第08章热处理原理1

概述固态相变加热时钢的组织转变钢在冷却时的组织转变钢在回火时的转变第九章

热处理原理第一节概述一、热处理的作用图9-1热处理工艺曲线示意图利用加热、保温、冷却的方法，改变材料的组织与结构，达到改变材料性能的工艺过程称为热处理。为何要热处理？强化材料消除偏析降低应力细化组织耐磨耐蚀延长寿命

原则上只有在加热或冷却时发生溶解度显著变化或者发生类似纯铁的同素异构转变，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。纯金属、某些单相合金等不能用热处理强化，只能采用加工硬化的方法。二、热处理与相图图9-2合金相图什么材料可以热处理强化？A3Ar3Ac3WC%（1）珠光体：a相和Fe3C1由相图结构知存在固态相变，可热处理。2相变随温度变化滞后。3冷却速度？（2）贝氏体：a相和Fe3Ca相中碳浓度高；Fe3C分散度大（3）马氏体：成分与奥氏体相同的a相，过饱和a固溶体区别于固液、液固相变，材料固相状态下因外部条件变化而发生的组织结构的变化称为固态相变。三

固态相变1）固态相变分类

扩散型（非协同型）协同型（非扩散型、切变型）综合型

无论是液态金属结晶，还是固态金属各种类型的相变都是通过生核和长大两个基本过程进行的。根据固态相变过程中生核和长大的特点，可将固态相变分为三类。原子从母相以扩散方式向新相迁移。转变速度由扩散速度控制，固态中进行较慢。转变过程大多有成分改变(新旧相成分不相同)。转变产物无固定形状，决定于界面能，为减少界面面积，有可能是为球面。脱溶、共析、增幅分解属于这种类型。

扩散型（非协同型）相变过程中无原子扩散和成分变化，原子以切变方式，即相对周围原子发生有规律的少量偏移，基本维持原来的相邻关系，而发生晶体结构的改变，这就是协同型相变。转变前后新旧相成分相同，新相与母相的取向有一定的延续关系；转变中新旧相的界面有共格关系，转变要求较大的驱动力来补偿共格应变能；转变速度快，但大多不能进行到底。以下要介绍的马氏体相变就是属于协同型相变。协同型（非扩散型）混合型介于二者之间的，具有扩散型和协同型的综合特征的中间过渡型转变称为混合型，如热处理中的贝氏体转变。固态相变过程的能量变化当温度偏离临界点后，新旧两相的体积吉布斯自由能不相等。当新相的自由能低于母相的自由能时，新相形成是吉布斯自由能下降的自发过程，临界点温度和实际温度的差为过冷度(加热转变时为过热度)，这时的体积自由能差ΔGV为转变提供的动力，转变方向为ΔGV＜0。A.体积自由能下降ΔGV驱动力：新旧两相间的自由能差B.新旧相之间的界面能s两相的成分或结构不相同，二者之间存在相界面分隔，界面处的原子在很小的区间内的平衡位置为从一个相到另一相的过渡状态，这样能量较低，但还是高于在各自相区内部平衡态，高出部分组成了它们的界面能。

由于成分或结构的差别，新旧两相的比体积也不同，因此在新相形成和长大时必然要发生体积的变化。受母相的约束，新相和母相都将产生弹性应变，如相变时体积膨胀，则新相承受压应力而压缩变形，母相承受拉应力而发生拉伸变形，弹性应变将带来弹性应变能的增加。C.新相形成时的体积应变能e弹性应变能一方面决定于新旧相比容，比容差越大，材料的弹性模量越大，体积应变能越大；另一方面与新相的几何形状有关，设新相为椭球形，半径比为c/a，在同样的体积下，体积应变能和c/a的关系如图所示。如果新相在母相的晶体结构缺陷处形成，原来的晶体缺陷消失，那部分能量的释放可以补充其消耗。新旧相成分有变化时，母相的缺陷集中处的异类原子偏聚对形核还有另一方面的作用。D.缺陷储能变化DGD在一定过冷度(过热度)下，第一项为负数，是转变的驱动力；第二项是增加的界面能，第三项是增加的体积应变能，都是转变的阻力；第四相为晶体缺陷消失释放的能量，在数值上为负数。E.固态相变时的总能量变化DG=VDGV+sS+Ve+VDGD3）新相形成过程A.形核位置在形核过程中，为了增加形核的动力，往往首先在母相的晶体缺陷较集中的位置，如母相中原晶界、相界、位错集中的地方，这些位置的能量较高，这时可利用的能量(动力)除体积自由能外，还可以利用缺陷的能量。B.新相形状为最大限度降低阻力，新相界面能较大，而体积应变能较小时，为最大限度减小表面积，新相核心往往为球形。当界面能不大，体积应变能较大时，核心以盘状(薄片状)来减小体积应变能，而盘片部分与母相形成共格或半共格界面以降低表面能。二者相当时为针状或其它形状。当新相核心在晶界处形成时，母相原两晶粒的取向不同，可能一边为共格，另一边为非共格的部分球面。C.新相的生长

非共格界面的生长主要是以扩散方式，原子从母相迁移到新相，按新相的结构排列，界面向母相中发展。共格界面的前进是以原子切变方式进行，切变量的增加将提高共格应变能，同时大范围内难保证晶体取向的一致性，对维持大面积的共格带来困难，共格界面的生长会受到一定的限制，生长到一定大小时，共格会被破坏，发展成为非共格界面。

（一）相变阻力大固态相变时，由于新、旧两相比体积不同，母相γ转变为新相时要产生体积变化，或者由于新、旧两相相界面不匹配而引起弹性畸变。故新相必然受到母相的约束，不能自由胀缩而产生应变。因此导致弹性应变能的额外增加。而液态金属结晶时能量的增加仅仅只有表面能一项。四、固态相变的特点新相的形状是相变产生的总应变能与总表面能综合影响的结果。球形应变能高界面能低；异形应变能低，界面能高非共格界面---界面主导；（半）共格---应变主导固态相变的特点

液态金属在已存在固相质点上形成非自发晶核时，新固相与现存固相质点之间必须符合结构和大小相适应原理，才能降低形核功，促进非自发晶核的形成。（二）新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系常以低指数、原子密度大且匹配性较好的晶面和晶向互相平行，如奥氏体向铁素体转变，存在110-111平行。新相往往在母相特定晶面上形成，母相的这个面称为惯习面(habitplane)，现象称为惯习现象。它是形核的取向关系在成长过程中的一种特殊反映。固态相变的特点

固态相变时，母相中各种晶体缺陷，如晶界、相界、位错、空位等各种点、线、面缺陷对相变有明显的促进作用。新相晶核往往优先在这些缺陷处形成。这是由于在缺陷周围晶格有畸变，自由能较高，因此容易在这些区域首先形成晶核。试验表明，母相晶粒越细，晶界越多，晶内缺陷越多，则转变速度越快。（三）母相晶体缺陷对相变起促进作用固态相变的特点

固态相变的另一特征是易于出现过渡相。过渡相是一种亚稳定相，其成分和结构界于新相和母相之间。因固态相变阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度较低，新、旧相成分相差很远时，难以形成稳定相。过渡相是为了克服相变阻力而形成的一种协调性中间转变产物。通常首先在母相中形成成分与母相接近的过渡相，然后在一定条件下由过渡相逐渐转变为稳定相。例如：Fe-C相图---Fe-Fe3C马氏体（四）易于出现过渡相固态相变的特点

固态相变特别是伴随成分改变的相变过程，固体中原子扩散速度慢，在温度较低时，大的相变驱动力可能改变转变类型，如从扩散型改变为协同型。（五）原子扩散迁移成为控制因素8.3

钢在加热时的组织转变CementiteFerritePearlite热处理三阶段：加热、保温、冷却钢的热处理通常都先要将其加热到奥氏体单相区，这个转变过程称为“奥氏体化”（Austenite）奥氏体化的均匀程度、晶粒大小以及加热后未溶碳化物等过剩相的数量和分布状况，直接影响钢冷却后的组织和性能。因此了解加热过程中钢的组织转变规律，控制加热规范以改变钢在高温下的组织状态对充分挖掘钢材性能潜力，保证热处理产品的质量具有重要意义。0.转变温度PSK线727℃A1

GS线A3

ES线ACM

固态转变中，转变实际发生需要一定的过冷或过热，显然加热转变的实际发生温度在临界点之上，而冷却转变的实际发生温度在临界点之下。AC1、AC3、Accm表示加热时的转变温度Ar1、Ar3、Arcm表示冷却时的转变温度A3Ar3Ac3WC%1.奥氏体的形成过程以共析钢(Wc＝0.77%)为例，原始组织为层片珠光体。(bcc)+Fe3C(rhombic)→g(fcc)0.0218%6.69%0.77%

共析钢中奥氏体的形成由下列四个基本过程组成：奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化，如图9-4所示。共析钢奥氏体的形成过程

将钢加热到Ac1以上某一温度保温时，珠光体处于不稳定状态，由于相界面处碳浓度和原子排列混乱，易于产生浓度和结构起伏，通常在铁素体/渗碳体相界面处形成奥氏体晶核。快速加热过热度较大时，珠光体团边界、铁素体亚晶边界也可形核。（一）奥氏体的形核共析钢奥氏体的形成过程（二）奥氏体的长大图9-5共析钢奥氏体晶核长大示意图a）奥氏体相界面推移示意图b）在t1温度下奥氏体形核时各相的碳浓度t1温度下碳浓度珠光体片间距aCg-CgCg-aCa-gCa-CFe3CFe3C6.690.770.0218727oCt2gt1

Ca-gCg-aCg-CCa-C

奥氏体晶核形成以后即开始长大。奥氏体晶粒长大是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和铁素体中的扩散和铁素体向奥氏体转变而进行的。共析钢奥氏体的形成过程

铁素体消失后，在t1温度下继续保温或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解。（三）剩余渗碳体的溶解共析钢奥氏体的形成过程

当渗碳体刚刚全部溶入奥氏体后，奥氏体内碳浓度仍是不均匀的，原来是渗碳体的地方碳浓度较高，而原来是铁素体的地方碳浓度较低，只有经长时间的保温或继续加热，让碳原子进行充分地扩散才能获得成分均匀的奥氏体。（四）奥氏体成分均匀化碳浓度差导致碳扩散，从而破坏界面处的浓度平衡，一方面促使渗碳体溶解，另一方面奥氏体长大。由于a-g界面碳浓度差远小于g-C界面的碳浓度差，因此a向g的转变速度远比碳溶解的速度快，因此

P中a总是首先消失，剩余渗碳体将在后续过程继续溶解。概括起来，钢在加热时奥氏体的转变可以归纳为以下几点：形核：在铁素体和渗碳体的交界处形成奥氏体的核心；长大：奥氏体是同时消耗两相来长大；残余渗碳体的溶解：铁素体先消失，随后残余渗碳体的溶解；奥氏体的均匀化。各处的碳浓度都达到平均成分，随后所含其它合金元素经扩散达到成分均匀。亚(过)共析钢中过剩相的溶解(温度达到AC3或Accm以上)。视频：奥氏体的形成2.影响奥氏体转变的因素加热温度和保温时间加热温度提高，原子活动能力增强，转变驱动力增大，奥氏体化的进程加快。为了描述珠光体向奥氏体的转变过程，将共析钢试样迅速加热到Ac1以上各个不同的温度保温，记录各个温度下珠光体向奥氏体转变开始、铁素体消失、渗碳体全部溶解和奥氏体成分均匀化所需要的时间，绘制在转变温度和时间坐标图上，便得到共析钢的奥氏体等温形成图。图9-6共析钢奥氏体等温形成图3.影响奥氏体转变的因素原始组织

珠光体的层片越细，界面数量多，则形成奥氏体的晶核越多。扩散的距离小，转变速度加快，片状珠光体的转变速度高于球化珠光体。如共析钢的原始组织为淬火马氏体、正火索氏体等非平衡组织时，则等温奥氏体化曲线如图9-7所示。图9-7不同原始组织共析钢等温奥氏体曲线1—淬火态2—正火态3—球化退火态3.影响奥氏体转变的因素加热速度加热速度越快，奥氏体开始转变和转变终了温度提高，过热度增大，孕育期缩短，奥氏体化的时间缩短，但相应均匀化程度较差。含碳量随碳量的增加，原始组织中渗碳体数量越多，渗碳体与铁素体的界面数量也多，形核率增大。含碳量增加又使碳在奥氏体中的扩散速度增大，从而增大了奥氏体长大速度；最终转变速度加快。但过共析钢中，二次渗碳体的溶解要求更高的温度，碳量的增加达到均匀化时间也会增加。3.影响奥氏体转变的因素合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。非碳化物形成元素Co和Ni能提高碳在奥氏体中的扩散速度，故加快了奥氏体的形成速度。Si、Al、Mn等元素对碳在奥氏体中扩散能力影响不大。而Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素显著降低碳在奥氏体中的扩散速度，故大大减慢奥氏体的形成速度。在碳化物消失后，合金元素自己扩散达到均匀，均匀奥氏体化的时间要大大延长。

3.1奥氏体晶粒度起始晶粒度刚完成奥氏体化时的晶粒大小，实际工程意义不大。实际晶粒度具体的加热条件下获得的晶粒大小，它取决于钢的成分和奥氏体化的工艺过程。本质晶粒度

按冶金部标准，将钢加热到930±10℃，保温8小时得到的实际晶粒度作为该钢的本质晶粒度。本质晶粒度是一材料特性，表示钢在奥氏体化时的晶粒长大倾向。小于4级的钢称为本质细晶粒钢。并不是本质细晶粒钢奥氏体化得到的晶粒一定细小，通常加热温度在930℃以下，本质细晶粒钢奥氏体化得到的晶粒比本质粗晶粒钢细小，超过这个温度或工艺处理不当，结果可能完全相反。3.奥氏体晶粒度及其影响因素本质粗晶粒度（1-4）：奥氏体随温度的升高迅速长大的钢。如经锰硅脱氧的钢、沸腾钢等本质细晶粒度（5,6…）：奥氏体晶粒长大倾向小，加热到较高温度时才显著长大的钢。如经铝脱氧的钢、镇静钢等100倍下每平方英寸面积观察到的晶粒个数N=2G-13.2奥氏体晶粒大小对热处理后材料性能的影响奥氏体的晶粒细小，热处理后材料强度越高，塑性越好，冲击韧性越高。奥氏体化温度过高，保温时间过长，奥氏体的晶粒将充分长大，显著降低钢的冲击韧性。奥氏体晶粒粗大，淬火变形和开裂倾向增大。晶粒大小不匀时，还将严重影响钢的结构强度，引起应力集中，易于产生脆性断裂。1.加热温度和保温时间的影响由于奥氏体晶粒长大与原子扩散有密切关系，所以加热温度越高，保温时间越长，则奥氏体晶粒越粗大。图9-8表示加热温度和保温时间对奥氏体晶粒长大过程的影响。图9-8加热温度和保温时间对奥氏体晶粒大小的影响3.3影响奥氏体晶粒度的因素图9-9加热速度对奥氏体晶粒大小的影响a）40钢b）T10钢

2.加热速度的影响加热温度相同时，加热速度越快，过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率的增加大于长大速度，使奥氏体晶粒越细小（见图9-9）。生产上常采用快速加热短时保温工艺来获得超细化晶粒。3.3影响奥氏体晶粒度的因素3.钢的化学成分的影响含碳量增加，奥氏体转变加快，生长时间多，奥氏体晶粒的长大倾向增加；由于碳在奥氏体中扩散速度及铁的自扩散速度增大，晶粒长大倾向增加。但当含碳量超过一定量以后，碳能以未溶碳化物的形式存在，奥氏体晶粒长大受到第二相的阻碍作用，反使奥氏体晶粒长大倾向减小。②碳化物形成元素(Ti、V、Ta、Nb、Zr、W、Mo、Cr)和碳结合力强，阻碍碳的扩散可阻碍奥氏体晶粒生长；不和碳作用而溶入基体元素(Si、Ni、Cu)对奥氏体晶粒生长无明显的影响；Co、P、Mn对奥氏体晶粒的长大有加速作用。3.3影响奥氏体晶粒度的因素4.钢的原始组织的影响一般来说，钢的原始组织越细，碳化物弥散度越大，则奥氏体晶粒越细小，与粗珠光体相比，细珠光体总是易于获得细小而均匀的奥氏体晶粒度。在相同的加热条件下，和球状珠光体相比，片状珠光体在加热时奥氏体晶粒易于粗化，因为片状碳化物表面积大，溶解快，奥氏体形成速度也快，奥氏体形成后较早地进入晶粒长大阶段。非平衡组织往往也可得到细小的奥氏体晶粒。3.3影响奥氏体晶粒度的因素3.4加热不当带来的组织缺陷

由于加热设备故障、工艺不合理或操作失误，加热过程中可能引起的缺陷有：氧化加热过程，工件表面和O2、CO2、H2O等气氛接触，工件表面发生氧化，更有甚者氧化气氛延晶界向内扩散造成较深的晶界氧化，这时主要表现晶界处的易氧化元素和氧结合使晶界性能下降，为内氧化。保温时间较长、温度高且表面要求较高，无多的加工余量时要注意保护。脱碳含碳量较高的钢在加热和O2、CO2、H2O、H2等结合，生成CO溢出，内层向表层扩散表层向内出现贫碳区，而影响表层性能。可用CO、CH4进行保护甚至渗碳。过热加热温度过高或保温时间过长，造成奥氏体晶粒过大。过烧加热温度太高，晶界过度氧化，甚至局部熔化，过烧工件只能报废。视频：奥氏体的长大

钢的加热转变，或者说钢的热处理加热是为了获得均匀、细小的奥氏体晶粒。因为大多数零构件都在室温下工作，钢的性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织，钢从奥氏体状态的冷却过程是热处理的关键工序。因此，研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律，对于正确制订钢的热处理冷却工艺、获得预期的性能具有重要的实际意义。概述9.3钢在冷却时的转变9.3钢在冷却时的转变等温冷却将钢迅速过冷到临界点(Ar1)以下某一温度，使奥氏体保持在该温度下进行转变。连续冷却

将钢以某一固定速度不停顿地冷却(到室温)，使奥氏体在连续降温的过程种转变。图9-10奥氏体不同冷却方式示意图1—等温冷却2—连续冷却过冷奥氏体奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，当冷却至临界温度以下，热力学上处于不稳定状态，发生分解转变。这种在临界温度以下存在且不稳定的，将要发生转变的奥氏体，称为过冷奥氏体。连续冷却可以获得粗细、类型不同的混合组织，但理论分析困难。等温冷却可以控制温度和时间两参数，方便测定过冷奥氏体等温转变曲线。过冷奥氏体在A1以下冷却时，过冷度不同，转变产物不同，转变过程和速度也不同。过冷奥氏体的转变也是一个形核和长大的过程。过冷奥氏体的转变过程和速度可用等温转变动力学曲线表示。等温转变动力学曲线可通过膨胀法、磁性法、金相法等方法通过测定。9.3.1共析钢过冷奥氏体等温转变图以共析碳钢C曲线为例：（1）试样，φ10×1.5mm小圆片；（2）每个试样都具有相同的原始组织状态；（3）在相同的条件下进行奥氏体化（具有相同的奥氏体状态）；（4）选择一系列转变温度；（5）在每一个选定的温度下确定一系列等温时间；（6）到达规定的等温时间后，迅速将试样投入到盐水中冷却到室温；（7）对每个试样都进行金相组织观察，确定其转变量；（8）作出相应的曲线图。C曲线的建立过程

一般将奥氏体转变的体积分数为1%～3％所需要的时间定为转变开始时间，而把转变的体积分数为95%～98%所需时间视为转变终了时间。最后得到不同温度下奥氏体的转变体积分数与等温时间的关系曲线。经一段时间后，过冷奥氏体才发生转变，这段时间叫做孕育期。转变开始后转变速度逐渐加快，当奥氏体转变体积分数达50％时转变速度最大，随后转变速度趋于缓慢，直至转变结束。

为了清晰地显示出各个等温温度下过冷奥氏体等温转变进行的时间以及不同温度范围内的转变产物，把各个等温温度下转变开始和转变终了时间画在温度-时间坐标上，并将所有开始转变点和转变终了点分别连接起来，形成开始转变线和转变终了线，即得到共析钢过冷奥氏体等温转变图（见图9-11下）。因其具有英文字母“C”的形状，故也称为C曲线，亦称TTT曲线。

过冷奥氏体等温转变图，也称TTT(Time-Temperature-Transformation)曲线，或C曲线。它综合反映了过冷奥氏体在不同温度下等温转变的开始和终了时间及转变产物之间的关系。

快冷到某温度下保温，过冷奥氏体要经过一段时间a1后才开始转变，这个时间称为转变的孕育期。随后随着时间的延长，转变量不断增加。经过时间b1后全部转变完毕。图中横坐标为时间，利用对数坐标(logτ)；纵坐标为相对转变量(%)。然后对转变后的试样进行金相分析。另建一坐标，横坐标还是时间，纵坐标为转变温度，将相同性质的连接起来。

1）TTT曲线建立图9-11共析钢过冷奥氏体等温转变图的建立快冷到某温度下保温过冷奥氏体才发生转变，这段时间叫做孕育期。转变开始后转变速度逐渐加快，当奥氏体转变体积分数达50％时转变速度最大，随后转变速度趋于缓慢，直至转变结束。当快速冷却的温度低于某一临界值Ms后，孕育期消失，到达Ms立即发生转变，转变的方式发生了变化，Ms温度称为马氏体点。在C曲线上，有一个孕育期最短的点，大约在550－500℃附近，这个点俗称为C曲线的“鼻尖”。相变驱动力扩散系数？1）TTT曲线特征图9-11共析钢过冷奥氏体等温转变图的建立过冷奥氏体等温转变图，C曲线TTT(Time-Temperature-Transformation)

共析钢过冷奥氏体的等温转变图图9-12奥氏体转变速度与过冷度的关系转变速度：相变驱动力扩散系数D3）影响C曲线的因素a．含C量的影响钢的碳含量偏离共析点成分，平衡转变时存在先共析相的析出转变，在C曲线的上方有一条先共析相析出线，上趋近于Ac3或Accm，下到C曲线的鼻尖处，如图所示。在亚共析钢中为铁素体的开始析出线，而过共析钢则为二次渗碳体的开始析出线。亚共析钢：

C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。过共析钢：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短，转变加速，C曲线右移。若加热温度在Ac1～Accm：C%↑，获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。b．加热温度和保温时间奥氏体中的含碳量对C曲线有明显的影响。与共析钢相比，亚共析钢中，随着含碳量的增加，C曲线右移，即转变的孕育期和转变时间都加长；在过共析钢中，随着含碳量的增加，C曲线左移，即转变的孕育期和转变时间都减少，先析出的碳化物会促使奥氏体的分解，所以共析钢的奥氏体是最稳定的。随着加热温度的提高，保温时间延长，奥氏体的均匀化程度高，不利于转变形核，不利于过冷奥氏体的分解，C曲线右移。c.合金元素的影响除Co以外，几乎所有元素都会使C曲线右移，即提高奥氏体的稳定性。此外，大量合金元素的加入，还会改变C曲线的形状，具体的分析到合金钢章节再讲。d.奥氏体状态的影响奥氏体晶粒越细，单位体积内晶界面积越大，奥氏体分解时形核率增多，降低奥氏体稳定性，使C曲线左移。奥氏体成分不均匀，可以促进奥氏体的分解，C曲线左移。奥氏体化温度越低，保温时间越短，奥氏体晶粒越小，未溶第二相颗粒越多，奥氏体中C浓度和合金元素浓度越不均匀，从而促进奥氏体分解，使C曲线左移。e.应力和塑性变形的影响奥氏体的比体积最小，发生转变时总是伴随着体积的增大，尤其是马氏体转变更为明显。因此拉应力状态有助于过冷奥氏体的分解，而等向压应力将阻碍转变。塑性变形将增加点阵畸变和缺陷密度，有利于C和Fe原子的扩散和晶格改组。同时形变有利于碳化物弥散质点的析出，使奥氏体中C和合金元素贫化，有利于转变。9.3.2珠光体型转变Pearlite

1.珠光体的形成过冷奥氏体在Ar1到鼻尖(550℃)之间的转变方式基本相同,属于珠光体型转变。扩散型相变

关于领先相的各种提法：1、一般认为渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相。过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通常以铁素体为领先相。在共析钢中两相都可以成为领先相。过冷度小时，渗碳体是领先相；过冷度大时，铁素体是领先相。

关于领先相的各种提法：2、早期认为共析钢中渗碳体为领先相，理由包括：首先在奥氏体晶界处形成Fe3C的核心，然后不断长大，周围奥氏体将发生晶格改组转变为铁素体，铁素体的生成促使渗碳体的长大和形核，长大的渗碳体可以分枝，它们共同生长的结果便得到层片的分布。在一个奥氏体晶粒中可能有数处形核，各自分别发展成不同的领域，直到奥氏体完全消失。证据：所有渗碳体晶体学取向相同。所以珠光体在奥氏体中常为几种特定方向。

关于领先相的各种提法：3、渗碳体为领先相分支长大珠光体的片间距片状珠光体中相邻两片渗碳体（或铁素体）中心之间的距离称为珠光体的片间距。温度是影响片间距大小的一个主要因素。随着冷却速度增加，奥氏体转变温度的降低，也即过冷度不断增大，转变所得的珠光体片间距不断减小。原因：1）转变温度愈低，原子扩散速度愈小；2）过冷度愈大，形核率愈高。片层排列方向大致相同的区域，称为珠光体团、珠光体领域或珠光体晶粒。在一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团。珠光体片间距与形成温度之间的关系

珠光体的片间距与转变温度的关系是非线性的把片间距与转变温度的数据处理为线性图形2.转变产物片状珠光体：过冷奥氏体按珠光体型方式发生转变，通常所得产物为铁素体和渗碳体交替分布的层片状组织，随着转变温度的降低，片间距愈细，即不同温度下所得产物的差别是层片间距不同。图9-17片状珠光体的组织形态a）珠光体（700℃等温）b）索氏体（650℃等温）c）托氏体（600℃等温）光镜形貌电镜形貌片状珠光体的力学性能图9-19珠光体的片间距与硬度的关系珠光体索氏体托氏体取决于片间距塑性变形在铁素体片内，渗碳体起阻止位错滑移的作用，片间距小，界面多，阻碍位错运动。粒状珠光体形成方法1

—非均匀形核控制加热时的奥氏体化温度，使奥氏体中残留大量未溶的渗碳体颗粒，同时使奥氏体中碳浓度不均匀，存在许多高碳区和低碳区，此时奥氏体冷至A1以下，在过冷度较小时即能形成许多弥散的渗碳体晶核，晶核长大的同时，必然使其周围母相奥氏体贫碳而形成铁素体，从而形成粒状珠光体。钢加热奥氏体化后在A1温度以下缓冷得到。渗碳体呈颗粒状分布在连续的铁素体基体中需要特定的冷却条件，即:过冷奥氏体分解的温度要高。在A1稍下，较小的过冷度下等温，即等温转变温度高，等温时间要足够长，或者冷却速度极慢。球化原理及工艺示意图形成方法2—片状珠光体的低温退火将钢加热至略低于A1温度长时间保温，得到粒状珠光体，球化的如果原始组织为片状珠光体，将其加热到A1稍下的较高温度长时间保温，片状珠光体能够自发地变为颗粒状的珠光体。根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度，与其曲率半径有关。工艺时间较长，一般不采用驱动力是铁素体与渗碳体之间的相界面的减少--由于片状珠光体具有较高的表面能，转变为粒状珠光体后系统的能量（表面能）降低，是个自发的过程。形成方法3高温回火获得粒状珠光体也可以通过马氏体或贝氏体的高温回火来获得。马氏体和贝氏体在中温区回火得到回火托氏体组织，而高温区回火获得回火索氏体组织。进一步提高回火温度到A1稍下保温，细小弥散的碳化物不断聚集粗化，可以得到较大颗粒状的碳化物。铁素体晶粒不断变成较大的等轴晶粒，最后成为球状（或粒状）珠光体组织。H13钢的粒状珠光体组织35Cr2NiMo回火托氏体组织H13钢：热作模具钢，C:0.32-0.45;Si:0.80-1.20;Mn:0.20-0.50;Cr:4.75-5.50;Mo:1.10-1.75;V:0.80-1.20;S、P<0.030粒状珠光体的性能

与片状珠光体相比，粒状珠光体的硬度和强度较低，塑性和韧性较好；冷变形性能、可加工性能以及淬火工艺性能均比片状好。图9-23共析钢片状1和粒状2珠光体真应力伪共析体若将A3和Acm线分别延伸到A1温度以下，SE’线表示渗碳体在过冷奥氏体中的饱和溶解度极限，SG’则为铁素体在过冷奥氏体中的饱和溶解度极限。显然，共析成分奥氏体冷却至SE’、SG’线以下将同时析出铁素体和渗碳体，发生珠光体转变。同样，偏离共析成分的奥氏体快速冷却至SE’G’组成的区域等温时，将不发生先共析相的析出而全部转变为珠光体。这种由偏离共析成分的过冷奥氏体所形成的珠光体称为伪共析体或伪珠光体。奥氏体在一定过冷条件下先共析相的析出。图9-24铁碳系准平衡图示意图1．转变过程当钢很快冷却到MS(共析钢约为230℃)以下，这时碳的迁移能力也很低，在巨大的转变驱动力作用下，以切变的方式进行从fcc到bcc的晶格改组，形成了碳在铁素体中的过饱和固溶体，成为“马氏体”。9.3.3马氏体型转变AdolfMartens上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体；六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻的认识；在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变。马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。(Martensite)钢中马氏体本质上是碳在a-Fe中的过饱和固溶体。快速冷却条件下，Fe、C原子失去扩散能力，马氏体最大含碳量可达2.11%。马氏体一般有两种结构类型：a.体心立方，含碳极低的低碳钢或无碳合金马氏体。b.体心正方，在含碳较高的钢中出现。2．马氏体的晶体结构C原子在马氏体点阵中的分布亚点阵并非所有的C原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为三组，每一组都构成一个八面体，C原子分别占据着这些八面体的顶点。由C原子构成的八面体点阵称为亚点阵。

c轴称为第三亚点阵；b轴称为第二亚点阵；a轴称为第一亚点阵。

第三亚点阵第二亚点阵第一亚点阵产生异常正方度的原理若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。C原子是优先占据第三亚点阵的。但是C原子全部占据第三亚点阵时与公式的测量结果也不吻合。而与80%C原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。钢中马氏体由于大量碳的过饱和，铁素体晶格畸变巨大，呈体心正方晶格。碳原子处在体心立方的八面体间隙处，体心立方的八面体间隙不是正八面体，溶入碳原子基本在一个方向变形即可，为了减小晶格畸变，碳原子呈部分有序排列，大都处于同样的方向，马氏体的晶格常数在C轴方向被拉长。2．马氏体的晶体结构正方度c/a：正方结构中c轴与a的比值

随着碳量增大，c线性增大，a方向略有缩短，马氏体的正方度提高。对于马氏体来说，c/a的值一般在1－1.05之间。0.40.81.21.62.002.842.923.04含碳量C%点阵常数acac/a3.马氏体的形态随着原奥氏体中的含碳量的不同，转变产物的组织形态也不相同，主要有两大类：板条马氏体和透镜状马氏体。板条马氏体

奥氏体中的含碳量低于0.3%wt时，形成的马氏体为板条状，也称为低碳马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。

板条马氏体形貌为一个原奥氏体晶粒可以有几个位向不同的板条群，板条群中可以由两种板条束(B)，也可由一种板条束组成(C)。板条束中分布着平行排列的细长马氏体板条。每个板条为一个马氏体单晶。其立体形态扁条状，宽度在0.025~2.5mm之间。稠密的板条之间是一层极薄的奥氏体薄膜(约20nm)，薄层残余奥氏体显著改善材料力学性能。板条群板条束电镜观测表明板条马氏体中存在大量位错，位错分布不均，形成胞状亚结构，称为位错胞，所以板条马氏体也称位错马氏体。板条马氏体特点低碳板条马氏体过饱和度不大，位错的强化结构有较高的强度和韧性，具有良好的综合力学性能。如0.2%C淬火后，HRC=50,b＝1500MPa,ak=150-180J/cm2。奥氏体的含碳量大于1％(0.6%)时，得到的马氏体形状呈针片状或竹叶状，故称为片状马氏体或针状马氏体，其立体形态是双凸透镜片状，所以又称为透镜马氏体或高碳马氏体。亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。片状马氏体

在一个原奥氏体晶粒中，首先形成一个贯穿整个晶粒的马氏体片，以后形成的马氏体片尺寸受到限制，在已经存在的马氏体和奥氏体晶界或马氏体片之间，越后形成的马氏体片越小。马氏体片之间互不平行，最后的三角区为残余奥氏体。片状马氏体

孪晶，孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50Ǻ，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。片状马氏体亚结构性能特点：高碳片状马氏体过饱和度大，晶格畸变严重，内应力大，大片之间易产生显微裂纹。片状马氏体具有高的硬度和强度，但塑性和韧性很低。HRC=60、ak＝

1J/cm2。片状马氏体存在显微裂纹片状马氏体显微裂纹是其形成时产生的，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，由于马氏体形成速度极快，相互撞击，同时还与奥氏体晶界撞击，产生相当大的应力场另外由于片状马氏体含碳量较高，不能通过滑移或孪生等变形方式消除应力，因此片状马氏体出现显微裂纹。蝶状（Butterfly）马氏体薄板状（Flate）马氏体影响马氏体形态及亚结构的因素化学成分马氏体形成温度（Ms）奥氏体的层错能奥氏体的强度4.马氏体性能马氏体硬度随马氏体中的含碳量的提高而增加，同时残余奥氏体的数量也增加。整体上体现出峰值。图9-36淬火钢的最大硬度与含碳量的关系1—高于Ac3淬火2—高于Ac1淬火3—马氏体硬度高硬度、高强度高碳马氏体虽很硬，但塑性和韧性却很差，并且内部存在巨大的内应力，如共析钢淬火得到的片状马氏体力学性能：硬度达60HRC，冲击韧性仅1J/cm2。低碳的板条马氏体的硬度虽不算很高，却具有一定的塑性和相当好的韧性，0.2%C碳钢淬火得到的板条马氏体力学性能指标：硬度35-40HRC，屈服强度800-1000MPa，伸长率9-17%，冲击韧性60-180J/cm2。5．马氏体转变特点-（0）马氏体的形成条件马氏体是高温奥氏体快速冷却，在抑制其扩散性分解的条件下形成的。因此，要形成马氏体，第一，过冷奥氏体必须以大于临界淬火速度的速度冷却，以避免发生奥氏体向珠光体和贝氏体转变。第二，过冷奥氏体必须过冷到一定温度Ms点以下才能开始发生马氏体转变，以获得足够的相变驱动力，这是马氏体转变的热力学条件决定的。马氏体转变阻力大。形成过程中，弹性应变能阻力项很大，需要很大的过冷度，过冷到Ms点以下才有足够驱动力促使马氏体转变。5．马氏体转变特点-（1）转变速度极快。钢从奥氏体向马氏体的转变速度非常快，几乎无法测量，一般认为是以声速发展。转变无扩散性。马氏体转变在很大过冷度下进行，转变过程没有原子的扩散，点阵的重构是通过晶格切变形成。马氏体转变的无扩散性马氏体转变是奥氏体在很大过冷度下进行的，此时无论是铁原子、碳原子还是合金元素原子，其活动能力很低。因而，马氏体转变是在无扩散的情况下进行的。点阵的重构是由原子集体的、有规律的、近程的迁动完成的。原来在母相中相邻的两个原子在新相中仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距。5．马氏体转