《金屬材料與熱處理》全冊配套完整教學課件2金屬材料及熱處理原理第一章鐵碳相圖和鐵碳合金緩冷后的組織第一節純鐵第二節鐵的碳化物第三節鐵碳相圖第四節鐵碳合金的凝固第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織第一節純鐵鐵的多形性鐵在室溫下具有體心立方點陣，α鐵，鐵磁性隨著溫度升高，在770℃（居里點）A2轉變發生α鐵的磁性轉變，居里點以上，α鐵的磁性消失。非鐵磁性的α鐵能保持到912℃，A3轉變體心立方點陣的α鐵轉變為面心立方點陣的γ鐵。超過1394℃，純鐵將再次轉變為體心立方點陣A4轉變在1538℃以上，純鐵由固態轉變為液態。第一節純鐵第二節鐵的碳化物碳化物化學式晶系或對稱性磁性轉變溫度Θ碳化物Fe3C（滲碳體）正交210℃Ao點

ε碳化物ε-Fe2-3C六角370℃χ碳化物Fe2.2CorFe5C2單斜（底心）247℃合金滲碳體：以滲碳體為基的固溶體。(Fe,Mn,Cr…)3(C,N…)滲碳體的性質：硬度高，塑性差；屬于金屬化合物。

Θ碳化物

χ碳化物230～350℃Fe3C3Fe+C（石墨）由于轉變溫度很低，轉變速度很慢，通常廣泛應用Fe-Fe3C相圖(亞穩相圖)。Fe-C復線相圖：Fe-Fe3C亞穩相圖+Fe-C石墨穩定相圖

較高溫度下長時間保溫第三節鐵碳相圖Fe-C復線相圖：Fe-Fe3C亞穩相圖

+Fe-C石墨穩定相圖

第三節鐵碳相圖在1495℃存在包晶反應：

δ鐵素體+L→γ-Fe0.090.530.17碳在δ

鐵素體中的最大溶解度為0.09wt％第三節鐵碳相圖在1148℃出現共晶反應：L→γ-Fe+Fe3C4.32.116.69碳在奧氏體（γ-Fe）中的最大溶解度為2.11wt％（9.10at%)鐵原子數與碳原子數之比約為10：1第三節鐵碳相圖在727℃出現共析反應：γ-Fe→α-Fe+Fe3C0.770.02186.69碳在α

鐵素體中的最大溶解度為0.0218wt％第四節鐵碳合金的凝固鐵碳合金的三種結晶類型鋼（含碳量<2.11%的鐵碳合金）的結晶過程鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程固溶體結晶包晶結晶共晶結晶第四節鐵碳合金的凝固

一、鋼（含碳量<2.11%的鐵碳合金）的結晶過程第四節鐵碳合金的凝固

一、鋼（含碳量<2.11%的鐵碳合金）的結晶過程都生成奧氏體，鐵碳合金中的奧氏體也是一個較高溫度才穩定存在的相。采用適當的熱處理或合金化，可以使奧氏體部分或全部地保留到室溫。第四節鐵碳合金的凝固

一、鋼（含碳量<2.11%的鐵碳合金）的結晶過程含碳量小于2.11%的合金，在結晶和經過一些固態轉變后，均可變成單相的奧氏體。奧氏體范性很好，使得合金能夠接受鍛造、軋制或其它熱加工變形。第四節鐵碳合金的凝固

一、鋼（含碳量<2.11%的鐵碳合金）的結晶過程鋼第四節鐵碳合金的凝固

二、鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程第四節鐵碳合金的凝固

二、鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程由奧氏體和滲碳體組成的共晶組織稱為萊氏體。在萊氏體中，滲碳體是連續分布的相，奧氏體呈顆粒狀分布在滲碳體的基底上。因滲碳體性質很脆，所以萊氏體就成為塑性很差的組織。第四節鐵碳合金的凝固

二、鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程亞共晶合金結晶時，在共晶反應前先形成奧氏體；過共晶合金結晶時，在共晶反應前先形成滲碳體—一次滲碳體。第四節鐵碳合金的凝固

二、鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程含碳量超過2.11wt.％的合金，結晶后其組織中總含有一定數量的萊氏體，合金的塑性差，難于承受熱加工變形；但是，這類合金熔點低，同時由于共晶結晶的緣故，合金的鑄造性能好。第四節鐵碳合金的凝固

二、鑄鐵（含碳量>2.11%的鐵碳合金）的結晶過程鑄鐵第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織鐵工業純鐵<0.0218wt%C鐵素體，或鐵素體+三次滲碳體第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織亞共析鋼0.0218-0.77wt%C先共析鐵素體+珠光體共析鋼0.77wt%C珠光體過共析鋼0.77-2.11wt%C先共析二次滲碳體+珠光體鋼第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織鑄鐵亞共晶鑄鐵2.11-4.30wt%C珠光體+二次滲碳體+萊氏體由先共晶γ相得到共晶以后析出（變態）共晶鑄鐵4.30wt%C萊氏體（變態）過共晶鑄鐵4.30-6.69wt%C一次滲碳體+萊氏體(變態)第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織一、工業純鐵緩冷時的固態轉變和組織室溫平衡組織：鐵素體or鐵素體+三次滲碳體三次滲碳體的析出溫度隨工業純鐵中的碳含量減小而降低。而溫度降低，原子的活動性減弱，析出過程緩慢，析出的三次滲碳體就愈細小彌散。當冷卻速度不夠緩慢時，滲碳體的析出過程進行得不充分，因而，在室溫下鐵素體的含碳量往往或多或少是過飽和的。純鐵的顯微組織：不規則的鐵素體晶粒，晶粒內有亞晶。第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

1.共析鋼的固態轉變A1溫度以下，奧氏體發生共析分解，轉變后的產物為珠光體（α+Fe3C）。珠光體的形態：片層狀滲碳體分布在鐵素體基體上。室溫下珠光體中滲碳體和鐵素體的相對量為：因而，滲碳體片很薄。從珠光體中的鐵素體相中析出三次滲碳體，沿α與滲碳體相界上形成，附加到原先的滲碳體片上。因量少，對組織無明顯影響。第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

1.共析鋼的固態轉變第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

2.亞共析鋼的固態轉變共析成分奧氏體含量（珠光體相對量）第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

2.亞共析鋼的固態轉變

第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

2.亞共析鋼的固態轉變合金C％增加，室溫組織中珠光體的相對量逐漸增加，先共析鐵素體減少。合金C％減少，室溫組織中珠光體的相對量逐漸減少，先共析鐵素體增多。合金C％很小，且冷卻緩慢，因可析出的珠光體量很少，容易失去珠光體特征：共析所產生的鐵素體附加到已存在的先共析鐵素體上生長，在鐵素體晶界出現游離的滲碳體。第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織二、鋼在緩冷時的固態轉變和組織

3.過共析鋼的固態轉變第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織三、鑄鐵在緩冷時的固態轉變和室溫組織

1.共晶鑄鐵萊氏體（γ+Fe3C)，奧氏體呈顆粒狀分布在滲碳體的基底上萊氏體中的奧氏體不斷析出滲碳體，依附在萊氏體中的共晶滲碳體上。萊氏體中的奧氏體通過共析反應轉變為珠光體，變態萊氏體。第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織三、鑄鐵在緩冷時的固態轉變和室溫組織

2.亞共晶鑄鐵先共晶奧氏體+共晶萊氏體(奧氏體+滲碳體)

二次滲碳體珠光體珠光體變態萊氏體第五節合金在緩冷過程中的固態轉變和室溫組織三、鑄鐵在緩冷時的固態轉變和室溫組織

3.過共晶鑄鐵液析滲碳體+共晶萊氏體

(奧氏體+滲碳體)(呈粗大片狀)

珠光體變態萊氏體第二章鋼的熱處理原理和工藝

第一節概述鋼鐵材料作為現代工業的基礎材料,隨著現代化工業以及科學技術(如航天技術、空間技術、海洋技術等）的飛速發展，人們對鋼材性能的要求也愈來愈高。為了滿足這一點，一般可以采取兩種方法：研制新鋼種（改變化學成分，改進合金體系）；對鋼進行熱處理（主要利用合金體系中存在的相變）。

鋼的熱處理：通過加熱、保溫和冷卻的方法，來改變鋼內部組織結構，從而改善其性能的一種工藝。

熱處理的工藝過程包括加熱、保溫和冷卻三個階段，它可用溫度一時間坐標圖形來表示，稱為熱處理工藝曲線。圖2.1熱處理工藝曲線這也同樣是鋼中發生的各種轉變所必需的熱力學條件。P---珠光體；A---奧氏體；A1—共析溫度由上圖可以知道:

鋼中奧氏體(Austenite,簡寫A)和珠光體(Pearlite,簡寫P)的自由能都隨溫度而變化。隨溫度的升高，奧氏體與珠光體的自由能都降低，但二者的變化率不同，奧氏體的自由能隨溫度變化得更明顯些。因此，這兩條曲線在某一點必然相交。此交點的溫度A1即相當于鐵-碳平衡相圖上的A1點，即奧氏體與珠光體的平衡溫度。當溫度低于A1點時，珠光體的自由能低于奧氏體的自由能，珠光體為穩定狀態，反之則奧氏體為穩定狀態。

由右圖可知，將共析鋼加熱至A1（PSK）以上可獲得完全的奧氏體；

亞共析鋼必須加熱至A3線(GS)；

過共析鋼Acm線（ES）以上才能獲得單相奧氏體。Ac1、Ac3、Accm的意義

對于一個具體鋼成分來說，A1、A3、Acm是一個點，而且是無限緩慢加熱或冷卻時的平衡臨界溫度。我們可以從相圖中讀取。

但是，實際上，退火、正火或淬火等熱處理都是有一定的加熱或冷卻速度，相變并不按照相圖上所示的臨界溫度進行，總存在不同程度的滯后現象，即實際轉變溫度偏離平衡的臨界溫度，如下圖所示。

加熱與冷卻速度對平衡相變點的影響。

隨著加熱和冷卻速度增加，偏離程度也愈大。為區別于平衡臨界溫度：加熱時的實際臨界溫度加注腳字母“C”，用Ac1、Ac3、Accm表示；冷卻時的實際臨界溫度加注腳字母“r”，用Ar1、Ar3、Arcm表示。

熱處理或合金鋼手冊上列出的各種鋼的實際臨界溫度，大多是在30-50℃/h的加熱或冷卻下測定的，可作緩慢加熱或冷卻時參考。

奧氏體的形成過程

從鐵碳相圖可知，任何成分碳鋼加熱到Ac1以上，珠光體就向奧氏體轉變；加熱到Ac3或Accm以上，將全部變為奧氏體。這種加熱轉變稱奧氏體化(AUSTENIZATION)。奧氏體的形成機理(以共析鋼為例)1、奧氏體晶核的形成(α+Fe3C)→γ0.0218%C6.69%C0.77%C

體心立方復雜正交面心立方奧氏體晶核在鐵素體和滲碳體相界面處較易形成，其原因為：

(1)在鐵素體和滲碳體兩相界面處，碳原子濃度相差較大，有利于獲得形成奧氏體晶核所需的碳濃度；

(2)在鐵素體和滲碳體兩相界面處，原子排列不規則，鐵原子有可能通過短程擴散由舊相的點陣向新相的點陣轉移，促使奧氏體成核；

(3)在鐵素體與滲碳體兩相界面處形核是在已有的界面上形核，形核時只是將原有界面變為新界面，總的界面能變化較小，需要增加的應變能也較小，并且兩相界面處畸變能較高。相界、晶界、亞晶界、位錯、非金屬夾雜等局部區域的自由能高，這些區域具有較大的能量起伏和濃度起伏，因而有利于奧氏體晶核的形成。2、長大當奧氏體在鐵素體和滲碳體相界面上形核后：如下圖所示，建立起界面濃度平衡；在奧氏體和鐵素體內部出現濃度差，碳原子由高濃度向低濃度擴散，使C2、C4濃度降低，而C1、C3升高，從而破壞濃度平衡；必須通過滲碳體逐漸溶解，以提高C2、C4，同時產生α→γ轉變，以降低C1、C3，維持界面濃度平衡；這樣所進行的碳原子擴散，滲碳體溶解，α→γ點陣重構的反復，奧氏體逐漸長大。奧氏體長大機理示意圖Fe3CFe3C碳含量距離碳含量，%溫度T1C2C1C3C4C4AC3αC2C1α-Feγ-Fe

實驗表明，鐵素體向奧氏體的轉變速度，往往比滲碳體的溶解要快，因此珠光體中鐵素體總比滲碳體消失得早。3、殘余滲碳體的溶解鐵素體消失后，隨著保溫時間的延長，通過碳原子擴散，殘余滲碳體逐漸溶入奧氏體，使奧氏體逐漸趨近共析成分。1)S點不在中點，A中平均C濃度低于0.77%；2）A與F界面處的C濃度遠小于Fe3C與A相界面處的C濃度差。

4、奧氏體的均勻化殘余滲碳體完全溶解后，奧氏體中碳濃度仍是不均勻的，原是滲碳體的位置碳濃度較高，原是鐵素體的位置碳濃度較低。為此必須繼續保溫，通過碳原子擴散，獲得均勻化奧氏體。珠光體向奧氏體等溫轉變過程示意圖

綜上所述，共析鋼的奧氏體化過程包括以下四個過程：形核；長大；殘余滲碳體溶解；奧氏體成分均勻化。加熱時奧氏體化程度會直接影響冷卻轉變過程，以及轉變產物的組成和性能。

5、亞(或過)共析鋼中奧氏體的形成亞共析鋼：先共析鐵素體過共析鋼：先共析滲碳體

共析碳鋼的奧氏體等溫形成曲線

共析碳鋼的奧氏體等溫形成過程

+Fe3C奧氏體等溫形成圖的測定方法

為了獲得各溫度下奧氏體的形成速度，可將共析碳鋼小試樣迅速加熱到Ac1以上不同溫度，如730℃、745℃、765℃、800℃等等，并在每一個溫度下保持一系列不同時間，如1、10、40、100、……s，然后在鹽水中急冷到室溫。測出上述各個試樣中馬氏體的數量，這些馬氏體量就相當于高溫下所形成的奧氏體量。

根據所測結果，作出各溫度下奧氏體形成量和時間的關系曲線，即為奧氏體等溫形成動力學曲線。為便于使用，通常把不同溫度下轉變相同數量所需的時間繪在溫度―時間圖上，此即為奧氏體等溫形成圖。奧氏體等溫形成動力學曲線(示意圖)

共析碳鋼的奧氏體等溫形成曲線

+Fe3C

從以上兩圖可以看出：

(1)在高于Ac1溫度保溫時，奧氏體并不立即形成，而是需要經過一定孕育期之后才開始形成。溫度愈高，孕育期愈短。

(2)奧氏體形成速度在整個過程中是不同的，開始時速度較慢，以后速度逐漸加大，當奧氏體形成量大于50%以后，速度又開始減慢。

(3)溫度愈高，形成奧氏體所需要的全部時間愈短，即奧氏體形成速度愈快。

(4)在整個奧氏體形成過程中，殘留碳化物的溶解，特別是成分均勻化所需的時間最長。4.2亞共析鋼奧氏體的形成過程

對亞共析鋼而言，除去珠光體向奧氏體轉變以外，由于還存在先共析鐵素體，故在Ac1～AC3之間加熱時，還應有一個從（先共析）鐵素體向奧氏體轉變的過程。鐵素體向奧氏體轉變的過程既可以是已經生成的奧氏體晶粒“吞并”周圍的鐵素體而進行長大，也可以通過“形核-長大”機理形成新的奧氏體晶粒。

4.3過共析鋼的奧氏體形成過程對于過共析鋼，由于在其原始組織中含有二次滲碳體，故從Ac1到Accm之間還應有一個（二次）滲碳體向奧氏體中溶解的過程。只有當加熱溫度高于Accm時，這些過剩相才會完全轉變成奧氏體。

4.4合金鋼的奧氏體過程的特點合金元素對碳在奧氏體中的擴散影響

1)

Co、Ni增大碳在奧氏體中的擴散系數，因而加快奧氏體形成速度；

2)碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等降低碳在奧氏體中的擴散系數，且所形成的特殊碳化物較難溶解，所以減慢奧氏體形成速度；

3)

Si、Al、Mn等元素對碳在奧氏體中的擴散系數影響不大，因此對奧氏體形成速度沒有多大影響。

鋼中合金元素在原始組織各相中的分布是不均勻的。例如退火狀態下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，非碳化物形成元素主要集中在鐵素體中。這種合金元素分布的不均勻性，直到殘余碳化物溶解完成后仍保留下來。因此合金鋼除了奧氏體中碳的均勻化外，還要進行著合金元素的均勻化。

在同一奧氏體化溫度下，合金元素在奧氏體中擴散系數只有碳的擴散系數的千分之幾到萬分之幾，可見合金鋼的奧氏體均勻化時間遠比碳鋼長得多。

在制定合金鋼的熱處理工藝規范時，應比碳鋼的加熱溫度高些，保溫時間長些，促使合金元素盡可能均勻化。奧氏體等溫形成動力學的影響因素：1.加熱溫度：溫度越高，奧氏體形成速度越快。2.

碳含量：碳含量越高，奧氏體的形成速度越快。3.

原始組織：碳化物的形狀、分散度。4.合金元素：合金元素的加入對奧氏體的形成機理沒有影響，但是合金元素的存在改變了碳化物的穩定性，影響碳在奧氏體中的擴散系數。另外，合金元素在碳化物與基體之間的分布不均勻，也可影響奧氏體的形成速度、碳化物的溶解以及奧氏體的均勻化。連續加熱轉變的特點：1）相變臨界點隨加熱速度的增大而升高；2）轉變是在一個溫度范圍內進行的；3）奧氏體的形成速度隨加熱速度的增加而加快；4）奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大；5）奧氏體的起始晶粒度隨加熱速度增大而細化。奧氏體晶粒

對一般鋼來說，雖然在通常使用狀態下的組織并不是奧氏體，但熱加工或熱處理過程中加熱時所形成的奧氏體晶粒大小、形狀等，對冷卻后鋼的組織和性能卻有重要的影響。因此，需要了解奧氏體晶粒的長大規律，以便在生產實踐中控制奧氏體晶粒大小，以獲得所希望的性能。

奧氏體晶粒大小與形狀奧氏體晶粒大小與形狀奧氏體晶粒大小與形狀②不均勻長大經孕育期后，奧氏體晶粒開始長大，但各處長大的程度不一致：有些較大的晶粒靠吞并周圍的小晶粒而長成個別很粗大的晶粒；那些未被吞并的小晶粒則長大速度極慢；結果形成尺寸相差懸殊的晶粒共存的狀態；③均勻長大期待細小晶粒全被吞并后，所有晶粒均開始緩慢而均勻地長大。

940℃奧氏體化所獲得的奧氏體晶粒大小34CrNi3Mo鋼980℃奧氏體化所獲得的奧氏體晶粒大小34CrNi3Mo鋼1020℃奧氏體化所獲得的奧氏體晶粒大小34CrNi3Mo鋼因此，在熱處理時應嚴格控制晶粒大小以獲得良好的綜合性能；在冶金廠，熱軋鋼材終軋溫度下的奧氏體晶粒大小決定著鋼材軋后的性能，特別是對于不再進行熱處理的熱軋鋼材，其終軋溫度必須嚴格控制。

目前世界各國評定鋼鐵產品的晶粒大小，幾乎統一采用與標準金相圖片（晶粒大小標準圖如下圖）相比較，來確定晶粒度的級別。通常將晶粒度分為8級，各級晶粒的大小如圖。

因為930℃左右是本質粗晶粒鋼和本質細晶粒鋼的晶粒大小差別最明顯的溫度。根據原冶金部標準YB27-64規定，將鋼加熱到930℃±10℃，保溫3～8小時后，以適當方式冷卻，在室溫下顯示和測量高溫奧氏體晶粒大小，用來判斷鋼的本質晶粒度。當晶粒度為1～4級，屬于本質粗晶粒鋼，5～8級為本質細晶粒鋼。侵蝕方法：飽和的苦味酸水溶液+海鷗牌洗滌劑(膏)。6.5鋼中成分對奧氏體晶粒長大的影響

用適量的鋁脫氧，或鋼中加入適量的釩、鈦、鈮等元素，可得到本質細晶粒鋼。因為它們的氮化物或碳化物粒子沿晶界彌散析出，起到阻礙晶界遷移的作用，抑制了奧氏體晶粒長大。

奧氏體晶粒大小的影響因素：加熱溫度和保溫時間:晶粒長大和原子的擴散密切相關，溫度升高或保溫時間延長，有助于擴散進行，因此奧氏體晶粒變得更加粗大。加熱速度：加熱速度與過熱度有關，加熱速度越大，過熱度越大，即奧氏體的實際形成溫度越高。高溫下獲得的起始晶粒細小，但很容易長大，因此保溫時間不宜過長。碳含量：碳含量不足以形成過剩碳化物的時候，隨著含量的增加晶粒增大；如果足以形成未溶解的碳化物，阻礙奧氏體晶粒的長大。脫氧劑及合金元素：Al脫氧可以形成AlN顆粒，阻礙晶粒長大；Ti，Nb，V強碳化物形成元素的加入，形成顆粒細小、彌散分布的碳化物，阻礙奧氏體晶粒長大；Mn、P促進奧氏體晶粒的長大。原始組織：原始組織只影響起始晶粒度。原始組織越細，起始晶粒度就越細小。控制晶粒長大的措施：利用Al脫氧，形成AlN質點，細化晶粒；加入強的碳氮化物形成元素，形成難溶的碳氮化物，阻礙奧氏體晶粒長大；采用快速加熱、短時保溫的辦法，獲得細小的晶粒；控制鋼的熱加工工藝和采用預備熱處理工藝。

過熱：由于加熱工藝不當(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重惡化，此現象稱為過熱。通過正火、退火的重結晶可以消除過熱組織(非平衡組織則難以消除)。過燒：由于加熱工藝不當(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象稱為過燒。通過正火、退火的重結晶不能消除過燒組織。

第三節過冷奧氏體轉變圖

由右圖可知，如果將事先加熱成奧氏體狀態的鋼冷卻到A1溫度以下，則由于此溫度下奧氏體的自由能比鐵素體與滲碳體兩相混合物（珠光體或貝氏體）高，所以奧氏體將發生分解而向珠光體（或其它組織）轉變。

過冷奧氏體：奧氏體冷卻到臨界溫度以下，處于熱力學不穩定狀態，稱為過冷奧氏體。過冷奧氏體的冷卻方式：平衡冷卻和非平衡冷卻

以共析鋼為例加熱到Ac1以上，共析轉變成成分大致均勻的單相奧氏體；冷卻到Ar1以下，單相奧氏體分解為在成分上差別很大的鐵素體與滲碳體兩相的混合物（珠光體或貝氏體）；顯然必須借助于擴散過程才能實現。隨著溫度的降低，原子擴散能力不斷減弱，轉變產物也不一樣。3.1過冷奧氏體轉變類型

珠光體轉變：鐵素體和滲碳體組成的混合物，擴散型相變。形態有片狀和粒狀共析鋼3800倍8000倍8000倍T12鋼貝氏體轉變：過飽和的鐵素體和碳化物組成的混合物。形態有羽毛狀和針狀

上貝氏體

500x上貝氏體

1000X

下貝氏體

100X下貝氏體

1000X低碳板條馬氏體高碳片狀馬氏體馬氏體轉變3.2過冷奧氏體等溫轉變圖(TTT)的建立將過冷奧氏體迅速冷至臨界溫度以下的一定溫度，并在此溫度下進行等溫，在等溫過程中所發生的相變稱為過冷奧氏體等溫轉變。

用來描述轉變開始和轉變終了時間、轉變產物和轉變量與溫度、時間之間的關系曲線，稱為過冷奧氏體等溫轉變圖。（C曲線、TTT圖）測定過冷奧氏體等溫轉變圖的方法有金相-硬度法、膨脹法、磁性法、熱分析法等。時間，S溫度，℃相變開始線相變終了線Ar1相變終了線實驗過程：制備多組圓片狀試樣加熱使其奧氏體化轉入A1以下一定溫度的鹽浴中等溫停留不同時間后取出分別在鹽水中淬火金相顯微組織觀察，結合硬度確定已轉變的奧氏體數量獲得不同溫度等溫時的奧氏體轉變動力學曲線將不同溫度下的等溫轉變開始時間和終了時間以及某些特定轉變量所對應的時間繪制在溫度-時間半對數坐標系中，并將不同溫度下的轉變開始點和轉變終了點以及特定轉變量的點分別連接成曲線，即得到過冷奧氏體等溫轉變動力學圖，簡稱TTT曲線或C曲線。過冷奧氏體等溫轉變圖作法示意圖由上圖可以看出：

1.在各不同溫度下過冷奧氏體等溫分解需要一段準備時間，稱為孕育期。

2.當等溫溫度從A1點逐漸降低時，相變的孕育期逐漸減短，轉變速度加快；溫度下降到某一溫度時，孕育期最短，轉變速度最快，通常把此處稱為C曲線的鼻部或拐點；溫度再降低，孕育期反而增長，轉變速度減慢。3.對于碳鋼，在其C曲線鼻部以上為過冷奧氏體高溫轉變區，生成珠光體；在鼻部以下至Ms點之間為中溫轉變區，生成貝氏體；在Ms點以下為低溫轉變區，生成馬氏體。

4.從整體來看，當過冷奧氏體發生轉變時，隨時間的增長，轉變速度增大，但至轉變50%以后，轉變速度又逐漸降低，直至轉變完成。(過冷奧氏體等溫轉變動力學曲線)共析碳鋼(0.8%C,0.76%Mn)的C曲線

以共析鋼為例，過冷奧氏體等溫轉變曲線可以劃分為三個轉變區域：從A1至550℃溫度范圍內，等溫形成層片狀鐵素體和滲碳體的機械混合物，統稱為珠光體;2)從550℃至Ms溫度范圍內，等溫轉變形成貝氏體，它是過飽和碳的鐵素體和碳化物的機械混合物。根據形成溫度高低，又可分為上貝氏體和下貝氏體;3)將奧氏體快冷至Ms以下，在Ms至Mf之間產生馬氏體轉變，它是屬于無擴散性相變，得到的過飽和的α固溶體。

亞共析鋼有一條先共析鐵素體線，最后得到的組織為鐵素體和珠光體。

過共析鋼有一條先共析滲碳體線，最后得到的組織為先共析滲碳體和珠光體。過冷奧氏體等溫轉變動力學圖的應用制定等溫熱處理工藝的有效依據，例如：等溫淬火、等溫退火等。1、等溫淬火：獲得下貝氏體。2、退火和等溫退火：珠光體轉變。3、形變熱處理：將形變強化和熱處理強化結合。3.3過冷奧氏體連續冷卻轉變圖的建立

建立的原因：大量的熱處理工藝是采用連續的冷卻方式。熱軋鋼材的變形組織控制在變形條件下冷卻組織如何控制。雖然可以利用等溫轉變圖來分析連續冷卻時的過冷奧氏體轉變過程，但是這種分析只能是粗略的，有時甚至得到的是錯誤的結果。有必要建立過冷奧氏體的連續冷卻轉變圖，簡稱CCT(ContinuousCoolingTransformation)圖。難點：維持恒定冷卻速度十分困難。轉變產物的精確測定十分困難。快速冷卻時保證測量時間、溫度的精度十分困難。測量方法：通常綜合運用金相-硬度法、膨脹法、磁性法、熱分析法以及端淬法等。3.3過冷奧氏體連續冷卻轉變圖的建立選定一組具有不同冷卻速度的方法，然后將欲測樣品加熱到奧氏體化溫度，以各種冷速冷卻。冷卻過程中采用膨脹法和金相法測定轉變開始點和終了點。把測得的不同冷速下的起始點和終了點標在溫度-時間坐標系中，連接各性質相同的點。獲得過冷奧氏體連續冷卻轉變圖。簡稱CCT(ContinuousCoolingTransformation)曲線。3.4過冷奧氏體連續冷卻轉變圖的分析

當連續冷卻速度很小時，轉變的過冷度很小，轉變開始和終了的時間很長。如按冷卻速度V1所示；冷卻速度如果加大，則轉變溫度降低，轉變的開始與終了時間縮短，而且冷卻速度愈大，轉變所經歷的溫度區間也愈大。如按冷卻速度V2所示。上圖中，有一轉變中止線，表示冷卻曲線與此線相交時轉變并未最后完成，但奧氏體停止了分解，剩余部分被過冷到更低溫度下發生馬氏體轉變。

通過上圖中C點的冷卻曲線相當于上臨界冷卻速度。當冷速很大（超過Vc）時，奧氏體將全部被過冷到Ms點以下轉變為馬氏體。由此的結論：（1）以某一定速度冷卻時，珠光體轉變在一個溫度區間進行。冷速愈大，此區間也愈大，開始轉變的溫度也愈低。（2）冷卻速度小于下臨界冷卻速度時，轉變產物全部為珠光體（P）；冷卻速度大于上臨界冷卻速度時，轉變產物為馬氏體（M）及少量殘余奧氏體；（3）冷卻速度介于上臨界速度與下臨界速度之間時，轉變產物為珠光體、馬氏體加少量殘余奧氏體。過冷奧氏體等溫轉變曲線（C曲線）與連續轉變曲線(CCT曲線）之比較由圖可見，共析鋼的CCT曲線與其C曲線比較，向右下方移動了，亦即轉變的開始時間推遲，開始溫度降低。

對于亞共析鋼和過共析鋼的連續冷卻轉變曲線分別如下圖所示。圖中，F-----代表鐵素體區域；

P-----代表珠光體區域；

B-----代表貝氏體區域；

M-----代表馬氏體區域。

0.30%C鋼連續冷卻轉變曲線奧氏體化溫度：930℃；時間：30min0.90%C鋼連續冷卻轉變曲線奧氏體化溫度：930℃；時間：30min表1試樣主要化學成分（wt%）試樣號CSiMnPS1＃0.2320.2741.5600.01090.04282＃0.2360.2811.5780.01140.0463

根據相近成分鋼種的CCT曲線，選取冷卻速率分別為0.2℃/s，0.5℃/s，1℃/s，1.5℃/s，3℃/s，5℃/s，8℃/s，12℃/s，20℃/s，35℃/s，如下圖所示：0.2℃/s，5℃/s，0.5℃/s，1℃/s，1.5℃/s，3℃/s，3.5結論鋼的C曲線與CCT曲線是制定合理的熱處理工藝規程的重要依據；它對于分析研究各種鋼在不同熱處理后的金相組織與性能，進而合理地選用鋼材等方面也有很大的參考價值。根據某種鋼的CCT曲線，可以知道在各種不同冷卻速度下所經歷的各種轉變以及應得的組織和性能（如硬度），還可以清楚地確定該鋼的臨界冷卻速度等，這是規定淬火方法、選擇淬火介質的重要依據。根據某種鋼的C曲線，可以制定等溫退火、等溫淬火等熱處理工藝規程（如確定合理的等溫溫度與時間）。第四節珠光體轉變γ→P(α+Fe3C)

面心立方

體心立方復雜斜方

0.77%C0.0218%C6.69%C共析碳鋼(0.8%C,0.76%Mn)的C曲線一、珠光體形態和性能

1.珠光體形態片狀珠光體粒狀珠光體(granularpearlite)珠光體(pearlite)索氏體(sorbite)屈氏體(troostite)粒狀珠光體

典型組織形態為：在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織。

典型組織形態為：厚片狀鐵素體與薄片狀滲碳體交替排列的片層狀組織。片狀珠光體片狀珠光體的片層間距和珠光體團的示意圖a)珠光體的片層間距；b)

珠光體團

根據片層間距的大小，可將片狀珠光體細分為以下三類：

(1)珠光體：在A1~650℃范圍內形成，層片較粗，片層間距平均大于0.3μm，在放大400倍以上的光學顯微鏡下便可分辨出層片；

(2)索氏體：在650~600℃范圍內形成，層片比較細，片層間距平均為0.1~0.3μm，在大于1000倍的光學顯微鏡下可分辨出層片；

(3)屈氏體：在600~550℃范圍內形成，層片很細，片層間距平均小于0.1μm，即使在高倍光學顯微鏡下也無法分辨出片層，只有在電子顯微鏡下才能分辨開層片。共析碳素鋼珠光體團的直徑和片層間距對斷裂強度的影響共析碳素鋼珠光體團的直徑和片層間距對斷面收縮率的影響

珠光體團直徑和片層間距越小，強度、硬度越高，塑性也越好。共析碳素鋼不同組織的應力-應變圖1-片狀珠光體2-粒狀珠光體

在退火狀態下，對于相同含碳量的鋼料，粒狀珠光體的強度、硬度比片狀珠光體低，塑性、切削加工性和淬火工藝性等比片狀珠光體好。(a)(b)珠光體中滲碳體片的分枝長大(a)掃描電鏡照片(b)示意圖

典型組織形態為：在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織。粒狀珠光體常用獲得粒狀珠光體的方法：特定條件下的過冷奧氏體分解：降低奧氏體化溫度，縮短保溫時間，使加熱轉變沒有充分完成，存在未溶碳化物或者奧氏體成分不均勻；另外需要特定的冷卻條件，即過冷奧氏體分解的溫度要高。在A1稍下時間要足夠長，或者冷卻速度緩慢。片狀珠光體的低溫退火：如果原始組織是片狀珠光體，將其加熱到A1稍下的較高溫度長時間保溫，片狀珠光體能夠自發的轉變為顆粒狀的珠光體。高溫回火：通過馬氏體或貝氏體高溫回火來獲得。魏氏組織：工業上將具有先共析片（針）狀鐵素體或針（片）狀滲碳體加珠光體的組織，稱為魏氏組織。形成條件：易在粗晶粒的奧氏體中形成；與鋼的化學成分有關；在一定的冷卻速度下才能形成。力學性能：塑性和沖擊韌性顯著降低；使韌脆轉變溫度升高。

第五節馬氏體轉變概念：將鋼加熱奧氏體化，以大于vk的冷卻速度快冷至Ms點以下，將產生馬氏體轉變，習慣上將通過切變進行點陣重構，而無成分變化的非擴散性相變，稱為馬氏體轉變。從廣義上說將材料從高溫結構狀態快速冷卻，在較低溫度下發生的無擴散型相變。相變溫度范圍：Ms-Mf

之間相變特點：切變、無擴散、非恒溫轉變時間C’C’C’MM+PPC————等溫冷卻——連續冷卻溫度馬氏體產生的條件將鋼加熱到奧氏體化（第一步）；以大于臨界淬火速度Vc（上臨界冷卻速度）的冷卻速度快冷；A1

快冷至Ms溫度（馬氏體轉變開始點）以下；熱力學條件。從連續冷卻曲線看，奧氏體分解為珠光體或貝氏體的過程來不及完成。

鋼中馬氏體的晶體結構奧氏體是含有一定碳含量的固溶體，最大含碳量為２.11%，晶體結構為面心立方點陣。平衡狀態下，碳在α-Fe中的溶解度20℃不超過0.002%。馬氏體相變時，由于快冷條件下，奧氏體中的鐵、碳原子失去擴散能力；奧氏體中的含碳量可全部保留在馬氏體晶格點陣中。

曾將馬氏體視為碳在α-Fe中的過飽和固溶體。但事實上，α-Fe的點陣發生了畸變，馬氏體是體心正方。這個正方度(c/a)與碳含量有關，大于0.2%C的馬氏體具有正方度，小于0.2%C失去正方度。

馬氏體晶體結構為含過飽和碳的體心正方，這個正方度與含碳量有關。圖4-1碳原子在馬氏體點陣中的可能位置示意圖可能位置是：由鐵原子組成的扁八面體空隙之中。圖4-2碳原子在馬氏體點陣中的可能位置構成的亞點陣馬氏體點陣為：體心正方；c/a稱為馬氏體的正方度。馬氏體的點陣常數和碳含量的關系含碳量對馬氏體點陣常數的影響二、馬氏體轉變的主要特點1.切變共格和表面浮凸現象鋼因馬氏體轉變而產生的表面浮凸馬氏體形成時引起的表面傾動

馬氏體是以切變方式形成的，馬氏體與奧氏體之間界面上的原子既屬于馬氏體，又屬于奧氏體，是共有的；并且整個相界面是互相牽制的，這種界面稱之為“切變共格”界面。馬氏體和奧氏體切變共格交界面示意圖2.馬氏體轉變的無擴散性

馬氏體轉變的無擴散性有以下實驗證據：

(1)碳鋼中馬氏體轉變前后碳的濃度沒有變化，奧氏體和馬氏體的成分一致，僅發生晶格改組：γ-Fe(C)→α-Fe(C)

面心立方體心正方

(2)馬氏體轉變可以在相當低的溫度范圍內進行，并且轉變速度極快。3.具有一定的位向關系和慣習面(1)位向關系①K-S關系

{011}α′∥{111}γ；

<111>α′∥<101>γ

按照這樣的位向關系，馬氏體在母相中可以有24個不同的取向。

K-S位向關系示意圖②西山關系(111)γ∥(110)α′；[11-2]γ∥[-110]α′按照西山關系，在每個{111}γ面上，馬氏體只可能有三種不同的取向，所以總共只有12種可能的馬氏體取向。西山關系示意圖③G-T關系{111}γ∥{110}α′

差1°；<110>γ∥<111>α′

差2°。(2)慣習面

馬氏體轉變時，新相總是在母相的某個晶面族上形成，這種晶面稱為慣習面。在相變過程中從宏觀上看，慣習面是不發生轉動和不畸變的平面，用它在母相中的晶面指數來表示。

鋼中馬氏體的慣習面隨碳含量及形成溫度不同而異，常見的有三種：(1)含碳量小于0.6%時，為{111}γ；(2)含碳量在0.6%~1.4%之間時，為{225}γ；(3)含碳量高于1.4%時，為{259}γ。隨馬氏體形成溫度下降，慣習面有向高指數變化的趨勢。4.馬氏體轉變是在一個溫度范圍內完成的馬氏體轉變量與溫度的關系Ms—馬氏體轉變開始溫度；Mf—馬氏體轉變終了點；A、B—殘留奧氏體。5.馬氏體轉變的可逆性

在某些鐵合金中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體，重新加熱時，已形成的馬氏體又可以逆馬氏體轉變為奧氏體，這就是馬氏體轉變的可逆性。一般將馬氏體直接向奧氏體轉變稱為逆轉變。逆轉變開始點用As表示，逆轉變終了點用Af表示。通常As溫度比Ms溫度高。5.2馬氏體的組織形態及性能特點一、馬氏體的組織形態1.板條狀馬氏體

板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型馬氏體組織。

對于碳鋼，板條狀馬氏體通常在≤0.2%C時單獨存在，＞0.2%C時與片狀馬氏體共存。

板條狀馬氏體與母相奧氏體的晶體學位向關系是K-S關系，慣習面為(111)γ，但18-8不銹鋼中板條狀馬氏體的慣習面是(225)γ。

目前認為板條狀馬氏體的立體形態有兩種：

(1)橫截面為橢圓形，呈扁條狀，a>>b>c，一般a比b大10倍以上。

(2)橫截面為矩形，呈薄板狀，a>b>>c。

板條狀馬氏體的亞結構主要是：高密度纏結的位錯，位錯密度一般為0.3~0.9×1012cm/cm3。板條馬氏體2.片狀馬氏體

片狀馬氏體是中、高碳鋼，高鎳的鐵鎳合金等鐵系合金中出現的另一種典型馬氏體組織。

對于碳鋼，片狀馬氏體只在>1.0%C時才單獨存在，<1.0%C時與板條狀馬氏體共存。

片狀馬氏體與母相奧氏體的晶體學位向關系是K-S關系或西山關系，慣習面為(225)γ或(259)γ。片狀馬氏體片狀馬氏體顯微組織示意圖

在一個馬氏體片中間常有一條明顯的筋，稱為中脊。它的厚度一般約為0.5~1μm，是{112}α′型孿晶。

片狀馬氏體的亞結構主要是：平行的細小孿晶。二、馬氏體的性能特點1.馬氏體的硬度和強度

鋼中馬氏體最主要的特性就是高硬度和高強度。淬火鋼的硬度與碳含量的關系

馬氏體具有高強度和高硬度的原因如下：

(1)

固溶強化：過飽和碳原子間隙式固溶于馬氏體中引起強烈的正方畸變，形成以碳原子為中心的應力場，這種應力場與位錯交互作用使馬氏體顯著強化。

(2)

亞結構強化：板條狀馬氏體內的高密度位錯，片狀馬氏體內的精細孿晶，產生亞結構強化。

(3)

時效強化：馬氏體形成過程中發生自回火，使碳原子沿晶格缺陷偏聚或碳化物彌散析出，從而產生時效強化。2.馬氏體的塑性與韌性

馬氏體的塑性與韌性主要決定于它的亞結構。

位錯馬氏體既具有高的強度和硬度，又具有良好的塑性與韌性；

孿晶馬氏體雖具有高的強度和硬度，但其塑性與韌性卻很低。馬氏體與馬氏體相變的應用利用馬氏體與馬氏體相變的特點,在創制新型高強度、高韌性材料，發展強韌化熱處理新工藝及其它熱加工工藝方面有著許多實際的應用。在發展強韌化熱處理方面低碳鋼或低碳合金鋼采用強烈淬火（在5—10%的NaCl水溶液中冷卻）可以獲得幾乎全部是板條狀馬氏體。它們具有較高的強度和塑（韌）性的配合、較低的缺口敏感性和過載敏感性。

這種工藝在汽車、機車車輛、起重機、礦山以及石油等行業得到了廣泛的應用。第六節貝氏體轉變共析碳鋼(0.8%C,0.76%Mn)的C曲線定義：將奧氏體化的鋼過冷到Bs(約550℃)至Ms溫度范圍等溫，將產生貝氏體轉變，也稱中溫轉變。貝氏體的組成：貝氏鐵素體+碳化物形成溫度：上貝氏體，350-400℃以上至Bs

下貝氏體，350-400℃以下至Ms機理：目前為止，貝氏體的轉變機理還有很大的爭論。特別是Bs點附近的轉變。轉變位于珠光體轉變和馬氏體轉變之間；與珠光體轉變和馬氏體轉變有相似之處，又有獨特之處；與珠光體比較：都是兩相混合物；F中的含碳量不同，碳化物不同；c發生擴散，但是不充分；Fe原子沒有擴散。與馬氏體比較：（貝氏）鐵素體晶格改組是通過切變進行的，與母相有一定的位向關系（取向關系）；區別：貝氏體是兩相組織，而馬氏體是單相組織。一、貝氏體的組織形態1.上貝氏體

在貝氏體轉變溫度范圍內，在接近珠光體轉變溫度的較高溫度區域內形成的貝氏體是上貝氏體。形核于原奧氏體晶界，以切變方式向晶內生長成束。

上貝氏體是一種兩相組織，由貝氏鐵素體和碳化物組成。

上貝氏體的典型組織形態從整體看呈羽毛狀。6.1貝氏體的組織形態及性能特點2.下貝氏體

在貝氏體轉變溫度范圍內，在靠近馬氏體轉變溫度的較低溫度區域內形成的貝氏體是下貝氏體。

下貝氏體也是一種兩相組織，由含碳量過飽和的鐵素體和亞穩定的ε碳化物組成。碳化物與貝氏鐵素體的長軸成55-60度。

下貝氏體的典型組織形態為：在三維空間呈雙凸透鏡片狀；在光學顯微鏡下呈黑色針狀或竹葉狀。針之間有一定的交角。圖5-2ε碳化物的晶格模型ε碳化物為密排六方點陣，化學式可寫為Fe2.4C。3.粒狀貝氏體

粒狀貝氏體是低碳或中碳合金鋼以一定速度連續冷卻后所獲得的組織，其形成溫度稍高于上貝氏體的形成溫度，接近于奧氏體轉變為貝氏體的最高溫度Bs。形成：溫度稍低于Bs，C有一定的擴散能力，在溫度低于Bs時，首先進行C的重新分布，接著在奧氏體的貧碳區形成大體平行的鐵素體板條，碳富集到奧氏體中，鐵素體板條進一步長大并側向靠攏，最終將高碳奧氏體包圍起來形成孤立的小島。由貝氏鐵素體和島狀的富碳奧氏體所組成。粒狀貝氏體的組織特征為：塊狀(等軸狀)的貝氏鐵素體（基體）中分布著一些島狀的富碳奧氏體區。

島狀富碳奧氏體區在繼續冷卻過程中，隨冷卻條件和過冷奧氏體穩定性的不同，可能產生以下三種情況：(1)部分或全部分解為鐵素體和碳化物；(2)部分轉變為馬氏體，這種馬氏體和殘余奧氏體組成的島狀組織，稱為M-A組織；(3)全部保留至室溫。

上貝氏體的形成溫度高，其板條束中鐵素體和碳化物的分布具有明顯的方向性，且鐵素體和碳化物的尺寸均較大，因此強度較低。這種組織對裂紋擴展的抗力很小，鐵素體板條可作為裂紋擴展的通道，其塑性、韌性低于屈氏體。

下貝氏體的形成溫度低，貝氏體中鐵素體片較細，碳化物的彌散度也大，與上貝氏體相比，不但強度高，而且韌性好。轉變類型珠光體轉變貝氏體轉變馬氏體轉變轉變溫度范圍高溫轉變(Ar1~550℃)中溫轉變(500℃~Ms)低溫轉變(Ms以下)擴散性鐵原子、合金元素原子與碳原子均擴散碳原子擴散，鐵與合金元素原子不擴散鐵原子、合金元素原子與碳原子均不擴散形核、長大與領先相形核、長大，一般以滲碳體為領先相形核、長大，一般以鐵素體為領先相形核、長大共格性無共格性具有共格性，產生表面浮凸現象具有共格性，產生表面浮凸現象組成相及組織兩相組織γ-Fe(C)→α-Fe+Fe3C兩相組織γ-Fe(C)→α-Fe(C)+Fe3C(約350℃以上)γ-Fe(C)→α-Fe(C)+carbide(約350℃以下)單相組織γ-Fe(C)→α’-Fe(C)

珠光體、馬氏體與貝氏體轉變特點的比較第七節鋼在回火時的轉變回火：淬火鋼件加熱到低于A1的某一溫度，保溫一段時間，然后冷卻至室溫的熱處理工藝，是淬火后必須進行的熱處理工藝。7.1淬火鋼在回火時的組織轉變一、馬氏體中碳原子的偏聚

100℃以下回火，馬氏體中的碳原子將短距離遷移到微觀缺陷處，使系統能量降低。

由于含碳量不同，馬氏體中可能出現兩種不同的偏聚過程：

(1)含碳量小于0.2%的馬氏體中，間隙碳原子全部偏聚到高密度的位錯線上，形成柯氏氣團。這是碳原子與位錯的彈性應力場交互作用，被彈性地吸引到位錯線上的結果，故稱為彈性偏聚。此時，馬氏體為體心立方點陣，不出現正方度。當馬氏體的含碳量為0.2%時，偏聚達飽和狀態。

(2)含碳量大于0.2%的馬氏體中，多余的碳原子不再偏聚到位錯線附近，而是在垂直c軸的(001)α′面上偏聚，伴隨有化學自由能降低，正方度c/a增大，強度、硬度提高，稱為化學偏聚。二、馬氏體的分解與亞穩碳化物的形成

在100℃以上回火時，馬氏體將發生較為明顯的分解，使其碳濃度降低，點陣常數c減小，a增大，正方度c/a減小，并析出碳化物。0.96%C鋼回火時馬氏體的含碳量、晶格常數(c/a)比與回火溫度及回火時間的關系

片狀馬氏體的分解分為兩個階段：

在100~150℃之間回火為馬氏體分解的第一階段，稱為二相式分解；

在150℃以上回火為馬氏體分解的第二階段，稱為連續式分解。ε馬氏體二相式分解(a)和連續式分解(b)示意圖不同含碳量的碳鋼中馬氏體的含碳量與回火溫度的關系(回火時間1小時)

在150~250℃回火時，片狀馬氏體將分解為片狀α固溶體和薄片狀ε碳化物的兩相組織，稱為回火馬氏體。

由于ε碳化物的彌散析出，使得回火馬氏體比淬火馬氏體易于腐蝕，因而回火馬氏體在光學顯微鏡下呈暗黑色片狀組織。

對于含碳量<0.2%的板條狀馬氏體，在100~200℃之間回火時，馬氏體一般不析出ε碳化物，碳原子仍偏聚在位錯線附近。三、殘余奧氏體的轉變

含碳量超過0.5%的碳鋼或低合金鋼，淬火后才有一定數量的殘余奧氏體存在。

在200~300℃溫度區間回火時，殘余奧氏體將分解為過飽和α固溶體和薄片狀ε碳化物的兩相組織，一般認為是回火馬氏體或下貝氏體，可用下式表示：γR→M′或B(α+ε-Fe2.4C)四、碳化物的轉變

在250~400℃之間回火時，碳素鋼馬氏體中過飽和的碳原子幾乎全部析出，形成比ε碳化物更加穩定的χ碳化物和θ碳化物。鐵碳化合物的組成、結構與穩定性鐵碳化合物化學式結構穩定性εFe2.4C六方晶系亞穩定χFe5C2單斜晶系亞穩定θFe3C斜方晶系穩定五、碳化物的聚集長大與α相的回復、再結晶

回火溫度高于400℃后，滲碳體明顯聚集長大并球化，無論是片狀滲碳體的球化還是粒狀滲碳體的長大，均按小顆粒溶解，大顆粒長大的機理進行。

回火溫度超過400℃后，α相將發生回復。在回復過程中，α相中的位錯密度逐漸降低，剩下的位錯重新排列成二維位錯網絡，并將α相分割成許多亞晶粒。

回火溫度高于600℃后，α相將發生再結晶。在再結晶過程中，等軸狀鐵素體逐步取代了板條狀或針狀α相。

淬火鋼在回火過程中的組織變化為：

在150~250℃之間回火時，片狀馬氏體將分解為片狀α固溶體和薄片狀ε碳化物的兩相組織，稱為回火馬氏體；

在350~500℃之間回火時，碳鋼與低合金鋼將得到板條狀或片狀鐵素體與細顆粒滲碳體組成的混合物，稱為回火屈氏體；

在500~650℃之間回火時，碳鋼與低合金鋼將得到顆粒狀滲碳體分布于等軸狀鐵素體基體上的組織，稱為回火索氏體。

在650℃~A1之間回火時，顆粒狀滲碳體進一步長大，分布于等軸狀鐵素體基體上的組織，稱為粒狀珠光體。40鋼回火轉變光學金相組織實例淬火態200℃回火400℃回火600℃回火7.2鋼的回火脆性一、淬火鋼回火時機械性能的變化淬火鋼回火后硬度與回火溫度的關系中碳鋼(0.41%C，0.72%Mn)的機械性能與回火溫度的關系二、鋼的回火脆性含0.3%C，1.47%Cr，3.4%Ni鋼的沖擊韌性與回火溫度的關系

回火脆性：隨著回火溫度升高，鋼的沖擊韌性反而降低的現象。1.低溫回火脆性

在250~400℃范圍內回火時出現的脆性，稱為低溫回火脆性。

幾乎所有淬成馬氏體的鋼，在300℃左右回火后都將或輕或重地出現這種脆性。

如果將已產生這種脆性的工件，在更高溫度回火，其脆性將消失；若再將這個工件在300℃左右回火，其脆性不再出現，故這類回火脆性又稱為“不可逆回火脆性”。

不可逆回火脆性與回火后的冷卻速度無關。

低溫回火脆性產生的主要原因是ε碳化物轉變成的χ及θ碳化物沿馬氏體板條或片的界面呈薄膜狀析出。韌性的殘余奧氏體分解成回火馬氏體或下貝氏體也促進此類脆性。2.高溫回火脆性

在450~650℃范圍內回火時出現的脆性，稱為高溫回火脆性。

如果將已產生這種脆性的工件，重新加熱到650℃以上保溫，然后快冷，其脆性可以消失；若再次將這個工件加熱到650℃以上慢冷，其脆性又將出現，故這類回火脆性又稱為“可逆回火脆性”。

高溫回火脆性主要是由銻、磷、錫、砷等微量雜質元素在原奧氏體晶界偏聚所引起。合金鋼中鉻、錳、鎳等元素，不但促進上述微量雜質元素的偏聚，本身也產生晶界偏聚，故增加脆化傾向。0.35%C，0.52%Mn，3.44%Ni，1.05%Cr鋼的沖擊韌性與回火溫度的關系1-回火10小時后水冷2-回火30分鐘后水冷3-回火10小時后爐冷4-回火30分鐘后爐冷三、回火產物與奧氏體直接分解產物的性能比較含0.84%C的碳鋼片狀與粒狀組織的力學性能對比回火索氏體(粒狀組織)的性能明顯優于索氏體(片狀組織)30CrMnSi鋼等溫淬火和淬火回火后的沖擊韌性下貝氏體的性能明顯優于回火馬氏體通過加熱、保溫和冷卻的方法改變鋼內部組織結構以獲得工件所要求性能的一種熱加工工藝。

鋼的熱處理工藝

理論依據：鋼在加熱和冷卻過程中的組織轉變規律是制定正確的熱處理工藝的理論基礎；為使鋼獲得設定的性能要求：其熱處理工藝參數的確定必須使具體工件滿足鋼的組織轉變規律；

分類：根據加熱、冷卻和獲得的組織和性能的不同，鋼的熱處理工藝可分：1）普通熱處理（退火、正火、淬火和回火）;2)表面熱處理（表面淬火和化學熱處理）;3)形變熱處理。第八節退火和正火一、鋼的退火(annealing)1.概念：將鋼加熱到臨界點Ac1以上或以下一定溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷卻，以獲得接近平衡狀態的組織。退火可以達到以下目的：

(1)

消除鋼錠的成分偏析，使成分均勻化。異分合金系的非平衡凝固，即存在成分偏析；

(2)

消除鑄、鍛件中存在的魏氏組織或帶狀組織，細化晶粒和均勻組織；

魏氏組織：在實際生產中，含碳量<0.6%的亞共析鋼和含碳量>1.2%的過共析鋼在鑄造、熱軋、鍛造后的空冷，焊縫或熱影響區空冷，或者當加熱溫度過高并以較快速度冷卻時，先共析鐵素體或先共析滲碳體從奧氏體晶界沿奧氏體一定晶面往晶內生長并呈針片狀。

滲碳體魏氏體組織(過共析鋼)

鐵素體魏氏體組織(亞共析鋼)

魏氏體組織

帶狀組織：合金元素的原始帶狀偏析引起枝干和枝間的Ar3溫度不同所致;

在Ar3溫度較高的地方先形成鐵素體，并促使碳原子向Ar3溫度較低因而仍保留為奧氏體的相鄰區域擴散，在這些富集碳的地方，最后形成珠光體。先共析鐵素體+珠光體組織—正常組織先共析鐵素體+珠光體組織—帶狀組織通常是由于合金元素Mn的偏析引起的!先共析鐵素體+珠光體組織—帶狀組織通常是由于合金元素Mn、Mo的偏析引起的!帶狀組織均勻組織組織對比3)降低硬度，改善組織，以便于切削加工；4)消除內應力和加工硬化；5)改善高碳鋼中碳化物形態和分布(球化退火)，為淬火作好組織準備。3.退火的分類

擴散退火完全退火普通退火不完全退火再結晶退火軟化退火去氫退火等溫退火普通退火(Ⅰ)與等溫退火(Ⅱ)示意圖

普通退火是將鋼件加熱到臨界溫度(Ac1或Ac3)以上或以下，保溫一段時間后連續冷卻至室溫。

等溫退火是將鋼件加熱到臨界溫度(Ac1或Ac3)以上奧氏體化后，迅速移入另一溫度低于Ar1的爐中等溫停留，待轉變完成后，出爐空冷至室溫。1.完全退火

將亞共析鋼加熱至Ac3以上20~30℃，保溫足夠時間奧氏體化后，隨爐緩慢冷卻，從而獲得接近平衡狀態的組織，這種熱處理工藝稱為完全退火。

完全退火的目的為：

(1)

消除鑄、鍛件中存在的魏氏組織或帶狀組織，細化晶粒和均勻組織；

(2)

消除鑄、鍛件中存在的內應力，降低硬度，便于切削加工。

完全退火只適用于亞共析鋼，不適用于過共析鋼。熱鍛軋鋼材完全退火工藝曲線應用：鍛軋終止溫度過高的熱鍛軋件，晶粒粗大，容易得魏氏組織，并存在內應力，可以應用完全退火。2.不完全退火

將亞共析鋼在Ac1~Ac3之間或過共析鋼在Ac1~Accm之間兩相區加熱，保溫足夠時間后緩慢冷卻的熱處理工藝，稱為不完全退火。

不完全退火的目的是：改善珠光體組織，消除內應力，降低硬度以便切削加工。

亞共析鋼不完全退火的溫度一般為740~780℃，其優點是加熱溫度低，操作條件好，節省燃料和時間。應用：較廣，如果亞共析鋼的鍛軋終軋溫度適當，并未引起晶粒粗化，鐵素體和珠光體分布正常，可采用不完全退火，來細化晶粒，降低硬度和消除內應力。3.球化退火

球化退火是一種將鋼中滲碳體或碳化物由片狀變為粒狀，均勻分布在鐵素體基體上的熱處理工藝。主要用于過共析鋼，是一種不完全退火。

球化退火的目的是：消除鋼中的片狀珠光體，代之以粒狀珠光體。

經球化退火后的組織有以下優點：由片狀珠光體變為粒狀珠光體，可降低鋼的硬度，改善其切削加工性能；粒狀珠光體加熱時奧氏體晶粒不易長大，允許有較寬的淬火溫度范圍，淬火時變形開裂傾向小，即淬火工藝性能好；能獲得最佳的淬火組織，即馬氏體片細小，殘余奧氏體量少，并保留有一定量均勻分布的粒狀碳化物。一種球化退火工藝

應用：1)主要用于過共析鋼，如碳素工具鋼、低合金工具鋼等，為淬火作準備。2)后面的課程講到工具鋼、軸承鋼的熱處理，會具體談到。

球化退火的加熱溫度范圍一般為：Ac1+20~30℃GCr15軸承鋼球化退火工藝曲線4

擴散退火定義：又稱均勻化退火，它是將鋼錠、鑄件或鍛坯加熱到略低于固相線的溫度下長時間保溫，然后緩慢冷卻以消除化學成分不均勻現象的熱處理工藝。目的：異分結晶，必然導致偏析。通過高溫長時間加熱，消除或減小鋼錠、鑄件在凝固過程中產生的枝晶偏析及區域偏析，使成分與組織均勻化。應用：常用的擴散退火溫度是1100--1200℃，保溫時間為10—15小時。應用于合金鋼鋼錠或鑄件。

注意：由于擴散退火需要在高溫下長時間加熱，因此奧氏體晶粒十分粗大，需要再進行一次正常的完全退火或正火，以細化晶粒、消除過熱缺陷。另外該工藝生產周期長、能耗大、工件氧化、脫碳嚴重以及成本高，因此，一般尺寸不大的鑄件，因其偏析不嚴重，可用完全退火細化晶粒、消除鑄造應力。

5低溫退火定義：把鋼件加熱到低于Ac1溫度退火，它包括軟化退火和再結晶退火。軟化退火：又稱去應力退火。鋼材在熱軋或鍛造后，在冷卻過程中因表面和心部冷卻速度不同造成內外溫差會產生殘余應力，這種應力與后面的工藝應力疊加，易使材料開裂；鑄件也有殘余應力。具體工藝：加熱溫度為650--720℃，保溫后出爐空冷；主要是消除內應力和降低硬度。

再結晶退火：

定義：將冷加工硬化的鋼材，加熱至T再—Ac1之間進行，通常為650--700℃。在這過程中，變形晶粒恢復成等軸狀晶粒，從而消除加工硬化。目的：鋼經冷沖、冷軋或冷拉后產生加工硬化現象，使鋼的強度、硬度升高，塑性、韌性下降，切削性能和成型性變差，經過再結晶退火，鋼的機械性能恢復。

再結晶溫度T再

指在規定時間內（如一小時）能夠完成再結晶，或再結晶量達到規定程度（例如95％）的最低溫度。6去氫退火氫脆定義：鋼件在熱鍛軋后冷卻過程中，氫在鋼中的溶解度不斷減少，氫原子來不及擴散逸出，將聚集在鋼的顯微空隙和晶界處，結合成氫分子，造成很大的壓力，加上鋼中其他內應力，超過該處的斷裂強度，就產生細小裂紋。鋼樣中的表現：該裂紋表現在縱向斷口上呈橢圓形銀白色斑點，所以稱為白點。

低倍酸浸試樣上的白點防止氫脆措施：為了消除白點，首先應從煉鋼原料及澆注系統設計上減少氫的來源。通過熱處理，即去氫退火。對于尺寸較大的鍛軋件，軋后空冷至低于Ac1溫度，約640--660℃，奧氏體變成珠光體，由于氫在鐵素體中擴散速度大于奧氏體中，640--660℃等溫使氫較快逸出，防止白點產生。防止白點的熱處理工藝曲線(a)碳鋼及低合金鋼；(b)中合金鋼7等溫退火定義：等溫退火是將鋼件加熱到臨界溫度（Ac1或Ac3）以上奧氏體化，然后將鋼件移入另一溫度稍低于Ar1的爐中等溫停留；當轉變完成后，出爐空冷至室溫。

等溫溫度確定：根據所要求的組織和性能，從該鋼的C曲線來確定。

二、鋼的正火（normalizing）正火是將鋼加熱到Ac3或Accm以上約30~50℃，或者更高溫度，保溫足夠時間，然后在靜止空氣中冷卻的熱處理工藝。(為什么可以加熱到Accm？)

注意：對于含有強碳化物形成元素釩、鈦、鈮等合金鋼，加熱溫度應提高，原則是既使碳化物溶解，又不引起奧氏體晶粒粗化。冷速特點：與退火相比，正火的冷卻速度快一些，但比淬火小，介于兩者之間。正火后的組織根據鋼中過冷奧氏體的穩定性和鋼的截面大小，正火后可以獲得不同的組織，如粗細不同的珠光體、貝氏體、馬氏體或它們的混合組織。正火的目的為：

(1)對于大鍛件、截面較大的鋼材、鑄件，用正火來細化晶粒，均勻組織(如消除魏氏組織或帶狀組織)，為淬火處理作好組織準備，此時正火相當于退火的效果。

(2)

低碳鋼退火后硬度太低，切削加工中易粘刀，光潔度較差。改用正火，可提高硬度，改善切削加工性。

(3)可以作為某些中碳鋼或中碳低合金鋼工件（非調質鋼）的最終熱處理，以代替調質處理，具有一定的綜合力學性能。