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1、1,钢的热处理原理,2,铁碳合金平衡组织,3,概述 定义：钢的热处理是将钢在固态下加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方式冷却到室温的一种热加工工艺。,目的与用途：通过热处理可以改变钢的内部组织结构，从而改善其工艺性能和使用性能，充分挖掘钢材的潜力，延长零件的使用寿命，提高产品质量，节约材料和能源。消除铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷。,热处理工艺曲线示意图,4,热处理原理：钢中组织转变的规律是热处理的理论基础，称为热处理原理。热处理原理的内容：包括钢的加热转变、珠光体转变、马氏体转变、贝氏体转变和回火转变。根据热处理原理制定的具体的加热温度、保温时间、冷却方式等参数就是热
2、处理工艺。,5,钢为什么能够进行热处理？原则上只有在加热或冷却时发生溶解度的显著变化或发生固态相变的合金才能进行热处理。根据Fe-Fe3C相图，钢在高温和低温时具有不同的结构状态：,共析钢在加热和冷却过程中经过PSK线（A1）时，发生珠光体和奥氏体之间的相互转变；亚共析钢经过GS线（A3）时，发生铁素体与奥氏体之间的相互转变；过共析钢经过ES线（Acm）时，发生渗碳体与奥氏体之间的相互转变。钢在加热和冷却过程中越过上述临界点就要发生固态相变，所以能进行热处理。,6,Ar1：冷却时 A P 开始温度Ar3：冷却时 A 开始温度Arcm：冷却时 A Fe3C开始温度,Ac1：加热时 P A 开始温
3、度Ac3：加热时 A 终了温度Accm：加热时 Fe3C A 终了温度,在Fe-Fe3C相图上反应的临界温度A1、A3、Acm是平衡临界温度，即在非常缓慢的加热或冷却条件下钢发生组织转变的温度。实际加热或冷却时组织转变会产生滞后现象，加热和冷却速度越快，滞后现象将越加严重。,钢的相变临界点,加热和冷却速度为0.125min 时对临界温度的影响,7,钢在加热时的转变,钢在冷却时发生的固态转变(P、B、M)，其母相均为奥氏体。为了使钢在热处理后获得所需要的组织和性能，多数工艺都须先将钢加热至单相奥氏体，然后再以适当方式(或速度)冷却，以获得所需要的组织和性能。钢加热获得奥氏体的转变过程，称为奥氏体
4、化过程。奥氏体组织的状况（如成分、均匀程度、晶粒大小等）直接影响冷却转变过程以及转变产物的组织和性能，因此，研究加热时奥氏体的形成过程具有重要的意义。,8,当温度等于A1时，珠光体与奥氏体的自由能相等。只有当温度高于A1时，珠光体向奥氏体转变的驱动力才能克服界面能和应变能的相变阻力，使奥氏体的自由能低于珠光体的自由能，奥氏体才能自发形核。,奥氏体形成的热力学条件,珠光体和奥氏体的自由能随温度变化的曲线,奥氏体形成时系统总的自由能变化为：G=GV+GS+Ge式中，GV为新相奥氏体与母相之间的体积自由能差；GS为形成奥氏体时所增加的界面能；Ge为形成奥氏体时所增加的应变能。其中，GV是奥氏体转变的
5、驱动力，GS与Ge是相变的阻力。,9,1.奥氏体的形成过程,Fe3C6.69C复杂晶格,-Fe0.02Cbcc,-Fe0.77Cfcc,+,共析钢为例,奥氏体的形成过程就是铁晶格的改组和铁、碳原子的扩散过程。具体过程包括：奥氏体的形核，奥氏体的长大，剩余渗碳体的溶解和奥氏体的成分均匀化过程,10,(1)奥氏体的形核,优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成，此处容易获得奥氏体形核所需要的浓度起伏、结构起伏和能量起伏。珠光体群边界也可以成为奥氏体的形核部位；在快速加热时，由于过热度大，也可以在铁素体亚晶边界上形核。,(2)奥氏体晶核长大,奥氏体晶核形成后即开始长大，奥氏体和铁素体中碳的扩散是奥氏体吞噬
6、渗碳体和铁素体而长大的驱动力,11,扩散破坏了该温度下相界面的平衡浓度，为了恢复平衡，渗碳体势必溶入奥氏体，使它们相邻界面的碳浓度恢复到C-C，与此同时，另一个界面上，发生奥氏体碳原子向铁素体的扩散，促使铁素体转变为奥氏体，使它们之间界面的碳浓度恢复到C-。这样，奥氏体的两个界面就向铁素体和渗碳体两个方向推移，奥氏体便长大。,由于C-C C-，在奥氏体中出现碳的浓度梯度，并引起碳在奥氏体中不断地由高浓度向低浓度的扩散。,由于在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体接触的两个界面之间也存在着碳浓度差C-CC-，因此碳在在铁素体中也进行着扩散，,奥氏体长大机制,12,由于铁素体与奥氏体相界面的浓
7、度差（C-C-）远小于渗碳体与奥氏体相界面的浓度差（C CC-C），一份渗碳体溶解将促进几份铁素体转变，因此，铁素体向奥氏体转变的速度比渗碳体溶解的速度快得多。当铁素体全部转变为奥氏体时，仍有部分渗碳体尚未溶解，剩余在奥氏体中。这时，奥氏体的平均成分低于共析成分。,随后剩余Fe3C通过扩散，不断溶人A中，使A碳浓度逐渐趋于共析成分。一旦渗碳体全部溶解，这一阶段便告结束。,(3)剩余渗碳体溶解,13,(4)奥氏体成分均匀化,A,剩余渗碳体全部溶解后，A中的碳浓度仍是不均匀的。只有继续延长保温时间或升温，通过碳原子的扩散，才能使A碳浓度逐渐趋于均匀化，最后得到均匀的单相奥氏体。A形成过程全部完成。
8、,14,亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相同，当加热温度仅超过AC1时，只能使原始组织中的珠光体转变为奥氏体，仍会保留一部分先共析铁素体或先共析渗碳体。这种奥氏体化过程被称为“部分奥氏体化”或“不完全奥氏体化”。只有当加热温度超过AC3或Accm，并保温足够的时间，才能获得均匀的单相奥氏体，这又被称为是非共析钢的“完全奥氏体化”。,15,2.奥氏体的形成速度,共析钢的奥氏体等温形成图,珠光体向奥氏体转变开始,珠光体向奥氏体转变刚刚结束,奥氏体均匀化完成,剩余渗碳体溶解完毕,奥氏体形核、长大阶段所需的时间较短，剩余渗碳体溶解所需时间较长，而奥氏体均匀化所需时间更长。为获得同一状态，
9、可用低温长时间 V1，也可用高温短时间 V2加热。,AC1以上某温度等温时，奥氏体需要一定时间后才开始形成，这段时间称为孕育期。温度 孕育期,16,亚共析钢或过共析钢奥氏体等温形成图当珠光体全部转变为奥氏体后，还有过剩相铁素体或渗碳体的继续转变，也需要碳原子在奥氏体中的扩散及奥氏体与过剩相之间相界面的推移来进行。与共析钢相比，过共析钢的渗碳体溶解和奥氏体的均匀化所需时间要长得多。,亚共析钢,过共析钢,17,3.影响奥氏体形成速度的因素,奥氏体形成是形核和长大过程，整个过程受原子扩散所控制。因此，一切影响扩散、形核与长大的因素都影响奥氏体的形成速度。主要影响因素有加热温度、原始组织和化学成分等。
10、,（1）加热温度的影响,PA转变是扩散相变过程，随加热温度，原子扩散系数，特别是碳在A中的扩散系数，加快了A的形核和长大速度；随加热温度，A中的碳浓度差，浓度梯度，故原子扩散速度；随加热温度，A与P的自由能差，相变驱动力Gv，A的形核率和长大速度急剧，因此，转变的孕育期和转变所需时间显著，加热温度越高，转变孕育期和完成转变的时间越。影响奥氏体形成速度的各种因素中，温度是一个最主要的因素。,18,（2）原始组织的影响,化学成分相同时，随原始组织中碳化物分散度，F和Fe3C相界面增多，A的形核率；P片层间距，使A中碳浓度梯度，碳的扩散距离，都使A的长大速度。因此，钢的原始组织越细，形成速度越快。,
11、（3）含碳量的影响,含碳量，奥氏体的形成速度。随含碳量，Fe3C量，F和Fe3C相界面积，A的形核部位，A的形核率；碳化物数量，又使碳的扩散距离，碳浓度梯度；随A中含碳量，碳和铁原子的扩散系数将，从而增大A的长大速度。,19,（4）合金元素的影响,影响碳在A中的扩散速度 碳化物形成元素(如Cr、Mo、W、V、Ti等)大大减小了碳在A中的扩散速度，故显著减慢了A的形成速度。非碳化物形成元素(如Co、Ni等)能增加碳在A中的扩散速度，因而，加快了A的形成速度。而Si、A1、Mn等元素对碳在A中的扩散速度影响不大，故对A形成速度无明显影响。,改变钢的临界温度 改变了A转变时的过热度，从而改变了A与P
12、的自由能差，因此改变了A的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对增大过热度，将增大A的形成速度。Cr、Mo、W、V、Si等提高A1点，相对地降低过热度，将减慢A的形成速度。,20,在P中分布不均匀 平衡组织中，Cr、Mo、W、V、Ti等主要集中于共析碳化物中，而Ni、Si、Al等非碳化物形成元素主要存在于共析铁素体中。渗碳体完全溶解后，合金元素在钢中分布仍是极不均匀的，因此，合金钢的A均匀化过程，除了碳在A中的均匀化外，还包括了合金元素的均匀化。相同条件下，合金元素在A中的扩散速度比碳的扩散速度慢103-104倍。同时碳化物形成元素强烈阻碍碳的扩散，因此，合金钢A化要比碳钢缓慢得多。合
13、金钢热处理时，加热温度要比碳钢高，保温时间也需要延长。特别是高合金钢，如W18Cr4V高速钢的淬火温度需要提高到12701280，超过Acl(820-840)数百度。,21,奥氏体的晶粒大小及其控制,A形成后继续加热或保温，晶粒将长大，在热力学上是一种自发趋势。加热时形成的A晶粒大小，对钢的冷却转变及转变产物的组织和性能都有重要的影响。,（1）晶粒大小的表示方法,用直接测量的晶粒平均直径，也可用单位体积或单位面积内含有的晶粒数来表示。晶粒度级别N与晶粒大小有如下关系：n=2N-1。式中，n表示放大100倍时，每平方英寸视野中观察到的平均晶粒数。标准评级图，用100倍观察，14级为粗晶粒，58级
14、为细晶粒，8级以外的晶粒称为超粗或超细晶粒。,22,（2）奥氏体晶粒度的概念,起始晶粒度：A转变刚刚完成时的晶粒大小。实际晶粒度：在某一具体的加热条件下获得的A晶粒大小。本质晶粒度：在 930土10加热，保温3-8 h后测定的A晶粒大小称为本质晶粒度。本质晶粒度表示钢在一定条件下A晶粒长大的倾向性。,随加热温度升高，奥氏体晶粒迅速长大，称为本质粗晶粒钢；在930以下，随温度升高，奥氏体晶粒长大速度很缓慢，称为本质细晶粒钢。当超过某一温度（9501000）本质细晶粒钢也可能迅速长大，晶粒尺寸甚至超过本质粗晶粒钢。钢的本质晶粒度与炼钢的脱氧方法和钢的化学成分有关。,23,高温下A晶粒长大，引起系统
15、的自由能降低，是自发过程。A晶粒长大是晶界迁移的过程，其实质是原子在晶界附近原子的扩散。一切影响原子扩散迁移的因素都能影响A晶粒大小。为控制A晶粒长大，必须从控制影响A晶粒长大的因素着手。加热温度和保温时间 加热温度，晶粒长大速率，最终晶粒尺寸。这是由于晶粒长大是通过原子扩散进行的，而扩散速度随着温度升高呈指数关系增加。在一定温度下，随保温时间，奥氏体晶粒；在每一个温度下都有一个加速长大期；当奥氏体晶粒长大到一定尺寸后，继续延长保温时间，晶粒不再明显长大。加热速度 加热速度，A的实际形成温度，则A的形核率，起始晶粒尺寸。但是，如果在高温下长时间保温，晶粒则很容易长大。,（3）奥氏体晶粒大小的控
16、制,24,化学成分,碳量在一定范围内，随含碳量的，碳在钢中的扩散速度以及铁的自扩散速度均，A晶粒长大的倾向。当碳含量超过一定限度以后，钢中出现二次渗碳体，随着含碳量的，二次渗碳体数量，且分布在A晶界上，可以阻碍A晶界的移动，反而使A晶粒长大倾向。,合金元素 Ti、Zr、V、Al、Nb 等强烈地阻碍A晶粒长大；W、Mo、Cr 等一般阻止晶粒长大；Si、Ni、Cu 等不形成化合物，对奥氏体晶粒长大的影响不明显；Mn、P、N、C 等促进晶粒长大。如加热温度高到使碳化物及其他化合物能溶入到奥氏体中时，阻碍晶粒长大的作用将会消失，晶粒便迅速长大。,原始组织,原始组织越细，碳化物分散度越大，所得到的奥氏体
17、起始晶粒越细小，晶粒长大倾向越大。,25,钢在冷却时的转变,钢A化后冷至室温的性能，不仅取决于加热时A的状态，在很大程度上取决于冷却时转变产物的类型和组织状态。冷却方式和速度对转变产物的类型和组织状态有很大影响，因此，冷却过程决定着钢固态转变后的组织和性能。,将A状态的钢冷却到A1温度以下，由于在此温度下A的自由能比F与渗碳体两相混合物的自由能高，因此A将发生分解，向P或其它组织转变，在临界温度A1以下处于不稳定状态的A称为过冷A。,26,9.3.珠光体转变,珠光体转变 是过冷A在A1以下较高温度内进行的转变，是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程。P转变必然发生碳的重
18、新分布和铁的晶格改组，属扩散型相变。,1.珠光体的组织形态和机械性能,珠光体是铁素体和渗碳体两相的机械混合物，按渗碳体的形态，珠光体分为片状珠光体和粒状珠光体。,27,片状珠光体：由片层相间的铁素体和渗碳体片组成。若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成一个珠光体领域或珠光体团，在一个A晶粒内，可形成几个珠光体团。珠光体团中相邻的两片渗碳体（或铁素体）之间的距离称为珠光体的片间距，用S0表示，它是用来衡量P组织粗细的一个主要指标。,P片间距的大小主要取决于P形成时的过冷度，即P的形成温度，而与A晶粒度和均匀性无关。过冷度，P的形成温度，片间距。共析钢P片间距S0与过冷度T之间的关系可用以下经验公式来
19、表达：S0=8.02/T 103nm,28,根据片间距大小不同，可将P分为三种:片状珠光体是指在光学显微镜下能明显分辨出铁素体和渗碳体层片状组织形态的珠光体，它的片间距大约为1000600 nm，形成于A1650温度范围内。在650600范围内形成的，其片间距较小，约为300250 nm，只有在高倍的光学显微镜下才能分辨出铁素体和渗碳体的片层形态，这种细珠光体称为索氏体。在600550范围内形成的，其片间距极细，约为150100nm，只有在电子显微镜下才能分辨出铁素体和渗碳体的片层形态，这种极细珠光体称为屈氏体。珠光体、索氏体和屈氏体的本质是相同的，都是铁素体加渗碳体组成的片层相间的珠光体型组
20、织，差别只是片间距的大小不同。但是由于索氏体和屈氏体是在较快冷速下形成的，属于不平衡组织，其含碳量或多或少偏离共析成分。,29,珠光体700等温,屈氏体600等温,索氏体650等温,30,片状珠光体的力学性能主要决定于珠光体的片间距和珠光体团的直径。珠光体的片间距，钢的强度和硬度，塑性和韧性。由于片间距，铁素体和渗碳体的相界面，对位错运动的阻碍，即塑性变形的抗力，因而强度和硬度。同时，片间距，渗碳体片厚度，越容易随同铁素体一起变形而不脆断，钢的塑性变形能力，所以塑性和韧性。片间距较小时，珠光体中的渗碳体片是不连续的，层片状的铁素体并未完全被渗碳体所隔离，因此使塑性提高。原始奥氏体晶粒尺寸对片间
21、距影响较小，但对珠光体团的直径产生影响：原始奥氏体晶粒尺寸，珠光体团的直径。因此，细化奥氏体晶粒可以起到提高珠光体强度，改善塑性、韧性的作用。,31,在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织，称为粒状珠光体。粒状珠光体一般是经过球化退火得到或淬火后经中、高温回火得到，也可由过冷A直接分解形成。粒状珠光体中，渗碳体颗粒的大小与转变温度有关，转变温度越低，颗粒越细小。,粒状珠光体的机械性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态与分布。一般来说，渗碳体颗粒尺寸，与铁素体的相界面面积，则钢的硬度和强度。碳化物越接近等轴状、分布越均匀，则钢的韧性越好。,32,碳含量相同 如粒状珠光体与片状珠光体的形成温度也大致
22、相同，由于粒状珠光体中铁素体和渗碳体的相界面比片状珠光体少，所以硬度比片状珠光体的稍低。粒状珠光体中铁素体连续分布，渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上，对位错运动阻碍较小，塑性韧性较高。硬度相同 粒状珠光体比片状珠光体具有良好的综合力学性能，这是因为粒状渗碳体不易产生应力集中和裂纹。因此，许多重要的机器零件都要通过热处理获得碳化物呈颗粒状的回火索氏体组织。同时，粒状珠光体还具有较好的切削加工性能、冷成型性能及淬火工艺性能。,片状珠光体与粒状珠光体的比较,33,2.珠光体的形成,珠光体的形成也是通过形核和长大两个基本过程进行的。珠光体中的铁素体和渗碳体都有可能成为领先相。领先相大多在A晶界或相界面
23、（如A与渗碳体或F的相界面）上形核。因这些区域缺陷较多，能量较高，原子容易扩散，容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结构起伏条件。,如渗碳体为领先相在A晶界上形成稳定的晶核，此晶核就会依靠附近的A不断提供碳原子逐渐长大，形成一小片渗碳体。（a）,Cm周围A碳浓度，形成贫碳区，为F形核创造了有利条件。当贫碳区的碳浓度降低到相当于F的平衡浓度时，就在渗碳体片的两侧形成两小片F。（b）,a,b,F形成后随渗碳体一起向前长大，同时也横向长大。F的长大又使其外侧形成A的富碳区，促使新的渗碳体的形成。(),a.片状珠光体的形成,34,如此不断进行，F和Cm 相互促进交替形核，并同时平行地向A晶粒纵深方
24、向长大，形成一组F和Cm片层相间、基本平行的P领域。(d),在一个P领域形成的过程中有可能在A晶界其它处，或在已形成P领域的边缘上形成新的、其它取向的Cm晶核，并由此形成一个不同取向的P领域。(e),d,f,直到各个P领域相遇，A全部分解完了，P转变即告结束。(f),35,分枝形成机制，P形成时基本没侧向长大，Cm是以分枝方式纵向生长，使与其相邻的A贫碳，从而促进F 在Cm枝间形成。一个P团的Cm是一个单晶体，Cm之间的 F也是一个单晶体。即一个P团是由一个 F晶粒和一个Cm晶粒互相穿插起来，通过“搭桥”而形成的。,36,珠光体形成时碳的扩散情况：当P刚刚出现时，在三相（A、F、Cm）共存时，
25、过冷A中的碳浓度是不均匀的。即与 F 相邻的A碳浓度C-较高，而与Cm相邻的A碳浓度C-C较低，因此在A中产生碳浓度梯度，从而引起碳的扩散。,碳在A中扩散的结果，引起 F 前 A 的碳浓度，Cm前A的碳浓度，这就破坏了该温度下A中碳浓度的平衡，为恢复平衡，F前沿的A必须析出 F，使其碳浓度到平衡浓度C-，在Cm前沿的A，必须析出Cm，使其碳浓度到低于平衡浓度C-C。这样，P便向纵深长大，直至过冷A全部转变为P为止。,37,珠光体形成时，在过冷奥氏体中，还将发生远离珠光体的奥氏体（碳浓度为C）中碳的扩散。,这些扩散都促使珠光体中的渗碳体和铁素体不断长大。,与铁素体相接的奥氏体（碳浓度为C-）处的
26、碳，向远离珠光体的奥氏体中扩散。,与渗碳体相接的奥氏体（碳浓度为C-C）处的碳，向滲碳体处扩散。,38,由过冷A直接分解形成时，钢加热时的A化程度是过冷A是否形成粒状P的先决条件。如果片状珠光体奥氏体化温度较低（略高于A1温度），形成成分不均匀的A，使A中存在大量未溶Cm和富碳微区。此时，Cm已不是完整的片状，而变得凹凸不平、厚薄不均，有的已经溶解断开，保温时，未溶Cm逐渐球化。,b)粒状珠光体的形成,第二相颗粒的溶解与其曲率半径有关。与Cm尖角处(曲率半径较小)相邻的A碳浓度，而与Cm平面处(曲率半径较大)相邻的A碳浓度。,39,A中的碳从Cm的尖角处向平面处扩散，结果破坏相界面的平衡，为恢
27、复平衡，尖角处Cm将溶解，使其曲率半径，而平面处将长大，使其曲率半径。最终形成各处曲率半径相近的颗粒状Cm。,然后缓冷至A1以下较高温度缓冷时(较小的T)，加热时已经形成的颗粒状Cm质点将成为非自发晶核，促进Cm的析出和长大，周围A转变为F。同时，A中的富碳微区也可成为Cm析出的核心。最终得到粒状P组织。,40,3.先共析相的析出（伪共析）,平衡状态下，亚共析钢先共析铁素体和过共析钢先共析渗碳体的析出分别在GS 线和ES线以下的+和+Fe3C两相区内进行。,快冷至Ar1温度以下时，先共析相的析出仍可用GS线的延长线SG和ES线的延长线SE表示A分别对 F 和 Cm的饱和线。,如将A过冷到SE线
28、和SG线所夹的影线区时，则会因其同时对 F 和 Cm呈过饱和状态而直接进行P转变。这种非共析成分的A不经先共析相析出而直接进行P转变所得的P，称伪共析体。伪共析体的显微组织也是由片状的F和Cm组成。A只有过冷到SE线以左或SG线以右范围内时，才能有先共析相析出。,41,9.4.马氏体转变,钢从A状态快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下（低于MS点）发生的转变为M转变。,转变产物：M组织。马 氏 体：碳在-Fe中过饱和固溶体。具有很高的强度和硬度。强化金属的重要手段之一。转变温度：低温（MS点以下）。转变特点：Fe、C原子都不能进行扩散，Fe的晶格改组，通过切变方式完成。典型的非扩散型相变。
29、,42,1.马氏体的晶体结构,体心立方：低碳钢或无碳合金中出现的。体心正方：含碳较高的钢中出现的。碳呈部分有序排列，在-Fe（bcc）晶胞底面中心或c轴上分布，引起c轴伸长，a轴缩短，形成bc t 结构。,轴比ca为正方度，随碳量，c呈线性，a值略有，ca不断增大。合金元素对ca影响不大，而取决于M中的含碳量，故可用来表示M中碳的过饱和程度。一般碳量0.25的板条M的ca1，为bcc晶格。,43,2.马氏体的组织形态,（1）板条马氏体 许多成群的、相互平行排列的板条组成。低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型的马氏体组织。每个板条为一个单晶体，空间形态是扁条状。板条之间为小
30、角度晶界，相邻板条间有薄壳状的残余奥氏体。许多相互平行的板条组成一个板条束。,一个A晶粒内可有几个板条束（35个），一个板条束内可被几个平行的板条块所分割，也可由一个板条块组成。每个板条块又由若干近于平行排列的马氏体板条组成，板条块之间为大角度晶界。,44,板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，位错密度高达(0.3-0.9)1014mm-2，故又称为位错马氏体。,金相显微组织,电子显微组织,45,（2）片状马氏体 中、高碳钢及高镍的铁镍合金中形成的一种典型马氏体组织。空间形态呈双凸透镜状，由于与试样磨面相截，在光学显微镜下则呈针状或竹叶状，故又称为针状马氏体。特征是马氏体片之间互不平行，呈一定
31、角度分布。在原A晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，但一般不穿过晶界，将A晶粒分割成两半，以后陆续形成的马氏体片由于受到限制，而越来越小，所以一个A晶粒中形成的片状马氏体的大小是极不均匀的。马氏体片的周围往往存在着残余A。,片状马氏体的最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越粗大，则马氏体片越大，当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体。,46,片状马氏体内部的亚结构主要是孪晶，因此片状马氏体又称为孪晶马氏体。但孪晶仅存在于马氏体片的中部，在片的边缘则为复杂的位错网络。,金相显微组织,电子显微组织,47,（3）影响马氏体形态的因素,取决于M的形成温度，而M的形成温
32、度又主要取决于A的化学成分，即碳和合金元素的含量。在较高温度先形成板条马氏体，在较低温度形成片状马氏体。200以上形成板条马氏体，200以下形成片状马氏体。碳的影响最大，碳钢随碳量，板条马氏体数量，片状马氏体数量,钢中的含碳量,1.0%C只形成片状马氏体,0.2%C几乎全部形成板条马氏体,0.21.0%C的则形成混合组织。,奥氏体中的含碳量对马氏体形态的影响,48,奥氏体中的含碳量对马氏体转变温度的影响,合金元素(除Co、Al)使MS，促进片状马氏体的形成。,一般合金结构钢中Ms的经验公式：Ms（）=535-317C-33Mn-28Cr-17Ni-11Si-11Mo-11W,49,3.马氏体的
33、性能,显著特点是具有高硬度和高强度。硬度主要取决于马氏体的含碳量。马氏体的硬度随着含碳量的而，当含碳量达到0.6%时，淬火钢硬度接近最大值；含碳量进一步，虽然马氏体硬度会有所，但由于残余奥氏体数量，反而使钢的硬度有所。合金元素对马氏体硬度影响不大，但可以提高其强度。,马氏体的硬度随着含碳量的增加而升高。,高于AC3淬火,高于AC1淬火,淬火钢的最大硬度与含碳量的关系,50,T10钢孪晶马氏体及针叶间的白色残余奥氏体,51,不同含碳量的钢淬火后残余奥氏体体积分数预测,52,马氏体具有高硬度和高强度的原因：固溶强化：过饱和的间隙原子碳在相晶格中造成晶格的正方畸变，形成一个强烈的应力场，该应力场与位
34、错发生强烈的交互作用，阻碍位错运动，从而提高M的硬度和强度。相变强化（位错强化）：M转变时，在晶体内造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如板条M中高密度的位错、片状M中的孪晶等，这些缺陷都将阻碍位错的运动，使M强化。这就是所谓的相变强化。时效强化：由于一般钢的Ms点大都处在室温以上，因此在淬火过程中及室温停留时，都会发生“自回火”。即碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出，钉轧位错，使位错难以运动，从而造成M时效强化。原始A晶粒大小及板条M束大小对M强度的影响（组织细化强化）：原始A晶粒越、M板条束，则M强度越高。这是由于相界面障碍位错运动造成的M强化。,53,塑性和
35、韧性 马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。片状马氏体具有高强度、高硬度，韧性很差，其特点是硬而脆。在具有相同屈服强度的条件下，板条马氏体比片状马氏体的韧性好得多，即在具有高强度、硬度的同时，还具有相当高的塑性和韧性。由于在片状马氏体中孪晶亚结构的存在大大减少了有效滑移系；同时在回火时，碳化物沿孪晶面不均匀析出使脆性增大；此外，片状马氏体中含碳量高，晶格畸变大，淬火应力大，以及存在大量的显微裂纹也是其韧性差的原因。板条马氏体中含碳量低，可以发生自回火，且碳化物分布均匀；其次是胞状亚结构中位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，由于位错运动能缓和局部应力集中，延缓裂纹形核及
36、削减已有裂纹尖端的应力峰，对韧性有利；此外，淬火应力小，不存在显微裂纹，裂纹通过马氏体板条也不容易扩展。因此，板条马氏体具有很高的强度和良好的韧性，同时还具有脆性转折温度低、缺口敏感性和过载敏感性低的优点。,54,在钢的各种组织中，马氏体的比容最大，奥氏体的比容最小。这是钢淬火时产生淬火应力，导致变形、开裂的主要原因。随着含碳量的增加，奥氏体和马氏体的比容差增大，当含碳量由0.4%增加到0.8%，淬火钢的体积增加1.131.2%,马氏体转变时的体积变化,55,与其它相变一样，相变的驱动力也是新相和母相的化学自由能差Gv；但是与其它相变不同，马氏体转变并不是在略低于平衡温度T0的温度发生的，而必
37、须深度过冷，过冷到远低于T0的Ms点以下才能发生。这是因为马氏体转变除了形成新的界面，而增加一项界面能以外，还增加一项弹性应变能。因此，系统总的自由能变化为：G=Gv+(Gs+Ge)由于马氏体和奥氏体之间存在共格界面，所以Gs一项数值很小，不是相变的主要阻力；Ge为弹性应变能，它除由于马氏体转变时新相与母相的比容变化而引起的以外，还包括维持第二类共格所消耗的弹性能，这一项数值很大，比表面能大十几倍，是相变的主要阻力。因此，只有深冷，使Gv大到足以补偿(Gs+Ge)时，马氏体转变才能发生，这就是必须过冷到Ms点以下的原因。因此，Ms点可以定义为奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需要的最小驱动力
38、时的温度。,.马氏体转变的条件：第一是过冷奥氏体的冷却速度必须大于临界冷却速度vc；第二是过冷奥氏体必须深度过冷，低于Ms点以下才能发生马氏体转变。快速冷却是为了抑制其发生珠光体和贝氏体转变；深度过冷是为了获得足够的马氏体转变的驱动力。,56,.马氏体转变的特点,(1)无扩散性 马氏体转变属于低温转变，此时，铁和碳原子都已经失去扩散能力。因此，马氏体转变是以无扩散的方式进行的。铁原子的晶格改组是通过原子集体的、有规律的、近程的迁动完成的。原来在母相中相邻的原子，转变以后在新相中仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距，转变前后奥氏体与马氏体的化学成分相同。(2)切变性 马氏体转变是晶格切
39、变过程，在切变过程中完成晶格重构，由面心立方晶格变成体心正方晶格。马氏体转变时，在预先抛光的试样表面上，在马氏体形成的地方出现宏观倾斜隆起形成表面浮凸，说明马氏体转变和母相的宏观切变有着直接联系。马氏体形成时，和它相交的试样表面发生倾动，一边凹陷，边凸起，并牵动奥氏体突出表面，说明马氏体转变是以切变方式完成的。,57,(3)共格性 马氏体转变时，新相和母相的点阵间保持共格联系，即相界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。而且整个界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。它是以母相切变维持共格关系的，故称为第二类共格界面。,58,(4)严格的位向关系和惯习面 由于马氏体转变时新相和母相之间始
40、终保持着切变共格性，因此马氏体转变后新相和母相之间存在着严格的晶体学位向关系。马氏体和奥氏体之间有下列位向关系：11 0M 1 1 1；1 1 1M 1 1 0称为K-S关系，含碳量低于1.4的碳钢及大多数合金钢中都具有K-S关系。1 1 0M 1 1 1；1 1 0M 2 1 1称为西山关系（又称N关系），在含碳量高于1.4的碳钢中也存在西山关系。,59,马氏体转变不仅新相和母相有一定的位向关系，而且在特定的惯习面上形成，在相变过程中惯习面不变形也不转动。钢中马氏体的惯习面随奥氏体的含碳量及马氏体的形成温度而变化。当碳0.6时，惯习面为（1 1 1）；碳浓度为0.6-1.4时，惯习面为（2
41、2 5）；碳1.4时，惯习面为（2 5 9）。随马氏体形成温度降低，惯习面有向高指数变化的趋势，所以同一成分的钢也可能出现两种惯习面。如先形成的马氏体惯习面为（2 2 5），而后形成的马氏体的惯习面为（2 5 9）。,60,(5)转变是在一个温度范围内进行 马氏体转变是在Ms至Mf的温度范围内进行的。碳钢及合金钢的马氏体转变是在奥氏体以大于临界淬火速度冷至Ms点以下，不断降低温度时，立即形成一批马氏体，相变没有孕育期，随着温度下降，瞬间又出现另一批马氏体，而先形成的马氏体不再长大，这种转变一直持续到Mf点。马氏体的转变量随温度的下降而增加，一旦温度停止下降，转变立即终止。降温过程中马氏体的形核
42、及长大速度极快，瞬间形核，瞬间长大。马氏体转变量是温度的函数，取决于冷却达到的温度，与该温度下的停留时间无关。等温转变仅发生在某些特殊合金中，例如Fe-Ni-Mn、Fe-Cr-Ni以及高碳高锰钢等。但等温转变一般都不能使马氏体转变进行到底，这是因为已形成的马氏体使未转变的奥氏体发生了稳定化。,61,（6）转变不完全 一般钢淬火都是冷却到室温，如果钢的Ms点低于室温，则淬火冷却到室温得到的全是奥氏体。高碳钢和许多合金钢，其Ms点在室温以上，而M f 点在室温以下，则淬火冷却到室温时将保留相当数量的未转变奥氏体，称之为残余奥氏体。如冷至室温后继续深冷，使残余奥氏体继续转变为马氏体，这种低于室温冷却
43、的处理方法，生产上称为冷处理。但是，即使冷却到M f 点以下仍然得不到100的马氏体，而保留一部分残余奥氏体，表现为马氏体转变的不完全性。钢淬火后残余奥氏体的数量，主要取决于奥氏体的化学成分。如碳钢，奥氏体的含碳量越高，残余奥氏体的数量越多。含碳量小于0.5时，残余奥氏体的量很少，含碳量在0.61.0之间，残余奥氏体的量一般不超过10，如果含碳量在1.31.5，残余奥氏体量可达3050。,62,不同含碳量的钢淬火后残余奥氏体体积分数预测,63,6马氏体转变的可逆性,在某些铁基合金中，奥氏体可以在冷却时转变为马氏体，而已形成的马氏体重新加热时又能无扩散地转变为奥氏体。这种现象称为马氏体转变的可逆
44、性。马氏体直接向奥氏体的转变称为马氏体的逆转变。但在一般碳钢中不发生按马氏体转变机构的逆转变，因为在加热时马氏体分解为铁素体和渗碳体。马氏体的逆转变也发生在一定的温度范围内，逆转变开始温度用As表示，终了温度用A f 表示。通常As温度高于Ms温度，对于不同的合金As与Ms之间的温差不同。,64,7.奥氏体的稳定化,奥氏体稳定化是指奥氏体在外界因素作用下，由于内部结构发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体转变温度降低和残余奥氏体量增加的转变迟滞现象。奥氏体的稳定化分为热稳定化和机械稳定化。热稳定化：在马氏体转变温度范围内，如过冷奥氏体冷却至某一温度下停留一段时间，然后再继续冷却，奥氏体向马氏体转变
45、并不立即开始，而是经过一段时间后才能恢复转变，并导致残余奥氏体的量相应增加。这种因等温停留引起奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。,65,影响热稳定化程度的主要因素是停留温度和停留时间，停留温度越高、时间越长，达到的热稳定化程度越大，最终得到马氏体数量越少。,钢中奥氏体热稳定化现象可能与C、N等间隙原子热运动有关。C、N原子在等温停留或缓慢冷却时，向点阵缺陷处偏聚，并钉轧位错，使奥氏体强化，从而增大马氏体相变阻力。,66,机械稳定化：机械强化作用使奥氏体稳定化的现象称为机械稳定化。奥氏体淬火至Ms点以下连续冷却时，由于马氏体转变量不断增加，体积膨胀，使剩余的奥氏体受
46、到压应力，发生塑性变形，产生强化，而出现的稳定化现象称为相变强化机械稳定化。在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形，也能引起通常的马氏体转变，变形量越大，马氏体转变量越多，这种现象称为形变诱发马氏体相变。当温度升高到某一值时塑性变形不能使奥氏体转变为马氏体，这一温度称为形变马氏体点，用M d 表示。实验证明，在M d 点以上对奥氏体进行大量塑性变形，会使随后的马氏体转变发生困难，使Ms点降低，增加残余奥氏体量。这种现象称为形变强化机械稳定化。,67,贝氏体转变,贝氏体转变是介于珠光体和马氏体转变之间的一种转变，又称为中温转变。转变特点：既具有珠光体转变又具有马氏体转变的某些特征。转变产物：含碳过饱和
47、的铁素体和碳化物组成的机械混合物。转变过程中，不发生铁原子的扩散，奥氏体向铁素体的晶格改组依靠切变方式进行，并通过碳原子的扩散进行碳化物的沉淀析出。因此，贝氏体转变是碳原子扩散而铁原子不扩散的半扩散型相变。,68,1.贝氏体的组织形态,（1）上贝氏体贝氏体转变区较高温度范围内，大约在350550之间形成。成束分布、平行排列的铁素体和夹于其间的断续的条状渗碳体的混合物。,在中、高碳钢中，当形成量不多时，光镜下可以观察到成束排列的 F条自A晶界平行伸向晶内，具有羽毛状特征，条间的渗碳体分辨不清。,金相显微组织,金相显微组织,69,在电子显微镜下可以清楚地看到在平行的条状铁素体之间常存在断续的、粗条
48、状的渗碳体。上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度比板条马氏体低2-3个数量级。随着形成温度降低，位错密度增大。,随含碳量，上贝氏体中的F条增多、变薄，Cm 数量也增多、变细。上贝氏体的形态还与转变温度有关，随转变温度，上贝氏体中F条变薄，Cm细化。上贝氏体中的F条间还可能存在未转变的残余A。尤其是当钢中含有Si、Al 等A稳定化元素时，A稳定性增加，抑制了渗碳体析出，使残余A量增多。,电子显微组织,70,（2）下贝氏体于贝氏体转变区较低温度范围，大约在350Ms之间形成。由含碳过饱和的片状铁素体和其内部沉淀的碳化物组成的机械混合物。下贝氏体的空间形态呈双凸透镜状，与试样磨面相交呈片状或针状。
49、下贝氏体中铁素体的亚结构为位错，其位错密度比上贝氏体中铁素体的高。下贝氏体的铁素体内含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。,71,在电子显微镜下可以观察到下贝氏体中碳化物细小、弥散，呈粒状或短条状、沿着与铁素体长轴成5565角取向平行排列。,电子显微组织,光镜下，下贝氏体呈黑色针状或竹叶状，针与针之间呈一定角度。下贝氏体可以在奥氏体晶界形成，但更多的是在奥氏体晶粒内部形成。,金相显微组织,72,（3）粒状贝氏体于上贝氏体转变区上限温度范围内形成。在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立的小岛，小岛形态呈粒状或长条状等，很不规则。,这些小岛在高温下原是富碳的奥氏体
50、区，其后的转变可有三种情况：分解为铁素体和碳化物，形成珠光体；发生马氏体转变，形成马氏体；富碳的奥氏体全部保留下来。粒状贝氏体中的铁素体的亚结构为位错，但密度不大。,金相显微组织,73,(4)无碳化物贝氏体 在C-Mn钢中添加1.5%Si抑制碳化物的形成，形成贝氏体铁素体+残余奥氏体的显微组织。,奥氏体和贝氏体中含碳量,74,2.贝氏体的力学性能,贝氏体的力学性能主要决定于其组织形态。上贝氏体 形成温度较高，铁素体条粗大，碳的过饱和度低，因而强度和硬度较低。碳化物颗粒粗大，且呈断续条状分布于铁素体条间，铁素体条和碳化物的分布具有明显的方向性，所以冲击韧性较低，塑性较差，脆性较大。因此，在工程材
