鋼的熱處理原理精華版

1、第一章第一章 鋼的熱處理原理鋼的熱處理原理2第一節(jié)第一節(jié) 概概 述述一、熱處理的作用一、熱處理的作用 熱處理（熱處理（heat treatment）是將鋼在是將鋼在固態(tài)下固態(tài)下加熱到預(yù)定的加熱到預(yù)定的溫度，并在該溫度下保持一段溫度，并在該溫度下保持一段時(shí)間，然后以一定的速度冷卻時(shí)間，然后以一定的速度冷卻到室溫的一種熱加工工藝。到室溫的一種熱加工工藝。 熱處理的目的是熱處理的目的是改變鋼的內(nèi)改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)部組織結(jié)構(gòu)，以改善其性能。，以改善其性能。熱處理工藝曲線示意圖3 熱處理是機(jī)械制造中的重要工藝之一，與其他加工熱處理是機(jī)械制造中的重要工藝之一，與其他加工工藝相比，熱處理一般不改變工件的形

2、狀和整體的化工藝相比，熱處理一般不改變工件的形狀和整體的化學(xué)成分，而是通過學(xué)成分，而是通過改變工件內(nèi)部的顯微組織，或改變改變工件內(nèi)部的顯微組織，或改變工件表面的顯微組織或化學(xué)成分工件表面的顯微組織或化學(xué)成分，賦予或改善工件的，賦予或改善工件的使用性能。其特點(diǎn)是使用性能。其特點(diǎn)是改善工件的內(nèi)在質(zhì)量改善工件的內(nèi)在質(zhì)量，而這一般，而這一般是肉眼所不能看到的。是肉眼所不能看到的。 鋼是機(jī)械工業(yè)中應(yīng)用最廣的材料，鋼的顯微組織復(fù)鋼是機(jī)械工業(yè)中應(yīng)用最廣的材料，鋼的顯微組織復(fù)雜，可以通過熱處理予以控制，所以鋼的熱處理是金雜，可以通過熱處理予以控制，所以鋼的熱處理是金屬熱處理的主要內(nèi)容。另外，鋁、銅、鎂、鈦等及

3、其屬熱處理的主要內(nèi)容。另外，鋁、銅、鎂、鈦等及其合金也都可以通過熱處理改變其力學(xué)、物理和化學(xué)性合金也都可以通過熱處理改變其力學(xué)、物理和化學(xué)性能，以獲得不同的使用性能。能，以獲得不同的使用性能。4 早在公元前早在公元前770前前222年，中國人在生產(chǎn)實(shí)踐年，中國人在生產(chǎn)實(shí)踐中就已發(fā)現(xiàn)，銅、鐵的性能會(huì)因溫度和加壓變形的中就已發(fā)現(xiàn)，銅、鐵的性能會(huì)因溫度和加壓變形的影響而變化。影響而變化。 公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高公元前六世紀(jì)，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發(fā)展。鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發(fā)展。1974年中國年中國河北省易縣燕下都出土的兩把劍和一把戟，其顯

4、微河北省易縣燕下都出土的兩把劍和一把戟，其顯微組織中都有馬氏體存在，說明是經(jīng)過淬火的。組織中都有馬氏體存在，說明是經(jīng)過淬火的。5 隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對隨著淬火技術(shù)的發(fā)展，人們逐漸發(fā)現(xiàn)淬冷劑對淬火質(zhì)量的影響。三國蜀人蒲元曾在今陜西斜谷為淬火質(zhì)量的影響。三國蜀人蒲元曾在今陜西斜谷為諸葛亮制劍三千把，相傳是派人到成都取水淬火的諸葛亮制劍三千把，相傳是派人到成都取水淬火的（“漢中的水鈍弱，不任淬；蜀水爽烈漢中的水鈍弱，不任淬；蜀水爽烈”）。這說）。這說明中國在古代就注意到不同水質(zhì)的冷卻能力了。明中國在古代就注意到不同水質(zhì)的冷卻能力了。 西漢（公元前西漢（公元前206公元公元24年）

5、中山靖王（劉勝）年）中山靖王（劉勝）墓中的佩劍，其劍體含碳量為墓中的佩劍，其劍體含碳量為0.150.4，而劍，而劍刃含碳量卻達(dá)刃含碳量卻達(dá)0.6以上，說明已應(yīng)用了滲碳工藝。以上，說明已應(yīng)用了滲碳工藝。6 1863年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼年，英國金相學(xué)家和地質(zhì)學(xué)家展示了鋼鐵在顯微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼鐵在顯微鏡下的六種不同的金相組織，證明了鋼在加熱和冷卻時(shí)內(nèi)部會(huì)發(fā)生組織改變，鋼中高溫在加熱和冷卻時(shí)內(nèi)部會(huì)發(fā)生組織改變，鋼中高溫時(shí)的相在急冷時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N較硬的相。法國人時(shí)的相在急冷時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N較硬的相。法國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構(gòu)理論，以及英國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構(gòu)

6、理論，以及英國人奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現(xiàn)代熱處理工藝奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現(xiàn)代熱處理工藝初步奠定了理論基礎(chǔ)。初步奠定了理論基礎(chǔ)。7二、熱處理與相圖二、熱處理與相圖 原則上只有在加熱或冷卻時(shí)發(fā)生溶解度顯著變化或者原則上只有在加熱或冷卻時(shí)發(fā)生溶解度顯著變化或者發(fā)生類似純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，即有固態(tài)相變發(fā)生的合發(fā)生類似純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，即有固態(tài)相變發(fā)生的合金才能進(jìn)行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱金才能進(jìn)行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱處理強(qiáng)化。處理強(qiáng)化。合金相圖8Fe-Fe3C相圖相圖PSK線：線：A1 線線GS線：線：A3 線線ES線：線：Acm 線線9 通常把加熱時(shí)的

7、通常把加熱時(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母字母“c”，如，如Ac1、Ac3、Accm；而把冷；而把冷卻時(shí)的實(shí)際臨界溫卻時(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母度標(biāo)以字母“r”，如如Ar1、Ar3、Arcm。10三、固態(tài)相變的特點(diǎn)三、固態(tài)相變的特點(diǎn) 固態(tài)相變是由固相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔?。固態(tài)相變的固態(tài)相變是由固相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔唷９虘B(tài)相變的驅(qū)動(dòng)驅(qū)動(dòng)力力是是新、舊兩相之間的自由能差新、舊兩相之間的自由能差。與液態(tài)結(jié)晶相比，。與液態(tài)結(jié)晶相比，固態(tài)相變有著顯著不同的特點(diǎn)。固態(tài)相變有著顯著不同的特點(diǎn)。（一）相變阻力大（一）相變阻力大 界面能界面能和和體積應(yīng)變能體積應(yīng)變能是固態(tài)相變過程的阻力，而是固態(tài)相變過程的阻力，而液態(tài)金屬結(jié)

8、晶時(shí)的阻力只有界面能一項(xiàng)。此外，固液態(tài)金屬結(jié)晶時(shí)的阻力只有界面能一項(xiàng)。此外，固態(tài)相變時(shí)原子的擴(kuò)散更為困難。態(tài)相變時(shí)原子的擴(kuò)散更為困難。11（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系關(guān)系 固態(tài)相變時(shí)，為了減小新、舊兩相之間的界面能，固態(tài)相變時(shí)，為了減小新、舊兩相之間的界面能，新相與母相晶體之間往往存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)新相與母相晶體之間往往存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，常以低指數(shù)、原子密度大且匹配較好的晶面和系，常以低指數(shù)、原子密度大且匹配較好的晶面和晶向相互平行。并且，新相往往在母相某一特定晶晶向相互平行。并且，新相往往在母相某一特定晶面上形成，母

9、相的這個(gè)晶面稱為面上形成，母相的這個(gè)晶面稱為慣習(xí)面慣習(xí)面，這種現(xiàn)象，這種現(xiàn)象叫做叫做慣習(xí)現(xiàn)象慣習(xí)現(xiàn)象。12（三）母相晶體缺陷對相變起促進(jìn)作用（三）母相晶體缺陷對相變起促進(jìn)作用 固態(tài)相變時(shí)，新相晶核往往優(yōu)先在母相中的各種晶固態(tài)相變時(shí)，新相晶核往往優(yōu)先在母相中的各種晶體缺陷處（如晶界、相界、位錯(cuò)、空位等）形成。體缺陷處（如晶界、相界、位錯(cuò)、空位等）形成。（四）易于出現(xiàn)過渡相（四）易于出現(xiàn)過渡相 過渡相是一種亞穩(wěn)定相，其成分和結(jié)構(gòu)介于新相和過渡相是一種亞穩(wěn)定相，其成分和結(jié)構(gòu)介于新相和母相之間，是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調(diào)性母相之間，是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調(diào)性中間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。中間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物

10、。 固態(tài)相變一方面力求使自由能盡可能降低，另一方固態(tài)相變一方面力求使自由能盡可能降低，另一方面又力求沿著阻力最小、做功最少的途徑而進(jìn)行。面又力求沿著阻力最小、做功最少的途徑而進(jìn)行。13四、固態(tài)相變的類型四、固態(tài)相變的類型l 擴(kuò)散型相變擴(kuò)散型相變 在相變過程，發(fā)生成份變化，兩相中的原子要進(jìn)在相變過程，發(fā)生成份變化，兩相中的原子要進(jìn)行長程擴(kuò)散，相變依靠相界面的擴(kuò)散移動(dòng)而進(jìn)行。行長程擴(kuò)散，相變依靠相界面的擴(kuò)散移動(dòng)而進(jìn)行。l 非擴(kuò)散型相變（切變型相變）非擴(kuò)散型相變（切變型相變） 在相變過程，沒有成份變化，沒有原子擴(kuò)散，新在相變過程，沒有成份變化，沒有原子擴(kuò)散，新相的成長是通過晶格的切變和轉(zhuǎn)動(dòng)進(jìn)行的，新

11、相的相的成長是通過晶格的切變和轉(zhuǎn)動(dòng)進(jìn)行的，新相的長大速度極快。長大速度極快。l 半擴(kuò)散型相變半擴(kuò)散型相變 介于擴(kuò)散型和非擴(kuò)散型之間的相變。介于擴(kuò)散型和非擴(kuò)散型之間的相變。14第二節(jié)第二節(jié) 鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變 任何熱處理均以加熱為其第一步。通常把鋼加熱獲得奧氏任何熱處理均以加熱為其第一步。通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)變過程稱為體的轉(zhuǎn)變過程稱為“奧氏體化奧氏體化”。對于鋼的大多數(shù)熱處理工。對于鋼的大多數(shù)熱處理工藝，奧氏體的形成及奧氏體晶粒的大小對隨后冷卻時(shí)奧氏體藝，奧氏體的形成及奧氏體晶粒的大小對隨后冷卻時(shí)奧氏體的轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能都有顯著影響。的轉(zhuǎn)變特點(diǎn)和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與

12、性能都有顯著影響。一、共析鋼奧氏體的形成過程一、共析鋼奧氏體的形成過程 + Fe3C （T Ac1） wc=0.0218% wc=6.69% wc=0.77% 體心立方體心立方 正交晶格正交晶格 面心立方面心立方 奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散過程。過程。15 共析鋼中奧氏體的形成由四個(gè)基本過程組成：共析鋼中奧氏體的形成由四個(gè)基本過程組成：奧氏體形核奧氏體形核、奧氏體長大奧氏體長大、剩余滲碳體溶解剩余滲碳體溶解和和奧氏奧氏體成分均勻化體成分均勻化。16（一）奧氏體的形核（一）奧氏體的形核 奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的

13、相界奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成。面上形成。原因：在鐵素體和滲碳體的相界處原子排列不規(guī)原因：在鐵素體和滲碳體的相界處原子排列不規(guī)則，處于高能不穩(wěn)狀態(tài)，具備形核所需要的結(jié)構(gòu)則，處于高能不穩(wěn)狀態(tài)，具備形核所需要的結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏條件。同時(shí)鐵素體和滲碳體相界起伏和能量起伏條件。同時(shí)鐵素體和滲碳體相界面處碳濃度分布不均勻，容易出現(xiàn)奧氏體形核所面處碳濃度分布不均勻，容易出現(xiàn)奧氏體形核所需要的濃度起伏。需要的濃度起伏。17（二）奧氏體的長大（二）奧氏體的長大18 奧氏體晶粒長大是通過滲碳體的溶解、碳在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(kuò)散，以及鐵素體向奧氏奧氏體

14、和鐵素體中的擴(kuò)散，以及鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。 鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變速度比滲碳體溶解的鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變速度比滲碳體溶解的速度快得多，因此，珠光體中的鐵素體總是首速度快得多，因此，珠光體中的鐵素體總是首先消失。先消失。19（三）剩余滲碳體的溶解（三）剩余滲碳體的溶解 鐵素體消失后，仍有未溶解滲碳體存在。繼續(xù)保溫或繼續(xù)鐵素體消失后，仍有未溶解滲碳體存在。繼續(xù)保溫或繼續(xù)加熱時(shí)，未溶滲碳體不斷向奧氏體中溶解，直至全部消失。加熱時(shí)，未溶滲碳體不斷向奧氏體中溶解，直至全部消失。（四）奧氏體成分均勻化（四）奧氏體成分均勻化 當(dāng)滲碳體剛剛?cè)咳芙馔陼r(shí)，原滲碳體存在的地方含碳量當(dāng)滲碳體剛

15、剛?cè)咳芙馔陼r(shí)，原滲碳體存在的地方含碳量比原鐵素體存在的地方含碳量要高，所以需要繼續(xù)延長保溫比原鐵素體存在的地方含碳量要高，所以需要繼續(xù)延長保溫時(shí)間或繼續(xù)加熱，讓碳原子充分?jǐn)U散，才能獲得成分均勻的時(shí)間或繼續(xù)加熱，讓碳原子充分?jǐn)U散，才能獲得成分均勻的奧氏體。奧氏體。 亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體化過程與共析鋼基本相亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體化過程與共析鋼基本相同，但是只有當(dāng)加熱溫度超過同，但是只有當(dāng)加熱溫度超過Ac3或或Accm并保溫足夠時(shí)并保溫足夠時(shí)間后，才能獲得均勻的單相奧氏體。間后，才能獲得均勻的單相奧氏體。20二、影響奧氏體形成速度的因素二、影響奧氏體形成速度的因素（一）加熱溫度和保溫時(shí)間

16、（一）加熱溫度和保溫時(shí)間l 加熱溫度必須高于加熱溫度必須高于Ac1點(diǎn)，珠光體才能向奧氏體轉(zhuǎn)變。點(diǎn)，珠光體才能向奧氏體轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變需要一段孕育期以后才能開始，而且溫度越高，轉(zhuǎn)變需要一段孕育期以后才能開始，而且溫度越高，孕育期越短。孕育期越短。l 加熱溫度越高，奧氏體的形成速度越快，轉(zhuǎn)變所需加熱溫度越高，奧氏體的形成速度越快，轉(zhuǎn)變所需要的時(shí)間越短。要的時(shí)間越短。l 在連續(xù)升溫加熱時(shí)，加熱速度越快，則珠光體的過在連續(xù)升溫加熱時(shí)，加熱速度越快，則珠光體的過熱度越大，轉(zhuǎn)變的開始溫度熱度越大，轉(zhuǎn)變的開始溫度Ac1越高，終了溫度也越高。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)間也越短。但轉(zhuǎn)變的孕

17、育期越短，轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間也越短。21（二）原始組織的影響（二）原始組織的影響 當(dāng)其它條件相同時(shí)，鋼的原始組織越細(xì)，則奧當(dāng)其它條件相同時(shí)，鋼的原始組織越細(xì)，則奧氏體的形成速度越快。氏體的形成速度越快。（三）化學(xué)成分的影響（三）化學(xué)成分的影響 1. 碳碳 鋼中含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。鋼中含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。 2. 合金元素合金元素 合金元素對奧氏體化過程的進(jìn)行速度有重要影合金元素對奧氏體化過程的進(jìn)行速度有重要影響。響。22（1）合金元素影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。）合金元素影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。（2）合金元素改變了鋼的臨界點(diǎn)和碳在奧氏體中的）合金元素改變了鋼的臨界點(diǎn)和

18、碳在奧氏體中的溶解度，從而改變了鋼的過熱度和碳在奧氏體中的擴(kuò)溶解度，從而改變了鋼的過熱度和碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。散速度。（3）合金元素在鐵素體和碳化物中的分布是不均勻）合金元素在鐵素體和碳化物中的分布是不均勻的，在合金鋼中除了碳的均勻化之外，還有合金元素的，在合金鋼中除了碳的均勻化之外，還有合金元素的均勻化過程。的均勻化過程。 與碳鋼相比，合金鋼的加熱溫度要高，保溫時(shí)間要與碳鋼相比，合金鋼的加熱溫度要高，保溫時(shí)間要長。長。23三、奧氏體晶粒大小及其影響因素三、奧氏體晶粒大小及其影響因素 奧氏體的晶粒大小對鋼的冷卻轉(zhuǎn)變以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組奧氏體的晶粒大小對鋼的冷卻轉(zhuǎn)變以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能都有重

19、要的影響，同時(shí)也影響工藝性能。在熱織和性能都有重要的影響，同時(shí)也影響工藝性能。在熱處理過程中應(yīng)當(dāng)十分注意防止奧氏體晶粒粗化。處理過程中應(yīng)當(dāng)十分注意防止奧氏體晶粒粗化。（一）奧氏體晶粒度（一）奧氏體晶粒度 晶粒度是晶粒大小的度量。實(shí)際生產(chǎn)中通常使用晶粒晶粒度是晶粒大小的度量。實(shí)際生產(chǎn)中通常使用晶粒度級別數(shù)度級別數(shù)G來表示金屬材料的平均晶粒度。來表示金屬材料的平均晶粒度。N = 2G-1式中，式中，N 100倍下每平方英寸（倍下每平方英寸（645.16mm2）面積內(nèi)）面積內(nèi)觀察到的晶粒個(gè)數(shù)。觀察到的晶粒個(gè)數(shù)。 G5級為粗晶粒，級為粗晶粒，G5級為細(xì)晶粒。級為細(xì)晶粒。24l 奧氏體的奧氏體的實(shí)際晶粒

20、度實(shí)際晶粒度：在具體加熱條件下所得到：在具體加熱條件下所得到的奧氏體晶粒大小。的奧氏體晶粒大小。 當(dāng)加熱時(shí)奧氏體晶粒大小超過規(guī)定尺寸時(shí)就成為當(dāng)加熱時(shí)奧氏體晶粒大小超過規(guī)定尺寸時(shí)就成為一種加熱缺陷，稱之為一種加熱缺陷，稱之為“過熱過熱”。l 奧氏體的奧氏體的本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法，在：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法，在93010保溫足夠時(shí)間（保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后測得的奧小時(shí)）后測得的奧氏體晶粒大小。氏體晶粒大小。 經(jīng)上述試驗(yàn)，奧氏體晶粒度在經(jīng)上述試驗(yàn)，奧氏體晶粒度在58級者稱為級者稱為本質(zhì)本質(zhì)細(xì)晶粒鋼細(xì)晶粒鋼，14級者稱為級者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼本質(zhì)粗晶粒鋼。25鋼的本質(zhì)晶粒度示意圖鋼的本質(zhì)

21、晶粒度示意圖 在一般情況下，本質(zhì)細(xì)晶粒在一般情況下，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼熱處理后獲得的實(shí)際晶粒往鋼熱處理后獲得的實(shí)際晶粒往往是細(xì)小的。從左圖可見，本往是細(xì)小的。從左圖可見，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼在質(zhì)細(xì)晶粒鋼在930950以下以下加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長大傾加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長大傾向很小，所以其加熱溫度范圍向很小，所以其加熱溫度范圍較寬，生產(chǎn)上易于掌握；但是，較寬，生產(chǎn)上易于掌握；但是，對于本質(zhì)粗晶粒鋼，必須嚴(yán)格對于本質(zhì)粗晶粒鋼，必須嚴(yán)格控制加熱溫度，以防止過熱而控制加熱溫度，以防止過熱而引起奧氏體晶粒粗大。引起奧氏體晶粒粗大。 本質(zhì)晶粒度只表示鋼在加熱時(shí)奧氏體晶粒長大傾向的大本質(zhì)晶粒度只表示鋼在加熱時(shí)奧氏體晶粒

22、長大傾向的大小，并不表示奧氏體實(shí)際晶粒大小。小，并不表示奧氏體實(shí)際晶粒大小。26 鋼的本質(zhì)晶粒度與鋼的本質(zhì)晶粒度與化學(xué)成分化學(xué)成分和和冶煉方法冶煉方法有關(guān)，有關(guān)，一般用鋁脫氧的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。這是因?yàn)橛娩X一般用鋁脫氧的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。這是因?yàn)橛娩X脫氧的鋼，奧氏體晶界上存在大量難溶的脫氧的鋼，奧氏體晶界上存在大量難溶的AlN小顆小顆粒 ， 阻 礙 奧 氏 體 晶 粒 長 大 。 當(dāng) 溫 度 超 過粒 ， 阻 礙 奧 氏 體 晶 粒 長 大 。 當(dāng) 溫 度 超 過（93010）時(shí)，這些小顆粒溶解，晶粒就會(huì)急）時(shí)，這些小顆粒溶解，晶粒就會(huì)急劇長大。加入少量劇長大。加入少量Nb、Ti、V也有此效果

23、。用也有此效果。用Si、Mn脫氧的鋼，不存在難溶顆粒，固奧氏體長大傾脫氧的鋼，不存在難溶顆粒，固奧氏體長大傾向大，為本質(zhì)粗晶粒鋼。向大，為本質(zhì)粗晶粒鋼。27（二）影響奧氏體晶粒大小的因素（二）影響奧氏體晶粒大小的因素 奧氏體晶粒長大基本上是一個(gè)奧氏體晶界遷移的過程，奧氏體晶粒長大基本上是一個(gè)奧氏體晶界遷移的過程，其實(shí)質(zhì)是原子在晶界附近的擴(kuò)散過程。所以影響原子擴(kuò)散其實(shí)質(zhì)是原子在晶界附近的擴(kuò)散過程。所以影響原子擴(kuò)散遷移的因素都能影響奧氏體晶粒長大。遷移的因素都能影響奧氏體晶粒長大。1. 1. 加熱溫度和保溫時(shí)間 隨著加熱溫度升高和保溫時(shí)間延長，奧氏體晶粒急劇長隨著加熱溫度升高和保溫時(shí)間延長，奧氏體

24、晶粒急劇長大。大。2. 加熱速度 加熱溫度相同時(shí)，加熱速度越快，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱加熱溫度相同時(shí)，加熱速度越快，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度越高，形核率的增加大于度越大，奧氏體的實(shí)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(xì)小。長大速度，使奧氏體晶粒越細(xì)小。283. 鋼的化學(xué)成分 鋼中含碳量在一定范圍之內(nèi)，隨含碳量的增加，奧鋼中含碳量在一定范圍之內(nèi)，隨含碳量的增加，奧氏體晶粒長大的傾向增大，但是含碳量超過一定量以氏體晶粒長大的傾向增大，但是含碳量超過一定量以后，奧氏體晶粒長大傾向反而減小。后，奧氏體晶粒長大傾向反而減小。 鋼中加入適量的形成高熔點(diǎn)化合物的合金元素

25、，如鋼中加入適量的形成高熔點(diǎn)化合物的合金元素，如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等，可強(qiáng)烈地阻礙奧氏體晶粒等，可強(qiáng)烈地阻礙奧氏體晶粒長大。長大。4. 鋼的原始組織 一般來說，鋼的原始組織越細(xì)，碳化物彌散度越大，一般來說，鋼的原始組織越細(xì)，碳化物彌散度越大，則奧氏體晶粒越細(xì)小。則奧氏體晶粒越細(xì)小。29四、組織遺傳四、組織遺傳（一）組織遺傳的概念（一）組織遺傳的概念 加熱溫度過高的鋼，將引起奧氏體晶粒的粗化，加熱溫度過高的鋼，將引起奧氏體晶粒的粗化，由此淬火后所得到的馬氏體、貝氏體組織也很粗大。由此淬火后所得到的馬氏體、貝氏體組織也很粗大。若再次采用常規(guī)加熱，使其重新奧氏體化，所形成若再次采用常規(guī)

26、加熱，使其重新奧氏體化，所形成的奧氏體會(huì)恢復(fù)到原來奧氏體晶粒的大小、形狀和的奧氏體會(huì)恢復(fù)到原來奧氏體晶粒的大小、形狀和位向，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。位向，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。 組織遺傳對熱處理產(chǎn)品危害很大，它強(qiáng)烈降低鋼組織遺傳對熱處理產(chǎn)品危害很大，它強(qiáng)烈降低鋼的強(qiáng)韌性，使之變脆，必須設(shè)法避免和消除。的強(qiáng)韌性，使之變脆，必須設(shè)法避免和消除。30（二）組織遺傳的成因（二）組織遺傳的成因 粗大的奧氏體晶粒在轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，新舊相間粗大的奧氏體晶粒在轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，新舊相間保持嚴(yán)格的位向關(guān)系。當(dāng)將所形成的馬氏體再以適保持嚴(yán)格的位向關(guān)系。當(dāng)將所形成的馬氏體再以適當(dāng)?shù)乃俣戎匦录訜釙r(shí)，馬氏體在逆向轉(zhuǎn)變初期，

27、晶當(dāng)?shù)乃俣戎匦录訜釙r(shí)，馬氏體在逆向轉(zhuǎn)變初期，晶界上以針狀?yuàn)W氏體形核、長大，這些針狀?yuàn)W氏體與界上以針狀?yuàn)W氏體形核、長大，這些針狀?yuàn)W氏體與馬氏體具有嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系，于是生成位向馬氏體具有嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系，于是生成位向相同的針狀?yuàn)W氏體。在繼續(xù)加熱至相同的針狀?yuàn)W氏體。在繼續(xù)加熱至Ac3以上時(shí)，這些以上時(shí)，這些位向相同的針狀?yuàn)W氏體進(jìn)一步長大、合并，直至恢位向相同的針狀?yuàn)W氏體進(jìn)一步長大、合并，直至恢復(fù)到原奧氏體晶粒大小。復(fù)到原奧氏體晶粒大小。31（三）防止組織遺傳的措施（三）防止組織遺傳的措施 1、中間退火、中間退火 把已出現(xiàn)粗大馬氏體或貝氏體組織的淬火鋼退火，使其得到鐵把已出現(xiàn)粗大馬氏體或貝氏

28、體組織的淬火鋼退火，使其得到鐵素體和滲碳體兩相混合的接近平衡的組織，該平衡組織與原奧氏素體和滲碳體兩相混合的接近平衡的組織，該平衡組織與原奧氏體之間不存在嚴(yán)格的位向關(guān)系，因此，重新加熱時(shí)即可避免組織體之間不存在嚴(yán)格的位向關(guān)系，因此，重新加熱時(shí)即可避免組織遺傳。遺傳。 2、高溫回火、高溫回火 粗大淬火馬氏體在高溫回火時(shí)，馬氏體析出碳化物，同時(shí)馬氏粗大淬火馬氏體在高溫回火時(shí)，馬氏體析出碳化物，同時(shí)馬氏體發(fā)生再結(jié)晶，從而消除了原來的位向關(guān)系。對高合金鋼來說，體發(fā)生再結(jié)晶，從而消除了原來的位向關(guān)系。對高合金鋼來說，因其馬氏體分解和再結(jié)晶比較困難，故效果不如中間退火。因其馬氏體分解和再結(jié)晶比較困難，故效

29、果不如中間退火。 3、多次正火、多次正火 過熱組織經(jīng)過多次正火，可使組織遺傳不斷減弱，最后使之消過熱組織經(jīng)過多次正火，可使組織遺傳不斷減弱，最后使之消除。此法多用于低合金鋼。除。此法多用于低合金鋼。32第三節(jié)第三節(jié) 鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變一、概一、概 述述通常有兩種冷卻方式：通常有兩種冷卻方式：l 等溫冷卻等溫冷卻l 連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻過冷奧氏體過冷奧氏體（supercooling austenite）：在臨界溫度）：在臨界溫度以下存在且不穩(wěn)定的、將要發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體。以下存在且不穩(wěn)定的、將要發(fā)生轉(zhuǎn)變的奧氏體。33二、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變圖二、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變圖 過冷奧

30、氏體等溫轉(zhuǎn)變圖又稱過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖又稱IT（Isothermal Transformation）或）或TTT（Temperature-Time-Transformation）圖，可綜合反映過冷奧氏體在）圖，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：轉(zhuǎn)變開始和轉(zhuǎn)變不同過冷度下的等溫轉(zhuǎn)變過程：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、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。因其形狀通常像英文字母溫度之間的關(guān)系等。因其形狀通常像英文字母“C”，故俗稱其為，故俗稱其為C 曲線。曲線。34（一）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立（一）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立 由于

31、過冷奧氏體在轉(zhuǎn)變過程中不僅有組織轉(zhuǎn)變由于過冷奧氏體在轉(zhuǎn)變過程中不僅有組織轉(zhuǎn)變和性能變化，而且有體積膨脹和磁性轉(zhuǎn)變，因此和性能變化，而且有體積膨脹和磁性轉(zhuǎn)變，因此可以采用金相硬度法、膨脹法、磁性法等來測可以采用金相硬度法、膨脹法、磁性法等來測定過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖。定過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖。35例：金相硬度法例：金相硬度法l 試樣：共析鋼，共析鋼， 10mm 1.5mm，具有相同的原始組織。，具有相同的原始組織。l 奧氏體化：所有試樣均在相同條件下進(jìn)行奧氏體化，要所有試樣均在相同條件下進(jìn)行奧氏體化，要求奧氏體的化學(xué)成分均勻一致。求奧氏體的化學(xué)成分均勻一致。l 等溫轉(zhuǎn)變：將奧氏化后的試樣迅速轉(zhuǎn)入到將

32、奧氏化后的試樣迅速轉(zhuǎn)入到A1點(diǎn)以下不同點(diǎn)以下不同溫度的鹽浴爐中保溫。溫度的鹽浴爐中保溫。l 淬火：每隔一定時(shí)間，取出一組試樣立即淬入鹽水中。每隔一定時(shí)間，取出一組試樣立即淬入鹽水中。l 繪圖：根據(jù)顯微觀察、定量分析和硬度測定，確定給定溫根據(jù)顯微觀察、定量分析和硬度測定，確定給定溫度和保溫時(shí)間下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和百分?jǐn)?shù)，由此測定各個(gè)等度和保溫時(shí)間下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和百分?jǐn)?shù)，由此測定各個(gè)等溫溫度下的轉(zhuǎn)變開始時(shí)間和終了時(shí)間，并將結(jié)果繪制成曲線。溫溫度下的轉(zhuǎn)變開始時(shí)間和終了時(shí)間，并將結(jié)果繪制成曲線。36共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立37（二）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的分析（二

33、）過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的分析共析鋼的共析鋼的C曲線曲線38 根據(jù)轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同，共析鋼根據(jù)轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同，共析鋼C曲線由上曲線由上至下可分為三個(gè)區(qū)：至下可分為三個(gè)區(qū)：l A1550：珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)（擴(kuò)散型相變）：珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)（擴(kuò)散型相變）l 550Ms：貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)（半擴(kuò)散型相變）：貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)（半擴(kuò)散型相變）l MsMf：馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)（非擴(kuò)散型相變）：馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)（非擴(kuò)散型相變） C曲線中轉(zhuǎn)變開始線與縱軸的距離為曲線中轉(zhuǎn)變開始線與縱軸的距離為孕育期孕育期，標(biāo)志，標(biāo)志著不同過冷度下過冷奧氏體的穩(wěn)定性，其中以著不同過冷度下過冷奧氏體的穩(wěn)定性，其中以550左左右共析鋼的孕育期最短，過

34、冷奧氏體穩(wěn)定性最低，稱右共析鋼的孕育期最短，過冷奧氏體穩(wěn)定性最低，稱為為C 曲線的曲線的“鼻尖鼻尖”。39奧氏體轉(zhuǎn)變速度與過冷度的關(guān)系奧氏體轉(zhuǎn)變速度與過冷度的關(guān)系40三、影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的因素三、影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的因素（一）奧氏體成分的影響（一）奧氏體成分的影響1. 含碳量的影響含碳量的影響41l 與共析鋼的與共析鋼的C曲線相比，亞共析鋼的曲線相比，亞共析鋼的C曲線多一條先曲線多一條先共析鐵素體析出線，過共析鋼的共析鐵素體析出線，過共析鋼的C曲線多一條二次滲碳曲線多一條二次滲碳體的析出線。體的析出線。l 在一般熱處理加熱條件下，含碳量的增加使亞共析鋼在一般熱處理加熱條件下，含碳量的

35、增加使亞共析鋼的的C曲線右移，使過共析鋼的曲線右移，使過共析鋼的C曲線左移。曲線左移。l 碳素鋼碳素鋼C曲線下半部的貝氏體轉(zhuǎn)變開始線和終了線隨曲線下半部的貝氏體轉(zhuǎn)變開始線和終了線隨含碳量的增大一直向右移。含碳量的增大一直向右移。l 奧氏體中含碳量越高，則馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度奧氏體中含碳量越高，則馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms點(diǎn)和點(diǎn)和馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf點(diǎn)越低。點(diǎn)越低。422. 合金元素的影響合金元素的影響 除除Co和和Al（wAl 2.5）以外）以外，鋼中所有合金元素的溶，鋼中所有合金元素的溶入均增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使入均增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移，并使曲線右移，并使M

36、s點(diǎn)點(diǎn)降低。不形成碳化物或弱碳化物形成元素，如降低。不形成碳化物或弱碳化物形成元素，如Si、Ni、Cu和和Mn，只改變，只改變C曲線的位置，不改變曲線的位置，不改變C曲線的形狀。曲線的形狀。Cr、Mo、W、V、Ti 等碳化物形成元素溶入奧氏體以后，等碳化物形成元素溶入奧氏體以后，不僅使不僅使C曲線的位置右移，而且使曲線的位置右移，而且使C曲線出現(xiàn)兩個(gè)曲線出現(xiàn)兩個(gè)“鼻鼻子子”，即把珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)分開，中間出現(xiàn)，即把珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)分開，中間出現(xiàn)一個(gè)過冷奧氏體較為穩(wěn)定的區(qū)域。一個(gè)過冷奧氏體較為穩(wěn)定的區(qū)域。注意：注意：合金元素只有溶入奧氏體中才有上述作用，否則將合金元素只有溶入

37、奧氏體中才有上述作用，否則將使奧氏體轉(zhuǎn)變速度加快，使奧氏體轉(zhuǎn)變速度加快，C曲線左移。曲線左移。4344（二）奧氏體狀態(tài)的影響（二）奧氏體狀態(tài)的影響 奧氏體化溫度越低，保溫時(shí)間越短，則奧氏體晶粒奧氏體化溫度越低，保溫時(shí)間越短，則奧氏體晶粒越細(xì)，未溶第二相越多，同時(shí)奧氏體的碳濃度和合金越細(xì)，未溶第二相越多，同時(shí)奧氏體的碳濃度和合金元素濃度越不均勻，從而促進(jìn)奧氏體在冷卻過程中分元素濃度越不均勻，從而促進(jìn)奧氏體在冷卻過程中分解，使解，使C曲線左移。曲線左移。（三）應(yīng)力和塑性變形的影響（三）應(yīng)力和塑性變形的影響 拉應(yīng)力促進(jìn)奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變，而等向壓應(yīng)力阻礙拉應(yīng)力促進(jìn)奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變，而等向壓應(yīng)力阻礙奧氏

38、體轉(zhuǎn)變。奧氏體轉(zhuǎn)變。 對奧氏體進(jìn)行塑性變形可加速奧氏體轉(zhuǎn)變。對奧氏體進(jìn)行塑性變形可加速奧氏體轉(zhuǎn)變。45四、珠光體轉(zhuǎn)變（四、珠光體轉(zhuǎn)變（pearlite transformation）（一）片狀珠光體的形成、組織和性能（一）片狀珠光體的形成、組織和性能 共析成分的過冷奧氏體從共析成分的過冷奧氏體從Al以下至以下至C曲線的曲線的“鼻尖鼻尖”以上，即以上，即Al550溫度范圍內(nèi)等溫停留溫度范圍內(nèi)等溫停留時(shí)，會(huì)發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變：時(shí)，會(huì)發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變： P ( + Fe3C )。 珠光體轉(zhuǎn)變是珠光體轉(zhuǎn)變是全擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變?nèi)珨U(kuò)散型轉(zhuǎn)變，即鐵原子和碳原，即鐵原子和碳原子均進(jìn)行擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)。子均進(jìn)行擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)。46 另一

39、種片狀珠光體形成機(jī)制認(rèn)為，珠光體形成層片狀另一種片狀珠光體形成機(jī)制認(rèn)為，珠光體形成層片狀是滲碳體以分枝形式長大的結(jié)果。是滲碳體以分枝形式長大的結(jié)果。早期片狀珠光體形成機(jī)制早期片狀珠光體形成機(jī)制4748珠光體的片間距珠光體的片間距：珠光體團(tuán)中相鄰兩片滲碳體（或鐵素：珠光體團(tuán)中相鄰兩片滲碳體（或鐵素體）之間的距離（體）之間的距離（s0）。）。珠光體的片間距主要取決于珠光體的片間距主要取決于珠光體的形成溫度珠光體的形成溫度。過冷度。過冷度越大，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的溫度越低，則片間距越小。越大，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的溫度越低，則片間距越小。經(jīng)驗(yàn)公式：經(jīng)驗(yàn)公式：s0 = (8.02/ T) 103式中，式

40、中， T為過冷度。為過冷度。 片狀珠光體的力學(xué)性能主要取決片狀珠光體的力學(xué)性能主要取決于珠光體的片間距。片層越細(xì)，強(qiáng)于珠光體的片間距。片層越細(xì)，強(qiáng)度硬度越高，塑性韌性越好。度硬度越高，塑性韌性越好。49根據(jù)片間距的大小，將珠光體分為三類：根據(jù)片間距的大小，將珠光體分為三類：l 珠光體（珠光體（P，pearlite）：）：A1650，片間距，片間距0.61.0 m；l 索氏體（索氏體（S，sorbite）：）：650600，片間，片間距距0.250.3 m；l 托氏體（托氏體（T，troostite）：）：600550，片，片間距間距0.10.15 m。50 GB/T 72321999金屬熱處理

41、工藝術(shù)語金屬熱處理工藝術(shù)語對索氏對索氏體和托氏體的定義為：索氏體是指在光學(xué)顯微鏡下放體和托氏體的定義為：索氏體是指在光學(xué)顯微鏡下放大到大到600倍以上才能分辨片層的細(xì)珠光體倍以上才能分辨片層的細(xì)珠光體。它是以英國。它是以英國冶金學(xué)家冶金學(xué)家 H.C.Sorby 的名字命名的。托氏體是指在光的名字命名的。托氏體是指在光學(xué)顯微鏡下已無法分辨片層的極細(xì)珠光體。它是以法學(xué)顯微鏡下已無法分辨片層的極細(xì)珠光體。它是以法國金相學(xué)家國金相學(xué)家 L.Troost 的名字命名的。的名字命名的。 P、S 和和 T 都屬于珠光體類型的組織，都是由滲碳都屬于珠光體類型的組織，都是由滲碳體和鐵素體組成的片層相間的機(jī)械混合

42、物，它們之間體和鐵素體組成的片層相間的機(jī)械混合物，它們之間的界限是相對的，其差別僅僅是片間距大小不同。的界限是相對的，其差別僅僅是片間距大小不同。51片狀珠光體片狀珠光體52索索 氏氏 體體53托托 氏氏 體體54（二）粒狀珠光體的形成、組織和性能（二）粒狀珠光體的形成、組織和性能 如果滲碳體以顆粒狀態(tài)分布在連續(xù)的鐵素體基體如果滲碳體以顆粒狀態(tài)分布在連續(xù)的鐵素體基體內(nèi)，這種組織稱為內(nèi)，這種組織稱為粒狀珠光體粒狀珠光體，也稱為，也稱為球化體球化體。粒狀珠光體組織55粒狀珠光體的性能粒狀珠光體的性能 在退火狀態(tài)下，對于相同含碳量的鋼材，粒狀珠在退火狀態(tài)下，對于相同含碳量的鋼材，粒狀珠光體比片狀珠光

43、體具有較少的相界面，其硬度、強(qiáng)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。片狀珠光體好。粒狀珠光體的形成粒狀珠光體的形成l 由過冷奧氏體直接分解而成；由過冷奧氏體直接分解而成；l 由片狀珠光體球化而成；由片狀珠光體球化而成；l 由淬火組織回火而成。由淬火組織回火而成。56（三）偽共析體（三）偽共析體 由偏離共析成分的過冷奧氏體所形成的全部珠光體由偏離共析成分的過冷奧氏體所形成的全部珠光體稱為稱為偽共析體偽共

44、析體或或偽珠光體偽珠光體。 亞、過共析鋼從奧氏體亞、過共析鋼從奧氏體態(tài)冷卻時(shí)的冷卻速度越快，態(tài)冷卻時(shí)的冷卻速度越快，轉(zhuǎn)變溫度越低，則珠光體轉(zhuǎn)變溫度越低，則珠光體轉(zhuǎn)變之前析出的先共析鐵轉(zhuǎn)變之前析出的先共析鐵素體或滲碳體越少，偽珠素體或滲碳體越少，偽珠光體越多。光體越多。鐵碳系準(zhǔn)平衡圖示意圖鐵碳系準(zhǔn)平衡圖示意圖57五、馬氏體轉(zhuǎn)變（五、馬氏體轉(zhuǎn)變（martensite transformation） 鋼從奧氏體化狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在鋼從奧氏體化狀態(tài)快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下（低于較低溫度下（低于Ms點(diǎn)）發(fā)生的點(diǎn)）發(fā)生的無擴(kuò)散型相變無擴(kuò)散型相變叫做叫做馬氏馬氏體轉(zhuǎn)變體轉(zhuǎn)變。

45、（一）馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、組織和性能（一）馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、組織和性能1. 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 馬氏體：碳在馬氏體：碳在 -Fe中的中的過飽和過飽和間隙固溶體。間隙固溶體。 馬氏體中的含碳量可與原奧氏體含碳量相同，最大可馬氏體中的含碳量可與原奧氏體含碳量相同，最大可達(dá)到達(dá)到 wC = 2.11%。58馬氏體一般有兩種結(jié)構(gòu)：馬氏體一般有兩種結(jié)構(gòu)：l 體心立方：出現(xiàn)于含碳極少的低碳鋼或無碳合金中。體心立方：出現(xiàn)于含碳極少的低碳鋼或無碳合金中。l 體心正方：出現(xiàn)于含碳較高的鋼中。（如下圖所示）體心正方：出現(xiàn)于含碳較高的鋼中。（如下圖所示） 軸比軸比c/a 稱為馬氏稱為馬氏體的體的正方度正

46、方度。c/a = 1 + 0.046wC 馬氏體的正方度可馬氏體的正方度可用來表示馬氏體中碳用來表示馬氏體中碳的過飽和程度。的過飽和程度。592. 馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)鋼中馬氏體有兩種基本形態(tài)：鋼中馬氏體有兩種基本形態(tài)：l 板條狀馬氏體板條狀馬氏體l 片狀馬氏體片狀馬氏體（1）板條狀馬氏體）板條狀馬氏體 板條馬氏體是低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼、不板條馬氏體是低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成的一種典型馬氏體組織，其顯銹鋼等鐵基合金中形成的一種典型馬氏體組織，其顯微組織是由許多成群的、相互平行排列的板條所組成，微組織是由許多成群的、相互平行排列的板條所組成，故稱為

47、板條馬氏體。故稱為板條馬氏體。60板條的立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄片狀。板條的立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄片狀。馬氏體板條的兩種立體形態(tài)馬氏體板條的兩種立體形態(tài)a）扁條狀）扁條狀 b）薄片狀）薄片狀61 板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)是位錯(cuò)，故又稱板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)是位錯(cuò)，故又稱位錯(cuò)馬氏位錯(cuò)馬氏體體，其位錯(cuò)密度是，其位錯(cuò)密度是1011cm-2 1012cm-2。62（2）片狀馬氏體）片狀馬氏體 高碳鋼（高碳鋼（wC 0.6%）、）、wNi=30%的不銹鋼，以及一些的不銹鋼，以及一些有色金屬和合金，淬火時(shí)形成片狀馬氏體組織。有色金屬和合金，淬火時(shí)形成片狀馬氏體組織。 片狀馬氏體的空間形態(tài)呈凸透鏡狀

48、，在光學(xué)顯微鏡下片狀馬氏體的空間形態(tài)呈凸透鏡狀，在光學(xué)顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。63 片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小，片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大。當(dāng)最大尺寸的馬奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大。當(dāng)最大尺寸的馬氏體片細(xì)小到光學(xué)顯微鏡下不能分辨時(shí)，便稱為氏體片細(xì)小到光學(xué)顯微鏡下不能分辨時(shí)，便稱為“隱晶隱晶馬氏體馬氏體”。 片狀馬氏體的片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶。因此，片狀馬氏體。因此，片狀馬氏體又稱為又稱為孿晶馬氏體孿晶馬氏體。但孿晶

49、通常分布在馬氏體片的中部，。但孿晶通常分布在馬氏體片的中部，在片的邊緣區(qū)則為高密度的位錯(cuò)。在片的邊緣區(qū)則為高密度的位錯(cuò)。 片狀馬氏體的另一個(gè)重要特點(diǎn)是存在大量顯微裂紋。片狀馬氏體的另一個(gè)重要特點(diǎn)是存在大量顯微裂紋。通常奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大，淬火后顯微裂紋通常奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大，淬火后顯微裂紋越多。越多。64 碳鋼中馬氏體的形態(tài)主要取決于碳鋼中馬氏體的形態(tài)主要取決于奧氏體的含碳量奧氏體的含碳量。隨。隨著含碳量的增加，板條馬氏體數(shù)量相對減少，片狀馬氏著含碳量的增加，板條馬氏體數(shù)量相對減少，片狀馬氏體的數(shù)量相對增加。體的數(shù)量相對增加。l 含碳量含碳量小于小于0.2%的奧氏體幾乎全部

50、形成的奧氏體幾乎全部形成板條馬氏體板條馬氏體；l 含碳量含碳量大于大于1.0%的奧氏體幾乎只形成的奧氏體幾乎只形成片狀馬氏體片狀馬氏體；l 含碳量為含碳量為0.2%1.0%的奧氏體則形成的奧氏體則形成板條馬氏體和片板條馬氏體和片狀馬氏體的混合組織狀馬氏體的混合組織。 溶入奧氏體中的合金元素除溶入奧氏體中的合金元素除Co、Al外，大多數(shù)都使外，大多數(shù)都使Ms點(diǎn)下降，因而都促進(jìn)片狀馬氏體的形成。點(diǎn)下降，因而都促進(jìn)片狀馬氏體的形成。Co雖然提高雖然提高M(jìn)s點(diǎn)，但也促進(jìn)片狀馬氏體的形成。點(diǎn)，但也促進(jìn)片狀馬氏體的形成。653. 馬氏體的性能馬氏體的性能 馬氏體力學(xué)性能的顯著特點(diǎn)是具有馬氏體力學(xué)性能的顯著

51、特點(diǎn)是具有高硬度高硬度和和高強(qiáng)度高強(qiáng)度。 馬氏體的馬氏體的硬度硬度主要取決于主要取決于馬氏體的含碳量馬氏體的含碳量。馬氏體的。馬氏體的硬度隨含碳量的增加而升高。硬度隨含碳量的增加而升高。 合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高其強(qiáng)合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高其強(qiáng)度。度。 馬氏體具有高硬度、高強(qiáng)度的原因是多方面的，其中馬氏體具有高硬度、高強(qiáng)度的原因是多方面的，其中主要包括主要包括碳原子的固溶強(qiáng)化碳原子的固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化相變強(qiáng)化以及以及時(shí)效強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化。66 此外，原始奧氏體晶粒越細(xì)，則馬氏體板條群或馬氏體此外，原始奧氏體晶粒越細(xì)，則馬氏體板條群或馬氏體片的尺寸越小，馬氏體相界

52、面對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙越大，所片的尺寸越小，馬氏體相界面對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙越大，所以馬氏體的強(qiáng)度越高。以馬氏體的強(qiáng)度越高。67馬氏體的馬氏體的塑性和韌性塑性和韌性主要取決于主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。l 片狀馬氏體具有高強(qiáng)度、高硬度，但韌性很差，其特片狀馬氏體具有高強(qiáng)度、高硬度，但韌性很差，其特點(diǎn)是點(diǎn)是硬而脆硬而脆。l 板條狀馬氏體具有板條狀馬氏體具有高的強(qiáng)韌性高的強(qiáng)韌性。在具有相同屈服強(qiáng)度。在具有相同屈服強(qiáng)度的條件下，板條馬氏體比片狀馬氏體的韌性好得多。的條件下，板條馬氏體比片狀馬氏體的韌性好得多。68 亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。 回火時(shí)碳化物沿孿晶界不均

53、勻析出增加脆性?；鼗饡r(shí)碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。 馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。 馬氏體形成時(shí)容易產(chǎn)生馬氏體形成時(shí)容易產(chǎn)生“自回火自回火”，松弛了淬火應(yīng)力，松弛了淬火應(yīng)力，碳化物分布比較均勻。碳化物分布比較均勻。 位錯(cuò)網(wǎng)形成的胞狀位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在低密度位錯(cuò)網(wǎng)形成的胞狀位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在低密度位錯(cuò)區(qū)，為位錯(cuò)移動(dòng)提供了余地，而位錯(cuò)開動(dòng)可以緩解應(yīng)位錯(cuò)區(qū)，為位錯(cuò)移動(dòng)提供了余地，而位錯(cuò)開動(dòng)可以緩解應(yīng)力集中，提高塑性。力集中，提高塑性。 無顯微裂紋存在。無顯微裂紋存在。 塑性變形時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)（滑移）比孿生容易進(jìn)行。塑性變形時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)（滑移）比孿生容易進(jìn)行。

54、69（二）馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)（二）馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)l 馬氏體轉(zhuǎn)變的馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力驅(qū)動(dòng)力：新相與母相的化學(xué)自由能差，：新相與母相的化學(xué)自由能差，即單位體積馬氏體與奧氏體的自由能差。即單位體積馬氏體與奧氏體的自由能差。l 馬氏體轉(zhuǎn)變的馬氏體轉(zhuǎn)變的阻力阻力：新相形成時(shí)的界面能和應(yīng)變能。：新相形成時(shí)的界面能和應(yīng)變能。l Ms點(diǎn)：馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，馬氏體與奧氏體的點(diǎn)：馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，馬氏體與奧氏體的自由能差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度。自由能差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度。Ms點(diǎn)反映了使馬氏體轉(zhuǎn)變得以進(jìn)行所需要的最小過點(diǎn)反映了使馬氏體轉(zhuǎn)變得以進(jìn)行所需要的最小過冷度。冷度。701、馬氏

55、體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性（、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性（） 馬氏體轉(zhuǎn)變屬于無擴(kuò)散型相變，轉(zhuǎn)變進(jìn)行時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變屬于無擴(kuò)散型相變，轉(zhuǎn)變進(jìn)行時(shí)，只只有點(diǎn)陣作有規(guī)則的重構(gòu)，而新相與母相并無成分的有點(diǎn)陣作有規(guī)則的重構(gòu)，而新相與母相并無成分的變化變化。點(diǎn)陣的重構(gòu)是由原子集體的、有規(guī)律的、近。點(diǎn)陣的重構(gòu)是由原子集體的、有規(guī)律的、近程的遷移完成的。程的遷移完成的。2、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性（、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性（） 馬氏體轉(zhuǎn)變是新相在母相特定的晶面（慣習(xí)面）馬氏體轉(zhuǎn)變是新相在母相特定的晶面（慣習(xí)面）上形成，并以母相的切變來保持共格關(guān)系的相變過上形成，并以母相的切變來保持共格關(guān)系的相變過程。程。71 馬氏體形成時(shí)，在預(yù)

56、先馬氏體形成時(shí)，在預(yù)先拋光的試樣表面上產(chǎn)生拋光的試樣表面上產(chǎn)生表表面浮凸面浮凸現(xiàn)象?，F(xiàn)象。72馬氏體和奧氏體切變共格界面示意圖733、馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的慣習(xí)面和位向關(guān)系、馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的慣習(xí)面和位向關(guān)系 慣習(xí)面在相變過程中不變形，也不轉(zhuǎn)動(dòng)。慣習(xí)面通慣習(xí)面在相變過程中不變形，也不轉(zhuǎn)動(dòng)。慣習(xí)面通常以母相的晶面指數(shù)來表示。鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨常以母相的晶面指數(shù)來表示。鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨著含碳量及形成溫度不同而異。著含碳量及形成溫度不同而異。l wC 0.6%：(1 1 1) l 0.6% wC 1.4%：(2 2 5) l wC 1.4%：(2 5 9) 隨著馬氏體形成溫度的下降，慣習(xí)面向高

57、指數(shù)方向隨著馬氏體形成溫度的下降，慣習(xí)面向高指數(shù)方向變化。中脊面可看成慣習(xí)面。變化。中脊面可看成慣習(xí)面。74 馬氏體轉(zhuǎn)變后新相和母相之間存在一定的晶體學(xué)位馬氏體轉(zhuǎn)變后新相和母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系：向關(guān)系：l KS關(guān)系：含碳量低于關(guān)系：含碳量低于1.4%的碳鋼；的碳鋼； 110M111 ，M 。l 西山（西山（N，Nishiyama）關(guān)系：低溫下的）關(guān)系：低溫下的Fe-Ni合金合金（wNi = 30%），），含碳量高于含碳量高于1.4%的碳鋼；的碳鋼； 110M111 ，M 。 西山關(guān)系與西山關(guān)系與KS關(guān)系相比，兩者的晶面平行關(guān)系相關(guān)系相比，兩者的晶面平行關(guān)系相同，但晶向平行關(guān)系相差同

58、，但晶向平行關(guān)系相差 5 16 。75l GT關(guān)系：關(guān)系：1994年，年，Grenigen與與Troiano在在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體的位向接合金中發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體的位向接近近KS關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1 ，晶，晶向差向差2 ，稱為，稱為GT關(guān)系。即：關(guān)系。即： 110M111 ，差，差1 ； M ，差，差2 。764、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的 在一般合金中，馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須繼續(xù)降低溫度，在一般合金中，馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須繼續(xù)降低溫度，才能使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，如果中斷冷卻，轉(zhuǎn)變便告停止。因

59、才能使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，如果中斷冷卻，轉(zhuǎn)變便告停止。因此，此，馬氏體轉(zhuǎn)變量僅取決于冷卻所到達(dá)的溫度（或馬氏體轉(zhuǎn)變量僅取決于冷卻所到達(dá)的溫度（或Ms點(diǎn)以點(diǎn)以下的過冷度下的過冷度 T），而與保溫時(shí)間無關(guān)。，而與保溫時(shí)間無關(guān)。當(dāng)冷卻到某一溫度當(dāng)冷卻到某一溫度以下，馬氏體轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，此即馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度，以下，馬氏體轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，此即馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度，也稱也稱Mf點(diǎn)。點(diǎn)。經(jīng)驗(yàn)公式：經(jīng)驗(yàn)公式： = 1 exp (-1.10 10-2 T)式中，式中， 為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)，為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)， T為為Ms點(diǎn)以下的過冷度。點(diǎn)以下的過冷度。 但在有些合金中，馬氏體轉(zhuǎn)變也可以在等溫條件下進(jìn)行，但在有些合金中，

60、馬氏體轉(zhuǎn)變也可以在等溫條件下進(jìn)行，即轉(zhuǎn)變時(shí)間的延長使馬氏體轉(zhuǎn)變量增多。即轉(zhuǎn)變時(shí)間的延長使馬氏體轉(zhuǎn)變量增多。77馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系馬氏體轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系馬氏體轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系78 在很多情況下，馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，即使冷卻在很多情況下，馬氏體轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，即使冷卻到到 Mf 點(diǎn)以下仍然得不到點(diǎn)以下仍然得不到100%的馬氏體，而在組織中保的馬氏體，而在組織中保留有一定數(shù)量的未轉(zhuǎn)變的奧氏體，稱之為留有一定數(shù)量的未轉(zhuǎn)變的奧氏體，稱之為殘余奧氏體殘余奧氏體（ ）。這種現(xiàn)象稱為。這種現(xiàn)象稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性。 殘余奧氏體的數(shù)量與奧氏體中的含