1、第一章第一章 鋼的熱處理原理鋼的熱處理原理2第一節第一節 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下固態下加熱到預定的加熱到預定的溫度，并在該溫度下保持一段溫度，并在該溫度下保持一段時間，然后以一定的速度冷卻時間，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改變鋼的內部組織結構部組織結構，以改善其性能。，以改善其性能。熱處理工藝曲線示意圖3 熱處理是機械制造中的重要工藝之一，與其他加工熱處理是機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成分，而是通過學成分，而是通過改變工件內部的顯微組織，或改變改變工件內部的顯微組織，或改變工件表面的顯微組織或化學成分工件表面的顯微組織或化學成分，賦予或改善工件的，賦予或改善工件的使用性能。其特點是使用性能。其特點是改善工件的內在質量改善工件的內在質量，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。 鋼是機械工業中應用最廣的材料，鋼的顯微組織復鋼是機械工業中應用最廣的材料，鋼的顯微組織復雜，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容。另外，鋁、銅、鎂、鈦等及

3、其屬熱處理的主要內容。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、物理和化學性合金也都可以通過熱處理改變其力學、物理和化學性能，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，中國人在生產實踐年，中國人在生產實踐中就已發現，銅、鐵的性能會因溫度和加壓變形的中就已發現，銅、鐵的性能會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，鋼鐵兵器逐漸被采用，為了提高公元前六世紀，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展。鋼的硬度，淬火工藝遂得到迅速發展。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，說明是經過淬火的。組織中都有馬氏體存在，說明是經過淬火的。5 隨著淬火技術的發展，人們逐漸發現淬冷劑對隨著淬火技術的發展，人們逐漸發現淬冷劑對淬火質量的影響。三國蜀人蒲元曾在今陜西斜谷為淬火質量的影響。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的冷卻能力了。明中國在古代就注意到不同水質的冷卻能力了。 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，而劍刃含碳量卻達刃含碳量卻達0.6以上，說明已應用了滲碳工藝。以上，說明已應用了滲碳工藝。6 1863年，英國金相學家和地質學家展示了鋼年，英國金相學家和地質學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內部會發生組織改變，鋼中高溫在加熱和冷卻時內部會發生組織改變，鋼中高溫時的相在急冷時轉變為另一種較硬的相。法國人時的相在急冷時轉變為另一種較硬的相。法國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構理論，以及英國人奧斯蒙德確立的鐵的同素異構

6、理論，以及英國人奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現代熱處理工藝奧斯汀最早制定的鐵碳相圖，為現代熱處理工藝初步奠定了理論基礎。初步奠定了理論基礎。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發生溶解度顯著變化或者原則上只有在加熱或冷卻時發生溶解度顯著變化或者發生類似純鐵的同素異構轉變，即有固態相變發生的合發生類似純鐵的同素異構轉變，即有固態相變發生的合金才能進行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱金才能進行熱處理。純金屬、某些單相合金等不能用熱處理強化。處理強化。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 通常把加熱時的

7、通常把加熱時的實際臨界溫度標以實際臨界溫度標以字母字母“c”，如，如Ac1、Ac3、Accm；而把冷；而把冷卻時的實際臨界溫卻時的實際臨界溫度標以字母度標以字母“r”，如如Ar1、Ar3、Arcm。10三、固態相變的特點三、固態相變的特點 固態相變是由固相轉變為固相。固態相變的固態相變是由固相轉變為固相。固態相變的驅動驅動力力是是新、舊兩相之間的自由能差新、舊兩相之間的自由能差。與液態結晶相比，。與液態結晶相比，固態相變有著顯著不同的特點。固態相變有著顯著不同的特點。（一）相變阻力大（一）相變阻力大 界面能界面能和和體積應變能體積應變能是固態相變過程的阻力，而是固態相變過程的阻力，而液態金屬結

8、晶時的阻力只有界面能一項。此外，固液態金屬結晶時的阻力只有界面能一項。此外，固態相變時原子的擴散更為困難。態相變時原子的擴散更為困難。11（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學位向（二）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學位向關系關系 固態相變時，為了減小新、舊兩相之間的界面能，固態相變時，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位向關新相與母相晶體之間往往存在一定的晶體學位向關系，常以低指數、原子密度大且匹配較好的晶面和系，常以低指數、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、相的這個晶面稱為面上形成，母相的這個晶面稱為慣習面慣習面，這種現象，這種現象叫做叫做慣習現象慣習現象。12（三）母相晶體缺陷對相變起促進作用（三）母相晶體缺陷對相變起促進作用 固態相變時，新相晶核往往優先在母相中的各種晶固態相變時，新相晶核往往優先在母相中的各種晶體缺陷處（如晶界、相界、位錯、空位等）形成。體缺陷處（如晶界、相界、位錯、空位等）形成。（四）易于出現過渡相（四）易于出現過渡相 過渡相是一種亞穩定相，其成分和結構介于新相和過渡相是一種亞穩定相，其成分和結構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調性母相之間，是為了克服相變阻力而形成的一種協調性中間轉變產物。中間轉變產物

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

11、相的相的成長是通過晶格的切變和轉動進行的，新相的長大速度極快。長大速度極快。l 半擴散型相變半擴散型相變 介于擴散型和非擴散型之間的相變。介于擴散型和非擴散型之間的相變。14第二節第二節 鋼在加熱時的轉變鋼在加熱時的轉變 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變過程稱為體的轉變過程稱為“奧氏體化奧氏體化”。對于鋼的大多數熱處理工。對于鋼的大多數熱處理工藝，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奧氏體的轉變特點和轉變產物的組織與性能都有顯著影響。的轉變特點和轉變產物的組織與

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、碳原子的擴散奧氏體的形成過程就是鐵晶格的改組和鐵、碳原子的擴散過程。過程。15 共析鋼中奧氏體的形成由四個基本過程組成：共析鋼中奧氏體的形成由四個基本過程組成：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 奧氏體晶核通常優先在鐵素體和滲碳體的

13、相界奧氏體晶核通常優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原因：在鐵素體和滲碳體的相界處原子排列不規則，處于高能不穩狀態，具備形核所需要的結構則，處于高能不穩狀態，具備形核所需要的結構起伏和能量起伏條件。同時鐵素體和滲碳體相界起伏和能量起伏條件。同時鐵素體和滲碳體相界面處碳濃度分布不均勻，容易出現奧氏體形核所面處碳濃度分布不均勻，容易出現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散，以及鐵素體向奧氏奧氏體

14、和鐵素體中的擴散，以及鐵素體向奧氏體轉變而進行的。體轉變而進行的。 鐵素體向奧氏體的轉變速度比滲碳體溶解的鐵素體向奧氏體的轉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。繼續保溫或繼續鐵素體消失后，仍有未溶解滲碳體存在。繼續保溫或繼續加熱時，未溶滲碳體不斷向奧氏體中溶解，直至全部消失。加熱時，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 當滲碳體剛剛全部溶解完時，原滲碳體存在的地方含碳量當滲碳體剛

15、剛全部溶解完時，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，所以需要繼續延長保溫時間或繼續加熱，讓碳原子充分擴散，才能獲得成分均勻的時間或繼續加熱，讓碳原子充分擴散，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，但是只有當加熱溫度超過同，但是只有當加熱溫度超過Ac3或或Accm并保溫足夠時并保溫足夠時間后，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）加熱溫度和保溫時間

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

17、育期越短，轉變所需的時間也越短。21（二）原始組織的影響（二）原始組織的影響 當其它條件相同時，鋼的原始組織越細，則奧當其它條件相同時，鋼的原始組織越細，則奧氏體的形成速度越快。氏體的形成速度越快。（三）化學成分的影響（三）化學成分的影響 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行速度有重要影合金元素對奧氏體化過程的進行速度有重要影響。響。22（1）合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度。）合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度。（2）合金元素改變了鋼的臨界點和碳在奧氏體中的）合金元素改變了鋼的臨界點和

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溶解度，從而改變了鋼的過熱度和碳在奧氏體中的擴散速度。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，保溫時間要與碳鋼相比，合金鋼的加熱溫度要高，保溫時間要長。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變以及轉變產物的組奧氏體的晶粒大小對鋼的冷卻轉變以及轉變產物的組織和性能都有重

19、要的影響，同時也影響工藝性能。在熱織和性能都有重要的影響，同時也影響工藝性能。在熱處理過程中應當十分注意防止奧氏體晶粒粗化。處理過程中應當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。實際生產中通常使用晶粒晶粒度是晶粒大小的度量。實際生產中通常使用晶粒度級別數度級別數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）面積內觀察到的晶粒個數。觀察到的晶粒個數。 G5級為粗晶粒，級為粗晶粒，G5級為細晶粒。級為細晶粒。24l 奧氏體的奧氏體的實際晶粒

20、度實際晶粒度：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。 當加熱時奧氏體晶粒大小超過規定尺寸時就成為當加熱時奧氏體晶粒大小超過規定尺寸時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晶粒度本質晶粒度：根據標準試驗方法，在：根據標準試驗方法，在93010保溫足夠時間（保溫足夠時間（38小時）后測得的奧小時）后測得的奧氏體晶粒大小。氏體晶粒大小。 經上述試驗，奧氏體晶粒度在經上述試驗，奧氏體晶粒度在58級者稱為級者稱為本質本質細晶粒鋼細晶粒鋼，14級者稱為級者稱為本質粗晶粒鋼本質粗晶粒鋼。25鋼的本質晶粒度示意圖鋼的本質

21、晶粒度示意圖 在一般情況下，本質細晶粒在一般情況下，本質細晶粒鋼熱處理后獲得的實際晶粒往鋼熱處理后獲得的實際晶粒往往是細小的。從左圖可見，本往是細小的。從左圖可見，本質細晶粒鋼在質細晶粒鋼在930950以下以下加熱時，奧氏體晶粒的長大傾加熱時，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，生產上易于掌握；但是，較寬，生產上易于掌握；但是，對于本質粗晶粒鋼，必須嚴格對于本質粗晶粒鋼，必須嚴格控制加熱溫度，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。 本質晶粒度只表示鋼在加熱時奧氏體晶粒長大傾向的大本質晶粒度只表示鋼在加熱時奧氏體晶粒

22、長大傾向的大小，并不表示奧氏體實際晶粒大小。小，并不表示奧氏體實際晶粒大小。26 鋼的本質晶粒度與鋼的本質晶粒度與化學成分化學成分和和冶煉方法冶煉方法有關，有關，一般用鋁脫氧的鋼為本質細晶粒鋼。這是因為用鋁一般用鋁脫氧的鋼為本質細晶粒鋼。這是因為用鋁脫氧的鋼，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 溫 度 超 過粒 ， 阻 礙 奧 氏 體 晶 粒 長 大 。 當 溫 度 超 過（93010）時，這些小顆粒溶解，晶粒就會急）時，這些小顆粒溶解，晶粒就會急劇長大。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，為本質粗晶粒鋼。向大，為本質粗晶粒鋼。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奧氏體晶界遷移的過程，奧氏體晶粒長大基本上是一個奧氏體晶界遷移的過程，其實質是原子在晶界附近的擴散過程。所以影響原子擴散其實質是原子在晶界附近的擴散過程。所以影響原子擴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. 加熱溫度和保溫時間 隨著加熱溫度升高和保溫時間延長，奧氏體晶粒急劇長隨著加熱溫度升高和保溫時間延長，奧氏體

24、晶粒急劇長大。大。2. 加熱速度 加熱溫度相同時，加熱速度越快，奧氏體轉變時的過熱加熱溫度相同時，加熱速度越快，奧氏體轉變時的過熱度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率的增加大于度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率的增加大于長大速度，使奧氏體晶粒越細小。長大速度，使奧氏體晶粒越細小。283. 鋼的化學成分 鋼中含碳量在一定范圍之內，隨含碳量的增加，奧鋼中含碳量在一定范圍之內，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化合物的合金元素

25、，如鋼中加入適量的形成高熔點化合物的合金元素，如Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta等，可強烈地阻礙奧氏體晶粒等，可強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，碳化物彌散度越大，一般來說，鋼的原始組織越細，碳化物彌散度越大，則奧氏體晶粒越細小。則奧氏體晶粒越細小。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。若再次采用常規加熱，使其重新奧氏體化，所形成若再次采用常規

26、加熱，使其重新奧氏體化，所形成的奧氏體會恢復到原來奧氏體晶粒的大小、形狀和的奧氏體會恢復到原來奧氏體晶粒的大小、形狀和位向，這種現象稱為組織遺傳。位向，這種現象稱為組織遺傳。 組織遺傳對熱處理產品危害很大，它強烈降低鋼組織遺傳對熱處理產品危害很大，它強烈降低鋼的強韌性，使之變脆，必須設法避免和消除。的強韌性，使之變脆，必須設法避免和消除。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變為馬氏體時，新舊相間粗大的奧氏體晶粒在轉變為馬氏體時，新舊相間保持嚴格的位向關系。當將所形成的馬氏體再以適保持嚴格的位向關系。當將所形成的馬氏體再以適當的速度重新加熱時，馬氏體在逆向轉變初期，

27、晶當的速度重新加熱時，馬氏體在逆向轉變初期，晶界上以針狀奧氏體形核、長大，這些針狀奧氏體與界上以針狀奧氏體形核、長大，這些針狀奧氏體與馬氏體具有嚴格的晶體學位向關系，于是生成位向馬氏體具有嚴格的晶體學位向關系，于是生成位向相同的針狀奧氏體。在繼續加熱至相同的針狀奧氏體。在繼續加熱至Ac3以上時，這些以上時，這些位向相同的針狀奧氏體進一步長大、合并，直至恢位向相同的針狀奧氏體進一步長大、合并，直至恢復到原奧氏體晶粒大小。復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格的位向關系，因此，重新加熱時即可避免組織體之間不存在嚴格的位向關系，因此，重新加熱時即可避免組織遺傳。遺傳。 2、高溫回火、高溫回火 粗大淬火馬氏體在高溫回火時，馬氏體析出碳化物，同時馬氏粗大淬火馬氏體在高溫回火時，馬氏體析出碳化物，同時馬氏體發生再結晶，從而消除了原來的位向關系。對高合金鋼來說，體發生再結晶，從而消除了原來的位向關系。對高合金鋼來說，因其馬氏體分解和再結晶比較困難，故效果不如中間退火。因其馬氏體分解和再結晶比較困難，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第三節第三節 鋼在冷卻時的轉變鋼在冷卻時的轉變一、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 連續冷卻連續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定的、將要發生轉變的奧氏體。以下存在且不穩定的、將要發生轉變的奧氏體。33二、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖二、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變圖 過冷奧

30、氏體等溫轉變圖又稱過冷奧氏體等溫轉變圖又稱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變過程：轉變開始和轉變不同過冷度下的等溫轉變過程：轉變開始和轉變終了時間、轉變產物的類型以及轉變量與時間、終了時間、轉變產物的類型以及轉變量與時間、溫度之間的關系等。因其形狀通常像英文字母溫度之間的關系等。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）過冷奧氏體等溫轉變圖的建立（一）過冷奧氏體等溫轉變圖的建立 由于

31、過冷奧氏體在轉變過程中不僅有組織轉變由于過冷奧氏體在轉變過程中不僅有組織轉變和性能變化，而且有體積膨脹和磁性轉變，因此和性能變化，而且有體積膨脹和磁性轉變，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變圖。定過冷奧氏體等溫轉變圖。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行奧氏體化，要所有試樣均在相同條件下進行奧氏體化，要求奧氏體的化學成分均勻一致。求奧氏體的化學成分均勻一致。l 等溫轉變：將奧氏化后的試樣迅速轉入到將

32、奧氏化后的試樣迅速轉入到A1點以下不同點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：每隔一定時間，取出一組試樣立即淬入鹽水中。每隔一定時間，取出一組試樣立即淬入鹽水中。l 繪圖：根據顯微觀察、定量分析和硬度測定，確定給定溫根據顯微觀察、定量分析和硬度測定，確定給定溫度和保溫時間下轉變產物的類型和百分數，由此測定各個等度和保溫時間下轉變產物的類型和百分數，由此測定各個等溫溫度下的轉變開始時間和終了時間，并將結果繪制成曲線。溫溫度下的轉變開始時間和終了時間，并將結果繪制成曲線。36共析鋼過冷奧氏體等溫轉變圖的建立共析鋼過冷奧氏體等溫轉變圖的建立37（二）過冷奧氏體等溫轉變圖的分析（二

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

34、冷奧氏體穩定性最低，稱右共析鋼的孕育期最短，過冷奧氏體穩定性最低，稱為為C 曲線的曲線的“鼻尖鼻尖”。39奧氏體轉變速度與過冷度的關系奧氏體轉變速度與過冷度的關系40三、影響過冷奧氏體等溫轉變的因素三、影響過冷奧氏體等溫轉變的因素（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變開始線和終了線隨曲線下半部的貝氏體轉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，則馬氏體轉變開始溫度奧氏體中含碳量越高，則馬氏體轉變開始溫度Ms點和點和馬氏體轉變終了溫度馬氏體轉變終了溫度Mf點越低。點越低。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定性，使入均增大過冷奧氏體的穩定性，使C曲線右移，并使曲線右移，并使M

36、s點點降低。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曲線出現兩個曲線出現兩個“鼻鼻子子”，即把珠光體轉變區和貝氏體轉變區分開，中間出現，即把珠光體轉變區和貝氏體轉變區分開，中間出現一個過冷奧氏體較為穩定的區域。一個過冷奧氏體較為穩定的區域。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，否則將使奧氏體轉變速度加快，使奧氏體轉變速度加快，C曲線左移。曲線左移。4344（二）奧氏體狀態的影響（二）奧氏體狀態的影響 奧氏體化溫度越低，保溫時間越短，則奧氏體晶粒奧氏體化溫度越低，保溫時間越短，則奧氏體晶粒越細，未溶第二相越多，同時奧氏體的碳濃度和合金越細，未溶第二相越多，同時奧氏體的碳濃度和合金元素濃度越不均勻，從而促進奧氏體在冷卻過程中分元素濃度越不均勻，從而促進奧氏體在冷卻過程中分解，使解，使C曲線左移。曲線左移。（三）應力和塑性變形的影響（三）應力和塑性變形的影響 拉應力促進奧氏體的等溫轉變，而等向壓應力阻礙拉應力促進奧氏體的等溫轉變，而等向壓應力阻礙奧氏

38、體轉變。奧氏體轉變。 對奧氏體進行塑性變形可加速奧氏體轉變。對奧氏體進行塑性變形可加速奧氏體轉變。45四、珠光體轉變（四、珠光體轉變（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溫度范圍內等溫停留溫度范圍內等溫停留時，會發生珠光體轉變：時，會發生珠光體轉變： P ( + Fe3C )。 珠光體轉變是珠光體轉變是全擴散型轉變全擴散型轉變，即鐵原子和碳原，即鐵原子和碳原子均進行擴散運動。子均進行擴散運動。46 另一

39、種片狀珠光體形成機制認為，珠光體形成層片狀另一種片狀珠光體形成機制認為，珠光體形成層片狀是滲碳體以分枝形式長大的結果。是滲碳體以分枝形式長大的結果。早期片狀珠光體形成機制早期片狀珠光體形成機制4748珠光體的片間距珠光體的片間距：珠光體團中相鄰兩片滲碳體（或鐵素：珠光體團中相鄰兩片滲碳體（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，奧氏體轉變為珠光體的溫度越低，則片間距越小。越大，奧氏體轉變為珠光體的溫度越低，則片間距越小。經驗公式：經驗公式：s0 = (8.02/ T) 103式中，式

40、中， T為過冷度。為過冷度。 片狀珠光體的力學性能主要取決片狀珠光體的力學性能主要取決于珠光體的片間距。片層越細，強于珠光體的片間距。片層越細，強度硬度越高，塑性韌性越好。度硬度越高，塑性韌性越好。49根據片間距的大小，將珠光體分為三類：根據片間距的大小，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、工藝術語金屬熱處理工藝術語對索氏對索氏體和托氏體的定義為：索氏體是指在光學顯微鏡下放體和托氏體的定義為：索氏體是指在光學顯微鏡下放大到大到600倍以上才能分辨片層的細珠光體倍以上才能分辨片層的細珠光體。它是以英國。它是以英國冶金學家冶金學家 H.C.Sorby 的名字命名的。托氏體是指在光的名字命名的。托氏體是指在光學顯微鏡下已無法分辨片層的極細珠光體。它是以法學顯微鏡下已無法分辨片層的極細珠光體。它是以法國金相學家國金相學家 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械混合

42、物，它們之間體和鐵素體組成的片層相間的機械混合物，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分布在連續的鐵素體基體如果滲碳體以顆粒狀態分布在連續的鐵素體基體內，這種組織稱為內，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 在退火狀態下，對于相同含碳量的鋼材，粒狀珠在退火狀態下，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、強光體比片狀珠光體具有較少的相界面，其硬度、強度較低，而塑性、韌性較高。實踐表明，具有粒狀度較低，而塑性、韌性較高。實踐表明，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冷卻時的冷卻速度越快，態冷卻時的冷卻速度越快，轉變溫度越低，則珠光體轉變溫度越低，則珠光體轉變之前析出的先共析鐵轉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。鐵碳系準平衡圖示意圖鐵碳系準平衡圖示意圖57五、馬氏體轉變（五、馬氏體轉變（martensite transformation） 鋼從奧氏體化狀態快速冷卻，抑制其擴散性分解，在鋼從奧氏體化狀態快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度下（低于較低溫度下（低于Ms點）發生的點）發生的無擴散型相變無擴散型相變叫做叫做馬氏馬氏體轉變體轉變。

45、（一）馬氏體的晶體結構、組織和性能（一）馬氏體的晶體結構、組織和性能1. 馬氏體的晶體結構馬氏體的晶體結構 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，最大可達到達到 wC = 2.11%。58馬氏體一般有兩種結構：馬氏體一般有兩種結構：l 體心立方：出現于含碳極少的低碳鋼或無碳合金中。體心立方：出現于含碳極少的低碳鋼或無碳合金中。l 體心正方：出現于含碳較高的鋼中。（如下圖所示）體心正方：出現于含碳較高的鋼中。（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. 馬氏體的組織形態馬氏體的組織形態鋼中馬氏體有兩種基本形態：鋼中馬氏體有兩種基本形態：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、馬氏體時效鋼、不板條馬氏體是低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時效鋼、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板條的立體形態可以是扁條狀，也可以是薄片狀。板條的立體形態可以是扁條狀，也可以是薄片狀。馬氏體板條的兩種立體形態馬氏體板條的兩種立體形態a）扁條狀）扁條狀 b）薄片狀）薄片狀61 板條馬氏體的亞結構是位錯，故又稱板條馬氏體的亞結構是位錯，故又稱位錯馬氏位錯馬氏體體，其位錯密度是，其位錯密度是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，淬火時形成片狀馬氏體組織。有色金屬和合金，淬火時形成片狀馬氏體組織。 片狀馬氏體的空間形態呈凸透鏡狀

48、，在光學顯微鏡下片狀馬氏體的空間形態呈凸透鏡狀，在光學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。當最大尺寸的馬奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大。當最大尺寸的馬氏體片細小到光學顯微鏡下不能分辨時，便稱為氏體片細小到光學顯微鏡下不能分辨時，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構主要是孿晶亞結構主要是孿晶。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，在片的邊緣區則為高密度的位錯。在片的邊緣區則為高密度的位錯。 片狀馬氏體的另一個重要特點是存在大量顯微裂紋。片狀馬氏體的另一個重要特點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主要取決于碳鋼中馬氏體的形態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，板條馬氏體數量相對減少，片狀馬氏著含碳量的增加，板條馬氏體數量相對減少，片狀馬氏體的數量相對增加。體的數量相對增加。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，大多數都使外，大多數都使Ms點下降，因而都促進片狀馬氏體的形成。點下降，因而都促進片狀馬氏體的形成。Co雖然提高雖然提高Ms點，但也促進片狀馬氏體的形成。點，但也促進片狀馬氏體的形成。653. 馬氏體的性能馬氏體的性能 馬氏體力學性能的顯著特點是具有馬氏體力學性能的顯著

51、特點是具有高硬度高硬度和和高強度高強度。 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，但可以提高其強合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高其強度。度。 馬氏體具有高硬度、高強度的原因是多方面的，其中馬氏體具有高硬度、高強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化碳原子的固溶強化、相變強化相變強化以及以及時效強化時效強化。66 此外，原始奧氏體晶粒越細，則馬氏體板條群或馬氏體此外，原始奧氏體晶粒越細，則馬氏體板條群或馬氏體片的尺寸越小，馬氏體相界

52、面對位錯運動的阻礙越大，所片的尺寸越小，馬氏體相界面對位錯運動的阻礙越大，所以馬氏體的強度越高。以馬氏體的強度越高。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構馬氏體的亞結構。l 片狀馬氏體具有高強度、高硬度，但韌性很差，其特片狀馬氏體具有高強度、高硬度，但韌性很差，其特點是點是硬而脆硬而脆。l 板條狀馬氏體具有板條狀馬氏體具有高的強韌性高的強韌性。在具有相同屈服強度。在具有相同屈服強度的條件下，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 亞結構為孿晶，有效滑移系少。亞結構為孿晶，有效滑移系少。 回火時碳化物沿孿晶界不均

53、勻析出增加脆性?；鼗饡r碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。 馬氏體內部存在顯微裂紋。馬氏體內部存在顯微裂紋。 馬氏體形成時容易產生馬氏體形成時容易產生“自回火自回火”，松弛了淬火應力，松弛了淬火應力，碳化物分布比較均勻。碳化物分布比較均勻。 位錯網形成的胞狀位錯亞結構分布不均勻，存在低密度位錯網形成的胞狀位錯亞結構分布不均勻，存在低密度位錯區，為位錯移動提供了余地，而位錯開動可以緩解應位錯區，為位錯移動提供了余地，而位錯開動可以緩解應力集中，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，位錯的運動（滑移）比孿生容易進行。塑性變形時，位錯的運動（滑移）比孿生容易進行。

54、69（二）馬氏體轉變的特點（二）馬氏體轉變的特點l 馬氏體轉變的馬氏體轉變的驅動力驅動力：新相與母相的化學自由能差，：新相與母相的化學自由能差，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 馬氏體轉變的馬氏體轉變的阻力阻力：新相形成時的界面能和應變能。：新相形成時的界面能和應變能。l Ms點：馬氏體轉變開始溫度，馬氏體與奧氏體的點：馬氏體轉變開始溫度，馬氏體與奧氏體的自由能差達到相變所需的最小驅動力值時的溫度。自由能差達到相變所需的最小驅動力值時的溫度。Ms點反映了使馬氏體轉變得以進行所需要的最小過點反映了使馬氏體轉變得以進行所需要的最小過冷度。冷度。701、馬氏

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

56、先馬氏體形成時，在預先拋光的試樣表面上產生拋光的試樣表面上產生表表面浮凸面浮凸現象?，F象。72馬氏體和奧氏體切變共格界面示意圖733、馬氏體轉變具有特定的慣習面和位向關系、馬氏體轉變具有特定的慣習面和位向關系 慣習面在相變過程中不變形，也不轉動。慣習面通慣習面在相變過程中不變形，也不轉動。慣習面通常以母相的晶面指數來表示。鋼中馬氏體的慣習面隨常以母相的晶面指數來表示。鋼中馬氏體的慣習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，慣習面向高

57、指數方向隨著馬氏體形成溫度的下降，慣習面向高指數方向變化。中脊面可看成慣習面。變化。中脊面可看成慣習面。74 馬氏體轉變后新相和母相之間存在一定的晶體學位馬氏體轉變后新相和母相之間存在一定的晶體學位向關系：向關系：l KS關系：含碳量低于關系：含碳量低于1.4%的碳鋼；的碳鋼； 110M111 ，M 。l 西山（西山（N，Nishiyama）關系：低溫下的）關系：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 。 西山關系與西山關系與KS關系相比，兩者的晶面平行關系相關系相比，兩者的晶面平行關系相同，但晶向平行關系相差同

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

59、才能使轉變繼續進行，如果中斷冷卻，轉變便告停止。因此，此，馬氏體轉變量僅取決于冷卻所到達的溫度（或馬氏體轉變量僅取決于冷卻所到達的溫度（或Ms點以點以下的過冷度下的過冷度 T），而與保溫時間無關。，而與保溫時間無關。當冷卻到某一溫度當冷卻到某一溫度以下，馬氏體轉變不再進行，此即馬氏體轉變終了溫度，以下，馬氏體轉變不再進行，此即馬氏體轉變終了溫度，也稱也稱Mf點。點。經驗公式：經驗公式： = 1 exp (-1.10 10-2 T)式中，式中， 為馬氏體的體積分數，為馬氏體的體積分數， T為為Ms點以下的過冷度。點以下的過冷度。 但在有些合金中，馬氏體轉變也可以在等溫條件下進行，但在有些合金中，

60、馬氏體轉變也可以在等溫條件下進行，即轉變時間的延長使馬氏體轉變量增多。即轉變時間的延長使馬氏體轉變量增多。77馬氏體轉變量與溫度的關系馬氏體轉變量與溫度的關系馬氏體轉變量與時間的關系馬氏體轉變量與時間的關系78 在很多情況下，馬氏體轉變不能進行到底，即使冷卻在很多情況下，馬氏體轉變不能進行到底，即使冷卻到到 Mf 點以下仍然得不到點以下仍然得不到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量的未轉變的奧氏體，稱之為留有一定數量的未轉變的奧氏體，稱之為殘余奧氏體殘余奧氏體（ ）。這種現象稱為。這種現象稱為馬氏體轉變的不完全性馬氏體轉變的不完全性。 殘余奧氏體的數量與奧氏體中的含