金屬學(xué)與熱處理教案

緒論

一、本課程的任務(wù)及在工業(yè)生產(chǎn)中的地位

任務(wù)：研究固態(tài)向變的規(guī)律性，研究金屬或合金熱處理組織與性能之間的

關(guān)系

以及熱處理理論在工業(yè)生產(chǎn)中和應(yīng)用。

地位：（1）工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域：工業(yè)生產(chǎn)中不可缺少的技術(shù)，是提高產(chǎn)品質(zhì)量

和壽

命的關(guān)鍵工序，是發(fā)揮材料潛力、達(dá)到機械零部件輕量化的主要手段。（2）

材

料研究領(lǐng)域：研制和開發(fā)新材料。

列舉工業(yè)生產(chǎn)切削刀具實例，提出“服役條件”使用性能組織結(jié)

構(gòu)化學(xué)成分（材料）

二、金屬熱處理的發(fā)展概況

中國：古代高水平。春秋戰(zhàn)國~明清以前：從出土文物可見。

近代落后。明清~新中國以前：統(tǒng)治者閉關(guān)鎖國。

現(xiàn)代奮起直追。新中國以前~至今：總體上和發(fā)達(dá)國家比仍有一定差距。

具體表現(xiàn)在⑴科研：個別研究處于世界領(lǐng)先水平，總體研究水平相對落

后；⑵

生產(chǎn)：工業(yè)生產(chǎn)自動化程度不高，能耗較大，特別是技術(shù)設(shè)備和裝備相對

落后。

世界范圍：十九世紀(jì)以前：民間技藝階段

十九世紀(jì)后期：實驗技術(shù)和科學(xué)階段

現(xiàn)代：理論科學(xué)階段：X-ray>SEM、TEM等檢測手段的提高和應(yīng)

用，極大地促進(jìn)了材料科學(xué)研究和應(yīng)用的進(jìn)一步發(fā)展。

固態(tài)相變以馬氏體相變?yōu)楹诵?，圍繞馬氏體相變展開研究工作，材料工作

者經(jīng)歷了一個多世紀(jì)的研究，取得了豐碩的研究成果，并用這些成果指導(dǎo)

實踐，

取得了巨大的經(jīng)濟效益。值得指出的是，馬氏體相變的研究工作也存在一

些未

知問題需要繼續(xù)深入探索。馬氏體相變的研究經(jīng)歷以下幾個階段：

(1)1878年德國Martens首次采用光學(xué)顯微鏡觀察到淬火鋼的針狀組織；

(2)1895年法國Osmond將鋼淬火后的相命名為馬氏體；

(3)19261927年X-ray衍射確定鋼中馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)

⑷近代馬氏體相變的研究領(lǐng)域擴大，由金屬或合金擴展到無機非金屬和

高分子材料?，馬氏體定義(命名)也存在諸多爭論。

三、本課程的學(xué)習(xí)內(nèi)容

學(xué)習(xí)內(nèi)容共分六章。按照教學(xué)大綱接續(xù)上部分(金屬學(xué)部分)內(nèi)容排序為：

第一章：金屬在加熱過程中的相變——奧氏體相變；

第二章：金屬在冷卻過程中的轉(zhuǎn)變圖；

第三章：珠光體相變；

第四章：馬氏體相變；

第五章：貝氏體相變；

第六章：鋼在回火過程中的轉(zhuǎn)變。

第一章：金屬加熱過程中的相變一奧氏體相變

概述：熱處理工藝一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，其目的是為了

改變

金屬或合金的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，使材料滿足使用性能要求。

除回火、少數(shù)去應(yīng)力退火，熱處理一般均需要加熱到臨界點以上溫度使鋼

部分或全部形成奧氏體，經(jīng)過適當(dāng)?shù)睦鋮s使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗枰慕M織，

從而

獲得所需要的性能。

奧氏體晶粒大小、形狀、空間取向以及亞結(jié)構(gòu)，奧氏體化學(xué)成分以及均勻

性將直接影響轉(zhuǎn)變、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以及材料性能。

奧氏體晶粒的長大直接影響材料的力學(xué)性能特別是沖擊韌性。

綜上所述，研究奧氏體相變具有十分重要的意義。

本章重點：奧氏體的結(jié)構(gòu)、奧氏體的形成機制以及影響奧氏體等溫形成的

動力

學(xué)因素。

本章難點：奧氏體形成機制，特別是奧氏體形成瞬間內(nèi)部成分不均勻的幾

個

C%點,即Cl、C2、C3和C4。

§1-1奧氏體的組織結(jié)構(gòu)和性能

一、奧氏體的結(jié)構(gòu)：

定義：C溶于Y-Fe形成的間隙式固溶體。

1.C原子位于Y-Fe點陣的中心和棱邊的中點（八

面體間隙處）；

2.C原子進(jìn)入y-Fe點陣間隙位置引起；Y-Fe點陣

等稱膨脹；C%增加，奧氏體點陣常數(shù)增大，但

奧氏體的最大溶C量（溶解度）為2.11%

3.C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏；

圖1-1

Gr

Gp

G

AlT1T

△G

AT

圖1-2

G

E

PS

C4C3C2Cl

T1

圖1-3

4.合金元素原子（Mn、Si、Cr、Ni等）溶入奧氏體中取代Fe原子的位置,

形成

置換式固溶體，稱合金奧氏體。

二、奧氏體的組織:

（1）原始組織有關(guān)

奧氏體組織通常為等軸狀多邊形晶粒，這與⑵加熱速度有關(guān)

（3）轉(zhuǎn)變程度有關(guān)

不平衡加熱奧氏體晶粒呈針狀或球狀（只作為了解內(nèi)容）。

三、奧氏體的性能

1.機械性能：（1）屈服強度、硬度低

（2）塑性、韌性高；

2.物理性能：（1）比容最?。唬?）導(dǎo)熱性差；（3）線膨脹系數(shù)大；（4）順磁性。

3.應(yīng)用：（1）變形加工成型；（2）奧氏體不銹鋼耐蝕性；（3）膨脹儀表靈敏

元件。

§1-2奧氏體的形成

一、熱力學(xué)條件

△G=GY-Gp<0

（l）Acl和Ari

引出臨界點概念：（2）Ac3和Ar3

（3）ACcm和Arcm

二、奧氏體的形核

以共析鋼為例，討論鋼中奧氏體形成。

奧氏體晶核主要在F和Fe3C的相界面

形核，其次在珠光體團界、F亞結(jié)構(gòu)（嵌鑲塊）

界面形核。這樣能滿足：（1）能量起伏；（2）結(jié)

構(gòu)起伏；（3）成分起伏三個條件。

三、奧氏體的長大

a+Fe3CY

晶體結(jié)構(gòu)：體心立方復(fù)雜斜方面心立方

含碳量：0.0218%6.67%0.77%

易于變形加工成型；（3）熱強性高。

奧氏體長大過程是依靠原子擴散完成的，

原子擴散包括（l）Fe原子自擴散完成晶格改組;

（2）C原子擴散使奧氏體晶核向a相和Fe3C相

兩側(cè)推移并長大。

1.C原子擴散：一旦奧氏體晶核出現(xiàn)，則在

奧氏體內(nèi)部的C%分布就不均勻，由從圖1-3

可見：

C1—與Fe3c相接的奧氏體的C%；

C2—與F相接的奧氏體的C%；

C3—與Fe3c相接的F的C%；

C4一與奧氏體相接的F的C%；

從圖1-3可以看出，在T1溫度下由于C1、

C2、C3、C4不同導(dǎo)致奧氏體晶核形成時，C

原子擴散，如圖1-4,擴散的結(jié)果破壞了T1

溫度下C%的濃度平衡，迫使與奧氏體相接

的F和Fe3c溶解恢復(fù)T1溫度下C%的濃度平

衡，如此歷經(jīng)“破壞平衡”“建立平衡”的反復(fù)，奧氏體晶核長大。

2.奧氏體晶格改組：（1）一般認(rèn)為，平衡加熱過熱度很小時，通過Fe原子

自擴

散完成晶格改組。（2）也有人認(rèn)為，當(dāng)過熱度很大時，晶格改組通過Fe原

子切

變完成。

3.奧氏體晶核的長大速度：奧氏體晶核向F和Fe3C兩側(cè)的推移速度是不

同的。

根據(jù)公式：

BB

cC

K

dxC

GKDde

D

D

=-X

1/g

式中，K一常數(shù)；g

CD—C在奧氏體中的擴散系數(shù)；

dx

de一相界面處奧氏體中C

的濃度梯度；BDC一相界面濃度差；“-”表示下坡（高濃度向低濃度處）

擴散。

向F一側(cè)的推移速度與向Fe3C一側(cè)的推移速度之比：

BF

BFeCBFeC

FeCBF

F

C

C

K

C

C

K

G

G

D

D

D

X

D

=33

3

C2

C%

A

FFe3C

Cl

C4

C3

珠光體片間距

圖1-4

780℃時，14.8

0.410.02

6.670.893

3

D

D

BF

BFeC

FeC

F

C

C

G

Go表明相界面向F一側(cè)的推

移速度比向Fe3C一側(cè)的推移速度快14.8倍，但是通常片狀珠光體的F片

厚度

比Fe3c片厚度大7倍，所以奧氏體等溫形成時，總是F先消失，F(xiàn)e3c剩

余。

四、殘余Fe3C和奧氏體均勻化

a-Y結(jié)束后，還有相當(dāng)數(shù)量的Fe3C尚未溶解，這些Fe3C被稱為殘余

Fe3Co

另外在原來Fe3c的部位，C%較高，而原來F部位C%較低，必須經(jīng)過適當(dāng)

的

保溫后，奧氏體中的C%才能趨于均勻。

綜上，奧氏體形成分四個階段：奧氏體形核；核長大；殘余Fe3c溶解；

奧氏體均勻化，其示意圖見圖1-5O

五、非共析鋼的奧氏體化過程

和共析鋼的奧氏體化對比，非共析鋼的奧氏體化過程分兩步進(jìn)行，首先完

成P-A,這與共析鋼相同；然后是先析相的奧氏體化過程。這些都是靠原

子

擴散實現(xiàn)的。值得指出的是，非共析鋼的奧氏體化碳化物溶解以及奧氏體

均勻

化的時間更長。

§1-3奧氏體等溫形成動力學(xué)

奧氏體等溫動力學(xué)是研究奧氏體等溫形成速度問題。本課程只討論共析鋼

奧氏體等溫動力學(xué)，對于過共析鋼先共析相Fe3c溶解與第三階段差別不

大，

故不在討論；亞共析鋼因為（1）組織中有非共析成分；（2）奧氏體轉(zhuǎn)變有兩

個區(qū)

間，即兩相區(qū)和單相區(qū)。因此，這里只定性討論共析鋼奧氏體等溫動力學(xué)。

奧氏體的形成速度取決于形核率I和線長大速度G,在等溫條件下，形核

奧氏體形核核長大殘余Fe3c溶解奧氏體均勻化

圖1-5

率I和線長大速度G均為常數(shù)。

一、形核率I

均勻形核條件下，形核率I與溫度的關(guān)系為：

kT

G

kT

Q

ICee

D

——=/X

式中，C/一常數(shù)；T—絕對溫度；Q—擴散激活能；DG一臨界形核功；k-

玻

耳茲曼常數(shù)?？梢?，奧氏體等溫形成時，等溫溫度T提高，（1）DT增大，

相變

驅(qū)動力增大，DG降低，形核率I增大；（2）C原子的擴散系數(shù)g

CD增大，C的擴

散速度增大，有利于點陣重構(gòu)，形核率I增大；（3）由相圖（圖1-3）可見，

C2-C4=DC減小，奧氏體形核所需的C的濃度梯度減小，形核率I增大。

二、長大速度G

奧氏體的線生長速度為相界面的推移速度，

BB

cC

K

dxC

GKDde

D

D

=-X

1/g

式中，”表示向減小濃度梯度的下坡擴散；k一常數(shù)；g

cD—C在奧氏體中的

擴散系數(shù)；

dx

de一相界面處奧氏體中C的濃度梯度；BDC一相界面濃度差。

等溫轉(zhuǎn)變時：g

cD、

dx

de（由相圖決定

0

12

P

CC

dx

de

D

=）均為常數(shù)，0DP為珠光體

片間距，平衡冷卻時，平均片間距與每一片間距相同。

則:

BC

GK

D

/

o（1）由于忽略碳在鐵素體的擴散，此計算值與實際速度偏

??；（2）對粒狀珠光體亦適用。

討論：（1）溫度T升高，g

cD呈指數(shù)增加，長大速度G增加，（2）溫度T升高，

C1-C2增加，

dx

de增加，速度G增加；（3）溫度T升高，BDCX2-C4下降，長大

速度G增加。

綜上：溫度T升高，

形核率I

長大速度G

均增大

三、等溫形成動力學(xué)曲線

轉(zhuǎn)變量與轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系曲線一等溫動力學(xué)曲線，信息少。

轉(zhuǎn)變溫度與轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系曲線一等溫動力學(xué)圖，信息多。

1、曲線的建立

四、影響奧氏體等溫形成速度的因素

一切影響形核率I和長大速度G的因素均影響珠光體一奧氏體的因素。

1.加熱溫度的影響

⑴加熱溫度T升高，過熱度AT增大，相變驅(qū)動力AG增大，原子擴散速

度增加，形核率I和長大速度G均增加；（2）從等溫轉(zhuǎn)變圖可知，加熱溫

度T

升高，奧氏體等溫形成的孕育期變小，相變完成時間變短；（3）加熱溫度T

升

高，由相圖（圖1-3）可知C1-C2增大，dc/dx增加，奧氏體界面濃度差△

CB減小,

長大速度G均增加；（4）加熱溫度T升高，奧氏體向F一側(cè)推移速度比向

Fe3C

一側(cè)推移速度快，F(xiàn)消失瞬間殘余Fe3c量增加，奧氏體中C%降低，相變

不

平衡程度增加；（5）加熱溫度T升高,形核率I增加的速度比長大速度G增

加

的速度快，奧氏體晶粒細(xì)化（提高強韌性）。

2.原始組織的影響

（1）原始組織越細(xì)，碳化物越分散，珠光體的層片間距SO越小，相界面越

多，形核率I越大，同時碳的濃度梯度dc/dx增加，長大速度G均增加；

（2）

和粒狀珠光體比，片狀珠光體相界面大而薄，易于溶解，因此，原始組織

為片

狀珠光體形成速度比粒狀珠光體快。

3.合金元素的影響

C%：（1）隨著含碳量的增加，碳化物量增加。珠光體中滲碳體量相對相界

面增

加形核率I增加。碳原子擴散距離減小，擴散速度提高，但滲碳體溶解及

奧氏

體均勻化時間增加。

合金元素：（1）不影響珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體機制。（2）影響碳化物穩(wěn)定性。（3）

影響

體中的擴散系數(shù)g

cD減小。

⑴強碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低g

cD減小從而使從而影響殘余碳化

金相法

膨脹法

熱分析法

物溶解及奧氏體均勻化速度。非強碳化物形成元素Co、Ni等使g

cD提高，擴

散速度提高。

（ii）Ni、Mn、Cu可降低Al點使過熱度AT增加、相變驅(qū)動力AG增大，

形核

率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低Al提高，AT降低，AG降低,

形

核率I降低，G降低金元素在鋼中分布不均勻，

§1-4鋼在連續(xù)加熱時P-A

鋼在連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變時P-A也經(jīng)歷形核、長大、殘余Fe3c溶解以及奧氏體

均勻化四個階段，與等溫轉(zhuǎn)變比較，尚有下列

特點：

一、相變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的

奧氏體形成的各個階段分別在一個溫度范

圍內(nèi)進(jìn)行的，而且加熱速度增大，各個階段溫

度范圍向高溫推移、擴大。

(1)當(dāng)緩慢加熱時，轉(zhuǎn)變開始P-A速度小，相

變吸收的熱量(相變潛熱)q亦很小，若加熱供給

的熱量Q=q則轉(zhuǎn)變在等溫下進(jìn)行ac階段。

⑵若加熱速度較快Q>q,除用于轉(zhuǎn)變外有剩余，則溫度升高，但由于受

q的

影響使升溫減漫aal而不是直線段ab段，當(dāng)A轉(zhuǎn)變量增大q>Q；溫度下

降alC

段，隨后轉(zhuǎn)變速度逐步下降，轉(zhuǎn)變量也下降，q減少，Q>q；溫度復(fù)又上

升，

如cd段。見圖1-6。

(3)快速加熱，aal向高溫延伸，臺階ale移向高溫，加熱速度越高，臺階

越陡,

難以用Fe-Fe3c相圖判斷鋼的組織。

二、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度的增大而增大

⑴加熱速度增大，轉(zhuǎn)變開始和終了溫度升高，轉(zhuǎn)變所需時間縮短，奧氏

體形

成速度提高；（2）奧氏體形成不是在恒溫下進(jìn)行的，在一個相當(dāng)大的溫度

范圍，

加熱速度提高，轉(zhuǎn)變溫度范圍增大。

三、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增大

⑴加熱速度增加，碳化物來不及充分溶解，C及合金元素不能充分?jǐn)U散,

導(dǎo)

致奧氏體中C和合金元素的濃度很不均勻，奧氏體中含碳量降低；

⑵對于亞共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于平均成分的馬氏體及

未經(jīng)

轉(zhuǎn)變完全的F和碳化物，應(yīng)該避免；對于過共析鋼，加熱速度提高，淬火

后

A1

ac

d

al

℃b

圖1-6

得到低于共析成分的低、中碳馬氏體及剩余碳化物，有助于馬氏體韌化，

有利

于實際生產(chǎn)。

四、奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速度的增大而細(xì)化

加熱速度提高，過熱度顯著增大，形核率顯著增大，加熱時間短，奧氏體

晶粒來不及長大，可獲得超細(xì)化晶粒。今年來的快速加熱淬火超快速加熱

及脈

沖加熱淬火都是依據(jù)此原理。

§1-5奧氏體晶粒長大及控制

一、奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分8級評定，1級最粗，8級最細(xì)。

若晶粒度在10以上則稱"超細(xì)晶?！?。晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系為：

n=2N-1

式中，n—放大100倍視野中單位面積內(nèi)晶粒個數(shù)(個/平方英寸，1平方

英寸

=6.45平方厘米)；N—晶粒度級別，

奧氏體晶粒度有三種，即起始晶粒度、實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。

1.實際晶粒度：經(jīng)熱處理后獲得的實際奧氏體晶粒大小。

2.起始晶粒度：奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大

小。

3.本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗方法(YB27—64),經(jīng)930℃土10℃,保溫3~8

小

時后測得奧氏體晶粒大小。

原冶金部標(biāo)準(zhǔn)YB27—64規(guī)定：晶粒度大小在5~8級為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，「4

級為本質(zhì)粗晶粒鋼。木質(zhì)晶粒度表明了奧氏體晶粒長大傾向，是實際晶粒

度的

特殊情況。

二、本質(zhì)晶粒度的測定

1.滲碳法：將試樣加熱到930℃±10℃,滲碳8小時獲得不低于1mm的滲

層，

緩冷后在滲層的過共析鋼部分形成網(wǎng)狀Fe3C,借助于網(wǎng)狀Fe3C進(jìn)行晶粒

度評

定。（由于滲層C%增加，不能準(zhǔn)確反映原試樣的晶粒度，有誤差。）

2.氧化法：將樣品拋光，在無氧化條件下加熱930℃土10℃,使晶粒充分

長大，

然后在氧化氣氛下短時間氧化，由于晶界比晶內(nèi)容易氧化，冷卻后試樣拋

光和

腐蝕，即可把氧化的晶界網(wǎng)清晰地顯示出來進(jìn)行晶粒度評定。

三、奧氏體晶粒長大原理

晶界的能量高，在一定溫度下奧氏體晶粒會發(fā)生相互吞并的現(xiàn)象，大晶粒

吞并小晶粒，使總的晶界面積減小，界面能降低，因此奧氏體晶粒長大在

一定

條件下是一個自發(fā)過程。晶粒長大動力和阻力相互作用使晶界推移，實現(xiàn)

奧氏

體晶粒長大。

1.晶粒長大動力：奧氏體晶粒長大的動力為其晶粒大小的不均勻性，長大

驅(qū)動

力G，與晶粒大小和界面能大小可用下式表示：

r

G2s/=

式中，。一單位奧氏體晶界的界面能（比界面能）；r一晶界曲率半徑。

可見界

面能越大，晶粒尺寸越小，則奧氏體晶粒長大驅(qū)動力G'越大，即晶粒的

長大

傾向越大，晶界易于遷移。

2.晶界阻力：在實際金屬材料中，晶界或晶內(nèi)存在很多細(xì)小難熔的沉淀析

出粒

子，晶界推移過程中遇到沉淀析出粒子時將發(fā)生彎曲，導(dǎo)致晶界面積增大,

晶

界能量升高，阻礙晶界推移，起釘扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存

在是

晶界移動的阻力。當(dāng)沉淀析出粒子的體積百分?jǐn)?shù)一定時，則粒子越細(xì)小，

分散

度越高，對晶界移動的阻力就越大。

四、影響奧氏體晶粒長大的因素

影響奧氏體晶粒長大的因素很多，主要有以下幾點因素:

1.加熱溫度和保溫時間：加熱溫度越高、保溫時間越長，形核率I越大，

長大

速度G越大，奧氏體晶界遷移速度越大，其晶粒越粗大。（溫度升高，形

核率

增加，。增加，r降低，o/r增加，G'增大）

2.加熱速度：加熱速度快，奧氏體實際形成溫度高，形核率增高，由于時

間短

奧氏體晶粒來不及長大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度

3.合金元素：⑴C%的影響。C%高，C在奧氏體中的擴散速度以及Fe的自

擴

散速度均增加，奧氏體晶粒長大傾向增加，但C%超過一定量時，由于形成

Fe3CII,阻礙奧氏體晶粒長大。⑵合金元素影響。強碳化物形成元素Ti、

Zr、

V、W、Nb等熔點較高，它們彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長大；

非

碳化物形成元素Si、Ni等對奧氏體晶粒長大影響很小。

五、過熱現(xiàn)象

1.過熱：由于加熱工藝不當(dāng)（加熱溫度過高、保溫時間過長等）而引起實際

奧氏

體晶粒粗大，在隨后的淬火或正火得到十分粗大的組織，從而使鋼的機械

性能

嚴(yán)重惡化，此現(xiàn)象稱為過熱。

通過正火、退火的重結(jié)晶可以消除過熱組織（非平衡組織則難以消除）。

2.過燒：由于加熱工藝不當(dāng)（加熱溫度過高、保溫時間過長等）而引起奧氏

體晶

界熔化的現(xiàn)象稱為過燒。通過正火、退火的重結(jié)晶不能消除過燒組織。

第二章：鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖

本章重點:本章”圖和“CCT”圖分析，“TTT”圖的類型以及影響本章”

圖的因素。

本章難點：影響“TTT”圖的因素。

§2-1過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變冷卻圖

過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT圖或C曲線是獲得等溫轉(zhuǎn)變組織的主要依據(jù)，

是等溫淬火獲得馬氏體組織或貝氏體組織的主要依

據(jù)。

一、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立

膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法、金相法。

二、奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的基本類型

奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的形狀象英文字母C,因此

稱“C”曲線或“TTT”圖。其形狀見右圖?！癈”曲線有

三個轉(zhuǎn)變區(qū)（即珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)）；

五條線（即A1、第一條“C”曲線、第二條玉”曲線、

Ms和Mf）oAl線以上奧氏體穩(wěn)定存在；以下奧氏體變成亞穩(wěn)定存在的過冷

奧

氏體。第一條“C”曲線為奧氏體轉(zhuǎn)變（P、B）開始線，第二條“C”曲線為

奧氏體轉(zhuǎn)

變（P、B）終了線；Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始線，Mf為馬氏體轉(zhuǎn)變終了線?！癈”

曲線

類型線共六種，它們分別為：

1.單一的“C”形曲線（B、P區(qū)重合）：碳鋼（亞共析鋼、共析鋼及過共析

鋼）、

含Si、Ni、Cu、Co鋼等。

2.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合

金元素，或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，

珠

光體和貝氏體轉(zhuǎn)變"C”曲線逐漸分離。并且使珠光體轉(zhuǎn)變速度減慢，對

貝氏體

轉(zhuǎn)變速度影響較小，見圖lo

3.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合

金元素，或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，

珠

共析鋼“C”曲線

A-M

A—P

A-B

Ms

Al

Mf

光體和貝氏體轉(zhuǎn)變"C”曲線逐漸分離。并且使貝氏體轉(zhuǎn)變速度減慢，對

珠光體

轉(zhuǎn)變速度影響較小，見圖2。

合金元素的加入，使B、P轉(zhuǎn)變的“C”曲線分離，分別使B、P轉(zhuǎn)變的最

小

孕育期變長。

4.只有貝氏體轉(zhuǎn)變的“C”曲線：合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入，

使擴

散型的珠光體相變受到極大阻礙。(貝氏體鋼18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)

5.只有珠光體轉(zhuǎn)變的“C”曲線：在中碳高Cr鋼3Crl3、3Crl3Si以及4c珠3

等

鋼中出現(xiàn)。

6.在馬氏體轉(zhuǎn)變的Ms點以上整個溫度區(qū)間不出現(xiàn)“C”曲線：這類鋼通常

為奧

氏體鋼，高溫下穩(wěn)定的奧氏體組織能全部過冷至室溫。也可能有過剩碳化

物的

?昂溫析出。

三、影響因素

1.化學(xué)成分：

(1)C%影響

隨著奧氏體C%增加，過冷奧氏體穩(wěn)定性提高，“C”曲線右移；當(dāng)C%增

加到共析成分，過冷奧氏體穩(wěn)定性最高。隨著C%進(jìn)一步增加，奧氏體穩(wěn)定

降

低，“C”曲線反而左移。同時C%越高，Ms點越低。

非共析鋼由于有先析相析出，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加，過

冷奧氏體穩(wěn)定性降低，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期減小，“C”曲線左移。

亞共析鋼完全奧氏體化后隨著C%增加，先析鐵素體形核率下降導(dǎo)致先析

鐵素體含量降低，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位降低，過冷奧氏體

穩(wěn)定

性提高，珠光體轉(zhuǎn)變孕育期增加，“C”曲線右移。過共析鋼完全奧氏體化

后

隨著C%增加，先析滲碳體形核率升高導(dǎo)致先析滲碳體含量增加，過冷奧氏

體

轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加，過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，珠光體轉(zhuǎn)變孕育

期減

P

B

M

時間

溫度

P

B

M

時間

溫度

圖1圖2

少，“C”曲線左移。

⑵合金元素影響

合金元素只有溶入到奧氏體中，才能對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生重要影響?？?/p>

體上講，除Co、Al外，所有合金元素都增大過冷奧氏體穩(wěn)定性，使“C”

曲

線右移。

非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改變“C”

曲線位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲線右移，

又使其形狀分成上下兩部分。

2.奧氏體晶粒尺寸：奧氏體晶粒與奧氏體化條件有關(guān)，加熱溫度高保溫時

間長，

奧氏體晶粒粗大，成分均勻性提高，奧氏體穩(wěn)定性增加，“C”曲線右移。

反

之“C”曲線左移。

3.原始組織：鋼的原始組織越細(xì)小，單位體積內(nèi)晶界越多，過冷奧氏體轉(zhuǎn)

變的

形核率越高，同時原始組織越細(xì)小有利于C原子擴散，奧氏體形成時達(dá)到

均

勻化時間短，相對長大時間長，相同條件下易使奧氏體長大并且均勻性提

rSj,

“C”曲線右移。

4.變形：奧氏體比容最小，馬氏體比容最大，奧氏體轉(zhuǎn)變時體積膨脹，施

加拉

應(yīng)力加速其轉(zhuǎn)變，使“C”曲線左移，施加壓應(yīng)力不利其轉(zhuǎn)變，使“C”曲

線

右移。

對奧氏體施以適當(dāng)?shù)乃苄宰冃?，使缺陷密度增加（加速原子擴散）或析出碳

化物（奧氏體中C%降低），降低過冷奧氏體穩(wěn)定性，使“C”曲線左移。

§2-2過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變冷卻圖

一、過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變圖的建立

綜合應(yīng)用熱分析法、金相法和膨脹法。

第三章：珠光體相變

本章重點：碳鋼兩類珠光體（即片狀和粒狀）的組織形態(tài)、形成機制以及力

學(xué)性

能，掌握影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)因素。

本章難點：珠光體（片狀和粒狀）的形成機制。

§3-1珠光體的組織形態(tài)、晶體結(jié)構(gòu)與性能

一、珠光體的組織形態(tài)

鋼中常見的珠光體有片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。此外還有不常見的纖

維狀珠光體和針狀珠光體等。

片狀珠光體：F和Fe3c層片相間的機械混合組織。

粒狀珠光體：Fe3C以粒狀分布于F基體上形成的混合組織。采用球化處

理工

藝可以得到粒狀珠光體組織。Fe3C的量由鋼的C%決定；Fe3c的尺寸、形

狀

由球化工藝決定。

片狀珠光體晶粒尺寸大小可以用片間距大小來表示，相鄰兩片F(xiàn)e3c（或F）

的平均距離SO稱珠光體的片層間距。見圖3-1。

珠光體片層間距方向大致相同的區(qū)域稱為“珠光體團”、“珠光體領(lǐng)域”或

珠光

體晶粒。一個原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個珠光體晶粒。見圖3-2。

二、珠光體分類

根據(jù)珠光體片層間距SO的大小，可將珠光體分為三類：

1.珠光體：用P表示；80=1500^4500.o光鏡下觀察到F與Fe3C呈層片狀。

2.索氏體：用S表示；S0=800"1500.o光鏡下難以區(qū)分F與Fe3c呈層片

狀，

電鏡下清晰觀察到F與Fe3c的片層。

3.屈氏體：用T表示；是極細(xì)的珠光體。S0=300~800.。光鏡下無法分辨F

與

Fe3C的層片（呈黑球狀），電鏡下清晰觀察到F與Fe3C的片層。

珠光體片層間距S0的大小，取決于過冷度AT而與原奧氏體晶粒尺寸大

小無關(guān)。

T

s

D

/

4

0

8.0210（.）

SO大小變化的原因：（1）珠光體形成在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，先冷卻得到

的珠光體由于形成溫度高，C原子擴散速度快，擴散距離長，珠光體片層

間距

S0大。（2）隨著溫度降低，后冷卻得到的珠光體由于AT增大，AG增大，

形核

P團

原A晶界

圖3-2

S0

Fe3C

a

圖3-1

率I增加并且C原子擴散速度和距離變小，使S0變小。

三、珠光體的晶體結(jié)構(gòu)

片狀珠光體是F和Fe3c層片相間的機械混合組織。粒狀珠光體是粒狀

Fe3C分布于F基體上形成的混合組織。其中F的晶體結(jié)構(gòu)為體心立方；

Fe3C

為復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)。在珠光體形成時，F(xiàn)與Fe3c具有兩類確定的晶體學(xué)位

向關(guān)

系。同時，先共析相F、Fe3c與原奧氏體也有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系。

§3-2珠光體的形成機制（以共析鋼為例）

一、珠光體形成的熱力學(xué)條件

⑴由于A-P是在較高溫度形成，F(xiàn)e

和C原子能夠長程擴散，A-P是擴散型

相變；（2）由于缺陷形核，相變消耗的能量

較小，在較小過冷度AT條件下A-P相變

即可發(fā)生，見圖3-3。即滿足：

△G=Gp-GYW0

二、片狀珠光體的形成機制

Y-a+Fe3C

晶體結(jié)構(gòu)：面心立方體心立方復(fù)雜斜方

C%：0.77%0.0218%6.67%

1.形核：（1）奧氏體晶界；（2）奧氏體晶內(nèi)（奧氏體

晶內(nèi)有不均勻或未溶Fe3c時）。滿足（1）能量起

伏；（2）結(jié)構(gòu)起伏；（3）成分起伏三個條件。

關(guān)于F和Fe3C誰領(lǐng)先形核過去一直爭論，

現(xiàn)在認(rèn)為都有可能成為領(lǐng)先相。

2.長大：以Fe3c為領(lǐng)先相討論，當(dāng)珠光體晶核

在奧氏體晶界形成（A、F和Fe3c三相共存）時,

過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，見圖3-4。

C1一與鐵素體相接的奧氏體C%；使

C2—與Fe3c相接的奧氏體C%；

C3一與奧氏體相接的鐵素體C%；

G

E

PS

C4C3C2C1

T1

圖3-4

a

Y

C

C

C

C

C

Fe3C

GY

Gp

G

T1AlT

△G

AT

圖3-3

C4—與Fe3C相接的鐵素體C%o

⑴由于過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，導(dǎo)致C原子擴散(如圖3-5),C

原子擴散破壞該溫度下的C濃度平衡，為了恢復(fù)平衡，與鐵素體相接的奧

氏

體形成鐵素體排出C使碳濃度升高到C1,與Fe3c相接的奧氏體形成Fe3c

使

碳濃度降低到C2,其結(jié)果導(dǎo)致C原子擴散再次發(fā)生。如此反復(fù)，珠光體

晶核

縱向長入奧氏體晶內(nèi)。

(2)遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體，其含碳量Cv為共析成分的含碳量，因為有

C2WCYWC1,所以，遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體中的C原子向與Fe3C相

接的奧

氏體擴散使其形成珠光體的Fe3C；而與F相接的奧氏體中的C原子向遠(yuǎn)

離珠

光體晶核方向擴散使其形成珠光體的Fo

(3)在已形成的珠光體中，與奧氏體相接的鐵素體中的C原子向與Fe3c相

接鐵素體中擴散。

（4）珠光體晶核一端與母相奧氏體保持不可動的共格晶面，形成一定的晶

體學(xué)位向關(guān)系，另一端（可動）長入奧氏體晶內(nèi)，完成縱向長大。

⑸為了減少應(yīng)變能，珠光體呈片狀，C原子擴散路程短，有利于擴散。

（6）Fe原子自擴散完成晶格改組。

3.橫向長大：奧氏體晶核內(nèi)形成一片F(xiàn)e3C,立刻就有兩邊F相連，搭橋機

制。

4.珠光體分枝長大：（反常長大）

正常的片狀珠光體形成時，鐵素體與滲碳體是交替配合長大的，但在某些

情況下，鐵素體與滲碳體不是交替配合長大的。（1）在位錯區(qū)域形核長大

多個

Fe3C,成長過程中分枝長大；（2）鐵素體與滲碳體具有確定的晶體學(xué)位向

關(guān)系。

這兩個原因?qū)е轮楣怏w反常長大，見圖3-6。其中（b）和（c）為離異共析組

織。

三、粒狀珠光體的形成機制

片狀Fe3c的表面積大于同體積的粒狀Fe3C,從能量考慮，F(xiàn)e3c球化是一

個自發(fā)過程，根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相質(zhì)點的溶解度與質(zhì)點的曲率半徑

有關(guān)，

圖3-6

Fe3C

P

Fe3C

a

Fe3C

(a)(b)(c)

曲率半徑越小，其溶解度越高，片狀Fe3C的尖角處溶解度高于平面處的

溶解

度，使得周圍鐵素體與Fe3c尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳

濃度，

引起碳的擴散。擴散的結(jié)果破壞了界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)平衡，F(xiàn)e3c

尖角處將進(jìn)一步溶解，F(xiàn)e3C平面將向外長大，如此不斷進(jìn)行，最終形成

了各

處曲率半徑相近的粒狀Fe3Co

片狀Fe3c的斷裂與其內(nèi)部的晶體缺陷有關(guān)，

若Fe3c片內(nèi)存在亞晶界，將在亞晶界面上產(chǎn)生一

界面張力，從而使片狀Fe3c在亞晶界處出現(xiàn)溝槽，

溝槽兩側(cè)將成為曲面，與平面相比具有較小的曲率

半徑，因此溶解度較高，曲面處的Fe3c溶解而使

曲率半徑增大，破壞了界面張力平衡。為了恢復(fù)平

衡，溝槽進(jìn)一步加深。如此循環(huán)直至Fe3c片溶穿。

如圖3-7o

由此可見，如圖3-8,

在A1溫度以下片狀Fe3c

的球化是通過Fe3c片的

破裂，斷開而逐漸球化的。

（1）奧氏體化溫度較低，保溫時間很短，奧氏體中有許多未溶Fe3c或許多

高碳

區(qū)；（2）珠光體轉(zhuǎn)變的等溫溫度較高，等溫時間足夠長，或冷卻速度緩慢

⑶熱

處理工藝——球化退火可以獲得粒狀珠光體（粒狀滲碳體）。

§3-3珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)

一、珠光體的成核率I和長大速

度G

1.形核率和長大速度與溫度的關(guān)系

形核率和長大速度與溫度的關(guān)

系見圖3-9o形核率和長大速度與轉(zhuǎn)

變溫度之間有極大值。

形核率I：溫度降低，AT增大，

形核率I增大，而溫度降低使C原子和Fe原子擴散能力降低導(dǎo)致I降低。

長大速度G：溫度降低，C原子在奧氏體中的擴散系數(shù)降低，使長大速度

圖3-7

Fe3CFe3C

a

a

a

Fe3CFe3C

ff

f

亞晶界

I

G

形核率N

長大速度G

轉(zhuǎn)變溫度℃

圖3-9形核率和長大速度與溫度的關(guān)系示意圖

圖3-8

降低；但溫度降低C1Y2=AC增大，使長大速度G增大；并且溫度降低,

△T

增大，SO減小，原子擴散距離減小，長大速度G增大。

2.形核率和長大速度與轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系

當(dāng)溫度一定時，等溫時間增加，形核率I增加且很快達(dá)到飽和。當(dāng)形核部

位全部耗盡后，形核率降為零(與位置有關(guān))。長大速度G與等溫時間無關(guān)。

二、珠光體等溫轉(zhuǎn)變的動力學(xué)圖

珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖見圖3-10。由圖可見：

(1)有孕育期，且孕育期隨溫度變化有極小值；(2)

溫度降低，轉(zhuǎn)變速度增加，對應(yīng)鼻溫轉(zhuǎn)變溫度時轉(zhuǎn)

變速度最大，高于或低于該溫度，轉(zhuǎn)變速度均降低。

(3)由圖3-10可知，轉(zhuǎn)變時間增加，轉(zhuǎn)變量增加,

當(dāng)轉(zhuǎn)變量超過50%后，轉(zhuǎn)變量降低（A-P時對A產(chǎn)

生壓應(yīng)力抑制A-P轉(zhuǎn)變，壓應(yīng)力下C、Fe原子擴

散和晶格改組困難）。

三、影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素

1.化學(xué)成分的影響

（DC%

a）亞共析鋼：C%增加，先析F形核率降低，先析F形核率降低，F(xiàn)長大

需要擴散離去的C%增高，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期增大，導(dǎo)致珠光

體

轉(zhuǎn)變速度降低。

b）過共析鋼：C%增加，F(xiàn)e3c的形核率增加，孕育期減小，使奧氏體轉(zhuǎn)變

為珠光體的孕育期減小，導(dǎo)致奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的轉(zhuǎn)變速度提高。

（2）合金元素

a）降低C在奧氏體中的擴散速度；b）降低Fe原子的自擴散（晶格改組）速

度；c）

對臨界點的影響。除Mn、Ni外，均使Al點升高，AT增大，孕育期減小,

“C”

曲線左移。d）對相界面阻礙作用。對于亞共析鋼合金元素Mn、Mo等阻礙

a/Y

相界面的移動，降低先析F形成速度，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期提

高。

e）強碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb等溶入奧氏體中穩(wěn)定奧氏體，使“C”

曲

線右移。

2.奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情況的影響

奧氏體成分不均勻，珠光體轉(zhuǎn)變的形核率高，C原子擴散速度高，長大速

圖3-10

A-M

A-P

A-B

Ms

Al

Mf

度快；未溶Fe3c多，可作為領(lǐng)先相晶核存在使珠光體轉(zhuǎn)變的形核率提高,

加

速其長大速度。

3.奧氏體化溫度和時間的影響

奧氏體化溫度高時間長，奧氏體晶粒粗大且奧氏體化均勻，使“C”曲線

右移，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期、形核率和長大速度均降低，珠光體形成速度

降低。

4.應(yīng)力和塑性變形的影響

奧氏體化時拉應(yīng)力或塑性變形，易使點陣畸變和位錯增高，促進(jìn)C、Fe

原子擴散及點陣重構(gòu)，促進(jìn)珠光體的形核長大。奧氏體化時壓應(yīng)力，原子

遷移

阻力增大，C、Fe原子擴散困難，減慢珠光體形成速度。

§3-4亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變

一、亞（過）共析鋼先析相的形態(tài)

1.亞共析鋼：

1）與原奧氏體無共格關(guān)系：（1）鐵素體呈等軸狀（奧示體晶粒較細(xì)，等溫溫

度較

高，冷卻速度較慢）；（2）網(wǎng)狀鐵素體（奧氏體晶粒較大，冷卻速度較快），

如圖

3-1la>圖3-llb、圖3-llc。

2）與原奧氏體有共格關(guān)系：片針狀鐵素體（奧氏體晶粒粗大，成分均勻，

冷卻

速度適中），如圖3-lld、圖3-lle和圖3-lle。

2.過共析鋼：

Ya

aa

YY

Y

Y

aY

aa

（a）等軸狀（b）等軸狀（c）網(wǎng)狀

（d）片狀（e）片狀（f）薄片狀

圖3-11先析鐵素體的形態(tài)示意圖

1）與原奧氏體無共格關(guān)系：（1）粒狀Fe3c（球化工藝）；

2）與原奧氏體有共格關(guān)系：（2）網(wǎng)狀Fe3c（奧氏體晶粒較大且成分均勻，冷

卻速

度緩慢），（3）片針狀Fe3c（奧氏體晶粒粗大，成分均勻，冷卻速度緩慢）。

二、偽共析組織

亞（過）共析鋼快冷后抑制先共析相的析出，在非共析鋼成分下析出的共析

組織（F+Fe3C）成為偽共析組織。

三、魏氏組織

工業(yè)上將先共析的片（針）狀鐵素體或片（針）狀碳化物加珠光體組織稱魏

氏組織，用W表示。前者稱a-Fe魏氏組織，后者稱碳化物魏氏組織。

1.亞共析鋼

（1）一次魏氏組織F：從奧氏體中直接析出片狀（截面呈針狀）分布的F稱一

次魏

氏組織F。

（2）二次魏氏組織F：從原奧氏體晶界上首先析出網(wǎng)狀F,再從網(wǎng)狀F上長

出的

片狀F稱二次魏氏組織F。如圖3-12所示。

兩者往往連在一起組成一個整體，

人為分為兩種是它們的形成機制不

同。鋼中常見的是二次魏氏組織F。

亞共析鋼魏氏組織F單個是片（針）狀

的，整體分布形態(tài)為⑴羽毛狀；(2)三

角狀；(1)兩者混合型的。

YB31-64規(guī)定亞共析鋼魏氏組織評級標(biāo)準(zhǔn)為0~5共6級。

(3)與上貝氏體的區(qū)別：上貝氏體是成束分布的，Wa組織是彼此分離的，

束與

束交角較大。

2.過共析鋼

(1)一次魏氏組織碳化物：白色針狀，基體珠光體組織。

(2)二次魏氏組織碳化物：網(wǎng)狀碳化物上長出針狀碳化物，基體為珠光體。

3.魏氏組織形成特征

(1)鋼的成分＞0.6%；(2)奧氏體晶粒粗大；(3)冷卻速度適中。

§3-5珠光體的機械性能

珠光體的機械性能取決于⑴層片間距S0；(2)珠光體團尺寸；(3)F亞結(jié)

構(gòu)。

Wa

A

Wa

A

a

一次w二次w

圖3-12魏氏組織示意圖

1.珠光體層片間距S0

so減小，相界面增多，相界面阻礙位錯運動的能力增加，變形抗力提高,

強

度提高；另外SO減小，F(xiàn)e3c變薄，易彎曲和滑移使塑性提高。

2.珠光體團尺寸

珠光體團尺寸與珠光體形成溫度和原奧氏體晶粒尺寸有關(guān)珠光體形成溫

度低和奧氏體晶粒尺寸細(xì)小導(dǎo)致珠光體團尺寸小，單位體積內(nèi)片層排列方

向增

多，應(yīng)力集中可能性降低，導(dǎo)致強度和塑性提高；反之強度和塑性降低。

3.鐵素體亞結(jié)構(gòu)

鐵素體亞結(jié)構(gòu)為位錯，亞結(jié)構(gòu)尺寸越細(xì)，位錯的量越多，受Fe3c阻礙變

形抗力越高，強度越高。

4.粒狀珠光體性能

同一成分鋼，P粒相界面P片少，強度低；塑性好是因為F呈連續(xù)分布，

Fe3C

顆粒分布在F基體上，對位錯阻礙作用小。因此P粒表現(xiàn)出⑴切削加工

性能好；

⑵冷塑性變形性能好；（3）加熱時變形或開裂傾向小。

第四章：馬氏體相變

概述：（1）鋼經(jīng)奧氏體化后快冷，抑制了擴散相變，在較低溫度下發(fā)生無

擴散

相變轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，是熱處理強化的主要手段，對工業(yè)生產(chǎn)有十分重要的

意義;

⑵上個世紀(jì)初把高碳鋼淬火后得到的脆而硬、具有鐵磁性的針狀組織稱

為馬

氏體，六十年代以來現(xiàn)代測試技術(shù)發(fā)展，對馬氏體成分-組織-結(jié)構(gòu)-性能

之間有

了較深刻的認(rèn)識；（3）在除了鋼以外的鐵合金、非鐵合金、陶瓷材料等發(fā)

現(xiàn)了

馬氏體相變；（4）馬氏體相變?nèi)源嬖谝恍┪粗膯栴}（轉(zhuǎn)變機理等）需待研

究。

本章重點：馬氏體相變的主要特點、馬氏體的組織形態(tài)及性能、Ms點定義

及

影響因素。

本章難點：馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征、馬氏體產(chǎn)生異常正方度的原因以及馬

氏體

相變的晶體學(xué)位向關(guān)系。

§4-1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)

馬氏體是C在a-Fe中的過飽和間隙式固溶體。具有體心立方點陣（C%極

低鋼）或體心正方（淬火亞穩(wěn)相）點陣。

一、馬氏體的點陣常數(shù)與C%的關(guān)系

室溫下馬氏體的點陣常數(shù)與C%的關(guān)系由X-ray測得：

c=aO+ap

a=aO-BP

隨C%提高，馬氏體點陣常數(shù)c增大,

a減小，正方度c/a增大，見圖12-1

二、馬氏體的點陣結(jié)構(gòu)及畸變

馬氏體為C在a-Fe中的過飽和固溶體。

C原子處于Fe原子組成的扁八面體間隙中

心，此間隙在短軸方向的半徑為0.19.,碳

原子半徑為0.77.,室溫下C在a-Fe中的

溶解度為0.006%,但鋼中馬氏體的含碳量

遠(yuǎn)遠(yuǎn)此數(shù)。C原子的溶入a-Fe后使體心立

方變成體心正方，并造成a-Fe非對稱畸變，

這個畸變可視為一個強烈應(yīng)力場，C原子

位于此應(yīng)力場中心。

三、新生馬氏體異常正方度

實驗證明，許多鋼新生成的馬氏體（淬

火溫度得到的馬氏體而不是室溫）的正方度

與式（12-1）不符，與式（12-1）比較c/a相當(dāng)?shù)?/p>

稱異常低正方度（Mn鋼）；其點陣是體心正

交的（aWbWc,a、b軸縮短c軸伸長），與

式（12-1）比較c/a相當(dāng)高稱異常高正方度（A1鋼、高Ni鋼）；其點陣是體

心正方

的（a=bWc,a、b軸伸長c軸縮短）。當(dāng)溫度恢復(fù)到室溫，正方度又恢復(fù)到

接近

式（12-1）的正方度。C%增加，正方度偏差增加。

四、C原子在馬氏體點陣中的分布

1.亞點陣概念

并非所有的C原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一

組都構(gòu)成一個八面體，C原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點。由C原子構(gòu)

成

的八面體點陣稱為亞點陣。C軸稱為第三亞點陣；b軸稱為第二亞點陣；

a軸

稱為第三亞點陣。見圖12-3所示。

00.40.81.21.62.0

2.84

2.92

3.04

含碳量，%

點陣常數(shù)，.

c

a

c/a

圖12-1

圖12-2

c/a=l+yP

式中，a=0.116±0.002；0=0.013±0.002；

Y=0.046±0.001；P馬氏體的含碳量(wt.%)；

aO：a-Fe的點陣常數(shù)2.861.。

（12-1）

2.產(chǎn)生異常正方度的原理

若C原子在三個亞點陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時，馬

氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C原子在三個

亞

點陣上分布的幾率必然不相等，表明C原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個亞點

陣

而呈有序分布。

研究表明，C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點陣的。但是C原子全部占據(jù)第三

亞點陣時與式（12-1）的測量結(jié)果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三

亞點

陣，20%C原子分布在另外兩個亞點陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部

分

有序分布（或部分無序分布）的。

因此：具有異常低正方度的新生馬氏體，是因為部分有序分布在第二或第

一亞點陣的C原子增加的結(jié)果，而當(dāng)兩個亞點陣上C原子分布幾率不相等

時，

出現(xiàn)a#b的正交點陣。溫度回升到室溫，C原子重新分布，有序度增加,

正

方度升高。

具有異常高正方度的新生馬氏體，其C原子接近全部占據(jù)第三亞點陣。

但計算表明，即使C原子全部占據(jù)第三亞點陣，馬氏體正方度也不能達(dá)到

實

驗測得的正方度，所以有人認(rèn)為，A1鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元

素的

有序分布有關(guān)。

3.馬氏體異常正方度實驗證明

采用中子流、電子流以及丫-射線等輔照后，馬氏體正方度下降，隨后幾

個

月室溫時效正方度又恢復(fù)（加熱到70℃幾分鐘即可達(dá)到此效果）。這種可逆

變化

是C原子有序-無序轉(zhuǎn)變的有力證明。

4.實驗解釋

輔照使點陣缺陷密度增大，C原子發(fā)生重新分布，部分C原子離開第三

亞點陣偏聚到缺陷處導(dǎo)致正方度降低，時效使點陣缺陷密度下降，C原子

又回

到第三亞點陣上，C原子有序度升高，正方度隨之上升。

第三亞點陣第二亞點陣第一亞點陣

圖12-3

§4-2馬氏體相變的主要特征

一、切變共格和表面浮凸現(xiàn)象

馬氏體形成時，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動，一邊凹陷，一邊凸起，并

牽動奧氏體突出表面?？梢婑R氏體形成是以切變方式實現(xiàn)的，同時以第二

類切

應(yīng)力共格切變，即以慣習(xí)面為中心馬氏體和奧氏體發(fā)生對稱傾動，這種界

面稱

“切變共格”界面。

二、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性

1.鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變無成分變化，僅有晶格改組：Y-Fe（C）fa-Fe（C）。

2.馬氏體轉(zhuǎn)變在相當(dāng)?shù)偷臏囟葍?nèi)進(jìn)行（Fe-Ni合金20~-196℃）,擴散已無

可能，

并且轉(zhuǎn)變速度極快（5X10-6秒完成）。

3.原子協(xié)調(diào)移動，原來相鄰的原子轉(zhuǎn)變后仍相鄰（“軍隊式轉(zhuǎn)變”），相鄰

原子

的移動位移不超過一個原子間距。

二、具有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系和慣習(xí)面

1.K-S關(guān)系：（1.4%碳鋼）

{110}a'〃{口1}Y（密排面平行）;<111>a'〃V110>V（密排方向

平行）。

每一個奧氏體的{111}V面上，馬氏體有6中不同的取向，而（111）Y有

四個，

因此按K-S關(guān)系馬氏體共有24種可能的取向。

2.西山（N）關(guān)系：（Fe-30Ni合金）

{110}az〃{口1}Y（密排面平行）;<110>az〃V211>Y（次密排方

向平行）。

每一個奧氏體{111}Y面上，馬氏體有6中不同取向，而(211)丫有兩個，

因

此按K-S關(guān)系馬氏體共有12種可能的取向；K-S關(guān)系和西山(N)關(guān)系如圖

12-4o

馬氏體按K-S關(guān)系取向為35ol6',按西山(N)關(guān)系取向為30o,取向相差

圖12-4

{111}Y{011}a'

<101><111>a'y<211>Y

<110>a'

<110>Y

<211>Y

30o

35ol6'

111><101>a'

圖12-5

5ol6'(可以證明,見圖12-5)

3.G-T關(guān)系：

精確測量(Fe-0.8%C-22%Ni合金)發(fā)現(xiàn)，K-S關(guān)系為：

{110}a'〃口11}Y差lo；<111>az〃V110>Y差2o。

4.慣習(xí)面及其不變性

C%不同及形成溫度不同，慣習(xí)面也不同，鋼中常見的慣習(xí)面有三種，即：

(111)Y,(225)Y,(259)Yo

(1)含碳量對慣習(xí)面有影響。當(dāng)C%V0.6%時，慣習(xí)面為(1H)Y；0.6%<C%

<1.4%

時，慣習(xí)面為面25)Y；C%>1.4%時，慣習(xí)面為(259)丫；

⑵隨著溫度的降低，慣習(xí)面為(111)Y-(225)y-(259)丫。

(3)慣習(xí)面為無畸變、無轉(zhuǎn)動的平面。

四、馬氏體相變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的

⑴馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫條件下完成的，有開始轉(zhuǎn)變溫度Ms和轉(zhuǎn)變結(jié)

束溫

度Mf；

(2)馬氏體也有等溫條件下形成的，無論降溫還是等溫轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變

具有

不徹底性，有殘余奧氏體剩余，需冷處理使殘余奧氏轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

五、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性

在某些非Fe合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，重新加熱，已形成的馬

氏體通過逆轉(zhuǎn)變機制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，稱為馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變。把馬氏體直

接向

奧氏體的轉(zhuǎn)變稱為逆轉(zhuǎn)變，逆轉(zhuǎn)變的開始溫度為As轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度為Af0

§4-3鋼中馬氏體的主要形態(tài)

一、板條狀馬氏體

常見于低碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板

條組成，稱板條馬氏體。亞結(jié)構(gòu)為位錯，也稱位錯馬氏體。

⑴顯微結(jié)構(gòu)。板條馬氏體的示意圖見圖12-6,一個原奧氏體晶粒內(nèi)可以

有3~5

個馬氏體板條束(圖中A、B、C、D),一個板條束內(nèi)又可以分成幾個平行的

板

條塊(如B區(qū)域)；板條塊間成大角晶界，塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊

界平

行；每個板條塊由若干個板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.5X5.0

X20um。

即：板條單晶一板條塊一板條束一馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著

高

度變形的、非常穩(wěn)定的、厚度約200.的殘余奧氏體。

(2)亞結(jié)構(gòu)。高密度位錯(0.3~0.9X1012

個)，局部也有少量的攣晶

(3)位向關(guān)系。在一個板條束內(nèi)，馬氏體

慣習(xí)面接近{111}V；馬氏體和奧氏體符

合介于K-S關(guān)系和西山(N)關(guān)系之間的

G-T關(guān)系最多；符合K-S關(guān)系和西山(N)

關(guān)系的較少，在一個板條束內(nèi)，存在幾

種位向關(guān)系的原因尚不清楚。

(4)與C%的關(guān)系。馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼:

C%V0.3%時，板條束和板條塊比較清楚；

0.3%VC%V0.5%時，板條束清楚而板條塊不清楚；

0.6%VC%<0.8%時，無法辨認(rèn)板條束和板條塊，板條混雜生長，板條組

織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過渡。

(5)與奧氏體晶粒的關(guān)系。試驗表明，奧氏體晶粒越大，板條束越大，而

一個

原奧氏體晶粒內(nèi)板條束個數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對板條寬度幾乎沒

影

響。(6)與冷卻速度的關(guān)系。冷卻速度越大，板條束和塊寬同時減小，組

織變

細(xì)，因此提高冷卻速度有利于細(xì)化馬氏體晶粒。

二、片狀馬氏體

常見于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-C鋼?？臻g形態(tài)呈凸透鏡片形狀，稱透

鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，

又稱

針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為攣晶，也稱李晶馬氏體。

(1)顯微結(jié)構(gòu)。馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個

原奧

氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制,

因

此馬氏體片的大小不同。

(2)亞結(jié)構(gòu)。攣晶，攣晶的結(jié)合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊——高密

度的

相變李晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。攣晶間距約為50.,一般不擴展

到

馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復(fù)雜的位錯；也有的片狀馬氏體無中脊。

(3)位向關(guān)系。片狀馬氏體慣習(xí)面接近｛225｝Y或｛259｝丫；馬氏體和奧氏

體符合

K-S關(guān)系或西山(N)關(guān)系。

(4)與C%的關(guān)系。片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于

碳

鋼：C/V0.3%時,板條馬氏體；

0.3%<C%<1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；

D

A

B

C

原奧氏體晶界

圖12-6板條馬氏體組織結(jié)構(gòu)示意圖

表明馬氏

體的亞結(jié)

構(gòu)與鋼的

化學(xué)成分

1.0%時VC%時，全部為片狀馬氏體組織。

并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。

合金元素Cr、Mo、Mn>Ni增加形成李晶馬氏體傾向。

⑸與奧氏體晶粒的關(guān)系。奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。

⑹片狀馬氏體存在顯微裂紋。片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時產(chǎn)生的,

先形

成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使

后形

成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體

片不

斷撞擊先形成的馬氏體，由于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時還與

奧氏

體晶界撞擊，產(chǎn)生相當(dāng)大的應(yīng)力場，另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不

能通

過滑移或攣生等變形方式消除應(yīng)力，因此片狀馬氏體出現(xiàn)顯微裂紋。值得

提出

的是：板條馬氏體板條之間夾角很小，基本相互平行，相互撞擊的幾率很

小，

即使偶有撞擊，由于殘余奧氏體的存在可以緩解應(yīng)力，因此，板條馬氏體

沒有

出現(xiàn)顯微裂紋。

三、影響馬氏體形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的因素

影響馬氏體形態(tài)的因素主要是化學(xué)成分和馬氏體形成溫度。

1.化學(xué)成分。片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼:

C%

<0.3%時，板條馬氏體；0.3%VC%V1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混

合

組織；1.0%時VC%時，全部為片狀馬氏體組織。并且隨著C%增加，殘余奧

氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成攣晶馬氏體傾

向。

2.馬氏體形成溫度。隨著馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態(tài)將按下列

順序

轉(zhuǎn)化：板條狀一蝶狀一透鏡片狀一薄板狀；亞結(jié)構(gòu)由位錯轉(zhuǎn)化為攣晶。這

是由

于馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms~Mf溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，對于一定成分奧氏體，可能

有：

Ms點高(C%<0.3%)的鋼：板條狀馬氏體；

Ms點略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體；

Ms點更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺铖R氏體；

Ms點極低的鋼：片狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)楸“鍫铖R氏體。

§4-4馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件

一、相變的驅(qū)動力

△G=Ga'-GYW0

如圖12-7所示，馬氏體相變的驅(qū)動力

Ga'

Gy

G

T1TOT

△G

AT

圖12-7

△G必須小于零，即轉(zhuǎn)變溫度必須低于TO以下，馬氏體轉(zhuǎn)變的開始點Ms

在TO

以下。

二、Ms點定義

l.Ms點定義：奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動

力值

對應(yīng)的溫度稱為Ms點。

對于一定成分的合金，TO一定，Ms越低，則TO-Ms越大，相變所需的驅(qū)

動力

越大。反之，相變所需的驅(qū)動力越小。因此：

△G=AS（TO-Ms）其中，kS為Xi'時的病變。

⑴對于鋼和Fe合金，4G很大，馬氏體快速長大或爆發(fā)式轉(zhuǎn)變；

（2）對于有色合金（如Au-Cd）,4G很小，形成熱彈性馬氏體。

2.As點定義：馬氏體和奧氏體兩相自由能之差達(dá)到逆轉(zhuǎn)變所需的最小驅(qū)動

力值

對應(yīng)的溫度稱為As點。逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動力的大小與TO-As成正比。

3.Md點定義：獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。

4.Ad點定義：獲得形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變的最低溫度。

按上述定義，TO為Md上限溫度（理論溫度）；也是Ad下限溫度（理論溫度）。

對于Co-Ni合金：Md和Ad可以重合，即Md=Ad=T0；

對于Fe-Ni合金：即TO七l/2(Md+Ad)。

形變誘發(fā)馬氏體的解釋：

如圖12-8所示，馬氏體

相變所需的驅(qū)動力為AG,對

應(yīng)相變點為Ms。在T1溫度(T1

>Ms),馬氏體相變的驅(qū)動力

為4G1,達(dá)不到AG,經(jīng)形變

補充的機械驅(qū)動力4G2與化

學(xué)驅(qū)動力AG1疊加，滿足

△