《热处理原理与工艺》 课件 谈淑咏 第0-8章 绪论、固态相变-钢的退火和正火

绪论热处理原理与工艺1、什么是热处理2、为什么要热处理3、我国热处理技术的发展4、热处理工艺的分类5、课程内容绪论热处理定义：把固态金属材料通过一定的加热，保温和冷却以改变其组织和性能的一种工艺。1.什么是热处理绪论合金相图是热处理工艺制定的依据！2.为什么要热处理金属材料铸态冷加工态热加工态铸造缺陷内应力，太硬/太软不易加工，加工硬化可能面临的问题组织缺陷，如过热等热处理可调整金属材料的内部组织结构、消除部分缺陷、优化金属材料性能、充分发掘材料性能潜力绪论热处理区别于其他加工工艺的重要特点：只通过改变工件组织来改变性能，不改变其形状绪论热处理是达到材料使用性能的重要技术与工艺手段！3.我国热处理技术的发展明清时期20世纪50年代绪论我国民间很早就开始运用热处理技术商周时期退火春秋时期固体渗碳2013年南京在一距今两千年左右汉代古墓出土一把宝剑，剑身崭新如初，非常锋利、且能弯曲，具有很好的柔韧性公元前6世纪淬火公元前5世纪白口铁柔化退火淬火技术提升《天工开物》“凡熟铁、钢铁已经炉锤，水火未济，其质未坚。乘其出火之时，入清水淬之，名曰健钢、健铁。言乎未健之时，为钢为铁弱性犹存也”。热处理技术形成完整专业体系重大装备关键零部件热处理：特殊钢及结构钢决定装备主要功能失效导致严重后果定义转动构件分类体现寿命与可靠性疲劳为主要失效形式传动构件主承力构件风力发电机齿轮重大装备关键零部件热处理案例2重大装备关键零部件热处理案例3航空发动机热处理新工艺发展提高效率、做高性能、智能化节能环保钢丝生产的中间热处理工艺：传统：铅浴淬火+酸洗改进环保工艺：水淬火+超声波清洗用含添加剂的水替代铅完成钢丝的索氏体组织转变。用弱酸+超声波完成钢丝表面氧化皮的清洗，替代行业普遍采用的盐酸、硫酸等强酸酸洗，车间没有酸雾。中钢集团全自动智能热处理生产线热处理-绿色制造热处理整体热处理表面热处理退火，正火淬火，回火表面淬火

化学热处理感应淬火火焰淬火渗碳，

渗氮，碳氮共渗、氮碳共渗4、热处理工艺的分类：按工序分预备热处理、最终热处理按目的、要求和工艺方法分激光淬火5、课程内容原理四大相变：A、P、B、M相变特点及产物控制因素工艺四把火：退火、正火、淬火、回火的目的及工艺制订原则其它热处理工艺：固溶+时效、表面热处理、化学热处理、真空热处理第一章固态相变金属固态相变的主要类型热处理原理与工艺1金属固态相变的主要类型2固态相变的主要特点

3固态相变过程第一章固态相变固态相变回忆：什么是相？成分、温度、压力等因素改变时，固态物质内部发生的组织结构变化。

相变前的相状态称为旧相或母相；相变后的相状态称为新相。

研究意义

控制过程→获得预期的组织→得到预期性能

三种基本变化：成分、结构、有序度1.1金属固态相变的主要类型一、分类方法1、按照热力学分一级相变（体积、热量变化），大多数相变如此，几乎所有伴随晶体结构变化的固态相变。二级相变（无体积、热量变化，但热膨胀系数、比热容等变化），例如磁性转变；有序化、超导。§1

金属固态相变的主要类型1.1金属固态相变的主要类型2、按照动力学分

扩散相变：长距离扩散→成分变化，例如A、P相变无扩散相变：原子的运动不超过一个原子间距，例如M相变

B转变：半扩散1.1金属固态相变的主要类型3、按照相变方式形核、长大：新/母相有界面，多数如此无核相变：新/母相无界面，比如调幅分解（结构相同、成分不同）

4、按照平衡状态平衡相变：A、共析P相变不平衡相变：平衡相图不能反映的转变，M、B、伪共析转变1.1金属固态相变的主要类型二、平衡相变1、同素异构转变纯金属在一定的温度和压力下，由一种结构转变为另一种结构的现象2、多型性转变在固溶体中发生的同素异构转变称为多型性转变

γ→F1.1金属固态相变的主要类型高温过饱和固溶体缓慢冷却过程中析出第二相的过程母相不消失母相成分、体积随析出变化两相成分、结构不同例如：F中析出渗碳体3、平衡脱溶沉淀

1.1金属固态相变的主要类型两个新相成分、结构与母相不同恒温、母相、新相成分都是确定的如A→P（F＋Fe3C）4、共析转变

1.1金属固态相变的主要类型

α→α1+α2

单一固溶体冷却分解为两相固溶体新生的固溶体结构与母相相同，但成分不同无明显界面通过上坡扩散，最终使均匀固溶体变为不均匀固溶体。(应力应变梯度引起的，非浓度梯度）5、调幅分解1.1金属固态相变的主要类型固溶体中各组元原子相对位置从无序转变到有序。6、有序化转变

如在Fe-Al合金系平衡图中，铝含量为13.9％～20％Fe-Al合金从700℃以上的无序α相缓冷下来时，发生α→β1（Fe3Al），Fe3Al为有序固溶体，具有体心立方结构。1.1金属固态相变的主要类型三、不平衡转变1、伪共析转变组成相与共析转变相同组成相的相对量随含碳量变化2、M转变不扩散，以一种切变共格的方式实现点阵的

改组成分与母相相同3、块状转变形貌、成分与母相相同（短程扩散使非共格相界面在母相中推移实现）结构与母相不同形貌块状（例如Fe-Al合金）1.1金属固态相变的主要类型4、B转变Fe不扩散，C扩散组织形态多种，与M、P都不一样转变温度在P、M转变之间5、不平衡脱溶（时效）快冷形成过饱和固溶体从中析出的新相与平衡析出相结构、成分不同新相在相图上找不到1.1金属固态相变的主要类型①结构同素异构转变、多型性转变、马氏体转变等只有结构上的变化；②成分调幅分解只有成分上的变化；③有序化程度有序化转变只发生有序化程度的变化；

共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等则兼有结构和成分的变化。类型1.1金属固态相变的主要类型

相变的实质，是相结构、成分或有序化程度发生变化，相变可以兼有上述相变类型的一种或几种。如：马氏体相变是非扩散相变、非平衡相变、无核相变；（新旧相成分相同、结构不相同）

珠光体相变

是扩散相变、平衡相变、有核相变；（新旧相成分不相同、结构不相同）

1.1金属固态相变的主要类型

同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，从而获得不同的组织和性能。共析碳钢

平衡转变：珠光体组织，硬度约为HRC23；

快速冷却：马氏体组织，硬度达HRC60以上。Al-4%Cu合金平衡组织：抗拉强度仅为150MPa;不平衡脱溶沉淀：抗拉强度可达350MPa。s

由此可见，通过改变加热与冷却条件，使之发生某种转变继而获得某种组织，则可在很大程度上改变材料的性能。第一章固态相变固态相变的主要特点热处理原理与工艺1金属固态相变的主要类型2固态相变的主要特点

3固态相变过程第一章固态相变相变阻力大存在一定的位向关系和惯习面非均匀、缺陷处形核新相有特定形状易形成过渡相原子迁移率低（扩散慢）1.2固态相变的主要特点一、相变阻力大1、驱动力：新/旧两相自由能差2、阻力:界面能

+

应变能界面能产生原因：界面有一定厚度和体积；原子错排；结合键受破坏→能量高三种界面类型完全共格：界面原子完全匹配，除孪晶外，少见。半共格：界面能与位错密度、错配度有关，借助弹性畸变保持界面的匹配。非共格：界面能最大1.2固态相变的主要特点1.2固态相变的主要特点应变能产生原因（1）新/旧相比容不同（比容差应变能）（2）界面错配→新/旧相硬匹配（共格应变能）例如：错配度↑→弹性应变能？错配度↑↑→界面类型？弹性应变能？共格界面应变能最大，非共格最小比容差应变能与新相几何形状有关，球形应变能最大，针状居中，片状最小1.2固态相变的主要特点3、影响界面类型的因素比容差、界面能、应变能过冷度大临界晶核小、界面多→为降低界面能→形成共格界面以降低界面能→减少相变阻力为保证应变能最小→片状过冷度小临界晶核大、界面少→非共格界面比容小时，为减少界面→球状比容大时，为降低应变能→片状1.2固态相变的主要特点新相形状与界面能、弹性应变能的关系

盘状：弹性应变能低界面能高球状：弹性应变能高界面能低针状：弹性应变能与界面能介于盘状和球状之间新相几何形状对弹性应变能(相对值)的影响1.2固态相变的主要特点二、新相习惯于在母相的一定晶面上形成惯习面原因：新、旧相原子排列很接近，容易更好地匹配，降低界面能和应变能液态结晶过程没有惯习面用母相的晶面指数表示三、新相晶核与母相之间存在晶体学关系取向关系原因：由于惯习面的存在，必然使共格、半共格界面之间存在取向关系，非共格无此关系特点：两相存在彼此保持平行关系的低指数晶面和晶向1.2固态相变的主要特点四、晶体缺陷处形核形核部位：优先在晶界、相界、空位、位错、层错处形核原因扩散激活能低、速度快，相变应力容易松弛缺陷畸变能补充一部分形核功利用缺陷的界面，减少总界面能成分起伏容易（缺陷是溶质偏聚处）母相中的缺陷也可能强化母相，促使相变阻力增大，如马氏体相变1.2固态相变的主要特点五、易形成过渡相

过渡相：成分、结构或二者均处于新/旧相之间，能量高、热力学不稳定原因：新/旧相成分、结构差异大，相变阻力大，形成过渡相缓解在条件成熟时，过渡相必然转变为平衡相例如：马氏体回火时先形成与M基本保持共格的ε碳化物，最后形成更稳定非共格的渗碳体。应特别指出：温度越低时，固态相变的上述特点越显著六、原子扩散慢第一章固态相变固态相变过程热处理原理与工艺1金属固态相变的主要类型2固态相变的主要特点

3固态相变过程第一章固态相变概论形核+长大1.3固态相变时的形核§3

固态相变过程一、固态相变中的形核1、均匀形核驱动力（体积自由能差），能量来自：母相内部的能量起伏依靠变形等因素引起的内应力提供阻力（界面能、应变能:σS＋EV

)

应变能是固态相变新增加的一项阻力形核条件:系统自由能变化△G<0△G

=－△GvV＋σS＋ԐV新相单位体积弹性应变能1.3固态相变时的形核2、非均匀形核驱动力体积自由能差晶体缺陷和自由表面→释放能量阻力界面能应变能形核条件：△G<0

△G=－△GvV＋σS＋EV-△Gd临界形核能小（与均匀形核相比）在母相内的择优地点上发生的形核过程。1.3固态相变时的形核形核排序自由表面＞相界>晶界＞层错＞位错＞空位＞均匀形核（驱动力非常大时发生）1.4晶核长大二、固态相变中的晶核长大1、新相长大实质：界面向母相方向的迁移迁移过程：界面附近原子调整位置使晶核得以长大的过程相变类型不同→新相长大机制不同界面结构不同→新相长大机制不同例如：两相成分不同→长程扩散→伴随传质过程两相成分相同→短程扩散或无扩散1.4晶核长大（1）半共格界面迁移切变机制大量原子有规则沿某一方向作小于一个原子间距的瞬时移动，并保持原有相邻关系不变→协同型长大、位移式长大、无扩散型相变台阶机制平界面：界面沿法向迁移困难台阶面：可以通过台阶的侧向移动实现界面沿法向推进1.4晶核长大（2）非共格界面迁移原子移动无先后顺序任何位置都可以接受和输出原子微观区域可能存在台阶长大机制扩散相变在许多情况下，新相晶核与母相之间呈非共格界面，界面处原子排列紊乱，形成不规则排列的过渡薄层非共格界面的迁移→非协同型长大、扩散型相变1.4晶核长大三、新相长大速率（扩散相变）1、无成分变化的新相长大例如同素异构、再结晶实质是相界面附近原子短程扩散进行晶格改组，长大速度受界面扩散控制长大速度取决于新/旧相原子相互进入的频率、势垒长大速度公式

△T很小→长大速度随温度降低而增大。

△T很大→长大速度随温度降低而降低，抛物线状规律1.4晶核长大2、有成分变化的新相长大界面附近存在浓度梯度新相内部也存在溶质浓度梯度变化→扩散溶质在新相中长程扩散，长大速度由扩散速度决定的，根据Fick第一定律计算

公式：长大速度与扩散系数、界面处浓度梯度呈正比，与相界平衡时的浓度差呈反比溶质原子由相界扩散到母相一侧远离相界区溶质原子由母相一侧远离相界区扩散到相界1.4固态相变动力学研究新相形成量(体积分数)与时间、温度关系四、固态相变动力学固态相变的速度取决于新相的形核率和晶核长大速度形核、长大速度与温度有关→相变速度与温度有关阿佛瑞米方程(Avrami方程)：形核率和长大速度随时间而变时约翰逊-迈尔方程（Johnson-Mehl方程)：当形核率和长大速度恒定时，恒温转变动力学第二章钢在加热时的奥氏体转变奥氏体形成机理热处理原理与工艺第二章钢在加热时的奥氏体转变1、奥氏体形成机理3、奥氏体晶粒长大及控制2、奥氏体的形成动力学2.1奥氏体的形成§1奥氏体形成机理一、奥氏体的基本性质C溶于γ-Fe形成的固溶体，面心立方结构碳所处的可能位置：fcc八面体中心或棱边中点溶解度：最大理论值wc%=2.11%碳原子分布不均匀，在A中有浓度起伏形貌：等轴状、有孪晶合金奥氏体2.1奥氏体的形成二、奥氏体的性能力学性能塑性好、强度低。（滑移系多）冷、热加工成形的工程意义？物理性能顺磁性。材料应用？比容小（比体积小于铁素体、马氏体）。热处理应该考虑的问题？热膨胀系数大。可以用于热敏功能材料。导热性能差，加热应注意。加热速度？化学性能

抗腐蚀；耐热。2.1奥氏体的形成三、奥氏体的形成机理有核相变，包括形核和长大两个基本过程相变温度（临界点）平衡相变点：A1(PSK)、A3(GS)、Acm(ES)实际加热时的相变点：Ac1、Ac3、Accm实际冷却时的相变点：Ar1、Ar3、Arcm形成条件Ac1、Ac3、Accm以上，有一定的过热度过热度大，容易形成实际相变温度与加热速度有关，不是固定值，加热速度越快，Ac1、Ac3、Accm越高。2.1奥氏体形成的机理四、珠光体类组织向奥氏体的转变过程形核→长大→

残余碳化物溶解→

A的成分均匀化珠光体类组织球化体（球状P=F+球状碳化物）片状P2.1奥氏体形成的机理1、形核球化体优先在晶界的F/碳化物界面上形成其次在晶内的F/碳化物界面上形成片状P优先在P团的界面上形成其次在F/碳化物界面上形成相界形核原因碳浓度起伏，如F

中高浓度区有利于向A转变结构起伏→晶体结构改组容易能量起伏→杂质、晶体缺陷多→形核→降低界面能、应变能2.1奥氏体形成的机理2.1奥氏体形成的机理2、长大球化体

奥氏体包围碳化物，使碳化物与F分开，奥氏体形成F/A和C/A两个界面，双向推进长大。片状P垂直片方向（在A、F中存在碳浓度差，引起碳在以上两相中的扩散。为维持相界碳浓度的平衡，原始组织F和碳化物相就会

不断溶解）。平行片方向（体扩散+界面扩散）C既可以在奥氏体晶粒中进行，也可以沿γ/α相界面进行→沿γ/α相界面扩散时路程短，是主要扩散路径→界面迁移快→平行方向长大速度快C%dCdx①奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡，产生γ/Fe3C和r/α两个相界面。②Cr-k>Cr-a，浓度差dC=Cr-k-Cr-α将在奥氏体内产生扩散。2.1奥氏体形成的机理∆Cr↔k∆Cr↔αdCdxCr-α↑→Cr-α’；

Cr-k↓→Cr-k

’相界面上的平衡浓度被打破③为了恢复并维持相界面上的平衡浓度α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓→Cr-aFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大，Cr-k

’↑一Cr-k2.1奥氏体形成的机理2.1奥氏体形成的机理2.1奥氏体形成的机理3、残余碳化物的溶解实验证实F先溶解F先溶解的原因晶体结构碳浓度差异4、奥氏体成分均匀化2.1奥氏体形成的机理其它钢的奥氏体转变：亚共析钢：P转变为A后，F再转变过共析钢：P转变为A后，Fe3C再转变低合金钢：P转变与碳钢过程、机理相同，但进程比较慢，相变温度高，时间长。2.1奥氏体形成的机理二、马氏体向奥氏体的转变工程意义：返修；铸造、锻造等连续冷却组织相变点以上加热：同时形成针状和球状两种A形成球状A是主流；针状A是初始阶段的过渡组织，随后会转变为球状或合并为粗晶粒（组织遗传）2.1奥氏体形成的机理1、针状A形核：板条之间有碳化物→优先在界面形核板条之间无碳化物→在板条之间形核加热温度：在Ac1、Ac3附近不出现加热速度：快速或慢速加热容易出现组织遗传：针状A与原M板条有位向关系，粗大组织遗传保留；P原始组织一般没有。2.1奥氏体形成的机理2、球状A形核板条之间原A晶界上加热速度：适中时出现无组织遗传：与P向A转变相似第二章钢在加热时的奥氏体转变奥氏体的形成动力学热处理原理与工艺第二章钢在加热时的奥氏体转变1、奥氏体形成机理3、奥氏体晶粒长大及控制2、奥氏体的形成动力学奥氏体既可以在等温条件下形成，也可在连续加热条件下形成奥氏体形成速度取决于形核率和长大速度，最主要的影响因素是温度和时间2.2奥氏体的形成动力学§2奥氏体的形成动力学一、奥氏体等温加热形成动力学常用研究方法：金相法、膨胀法、热分析法等金相法测定：加热A+P→快冷使高温组织固定→冷却后A转变为M，未转变的P不变奥氏体等温加热形成动力学图特点温度越高，孕育期越短中期转变速度快，S形温度越高，奥氏体形成速率越快残余碳化物溶解及奥氏体均匀化时间长2.6小结及作业共析钢TTA图2.2奥氏体形成动力学

单条奥氏体等温形成动力学曲线信息少→将不同温度下奥氏体等温形成过程综合表示在一张图中，得到奥氏体等温转变的时间-温度-奥氏体化图，又称奥氏体等温形成动力学图（TTA图）45钢800℃等温10s时，是否发生了奥氏体化?2.2奥氏体形成动力学45钢在900℃等温3h后，奥氏体化过程是否已经完成？2.6小结及作业2.2奥氏体形成动力学0.47C-0.27Si-0.90Mn-1.10Cr钢的等温TTA图相较于碳钢而言，合金钢的奥氏体化过程需要更高的温度和更长的时间2.2奥氏体的形成动力学二、奥氏体连续加热形成动力学奥氏体连续加热形成动力学图建立温度~时间坐标，标出不同的加热速度曲线每一种加热速度取若干个试样，分别加热到不同温度淬火，测定奥氏体转变时对应的温度、时间特点：加热速度越快，温度升高，相变温度升高加热速度快，孕育期减少加热速度快，晶粒细化成分不均匀加热速度对奥氏体转变的影响示意图2.2奥氏体的形成动力学连续加热TTA图2.2奥氏体的形成动力学三、影响奥氏体形成速率的因素主要是加热温度、钢的成分和原始组织状态等加热温度：T↑→A化速度↑加热速度

：V↑→转变温度↑，转变时间↓钢的成分含碳量

亚共析钢C%↑→界面多、扩散系数增大→转变快过共析钢C%↑→碳化物多→转变慢合金元素改变相变点；影响扩散系数碳化物稳定性好，奥氏体形成速度慢合金元素自扩散慢，奥氏体形成速度慢原始组织

P

片间距小→相界面多→A化速度↑球状P→A化速度↓第二章钢在加热时的奥氏体转变奥氏体晶粒长大及控制热处理原理与工艺第二章钢在加热时的奥氏体转变1、奥氏体形成机理3、奥氏体晶粒长大及控制2、奥氏体的形成动力学2.3奥氏体晶粒长大及控制§3奥氏体晶粒长大及控制

一、晶粒与材料性能的关系Hall-Petch公式：

韧脆转变温度

细晶→高强度、高韧性实际晶粒大小取决于冷却前奥氏体晶粒大小钢的韧脆转变温度也与晶粒大小有关：2.3奥氏体晶粒长大及控制二、奥氏体晶粒度晶粒度是晶粒大小的度量评定方法晶粒度级别N=2G-1测定尺寸对比评级照片截距法：单位长度上与晶粒相交的数目2.3奥氏体晶粒长大及控制2.3奥氏体晶粒长大及控制2.3奥氏体晶粒长大及控制

起始晶粒度刚刚全部转变为奥氏体时的晶粒度。

实际晶粒度在某一具体的加热条件下所得到的奥氏体晶粒度。本质晶粒度用以表明奥氏体晶粒长大倾向的晶粒度称为本质晶粒度。将钢加热到930℃±10℃，保温3h，冷却后测得的晶粒大小与脱氧剂、合金元素有关三、奥氏体晶粒长大原理2.3奥氏体晶粒长大及控制长大方式：通过界面迁移进行，即大晶粒吞并小晶粒或弯曲晶界平直化晶粒长大的结果是总的晶界面积减小，是自发的过程，但不会无限长大2.3奥氏体晶粒长大及控制四、影响奥氏体晶粒长大的因素加热温度、时间高温、长时间，晶粒长大，晶界平直在某温度下，长大到一定尺寸→停止加热速度：快速短时，细化晶粒。随炉升温；到温入炉；高温入炉晶粒大小？第二相颗粒：实验结果及近似处理→足够细、数量足够多→阻碍A长大冶炼方法合金元素加热条件2.3奥氏体晶粒长大及控制五、晶粒的控制及生产应用1、利用Al脱氧、AlN颗粒细化2、加细化晶粒合金元素HSLA钢强化（V、Ti、Nb）3、快速加热4、重结晶细化（正火）

尽量控制奥氏体晶粒长大，确保获得细小的奥氏体晶粒2.3钢的加热缺陷六、钢的加热缺陷1、欠热：温度低、时间短

措施：重新加热2、过热：温度高，粗晶粒

措施：重新加热，防止组织遗传3、过烧：温度太高，晶界氧化、熔化报废

导致奥氏体化不充分、第二相溶解不充分、缺陷组织（偏析、铁素体或魏氏组织、网状碳化物）不能消除、淬火不足等。过热可以重新退火或正火来补救，而过烧无法补救2.3钢的加热缺陷4、氧化：尺寸、表面变化；性能恶化与脱碳现象伴生措施：保护气氛；盐浴；真空加热5、脱碳：性能恶化（硬度、强度、耐磨性、疲劳强度等下降）脱碳速度大于氧化速度措施：保护气氛；盐浴；真空加热6、变形：尺寸变化或开裂

措施：控制加热速度，分段预热廊坊光华热处理第三章钢的过冷奥氏体转变过冷奥氏体的等温转变热处理原理与工艺第三章钢的过冷奥氏体转变钢在冷却时发生的组织转变既可以在某一恒定温度下进行，也可以在连续降温过程中进行。93当奥氏体冷却至Ar1

以下时，在热力学上不稳定，但并不立即转变为其它组织→过冷奥氏体过冷奥氏体满足一定的时间（孕育期）或温度条件（过冷度）才发生转变

1过冷奥氏体的等温转变2过冷奥氏体的连续转变3过冷奥氏体转变图的比较和应用3.1过冷奥氏体的等温转变一、IT图（TTT图、C曲线）概述孕育期临界冷却速度碳钢过冷奥氏体的冷却组织：

P、B、M其它钢种§1过冷奥氏体的等温转变MsMf3.1过冷奥氏体的等温转变共析碳钢C

曲线Mf高温中温低温95二、IT图的建立采用金相法、膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法和X射线法等1、金相法原理奥氏体化后某温度等温冷却停留不同时间t1、t2……随即淬火固定已经转变的组织，未转变即淬成M金相观察找对应转变开始和结束的时间把两个时间标在温度-时间坐标图上特点：准确、直观；不连续、繁琐3.1过冷奥氏体的等温转变3.1过冷奥氏体的等温转变2、膨胀法特点：高效、可测先共析相；不直观3.1过冷奥氏体的等温转变原理测量过冷奥氏体在不同温度等温时比体积的变化来确定过冷奥氏体等温转变的起止时间。3、磁性法原理A顺磁→P、F(A2以下)、M、B铁磁特点高效高于200℃不能测先共析渗碳体析出线（居里点200℃）不能区分F与P3.1过冷奥氏体的等温转变其它方法：热分析方法；电阻法；X-射线衍射法等3.1过冷奥氏体的等温转变三、影响IT图的因素1、钢的成分（1）碳亚共析钢→C%↑→右移过共析钢→C%↑→左移共析钢→最稳定非共析钢有先共析转变线主要有钢的成分、奥氏体化条件、塑性变形等3.1过冷奥氏体的等温转变

具有先共析线的C曲线

a)亚共析钢

b)过共析钢3.1过冷奥氏体的等温转变（2）合金元素Co：C曲线→左；形状不变Ni：C曲线→右；形状不变，鼻子向下Mn：与Ni相似，可以代NiCr：C曲线→形状改变；右；

推迟B作用大，3%以上→两个曲线分离Mo：强烈阻止P；对B影响不大W：与Mo相似Ni增加Cr增加3.1过冷奥氏体的等温转变合金元素的综合作用：多元足量→右移显著或改变C曲线形状使C曲线向左或向右移使C曲线P、B线分开3.1过冷奥氏体的等温转变2、奥氏体化条件温度高、时间长→右移有第二相存在→左移对B线影响小3、塑性变形

在A稳定和亚稳定区域→塑性变形→C、Fe扩散快→P线左移高温区的A稳定区→塑性变形→A晶粒破碎→B线右移低温区的A亚稳定区→塑性变形→大量位错→B线左移3.1过冷奥氏体的等温转变四、IT图的基本类型一个C曲线（P、B区以鼻温度为界）P、B线分开，B的孕育期短（Cr、W、Mo、V钢）只有贝氏体C曲线（Ni、Ni-Mo）P、B线分开，P孕育期短（Cr12MoV）只有珠光体C曲线（3Cr13、Cr12）P、B被抑制、Ms小于室温→A钢只有碳化物析出线3.1过冷奥氏体的等温转变3.1过冷奥氏体的等温转变第三章钢的过冷奥氏体转变过冷奥氏体的连续冷却转变热处理原理与工艺第三章钢的过冷奥氏体转变109

1过冷奥氏体的等温转变2过冷奥氏体的连续转变3过冷奥氏体转变图的比较和应用一、CT图（CCT图）概述特征曲线开始结束中止2个临界冷却速度上临界冷却速率Vc，淬火临界冷却速率

下临界冷却速率Vc1混合型组织；不均匀Vc13.2过冷奥氏体的连续转变§2

过冷奥氏体的连续冷却转变3.2过冷奥氏体的连续转变二、CT图的建立常用方法有金相-硬度法、端淬法、膨胀法以及利用IT图作图和计算法等。1、金相法+硬度法奥氏体化后以一定的冷却速度V1冷却到不同温度后立即淬火（T1、T2……），固定此时的转变组织金相观察：未转变即淬成M，由此确定转变开始点和结束点作图连接相同性质的点3.2过冷奥氏体的连续转变2、端淬法标样→奥氏体化后喷水冷却→测量各点冷却速度→绘冷却曲线试样→测以上各点不同冷却时间的组织转变情况（先喷水冷却τ1，然后整体冷却→金相观察是否转变，如转变，把特征点标在对应的冷却曲线上）其它试样重复上述试验绘图3.2过冷奥氏体的连续转变3、膨胀法

奥氏体化→测量不同冷却介质下膨胀曲线→转变开始点、结束点→图3.2过冷奥氏体的连续转变三、CT图的分析共析钢连续冷却无B转变临界冷却速度的意义判断不同冷却速度下的组织转变亚、过共析钢有先共析相转变线亚共析钢有B区；过共析钢没有B区Ms点不是水平线CT图有6种类型（试验条件对其有影响），测量复杂过共析钢的CCT图向上曲折3.2过冷奥氏体的连续转变亚共析钢的CT图向下曲折3.2过冷奥氏体的连续转变第三章钢的过冷奥氏体转变过冷奥氏体转变图的比较和应用热处理原理与工艺第三章钢的过冷奥氏体转变118

1过冷奥氏体的等温转变2过冷奥氏体的连续转变3过冷奥氏体转变图的比较和应用3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用§3过冷奥氏体转变图的比较和应用

一、

IT图与CT图比较CT图位于IT图（C曲线）下方→连续冷却孕育期长连续冷却是无限多等温过程组成的，高温区短暂等温的孕育作用不如低温形状相当于C曲线上半部分共析碳钢的IT图与CT图比较A1

A温度/℃800700600500400300200100140℃/s5℃/sMsMf35℃/s350℃/sMM+PP时间1248153012481530124sminh3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用二、应用1、确定临界冷却速度(Vc)等温冷却

连续冷却（修正）

临界冷却速度Vc3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用2、分析转变产物、预测性能利用IT图近似地推测连续冷却条件下，奥氏体的转变过程、转变产物及其相应的性能。50CrVA的IT图50CrVA的CT图3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用

普通退火

等温退火→温度、时间

分级淬火（停留温度、时间）等温淬火3、制订工艺规程3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用

4、改型CT图的使用MBFP3.3过冷奥氏体转变图的比较和应用

BM第四章珠光体转变珠光体的组织形貌热处理原理与工艺第四章珠光体转变单相奥氏体同时转变为铁素体和渗碳体两相混合组织(P)的过程发生珠光体相变的热处理工艺→退火或正火

1珠光体组织形貌

2珠光体转变机理3珠光体的力学性能

4珠光体转变热力学与转变动力学

5

奥氏体析出的碳（氮）化物和相间沉淀4.1珠光体组织形貌§1珠光体的组织形貌一、片状珠光体

形成温度(℃)片层间距S0(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~2003.8本章小结4.1珠光体组织形貌珠光体P索氏体S托氏体T4.1珠光体组织形貌

1、P团、P领域片层方向大致相同的区域、团球区域，受奥氏体晶粒影响，对性能影响不大2、片间距S0F+Fe3C厚度之和与△T有关，经验公式：原奥氏体晶粒大小对其没有太大影响4、相变驱动力用于形成界面

3.8本章小结4.1珠光体组织形貌球化退火组织（T10，500×）二、球状(粒状)珠光体

Ac1附近长时保温获得或奥氏体化不充分，保留部分碳化物颗粒，冷却时直接形成当碳含量相同时，球状珠光体的硬度会明显小于片状珠光体，因此生产中常获得球状珠光体来改善材料的切削性能

第四章珠光体转变珠光体转变机理热处理原理与工艺第四章珠光体转变

1珠光体组织形貌

2珠光体转变机理3珠光体的力学性能

4珠光体转变热力学与转变动力学

5

奥氏体析出的碳（氮）化物和相间沉淀4.2珠光体转变机理§2珠光体转变机理一、珠光体的形成机制1、驱动力：珠光体与奥氏体的自由能差碳含量：0.77%0.02%6.69%空间点阵：面心立方体心立方复杂斜方可见珠光体形成有两个过程：

成分改变：碳原子扩散点阵改组：铁原子自扩散4.2珠光体转变机理2、转变过程：形核、长大。3、形核：共析钢：奥氏体晶界上非共析钢：先共析相相界上片状珠光体形成：平衡不断破坏和重建4.2珠光体转变机理珠光体形成过程示意图4.2珠光体转变机理4、长大：纵向；横向4.2珠光体转变机理球状珠光体的形成:片状渗碳体溶断当奥氏体化不充分时，也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，直接形成球状珠光体。渗碳体片存在亚晶界等内部缺陷,将在Fe3C内产生一界面张力，从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽。4.2珠光体转变机理5、领先相共析钢F、

Fe3C均可以成为领先相亚共析钢→F领先过共析钢→Fe3C领先相4.2珠光体转变机理-先共析转变二、亚（过）共析钢的先共析转变和珠光体转变在亚共析钢中：先共析铁素体的析出也是一个形核和长大的过程，并受碳在奥氏体中的扩散所控制块状铁素体与珠光体网状铁素体与珠光体片状铁素体与珠光体4.2珠光体转变机理-先共析转变过共析钢：网状渗碳体与珠光体针状渗碳体与珠光体先共析渗碳体的组织形态可以是粒状、网状、针状4.2珠光体转变机理-先共析转变三、魏氏组织魏氏铁素体、魏氏渗碳体4.2珠光体转变机理-魏氏组织奥氏体晶粒度为0-1级的粗晶粒

奥氏体晶粒度为7-8级的细晶粒4.2珠光体转变机理-伪共析和离异共析四、伪共析和离异共析析出的先共析相的量取决于奥氏体的碳含量和冷却速率

在热处理生产中，为了提高低碳钢板的强度（珠光体类组织），可采用热轧后立即水冷或喷雾冷却的方法减少先共析铁素体量，增加珠光体量。喷雾第四章珠光体转变珠光体的力学性能热处理原理与工艺第四章珠光体转变

1珠光体组织形貌

2珠光体转变机理

3珠光体的力学性能

4珠光体转变热力学与转变动力学

5

奥氏体析出的碳（氮）化物和相间沉淀4.3珠光体的性能§3珠光体的力学性能1、片状珠光体的力学性能片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S。

片层间距越小→强度、硬度越高、塑性、韧性越好

共析钢片状珠光体：珠光体的硬度主要取决于渗碳体的形态和分布C%↑→强度、硬度↑，韧脆转化温度↑适合切削加工，连续冷却组织不均匀会影响切削性能片间距小提高塑性的原因Fe3C很薄时，在外力的作用下可以滑移产生塑性变形，也可产生弯曲，使塑性升高。应用：派登处理（铅浴处理）将高碳钢丝经铅浴等温处理得到片间距极小的索氏体，然后利用薄渗碳体片可以弯曲和产生塑性变形的特性进行深度冷拔以增加F片内的位错，而使强度显著提高。4.3珠光体的性能4.3珠光体的性能0.84C-0.29Mn钢经不同温度等温处理后的组织和硬度等温温度/℃组织硬度/HB720-680珠光体170-250680-600索氏体250-320600-550屈氏体320-400550-400上贝氏体400-460400-240下贝氏体460-560240-室温马氏体580-6504.3珠光体的性能2、球状珠光体的力学性能硬度、强度<片状P塑性、韧性>片状P韧脆转化温度<片状P疲劳强度>片状P形态：细、圆、均匀好适合低、中碳钢冷挤压、冷拔、冷镦适合高碳钢切削4.3珠光体的性能球状珠光体的强度和硬度主要取决于铁素体晶粒的尺寸以及渗碳体颗粒的大小与分布4.3珠光体的性能3、亚（过）共析钢的力学性能第四章珠光体转变珠光体的力学性能热处理原理与工艺第四章珠光体转变

1珠光体组织形貌

2珠光体转变机理

3珠光体的力学性能

4珠光体转变热力学与转变动力学

5

奥氏体析出的碳（氮）化物和相间沉淀4.4珠光体转变热力学与动力学

§4珠光体转变热力学与动力学一、珠光体转变热力学驱动力：珠光体与奥氏体的自由能差T2：铁素体和渗碳体的自由能-成分曲线的公切线位置最低→P

T1：驱动力为0→三相平衡4.4珠光体转变热力学与动力学二、珠光体转变动力学取决于晶核的形核率及晶体的长大速率共析钢中珠光体转变的形核率、线长大速率与过冷度的关系

共析钢在680℃时珠光体转变形核率与等温时间的关系三、影响珠光体转变的因素1、成分：

碳亚共析钢：C%↑→铁素体形核率↓；相变驱动力ΔGγ-α↓→F形成困难→P形成慢→C曲线右移过共析钢：C%↑→Fe3C形成容易→P形成快→C曲线左移共析钢：P形成最慢（C曲线最右）4.4影响珠光体转变的因素影响形核率和长大速率的因素都影响珠光体转变动力学。主要包括化学成分、原始组织、奥氏体组织状态、加热温度、保温时间等合金元素：溶入奥氏体中，除Co、<3%Ni外，其它→慢未熔碳化物→促进原因改变C的扩散速度改变γ→α同素异构转变的速率合金元素再分配（F、Fe3C中）改变共析转变点影响珠光体的形核率及长大速率改变界面的表面能自身扩散慢4.4影响珠光体转变的因素2、奥氏体组织状态：奥氏体晶粒大小、成分均匀性以及奥氏体中的过剩相均影响珠光体转变

奥氏体细→珠光体形成快

未溶铁素体、渗碳体、杂质→促进3、原始组织4、加热温度和保温时间5、应力状态奥氏体处于拉应力→促进转变奥氏体处于压应力→反之6、塑性变形4.4影响珠光体转变的因素4.5奥氏体中析出的碳（氮）化物和相间沉淀§5奥氏体中析出的碳（氮）化物和相间沉淀40MnV钢中铁素体内析出的VC颗粒合金钢奥氏体在缓冷过程中可能析出一些合金碳（氮）化物，进而对奥氏体晶粒长大、先共析铁素体的析出以及最终力学性能产生影响

0.02C-0.032Nb钢中的NbC相间析出铁素体中相间析出的VC颗粒相间析出的碳（氮）化物细小、弥散，可以阻碍位错滑移，显著提高钢的屈服强度→亚共析钢+碳化物形成元素→析出强化→广泛用于控制轧制生产高强度微合金化钢第五章贝氏体转变贝氏体的组织形态及亚结构热处理原理与工艺第五章贝氏体转变中温转变→产物多样非平衡转变，淬火组织Fe、合金元素不扩散，C扩散特点介于P、M转变铁素体、碳化物组成的复相组织（有时有少量残余奥氏体）等温或连续冷却形成1贝氏体的组织形态及亚结构2贝氏体的力学性能3贝氏体转变机理5.1贝氏体的定义和组织形貌§1

贝氏体的定义和组织形貌一、贝氏体的定义

钢奥氏体化后，过冷到珠光体转变温度区域与MS之间的中温区等温，或连续冷却通过中温区时形成的组织5.1贝氏体的定义和组织形貌三、贝氏体的组织形貌1、上贝氏体形成温度：中、高温区形成：奥氏体晶界形核，向晶内长大形态：金相→羽毛状电镜→板条之间+碳化物，板条成束、大致平行温度降低、C%增加→铁素体变薄铁素体尺寸大小→影响强度、韧性二、贝氏体的分类上贝氏体、下贝氏体、无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、反常贝氏体、柱状贝氏体等5.1贝氏体的组织形貌1.

贝氏体的组织形态及亚结构2、下贝氏体形态F+碳化物+有时残余AF金相：低碳→板条；高碳→针状；中碳→混合

电镜：F内有方向性分布的碳化物表面有浮凸亚结构→F中有大量位错C%过饱和度大于B上5.1贝氏体的组织形态及亚结构中碳钢下贝氏体高碳钢下贝氏体5.1贝氏体的组织形态及亚结构1.

贝氏体的组织形态及亚结构3、无碳化物贝氏体形成温度→B区最上部形态→宽板条F+富碳A（冷却后→转变M或P或B），不单独存在亚结构→位错；有浮凸成分→低、中碳或Si、Al%高的材料5.1贝氏体的组织形态及亚结构无碳化物贝氏体组织，×100030CrMnSiA钢，450℃等温20s1.

贝氏体的组织形态及亚结构4、粒状贝氏体形成温度→接近Bs，高于B上转变温度形态板条F+富碳岛状A冷却转变：富碳岛状A→M+AR、P等有浮凸；F中有亚单元5.1贝氏体的组织形态及亚结构中碳合金钢小岛比较细小，分布也比较密集，大多数小岛呈小黑点；低碳合金钢小岛比较粗大，有些呈长条形。通常沿奥氏体晶界也分布着许多M/A小岛，即使在等温转变后期组织中仍可明显显示出原奥氏体晶界1.

贝氏体的组织形态及亚结构5、反常贝氏体成分：过共析形成：Bs以上，先共析Fe3C

形成→A贫碳→B上寄生在渗碳体上形成领先相为渗碳体，而非F故得名原因→冷却速度慢5.1贝氏体的组织形态及亚结构1.

贝氏体的组织形态及亚结构6、柱状贝氏体形成温度→低温区或高压时形态→F放射状，其上分布碳化物无浮凸5.1贝氏体的组织形态及亚结构贝氏体的形貌复杂，化学成分和热处理工艺稍有不同，贝氏体的形貌就会出现较大区别

!第五章贝氏体转变贝氏体的力学性能热处理原理与工艺第五章贝氏体转变1贝氏体的组织形态及亚结构2贝氏体的力学性能3贝氏体转变机理同一强度级别下，B的韧性大于M通常B以混合类型存在贝氏体性能与其形态、尺寸、分布、亚结构有关5.2贝氏体的力学性能一、影响贝氏体力学性能的因素碳元素的固溶强化贝氏体铁素体中的位错密度碳化物的形态、尺寸与分布贝氏体铁素体的晶粒尺寸§2贝氏体的力学性能5.2贝氏体的力学性能下贝氏体强度高，因为：F板条细位错密度高碳化物弥散C的过饱和度大与一般铁素体相比，无碳B、B上和B下的铁素体的位错密度都比较高，其中B下中铁素体的位错密度最大，因此强化效果最明显。低、中碳合金结构钢经等温淬火后的机械性能0.12C-1.1Ni-0.5Mo-0.03V30CrMnSiA5.2贝氏体的力学性能在硬度相同条件下，B下的冲击韧度比其它工艺好，但韧脆转化温度高例如：淬火+回火→回火脆性B下+M复合组织优于单一组织5.2贝氏体的力学性能结论：B下强韧性好B上无工程使用价值通过控制等温淬火工艺获得B下+M复合组织，其强韧性最佳；同时可以降低冷脆转化温度（B下的形成→分割→A晶粒→M细化）177细化渗碳体后也可以使贝氏体板条尺寸得到一定程度的细化滚动接触疲劳寿命得到极大提高5.2贝氏体组织的应用在热处理中的应用：通过等温淬火的方法获得贝氏体组织，特别是下贝氏体组织，以赋予零件优良的力学性能在金属材料中的应用：高性能贝氏体钢178二、贝氏体组织的应用5.2贝氏体组织的应用在一个相当宽的冷速范围能得到以贝氏体为主的组织→添加Mo和B在保证提高强度的同时，使钢具有良好的韧性，尤其是具有低的韧脆转变温度→

加Ni具有良好的焊接性和成形性→低碳、中低合金钢价格低廉→低碳或超低碳+多元合金179开发贝氏体钢应符合以下原则：我国已成功开发出不同强度等级的系列贝氏体钢，比如运输石油、天然气的管线钢X80、X100等我国自主开发的，具有自主知识产权的中温转变组织超细化TMCP+RPC工艺控制技术的应用，使我国贝氏体钢的研制开发达到了世界先进水平第五章贝氏体转变贝氏体转变机理热处理原理与工艺第五章贝氏体转变1贝氏体的组织形态及亚结构2贝氏体的力学性能3贝氏体转变机理贝氏体转变机制包括贝氏体转变的领先相、贝氏体铁素体的形核与长大、碳化物的析出位置等方面5.3贝氏体转变机理§3贝氏体转变机理一、切变机理碳有扩散能力F共格长大同时，伴有碳化物析出，贝氏体转变速度受C扩散过程控制F生长是不连续的，条片中的亚单元不断诱发形核、长大，F长大速度受碳扩散控制除反常贝氏体外，奥氏体向贝氏体转变时的领先相均为铁素体贝氏体铁素体的形核与长大机制主要有切变机制和台阶-扩散机制无碳B5.3贝氏体转变机理1、Hehemann模型贝氏体的转变分几个阶段：碳的再分配、贝氏体铁素体的形成及碳的扩散与碳化物的析出。a、c:Fe-Cr-C钢的B；b:Fe-C-Si-Mn钢的B2、Bhadeshia模型5.3贝氏体转变机理贝氏体铁素体是由尺寸更小的铁素体亚片条、亚单元和超亚单元组成；贝氏体的形成经历了两个过程，即亚单元的重复形核、长大及碳化物的析出5.3贝氏体转变机理关于F中的亚单元现象B中的F板条内都有亚单元组成先形成的亚单元诱发新的亚单元，不是连续生长以切变共格方式长大，速度快，但F板条长大受碳扩散影响，速度慢5.3贝氏体转变机理切变理论的不足:无法解释上、下贝氏体具有不同的动力学曲线和转变激活能无法解释B上中F内的浮凸与M的不同B中无孪晶碳化物析出形态与M不同（人字型）5.3贝氏体转变机理F按照台阶方式长大，受C在A中扩散控制实验证实B上是此机理，但B下不是核心思想为：贝氏体是非层状共析产物，在贝氏体相变过程包括了铁和置换式原子及碳原子的扩散过程。二、贝氏体转变的台阶-扩散理论等温时间延长→B量增多等温温度下降→B中的F变细B的切变不完全等同于M的切变，B的转变同时具有扩散性质5.2贝氏体组织的应用5.3贝氏体转变动力学三、贝氏体转变的动力学1、

贝氏体等温转变动力学C曲线存在“鼻子”温度与P的C曲线可部分重叠，也可以彼此分离在一个温度区间完成Bf可以低于Ms5.3贝氏体转变动力学2、

贝氏体连续转变动力学连续冷却时的贝氏体转变是在一个温度范围内发生的，该温度范围主要受冷却速率和化学成分影响转变开始温度通常会随冷却速率的减慢而升高，最终升高到Bs温度后保持不变5.4贝氏体转变机理

1、化学成分C%↑→B转变慢除Co、Al，其它合金→B转变慢，贝氏体转变曲线右移四、影响贝氏体转变的因素5.3贝氏体转变动力学主要包括化学成分、原始组织、工艺条件等5.4贝氏体转变机理2、原始组织A晶粒尺寸越大、化学成分越均匀→转变慢A晶粒大小对B上形成速率影响较大，对B下影响较小5.3贝氏体转变机理-影响贝氏体转变的因素5.4贝氏体转变机理3、工艺条件加热工艺:加热温度越高，保温时间越长→转变慢冷却工艺过冷奥氏体在不同温度等温停留拉应力→形核加速塑性变形外加磁场5.3贝氏体转变机理-影响贝氏体转变的因素1.碳化物析出→加速B形成2.低温区B形成慢；B%↓3.加速后续B的转变5.3贝氏体转变机理-影响贝氏体转变的因素低碳贝氏体钢的工艺技术低碳贝氏体钢的控轧工艺思考模具钢的热处理实例分析5CrMnMo热锻模贝氏体等温强韧化处理原工艺：淬火采用850℃保温8.5h，预冷至800℃，然后油冷至200℃左右空冷。回火采用470℃保温9h，硬度45~46HRC，心部为上贝氏体，寿命不高。改进工艺：淬火采用油冷至150~200℃后，立即转入300℃左右等温4h，获得马氏体、下贝氏体和残余奥氏体。由于热锻模受冲击作用，需要有较好的冲击韧性，故需高温回火，采用470℃保温9h，最终硬度为46～48HRC。第六章钢的马氏体转变马氏体的晶体结构和组织形态热处理原理与工艺第六章钢的马氏体转变钢的主要强化手段产生M相变的工艺→淬火M相变的定义：凡是相变的基本特征属于切变共格型相变都称为M相变，产物称M，铜、钛合金中也存在M相变。1马氏体的晶体结构和组织形态2

马氏体转变的特征4

马氏体转变热力学与转变动力学

5奥氏体稳定化的应用3马氏体的力学性能浙江宁波人，材料科学家、教育家、一级教授，上海交通大学材料科学与工程学院教授，1995年当选为中国科学院院士。推动在中国国内开展相变热力学教学与科研；在马氏体相变及形状记忆材料、贝氏体相变和纳米材料中的相变等领域颇有建树；倡导先进高强度钢的研究，提出淬火-分配-回火（Q-P-T）新工艺，Q-P-T钢已成为国际上新一类超高强度钢。科学泰斗、大国工匠（榜样力量）6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态§1

马氏体的晶体结构和组织形态一、晶体结构1、晶胞C可能所处的位置及分布：

面心、棱边中点，即扁八面体中心分布不均匀:80%位于Z轴扁八面体中心

wc%>0.2%→体心正方正方度c/a

：C%高→c/a大钢的M定义：碳在α-Fe中的过饱和固溶体；成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相

马氏体正方度和碳含量的关系c/a=1+(0.046±0.001)ωC6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符合公式原因:主要由于碳原子在x，y，z三个方向的分布发生了改变。反常低、反常高二、M的组织形态1、板条M6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态亚结构：位错，又称位错M晶体学取向：K-S形成温度高，又称高温M含碳%低，又称低碳M6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态2、透镜片（针）状M形成时容易产生撞击，韧性差亚结构：中脊→孪晶、边缘→少量位错。又称孪晶M取向及惯习面：K-S；{259}γ、{225}γ形成温度低，又称低温M碳%高，又称高碳M6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态3、其它形态M蝶状M（Fe-Ni合金）立体V型柱状，断面蝶状。两翼为取向不同的片状M，两片之间呈孪晶关系。片状M中是高密度位错6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态蝶状M薄片M（Ni钢）立体：薄片；平面：细带状，还有交叉、分枝等无中脊孪晶亚结构6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态ε马氏体不锈钢、高Mn钢存在极薄片状A层错能低容易形成亚结构：大量层错hcp

结构6.1马氏体转变的晶体结构和组织形态4、影响M形态的因素化学成分：C%：0.3~1.0%为混合M缩小γ区的合金元素→板条M增加降低层错能的合金元素→ε马氏体增加形成温度（MS）随温度降低→板条M减少（C%）合金钢MS

低→板条M减少C%↑：板条=>蝶状=>透镜片状=>薄片状亚结构的转化顺序：位错亚结构=>孪晶亚结构6.1影响M形态的因素A的层错能低→不容易形成孪晶M→容易形成板条MA与M的强度（Ms点时）A的屈服强度低→板条M{111}或片M

{225}A的屈服强度高→片M

{259}综上，影响M形态的主要因素是C%、Ms6.1影响M形态的因素<0.3C%bcc位错板条0.3~0.6C%bct位错+孪晶板条+片状0.6~1.0C%

bct孪晶+位错板条+片状>1.0C%bct孪晶片状18-8不锈钢hcp层错薄片6.1影响M形态的因素第六章钢的马氏体转变马氏体转变的特征热处理原理与工艺第六章钢的马氏体转变1马氏体的晶体结构和组织形态2

马氏体转变的特征4

马氏体转变热力学与转变动力学

5奥氏体稳定化的应用3马氏体的力学性能1、表面浮凸和界面共格2、无扩散性3、具有一定的位向关系及惯习面4、非恒温转变与转变的不完全性5、马氏体转变的可逆性§2马氏体转变的特征1、表面浮凸和界面共格6.2马氏体转变的特征马氏体与母相保持切变共格6.2马氏体转变的特征产生孪晶马氏体时共格界面位错型马氏体时共格界面界面共格→弹性应变能大当弹性应变超过弹性极限→共格关系破坏→M长大停止2、无扩散性-196℃仍有马氏体转变发生

在奥氏体与马氏体中C%相同速度极快低碳钢M转变存在微量扩散特点，但以Fe的切变为主6.2马氏体转变的特征3、新/母相具有一定的位向关系及惯习面（1）取向关系K-S关系{011}α∥{111}γ<111>α∥<011>γ西山关系Fe-Ni

合金及-70℃以下形成的M存在{011}α∥{111}γ<011>α∥<211>γG-T关系（与K-S关系比较）：{011}α∥{111}γ差1°<111>α∥<011>γ差2°6.2马氏体转变的特征K-S切变模型6.2马氏体转变的特征三层M（011）6.2马氏体转变的特征6.2马氏体转变的特征γ各层(111)晶面原子沿<112>方向做第一次切变，使第一、三层原子投影位置重合，再沿<011>方向做第二次切变惯习面奥氏体灰色：奥氏体黄色：马氏体6.2马氏体转变的特征K-S关系和西山关系的比较：晶面关系相同，只是晶面内的方向相差5°16’。西山切变模型

Fe-Ni合金单晶在-70℃以下形成的马氏体中存在“{011}M//{111}γ、<211>γ//<110>M”的位向关系，即西山关系6.2马氏体转变的特征G-T切变模型

6.2马氏体转变的特征4、非恒温转变与转变的不完全性等温M相变有时也会出现，但只形成少量M残余A转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不彻底改善措施→冷处理M转变量-温度关系6.2马氏体转变的特征5、马氏体转变的可逆性加热可以使M按照原来的路径转变为母相的现象

A

↔MMs,Mf;As,Af;Af>Ms

有些Fe合金或非Fe合金中存在

Fe-0.8%C钢以5000℃/S快速加热，抑制回火转变，则在590～600℃发生逆转变。钢中一般观察不到（因为加热分解），加热极快有可能6.2马氏体转变的特征马氏体相变区别于其他相变的最基本特点：相变是以切变共格的方式进行，相变具有无扩散性。

第六章钢的马氏体转变马氏体的力学性能热处理原理与工艺第六章钢的马氏体转变1马氏体的晶体结构和组织形态2

马氏体转变的特征4

马氏体转变热力学与转变动力学

5奥氏体稳定化的应用3马氏体的力学性能1、马氏体的强度马氏体的强化机制包括固溶强化、时效强化和相变强化固溶强化：C作用大，0.4C%以上→效果↓时效强化：低碳钢自回火→C偏聚或析出引起；C%高→效果显著相变强化（亚结构强化）：低C→C钉扎位错；高C

、合金→Ms低→孪晶强化思考：为什么同为碳的固溶体，A中的固溶强化效果远低于M中的固溶效果?6.3马氏体的力学性能§3

马氏体的力学性能6.3马氏体的力学性能2、马氏体的硬度M中的C%↑→硬度↑淬火钢中残余奥氏体量与其含碳量的关系

结论：钢的成分（主要是C）和亚结构是影响马氏体强度和硬度的决定性因素。3、马氏体的塑性和韧性C%增加→塑性、韧性降低位错M高塑性、韧性容易变形板条相互不碰撞孪晶M塑性、韧性差滑移系少显微裂纹隐晶M6.3马氏体的力学性能经回火后，位错M的韧性仍比孪晶M的高，且随回火温度的升高，位错M的韧性较孪晶M的上升得快得多

马氏体的韧性主要取决于其C含量及亚结构相同强度水平下两种马氏体的塑性与韧性对比铬镍钼钢含碳量对冲击韧性的影响高碳钢过热后淬火特别容易开裂↓淬火加热温度、缩短保温时间→隐针M6.3马氏体的力学性能钢的成分（主要是C）和亚结构是影响马氏体强度和硬度的决定性因素。马氏体的韧性主要取决于其C含量及亚结构强度相同时，位错M的断裂韧性显著高于孪晶M综上，位错型（板条）M具有相当高的强度、硬度和良好的塑性韧性；孪晶型（片状）M强度硬度高，塑性、韧性很低。6.3马氏体的力学性能4、相变诱发塑性M相变过程中塑性增加的现象原因：应变诱发M相变→加工硬化→均匀变形↑塑性变形发生在应力集中处→应变诱发M→应力松弛→开裂和扩展倾向小M在A缺陷处形核→A应力松弛→贡献塑性不是所有应变诱发M钢都有以上作用，AR%在30~40%的钢效果明显6.3马氏体的力学性能相变诱发塑性钢TRIP（变塑钢）：Md>2