山東大學(xué)材料學(xué)院課件貝氏體及馬氏體轉(zhuǎn)變

第六章鋼的熱處理第一節(jié)鋼的熱處理原理

一、鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變

二、鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變

第二節(jié)鋼常用的熱處理工藝

一、鋼的退火和正火

二、鋼的淬火和回火

三、鋼的冷處理

四、時(shí)效處理

五、表面熱處理第三節(jié)其他熱處理工藝

一、可控氣氛熱處理

二、真空熱處理

三、形變熱處理

四、強(qiáng)韌化處理

五、流動(dòng)化熱處理

六、循環(huán)熱處理第六章鋼的熱處理熱處理是在固態(tài)下使金屬加熱、保溫和冷卻以改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，并獲得所需性能的一種工藝方法。熱處理的目的在于改善材料的性能，即改善材料的使用性能和工藝性能。熱處理是提高加工質(zhì)量、延長工件和刀具使用壽命、節(jié)約材料和降低成本的重要手段。熱處理有五種基本方法：退火、正火、淬火、回火和表面熱處理。鋼的熱處理原理是指鋼在熱處理過程中內(nèi)部組織發(fā)生轉(zhuǎn)變的規(guī)律。熟悉和掌握鋼在加熱和冷卻過程中組織轉(zhuǎn)變的基本規(guī)律，有助于更好地制定熱處理工藝，達(dá)到改善材料性能的目的。第一節(jié)鋼的熱處理原理任何一種熱處理都是由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成的，因此可用溫度-時(shí)間曲線圖表示。加熱保溫時(shí)間冷卻加熱溫度時(shí)間溫度,℃熱處理基本工藝曲線一、鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變對(duì)鋼進(jìn)行熱處理時(shí)，一般都必須先將鋼加熱至臨界溫度以上，以獲得奧氏體組織，然后再以適當(dāng)方式冷卻，使鋼轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織，獲得所需要的性能。碳鋼室溫組織：F+Fe3C。室溫組織→高溫奧氏體的轉(zhuǎn)變過程：晶格改組和Fe、C原子擴(kuò)散的過程形核與長大過程（遵循相變一般規(guī)律）GSE70074078082086090094000.20.40.60.81.01.21.4wC/%T/℃A1A3Acm鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度平衡臨界溫度(臨界點(diǎn)）AF+AA+Fe3CIIPF+PP+Fe3CIIA1:APA3:AFAcm:AFe3CII析出溶解共析鋼的室溫組織為珠光體，當(dāng)加熱至A1以上保溫時(shí)，珠光體將全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。共析鋼奧氏體化過程：A形核→A長大→殘余Fe3C溶解→A均勻化。1.奧氏體的形成共析鋼奧氏體化過程(P→A)示意圖A晶核通常優(yōu)先在F和Fe3C相界面上形成(相界處能量高，C濃度不均勻).奧氏體的形核與長大A形核后，便向F和Fe3C兩個(gè)方向長大。通過原子擴(kuò)散，F(xiàn)晶格先逐漸改組為A晶格，隨后通過Fe3C不斷分解和Fe原子擴(kuò)散使A不斷長大.(2)奧氏體晶核的長大(1)奧氏體的形核F轉(zhuǎn)變快，F(xiàn)e3C溶解慢(晶體結(jié)構(gòu)和含碳量與A差別大)，故F全部轉(zhuǎn)變后，尚有部分未溶的Fe3C，需要繼續(xù)保溫使之溶解，直至全部消失。滲碳體的溶解和奧氏體均勻化Fe3C完全溶解后，其所在位置含碳量較高，而原F位置含碳量較低，需繼續(xù)延長保溫時(shí)間，通過碳原子擴(kuò)散，使A成分處處均勻。(4)奧氏體成分均勻化(3)殘留滲碳體的溶解亞共析鋼與過共析鋼的奧氏體化亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本一樣，差別在于有過剩相出現(xiàn)。亞共析鋼：室溫組織為F+P。加熱到A1以上保溫時(shí)，P→A，還有過剩的F。只有加熱到A3以上，F(xiàn)才能全部消失。過共析鋼：室溫組織為P+Fe3C。加熱到A1以上保溫時(shí)，P→A，還有過剩的Fe3C。只有加熱到Acm以上，F(xiàn)e3C才能全部溶解。加熱越迅速，轉(zhuǎn)變溫度越高；冷卻越快，轉(zhuǎn)變溫度越低。實(shí)際生產(chǎn)過程中，由于加熱和冷卻速度較快，組織轉(zhuǎn)變會(huì)產(chǎn)生不同程度的滯后。加熱或冷卻速度對(duì)轉(zhuǎn)變溫度的影響A1、A3、Acm是平衡時(shí)的轉(zhuǎn)變溫度。實(shí)際生產(chǎn)中，加熱速度通常較快，故相變臨界點(diǎn)升高，分別以Ac1、Ac3、Accm表示。同樣，實(shí)際冷卻速度也比平衡狀態(tài)快，故相應(yīng)臨界點(diǎn)下降，分別以Ar1、Ar3、Arcm表示。速度0.125℃/minGSE70074078082086090094000.20.40.60.81.01.21.4wC/%T/℃A1A3AcmAc1Ac3AccmAr1Ar3Arcm加熱或冷卻速度對(duì)臨界轉(zhuǎn)變溫度的影響平衡臨界溫度A1、A3、Acm實(shí)際臨界溫度Ar1,Ar3,ArcmAc1,Ac3,Accm加熱或冷卻速度↑過熱度或過冷度↑(實(shí)際與平衡轉(zhuǎn)變溫度之差↑)2.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素奧氏體的形成是通過形核和長大過程進(jìn)行的，整個(gè)過程受原子擴(kuò)散控制。凡是影響擴(kuò)散、形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。主要影響因素：加熱溫度、加熱速度、原始組織和化學(xué)成分等。(1)加熱溫度和速度的影響加熱溫度越高，加熱速度越快，則奧氏體形成的速度就越快。加熱速度越快，轉(zhuǎn)變開始溫度AC1

越高，終了溫度也越高。但轉(zhuǎn)變的孕育期越短，轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間也就越短，即轉(zhuǎn)變速度越快。加熱溫度高，奧氏體形核率及長大速率都迅速增大，原子擴(kuò)散能力也增強(qiáng)，滲碳體的溶解、鐵素體的轉(zhuǎn)變和奧氏體均勻化均加快。同樣一個(gè)奧氏體化狀態(tài)，既可通過低溫長時(shí)加熱得到，也可由高溫短時(shí)加熱得到。鋼的含碳量越高，奧氏體形成速度越快。(2)化學(xué)成分的影響C%↑→Fe3C↑→界面↑→A形核部位↑→A形核率↑；Fe3C↑→C的擴(kuò)散距離↓；A中C↑→C、Fe擴(kuò)散系數(shù)將↑→→A長大速度↑。加入合金元素，一般使奧氏體化速度減慢。合金元素會(huì)改變鋼的平衡臨界點(diǎn)(過熱度)。合金元素分布不均勻，且擴(kuò)散速度比C慢得多。某些常見合金元素會(huì)顯著減慢C的擴(kuò)散速度。某些合金元素易形成極穩(wěn)定碳化物，很難溶入A。原始組織細(xì)小，則碳化物分散度增大，鐵素體和滲碳體相界面增多，加大了奧氏體的形核率；同時(shí)，珠光體片層間距減小，使奧氏體中碳的濃度梯度增大。這些都使奧氏體的長大速度增加。(3)原始組織的影響鋼的原始組織越細(xì)，奧氏體形成速度越快。起始晶粒度珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變剛完成時(shí)，奧氏體晶粒一般都比較細(xì)?。ㄐ魏擞谄瑺頕、Fe3C相界面，晶核數(shù)量多）。此時(shí)奧氏體晶粒的大小稱為奧氏體的起始晶粒度。實(shí)際晶粒度起始晶粒形成后，如果繼續(xù)升溫或保溫，奧氏體晶粒就會(huì)自動(dòng)長大(晶粒細(xì)小時(shí)界面能高，晶粒長大可使界面能降低)。鋼在具體加熱條件下實(shí)際獲得的奧氏體晶粒的大小，稱為奧氏體的實(shí)際晶粒度。3.奧氏體晶粒的長大鋼種不同，加熱時(shí)奧氏體晶粒長大傾向也不同。奧氏體晶粒的長大傾向可用本質(zhì)晶粒度來反映。本質(zhì)粗晶粒鋼A晶粒隨溫度升高迅速長大的鋼。通常將鋼在規(guī)定條件下(930±10℃保溫3～8h)獲得的奧氏體晶粒大小稱為本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度根據(jù)奧氏體晶粒長大傾向的不同，鋼可分為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼A晶粒隨溫度升高長大傾向小，只有加熱到930~950℃后才顯著長大的鋼。晶粒度分10級(jí)：1~4級(jí)粗晶粒，5~8級(jí)粗晶粒，≥9級(jí)超細(xì)晶粒。加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長，奧氏體晶粒越粗大。但隨著保溫時(shí)間延長，晶粒長大速度減慢。即延長時(shí)間比提高溫度影響小。加熱速度越快，晶粒越細(xì)。加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體形核率越高，起始晶粒越細(xì)；同時(shí)，加熱時(shí)間越短，晶粒越來不及長大。含有Ti、Zr、Al、V、Nb等元素的鋼，奧氏體晶粒不易長大。這些元素能形成熔點(diǎn)高、穩(wěn)定性強(qiáng)的、彌散分布的碳化物和氮化物，強(qiáng)烈阻礙A晶粒長大。影響奧氏體晶粒長大的因素加熱溫度、保溫時(shí)間、加熱速度、化學(xué)成分等。奧氏體晶粒度直接影響鋼在室溫下的組織和性能。奧氏體晶粒細(xì)小時(shí)，冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織也細(xì)小，其強(qiáng)度、塑性和韌性都較高。因此，獲得細(xì)小均勻的奧氏體晶粒，是保證熱處理產(chǎn)品質(zhì)量的關(guān)鍵之一。奧氏體晶粒大小的控制合理制定熱處理加熱工藝嚴(yán)格控制加熱溫度加熱溫度越高，晶粒長大越快?？焖俣虝r(shí)加熱細(xì)化晶粒的重要手段之一。冶煉時(shí)采用Al脫氧，或鋼中加入適量Ti、Zr、V、Nb等合金元素。GB／T6394-2002金屬平均晶粒度測定法防止奧氏體晶粒粗化的措施二、鋼在冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變鋼經(jīng)奧氏體化后以不同的方式冷卻，將獲得不同的組織和性能。冷卻是熱處理的關(guān)鍵工序，它決定著鋼在熱處理后的組織和性能。根據(jù)冷卻方法的不同，奧氏體的冷卻轉(zhuǎn)變分為兩種：等溫冷卻條件下的轉(zhuǎn)變（等溫轉(zhuǎn)變）連續(xù)冷卻條件下的轉(zhuǎn)變1.常用的兩種冷卻方式等溫冷卻將奧氏體化后的鋼由高溫快速冷卻到臨界溫度以下某一溫度，保溫一段時(shí)間以進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)變，然后再冷卻到室溫。連續(xù)冷卻將奧氏體化后的鋼從高溫連續(xù)冷卻到室溫，使奧氏體在一個(gè)溫度范圍內(nèi)發(fā)生連續(xù)轉(zhuǎn)變。奧氏體冷卻方式示意圖1等溫2連續(xù)奧氏體必須冷至臨界溫度以下，處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，并經(jīng)過一定孕育期后，才能轉(zhuǎn)變。這種在臨界點(diǎn)以下尚未轉(zhuǎn)變的處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體稱為過冷奧氏體。2.過冷奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變的類型根據(jù)冷卻方式的不同，可將過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變分為等溫轉(zhuǎn)變和連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變兩種。前者通過控制轉(zhuǎn)變溫度，后者通過控制冷卻速度，來獲得不同的轉(zhuǎn)變組織。過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線可綜合反映過冷奧氏體在不同過冷度下的等溫轉(zhuǎn)變過程：3.過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線轉(zhuǎn)變開始和轉(zhuǎn)變終了時(shí)間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型以及轉(zhuǎn)變量與時(shí)間溫度之間的關(guān)系等。奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的形狀通常像英文字母“C”，故又稱為C曲線。根據(jù)英文受字母的縮寫，奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖亦稱TTT圖。共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線鋼的臨界點(diǎn)A1(723℃)A-P平衡溫度M轉(zhuǎn)變開始溫度Ms(230℃)M轉(zhuǎn)變終了溫度Mf(-50℃)A轉(zhuǎn)變開始線(左C線)A穩(wěn)定區(qū)(A1線以上)M轉(zhuǎn)變區(qū)(Ms~Mf)A轉(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)(右C線右側(cè))A轉(zhuǎn)變區(qū)(雙C間)A→P或A→B5條線(3條水平線,兩條C曲線)5個(gè)區(qū)過冷A區(qū)(左C線左側(cè))亞穩(wěn)態(tài)A轉(zhuǎn)變終了線(右C線)共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線過冷奧氏體的孕育期在A1以下,等溫T↓→孕育期由長變短,再由短變長孕育期越短,A穩(wěn)定性越低,轉(zhuǎn)變速度越快C曲線鼻尖(孕育期最短)(A穩(wěn)定性最低)~550℃孕育期：過冷A轉(zhuǎn)變開始線與縱軸的水平距離(開始轉(zhuǎn)變所需時(shí)間)。轉(zhuǎn)變完成所需要的總時(shí)間—過冷A轉(zhuǎn)變終了線與縱軸的水平距離標(biāo)志不同轉(zhuǎn)變溫度下過冷A的穩(wěn)定性在不同的過冷度下，共析成分的奧氏體大體將發(fā)生三種不同類型組織的轉(zhuǎn)變，即4.過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變(高溫轉(zhuǎn)變)A1~550℃(C線鼻尖)貝氏體轉(zhuǎn)變(中溫轉(zhuǎn)變)550~Ms(240℃)馬氏體轉(zhuǎn)變(低溫轉(zhuǎn)變)<Ms發(fā)生何種轉(zhuǎn)變?nèi)Q于轉(zhuǎn)變溫度。在不同的轉(zhuǎn)變溫度可得到不同的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，從而獲得不同的性能。4.過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線B型240P型550M型-50珠光體P索氏體S屈氏體T上貝氏體下貝氏體馬氏體不同的組織性能不同快速冷卻到某一溫度保溫共析成分的過冷奧氏體在A1～550℃(A1~C曲線鼻尖)溫度范圍內(nèi)發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變：(1)珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過程也是形核、長大的過程。珠光體轉(zhuǎn)變是全擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，即Fe和C原子均進(jìn)行擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)。A→P(F+Fe3C)珠光體轉(zhuǎn)變過程Fe3C在A晶界形核通過原子擴(kuò)散，F(xiàn)e3C長大,其兩側(cè)A的C↓,A→FF含C量低,長大時(shí)過剩C進(jìn)入相鄰A,A中C↑→新Fe3CF和Fe3C交替形核長大→A全變?yōu)槠瑢訝頟P、S和T都是由滲碳體和鐵素體組成的層片狀機(jī)械混合物，只是層片大小不同，因而力學(xué)性能各異。組織類型形成溫度/℃層片間距/um硬度/HRC觀察條件備注珠光體PA1~650>0.45~25低倍光鏡過冷度較小,層片較粗大—珠光體索氏體S650~6000.4~0.225~351000~1500光鏡過冷度較大,層片較薄—細(xì)珠光體屈氏體T600~550<0.235~408000~15000電鏡過冷度很大,層片極細(xì)—極細(xì)珠光體共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物轉(zhuǎn)變溫度越低（即過冷度越大），P的片層越細(xì)，強(qiáng)度、硬度越高，塑性、韌性越好。過冷度對(duì)P的影響P-Pearlite，S-Sorbite，T-TroostiteP型組織——層片狀(F+Fe3C)珠光體P

索氏體S—細(xì)珠光體

屈氏體T—極細(xì)珠光體層片間距：P>S>T珠光體P，3800×索氏體S8000×屈氏體T8000×如果滲碳體以顆粒狀態(tài)分布在鐵素體基體內(nèi)，這種組織稱為粒狀珠光體，也稱為球化體。在退火狀態(tài)下，對(duì)于相同含碳量的鋼材，粒狀珠光體比片狀珠光體具有較少的相界面，其硬度、強(qiáng)度較低，而塑性、韌性較高。實(shí)踐表明，具有粒狀珠光體的鋼材，其切削加工性、淬火工藝性等都比片狀珠光體好。粒狀珠光體共析奧氏體過冷到550℃～Ms(230℃)之間，將發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變：(2)貝氏體轉(zhuǎn)變A→B（含過飽和C的F+Fe3C）貝氏體（B）：由含碳過飽和的鐵素體與滲碳體組成的兩相混合物。貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，C原子短程擴(kuò)散而Fe原子不擴(kuò)散，通過切變進(jìn)行A向F的晶格轉(zhuǎn)變。故貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘霐U(kuò)散型或切變型。(轉(zhuǎn)變機(jī)理與P不同)貝氏體有三種常見的組織形態(tài)：1)貝氏體的組織形態(tài)上貝氏體下貝氏體粒狀貝氏體上貝氏體形成過程F成束排列，自A晶界平行伸向晶內(nèi)。C↑或T↓→F條增多變薄，F(xiàn)e3C細(xì)化。形成溫度:550℃～350℃，羽毛狀特征。上貝氏體(Bu,B上)B上：束條狀F+斷續(xù)條狀Fe3C(夾于F條間)Fe3C呈小片狀斷續(xù)分布于F條間。光學(xué)顯微照片1300×電子顯微照片5000×上貝氏體顯微組織光學(xué)顯微組織500×45鋼：上B+下B羽毛狀上貝下貝氏體形成過程下貝：片狀F+細(xì)小碳化物(位于F片內(nèi))下貝氏體(BL,B下)呈黑色針狀或竹葉狀，針與針之間呈一定角度。碳化物細(xì)小彌散，呈粒狀或短條狀，定向分布于F針內(nèi)(沿著與F長軸成55°～60°角取向平行排列)。形成溫度：350℃～Ms。多在A晶粒內(nèi)部形成。Fe2.4CF針內(nèi)定向分布著細(xì)小Fe2.4C顆粒電子顯微照片12000×T8鋼，下B，黑色針狀光學(xué)顯微照片×400下貝氏體顯微組織粒狀貝氏體(BG)小島呈粒狀、短條狀等，形態(tài)較復(fù)雜。組織特征：塊狀或針狀鐵素體+孤立小島（位于F內(nèi)或晶界）形成溫度：上貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)上限范圍內(nèi)。粒狀貝氏體顯微組織1000×小島在高溫下是富碳的奧氏體區(qū)，其后的轉(zhuǎn)變可能有三種情況：分解為F和碳化物，形成P；發(fā)生M轉(zhuǎn)變；富碳的A全部保留下來。大多數(shù)結(jié)構(gòu)鋼，只要冷卻過程控制在一定溫度范圍內(nèi)，都可以形成粒狀貝氏體2)貝氏體的力學(xué)性能上貝氏體：強(qiáng)度、硬度和沖擊韌性均較低。應(yīng)避免。

F條和碳化物顆粒都粗大，且有明顯的方向性；F內(nèi)C的過飽和度低；碳化物斷續(xù)分布于F條之間，F(xiàn)條間易脆斷。下貝氏體：強(qiáng)度高，韌性好，即具有良好的綜合力學(xué)性能，是一種理想的組織。

彌散強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化作用。F針細(xì)小、分布均勻，內(nèi)部沉淀析出大量細(xì)小、彌散的碳化物，且C過飽和度及位錯(cuò)密度高.粒狀貝氏體：具有較好的強(qiáng)韌性。

在顆粒狀或針狀鐵素體基體中分布著許多小島，這些小島無論是殘余A、M，還是A分解產(chǎn)物都可起到復(fù)相強(qiáng)化作用.貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在P與M轉(zhuǎn)變之間的中溫區(qū)，鐵和合金元素的原子難以進(jìn)行擴(kuò)散，但碳原子還具有一定的擴(kuò)散能力。故貝氏體轉(zhuǎn)變兼有珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變的某些特點(diǎn)。3)貝氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)與P轉(zhuǎn)變相似，B轉(zhuǎn)變中發(fā)生C在F中的擴(kuò)散；與M轉(zhuǎn)變相似，A向F的晶格改組通過共格切變方式進(jìn)行。因此，貝氏體轉(zhuǎn)變是一個(gè)有碳原子擴(kuò)散的共格切變過程。鋼從奧氏體化狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下(低于Ms點(diǎn))發(fā)生的轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體組織。(3)馬氏體轉(zhuǎn)變馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，用符號(hào)“M”表示。馬氏體轉(zhuǎn)變是典型的非擴(kuò)散型相變。馬氏體轉(zhuǎn)變過程中Fe原子和C原子都不能進(jìn)行擴(kuò)散，F(xiàn)e原子的晶格改組通過切變方式完成。①板條M(低碳M)。由許多相互平行的細(xì)板條組成。1)馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)以板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見。每個(gè)板條為一個(gè)單晶體，一般以小角晶界間隔。相鄰板條之間往往存在薄殼狀的殘余奧氏體。低碳M組織形態(tài)1000×許多相互平行的板條組成一個(gè)板條束。一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以有幾個(gè)板條束(通常3～5個(gè))。板條馬氏體板條馬氏體示意圖板條M的亞結(jié)構(gòu)是位錯(cuò),故又稱位錯(cuò)馬氏體。板條M常出現(xiàn)在低碳鋼中，故又稱為低碳M。它也是中碳鋼、不銹鋼等鐵基合金中常見的一種典型馬氏體組織。②片狀馬氏體(高碳M)。M片之間呈一定角度分布。在原A晶粒中首先形成的M片貫穿整個(gè)晶粒，但一般不穿過晶界。M片的周圍往往存在著殘余A。片狀馬氏體片狀馬氏體示意圖片狀馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡狀，在光學(xué)顯微鏡下常呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體。片狀馬氏體是中、高碳鋼及wNi＞29%的Fe-Ni合金中形成的一種典型馬氏體組織。片狀M內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶。因此片狀M又稱為孿晶M。但孿晶僅存在于M片中部，片的邊緣則為復(fù)雜的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)。片狀馬氏體高碳馬氏體組織形態(tài)500×鋼的馬氏體形態(tài)主要取決于鋼的含碳量和馬氏體的形成溫度。2)影響馬氏體形態(tài)的因素在M區(qū)較高溫度(>200℃)形成板條M，在較低溫度(>200℃)形成片狀M。C↑→板條M↓，片狀M↑。合金元素大多數(shù)使Ms點(diǎn)下降，因而都促進(jìn)片狀馬氏體的形成。C%<0.2%：形成板條MC%>1.0%：形成片狀MC%=0.2%～1.0%：板條M+片狀M混合組織。淬火組織2)影響馬氏體形態(tài)的因素00.20.40.60.81.01.21.41.6200400600800板條M針狀M混合wC/%T/℃含碳量對(duì)Ms點(diǎn)和M形態(tài)的影響Ms奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，只有晶格改組而沒有成分變化，A中固溶的C全部被保留到M晶格中,形成了碳在α-Fe中的過飽和固溶體。3)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)過飽和碳位于α-Fe的晶格間隙，使α-Fe體心立方晶格發(fā)生正方畸變。因此，馬氏體具有體心正方結(jié)構(gòu)。含碳量越高，晶格畸變?cè)酱蟆ｑR氏體晶體結(jié)構(gòu)示意圖馬氏體的力學(xué)性能主要取決于含碳量、組織形態(tài)和內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)。4)馬氏體的性能馬氏體具有高硬度和高強(qiáng)度的特點(diǎn)。C↑→硬度↑

含碳量高→硬度高；固溶強(qiáng)化（晶格畸變）、相變強(qiáng)化（晶格缺陷引起組織細(xì)化）、時(shí)效強(qiáng)化（碳化物彌散析出）等→強(qiáng)度高。板條M強(qiáng)、硬度高，塑韌性好，綜合力學(xué)性能優(yōu)良。

位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，碳濃度低，晶格畸變小。片狀M

硬度高，塑、韌性差，脆性大(硬而脆)。

孿晶亞結(jié)構(gòu)，碳濃度高，晶格畸變大，微裂紋多和淬火應(yīng)力大。板條M和針狀M力學(xué)性能比較4)馬氏體的性能Wc/%M形態(tài)σb/MPaσs/MPaHRCδ/%ψ/%ak/J.cm-20.10~0.25板條狀1020~1330820~133030~509~1740~6560~800.77針狀235520406513010無擴(kuò)散性轉(zhuǎn)變時(shí)只有點(diǎn)陣重構(gòu)，而Fe、C原子無擴(kuò)散，新相與母相無成分變化。5)馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)瞬時(shí)性

M的形成以共格切變方式實(shí)現(xiàn)，形成速度很快；M形成量是溫度T的函數(shù)，T↓→轉(zhuǎn)變量↑。M形成時(shí)體積↑(晶格改變和畸變)，造成很大內(nèi)應(yīng)力。不徹底性

M轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，組織中總會(huì)殘留少量A，稱為殘余奧氏體(A’)。A中C↑→MS、Mf↓→A’↑。M的形成量和殘余奧氏體Fe-1.8C，冷至-100℃Fe-1.8C，冷至-60℃T↓→M↑。T不變，M量不增A含碳量對(duì)A’的影響C↑→A’↑(4)影響C曲線的因素加熱溫度和保溫時(shí)間的影響影響位置

加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長，奧氏體越均勻，過冷奧氏體越穩(wěn)定→C曲線右移。碳的影響既影響位置，又影響形狀。在一般熱處理加熱條件下，亞共析鋼C曲線隨碳量↑右移，過共析鋼C曲線隨碳量↑左移。故碳鋼中以共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定。與共析鋼比，亞共析鋼C曲線多一條先共析F析出線，過共析鋼多一條先共析Fe3C析出線。亞（過）共析鋼過冷A的等溫轉(zhuǎn)變曲線亞、過共析鋼C曲線位于共析鋼的左側(cè)，且多一條先共析相（F、Fe3CⅡ）析出線。C↑→Ms、Mf線↓。亞共析鋼共析鋼過共析鋼合金元素的影響除Co以外，鋼中所有合金元素的溶入均增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。不形成碳化物或弱碳化物形成元素，如Si、Ni、Cu和Mn，只改變C曲線位置，不改變C曲線形狀。碳化物形成元素如Mo、W、V、Ti等，當(dāng)它們?nèi)苋電W氏體以后，不僅使C曲線的位置右移，而且使C曲線出現(xiàn)兩個(gè)“鼻子”，即把珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變分開，中間出現(xiàn)一過冷奧氏體穩(wěn)定性較大的區(qū)域。(4)影響C曲線的因素過冷A的等溫轉(zhuǎn)變-小結(jié)過冷A:

T<A1時(shí)，A不穩(wěn)定。A等溫轉(zhuǎn)變曲線

(TTT或C曲線)高溫轉(zhuǎn)變，A1

~550℃過冷A→P型組織中溫轉(zhuǎn)變，550℃~MS

過冷A→貝氏體(B)低溫轉(zhuǎn)變，MS~Mf

過冷A→馬氏體(M)共析鋼的C曲線實(shí)際生產(chǎn)中，過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變大多是在連續(xù)冷卻過程中進(jìn)行的。過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中同樣能夠發(fā)生等溫冷卻所發(fā)生的幾種轉(zhuǎn)變，各轉(zhuǎn)變溫度區(qū)與等溫轉(zhuǎn)變也大致相同。但奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變與等溫轉(zhuǎn)變不同：連續(xù)冷卻過程可能先后發(fā)生幾種轉(zhuǎn)變。冷卻速度不同，可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變也不同。所以，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變較復(fù)雜，轉(zhuǎn)變規(guī)律性不如等溫轉(zhuǎn)變明顯，形成的組織也不容易區(qū)分。5.過冷奧氏體的連續(xù)轉(zhuǎn)變(1)過冷奧氏體連續(xù)冷卻C曲線過冷奧氏體在連續(xù)冷卻條件下的轉(zhuǎn)變規(guī)律可用“連續(xù)冷卻C曲線”表示。根據(jù)英文名稱字頭，又稱為“CC