第九章金屬熱處理

1、第九章 鋼的熱處理原理第一節(jié) 概 述 熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預定的溫度，并在該溫度下保持一段時間，然后以一定的速度冷卻到室溫的一種熱加工工藝（圖9-1）。一、熱處理的作用圖9-1 熱處理工藝曲線示意圖 原則上只有在加熱或冷卻時發(fā)生溶解度顯著變化或者發(fā)生類似純鐵的同素異構轉變，即有固態(tài)相變發(fā)生的合金才能進行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱處理強化，只能采用加工硬化的方法。二、熱處理與相圖圖9-2 合金相圖 （一）相變阻力大 固態(tài)相變時，由于新、舊兩相比體積不同，母相轉變?yōu)樾孪鄷r要產生體積變化，或者由于新、舊兩相相界面不匹配而引起彈性畸變。故新相必然受到母相的約束，不能自由脹縮而產生應變

2、。因此導致彈性應變能的額外增加。而液態(tài)金屬結晶時能量的增加僅僅只有表面能一項。三、固態(tài)相變的特點固態(tài)相變的特點 液態(tài)金屬在已存在固相質點上形成非自發(fā)晶核時，新固相與現(xiàn)存固相質點之間必須符合結構和大小相適應原理，才能降低形核功，促進非自發(fā)晶核的形成。（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學位 向關系固態(tài)相變的特點 固態(tài)相變時，母相中各種晶體缺陷，如晶界、相界、位錯、空位等各種點、線、面缺陷對相變有明顯的促進作用。新相晶核往往優(yōu)先在這些缺陷處形成。這是由于在缺陷周圍晶格有畸變，自由能較高，因此容易在這些區(qū)域首先形成晶核。試驗表明，母相晶粒越細，晶界越多，晶內缺陷越多，則轉變速度越快。（三）母相晶體

3、缺陷對相變起促進作用固態(tài)相變的特點 固態(tài)相變的另一特征是易于出現(xiàn)過渡相。過渡相是一種亞穩(wěn)定相，其成分和結構界于新相和母相之間。因固態(tài)相變阻力大，原子擴散困難，尤其當轉變溫度較低，新、舊相成分相差很遠時，難以形成穩(wěn)定相。過渡相是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調性中間轉變產物。通常首先在母相中形成成分與母相接近的過渡相，然后在一定條件下由過渡相逐漸轉變?yōu)榉€(wěn)定相。（四）易于出現(xiàn)過渡相 無論是液態(tài)金屬結晶，還是固態(tài)金屬各種類型的相變都是通過生核和長大兩個基本過程進行的。根據(jù)固態(tài)相變過程中生核和長大的特點，可將固態(tài)相變分為三類。 第一類是擴散型相變。 第二類是非擴散型相變。 第三類是介于上述兩類轉變之間

4、的一種過渡型相變。四、固態(tài)相變的類型第二節(jié) 鋼在加熱時的轉變 共析鋼中奧氏體的形成由下列四個基本過程組成：奧氏體形核、奧氏體長大、剩余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化，如圖9-4所示。一、共析鋼奧氏體的形成過程圖9-4 共析鋼中奧氏體形成過程示意圖a）A形核 b）A長大 c）殘余Fe3C溶解 d）A均勻化共析鋼奧氏體的形成過程 將鋼加熱到Ac1以上某一溫度保溫時，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先在鐵素體和滲碳體相界面上形成奧氏體晶核，這是由于鐵素體和滲碳體相界面上碳濃度分布不均勻，原子排列不規(guī)則，易于產生濃度起伏和結構起伏區(qū)，為奧氏體形核創(chuàng)造了有利條件。珠光體群邊界也可成為奧氏體的形核部位。在快速加

5、熱時，由于過熱度大，也可以在鐵素體亞晶邊界上形核。（一）奧氏體的形核共析鋼奧氏體的形成過程 奧氏體晶核形成以后即開始長大。奧氏體晶粒長大是通過滲碳體的溶解、碳在奧氏體和鐵素體中的擴散和鐵素體向奧氏體轉變而進行的，其長大機制示于圖9-5。（二）奧氏體的長大共析鋼奧氏體的形成過程（二）奧氏體的長大圖9-5 共析鋼奧氏體晶核長大示意圖a）奧氏體相界面推移示意圖 b）在t1溫度下奧氏體形核時各相的碳濃度共析鋼奧氏體的形成過程 鐵素體消失后，在t1溫度下繼續(xù)保溫或繼續(xù)加熱時，隨著碳在奧氏體中繼續(xù)擴散，剩余滲碳體不斷向奧氏體中溶解。（三）剩余滲碳體的溶解共析鋼奧氏體的形成過程 當滲碳體剛剛全部溶入奧氏體后

6、，奧氏體內碳濃度仍是不均勻的，原來是滲碳體的地方碳濃度較高，而原來是鐵素體的地方碳濃度較低，只有經長時間的保溫或繼續(xù)加熱，讓碳原子進行充分地擴散才能獲得成分均勻的奧氏體。（四）奧氏體成分均勻化 （一）加熱溫度和保溫時間 為了描述珠光體向奧氏體的轉變過程，將共析鋼試樣迅速加熱到Ac1以上各個不同的溫度保溫，記錄各個溫度下珠光體向奧氏體轉變開始、鐵素體消失、滲碳體全部溶解和奧氏體成分均勻化所需要的時間，繪制在轉變溫度和時間坐標圖上，便得到共析鋼的奧氏體等溫形成圖（見圖9-6）。二、影響奧氏體形成速度的因素圖9-6 共析鋼奧氏體等溫形成圖影響奧氏體形成速度的因素 鋼的原始組織為片狀珠光體時，鐵素體和

7、滲碳體組織越細，它們的相界面越多，則形成奧氏體的晶核越多，晶核長大速度越快，因此可加速奧氏體的形成過程。如共析鋼的原始組織為淬火馬氏體、正火索氏體等非平衡組織時，則等溫奧氏體化曲線如圖9-7所示。（二）原始組織的影響圖9-7 不同原始組織共析鋼等溫奧氏體曲線1淬火態(tài) 2正火態(tài) 3球化退火態(tài)影響奧氏體形成速度的因素 1.碳 鋼中的含碳量對奧氏體形成速度的影響很大。這是因為鋼中的含碳量越高，原始組織中滲碳體數(shù)量越多，從而增加了鐵素體和滲碳體的相界面，使奧氏體的形核率增大。此外，含碳量增加又使碳在奧氏體中的擴散速度增大，從而增大了奧氏體長大速度。（三）化學成分的影響影響奧氏體形成速度的因素 2.合金

8、元素 合金元素主要從以下幾個方面影響奧氏體的形成速度。首先，合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度。非碳化物形成元素Co和Ni能提高碳在奧氏體中的擴散速度，故加快了奧氏體的形成速度。Si、Al、Mn等元素對碳在奧氏體中擴散能力影響不大。而Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素顯著降低碳在奧氏體中的擴散速度，故大大減慢奧氏體的形成速度。（三）化學成分的影響 （一）奧氏體晶粒度 晶粒度是晶粒大小的量度。當以單位面積內晶粒的個數(shù)或每個晶粒的平均面積與平均直徑來描述晶粒大小時，可以建立晶粒大小的清晰概念，但要測定這樣的數(shù)據(jù)是很麻煩的。實際生產中通常使用晶粒度級別數(shù)G來表示金屬材料的平均晶粒度（GB/T 639

9、42002）。晶粒度級別數(shù)G常用與標準系列評級圖進行比較的方法確定。三、奧氏體晶粒大小及其影響因素奧氏體晶粒大小及其影響因素 1.加熱溫度和保溫時間的影響 由于奧氏體晶粒長大與原子擴散有密切關系，所以加熱溫度越高，保溫時間越長，則奧氏體晶粒越粗大。圖9-8表示加熱溫度和保溫時間對奧氏體晶粒長大過程的影響。（二）影響奧氏體晶粒大小的因素圖9-8 加熱溫度和保溫時間對 奧氏體晶粒大小的影響奧氏體晶粒大小及其影響因素 2.加熱速度的影響 加熱溫度相同時，加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率的增加大于長大速度，使奧氏體晶粒越細?。ㄒ妶D9-9）。生產上常采用快速加熱短時保溫工藝來獲

10、得超細化晶粒。（二）影響奧氏體晶粒大小的因素奧氏體晶粒大小及其影響因素（二）影響奧氏體晶粒大小的因素圖9-9 加熱速度對奧氏體晶粒大小的影響a）40鋼 b）T10鋼奧氏體晶粒大小及其影響因素 3.鋼的化學成分的影響 在一定的含碳量范圍內，隨著奧氏體中碳含量的增加，由于碳在奧氏體中擴散速度及鐵的自擴散速度增大，晶粒長大傾向增加。但當含碳量超過一定量以后，碳能以未溶碳化物的形式存在，奧氏體晶粒長大受到第二相的阻礙作用，反使奧氏體晶粒長大傾向減小。（二）影響奧氏體晶粒大小的因素奧氏體晶粒大小及其影響因素 4.鋼的原始組織的影響 一般來說，鋼的原始組織越細，碳化物彌散度越大，則奧氏體晶粒越細小。與粗珠

11、光體相比，細珠光體總是易于獲得細小而均勻的奧氏體晶粒度。在相同的加熱條件下，和球狀珠光體相比，片狀珠光體在加熱時奧氏體晶粒易于粗化，因為片狀碳化物表面積大，溶解快，奧氏體形成速度也快，奧氏體形成后較早地進入晶粒長大階段。（二）影響奧氏體晶粒大小的因素第三節(jié) 鋼在冷卻時的轉變 鋼的加熱轉變，或者說鋼的熱處理加熱是為了獲得均勻、細小的奧氏體晶粒。因為大多數(shù)零構件都在室溫下工作，鋼的性能最終取決于奧氏體冷卻轉變后的組織，鋼從奧氏體狀態(tài)的冷卻過程是熱處理的關鍵工序。因此，研究不同冷卻條件下鋼中奧氏體組織的轉變規(guī)律，對于正確制訂鋼的熱處理冷卻工藝、獲得預期的性能具有重要的實際意義。一、概 述概 述 在熱

12、處理生產中，鋼在奧氏體化后通常有兩種冷卻方式：一種是等溫冷卻方式，如圖9-10曲線1所示，將奧氏體狀態(tài)的鋼迅速冷卻到臨界點以下某一溫度保溫，讓其發(fā)生恒溫轉變過程，然后再冷卻下來；另一種是連續(xù)冷卻方式，如圖9-10曲線2所示，鋼從奧氏體狀態(tài)一直連續(xù)冷卻到室溫。圖9-10 奧氏體不同冷卻方式示意圖1等溫冷卻 2連續(xù)冷卻 一般將奧氏體轉變的體積分數(shù)為1%3所需要的時間定為轉變開始時間，而把轉變的體積分數(shù)為95%98%所需時間視為轉變終了時間。最后得到不同溫度下奧氏體的轉變體積分數(shù)與等溫時間的關系曲線，如圖9-12上所示。由圖可見，經一段時間后，過冷奧氏體才發(fā)生轉變，這段時間叫做孕育期。轉變開始后轉變

13、速度逐漸加快，當奧氏體轉變體積分數(shù)達50時轉變速度最大，隨后轉變速度趨于緩慢，直至轉變結束。二、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖圖9-12 奧氏體轉變速度與過冷度的關系共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖 為了清晰地顯示出各個等溫溫度下過冷奧氏體等溫轉變進行的時間以及不同溫度范圍內的轉變產物，把各個等溫溫度下轉變開始和轉變終了時間畫在溫度-時間坐標上，并將所有開始轉變點和轉變終了點分別連接起來，形成開始轉變線和轉變終了線，即得到共析鋼過冷奧氏體等溫轉變圖（見圖9-11下）。因其具有英文字母“C”的形狀，故也稱為C曲線，亦稱TTT曲線。圖9-11 共析鋼過冷奧氏體 等溫轉變圖的建

14、立共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖 （一）奧氏體成分的影響 過冷奧氏體等溫轉變速度在很大程度上取決于奧氏體的成分，改變奧氏體的化學成分，影響了C曲線的形狀和位置，從而可以控制過冷奧氏體的等溫轉變速度。 三、影響過冷奧氏體等溫轉變的因素影響過冷奧氏體等溫轉變的因素 奧氏體晶粒越細小，單位體積內晶界面積越大，從而使奧氏體分解時形核率增多，降低奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線左移。 鑄態(tài)原始組織不均勻，存在成分偏析，而經軋制后，組織和成分變得均勻。因此在同樣加熱條件下，鑄錠形成的奧氏體很不均勻，而軋材形成的奧氏體則比較均勻，不均勻的奧氏體可以促進奧氏體分解，使C曲線左移。 奧氏體化溫度越低，保溫時間越短，奧氏體

15、晶粒越細，未溶第二相越多，同時奧氏體的碳濃度和合金元素濃度越不均勻，從而促進奧氏體在冷卻過程中分解，使C曲線左移。（二）奧氏體狀態(tài)的影響影響過冷奧氏體等溫轉變的因素 在奧氏體狀態(tài)下承受拉應力將加速奧氏體的等溫轉變，而加等向壓應力則會阻礙這種轉變。這是因為奧氏體比體積最小，發(fā)生轉變時總是伴隨比體積的增大，尤其是馬氏體轉變更為劇烈。所以加拉應力促進奧氏體轉變。而在等向壓應力下，原子遷移阻力增大，使C、Fe原子擴散和晶格改組變得困難，從而減慢奧氏體的轉變。 對奧氏體進行塑性變形亦有加速奧氏體轉變的作用。這是由于塑性變形使點陣畸變加劇并使位錯密度增高，有利于C和Fe原子的擴散和晶格改組。同時形變還有利

16、于碳化物彌散質點的析出，使奧氏體中碳和合金元素貧化，因而促進奧氏體的轉變。（三）應力和塑性變形的影響 （一）片狀珠光體的形成、組織和性能 由Fe-Fe3C相圖可知，wC=0.77的奧氏體在近于平衡的緩慢冷卻條件下形成的珠光體是由滲碳體和鐵素體組成的片層相間的組織。在較高奧氏體化溫度下形成的均勻奧氏體于A1550之間溫度等溫時也能形成片狀珠光體。四、珠光體轉變珠光體轉變（一）片狀珠光體的形成、組織和性能圖9-17 片狀珠光體的 組織形態(tài)a）珠光體（700等溫）b）索氏體（650等溫） c）托氏體（600等溫）珠光體轉變（一）片狀珠光體的形成、組織和性能圖9-19 珠光體的片間距與硬度的關系珠光體

17、轉變（二）粒狀珠光體的形成、組織和性能 粒狀珠光體組織是滲碳體呈顆粒狀分布在連續(xù)的鐵素體基體中，如圖9-22所示。粒狀珠光體組織既可以由過冷奧氏體直接分解而成，也可以由片狀珠光體球化而成，還可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成粒狀珠光體的機理也不同。圖9-22 粒狀珠光體組織珠光體轉變（二）粒狀珠光體的形成、組織和性能 要由過冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核。這只有通過非均勻形核才能實現(xiàn)。如果控制鋼加熱時的奧氏體化程度，使奧氏體中殘存大量未溶的滲碳體顆粒；同時，使奧氏體的碳濃度不均勻，存在許多高碳區(qū)和低碳區(qū)。此時將奧氏體過冷到A1以下，在過冷度

18、較小時就能在奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個滲碳體晶核在獨立長大的同時，必然使其周圍母相奧氏體貧碳而形成鐵素體，從而直接形成粒狀珠光體。珠光體轉變（二）粒狀珠光體的形成、組織和性能 與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的硬度和強度較低，塑性和韌性較好，如圖9-23所示。圖9-23 共析鋼片狀1和粒狀2珠光體真應力珠光體轉變（三）偽共析體 圖9-24可用來示意說明奧氏體在一定過冷條件下先共析相的析出。若將A3和Acm線分別延伸到A1溫度以下，SE 線表示滲碳體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限，SG 則為鐵素體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限。顯然，共析成分奧氏體冷卻至SE 、 SG 線以下將同

19、時析出鐵素體和滲碳體，發(fā)生珠光體轉變。同樣，偏離共析成分的奧氏體快速冷卻至SE G 組成的區(qū)域等溫時，將不發(fā)生先共析相的析出而全部轉變?yōu)橹楣怏w。這種由偏離共析成分的過冷奧氏體所形成的珠光體稱為偽共析體或偽珠光體。珠光體轉變（三）偽共析體圖9-24 鐵碳系準平衡圖示意圖 （一）馬氏體的晶體結構、組織和性能 1.馬氏體的晶體結構五、馬氏體轉變圖9-25 馬氏體的體心正方晶格示意圖馬氏體轉變（一）馬氏體的晶體結構、組織和性能 2.馬氏體的組織形態(tài)（1）板條狀馬氏體 （2）片狀馬氏體圖9-28 板條狀馬氏體顯微組織示意圖圖9-32 高碳型片狀馬氏體組織示意圖馬氏體轉變（一）馬氏體的晶體結構、組織和性能

20、 3.馬氏體的性能 馬氏體力學性能的顯著特點是具有高硬度和高強度。馬氏體的硬度主要取決于其含碳量。由圖9-36可見，馬氏體的硬度隨含碳量的增加而增高。圖9-36 淬火鋼的最大硬度與含碳量的關系1高于Ac3淬火 2高于Ac1淬火 3馬氏體硬度馬氏體轉變（二）馬氏體轉變的特點 1.馬氏體的形成條件 馬氏體是高溫奧氏體快速冷卻，在抑制其擴散性分解的條件下形成的。因此，要形成馬氏體，第一，過冷奧氏體必須以大于臨界淬火速度的速度冷卻，以避免發(fā)生奧氏體向珠光體和貝氏體轉變。第二，過冷奧氏體必須過冷到一定溫度Ms點以下才能開始發(fā)生馬氏體轉變，以獲得足夠的相變驅動力，這是馬氏體轉變的熱力學條件決定的。馬氏體轉

21、變（二）馬氏體轉變的特點 2.馬氏體轉變的無擴散性 馬氏體轉變是奧氏體在很大過冷度下進行的，此時無論是鐵原子、碳原子還是合金元素原子，其活動能力很低。因而，馬氏體轉變是在無擴散的情況下進行的。點陣的重構是由原子集體的、有規(guī)律的、近程的遷動完成的。原來在母相中相鄰的兩個原子在新相中仍然相鄰，它們之間的相對位移不超過一個原子間距。馬氏體轉變（二）馬氏體轉變的特點 3.馬氏體轉變的切變共格性圖9-39 馬氏體和奧氏體切變共格界面示意圖馬氏體轉變（二）馬氏體轉變的特點 4.馬氏體轉變具有特定的慣習面和位向關系 前已述及，馬氏體是在奧氏體一定的結晶面上形成的，此面稱為慣習面，它在相變過程中不變形、也不轉

22、動。慣習面通常以母相的晶面指數(shù)來表示。鋼中馬氏體的慣習面隨著含碳量及形成溫度不同而異。 由于馬氏體轉變時新相和母相始終保持切變共格性，因此馬氏體轉變后新相和母相之間存在一定的結晶學位向關系。馬氏體轉變（二）馬氏體轉變的特點 5.馬氏體轉變是在一個溫度范圍內進行的 馬氏體轉變與其他固態(tài)相變一樣，也是通過形核和長大的方式進行的。試驗結果表明，馬氏體核胚不是在合金中均勻分布的，而是在母相中某些有利的位置（如晶體缺陷處、形變區(qū)以及貧碳區(qū)）優(yōu)先形成的。馬氏體轉變（二）馬氏體轉變的特點 6.馬氏體轉變的可逆性 在某些鐵合金、鎳與其他有色金屬中，奧氏體冷卻轉變?yōu)轳R氏體，重新加熱時已形成的馬氏體又能無擴散地轉

23、變?yōu)閵W氏體。這就是馬氏體轉變的可逆性。但是在一般碳鋼中不發(fā)生按馬氏體轉變機構的逆轉變，因為在加熱時馬氏體早已分解為鐵素體和碳化物。馬氏體轉變（三）馬氏體轉變應用舉例 利用馬氏體及馬氏體相變的特點，在創(chuàng)制新型高強度、高韌性材料，發(fā)展強韌化熱處理新工藝及其他熱加工工藝方面有著許多實際應用。 （一）貝氏體的組織形態(tài)六、貝氏體轉變圖9-45 上貝氏體的顯微組織a）光學顯微組織（羽毛狀） b）透射電鏡組織貝氏體轉變（一）貝氏體的組織形態(tài)圖9-46 下貝氏體顯微組織a）光學顯微鏡組織 b）電子顯微鏡組織貝氏體轉變（二）貝氏體的性能 貝氏體的力學性能主要取決于其組織形態(tài)。貝氏體是鐵素體和碳化物組成的雙相組織

24、，其中各相的形態(tài)、大小和分布都影響貝氏體的性能。 上貝氏體形成溫度較高，鐵素體晶粒和碳化物顆粒較粗大，碳化物呈短桿狀平行分布在鐵素體板條之間，鐵素體和碳化物分布有明顯的方向性。這種組織狀態(tài)使鐵素體條間易產生脆斷，鐵素體條本身也可能成為裂紋擴展的路徑。 下貝氏體中鐵素體針細小而均勻分布，位錯密度很高，在鐵素體內部又沉淀析出細小、多量而彌散的碳化物。因此下貝氏體不但強度高，而且韌性也很好，即具有良好的綜合力學性能。貝氏體轉變（三）貝氏體轉變的特點 1.貝氏體轉變是一個形核與長大過程 2.貝氏體中鐵素體的形成是按馬氏體轉變機制進 行的 3.貝氏體中碳化物的分布與形成溫度有關貝氏體轉變（四）魏氏組織的

25、形成 在金相顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長出來的近于平行的或其他規(guī)則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體組織，這種組織稱為魏氏組織（圖9-52）。圖9-52 鐵素體魏氏組織a） 和滲碳體魏氏組織b） （一）過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖的建立 通常應用膨脹法、金相法和熱分析法測定過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變圖。七、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖及其應用圖9-55 共析鋼連續(xù)冷卻轉變圖過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖及其應用（二）連續(xù)冷卻轉變圖分析 共析鋼CCT曲線最為簡單，只有珠光體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)，說明共析鋼連續(xù)冷卻時沒有貝氏體形成。圖9-55中珠光體轉變區(qū)左邊一條線叫過冷奧氏體轉變開始線，右邊一條

26、線叫過冷奧氏體轉變終了線，下面一條線叫過冷奧氏體轉變中止線。圖9-55 共析鋼連續(xù)冷卻轉變圖過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖及其應用（三）CCT曲線和TTT曲線比較 圖9-55中虛線為共析鋼的TTT曲線，實線為同種鋼的CCT曲線。二者相比，CCT曲線中珠光體開始轉變線和珠光體轉變終了線均在TTT曲線的右下方，在合金鋼中也是如此。這說明與等溫轉變相比，連續(xù)冷卻轉變的轉變溫度較低，孕育期較長。圖9-55 共析鋼連續(xù)冷卻轉變圖過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖及其應用（四）連續(xù)冷卻轉變圖應用舉例 1.從CCT曲線上可以獲得真實的鋼的臨界淬火速度 2.CCT曲線是制訂正確的冷卻規(guī)范的依據(jù) 3.根據(jù)CCT曲線可以估計淬火

27、以后鋼件的組織和性能第四節(jié) 鋼在回火時的轉變 （一）馬氏體中碳的偏聚 馬氏體中過飽和的碳原子處于體心立方晶格扁八面體間隙位置，使晶體產生很大的晶格畸變，處于受擠壓狀態(tài)的碳原子有從晶格間隙位置脫溶出來的自發(fā)趨勢。但在80100以下溫度回火時，鐵原子和合金元素難以進行擴散遷移，碳原子也只能作短距離的擴散遷移。板條狀馬氏體存在大量位借，碳原子傾向于偏聚在位錯線附近的間隙位置，形成碳的偏聚區(qū)，降低馬氏體的彈性畸變能。一、淬火鋼的回火轉變及其組織淬火鋼的回火轉變及其組織（二）馬氏體分解當回火溫度超過80時，馬氏體開始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化，繼而轉變?yōu)樘蓟飶倪^飽和固溶體中析出。隨著馬氏體的碳含量降低，晶格常數(shù)c逐漸減小，a增大，正方度c/a減小。馬氏體