熱處理工藝遼寧科技大學應用技術學院主講教師：王疆改善鋼材性能的主要辦法1.合金化2.熱處理大多數金屬制品使用前，均需進行熱處理。？1.強化金屬材料、挖掘材料性能潛力，提高產品質量、大幅度延長機器零件的使用壽命；2.可以消除鑄、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷，細化晶粒，消除偏析，降低應力，使鋼的組織和性能更加均勻；3.使工件表面具有抗磨損、耐腐蝕等特殊物理化學性能。熱處理的作用西漢——司馬遷《史記·天官書》

“水與火合為淬”。

東漢——班固《漢書·王褒傳》

“巧冶鑄干將之樸，清水淬其鋒”。

明末清初——宋應星《天工開物》——預冷淬火

以已健劃成縱斜文理，劃時斜向入，則方成焰。劃后燒紅，退微冷，入水健。

我國最早在秦漢時期出現熱處理，早歐洲2000多年。熱處理發展現狀1、總體水平落后于西方發達國家；2、大力發展，奮起直追。中國航母殲15鋼在加熱時組織的轉變第一章鋼的熱處理原理概述固態金屬中原子的擴散鋼在冷卻時組織的轉變1234一．熱處理的概念金屬材料在固態下加熱到預定的溫度，保溫預定的時間，然后以預定的方式冷卻下來的一種加工工藝。第一節概述二.熱處理的原理通過改變其內部的組織來改變金屬工件的性能，發生一系列具有嚴格規律的組織轉變過程。實質：在加熱、保溫和冷卻過程中，鋼的組織結構發生了變化，從而改變了其性能。根據加熱和冷卻方法的不同，可以分為：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；

表面淬火：感應加熱表面淬火和火焰加熱表面淬火；化學熱處理：滲碳、滲氮、碳氮共滲、滲硼、滲硫以及其它金屬等。3.特殊熱處理：如：真空熱處理、變形熱處理和控制氣氛熱處理等。

三.熱處理的分類及工藝曲線溫度℃時間臨界溫度加熱保溫冷卻工藝曲線熱處理的工藝參數有：

加熱溫度保溫時間冷卻方式四.熱處理的理論基礎相變：構成物質的原子（或分子）的聚合狀態（相狀態）發生變化的過程均稱為相變。如：從液相到固相的凝固過程；從液相到氣相的蒸發過程固態相變：金屬和陶瓷等固態材料在溫度和壓力改變時，其內部組織

或結構會發生變化，即發生從一種相狀態到另一種相狀態的轉變，這種轉變稱為固態相變。相變前的相狀態稱為舊相或母相，相變后的相狀態稱為新相。相：具有相同的成分、結構和性能，且有界面與其它部分分開的均勻組成部分。（一）相變概論按平衡狀態分類按原子遷移分類按相變方式分類平衡相變非平衡相變擴散相變非擴散型相變有核相變無核相變相變分類（二）相變分類平衡相變

平衡相變是指在緩慢加熱或冷卻時所發生的能獲得符合平衡狀態圖的平衡組織的相變。同素異構轉變平衡脫溶沉淀共析轉變調幅分解有序化轉變常見平衡相變同素異構轉變純金屬在溫度和壓力改變時，由一種晶體結構轉變為另一種晶體結構的過程稱為同素異構轉變。若在固溶體中發生這種結構的轉變，則稱為多形性轉變。如鋼在冷卻時由奧氏體中析出先共析鐵素體的過程。純鐵的同素異構轉變平衡脫溶沉淀在緩慢冷卻條件下，由過飽和固溶體中析出過剩相（或第二相）的過程稱為平衡脫溶沉淀。具有脫溶沉淀的二元合金平衡狀態圖特點：新相的成分和結構始終與母相的不同；(b)母相不會消失。

例如：鋼在冷卻時，由奧氏體析出二次滲碳體的過程。合金在冷卻時，由一個固相分解為兩個不同固相的轉變稱為共析相變（或珠光體型轉變），如：γ→α+β；反之，如果合金加熱時所發生的相反轉變稱為逆共析相變，如：α+β→γ。具有共析相變的二元合金平衡狀態圖共析轉變

特點：兩個生成相的結構和成分都與母相不同。類似于合金結晶時的共晶反應。調幅分解某些合金在高溫下具有均勻單相固溶體，但冷卻到某一溫度范圍時可分解成為與原固溶體結構相同但成分不同的兩個微區，這種轉變稱為調幅分解。特點：在轉變初期形成的兩個微區之間并無明顯界面和成分突變；通過上坡擴散，最終使原來的均勻固溶體變成不均勻固溶體。有序化轉變固溶體中，各組元原子在晶體點陣中的相對位置由無序到有序（指長程有序）的轉變稱為有序化轉變。在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等許多合金系中都可發生這種有序化轉變。非平衡相變若加熱或冷卻速度很快，平衡相變將被抑制，固態材料可能發生某些平衡狀態圖上不能反映的轉變，并獲得被稱為不平衡或亞穩態的組織，這種轉變稱為非平衡相變。偽共析相變馬氏體相變貝氏體相變非平衡脫溶沉淀有代表性的幾種非平衡相變偽共析相變Fe-C平衡狀態圖接近共析點成分的合金，過冷到共析點以下發生共析轉變的過程；鐵素體和滲碳體的相對量隨奧氏體的含碳量而變，故稱為偽共析體。馬氏體相變若進一步提高冷卻速度，鋼中奧氏體只能以不發生原子擴散、不引起成分改變的方式，通過切變方式由γ點陣改組為α點陣來實現點陣的改組，這種轉變稱為馬氏體相變，其成分與母相奧氏體相同。貝氏體相變珠光體轉變和馬氏體轉變溫度范圍之間，鐵原子不能擴散，碳原子尚具有一定的擴散能力，這種非平衡相變稱為貝氏體相變（或稱為中溫轉變）。轉變產物是α相與碳化物的混合組成的非層片狀組織，稱其為貝氏體。非平衡脫溶沉淀在等溫條件下，由過飽和固溶體中析出第二相的過程；析出相為非平衡亞穩相；

相變時，相界面的移動是通過原子近程或遠程擴散而進行的相變稱為擴散型相變，也稱為“非協同型”轉變。特點：

只有當溫度足夠高，原子活動能力足夠強時，才能發生擴散型相變。溫度愈高，原子活動能力愈強，擴散距離也就愈遠。新相和母相的成分往往不同。只有因新相和母相比容不同而引起的體積變化，沒有宏觀形狀改變。

如：同素異構轉變、多形性轉變、脫溶型相變、共析型相變、調幅分解和有序化轉變等等。擴散型相變相變過程中原子不發生擴散，參與轉變的所有原子的運動是協調一致的相變稱為非擴散型相變，也稱為“協同型”轉變。特點：相變時原子僅作有規則的遷移以使點陣發生改組。遷移時，相鄰原子相對位置保持不變。存在由于均勻切變引起的宏觀形狀改變，可在預先制備的拋光試樣表面上出現浮突現象。相變不需要通過擴散，新相和母相的化學成分相同。新相和母相之間存在一定的晶體學位向關系。某些材料發生非擴散相變時，相界面移動速度極快，可接近聲速。非擴散型相變有核相變有形核階段，新相核心可均勻形成，也可擇優形成，新相與母相之間有相界面隔開。大多數固態相變屬于此類。無核相變無形核階段，以成分起伏作為開端，依靠上坡擴散使濃度差逐漸增大，最后由一個單相固溶體分解成為成分不同而點陣結構相同的以共格界面相聯系的兩個相。如調幅分解即為無核相變。相變分類總結：金屬固態相變的三種基本變化：（1）結構；（2）成分；（3）有序程度；只有結構的變化：多形性轉變，馬氏體相變只有成分的變化：調幅分解既有結構又有成分上的變化：共析轉變，脫溶沉淀五.鋼的臨界溫度平衡臨界點：加熱臨界點：冷卻臨界點：A1、

A3、

AcmAc1、Ac3、AccmAr1、Ar3、Arcm加熱（冷卻）時鐵碳相圖上各臨界點的位置

第二節固態金屬中原子的擴散擴散---是物質內部由于熱運動而導致原子或分子遷移的過程,是固體中唯一的物質遷移方式。①表象理論：根據所測量的參數描述物質傳輸的速率和數量等；②原子理論：擴散過程中原子是如何遷移的。研究擴散一般有兩種方法：（一）擴散現象實驗：把Cu、Ni兩根金屬棒對焊在一起,在焊接面上鑲嵌上幾根鎢絲作為界面標志，然后加熱到高溫并保溫很長時間：一.表象理論J＝－DdC/dx它僅適應于穩態擴散，即質量濃度不隨時間而變化。（二）菲克第一定律當固態中存在成分差異時，原子將從濃度高處向濃度低處擴散，擴散中原子的通量與質量濃度梯度成正比，即該方程稱為菲克第一定律。擴散通量kg/(m2.s)

擴散物質的質量濃度kg/m3

擴散系數m2/s

大多數擴散過程是非穩態過程，即濃度是隨時間而變化的，需要用菲克第二定律處理。（三）菲克第二定律流入質量－流出質量＝積存質量或流入速率－流出速率＝積存速率。?C/?t=D（?2C/?x2＋?2C/?y2＋?2C/?z2）考慮三維擴散情況，并假定D是各向同性的，則菲克第二定律普遍式為：?C/?t=D?2C/?x2如果假定D與濃度無關，則上式可寫為：?C/?t=?(D?C/?x)/?x可導出：為菲克第二定律。例：在滲碳中的應用

把低碳鋼制的零件放入滲碳介質中滲碳。零件被看作是半無限長的情況。滲碳一開始，表面立刻達到滲碳氣氛的碳濃度Cs并始終不變。這種情況的邊界條件為：

C（x＝0；t）＝Cs；C（x＝∞；t）＝C0，初始條件為：C（x；t＝0）＝C0。根據菲克第二定律，得通解為C0為原始濃度；Cs為滲碳氣氛濃度；Cx為距表面x處得濃度；；為誤差函數

表1.1誤差函數表ZerfZZerfZZerfZZerfZ000.30.32850.70.67781.30.9340.010.01130.350.37940.750.71121.40.95230.020.02260.40.42840.80.74211.50.96610.030.03380.450.47550.850.77071.60.97630.040.04510.50.52050.90.79691.70.98380.050.05640.550.56330.950.82091.80.98910.10.11250.60.603910.84271.90.99280.20.22270.650.6421.20.910320.99530.250.2763

【例題】將純鐵放于滲碳爐內滲碳，假定滲碳溫度為920℃，滲碳介質碳濃度Cs＝1.2％，

D＝1.5×10-11m2/s，t＝10h。（1）求表層碳濃度分布；（2）如規定濃度滲層深度為表面至0.3％C處得深度，求滲層深度。特定情況下，物質也可能從低濃度區向高濃度區擴散，擴散的結果提高了濃度梯度，這種擴散稱為上坡擴散或逆向擴散。（四）擴散驅動力及上坡擴散

1．置換機制二.原子理論2．間隙機制1．溫度溫度越高，原子熱激活能量越大，越易發生遷移，擴散系數越大。2．固溶體類型不同類型的固溶體，原子的擴散機制不同，間隙擴散激活能比置換擴散激活能小得多。三.影響擴散的因素4．濃度

理論上講是濃度越大越利于擴散，但實際上濃度引起的擴散系數的變化不超過2～6倍。3．晶體結構在溫度及成分一定的條件下任一原子在密堆點陣中的擴散要比在非密堆點陣中的擴散慢。如同一種元素在α-Fe中的擴散系數比在γ-Fe中的大。5．第三組元的影響具體情況有三種：1）強碳化物形成元素如W、MO、Cr等，由于它們與碳的親和力較大，能強烈阻止碳的擴散，降低碳的擴散系數。2）不能形成穩定碳化物，但易溶解于碳化物中的元素，如Mn等，他們對碳的擴散影響不大。3）不形成碳化物而溶于固溶體中的元素對碳的擴散的影響各不相同。如加入4％CO能使碳在γ鐵中的擴散速率增加一倍，而Si則降低碳的擴散系數。6.短路擴散

晶界、表面和位錯等缺陷對擴散起著快速通道的作用，這是由于晶體缺陷處點陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態，易于跳躍，故各種缺陷處的擴散激活能均比晶內擴散激活能小，加快了原子的擴散。

7．應力的作用應力越大，原子擴散的速度越大。第三節鋼加熱時的組織轉變由Fe-Fe3C相圖可知，鋼在加熱時均要發生奧氏體化過程。一.奧氏體形成的溫度范圍

根據Fe-Fe3C平衡狀態圖，奧氏體（γ）是高溫穩定相，狀態圖中的GSEJNG區域是奧氏體穩定存在的區域。二.奧氏體的組織結構和性能奧氏體是C溶于γ－Fe中形成的間隙固溶體；C%max=2.11%。

C原子位于點陣中心和棱邊的中點處，即八面體空隙上。奧氏體晶胞示意圖

C溶入產生晶格畸變，點陣常數增大。C濃度分布不均。組織通常為等軸狀多邊形晶粒，不平衡加熱時晶粒呈針狀或球狀。晶粒內部往往存在孿晶亞結構。奧氏體的性能

碳鋼中A是高溫穩定相，在室溫下不穩定，通過加合金元素可以得到室溫穩定的奧氏體組織，如1Gr18Ni9Ti。奧氏體的比容最小，線膨脹系數最大，且為順磁性（無磁性）。奧氏體中鐵原子的自擴散激活能大，擴散系數小，因此奧氏體鋼的熱強性好，可作為高溫用鋼。

奧氏體的導熱系數較小，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。

奧氏體塑性很好，σS

較低，易于塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區進行。三、鋼的奧氏體化過程（以共析鋼為例）4.奧氏體成分的均勻化2.奧氏體長大：Fe、C原子的擴散和Fe原子的晶格改組3.殘余滲碳體的溶解1.奧氏體形核：主要在相界面上，其次P團界、F亞結構界面四．鋼在連續加熱時P→A的轉變鋼在實際加熱時，奧氏體是在連續加熱過程中形成的。即在奧氏體形成過程中，溫度是不斷升高的。與等溫轉變相比較，具有以下特點：

（二）相變是在一個溫度范圍內進行的（三）轉變速度隨加熱速度的增大而增大

（四）奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增大（五）奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速度的增大而細化（一）在一定的加熱速度范圍內，相變臨界點隨加熱速度增大而升高；總之，連續加熱時，隨加熱速度的增大：奧氏體形成溫度升高，奧氏體的起始晶粒細化；剩余碳化物的數量增多，奧氏體基體的平均碳含量降低；

（使得淬火馬氏體獲得韌化和強化）

（一）奧氏體晶粒大小五、奧氏體晶粒的長大及影響因素3.鋼在加熱時奧氏體晶粒長大的傾向用本質晶粒度來表示。根據標準試驗方法(YB27—64)：鋼加熱到930℃±10℃、保溫8小時、冷卻后測得的晶粒度叫本質晶粒度。（二）實際晶粒度、起始晶粒度和本質晶粒度實際晶粒度：經熱處理后獲得的實際奧氏體晶粒大小，它決定鋼的性能。

2.起始晶粒度：奧氏體形成剛結束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。原冶金部標準YB27—64規定：晶粒度大小在5～8級為本質細晶粒鋼，1～4級為本質粗晶粒鋼。（三）奧氏體晶粒大小的控制（1）合理選擇加熱溫度和保溫時間

隨著溫度升高晶粒度將長大。溫度愈高,晶粒長大愈明顯。在一定溫度下,保溫時間愈長,奧氏體晶粒也越粗大。（2）控制加熱速度：

加熱速度快，奧氏體實際形成溫度高，形核率增高，由于時間短奧氏體晶粒來不及長大，可獲得細小的起始晶粒度。

（3）C%的影響：

A中含碳量越高，晶粒長大的傾向增多。超過一定值時以未溶的Fe3C碳化物形式存在,則它有阻礙A晶粒長大的作用。（4）加入合金元素：Mn和P促進A晶粒長大。合金元素影響：Al、Ti、Zr、V、W、Nb形成熔點較高的碳化物，彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長大，其中鈮的作用最強，鋁的作用最弱。（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN----本質細晶粒鋼

用Si、Mn脫氧

----本質粗晶粒鋼（6）原始組織的影響原始組織主要影響奧氏體起始晶粒度。

原始組織愈細，碳化物彌散度愈大，所得到的奧氏體

起始晶粒就愈細小。1）加熱溫度↑，保溫時間↑，則A晶粒長大越快；2）加熱速度↑，則A晶粒細；3）加入合金元素，則A晶粒細；4）原始組織細，則A晶粒細；總之：1.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。2.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。

（四）加熱缺陷溫度℃時間臨界點加熱保溫連續冷卻不同冷卻方式示意圖一、冷卻條件對鋼性能的影響等溫冷卻如：爐冷、空冷、油冷、水冷如：等溫淬火、等溫退火第四節鋼在冷卻時組織的轉變二、過冷奧氏體的等溫冷卻轉變共析碳鋼等溫轉變C－曲線示意圖轉變終了線轉變開始線

A→M開始線

A→M終了線

A

A+M穩定的奧氏體區過冷奧氏體區A向產物轉變開始線A向產物轉變終止線

A

+產物區產物區A1～550℃;高溫轉變區;擴散型轉變;P轉變區.550～Ms(230℃);中溫轉變區;半擴散型轉變;

貝氏體(B)轉變區.Ms～Mf(-50℃);低溫轉變區;非擴散型轉變;

馬氏體(M)轉變區.時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度(℃)0400A1MsMf共析碳鋼等溫轉變C－曲線示意圖

A+MM三、過冷奧氏體等溫轉變產物的組織和性能（一）珠光體相變

1864年，英國地質學家索比（Sorby）首先在碳素鋼中觀察到珠光體組織。何為珠光體?

珠光體是奧氏體發生共析轉變所形成的鐵素體與滲碳體的共析體。何為珠光體轉變？共析相變平衡相變擴散型相變珠光體的典型形態：片狀或層狀是鐵素體薄層和滲碳體薄層交替重疊的層狀復相物，也稱片狀珠光體，如圖所示。符號：P（Pearlite）含碳量ωc＝0.77％；片層間距S0珠光體團片層間距：珠光體團：片層方向大致相同的區域稱為“珠光體團”或“珠光體晶粒”。珠光體P，3800×索氏體S,8000×屈氏體T,8000×700℃650℃600℃電子顯微組織圖根據片層間距的大小，珠光體型組織又可分為：獲得珠光體組織的熱處理工藝：退火與正火。珠光體索氏體屈氏體T12A鋼的粒狀珠光體組織球狀珠光體的組織特征組成：鐵素體基體＋粒狀滲碳體典型形態：球狀或粒狀珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成過程相組成：γ→（α+Fe3C）碳含量：0.77%0.02%6.69%點陣結構：面心立方體心立方復雜斜方珠光體的形核形核部位條件：能量起伏、成分起伏和結構起伏奧氏體晶界（優先）奧氏體晶內（溫度較低）

過冷度小時滲碳體是領先相，過冷度大時鐵素體是領先相；在亞共析鋼中鐵素體是領先相，在過共析鋼中滲碳體是領先相；在共析鋼中兩者為領先相的幾率相同，但一般認為領先相是滲碳體。珠光體鐵素體滲碳體領先相？（相變溫度和奧氏體成分）珠光體轉變時的領先相橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續地向奧氏體中延伸；片狀珠光體形成過程示意圖珠光體轉變過程（2）粒狀珠光體的形成過程滲碳體片存在內部缺陷，在亞晶界處出現溝槽片狀滲碳體破斷、球化過程示意圖片狀滲碳體破斷、球化過程珠光體的機械性能及其影響因素1）珠光體層片間距S0（與晶界類似）

S0減小，相界面增多，變形抗力提高，強度提高；另外S0減小，Fe3C變薄，易彎曲和滑移使塑性提高。2）珠光體團尺寸珠光體團尺寸與珠光體形成溫度和原奧氏體晶粒尺寸有關，珠光體形成溫度低和奧氏體晶粒尺寸細小導致珠光體團尺寸小，單位體積內片層排列方向增多，應力集中可能性降低，導致強度和塑性提高；反之強度和塑性降低。3）鐵素體亞結構鐵素體亞結構尺寸越細，位錯的量越多，受Fe3C阻礙變形抗力越高，強度越高。4）球狀珠光體性能同一成分鋼，球狀P相界面比片狀P少，強度低；塑性好是因為F呈連續分布，Fe3C顆粒分布在F基體上，對位錯阻礙作用小。因此P粒表現出：

(1)切削加工性能好；

(2)冷塑性變形性能好；

(3)加熱時變形或開裂傾向小。（a）顯微照片

（b）示意圖T8鋼上貝氏體組織（二）貝氏體相變過冷奧氏體在550℃～350℃之間轉變形成的產物稱上貝氏體（B上)。B上呈羽毛狀,小片狀的滲碳體分布在成排的鐵素體片之間。HRC:40~45。（a）顯微照片

（b）示意圖GCr15鋼下貝氏體組織過冷奧氏體在350℃--Ms之間等溫時，過冷奧氏體轉變成下貝氏體（B下），呈黑色針狀或竹葉狀，其中顆粒狀碳化物(Fe2.4C)沿一定方向分布分布在F片之上，HRC:50~55。

貝氏體的性能上貝氏體中鐵素體片較寬，塑性變形抗力較低；同時滲碳體分布在鐵素體片之間，容易引起脆斷，因此強度和韌性都較差。下貝氏體中鐵素體針細小，無方向性，碳的過飽和度大，位錯密度高，且碳化物分布均勻、彌散度大，所以強度高，韌性好，具有較好的綜合機械性能。這種下貝氏體應用廣泛。貝氏體相變的基本特征1）B相變是過冷A在中溫轉變區（550℃~Ms）發生的非平衡相變，轉變溫度范圍寬，轉變有孕育期。2）B轉變過程主要是B鐵素體的形核和長大過程，在不同溫度下得到不同類型的B組織形貌。3）B組織的相組成主要是B鐵素體和碳化物，B轉變不完全有殘余A，進一步冷卻A→M

,形成B+M+A/（殘余A）。4）B轉變有表面浮凸現象。5）B轉變是B鐵素體的共格切變型相變和碳原子的擴散型相變，碳原子的擴散速度控制著B的轉變速度，Fe及合金元素不擴散。影響貝氏體相變的因素（1）溫度等溫溫度越高，轉變量越少；有孕育期；轉變速度先增后減。冷卻時在不同溫度下停留的影響冷卻時不同溫度停留的三種情況①曲線1：在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩定區停留，會加速隨后的貝氏體轉變速度。

原因：在等溫停留時從奧氏體中析出了碳化物，降低了奧氏體中碳和合金元素的濃度，即降低了奧氏體的穩定性，所以使貝氏體轉變加速。②曲線2：在貝氏體形成溫度的高溫區停留，形成部分上貝氏體，然后再冷至貝氏體相變的低溫區，將降低貝氏體轉變的速度，即奧氏體發生了穩定化。③曲線3：先冷至低溫，形成少量馬氏體或下貝氏體，然后再升至較高溫度，則先形成的少量馬氏體和下貝氏體將加速隨后的貝氏體轉變速度。原因：較低溫度下的相變使奧氏體點陣發生畸變，從而加速了貝氏體的形核，加速貝氏體的形成。奧氏體中碳含量的增加，轉變時需要擴散的原子數量增加，等溫轉變C曲線右移，轉變速度下降。（2）碳含量上貝氏體鐵素體的長大速度主要取決于奧氏體中碳的擴散速度；下貝氏體的相變速度，主要取決于鐵素體內碳化物的沉淀速度。除Al、Co外，合金元素都或多或少地降低貝氏體轉變速度，同時也使貝氏體轉變的溫度范圍下降，從而使珠光體與貝氏體轉變的C曲線分開。（3）合金元素奧氏體晶粒越大，晶界面積越少，形核部位越少，孕育期越長，貝氏體轉變速度下降。（4）奧氏體晶粒大小（5）應力和塑性變形的影響拉應力加快貝氏體轉變;

在較高溫度的形變使貝氏體轉變的孕育期延長，速度減慢；而在較低溫度的形變卻使轉變的孕育期縮短，速度加快。（三）馬氏體相變將鋼經奧氏體化后快速冷卻，鋼中奧氏體只能以不發生原子擴散、不引起成分改變，通過切變方式由γ點陣改組為α點陣來實現點陣的改組，這種轉變稱為馬氏體相變。*

產生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。馬氏體----碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體轉變特點

①過冷A轉變為馬氏體是一種非擴散型轉變

鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發生點陣改組。

可以在很低的溫度范圍內進行，并且相變速度極快。

原子以切變方式移動，相鄰原子的相對位移不超過原子間距，近鄰關系不變。②馬氏體的形成速度很快③馬氏體轉變是不徹底的

——有殘余奧氏體

殘余奧氏體的含量與MS、Mf的位置有關。奧氏體中的碳含量越高，則MS、Mf越低，殘余A含量越高。只在碳質量分數少于0.6%時,殘余A可忽略。④馬氏體形成時體積膨脹

體積膨脹在鋼中造成很大的內應力,嚴重時導致開裂。馬氏體轉變通常不能進行到底，有一部分未轉變的奧氏體殘留下來，稱為殘余奧氏體（retainedaustenite）。符號：A/或AR

殘余奧氏體的作用因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度；不穩定，易使零件產生變形開裂；降低硬磁鋼的磁感應強度；可提高某些鋼的韌性和塑性。降低A/：冷處理——為了減少淬火至室溫后鋼中的A/量，可將其繼續冷卻至零下（Mf

點以下）進行處理。提高A/：凡是降低Ms

點的因素均提高A/量。主要取決于奧氏體的化學成分：

C%↑→Ms↓→A/↑

合金元素↑→Ms↓→A/↑影響A/含量的因素：2.

馬氏體的形態與性能（1）馬氏體形態鋼中馬氏體根據成分（C%）和冷卻條件呈現不同的形態；按照亞結構分為位錯型馬氏體、孿晶馬氏體；根據形態分為板條馬氏體、針片狀馬氏體、蝶狀馬氏體、薄板狀馬氏體、薄片狀馬氏體；板條馬氏體在顯微鏡下為一束束平行排列的細板條。在高倍透射電鏡下可看到板條馬氏體內有大量位錯纏結的亞結構，所以也稱位錯馬氏體。在低、中碳鋼，馬氏體時效鋼中出現，形成溫度較高。尺寸約為20～35μm。

①板條馬氏體（C%<0.25%,亦稱低碳馬氏體）。光鏡下電鏡下

針片狀馬氏體在光學顯微鏡中呈竹葉狀或凸透鏡狀，在空間形同鐵餅。馬氏體針之間形成一定角度(60°)。高倍透射電鏡分析表明，針狀馬氏體內有大量孿晶，因此亦稱孿晶馬氏體。在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現，形成溫度較低。②針片狀馬氏體（C%>1.0%。也叫高碳馬氏體）光鏡下針片狀馬氏體示意圖碳質量分數在0.25～1.0%之間時，為板條馬氏體和針片狀馬氏體的混和組織。如45鋼淬火的組織就是混合馬氏體。其它馬氏體形態1）蝶狀馬氏體存在于Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中；形成溫度在板條馬氏體和針狀馬氏體形成溫度之間；亞結構以位錯為主，有少量孿晶。2）薄片狀馬氏體出現在Ms點為-100℃以下的Fe-Ni-C合金。立體形態為薄片狀，可以相互交叉，呈現曲折、分枝等形態；內部亞結構為孿晶，孿晶的寬度隨碳含量升高而減小；Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體出現在層錯能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中；晶體結構為密排六方結構；內部亞結構：層錯。3）ε馬氏體影響馬氏體形態及其亞結構的因素馬氏體形成溫度（Ms點）；碳含量；合金元素；原始組織；外力作用；奧氏體強度；

Ms點為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅動力（臨界驅動力）時的溫度。馬氏體形成溫度——Ms點的物理意義

Ms點：

Ms點高--形成板條馬氏體。

Ms點低--形成針片狀馬氏體。①溫度：淬火冷卻速度淬火速度增大，M相變的切變阻力降低，Ms↑，形成板條狀M；正常淬火速度，C原子擴散能力降低，形成C原子聚積團，能穩定奧氏體；淬火速度增加，抑制C原子聚集團的形成，弱化奧氏體，相變阻力降低，Ms升高。②碳含量

C%↑→Ms↓（N元素影響相同）

形態轉化：板條M→板條M+針片狀M→針片狀M

C<0.25%,板條狀M；

0.25%<C<1.0%，板條和針片狀混合；

C>1.0%,針片狀M；

亞結構的轉變：位錯M→孿晶M③合金元素凡能縮小γ相區的元素促使得到板條M；凡能擴大γ相區的元素促使板條M向針片狀M轉變；顯著降低A層錯能的（Mn）將促使轉化成ε-M。降低A穩定性，提高Ms點提高A穩定性，降低Ms點除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms

點。

奧氏體的晶粒大小

奧氏體晶粒細化→Ms↓（傾向形成針片狀M）

原因：晶粒細化→屈服強度σs↑→切變阻力↑→Ms↓④原始組織形變與應力塑性變形Ms↑，拉應力或單向壓應力Ms↑，多向壓應力Ms↓。磁場影響外加磁場，誘發馬氏體相變，Ms↑；⑤外力因素滑移和孿生的臨界分切應力與溫度的關系

⑥奧氏體與馬氏體的強度馬氏體內部亞結構取決于相變時的變形方式：滑移？孿生？當M在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應力較低，滑移比孿生更易于發生，從而在亞結構中留下大量位錯，形成亞結構為位錯的板條馬氏體。由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強度均較低。相變時，相變應力的松馳可以同時在奧氏體和馬氏體中以滑移方式進行，形成板條狀的馬氏體。

變形方式的臨界分切應力：滑移和孿生的臨界分切應力與溫度的關系

隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進行，形成亞結構為孿晶的針片狀馬氏體。如Ms～Mf

高于T0，全部形成位錯型馬氏體，相反，如Ms～Mf

低于T0，全部形成孿晶型馬氏體。A的σS超過206MPa，相變應力在兩相中均以孿生方式松弛：形成針片狀M。A屈服強度σS低于206MPa，應力在A中以滑移方式松弛：形成M強度較低（滑移），得到板條狀M；形成M強度較高（孿生），形成針片狀M。Ms點處奧氏體的屈服強度和馬氏體強度：

a.硬度高。馬氏體是鋼中最硬的組織，馬氏體的硬度主要取決于其中的含碳量，與其它因素關系不大。但當含碳量