铁素体渗碳体领先相？（相变温度和奥氏体成分）珠光体转变时的领先相横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体中延伸；片状珠光体形成过程示意图珠光体转变过程（2）粒状珠光体的形成过程渗碳体片存在内部缺陷，在亚晶界处出现沟槽片状渗碳体破断、球化过程示意图片状渗碳体破断、球化过程珠光体的机械性能及其影响因素1）珠光体层片间距S0（与晶界类似）

S0减小，相界面增多，变形抗力提高，强度提高；另外S0减小，Fe3C变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。2）珠光体团尺寸珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关，珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多，应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。3）铁素体亚结构铁素体亚结构尺寸越细，位错的量越多，受Fe3C阻碍变形抗力越高，强度越高。4）球状珠光体性能同一成分钢，球状P相界面比片状P少，强度低；塑性好是因为F呈连续分布，Fe3C颗粒分布在F基体上，对位错阻碍作用小。因此P粒表现出：

(1)切削加工性能好；

(2)冷塑性变形性能好；

(3)加热时变形或开裂倾向小。（a）显微照片

（b）示意图T8钢上贝氏体组织（二）贝氏体相变过冷奥氏体在550℃～350℃之间转变形成的产物称上贝氏体（B上)。B上呈羽毛状,小片状的渗碳体分布在成排的铁素体片之间。HRC:40~45。（a）显微照片

（b）示意图GCr15钢下贝氏体组织过冷奥氏体在350℃--Ms之间等温时，过冷奥氏体转变成下贝氏体（B下），呈黑色针状或竹叶状，其中颗粒状碳化物(Fe2.4C)沿一定方向分布分布在F片之上，HRC:50~55。

贝氏体的性能上贝氏体中铁素体片较宽，塑性变形抗力较低；同时渗碳体分布在铁素体片之间，容易引起脆断，因此强度和韧性都较差。下贝氏体中铁素体针细小，无方向性，碳的过饱和度大，位错密度高，且碳化物分布均匀、弥散度大，所以强度高，韧性好，具有较好的综合机械性能。这种下贝氏体应用广泛。贝氏体相变的基本特征1）B相变是过冷A在中温转变区（550℃~Ms）发生的非平衡相变，转变温度范围宽，转变有孕育期。2）B转变过程主要是B铁素体的形核和长大过程，在不同温度下得到不同类型的B组织形貌。3）B组织的相组成主要是B铁素体和碳化物，B转变不完全有残余A，进一步冷却A→M

,形成B+M+A/（残余A）。4）B转变有表面浮凸现象。5）B转变是B铁素体的共格切变型相变和碳原子的扩散型相变，碳原子的扩散速度控制着B的转变速度，Fe及合金元素不扩散。影响贝氏体相变的因素（1）温度等温温度越高，转变量越少；有孕育期；转变速度先增后减。冷却时在不同温度下停留的影响冷却时不同温度停留的三种情况①曲线1：在珠光体相变与贝氏体相变之间的过冷奥氏体稳定区停留，会加速随后的贝氏体转变速度。

原因：在等温停留时从奥氏体中析出了碳化物，降低了奥氏体中碳和合金元素的浓度，即降低了奥氏体的稳定性，所以使贝氏体转变加速。②曲线2：在贝氏体形成温度的高温区停留，形成部分上贝氏体，然后再冷至贝氏体相变的低温区，将降低贝氏体转变的速度，即奥氏体发生了稳定化。③曲线3：先冷至低温，形成少量马氏体或下贝氏体，然后再升至较高温度，则先形成的少量马氏体和下贝氏体将加速随后的贝氏体转变速度。原因：较低温度下的相变使奥氏体点阵发生畸变，从而加速了贝氏体的形核，加速贝氏体的形成。奥氏体中碳含量的增加，转变时需要扩散的原子数量增加，等温转变C曲线右移，转变速度下降。（2）碳含量上贝氏体铁素体的长大速度主要取决于奥氏体中碳的扩散速度；下贝氏体的相变速度，主要取决于铁素体内碳化物的沉淀速度。除Al、Co外，合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开。（3）合金元素奥氏体晶粒越大，晶界面积越少，形核部位越少，孕育期越长，贝氏体转变速度下降。（4）奥氏体晶粒大小（5）应力和塑性变形的影响拉应力加快贝氏体转变;

在较高温度的形变使贝氏体转变的孕育期延长，速度减慢；而在较低温度的形变却使转变的孕育期缩短，速度加快。（三）马氏体相变将钢经奥氏体化后快速冷却，钢中奥氏体只能以不发生原子扩散、不引起成分改变，通过切变方式由γ点阵改组为α点阵来实现点阵的改组，这种转变称为马氏体相变。*

产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火。马氏体----碳在α-Fe中的过饱和固溶体。马氏体转变特点

①过冷A转变为马氏体是一种非扩散型转变

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。②马氏体的形成速度很快③马氏体转变是不彻底的

——有残余奥氏体

残余奥氏体的含量与MS、Mf的位置有关。奥氏体中的碳含量越高，则MS、Mf越低，残余A含量越高。只在碳质量分数少于0.6%时,残余A可忽略。④马氏体形成时体积膨胀

体积膨胀在钢中造成很大的内应力,严重时导致开裂。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（retainedaustenite）。符号：A/或AR

残余奥氏体的作用因本身较软，会降低淬火钢的硬度；不稳定，易使零件产生变形开裂；降低硬磁钢的磁感应强度；可提高某些钢的韧性和塑性。降低A/：冷处理——为了减少淬火至室温后钢中的A/量，可将其继续冷却至零下（Mf

点以下）进行处理。提高A/：凡是降低Ms

点的因素均提高A/量。主要取决于奥氏体的化学成分：

C%↑→Ms↓→A/↑

合金元素↑→Ms↓→A/↑影响A/含量的因素：2.

马氏体的形态与性能（1）马氏体形态钢中马氏体根据成分（C%）和冷却条件呈现不同的形态；按照亚结构分为位错型马氏体、孪晶马氏体；根据形态分为板条马氏体、针片状马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体、薄片状马氏体；板条马氏体在显微镜下为一束束平行排列的细板条。在高倍透射电镜下可看到板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构，所以也称位错马氏体。在低、中碳钢，马氏体时效钢中出现，形成温度较高。尺寸约为20～35μm。

①板条马氏体（C%<0.25%,亦称低碳马氏体）。光镜下电镜下

针片状马氏体在光学显微镜中呈竹叶状或凸透镜状，在空间形同铁饼。马氏体针之间形成一定角度(60°)。高倍透射电镜分析表明，针状马氏体内有大量孪晶，因此亦称孪晶马氏体。在中、高碳钢，高镍的Fe-Ni合金中出现，形成温度较低。②针片状马氏体（C%>1.0%。也叫高碳马氏体）光镜下针片状马氏体示意图碳质量分数在0.25～1.0%之间时，为板条马氏体和针片状马氏体的混和组织。如45钢淬火的组织就是混合马氏体。其它马氏体形态1）蝶状马氏体存在于Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中；形成温度在板条马氏体和针状马氏体形成温度之间；亚结构以位错为主，有少量孪晶。2）薄片状马氏体出现在Ms点为-100℃以下的Fe-Ni-C合金。立体形态为薄片状，可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态；内部亚结构为孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小；Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体出现在层错能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中；晶体结构为密排六方结构；内部亚结构：层错。3）ε马氏体影响马氏体形态及其亚结构的因素马氏体形成温度（Ms点）；碳含量；合金元素；原始组织；外力作用；奥氏体强度；

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。马氏体形成温度——Ms点的物理意义

Ms点：

Ms点高--形成板条马氏体。

Ms点低--形成针片状马氏体。①温度：淬火冷却速度淬火速度增大，M相变的切变阻力降低，Ms↑，形成板条状M；正常淬火速度，C原子扩散能力降低，形成C原子聚积团，能稳定奥氏体；淬火速度增加，抑制C原子聚集团的形成，弱化奥氏体，相变阻力降低，Ms升高。②碳含量

C%↑→Ms↓（N元素影响相同）

形态转化：板条M→板条M+针片状M→针片状M

C<0.25%,板条状M；

0.25%<C<1.0%，板条和针片状混合；

C>1.0%,针片状M；

亚结构的转变：位错M→孪晶M③合金元素凡能缩小γ相区的元素促使得到板条M；凡能扩大γ相区的元素促使板条M向针片状M转变；显著降低A层错能的（Mn）将促使转化成ε-M。降低A稳定性，提高Ms点提高A稳定性，降低Ms点除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms

点。

奥氏体的晶粒大小

奥氏体晶粒细化→Ms↓（倾向形成针片状M）

原因：晶粒细化→屈服强度σs↑→切变阻力↑→Ms↓④原始组织形变与应力塑性变形Ms↑，拉应力或单向压应力Ms↑，多向压应力Ms↓。磁场影响外加磁场，诱发马氏体相变，Ms↑；⑤外力因素滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系

⑥奥氏体与马氏体的强度马氏体内部亚结构取决于相变时的变形方式：滑移？孪生？当M在较高温度形成时，滑移的临界分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位错的板条马氏体。由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏体和马氏体中以滑移方式进行，形成板条状的马氏体。

变形方式的临界分切应力：滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系

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针片状马氏体。如Ms～Mf

高于T0，全部形成位错型马氏体，相反，如Ms～Mf

低于T0，全部形成孪晶型马氏体。A的σS超过206MPa，相变应力在两相中均以孪生方式松弛：形成针片状M。A屈服强度σS低于206MPa，应力在A中以滑移方式松弛：形成M强度较低（滑移），得到板条状M；形成M强度较高（孪生），形成针片状M。Ms点处奥氏体的屈服强度和马氏体强度：

a.硬度高。马氏体是钢中最硬的组织，马氏体的硬度主要取决于其中的含碳量，与其它因素关系不大。但当含碳量