第九章鋼熱處理原理

第九章

鋼的熱處理原理2/6/20231

鋼的熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預定的溫度，保溫一定的時間，然后以預定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。

熱處理原理包括鋼的加熱轉變、珠光體轉變、馬氏體轉變、貝氏體轉變和回火轉變。

鋼能進行熱處理，固態(tài)下應有相變，或有溶解度的變化，固態(tài)下不發(fā)生相變的純金屬或合金不能用熱處理強化。

通過熱處理可以改變鋼的內部組織結構，從而改善其工藝性能和使用性能，充分挖掘鋼材的潛力，延長零件的使用壽命，提高產品質量，節(jié)約材料和能源。鋼中組織轉變的規(guī)律是熱處理的理論基礎，稱為熱處理原理。9.1、概述2/6/20232鋼為什么能夠進行熱處理？原則上只有在加熱或冷卻時發(fā)生溶解度的顯著變化或發(fā)生固態(tài)相變的合金才能進行熱處理。根據Fe-Fe3C相圖，鋼在高溫和低溫時具有不同的結構狀態(tài)：共析鋼在加熱和冷卻過程中經過PSK線（A1）時，發(fā)生珠光體和奧氏體之間的相互轉變；亞共析鋼經過GS線（A3）時，發(fā)生鐵素體與奧氏體之間的相互轉變；過共析鋼經過ES線（Acm）時，發(fā)生滲碳體與奧氏體之間的相互轉變。鋼在加熱和冷卻過程中越過上述臨界點就要發(fā)生固態(tài)相變，所以能進行熱處理。2/6/20233

9.2、

鋼在加熱時的轉變

鋼在冷卻時發(fā)生的固態(tài)轉變(P、B、M)，其母相均為奧氏體。奧氏體組織的狀況（如成分、均勻程度、晶粒大小等）直接影響冷卻轉變過程以及轉變產物的組織和性能，因此，研究加熱時奧氏體的形成過程具有重要的意義。

奧氏體平衡溫度

由Fe-Fe3C相圖可知

共析鋼加熱到A1以上亞共析鋼A3以上過共析鋼Acm以上2/6/20234

冷卻Ar1：A→P開始溫度Ar3：A→α開始溫度Arcm：A→Fe3CⅡ開始溫度

加熱

Ac1：P→A開始溫度Ac3：α→A終了溫度Accm：Fe3CⅡ→A終了溫度

實際加熱或冷卻時組織轉變會產生滯后現象，加熱和冷卻速度越快，滯后現象將越加嚴重。加熱和冷卻速度為0.125℃／min時對臨界溫度的影響2/6/20235

當溫度等于A1時，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有當溫度高于A1時，珠光體向奧氏體轉變的驅動力才能克服界面能和應變能的相變阻力，使奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，奧氏體才能自發(fā)形核。奧氏體形成的熱力學條件珠光體和奧氏體的自由能隨溫度變化的曲線奧氏體形成時系統(tǒng)總的自由能變化為：ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe式中，ΔGV為新相奧氏體與母相之間的體積自由能差；ΔGS為形成奧氏體時所增加的界面能；ΔGe為形成奧氏體時所增加的應變能。其中，ΔGV是奧氏體轉變的驅動力，ΔGS與ΔGe是相變的阻力。GpGγ2/6/202361.奧氏體的形成過程

獲得所需要的組織和性能，多數工藝都須先將鋼加熱至單相奧氏體，然后再以適當方式(或速度)冷卻，以獲得所需要的組織和性能。Fe3C6.69復雜晶格α-Fe0.0218bccγ-Fe0.77fcc+共析鋼為例

共析鋼的奧氏體化過程包括以下四個階段鋼加熱獲得奧氏體的轉變過程，稱為奧氏體化過程。P2/6/20237(1)奧氏體的形核

優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此處能量較高，容易獲得奧氏體形核所需要的濃度起伏、結構起伏和能量起伏。(2)奧氏體晶核長大

奧氏體晶核形成后即開始長大，長大機制如下

A與F相鄰的邊界處的碳濃度為Cγ-α，A與Fe3C相鄰的邊界處的碳濃度為Cγ-c。2/6/20238

當鐵素體全部轉變?yōu)閵W氏體時，可以認為，奧氏體的長大即完成。但此時仍有部分滲碳體尚未溶解殘留在奧氏體中，這時奧氏體的平均碳濃度低于共析成分。

Cγ-c>Cγ-α，A中出現碳的濃度梯度，引起碳在A中的擴散，逐漸長大。

在鐵素體內，Cα-c＞Cα-γ，促進奧氏體長大。

未溶Fe3CAA2/6/20239(3)剩余滲碳體溶解(4)奧氏體成分均勻化

長大與碳的擴散和相界面碳濃度差有關。由于F與A界面的濃度差(Cγ-α一Cα-γ)遠小于A與Cm界面的濃度差(CFe3C一Cγ-c)，因此，F→A轉變遠比Fe3C溶解速度快。F總是首先消失。隨后剩余Fe3C通過擴散，不斷溶人A中，使A碳濃度逐漸趨于共析成分。一旦滲碳體全部溶解，這一階段便告結束。

剩余滲碳體全部溶解后，A中的碳濃度仍是不均勻的。只有繼續(xù)延長保溫時間或升溫，通過碳原子的擴散，才能使A碳濃度逐漸趨于均勻化，最后得到均勻的單相奧氏體。A形成過程全部完成。AA未溶碳化物2/6/202310

亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，當加熱溫度僅超過AC1時，只能使原始組織中的珠光體轉變?yōu)閵W氏體，仍會保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體。

這種奧氏體化過程被稱為“部分奧氏體化”或“不完全奧氏體化”。

只有當加熱溫度超過AC3或Accm，并保溫足夠的時間，才能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的“完全奧氏體化”。2/6/2023112.奧氏體的形成速度

共析鋼的奧氏體等溫形成圖珠光體向奧氏體轉變開始珠光體向奧氏體轉變剛剛結束奧氏體均勻化完成剩余滲碳體溶解完畢孕育期

AC1以上某溫度等溫時，奧氏體需要一定時間后才開始形成，這段時間稱為孕育期。溫度↑孕育期↓

為獲得同一狀態(tài)，可用低溫長時間V1，也可用高溫短時間V2加熱。

亞共析鋼或過共析鋼，當珠光體全部轉變成奧氏體后，還有過剩相鐵素體或滲碳體的繼續(xù)轉變。2/6/202312亞共析鋼或過共析鋼奧氏體等溫形成圖

當珠光體全部轉變?yōu)閵W氏體后，還有過剩相鐵素體或滲碳體的繼續(xù)轉變，也需要碳原子在奧氏體中的擴散及奧氏體與過剩相之間相界面的推移來進行。與共析鋼相比，過共析鋼的滲碳體溶解和奧氏體的均勻化所需時間要長得多。

亞共析鋼過共析鋼2/6/2023133.影響奧氏體形成速度的因素

奧氏體形成是形核和長大過程，整個過程受原子擴散所控制。因此，一切影響擴散、形核與長大的因素都影響奧氏體的形成速度。主要影響因素有加熱溫度、原始組織和化學成分等。

（1）加熱溫度的影響

P→A轉變是擴散相變過程，隨加熱溫度↑，原子擴散系數↑，特別是碳在A中的擴散系數↑，加快了A的形核和長大速度；A中的碳濃度差↑，濃度梯度↑，故原子擴散速度↑；A與P的自由能差↑，相變驅動力△Gv↑，A的形核率和長大速度急劇↑，因此，轉變的孕育期和轉變所需時間顯著↓，加熱溫度越高，轉變孕育期和完成轉變的時間越↓。影響奧氏體形成速度的各種因素中，溫度是一個最主要的因素。2/6/202314（2）原始組織的影響

化學成分相同時，隨原始組織中碳化物分散度的↑，F和Fe3C相界面增多，A的形核率↑；且P片層間距↓，使A中碳濃度梯度↑，碳的擴散距離↓，都使A的長大速度↑。因此，鋼的原始組織越細，形成速度越快。

（3）化學成分的影響

a)含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。

隨含碳量增加，Fe3C量↑，F和Fe3C相界面積↑，A的形核部位↑，增大了A的形核率；碳化物數量↑，又使碳的擴散距離↓，碳濃度梯度↑；隨A中含碳量↑，碳和鐵原子的擴散系數將↑，從而增大A的長大速度。2/6/202315b)合金元素的影響

①影響碳在A中的擴散速度

碳化物形成元素(如Cr、Mo、W、V、Ti等)大大減小了碳在A中的擴散速度，故顯著減慢了A的形成速度。非碳化物形成元素(如Co、Ni等)能增加碳在A中的擴散速度，因而，加快了A的形成速度。而Si、A1、Mn等元素對碳在A中的擴散速度影響不大，故對A形成速度無明顯影響。②改變鋼的臨界溫度

改變了A轉變時的過熱度，從而改變了A與P的自由能差，因此改變了A的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點，相對增大過熱度，將增大A的形成速度。Cr、Mo、W、V、Si等提高A1點，相對地降低過熱度，將減慢A的形成速度。2/6/202316③在F和Cm中分布不均勻

平衡組織中，Cr、Mo、W、V、Ti等主要集中于碳化物中，而Ni、Si、Al等非碳化物形成元素主要存在于F中。奧氏體后，碳與合金元素在鋼中分布仍是極不均勻的，因此，合金鋼的A均勻化過程，除了碳在A中的均勻化外，還包括了合金元素的均勻化。相同條件下，合金元素在A中的擴散速度比碳的擴散速度慢103-104倍。同時碳化物形成元素強烈阻礙碳的擴散，因此，合金鋼A化要比碳鋼緩慢得多。合金鋼熱處理時，加熱溫度要比碳鋼高，保溫時間也需要延長。特別是高合金鋼，如W18Cr4V高速鋼的淬火溫度需要提高到1270－1280℃，超過Acl(820-840℃)數百度。2/6/2023174.奧氏體的晶粒大小及其影響因素

A形成后繼續(xù)加熱或保溫，晶粒將長大，在熱力學上是一種自發(fā)趨勢。加熱時形成的A晶粒大小，對鋼的冷卻轉變及轉變產物的組織和性能都有重要的影響。（1）晶粒大小的表示方法

用直接測量的晶粒平均面積或直徑，也可用單位體積或單位面積內含有的晶粒個數來表示。

N=2G-1G：晶粒度級別，N：100倍時每平方英寸（645.16mm2）面積內的晶粒個數。實際生產中常用晶粒度級別G表示，其與晶粒尺寸的關系為：2/6/202318奧氏體晶粒的形成和顯示方法由國家標準規(guī)定：有鐵素體網法、滲碳法、直接淬火法等。直接淬火法規(guī)定，碳含量1.00%以下除另有規(guī)定，一般碳含量≤0.35%時，將試樣加熱到900±10℃，保溫1小時后淬火；碳含量＞0.35%時，加熱到860±10℃，保溫1小時后淬火，以獲得馬氏體組織，然后測定奧氏體晶粒度。比較法：用標準系列評級圖進行比較確定，用100倍觀察，＜5級為粗晶粒，≥5級為細晶粒。可定為半級。測定方法有比較法、面積法、結點法等。2/6/202319

起始晶粒度：A轉變剛剛完成時的晶粒大小。實際晶粒度：在某一具體的加熱條件下獲得的A晶粒大小。本質晶粒度：表示鋼在一定條件下A晶粒長大的傾向性。（2）奧氏體晶粒度的概念

900土10℃加熱，保溫1h后測定的A晶粒大小稱為本質晶粒度。

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長大，稱為本質粗晶粒鋼；

在930℃以下，隨溫度升高，奧氏體晶粒長大速度很緩慢，稱為本質細晶粒鋼。當超過某一溫度（950~1000℃）本質細晶粒鋼也可能迅速長大，晶粒尺寸甚至超過本質粗晶粒鋼。鋼的本質晶粒度與煉鋼的脫氧方法和鋼的化學成分有關。奧氏體晶粒長大傾向示意圖2/6/202320（3）影響奧氏體晶粒大小的因素

高溫下A晶粒長大，引起系統(tǒng)的自由能降低，是自發(fā)過程。A晶粒長大是晶界遷移的過程，其實質是原子在晶界附近的擴散。一切影響原子擴散遷移的因素都能影響A晶粒大小。為控制A晶粒長大，必須從控制影響A晶粒長大的因素著手。①加熱溫度和保溫時間加熱溫度越高，晶粒長大速率越快，最終晶粒尺寸越大。②加熱速度加熱速度越快，A的實際形成溫度越高，則A的形核率越高，起始晶粒越細。③化學成分

碳量在一定范圍內，隨含碳量的↑，碳在鋼中的擴散速度以及鐵的自擴散速度均↑，A晶粒長大的傾向↑。2/6/202321當碳含量超過一定限度以后，鋼中出現二次滲碳體，隨著含碳量的↑，二次滲碳體數量↑，且分布在A晶界上，可以阻礙A晶界的移動，反而使A晶粒長大傾向↓。合金元素Ti、Zr、V、Al、Nb等強烈地阻礙A晶粒長大；W、Mo、Cr等一般阻止晶粒長大；Si、Ni、Cu等不形成化合物，對奧氏體晶粒長大的影響不明顯；Mn、P、N、C等促進晶粒長大。如加熱溫度高到使碳化物及其它化合物能溶入到奧氏體中時，阻礙晶粒長大的作用將會消失，晶粒便迅速長大。④原始組織

原始組織越細，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細小，晶粒長大傾向越大。2/6/2023229.3、鋼在冷卻時的轉變

鋼A化后冷至室溫的性能，不僅取決于加熱時A的狀態(tài)，在很大程度上取決于冷卻時轉變產物的類型和組織狀態(tài)。冷卻方式和速度對轉變產物的類型和組織狀態(tài)有很大影響，因此，冷卻過程決定著鋼固態(tài)轉變后的組織和性能。

將A狀態(tài)的鋼冷卻到A1溫度以下，由于在此溫度下A的自由能比F與滲碳體兩相混合物的自由能高，因此A將發(fā)生分解，向P或其它組織轉變，在臨界溫度A1以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的A稱為過冷A。2/6/202323

熱處理生產中，過冷A的冷卻方式有兩類：

等溫冷卻：將A狀態(tài)的鋼迅速冷至臨界點以下某一溫度保溫一定時間，使其在該溫度下發(fā)生組織轉變，然后再冷至室溫；連續(xù)冷卻：將A狀態(tài)的鋼以一定速度冷至室溫，使其在連續(xù)冷卻過程中完成組織轉變。臨界溫度時間溫度保溫加熱連續(xù)冷卻等溫冷卻2/6/202324

以金相-硬度法為例建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線。1.過冷奧氏體等溫轉變曲線的建立冷卻：停留不同時間后，逐個取出試樣，迅速淬入鹽水中激冷，使尚未轉變的A轉變?yōu)镸，因此，M量即為未轉變的A量。

用金相法確定在給定的溫度下，保持一定時間后的轉變產物類型和轉變量的百分數。制樣：把鋼材制成Φ15×1.5mm的圓片試樣（鉆小孔，便于提?。殖扇舾山M。奧氏體化：取一組試樣，在鹽爐內加熱使之完全A化。

等溫：將A化后的試樣快速投入A1以下某一溫度的浴爐中進行等溫轉變，并開始計時。2/6/202325

一般將A轉變量為1~3%所需要的時間定為轉變開始時間。轉變量為98%所需的時間定為轉變終了時間。根據需要也可以測出轉變量為20%、50%、70%的時間。

多組試樣在不同等溫溫度下進行實驗。將各溫度下的轉變開始點和終了點都繪制在溫度-時間半對數坐標系中。Tlntt2tnt1將不同溫度下的轉變開始點和終了點分別連接成曲線2/6/2023262.共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線分析

過冷A等溫轉變曲線是綜合反映過冷A在不同過冷度下，轉變開始和終了時間、轉變產物的類型以及轉變量與時間、溫度間的關系等。稱為TTT(timetemperaturetransformation)圖，俗稱C曲線。

溫度\℃A1～550℃高溫轉變區(qū)，A→P；550℃～MS中溫轉變區(qū)，A→B；MS

～Mf

低溫轉變區(qū)，A→M。

在A1線溫度以下，過冷A轉變開始線與縱坐標之間的水平距離為過冷A在該溫度下的孕育期，孕育期的長短表示過冷A穩(wěn)定性的高低。2/6/202327

過冷A的穩(wěn)定性受兩個因素控制：舊、新相間的自由能差ΔG；原子的擴散系數D。

高溫時，自由能差ΔG起主導作用；低溫時，原子擴散系數D起主導作用；處于鼻尖溫度時，兩個因素綜合作用的結果，使孕育期最短，轉變速度最大。

等溫溫度越低，ΔT越大，自由能差ΔG也越大，則加快A的轉變速度；但原子擴散系數卻隨等溫溫度的降低而減小，從而減慢過冷A的轉變速度。2/6/2023283.影響過冷奧氏體等溫轉變曲線的因素（1）A成分的影響

a)含碳量與共析鋼過冷A等溫轉變曲線相比，亞、過共析鋼的過冷A等溫轉變曲線上部各多出一條先共析相析出線。在發(fā)生P轉變之前，亞共析鋼中先析出先共析F，過共析鋼中先析出先共析滲碳體。

亞共析鋼過冷A等溫轉變中的F、P轉變部分隨A中含碳量的增加逐漸向右移；過共析鋼中的滲碳體、珠光體轉變部分隨A中含碳量的增加逐漸向左移；貝氏體轉變部分都隨含碳量的增加逐漸向右移。隨A中含碳量的增加，Ms和Mf點降低。亞共析鋼過共析鋼2/6/202329b)合金元素一般來說，除Co和Al（Al>2.5%）以外的所以合金元素，溶入A都增加過冷A的穩(wěn)定性，使過冷A等溫轉變曲線右移，并使Ms降低。Mo的影響最強烈，W、Mn、Ni的影響也很明顯，Si、Al的影響較小。鋼中加入微量的B可以明顯提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，但隨含碳量的增加，B的作用逐漸減小。Co降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使過冷奧氏體等溫轉變曲線向左移，使Ms升高。2/6/202330

非碳化物或弱碳化物形成元素，如Ni、Mn、Si、Cu、B等，只是不同程度地減低P和B的轉變速度，使過冷A等溫轉變曲線右移，但不改變其形狀。

Si、Mo、Ti、V、W等使P鼻溫上升，而Ni、Mn、Cu等則使其下降。使P和B兩種轉變溫度范圍相互分離，形成兩個鼻子，其間出現一個過冷A的穩(wěn)定區(qū)。

碳化物形成元素，主要有Cr、Mo、W、V、Ti等，使過冷A等溫轉變曲線右移外，還能改變其形狀。(溶入奧氏體中)非碳化物形成元素碳化物形成元素2/6/202331（2）奧氏體狀態(tài)的影響

A晶粒細小，晶界總面積增加，有利于新相形核和原子擴散，因此有利于先共析轉變和珠光體轉變，使C曲線左移。但晶粒度對B轉變影響不大；晶粒越粗，反而使Ms升高，加快M轉變。A成分越均勻，則越穩(wěn)定，新相形核和長大過程中所需時間就越長，C曲線越向右移。A化溫度越高，保溫時間越長，則形成的晶粒越粗大，成分也就越均勻，從而增加A的穩(wěn)定性，使C曲線向右移。反之，A化溫度稍低，時間短，A晶粒越細，未溶第二相越多，成分越不均勻，A越不穩(wěn)定，使C曲線向左移。A受拉應力將加速轉變，而等向壓應力下，原子遷移阻力大，減慢A轉變。

塑性變形使點陣畸變加劇，位錯密度增加，有利于Fe、C擴散和晶格改組，可促進A轉變。（3）應力和塑性變形的影響2/6/2023324、珠光體轉變

珠光體轉變是過冷A在A1以下較高溫度內進行的轉變，是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個新相的機械混合物的相變過程。因此P轉變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組。屬擴散型相變。Fe3C6.69復雜晶格α-Fe0.0218bcc

γ-Fe0.77fcc+1.珠光體的組織形態(tài)和機械性能珠光體是鐵素體和滲碳體兩相的機械混合物，按滲碳體的形態(tài)，珠光體分為片狀珠光體和粒狀珠光體。2/6/202333a）片狀珠光體由片層相間的鐵素體和滲碳體片組成。若干大致平行的鐵素體和滲碳體片組成一個珠光體領域或珠光體團，在一個A晶粒內，可形成幾個珠光體團。珠光體團中相鄰的兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離稱為珠光體的片間距，用S0表示，它是用來衡量P組織粗細的一個主要指標。

P片間距的大小主要取決于P形成時的過冷度，即P的形成溫度，而與A晶粒度和均勻性無關。過冷度越大，P的形成溫度越低，片間距越小。共析鋼P片間距S0與過冷度ΔT之間的關系可用以下經驗公式來表達：

2/6/202334根據片間距大小不同，可將P分為三種:

片狀珠光體是指在光學顯微鏡下能明顯分辨出鐵素體和滲碳體層片狀組織形態(tài)的珠光體，它的片間距大約為450~150nm，形成于A1~650℃溫度范圍內。在650~600℃范圍內形成的，其片間距較小，約為150~80nm，只有在高倍的光學顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種細珠光體稱為索氏體(S)。在600~550℃范圍內形成的，其片間距極細，約為80~30nm，只有在電子顯微鏡下才能分辨出鐵素體和滲碳體的片層形態(tài)，這種極細珠光體稱為托氏體(T)。

珠光體、索氏體和屈氏體的本質是相同的，都是鐵素體加滲碳體組成的片層相間的珠光體型組織，差別只是片間距的大小不同。但是由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于不平衡組織，其含碳量或多或少偏離共析成分。2/6/202335珠光體P700℃等溫屈(托)氏體T600℃等溫索氏體S650℃等溫2/6/202336

片狀珠光體的機械性能主要決定于珠光體的片間距和珠光體團的直徑。珠光體的片間距越小，鋼的強度和硬度越高，塑性和韌性也越好。是由于片間距越小，鐵素體和滲碳體的相界面越多，對位錯運動的阻礙越大，即塑性變形的抗力越大，因而強度和硬度都增加。同時，片間距越小，滲碳體片越薄，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆斷，增大了鋼的塑性變形能力，所以塑性和韌性也越好。

片間距較小時，珠光體中的滲碳體片是不連續(xù)的，層片狀的鐵素體并未完全被滲碳體所隔離，因此使塑性提高。

原始奧氏體晶粒尺寸對片間距影響較小，但對珠光體團的直徑產生影響，原始奧氏體晶粒尺寸越細小，珠光體團的直徑越小。因此，細化奧氏體晶?？梢云鸬教岣咧楣怏w強度，改善塑性、韌性的作用。2/6/202337

在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織，稱為粒狀珠光體。粒狀珠光體一般是經過球化退火得到或淬火后經中、高溫回火得到，也可由過冷A直接分解形成。粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉變溫度有關，轉變溫度越低，顆粒越細小。

粒狀珠光體的機械性能主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)與分布。一般來說，滲碳體顆粒越細，與鐵素體的相界面越多，則鋼的硬度和強度越高。碳化物越接近等軸狀、分布越均勻，則鋼的韌性越好。b)粒狀珠光體2/6/202338如粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于粒狀珠光體中鐵素體和滲碳體的相界面比片狀珠光體少，所以硬度比片狀珠光體的稍低。粒狀珠光體中鐵素體連續(xù)分布，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上，對位錯運動阻礙較小，塑性韌性較高。粒狀珠光體比片狀珠光體具有良好的綜合力學性能，這是因為粒狀滲碳體不易產生應力集中和裂紋。因此，許多重要的機器零件都要通過熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織。同時，粒狀珠光體還具有較好的切削加工性能、冷成型性能及淬火工藝性能。c)片狀珠光體與粒狀珠光體的比較2/6/2023392.珠光體的形成

珠光體的形成也是通過形核和長大兩個基本過程進行的。珠光體中的鐵素體和滲碳體都有可能成為領先相。

領先相大多在A晶界或相界面（如A與滲碳體或F的相界面）上形核。因這些區(qū)域缺陷較多，能量較高，原子容易擴散，容易滿足形核所需要的成分起伏、能量起伏和結構起伏條件。

如滲碳體為領先相在A晶界上形成穩(wěn)定的晶核，此晶核就會依靠附近的A不斷提供碳原子逐漸長大，形成一小片滲碳體。（a）

Cm周圍A碳濃度↓↓，形成貧碳區(qū)，為F形核創(chuàng)造了有利條件。當貧碳區(qū)的碳濃度降低到相當于F的平衡濃度時，就在滲碳體片的兩側形成兩小片F。（b）aba)片狀珠光體的形成2/6/202340

如此不斷進行，F和Cm

相互促進交替形核，并同時平行地向A晶?？v深方向長大，形成一組F和Cm片層相間、基本平行的P領域。(d)

在一個P領域形成的過程中有可能在A晶界其它處，或在已形成P領域的邊緣上形成新的、其它取向的Cm晶核，并由此形成一個不同取向的P領域。(e)df

直到各個P領域相遇，A全部分解完了，P轉變即告結束。(f)eA晶界重新形核P邊緣重新形核

F形成后隨滲碳體一起向前長大，同時也橫向長大。F的長大又使其外側形成A的富碳區(qū)，促使新的滲碳體的形成。(C)c2/6/202341AFe3C2/6/202342

分枝形成機制，P形成時基本沒側向長大，Cm是以分枝方式縱向生長，使與其相鄰的A貧碳，從而促進F在Cm枝間形成。故一個P團的Cm是一個單晶體，Cm之間的F也是一個單晶體。即一個P團是由一個F晶粒和一個Cm晶?；ハ啻┎迤饋?，通過“搭橋”而形成的。2/6/2023433.先共析相的析出（偽共析）

平衡狀態(tài)下，亞共析鋼先共析鐵素體和過共析鋼先共析滲碳體的析出分別在GS線和ES線以下的γ+α和γ+Fe3C兩相區(qū)內進行。

快冷至Ar1溫度以下時，先共析相的析出仍可用GS線的延長線SG′和ES線的延長線SE′表示A分別對F和Cm的飽和線。

A只有過冷到SE′線以左或SG′線以右范圍內時，才能有先共析相析出。如將A過冷到SE′線和SG′線所夾的影線區(qū)時，則會因其同時對F和Cm呈過飽和狀態(tài)而直接進行P轉變。這種非共析成分的A不經先共析相析出而直接進行P轉變所得的P，稱偽共析體。偽共析體的顯微組織也是由片狀的F和Cm組成。2/6/2023445、馬氏體轉變

鋼從A狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度下（低于MS點）發(fā)生的轉變?yōu)镸轉變。轉變產物：M組織。馬氏體：碳在α-Fe中過飽和固溶體。具有很高的強度和硬度。強化金屬的重要手段之一。轉變溫度：低溫（MS點以下）。轉變特點：Fe、C原子都不能進行擴散，Fe的晶格改組，通過切變方式完成。典型的非擴散型相變。2/6/2023451.馬氏體的晶體結構體心立方：低碳鋼或無碳合金中出現的。體心正方：含碳較高的鋼中出現的。碳呈部分有序排列，在α-Fe（bcc）晶胞底面中心或c軸上分布，引起c軸伸長，a軸縮短，形成bct結構。

軸比c／a為正方度，隨碳量↑，c呈線性↑，a值略有↓，c／a不斷增大。合金元素對c／a影響不大，而取決于M中的含碳量，故可用來表示M中碳的過飽和程度。一般碳量＜0．25％的板條M的c／a≈1，為bcc晶格。FeC2/6/2023462.馬氏體的組織形態(tài)

一個A晶粒內可有幾個位向不同的板條群（3~5個），一個板條群內可被幾個板條束所分割，也可由一個板條束組成。每個板條束又由若干近于平行排列的馬氏體板條組成，板條束之間為大角度晶界。（1）板條馬氏體許多成群的、相互平行排列的板條組成。低、中碳鋼及馬氏體時效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成的一種典型的馬氏體組織。每個板條為一個單晶體，空間形態(tài)是扁條狀。相鄰板條間有薄殼狀的殘余奧氏體。許多相互平行的板條組成一個板條束。2/6/202347

板條馬氏體的亞結構主要為高密度的位錯，位錯密度高達(0.3-0.9)×1012cm-2，故又稱為位錯馬氏體。金相顯微組織電子顯微組織2/6/202348（2）片狀馬氏體中、高碳鋼及高鎳的鐵鎳合金中形成的一種典型馬氏體組織。

空間形態(tài)呈雙凸透鏡狀，由于與試樣磨面相截，在光學顯微鏡下則呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體。特征是馬氏體片之間互不平行，呈一定角度分布。在原A晶粒中首先形成的馬氏體片貫穿整個晶粒，但一般不穿過晶界，將A晶粒分割成兩半，以后陸續(xù)形成的馬氏體片由于受到限制，而越來越小，所以一個A晶粒中形成的片狀馬氏體的大小是極不均勻的。馬氏體片的周圍往往存在著殘余A。

片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越粗大，則馬氏體片越大，當最大尺寸的馬氏體片小到光學顯微鏡無法分辨時，便稱為隱晶馬氏體。

2/6/202349A′片狀M2/6/202350

片狀馬氏體內部的亞結構主要是孿晶，因此片狀馬氏體又稱為孿晶馬氏體。但孿晶僅存在于馬氏體片的中部，在片的邊緣則為復雜的位錯網絡。金相顯微組織電子顯微組織2/6/202351（3）影響馬氏體形態(tài)的因素

取決于M的形成溫度，而M的形成溫度又主要取決于A的化學成分，即碳和合金元素的含量。碳的影響最大，碳鋼隨碳量↑，板條馬氏體數量↓，片狀馬氏體數量↑。

碳0.2~1.0%的A則形成混合組織。在較高溫度先形成板條馬氏體，在較低溫度形成片狀馬氏體。

200℃以上板條馬氏體

200℃以下片狀馬氏體≠鋼中的含碳量碳＜0.2%幾乎全部形成板條馬氏體碳＞1.0%只形成片狀馬氏體

合金元素(除Co、Al)使MS↓，促進片狀馬氏體的形成。2/6/2023522/6/2023533.馬氏體的性能

顯著特點是具有高硬度和高強度。硬度主要取決于馬氏體的含碳量。馬氏體的硬度隨著含碳量的增加而升高，當含碳量達到0.6%時，淬火鋼硬度接近最大值；含碳量進一步增加，雖然馬氏體硬度會有所提高，但由于殘余奧氏體數量增加，反而使鋼的硬度有所下降。合金元素對馬氏體硬度影響不大，但可以提高其強度。馬氏體的硬度隨著含碳量的增加而升高。高于AC3淬火高于AC1淬火2/6/202354馬氏體具有高硬度和高強度的原因：固溶強化：過飽和的間隙原子碳在α相中造成晶格的正方畸變，形成強烈的應力場，與位錯發(fā)生強烈交互作用，阻礙位錯運動，提高M的硬度和強度。相變強化：M轉變時，在晶內造成晶格缺陷密度很高的亞結構，如板條M中高密度的位錯、片狀M中的孿晶等缺陷，將阻礙位錯運動，使M強化。時效強化：碳和合金元素原子向位錯及其它晶體缺陷處擴散偏聚或碳化物的彌散析出，釘軋位錯，使位錯難以運動，從而造成M時效強化。原始A晶粒大小及板條M束大小對M強度的影響：原始A晶粒越細小、M板條束越小，則M強度越高。這是由于相界面障礙位錯運動造成的M強化。2/6/202355塑性和韌性

馬氏體的塑性和韌性主要取決于馬氏體的亞結構。片狀馬氏體具有高強度、高硬度，但韌性很差，其特點是硬而脆。在具有相同屈服強度的條件下，板條馬氏體比片狀馬氏體的韌性好得多，即在具有高強度、硬度的同時，還具有相當高的塑性和韌性。由于片狀馬氏體中孿晶亞結構的存在大大減少了有效滑移系；同時在回火時，碳化物沿孿晶面不均勻析出使脆性增大；此外，片狀馬氏體中含碳量高，晶格畸變大，淬火應力大，以及存在大量的顯微裂紋也是其韌性差的原因。2/6/202356

在鋼的各種組織中，馬氏體的比容最大，奧氏體的比容最小。這是鋼淬火時產生淬火應力，導致變形、開裂的主要原因。隨著含碳量的增加，珠光體和馬氏體的比容差增大，當含碳量由0.4%增加到0.8%，淬火鋼的體積增加1.13~1.2%。

板條馬氏體中含碳量低，可發(fā)生自回火，且碳化物分布均勻；其次是胞狀亞結構中位錯分布不均勻，存在低密度位錯區(qū)，為位錯提供了活動余地，由于位錯運動能緩和局部應力集中，延緩裂紋形核及削減已有裂紋尖端的應力峰，對韌性有利；此外，淬火應力小，不存在顯微裂紋，裂紋通過馬氏體板條也不容易擴展。因此，板條馬氏體具有很高的強度和良好的韌性，同時還具有脆性轉折溫度低、缺口敏感性和過載敏感性低的優(yōu)點。2/6/202357４.馬氏體轉變的條件

一過冷奧氏體的冷卻速度必須大于臨界冷卻速度vc；快速冷卻是為抑制其發(fā)生珠光體和貝氏體轉變；二過冷奧氏體必須深度過冷，低于Ms點以下才能發(fā)生馬氏體轉變。深度過冷是為獲得足夠的馬氏體轉變的驅動力。2/6/2023585.馬氏體轉變的特點(1)無擴散性

M轉變屬低溫轉變，此時，鐵和碳原子都已經失去擴散能力。因此，M轉變是以無擴散的方式進行的。鐵原子的晶格改組是通過原子集體的、有規(guī)律的、近程的遷動完成的。原來在母相中相鄰的原子，轉變以后在新相中仍然相鄰，它們之間的相對位移不超過一個原子間距，轉變前后奧氏體與馬氏體的化學成分相同。(2)切變性M轉變是晶格切變過程，在切變過程中完成晶格重構，由面心立方晶格變成體心正方晶格。M轉變時，在預先拋光的試樣表面上，在M形成的地方出現宏觀傾斜隆起形成表面浮凸，說明M轉變和母相的宏觀切變有著直接聯系。M形成時，和它相交的試樣表面發(fā)生傾動，一邊凹陷，邊凸起，并牽動奧氏體突出表面，說明M轉變是以切變方式完成的。2/6/202359(3)共格性

M轉變時，新相和母相的點陣間保持共格聯系，即相界面上的原子既屬于M又屬于A。而且整個界面是互相牽制的，這種界面稱為“切變共格”界面。它是以母相切變維持共格關系的，故稱為第二類共格界面。(4)嚴格的位向關系和慣習面由于M轉變時新相和母相之間始終保持著切變共格性，因此M轉變后新相和母相之間存在著嚴格的晶體學位向關系。M和A之間有下列位向關系：｛110｝M∥｛111｝γ；〈111〉M∥〈110〉γ稱為K-S關系。是鋼中馬氏體的一種主要位向關系，含碳量低于1.4％的碳鋼及大多數合金鋼中都具有K-S關系。｛110｝M∥｛111｝γ；〈110〉M∥〈211〉γ稱為西山關系（又稱N關系）。在含碳量高于1.4％的碳鋼中也存在西山關系。2/6/202360

馬氏體轉變不僅新相和母相有一定的位向關系，而且在特定的慣習面上形成，在相變過程中慣習面不變形也不轉動。鋼中馬氏體的慣習面隨奧氏體的含碳量及馬氏體的形成溫度而變化。當碳＜0.6％時，慣習面為（111）γ，碳濃度為0.6％-1.4％時，慣習面為（225）γ，碳＞1.4％時，慣習面為（259）γ。隨馬氏體形成溫度降低，慣習面有向高指數變化的趨勢，所以同一成分的鋼也可能出現兩種慣習面。如先形成的馬氏體慣習面為（225）γ，而后形成的馬氏體的慣習面為（259）γ。2/6/202361(5)轉變是在一個溫度范圍內進行

馬氏體轉變是在Ms至Mf的溫度范圍內進行的。碳鋼及合金鋼的馬氏體轉變是在奧氏體以大于臨界淬火速度冷至Ms點以下，不斷降低溫度時，立即形成一批馬氏體，相變沒有孕育期，隨著溫度下降，瞬間又出現另一批馬氏體，而先形成的馬氏體不再長大，這種轉變一直持續(xù)到Mf點。馬氏體的轉變量隨溫度的下降而增加，一旦溫度停止下降，轉變立即終止。降溫過程中馬氏體的形核及長大速度極快，瞬間形核，瞬間長大。馬氏體轉變量是溫度的函數，取決于冷卻達到的溫度，與該溫度下的停留時間無關。等溫轉變僅發(fā)生在某些特殊合金中，例如Fe-Ni-Mn、Fe-Cr-Ni以及高碳高錳鋼等。但等溫轉變一般都不能使馬氏體轉變進行到底，這是因為已形成的馬氏體使未轉變的奧氏體發(fā)生了穩(wěn)定化。2/6/202362（6）轉變不完全

一般鋼淬火都是冷卻到室溫，如果鋼的Ms點低于室溫，則淬火冷卻到室溫得到的全是奧氏體。高碳鋼和許多合金鋼，其Ms點在室溫以上，而Mf點在室溫以下，則淬火冷卻到室溫時將保留相當數量的未轉變奧氏體，稱之為殘余奧氏體。如冷至室溫后繼續(xù)深冷，使殘余奧氏體繼續(xù)轉變?yōu)轳R氏體，這種低于室溫冷卻的處理方法，生產上稱為冷處理。但是，即使冷卻到Mf點以下仍然得不到100％的馬氏體，而保留一部分殘余奧氏體，表現為馬氏體轉變的不完全性。鋼淬火后殘余奧氏體的數量，主要取決于奧氏體的化學成分。如碳鋼，奧氏體的含碳量越高，殘余奧氏體的數量越多。含碳量小于0.5％時，殘余奧氏體的量很少，含碳量在0.6－1.0％之間，殘余奧氏體的量一般不超過10％，如果含碳量在1.3－1.5％，殘余奧氏體量可達30－50％。2/6/2023636.馬氏體轉變的可逆性

在某些鐵基合金中，奧氏體可以在冷卻時轉變?yōu)轳R氏體，而已形成的馬氏體重新加熱時又能無擴散地轉變?yōu)閵W氏體。這種現象稱為馬氏體轉變的可逆性，馬氏體直接向奧氏體的轉變稱為馬氏體的逆轉變。但在一般碳鋼中不發(fā)生按馬氏體轉變機構的逆轉變，因為在加熱時馬氏體分解為鐵素體和滲碳體。馬氏體的逆轉變也發(fā)生在一定的溫度范圍內，逆轉變開始溫度用As表示，終了溫度用Af表示。通常As溫度高于Ms溫度，對于不同的合金As與Ms之間的溫差不同。2/6/2023647.奧氏體的穩(wěn)定化

奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，由于內部結構發(fā)生了某種變化，而使奧氏體向馬氏體轉變溫度降低和殘余奧氏體量增加的轉變遲滯現象。在馬氏體轉變溫度范圍內，如過冷奧氏體冷卻至某一溫度下停留一段時間，然后再繼續(xù)冷卻，奧氏體向馬氏體轉變并不立即開始，而是經過一段時間后才能恢復轉變，并導致殘余奧氏體的量相應增加。這種因等溫停留引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉變遲滯的現象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。影響熱穩(wěn)定化程度的主要因素是停留溫度和停留時間，停留溫度越高、時間越長，達到的熱穩(wěn)定化程度越大，最終得到馬氏體數量越少。2/6/2023656、貝氏體轉變

貝氏體轉變是介于珠光體和馬氏體轉變之間的一種轉變，又稱為中溫轉變。

轉變產物：貝氏體貝氏體：含碳過飽和的鐵素體和碳化物組成的機械混合物。轉變溫度：中溫550℃～MS轉變特點：既具有珠光體轉變又具有馬氏體轉變的某些特征。

轉變過程中，不發(fā)生鐵原子的擴散，奧氏體向鐵素體的晶格改組依靠切變方式進行，并通過碳原子的擴散進行碳化物的沉淀析出。因此，貝氏體轉變是碳原子擴散而鐵原子不擴散的半擴散型相變。2/6/2023661.貝氏體的組織形態(tài)

（1）上貝氏體形成溫度：貝氏體轉變區(qū)較高溫度范圍內，大約在350～550℃之間形成。組織形態(tài)：成束分布、平行排列的鐵素體和夾于其間的斷續(xù)的條狀滲碳體的混合物。

在中、高碳鋼中，當形成量不多時，光鏡下可以觀察到成束排列的F條自A晶界平行伸向晶內，具有羽毛狀特征，條間的滲碳體分辨不清。金相顯微組織金相顯微組織2/6/202367

在電子顯微鏡下可以清楚地看到在平行的條狀鐵素體之間常存在斷續(xù)的、粗條狀的滲碳體。上貝氏體中鐵素體的亞結構是位錯，其密度比板條馬氏體低2-3個數量級。隨著形成溫度降低，位錯密度增大。

隨含碳量↑，上貝氏體中的F條增多、變薄，Cm數量也增多、變細。上貝氏體的形態(tài)還與轉變溫度有關，隨轉變溫度↓，上貝氏體中F條變薄，Cm細化。上貝氏體中的F條間還可能存在未轉變的殘余A。尤其是當鋼中含有Si、Al等A穩(wěn)定化元素時，A穩(wěn)定性增加，抑制了滲碳體析出，使殘余A量增多。電子顯微組織2/6/202368（2）下貝氏體

形成溫度：于貝氏體轉變區(qū)較低溫度范圍，大約在350℃~Ms之間形成。組織形態(tài)：由含碳過飽和的片狀鐵素體和其內部沉淀的碳化物組成的機械混合物。

下貝氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡狀，與試樣磨面相交呈片狀或針狀。2/6/202369

在電子顯微鏡下可以觀察到下貝氏體中碳化物的形態(tài)，它們細小、彌散，呈粒狀或短條狀、沿著與鐵素體長軸成55~65°角取向平行排列。電子顯微組織

光鏡下，下貝氏體呈黑色針狀或竹葉狀，針與針之間呈一定角度。下貝氏體可以在奧氏體晶界形成，但更多的是在奧氏體晶粒內部形成。金相顯微組織2/6/202370（3）粒狀貝氏體形成溫度：于上貝氏體轉變區(qū)上限溫度范圍內形成。組織形態(tài)：在粗大的塊狀或針狀鐵素體內或晶界上分布著一些孤立的小島，小島形態(tài)呈粒狀或長條狀等，很不規(guī)則。

小島在高溫下原是富碳的奧氏體區(qū)，其后的轉變可有三種情況：①分解為鐵素體和碳化物，形成珠光體；②發(fā)生馬氏體轉變，形成馬氏體；③富碳的奧氏體全部保留下來。粒狀貝氏體中的鐵素體的亞結構為位錯，但密度不大。金相顯微組織2/6/2023712.貝氏體的機械性能

貝氏體的機械性能主要決定于其組織形態(tài)。上貝氏體形成溫度較高，鐵素體條粗大，碳的過飽和度低，因而強度和硬度較低。碳化物顆粒粗大，且呈斷續(xù)條狀分布于鐵素體條間，鐵素體條和碳化物的分布具有明顯的方向性，所以強度和硬度較低，塑性較差，脆性較大。因此，在工程材料中一般應避免上貝氏體組織的形成。2/6/202372粒狀貝氏體

組織中，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奧氏體、馬氏體，還是奧氏體的分解產物都可以起到復相強化作用。所以粒狀貝氏體具有較好的強韌性，在生產中已經得到應用。下貝氏體

鐵素體針細小、分布均勻，在鐵素體內又沉淀析出大量細小、彌散分布的碳化物，且鐵素體內含有過飽和的碳和高密度的位錯，因此不但強度高，韌性也好，具有良好的綜合機械性能，缺口敏感性和脆性轉折溫度都較低，是一種理想的組織。在生產中常用等溫淬火以獲得下貝氏體組織來改善工件的機械性能。2/6/2023733.貝氏體轉變的特點

貝氏體轉變發(fā)生在珠光體與馬氏體轉變之間的中溫區(qū)，鐵和合金元素的原子已經難于進行擴散，但碳原子還具有一定的擴散能力。貝氏體轉變兼有珠光體轉變和馬氏體轉變的某些特點。與珠光體轉變相似，貝氏體轉變過程中發(fā)生碳在鐵素體中的擴散；與馬氏體轉變相似，奧氏體向鐵素體的晶格改組是通過共格切變方式進行的。因此，貝氏體轉變是一個有碳原子擴散的共格切變過程。2/6/202374

貝氏體的轉變包括鐵素體的成長與碳化物的析出兩個基本過程，它們決定了貝氏體中兩個基本組成相的形態(tài)、分布和尺寸。

上貝形成溫度內，首先在奧氏體晶界上或晶界附近的貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并成排地向奧氏體晶粒內長大。(a)

當碳濃度富集到一定程度時，便在鐵素體條間沉淀析出滲碳體，得典型上貝組織。(c)由于碳在鐵素體中擴散速度大于奧氏體中的擴散速度，因而在溫度較低的情況下，碳在奧氏體的晶界處就發(fā)生富集。(b)bac

與此同時，條狀鐵素體前沿的碳原子不斷向兩側擴散，而且鐵素體中多余的碳也將通過擴散向兩側的相界面移動。2/6/202375B上轉變過程示意圖A晶界ααFe3CααFe3C上B2/6/202376

在下貝形成溫度范圍內，由于轉變溫度低，首先在奧氏體晶界或晶內的某些貧碳區(qū)，形成鐵素體晶核，并按切變方式長大，成片狀或透鏡狀。(a)

由于轉變溫度低，碳原子在奧氏體中的擴散很困難，很難遷移至晶界。而碳在鐵素體中的擴散仍可進行。因此與鐵素體共格長大的同時，碳原子只能在鐵素體的某些亞晶界或晶面上聚集，進而析出細片狀的碳化物。(b)

在一片鐵素體長大的同時，其它方向上鐵素體也會形成，得典型下貝組織。(c)abc2/6/202377B下轉變過程示意圖碳化物碳化物碳化物下B2/6/2023787、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線

過冷A連續(xù)冷卻轉變曲線，是連續(xù)冷卻條件下過冷A的轉變規(guī)律，是分析轉變產物與性能的依據，也是制定熱處理工藝的重要參考資料。過冷A連續(xù)轉變曲線又稱為CCT(continuouscooling

transformation)曲線。

利用快速膨脹儀，將φ3×10mm試樣真空感應加熱到A狀態(tài)，程序控制冷卻速度，從不同速度的膨脹曲線上確定轉變開始點（轉變量為1%）、轉變終了點（轉變量為99%）所對應的溫度和時間。（1）測定方法將測得的數據標在溫度-時間半對數坐標系中，連接具有相同意義的點，便可得到過冷A連續(xù)冷卻轉變曲線。為了提高測量精度，常配合使用金相法和熱分析法。2/6/202379（2）過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線的分析

共析鋼的過冷A連續(xù)冷卻轉變曲線，只有珠光體轉變區(qū)和馬氏體轉變區(qū)，沒有貝氏體轉變區(qū)，說明共析鋼在連續(xù)冷卻過程中不會發(fā)生貝氏體轉變。轉變開始線馬氏體轉變區(qū)轉變終了線轉變終止線由于奧氏體的碳濃度高，使貝氏體轉變的孕育期延長，在連續(xù)冷卻時貝氏體轉變來不及進行便冷卻至低溫。2/6/202380V1冷速，得到100%的P。增大到Vc′時，也得到100%的P，轉變過程與V1相同，但轉變開始和轉變終了的溫度降低，轉變溫度區(qū)間增大，轉變時間縮短。增大至V3時(在Vc與Vc′之間)，曲線與P轉變開始線相交時，開始發(fā)生P轉變，但冷至轉變中止線時，轉變停止，繼續(xù)冷至Ms點以下，未轉變的過冷A發(fā)生M轉變，室溫組織為P加M。大于Vc時，A過冷至Ms點以下發(fā)生M轉變，冷至Mf點轉變終止，最終得到M+殘余A組織。

Vc表示過冷A在連續(xù)冷卻過程中不發(fā)生分解，全部冷至Mf點以下發(fā)生M轉變的最小冷卻速度，稱為上臨界冷卻速度，或臨界淬火速；Vc′表示過冷A全部得到P的最大冷卻速度，稱為下臨界冷卻速度。2/6/202381亞共析鋼的CCT曲線亞共析鋼過冷A連續(xù)冷卻轉變曲線中出現了先共析F析出區(qū)和B轉變區(qū)，且Ms

線右端降低，這是由于先共析F的析出和B轉變使周圍A富碳所致。亞共析鋼的CCT曲線2/6/202382過共析鋼的CCT曲線過共析鋼的CCT曲線無貝氏體轉變區(qū)；有先共析滲碳體析出區(qū)；MS線右端有所升高，是由于過共析鋼的A在以很慢的速度冷卻時，在發(fā)生M轉變之前，有先共析滲碳體析出，使周圍A貧碳造成的。2/6/202383（3）CCT曲線與TTT曲線的比較

CCT曲線位于TTT曲線的右下方，說明在連續(xù)冷卻轉變過程中過冷A的轉變溫度低于相應的等溫轉變時的溫度，且孕育期較長。等溫轉變的產物為單一組織。而連續(xù)轉變是在一定溫度范圍內進行的，可以把連續(xù)冷卻轉變看成無數個微小的等溫轉變過程的總和，轉變產物是在不同溫度下等溫轉變組織的混合組織。

TTT曲線的臨界冷卻速度Vc″大于CCT曲線的臨界冷卻速度Vc。沒有CCT曲線時，可用TTT曲線估算CCT曲線的Vc。Vc″≈1.5VcCCT曲線TTT曲線2/6/202384

用C曲線定性說明連續(xù)冷卻轉變產物

根據與C曲線交點位置判斷轉變產物P均勻A細AA1MSMf時間等溫退火PP退火(爐冷)正火(空冷)S(油冷)T+M+A′B下M+A′分級淬火M+A′淬火(水冷)M回150-250℃T回350-500℃S回500-650℃????PT+S回ST+B下+M+A′等溫淬火溫度2/6/2023859.4、鋼在回火時的轉變

回火是將淬火鋼加熱到低于臨界點A1的某一溫度，保溫一定時間，使淬火組織轉變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，然后以適當的方式冷卻到室溫的一種熱處理工藝。

鋼淬火后的室溫組織主要是馬氏體或馬氏體加殘余奧氏體組成，對于過共析鋼還可能存在一些未溶碳化物。馬氏體和殘余奧氏體在室溫下都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，它們都有向鐵素體加滲碳體的穩(wěn)定狀態(tài)轉變的趨勢，從而會引起工件尺寸和形狀的變化。但是，這種轉變需要一定的溫度和時間條件。回火將促進這種轉變。

通過回火還可以消除淬火引起的內應力，調整硬度，提高韌性，達到工件所需要的綜合力學性能。因此，鋼件淬火以后必須立即進行回火處理。2/6/202386淬火鋼回火時，隨回火溫度↑和時間↑，相應地發(fā)生以下幾種轉變（1）馬氏體中碳的偏聚（20～100℃）

M中過飽和碳處于晶格扁八面體間隙中，使晶格產生較大彈性畸變，加之M晶體中存在較多微觀缺陷，故使M能量增高，處于不穩(wěn)定狀態(tài)。在20-100℃回火時，鐵和合金元素的原子難以進行擴散遷移，但C、N等間隙原子尚可短距離擴散遷移。當C、N擴散到微觀缺陷處的間隙位置后，將使M的能量↓。因此，M中過飽和的C、N向微觀缺陷處偏聚是自發(fā)過程。板條M內部存在大量位錯，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)，導致M的彈性畸變能↓。片狀M的亞結構為孿晶，沒有足夠的位錯線容納間隙碳原子，因此，除少量碳原子可向位錯線偏聚外，大量碳原子將可能在(100)晶面發(fā)生偏聚，形成富碳區(qū)的偏聚區(qū)。碳原子的偏聚現象不能用金相方法直接觀察到，但由于碳的偏聚區(qū)電阻↑，可以用電阻法等實驗方法證實其存在，也可以用內耗法推測。1.淬火鋼的回火轉變及組織2/6/202387（2）馬氏體的分解（100～250℃）

回火溫度超過100℃時，馬氏體開始發(fā)生分解，從過飽和α固溶體中析出彌散的ε碳化物。隨著回火溫度升高，馬氏體中的碳濃度逐漸↓，晶格常數c↓、a↑、正方度c／a↓。馬氏體的分解一直延續(xù)到350℃以上，在高合金鋼中甚至可以延續(xù)到600℃。

高碳鋼的碳濃度隨回火溫度升高降低很快。含碳較低的鋼中碳濃度降低較慢。碳鋼在200℃以上回火時，在一定的回火溫度下，馬氏體具有一定的碳濃度，回火溫度越高，馬氏體的碳濃度越低。2/6/202388

片狀M在100~250℃回火時，固溶于M中的過飽和碳脫溶，沿著M的(100)M晶面沉淀析出ε-碳化物。ε-碳化物：分子式可寫成Fe2.4C，密排六方晶格，鐵原子排成密排六方晶格，碳原子位于八面體間隙中。常用ε-FexC表示，其中x=2~3。由許多直徑為5nm的小粒子組成的長度約為100nm的條狀薄片。與母相之間有共格關系，并保持一定的晶體學位向關系。

回火時間對馬氏體的碳濃度影響較小，馬氏體的碳濃度在回火初期下降很快，隨后趨于平緩。回火溫度越高，回火初期碳濃度下降越多。2/6/202389

片狀M回火時，往往分為兩個階段。第一階段是在80~150℃回火時，由于碳活動能力很低，只能在很短距離內擴散，微小的ε-碳化物析出后，只是周圍局部M貧碳，遠處M的碳濃度仍然不變。這樣M形成濃度不同的“二相”（M和M′），故稱為二相式分解。

第二階段大約在150~350℃回火時，由于碳原子可以作較長距離的擴散，隨著碳化物的析出和長大，M的碳濃度連續(xù)不斷地下降，稱為連續(xù)式分解。直到350℃左右，α相碳濃度達到平衡濃度，正方度趨近于1，M的分解基本結束。2/6/202390

含碳量低于0.2％的板條馬氏體，在淬火冷卻時已經發(fā)生自回火，絕大部分碳原子都偏聚到位錯線附近，所以在200℃以下回火時沒有ε-碳化物析出。

高碳鋼在350℃以下回火時，馬氏體分解后形成的α相和彌散的ε-碳化物組成的復相組織稱為回火馬氏體。

回火馬氏體的α相仍保持針狀形態(tài)。由于它是兩相組織，較淬火馬氏體容易腐蝕，在金相顯微鏡下呈黑色針狀組織。金相顯微組織2/6/202391（3）殘余奧氏體的轉變（200～300℃）

含碳量大于0.4%的碳素鋼淬火后，組織中總含有少量殘余A，在250~300℃區(qū)間回火時，殘余A將發(fā)生分解。

殘余A與過冷A并無本質區(qū)別，它們的C-曲線很相似，轉變溫度區(qū)間也相同。只是兩者物理狀態(tài)不同，而使轉變速度有所差異。殘余A向B轉變速度↑，而向P轉變速度則↓。

在P形成溫度區(qū)間回火時，殘余A先析出先共析碳化物，隨后分解為P。

在B形成溫度區(qū)間回火時，殘余A轉變?yōu)锽。在P和B兩種轉變之間，也存在一個殘余A轉變的穩(wěn)定區(qū)。

淬火碳鋼在200~300℃回火時，殘余A分解為α相和碳化物的機械混合物，稱為回火馬氏體或貝氏體。2/6/202392

（4）碳化物的轉變（250～400℃）

在250~400℃回火時，馬氏體內過飽和的碳幾乎全部脫溶，形成比ε-碳化物更穩(wěn)定的碳化物。

回火溫度升高到250℃以上，在碳濃度大于0.4%的M中，ε-碳化物逐漸溶解，同時沿{112}M晶面析出χ-碳化物。χ-碳化物與ε-碳化物的慣習面不同，說明χ-碳化物不是由ε-碳化物直接轉變來的，而是通過ε-碳化物溶解，并在其他地方重新形核、長大的方式形成的，通常稱為“離位析出”。χ-碳化物：分子式為Fe5C2，單斜晶格，呈小片狀平行分布在M片中，與母相有共格界面，并保持一定的位向關系。2/6/202393

隨著回火溫度↑，除析出χ-碳化物外，還同時析出θ-碳化物（即Fe3C）。析出θ-碳化物的慣習面有兩組：一組是{112}M。與χ-碳化物的慣習面相同，說明這一組碳化物可能是從χ-碳化物直接轉變過來的，即“原位析出”；另一組是{100}M晶面，這一組不是由χ-碳化物轉變得到的，而是由χ-碳化物先溶解，然后重新形核長大，以“離位析出”方式形成的。剛形成的θ-碳化物與母相保持共格關系，當長大到一定尺寸時，共格關系被破壞。2/6/202394

在碳濃度小于0.2%的M回火時，不析出ε-碳化物，而是直接形成θ-碳化物；碳濃度小于0.4%的M回火時，不析出χ-碳化物，直接形成θ-碳化物。

當回火溫度升高到400℃時，淬火M完全分解，但α相仍保持針狀外形，碳化物全部轉變?yōu)棣?碳化物。這種由針狀α相和與其無共格聯系的細小粒狀與片狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火屈氏體。金相顯微組織電子顯微組織2/6/202395（5）滲碳體的聚集長大和α相回復、再結晶（400℃以上）

當回火溫度升高到400℃以上時，析出的滲碳體逐漸聚集和球化，片狀滲碳體的長度和寬度之比逐漸縮小，最終形成粒狀滲碳體。當回火溫度高于600℃時，細粒狀碳化物將迅速聚集并粗化。碳化物的球化長大過程是按照小顆粒溶解、大顆粒長大的機制進行的。

由于淬火馬氏體晶粒的形狀為非等軸狀，而且晶內的位錯密度很高，與冷變形金屬相似，在回火過程中也發(fā)生回復和再結晶。

對于板條馬氏體在回復過程中主要是α相的位錯胞和胞內的位錯線逐漸消失，晶內位錯密度逐漸↓，剩余的位錯將重新排列成三維的位錯網絡，α相晶粒被位錯網絡分割成許多亞晶粒?；鼗饻囟雀哂?00℃時，α相已經發(fā)生明顯的回復，回復后的α相仍具有板條狀的特征。當回火溫度超過600℃時，α相發(fā)生再結晶，由位錯密度很低的等軸狀新晶粒逐漸取代板條狀晶粒。2/6/202396

對于片狀馬氏體，當回火溫度高于250℃時，馬氏體的孿晶亞結構逐漸消失，出現位錯網絡?；鼗饻囟冗_到400℃時，孿晶全部消失，α相發(fā)生回復?；鼗饻囟瘸^600℃時，α相發(fā)生再結晶。

淬火鋼在500~650℃回火時，滲碳體聚集成較大的顆粒，同時馬氏體的針狀形態(tài)消失，形成多邊形的鐵素體，這種鐵素體和粗粒狀滲碳體的機械混合物稱為回火索氏體。金相顯微組織電子顯微組織2/6/2023972.淬火鋼回火時機械性能的變化（1）硬度