緒論

一、本課程的任務及在工業生產中的地位

任務：研究固態向變的規律性，研究金屬或合金熱處理組織與性能之間的

關系

以及熱處理理論在工業生產中和應用。

地位：（1）工業生產領域：工業生產中不可缺少的技術，是提高產品質量

和壽

命的關鍵工序，是發揮材料潛力、達到機械零部件輕量化的主要手段。（2）

材

料研究領域：研制和開發新材料。

列舉工業生產切削刀具實例，提出“服役條件”使用性能組織結

構化學成分（材料）

二、金屬熱處理的發展概況

中國：古代高水平。春秋戰國~明清以前：從出土文物可見。

近代落后。明清~新中國以前：統治者閉關鎖國。

現代奮起直追。新中國以前~至今：總體上和發達國家比仍有一定差距。

具體表現在⑴科研：個別研究處于世界領先水平，總體研究水平相對落

后；⑵

生產：工業生產自動化程度不高，能耗較大，特別是技術設備和裝備相對

落后。

世界范圍：十九世紀以前：民間技藝階段

十九世紀后期：實驗技術和科學階段

現代：理論科學階段：X-ray>SEM、TEM等檢測手段的提高和應

用，極大地促進了材料科學研究和應用的進一步發展。

固態相變以馬氏體相變為核心，圍繞馬氏體相變展開研究工作，材料工作

者經歷了一個多世紀的研究，取得了豐碩的研究成果，并用這些成果指導

實踐，

取得了巨大的經濟效益。值得指出的是，馬氏體相變的研究工作也存在一

些未

知問題需要繼續深入探索。馬氏體相變的研究經歷以下幾個階段：

(1)1878年德國Martens首次采用光學顯微鏡觀察到淬火鋼的針狀組織；

(2)1895年法國Osmond將鋼淬火后的相命名為馬氏體；

(3)19261927年X-ray衍射確定鋼中馬氏體為體心正方結構

⑷近代馬氏體相變的研究領域擴大，由金屬或合金擴展到無機非金屬和

高分子材料?，馬氏體定義(命名)也存在諸多爭論。

三、本課程的學習內容

學習內容共分六章。按照教學大綱接續上部分(金屬學部分)內容排序為：

第一章：金屬在加熱過程中的相變——奧氏體相變；

第二章：金屬在冷卻過程中的轉變圖；

第三章：珠光體相變；

第四章：馬氏體相變；

第五章：貝氏體相變；

第六章：鋼在回火過程中的轉變。

第一章：金屬加熱過程中的相變一奧氏體相變

概述：熱處理工藝一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，其目的是為了

改變

金屬或合金的內部組織結構，使材料滿足使用性能要求。

除回火、少數去應力退火，熱處理一般均需要加熱到臨界點以上溫度使鋼

部分或全部形成奧氏體，經過適當的冷卻使奧氏體轉變為所需要的組織，

從而

獲得所需要的性能。

奧氏體晶粒大小、形狀、空間取向以及亞結構，奧氏體化學成分以及均勻

性將直接影響轉變、轉變產物以及材料性能。

奧氏體晶粒的長大直接影響材料的力學性能特別是沖擊韌性。

綜上所述，研究奧氏體相變具有十分重要的意義。

本章重點：奧氏體的結構、奧氏體的形成機制以及影響奧氏體等溫形成的

動力

學因素。

本章難點：奧氏體形成機制，特別是奧氏體形成瞬間內部成分不均勻的幾

個

C%點,即Cl、C2、C3和C4。

§1-1奧氏體的組織結構和性能

一、奧氏體的結構：

定義：C溶于Y-Fe形成的間隙式固溶體。

1.C原子位于Y-Fe點陣的中心和棱邊的中點（八

面體間隙處）；

2.C原子進入y-Fe點陣間隙位置引起；Y-Fe點陣

等稱膨脹；C%增加，奧氏體點陣常數增大，但

奧氏體的最大溶C量（溶解度）為2.11%

3.C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏；

圖1-1

Gr

Gp

G

AlT1T

△G

AT

圖1-2

G

E

PS

C4C3C2Cl

T1

圖1-3

4.合金元素原子（Mn、Si、Cr、Ni等）溶入奧氏體中取代Fe原子的位置,

形成

置換式固溶體，稱合金奧氏體。

二、奧氏體的組織:

（1）原始組織有關

奧氏體組織通常為等軸狀多邊形晶粒，這與⑵加熱速度有關

（3）轉變程度有關

不平衡加熱奧氏體晶粒呈針狀或球狀（只作為了解內容）。

三、奧氏體的性能

1.機械性能：（1）屈服強度、硬度低

（2）塑性、韌性高；

2.物理性能：（1）比容最小；（2）導熱性差；（3）線膨脹系數大；（4）順磁性。

3.應用：（1）變形加工成型；（2）奧氏體不銹鋼耐蝕性；（3）膨脹儀表靈敏

元件。

§1-2奧氏體的形成

一、熱力學條件

△G=GY-Gp<0

（l）Acl和Ari

引出臨界點概念：（2）Ac3和Ar3

（3）ACcm和Arcm

二、奧氏體的形核

以共析鋼為例，討論鋼中奧氏體形成。

奧氏體晶核主要在F和Fe3C的相界面

形核，其次在珠光體團界、F亞結構（嵌鑲塊）

界面形核。這樣能滿足：（1）能量起伏；（2）結

構起伏；（3）成分起伏三個條件。

三、奧氏體的長大

a+Fe3CY

晶體結構：體心立方復雜斜方面心立方

含碳量：0.0218%6.67%0.77%

易于變形加工成型；（3）熱強性高。

奧氏體長大過程是依靠原子擴散完成的，

原子擴散包括（l）Fe原子自擴散完成晶格改組;

（2）C原子擴散使奧氏體晶核向a相和Fe3C相

兩側推移并長大。

1.C原子擴散：一旦奧氏體晶核出現，則在

奧氏體內部的C%分布就不均勻，由從圖1-3

可見：

C1—與Fe3c相接的奧氏體的C%；

C2—與F相接的奧氏體的C%；

C3—與Fe3c相接的F的C%；

C4一與奧氏體相接的F的C%；

從圖1-3可以看出，在T1溫度下由于C1、

C2、C3、C4不同導致奧氏體晶核形成時，C

原子擴散，如圖1-4,擴散的結果破壞了T1

溫度下C%的濃度平衡，迫使與奧氏體相接

的F和Fe3c溶解恢復T1溫度下C%的濃度平

衡，如此歷經“破壞平衡”“建立平衡”的反復，奧氏體晶核長大。

2.奧氏體晶格改組：（1）一般認為，平衡加熱過熱度很小時，通過Fe原子

自擴

散完成晶格改組。（2）也有人認為，當過熱度很大時，晶格改組通過Fe原

子切

變完成。

3.奧氏體晶核的長大速度：奧氏體晶核向F和Fe3C兩側的推移速度是不

同的。

根據公式：

BB

cC

K

dxC

GKDde

D

D

=-X

1/g

式中，K一常數；g

CD—C在奧氏體中的擴散系數；

dx

de一相界面處奧氏體中C

的濃度梯度；BDC一相界面濃度差；“-”表示下坡（高濃度向低濃度處）

擴散。

向F一側的推移速度與向Fe3C一側的推移速度之比：

BF

BFeCBFeC

FeCBF

F

C

C

K

C

C

K

G

G

D

D

D

X

D

=33

3

C2

C%

A

FFe3C

Cl

C4

C3

珠光體片間距

圖1-4

780℃時，14.8

0.410.02

6.670.893

3

D

D

BF

BFeC

FeC

F

C

C

G

Go表明相界面向F一側的推

移速度比向Fe3C一側的推移速度快14.8倍，但是通常片狀珠光體的F片

厚度

比Fe3c片厚度大7倍，所以奧氏體等溫形成時，總是F先消失，Fe3c剩

余。

四、殘余Fe3C和奧氏體均勻化

a-Y結束后，還有相當數量的Fe3C尚未溶解，這些Fe3C被稱為殘余

Fe3Co

另外在原來Fe3c的部位，C%較高，而原來F部位C%較低，必須經過適當

的

保溫后，奧氏體中的C%才能趨于均勻。

綜上，奧氏體形成分四個階段：奧氏體形核；核長大；殘余Fe3c溶解；

奧氏體均勻化，其示意圖見圖1-5O

五、非共析鋼的奧氏體化過程

和共析鋼的奧氏體化對比，非共析鋼的奧氏體化過程分兩步進行，首先完

成P-A,這與共析鋼相同；然后是先析相的奧氏體化過程。這些都是靠原

子

擴散實現的。值得指出的是，非共析鋼的奧氏體化碳化物溶解以及奧氏體

均勻

化的時間更長。

§1-3奧氏體等溫形成動力學

奧氏體等溫動力學是研究奧氏體等溫形成速度問題。本課程只討論共析鋼

奧氏體等溫動力學，對于過共析鋼先共析相Fe3c溶解與第三階段差別不

大，

故不在討論；亞共析鋼因為（1）組織中有非共析成分；（2）奧氏體轉變有兩

個區

間，即兩相區和單相區。因此，這里只定性討論共析鋼奧氏體等溫動力學。

奧氏體的形成速度取決于形核率I和線長大速度G,在等溫條件下，形核

奧氏體形核核長大殘余Fe3c溶解奧氏體均勻化

圖1-5

率I和線長大速度G均為常數。

一、形核率I

均勻形核條件下，形核率I與溫度的關系為：

kT

G

kT

Q

ICee

D

——=/X

式中，C/一常數；T—絕對溫度；Q—擴散激活能；DG一臨界形核功；k-

玻

耳茲曼常數。可見，奧氏體等溫形成時，等溫溫度T提高，（1）DT增大，

相變

驅動力增大，DG降低，形核率I增大；（2）C原子的擴散系數g

CD增大，C的擴

散速度增大，有利于點陣重構，形核率I增大；（3）由相圖（圖1-3）可見，

C2-C4=DC減小，奧氏體形核所需的C的濃度梯度減小，形核率I增大。

二、長大速度G

奧氏體的線生長速度為相界面的推移速度，

BB

cC

K

dxC

GKDde

D

D

=-X

1/g

式中，”表示向減小濃度梯度的下坡擴散；k一常數；g

cD—C在奧氏體中的

擴散系數；

dx

de一相界面處奧氏體中C的濃度梯度；BDC一相界面濃度差。

等溫轉變時：g

cD、

dx

de（由相圖決定

0

12

P

CC

dx

de

D

=）均為常數，0DP為珠光體

片間距，平衡冷卻時，平均片間距與每一片間距相同。

則:

BC

GK

D

/

o（1）由于忽略碳在鐵素體的擴散，此計算值與實際速度偏

小；（2）對粒狀珠光體亦適用。

討論：（1）溫度T升高，g

cD呈指數增加，長大速度G增加，（2）溫度T升高，

C1-C2增加，

dx

de增加，速度G增加；（3）溫度T升高，BDCX2-C4下降，長大

速度G增加。

綜上：溫度T升高，

形核率I

長大速度G

均增大

三、等溫形成動力學曲線

轉變量與轉變時間的關系曲線一等溫動力學曲線，信息少。

轉變溫度與轉變時間的關系曲線一等溫動力學圖，信息多。

1、曲線的建立

四、影響奧氏體等溫形成速度的因素

一切影響形核率I和長大速度G的因素均影響珠光體一奧氏體的因素。

1.加熱溫度的影響

⑴加熱溫度T升高，過熱度AT增大，相變驅動力AG增大，原子擴散速

度增加，形核率I和長大速度G均增加；（2）從等溫轉變圖可知，加熱溫

度T

升高，奧氏體等溫形成的孕育期變小，相變完成時間變短；（3）加熱溫度T

升

高，由相圖（圖1-3）可知C1-C2增大，dc/dx增加，奧氏體界面濃度差△

CB減小,

長大速度G均增加；（4）加熱溫度T升高，奧氏體向F一側推移速度比向

Fe3C

一側推移速度快，F消失瞬間殘余Fe3c量增加，奧氏體中C%降低，相變

不

平衡程度增加；（5）加熱溫度T升高,形核率I增加的速度比長大速度G增

加

的速度快，奧氏體晶粒細化（提高強韌性）。

2.原始組織的影響

（1）原始組織越細，碳化物越分散，珠光體的層片間距SO越小，相界面越

多，形核率I越大，同時碳的濃度梯度dc/dx增加，長大速度G均增加；

（2）

和粒狀珠光體比，片狀珠光體相界面大而薄，易于溶解，因此，原始組織

為片

狀珠光體形成速度比粒狀珠光體快。

3.合金元素的影響

C%：（1）隨著含碳量的增加，碳化物量增加。珠光體中滲碳體量相對相界

面增

加形核率I增加。碳原子擴散距離減小，擴散速度提高，但滲碳體溶解及

奧氏

體均勻化時間增加。

合金元素：（1）不影響珠光體轉變奧氏體機制。（2）影響碳化物穩定性。（3）

影響

體中的擴散系數g

cD減小。

⑴強碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低g

cD減小從而使從而影響殘余碳化

金相法

膨脹法

熱分析法

物溶解及奧氏體均勻化速度。非強碳化物形成元素Co、Ni等使g

cD提高，擴

散速度提高。

（ii）Ni、Mn、Cu可降低Al點使過熱度AT增加、相變驅動力AG增大，

形核

率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低Al提高，AT降低，AG降低,

形

核率I降低，G降低金元素在鋼中分布不均勻，

§1-4鋼在連續加熱時P-A

鋼在連續加熱轉變時P-A也經歷形核、長大、殘余Fe3c溶解以及奧氏體

均勻化四個階段，與等溫轉變比較，尚有下列

特點：

一、相變是在一個溫度范圍內進行的

奧氏體形成的各個階段分別在一個溫度范

圍內進行的，而且加熱速度增大，各個階段溫

度范圍向高溫推移、擴大。

(1)當緩慢加熱時，轉變開始P-A速度小，相

變吸收的熱量(相變潛熱)q亦很小，若加熱供給

的熱量Q=q則轉變在等溫下進行ac階段。

⑵若加熱速度較快Q>q,除用于轉變外有剩余，則溫度升高，但由于受

q的

影響使升溫減漫aal而不是直線段ab段，當A轉變量增大q>Q；溫度下

降alC

段，隨后轉變速度逐步下降，轉變量也下降，q減少，Q>q；溫度復又上

升，

如cd段。見圖1-6。

(3)快速加熱，aal向高溫延伸，臺階ale移向高溫，加熱速度越高，臺階

越陡,

難以用Fe-Fe3c相圖判斷鋼的組織。

二、轉變速度隨加熱速度的增大而增大

⑴加熱速度增大，轉變開始和終了溫度升高，轉變所需時間縮短，奧氏

體形

成速度提高；（2）奧氏體形成不是在恒溫下進行的，在一個相當大的溫度

范圍，

加熱速度提高，轉變溫度范圍增大。

三、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增大

⑴加熱速度增加，碳化物來不及充分溶解，C及合金元素不能充分擴散,

導

致奧氏體中C和合金元素的濃度很不均勻，奧氏體中含碳量降低；

⑵對于亞共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于平均成分的馬氏體及

未經

轉變完全的F和碳化物，應該避免；對于過共析鋼，加熱速度提高，淬火

后

A1

ac

d

al

℃b

圖1-6

得到低于共析成分的低、中碳馬氏體及剩余碳化物，有助于馬氏體韌化，

有利

于實際生產。

四、奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速度的增大而細化

加熱速度提高，過熱度顯著增大，形核率顯著增大，加熱時間短，奧氏體

晶粒來不及長大，可獲得超細化晶粒。今年來的快速加熱淬火超快速加熱

及脈

沖加熱淬火都是依據此原理。

§1-5奧氏體晶粒長大及控制

一、奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分8級評定，1級最粗，8級最細。

若晶粒度在10以上則稱"超細晶粒”。晶粒度級別與晶粒大小的關系為：

n=2N-1

式中，n—放大100倍視野中單位面積內晶粒個數(個/平方英寸，1平方

英寸

=6.45平方厘米)；N—晶粒度級別，

奧氏體晶粒度有三種，即起始晶粒度、實際晶粒度和本質晶粒度。

1.實際晶粒度：經熱處理后獲得的實際奧氏體晶粒大小。

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。

3.本質晶粒度：根據標準試驗方法(YB27—64),經930℃土10℃,保溫3~8

小

時后測得奧氏體晶粒大小。

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，「4

級為本質粗晶粒鋼。木質晶粒度表明了奧氏體晶粒長大傾向，是實際晶粒

度的

特殊情況。

二、本質晶粒度的測定

1.滲碳法：將試樣加熱到930℃±10℃,滲碳8小時獲得不低于1mm的滲

層，

緩冷后在滲層的過共析鋼部分形成網狀Fe3C,借助于網狀Fe3C進行晶粒

度評

定。（由于滲層C%增加，不能準確反映原試樣的晶粒度，有誤差。）

2.氧化法：將樣品拋光，在無氧化條件下加熱930℃土10℃,使晶粒充分

長大，

然后在氧化氣氛下短時間氧化，由于晶界比晶內容易氧化，冷卻后試樣拋

光和

腐蝕，即可把氧化的晶界網清晰地顯示出來進行晶粒度評定。

三、奧氏體晶粒長大原理

晶界的能量高，在一定溫度下奧氏體晶粒會發生相互吞并的現象，大晶粒

吞并小晶粒，使總的晶界面積減小，界面能降低，因此奧氏體晶粒長大在

一定

條件下是一個自發過程。晶粒長大動力和阻力相互作用使晶界推移，實現

奧氏

體晶粒長大。

1.晶粒長大動力：奧氏體晶粒長大的動力為其晶粒大小的不均勻性，長大

驅動

力G，與晶粒大小和界面能大小可用下式表示：

r

G2s/=

式中，。一單位奧氏體晶界的界面能（比界面能）；r一晶界曲率半徑。

可見界

面能越大，晶粒尺寸越小，則奧氏體晶粒長大驅動力G'越大，即晶粒的

長大

傾向越大，晶界易于遷移。

2.晶界阻力：在實際金屬材料中，晶界或晶內存在很多細小難熔的沉淀析

出粒

子，晶界推移過程中遇到沉淀析出粒子時將發生彎曲，導致晶界面積增大,

晶

界能量升高，阻礙晶界推移，起釘扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存

在是

晶界移動的阻力。當沉淀析出粒子的體積百分數一定時，則粒子越細小，

分散

度越高，對晶界移動的阻力就越大。

四、影響奧氏體晶粒長大的因素

影響奧氏體晶粒長大的因素很多，主要有以下幾點因素:

1.加熱溫度和保溫時間：加熱溫度越高、保溫時間越長，形核率I越大，

長大

速度G越大，奧氏體晶界遷移速度越大，其晶粒越粗大。（溫度升高，形

核率

增加，。增加，r降低，o/r增加，G'增大）

2.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.合金元素：⑴C%的影響。C%高，C在奧氏體中的擴散速度以及Fe的自

擴

散速度均增加，奧氏體晶粒長大傾向增加，但C%超過一定量時，由于形成

Fe3CII,阻礙奧氏體晶粒長大。⑵合金元素影響。強碳化物形成元素Ti、

Zr、

V、W、Nb等熔點較高，它們彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長大；

非

碳化物形成元素Si、Ni等對奧氏體晶粒長大影響很小。

五、過熱現象

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。

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）。

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。通過正火、退火的重結晶不能消除過燒組織。

第二章：鋼的過冷奧氏體轉變圖

本章重點:本章”圖和“CCT”圖分析，“TTT”圖的類型以及影響本章”

圖的因素。

本章難點：影響“TTT”圖的因素。

§2-1過冷奧氏體等溫轉變冷卻圖

過冷奧氏體等溫轉變圖TTT圖或C曲線是獲得等溫轉變組織的主要依據，

是等溫淬火獲得馬氏體組織或貝氏體組織的主要依

據。

一、過冷奧氏體等溫轉變圖的建立

膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法、金相法。

二、奧氏體等溫轉變圖的基本類型

奧氏體等溫轉變圖的形狀象英文字母C,因此

稱“C”曲線或“TTT”圖。其形狀見右圖。“C”曲線有

三個轉變區（即珠光體、貝氏體和馬氏體轉變區）；

五條線（即A1、第一條“C”曲線、第二條玉”曲線、

Ms和Mf）oAl線以上奧氏體穩定存在；以下奧氏體變成亞穩定存在的過冷

奧

氏體。第一條“C”曲線為奧氏體轉變（P、B）開始線，第二條“C”曲線為

奧氏體轉

變（P、B）終了線；Ms為馬氏體轉變開始線，Mf為馬氏體轉變終了線。“C”

曲線

類型線共六種，它們分別為：

1.單一的“C”形曲線（B、P區重合）：碳鋼（亞共析鋼、共析鋼及過共析

鋼）、

含Si、Ni、Cu、Co鋼等。

2.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合

金元素，或加入使貝氏體轉變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，

珠

光體和貝氏體轉變"C”曲線逐漸分離。并且使珠光體轉變速度減慢，對

貝氏體

轉變速度影響較小，見圖lo

3.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合

金元素，或加入使貝氏體轉變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，

珠

共析鋼“C”曲線

A-M

A—P

A-B

Ms

Al

Mf

光體和貝氏體轉變"C”曲線逐漸分離。并且使貝氏體轉變速度減慢，對

珠光體

轉變速度影響較小，見圖2。

合金元素的加入，使B、P轉變的“C”曲線分離，分別使B、P轉變的最

小

孕育期變長。

4.只有貝氏體轉變的“C”曲線：合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入，

使擴

散型的珠光體相變受到極大阻礙。(貝氏體鋼18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)

5.只有珠光體轉變的“C”曲線：在中碳高Cr鋼3Crl3、3Crl3Si以及4c珠3

等

鋼中出現。

6.在馬氏體轉變的Ms點以上整個溫度區間不出現“C”曲線：這類鋼通常

為奧

氏體鋼，高溫下穩定的奧氏體組織能全部過冷至室溫。也可能有過剩碳化

物的

?昂溫析出。

三、影響因素

1.化學成分：

(1)C%影響

隨著奧氏體C%增加，過冷奧氏體穩定性提高，“C”曲線右移；當C%增

加到共析成分，過冷奧氏體穩定性最高。隨著C%進一步增加，奧氏體穩定

降

低，“C”曲線反而左移。同時C%越高，Ms點越低。

非共析鋼由于有先析相析出，使奧氏體轉變為珠光體的形核部位增加，過

冷奧氏體穩定性降低，珠光體轉變的孕育期減小，“C”曲線左移。

亞共析鋼完全奧氏體化后隨著C%增加，先析鐵素體形核率下降導致先析

鐵素體含量降低，過冷奧氏體轉變為珠光體的形核部位降低，過冷奧氏體

穩定

性提高，珠光體轉變孕育期增加，“C”曲線右移。過共析鋼完全奧氏體化

后

隨著C%增加，先析滲碳體形核率升高導致先析滲碳體含量增加，過冷奧氏

體

轉變為珠光體的形核部位增加，過冷奧氏體穩定性降低，珠光體轉變孕育

期減

P

B

M

時間

溫度

P

B

M

時間

溫度

圖1圖2

少，“C”曲線左移。

⑵合金元素影響

合金元素只有溶入到奧氏體中，才能對過冷奧氏體轉變產生重要影響。總

體上講，除Co、Al外，所有合金元素都增大過冷奧氏體穩定性，使“C”

曲

線右移。

非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改變“C”

曲線位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲線右移，

又使其形狀分成上下兩部分。

2.奧氏體晶粒尺寸：奧氏體晶粒與奧氏體化條件有關，加熱溫度高保溫時

間長，

奧氏體晶粒粗大，成分均勻性提高，奧氏體穩定性增加，“C”曲線右移。

反

之“C”曲線左移。

3.原始組織：鋼的原始組織越細小，單位體積內晶界越多，過冷奧氏體轉

變的

形核率越高，同時原始組織越細小有利于C原子擴散，奧氏體形成時達到

均

勻化時間短，相對長大時間長，相同條件下易使奧氏體長大并且均勻性提

rSj,

“C”曲線右移。

4.變形：奧氏體比容最小，馬氏體比容最大，奧氏體轉變時體積膨脹，施

加拉

應力加速其轉變，使“C”曲線左移，施加壓應力不利其轉變，使“C”曲

線

右移。

對奧氏體施以適當的塑性變形，使缺陷密度增加（加速原子擴散）或析出碳

化物（奧氏體中C%降低），降低過冷奧氏體穩定性，使“C”曲線左移。

§2-2過冷奧氏體連續轉變冷卻圖

一、過冷奧氏體連續轉變圖的建立

綜合應用熱分析法、金相法和膨脹法。

第三章：珠光體相變

本章重點：碳鋼兩類珠光體（即片狀和粒狀）的組織形態、形成機制以及力

學性

能，掌握影響珠光體轉變動力學因素。

本章難點：珠光體（片狀和粒狀）的形成機制。

§3-1珠光體的組織形態、晶體結構與性能

一、珠光體的組織形態

鋼中常見的珠光體有片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。此外還有不常見的纖

維狀珠光體和針狀珠光體等。

片狀珠光體：F和Fe3c層片相間的機械混合組織。

粒狀珠光體：Fe3C以粒狀分布于F基體上形成的混合組織。采用球化處

理工

藝可以得到粒狀珠光體組織。Fe3C的量由鋼的C%決定；Fe3c的尺寸、形

狀

由球化工藝決定。

片狀珠光體晶粒尺寸大小可以用片間距大小來表示，相鄰兩片Fe3c（或F）

的平均距離SO稱珠光體的片層間距。見圖3-1。

珠光體片層間距方向大致相同的區域稱為“珠光體團”、“珠光體領域”或

珠光

體晶粒。一個原奧氏體晶粒內可以形成幾個珠光體晶粒。見圖3-2。

二、珠光體分類

根據珠光體片層間距SO的大小，可將珠光體分為三類：

1.珠光體：用P表示；80=1500^4500.o光鏡下觀察到F與Fe3C呈層片狀。

2.索氏體：用S表示；S0=800"1500.o光鏡下難以區分F與Fe3c呈層片

狀，

電鏡下清晰觀察到F與Fe3c的片層。

3.屈氏體：用T表示；是極細的珠光體。S0=300~800.。光鏡下無法分辨F

與

Fe3C的層片（呈黑球狀），電鏡下清晰觀察到F與Fe3C的片層。

珠光體片層間距S0的大小，取決于過冷度AT而與原奧氏體晶粒尺寸大

小無關。

T

s

D

/

4

0

8.0210（.）

SO大小變化的原因：（1）珠光體形成在一個溫度范圍內進行，先冷卻得到

的珠光體由于形成溫度高，C原子擴散速度快，擴散距離長，珠光體片層

間距

S0大。（2）隨著溫度降低，后冷卻得到的珠光體由于AT增大，AG增大，

形核

P團

原A晶界

圖3-2

S0

Fe3C

a

圖3-1

率I增加并且C原子擴散速度和距離變小，使S0變小。

三、珠光體的晶體結構

片狀珠光體是F和Fe3c層片相間的機械混合組織。粒狀珠光體是粒狀

Fe3C分布于F基體上形成的混合組織。其中F的晶體結構為體心立方；

Fe3C

為復雜斜方結構。在珠光體形成時，F與Fe3c具有兩類確定的晶體學位

向關

系。同時，先共析相F、Fe3c與原奧氏體也有確定的晶體學位向關系。

§3-2珠光體的形成機制（以共析鋼為例）

一、珠光體形成的熱力學條件

⑴由于A-P是在較高溫度形成，Fe

和C原子能夠長程擴散，A-P是擴散型

相變；（2）由于缺陷形核，相變消耗的能量

較小，在較小過冷度AT條件下A-P相變

即可發生，見圖3-3。即滿足：

△G=Gp-GYW0

二、片狀珠光體的形成機制

Y-a+Fe3C

晶體結構：面心立方體心立方復雜斜方

C%：0.77%0.0218%6.67%

1.形核：（1）奧氏體晶界；（2）奧氏體晶內（奧氏體

晶內有不均勻或未溶Fe3c時）。滿足（1）能量起

伏；（2）結構起伏；（3）成分起伏三個條件。

關于F和Fe3C誰領先形核過去一直爭論，

現在認為都有可能成為領先相。

2.長大：以Fe3c為領先相討論，當珠光體晶核

在奧氏體晶界形成（A、F和Fe3c三相共存）時,

過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，見圖3-4。

C1一與鐵素體相接的奧氏體C%；使

C2—與Fe3c相接的奧氏體C%；

C3一與奧氏體相接的鐵素體C%；

G

E

PS

C4C3C2C1

T1

圖3-4

a

Y

C

C

C

C

C

Fe3C

GY

Gp

G

T1AlT

△G

AT

圖3-3

C4—與Fe3C相接的鐵素體C%o

⑴由于過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，導致C原子擴散(如圖3-5),C

原子擴散破壞該溫度下的C濃度平衡，為了恢復平衡，與鐵素體相接的奧

氏

體形成鐵素體排出C使碳濃度升高到C1,與Fe3c相接的奧氏體形成Fe3c

使

碳濃度降低到C2,其結果導致C原子擴散再次發生。如此反復，珠光體

晶核

縱向長入奧氏體晶內。

(2)遠離珠光體晶核的奧氏體，其含碳量Cv為共析成分的含碳量，因為有

C2WCYWC1,所以，遠離珠光體晶核的奧氏體中的C原子向與Fe3C相

接的奧

氏體擴散使其形成珠光體的Fe3C；而與F相接的奧氏體中的C原子向遠

離珠

光體晶核方向擴散使其形成珠光體的Fo

(3)在已形成的珠光體中，與奧氏體相接的鐵素體中的C原子向與Fe3c相

接鐵素體中擴散。

（4）珠光體晶核一端與母相奧氏體保持不可動的共格晶面，形成一定的晶

體學位向關系，另一端（可動）長入奧氏體晶內，完成縱向長大。

⑸為了減少應變能，珠光體呈片狀，C原子擴散路程短，有利于擴散。

（6）Fe原子自擴散完成晶格改組。

3.橫向長大：奧氏體晶核內形成一片Fe3C,立刻就有兩邊F相連，搭橋機

制。

4.珠光體分枝長大：（反常長大）

正常的片狀珠光體形成時，鐵素體與滲碳體是交替配合長大的，但在某些

情況下，鐵素體與滲碳體不是交替配合長大的。（1）在位錯區域形核長大

多個

Fe3C,成長過程中分枝長大；（2）鐵素體與滲碳體具有確定的晶體學位向

關系。

這兩個原因導致珠光體反常長大，見圖3-6。其中（b）和（c）為離異共析組

織。

三、粒狀珠光體的形成機制

片狀Fe3c的表面積大于同體積的粒狀Fe3C,從能量考慮，Fe3c球化是一

個自發過程，根據膠態平衡理論，第二相質點的溶解度與質點的曲率半徑

有關，

圖3-6

Fe3C

P

Fe3C

a

Fe3C

(a)(b)(c)

曲率半徑越小，其溶解度越高，片狀Fe3C的尖角處溶解度高于平面處的

溶解

度，使得周圍鐵素體與Fe3c尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳

濃度，

引起碳的擴散。擴散的結果破壞了界面的碳濃度平衡，為了恢復平衡，Fe3c

尖角處將進一步溶解，Fe3C平面將向外長大，如此不斷進行，最終形成

了各

處曲率半徑相近的粒狀Fe3Co

片狀Fe3c的斷裂與其內部的晶體缺陷有關，

若Fe3c片內存在亞晶界，將在亞晶界面上產生一

界面張力，從而使片狀Fe3c在亞晶界處出現溝槽，

溝槽兩側將成為曲面，與平面相比具有較小的曲率

半徑，因此溶解度較高，曲面處的Fe3c溶解而使

曲率半徑增大，破壞了界面張力平衡。為了恢復平

衡，溝槽進一步加深。如此循環直至Fe3c片溶穿。

如圖3-7o

由此可見，如圖3-8,

在A1溫度以下片狀Fe3c

的球化是通過Fe3c片的

破裂，斷開而逐漸球化的。

（1）奧氏體化溫度較低，保溫時間很短，奧氏體中有許多未溶Fe3c或許多

高碳

區；（2）珠光體轉變的等溫溫度較高，等溫時間足夠長，或冷卻速度緩慢

⑶熱

處理工藝——球化退火可以獲得粒狀珠光體（粒狀滲碳體）。

§3-3珠光體轉變動力學

一、珠光體的成核率I和長大速

度G

1.形核率和長大速度與溫度的關系

形核率和長大速度與溫度的關

系見圖3-9o形核率和長大速度與轉

變溫度之間有極大值。

形核率I：溫度降低，AT增大，

形核率I增大，而溫度降低使C原子和Fe原子擴散能力降低導致I降低。

長大速度G：溫度降低，C原子在奧氏體中的擴散系數降低，使長大速度

圖3-7

Fe3CFe3C

a

a

a

Fe3CFe3C

ff

f

亞晶界

I

G

形核率N

長大速度G

轉變溫度℃

圖3-9形核率和長大速度與溫度的關系示意圖

圖3-8

降低；但溫度降低C1Y2=AC增大，使長大速度G增大；并且溫度降低,

△T

增大，SO減小，原子擴散距離減小，長大速度G增大。

2.形核率和長大速度與轉變時間的關系

當溫度一定時，等溫時間增加，形核率I增加且很快達到飽和。當形核部

位全部耗盡后，形核率降為零(與位置有關)。長大速度G與等溫時間無關。

二、珠光體等溫轉變的動力學圖

珠光體等溫轉變動力學圖見圖3-10。由圖可見：

(1)有孕育期，且孕育期隨溫度變化有極小值；(2)

溫度降低，轉變速度增加，對應鼻溫轉變溫度時轉

變速度最大，高于或低于該溫度，轉變速度均降低。

(3)由圖3-10可知，轉變時間增加，轉變量增加,

當轉變量超過50%后，轉變量降低（A-P時對A產

生壓應力抑制A-P轉變，壓應力下C、Fe原子擴

散和晶格改組困難）。

三、影響珠光體轉變動力學的因素

1.化學成分的影響

（DC%

a）亞共析鋼：C%增加，先析F形核率降低，先析F形核率降低，F長大

需要擴散離去的C%增高，使奧氏體轉變為珠光體的孕育期增大，導致珠光

體

轉變速度降低。

b）過共析鋼：C%增加，Fe3c的形核率增加，孕育期減小，使奧氏體轉變

為珠光體的孕育期減小，導致奧氏體轉變為珠光體的轉變速度提高。

（2）合金元素

a）降低C在奧氏體中的擴散速度；b）降低Fe原子的自擴散（晶格改組）速

度；c）

對臨界點的影響。除Mn、Ni外，均使Al點升高，AT增大，孕育期減小,

“C”

曲線左移。d）對相界面阻礙作用。對于亞共析鋼合金元素Mn、Mo等阻礙

a/Y

相界面的移動，降低先析F形成速度，使奧氏體轉變為珠光體的孕育期提

高。

e）強碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb等溶入奧氏體中穩定奧氏體，使“C”

曲

線右移。

2.奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情況的影響

奧氏體成分不均勻，珠光體轉變的形核率高，C原子擴散速度高，長大速

圖3-10

A-M

A-P

A-B

Ms

Al

Mf

度快；未溶Fe3c多，可作為領先相晶核存在使珠光體轉變的形核率提高,

加

速其長大速度。

3.奧氏體化溫度和時間的影響

奧氏體化溫度高時間長，奧氏體晶粒粗大且奧氏體化均勻，使“C”曲線

右移，珠光體轉變的孕育期、形核率和長大速度均降低，珠光體形成速度

降低。

4.應力和塑性變形的影響

奧氏體化時拉應力或塑性變形，易使點陣畸變和位錯增高，促進C、Fe

原子擴散及點陣重構，促進珠光體的形核長大。奧氏體化時壓應力，原子

遷移

阻力增大，C、Fe原子擴散困難，減慢珠光體形成速度。

§3-4亞（過）共析鋼的珠光體轉變

一、亞（過）共析鋼先析相的形態

1.亞共析鋼：

1）與原奧氏體無共格關系：（1）鐵素體呈等軸狀（奧示體晶粒較細，等溫溫

度較

高，冷卻速度較慢）；（2）網狀鐵素體（奧氏體晶粒較大，冷卻速度較快），

如圖

3-1la>圖3-llb、圖3-llc。

2）與原奧氏體有共格關系：片針狀鐵素體（奧氏體晶粒粗大，成分均勻，

冷卻

速度適中），如圖3-lld、圖3-lle和圖3-lle。

2.過共析鋼：

Ya

aa

YY

Y

Y

aY

aa

（a）等軸狀（b）等軸狀（c）網狀

（d）片狀（e）片狀（f）薄片狀

圖3-11先析鐵素體的形態示意圖

1）與原奧氏體無共格關系：（1）粒狀Fe3c（球化工藝）；

2）與原奧氏體有共格關系：（2）網狀Fe3c（奧氏體晶粒較大且成分均勻，冷

卻速

度緩慢），（3）片針狀Fe3c（奧氏體晶粒粗大，成分均勻，冷卻速度緩慢）。

二、偽共析組織

亞（過）共析鋼快冷后抑制先共析相的析出，在非共析鋼成分下析出的共析

組織（F+Fe3C）成為偽共析組織。

三、魏氏組織

工業上將先共析的片（針）狀鐵素體或片（針）狀碳化物加珠光體組織稱魏

氏組織，用W表示。前者稱a-Fe魏氏組織，后者稱碳化物魏氏組織。

1.亞共析鋼

（1）一次魏氏組織F：從奧氏體中直接析出片狀（截面呈針狀）分布的F稱一

次魏

氏組織F。

（2）二次魏氏組織F：從原奧氏體晶界上首先析出網狀F,再從網狀F上長

出的

片狀F稱二次魏氏組織F。如圖3-12所示。

兩者往往連在一起組成一個整體，

人為分為兩種是它們的形成機制不

同。鋼中常見的是二次魏氏組織F。

亞共析鋼魏氏組織F單個是片（針）狀

的，整體分布形態為⑴羽毛狀；(2)三

角狀；(1)兩者混合型的。

YB31-64規定亞共析鋼魏氏組織評級標準為0~5共6級。

(3)與上貝氏體的區別：上貝氏體是成束分布的，Wa組織是彼此分離的，

束與

束交角較大。

2.過共析鋼

(1)一次魏氏組織碳化物：白色針狀，基體珠光體組織。

(2)二次魏氏組織碳化物：網狀碳化物上長出針狀碳化物，基體為珠光體。

3.魏氏組織形成特征

(1)鋼的成分＞0.6%；(2)奧氏體晶粒粗大；(3)冷卻速度適中。

§3-5珠光體的機械性能

珠光體的機械性能取決于⑴層片間距S0；(2)珠光體團尺寸；(3)F亞結

構。

Wa

A

Wa

A

a

一次w二次w

圖3-12魏氏組織示意圖

1.珠光體層片間距S0

so減小，相界面增多，相界面阻礙位錯運動的能力增加，變形抗力提高,

強

度提高；另外SO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

鐵素體亞結構為位錯，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.粒狀珠光體性能

同一成分鋼，P粒相界面P片少，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⑴切削加工

性能好；

⑵冷塑性變形性能好；（3）加熱時變形或開裂傾向小。

第四章：馬氏體相變

概述：（1）鋼經奧氏體化后快冷，抑制了擴散相變，在較低溫度下發生無

擴散

相變轉變為馬氏體，是熱處理強化的主要手段，對工業生產有十分重要的

意義;

⑵上個世紀初把高碳鋼淬火后得到的脆而硬、具有鐵磁性的針狀組織稱

為馬

氏體，六十年代以來現代測試技術發展，對馬氏體成分-組織-結構-性能

之間有

了較深刻的認識；（3）在除了鋼以外的鐵合金、非鐵合金、陶瓷材料等發

現了

馬氏體相變；（4）馬氏體相變仍存在一些未知的問題（轉變機理等）需待研

究。

本章重點：馬氏體相變的主要特點、馬氏體的組織形態及性能、Ms點定義

及

影響因素。

本章難點：馬氏體轉變的主要特征、馬氏體產生異常正方度的原因以及馬

氏體

相變的晶體學位向關系。

§4-1馬氏體的晶體結構

馬氏體是C在a-Fe中的過飽和間隙式固溶體。具有體心立方點陣（C%極

低鋼）或體心正方（淬火亞穩相）點陣。

一、馬氏體的點陣常數與C%的關系

室溫下馬氏體的點陣常數與C%的關系由X-ray測得：

c=aO+ap

a=aO-BP

隨C%提高，馬氏體點陣常數c增大,

a減小，正方度c/a增大，見圖12-1

二、馬氏體的點陣結構及畸變

馬氏體為C在a-Fe中的過飽和固溶體。

C原子處于Fe原子組成的扁八面體間隙中

心，此間隙在短軸方向的半徑為0.19.,碳

原子半徑為0.77.,室溫下C在a-Fe中的

溶解度為0.006%,但鋼中馬氏體的含碳量

遠遠此數。C原子的溶入a-Fe后使體心立

方變成體心正方，并造成a-Fe非對稱畸變，

這個畸變可視為一個強烈應力場，C原子

位于此應力場中心。

三、新生馬氏體異常正方度

實驗證明，許多鋼新生成的馬氏體（淬

火溫度得到的馬氏體而不是室溫）的正方度

與式（12-1）不符，與式（12-1）比較c/a相當低

稱異常低正方度（Mn鋼）；其點陣是體心正

交的（aWbWc,a、b軸縮短c軸伸長），與

式（12-1）比較c/a相當高稱異常高正方度（A1鋼、高Ni鋼）；其點陣是體

心正方

的（a=bWc,a、b軸伸長c軸縮短）。當溫度恢復到室溫，正方度又恢復到

接近

式（12-1）的正方度。C%增加，正方度偏差增加。

四、C原子在馬氏體點陣中的分布

1.亞點陣概念

并非所有的C原子都能占據可能位置，這些可能位置可分為三組，每一

組都構成一個八面體，C原子分別占據著這些八面體的頂點。由C原子構

成

的八面體點陣稱為亞點陣。C軸稱為第三亞點陣；b軸稱為第二亞點陣；

a軸

稱為第三亞點陣。見圖12-3所示。

00.40.81.21.62.0

2.84

2.92

3.04

含碳量，%

點陣常數，.

c

a

c/a

圖12-1

圖12-2

c/a=l+yP

式中，a=0.116±0.002；0=0.013±0.002；

Y=0.046±0.001；P馬氏體的含碳量(wt.%)；

aO：a-Fe的點陣常數2.861.。

（12-1）

2.產生異常正方度的原理

若C原子在三個亞點陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時，馬

氏體應為體心立方結構；實際上馬氏體為體心正方結構，則C原子在三個

亞

點陣上分布的幾率必然不相等，表明C原子可能優先占據其中某一個亞點

陣

而呈有序分布。

研究表明，C原子是優先占據第三亞點陣的。但是C原子全部占據第三

亞點陣時與式（12-1）的測量結果也不吻合。而與80%C原子優先占據第三

亞點

陣，20%C原子分布在另外兩個亞點陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部

分

有序分布（或部分無序分布）的。

因此：具有異常低正方度的新生馬氏體，是因為部分有序分布在第二或第

一亞點陣的C原子增加的結果，而當兩個亞點陣上C原子分布幾率不相等

時，

出現a#b的正交點陣。溫度回升到室溫，C原子重新分布，有序度增加,

正

方度升高。

具有異常高正方度的新生馬氏體，其C原子接近全部占據第三亞點陣。

但計算表明，即使C原子全部占據第三亞點陣，馬氏體正方度也不能達到

實

驗測得的正方度，所以有人認為，A1鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元

素的

有序分布有關。

3.馬氏體異常正方度實驗證明

采用中子流、電子流以及丫-射線等輔照后，馬氏體正方度下降，隨后幾

個

月室溫時效正方度又恢復（加熱到70℃幾分鐘即可達到此效果）。這種可逆

變化

是C原子有序-無序轉變的有力證明。

4.實驗解釋

輔照使點陣缺陷密度增大，C原子發生重新分布，部分C原子離開第三

亞點陣偏聚到缺陷處導致正方度降低，時效使點陣缺陷密度下降，C原子

又回

到第三亞點陣上，C原子有序度升高，正方度隨之上升。

第三亞點陣第二亞點陣第一亞點陣

圖12-3

§4-2馬氏體相變的主要特征

一、切變共格和表面浮凸現象

馬氏體形成時，和它相交的試樣表面發生轉動，一邊凹陷，一邊凸起，并

牽動奧氏體突出表面。可見馬氏體形成是以切變方式實現的，同時以第二

類切

應力共格切變，即以慣習面為中心馬氏體和奧氏體發生對稱傾動，這種界

面稱

“切變共格”界面。

二、馬氏體轉變的無擴散性

1.鋼中馬氏體轉變無成分變化，僅有晶格改組：Y-Fe（C）fa-Fe（C）。

2.馬氏體轉變在相當低的溫度內進行（Fe-Ni合金20~-196℃）,擴散已無

可能，

并且轉變速度極快（5X10-6秒完成）。

3.原子協調移動，原來相鄰的原子轉變后仍相鄰（“軍隊式轉變”），相鄰

原子

的移動位移不超過一個原子間距。

二、具有確定的晶體學位向關系和慣習面

1.K-S關系：（1.4%碳鋼）

{110}a'〃{口1}Y（密排面平行）;<111>a'〃V110>V（密排方向

平行）。

每一個奧氏體的{111}V面上，馬氏體有6中不同的取向，而（111）Y有

四個，

因此按K-S關系馬氏體共有24種可能的取向。

2.西山（N）關系：（Fe-30Ni合金）

{110}az〃{口1}Y（密排面平行）;<110>az〃V211>Y（次密排方

向平行）。

每一個奧氏體{111}Y面上，馬氏體有6中不同取向，而(211)丫有兩個，

因

此按K-S關系馬氏體共有12種可能的取向；K-S關系和西山(N)關系如圖

12-4o

馬氏體按K-S關系取向為35ol6',按西山(N)關系取向為30o,取向相差

圖12-4

{111}Y{011}a'

<101><111>a'y<211>Y

<110>a'

<110>Y

<211>Y

30o

35ol6'

111><101>a'

圖12-5

5ol6'(可以證明,見圖12-5)

3.G-T關系：

精確測量(Fe-0.8%C-22%Ni合金)發現，K-S關系為：

{110}a'〃口11}Y差lo；<111>az〃V110>Y差2o。

4.慣習面及其不變性

C%不同及形成溫度不同，慣習面也不同，鋼中常見的慣習面有三種，即：

(111)Y,(225)Y,(259)Yo

(1)含碳量對慣習面有影響。當C%V0.6%時，慣習面為(1H)Y；0.6%<C%

<1.4%

時，慣習面為面25)Y；C%>1.4%時，慣習面為(259)丫；

⑵隨著溫度的降低，慣習面為(111)Y-(225)y-(259)丫。

(3)慣習面為無畸變、無轉動的平面。

四、馬氏體相變是在一個溫度范圍內進行的

⑴馬氏體轉變是在不斷降溫條件下完成的，有開始轉變溫度Ms和轉變結

束溫

度Mf；

(2)馬氏體也有等溫條件下形成的，無論降溫還是等溫轉變，馬氏體轉變

具有

不徹底性，有殘余奧氏體剩余，需冷處理使殘余奧氏轉變為馬氏體。

五、馬氏體轉變的可逆性

在某些非Fe合金中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體，重新加熱，已形成的馬

氏體通過逆轉變機制轉變為奧氏體，稱為馬氏體的可逆轉變。把馬氏體直

接向

奧氏體的轉變稱為逆轉變，逆轉變的開始溫度為As轉變結束溫度為Af0

§4-3鋼中馬氏體的主要形態

一、板條狀馬氏體

常見于低碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板

條組成，稱板條馬氏體。亞結構為位錯，也稱位錯馬氏體。

⑴顯微結構。板條馬氏體的示意圖見圖12-6,一個原奧氏體晶粒內可以

有3~5

個馬氏體板條束(圖中A、B、C、D),一個板條束內又可以分成幾個平行的

板

條塊(如B區域)；板條塊間成大角晶界，塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊

界平

行；每個板條塊由若干個板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.5X5.0

X20um。

即：板條單晶一板條塊一板條束一馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著

高

度變形的、非常穩定的、厚度約200.的殘余奧氏體。

(2)亞結構。高密度位錯(0.3~0.9X1012

個)，局部也有少量的攣晶

(3)位向關系。在一個板條束內，馬氏體

慣習面接近{111}V；馬氏體和奧氏體符

合介于K-S關系和西山(N)關系之間的

G-T關系最多；符合K-S關系和西山(N)

關系的較少，在一個板條束內，存在幾

種位向關系的原因尚不清楚。

(4)與C%的關系。馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼:

C%V0.3%時，板條束和板條塊比較清楚；

0.3%VC%V0.5%時，板條束清楚而板條塊不清楚；

0.6%VC%<0.8%時，無法辨認板條束和板條塊，板條混雜生長，板條組

織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過渡。

(5)與奧氏體晶粒的關系。試驗表明，奧氏體晶粒越大，板條束越大，而

一個

原奧氏體晶粒內板條束個數基本不變，奧氏體晶粒大小對板條寬度幾乎沒

影

響。(6)與冷卻速度的關系。冷卻速度越大，板條束和塊寬同時減小，組

織變

細，因此提高冷卻速度有利于細化馬氏體晶粒。

二、片狀馬氏體

常見于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-C鋼。空間形態呈凸透鏡片形狀，稱透

鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，

又稱

針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結構為攣晶，也稱李晶馬氏體。

(1)顯微結構。馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個

原奧

氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制,

因

此馬氏體片的大小不同。

(2)亞結構。攣晶，攣晶的結合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊——高密

度的

相變李晶區，其形成原因目前尚不清楚)。攣晶間距約為50.,一般不擴展

到

馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復雜的位錯；也有的片狀馬氏體無中脊。

(3)位向關系。片狀馬氏體慣習面接近｛225｝Y或｛259｝丫；馬氏體和奧氏

體符合

K-S關系或西山(N)關系。

(4)與C%的關系。片狀馬氏體的組織形態隨合金成分的變化而改變。對于

碳

鋼：C/V0.3%時,板條馬氏體；

0.3%<C%<1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；

D

A

B

C

原奧氏體晶界

圖12-6板條馬氏體組織結構示意圖

表明馬氏

體的亞結

構與鋼的

化學成分

1.0%時VC%時，全部為片狀馬氏體組織。

并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。

合金元素Cr、Mo、Mn>Ni增加形成李晶馬氏體傾向。

⑸與奧氏體晶粒的關系。奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。

⑹片狀馬氏體存在顯微裂紋。片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時產生的,

先形

成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使

后形

成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體

片不

斷撞擊先形成的馬氏體，由于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時還與

奧氏

體晶界撞擊，產生相當大的應力場，另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不

能通

過滑移或攣生等變形方式消除應力，因此片狀馬氏體出現顯微裂紋。值得

提出

的是：板條馬氏體板條之間夾角很小，基本相互平行，相互撞擊的幾率很

小，

即使偶有撞擊，由于殘余奧氏體的存在可以緩解應力，因此，板條馬氏體

沒有

出現顯微裂紋。

三、影響馬氏體形態及亞結構的因素

影響馬氏體形態的因素主要是化學成分和馬氏體形成溫度。

1.化學成分。片狀馬氏體的組織形態隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼:

C%

<0.3%時，板條馬氏體；0.3%VC%V1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混

合

組織；1.0%時VC%時，全部為片狀馬氏體組織。并且隨著C%增加，殘余奧

氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成攣晶馬氏體傾

向。

2.馬氏體形成溫度。隨著馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態將按下列

順序

轉化：板條狀一蝶狀一透鏡片狀一薄板狀；亞結構由位錯轉化為攣晶。這

是由

于馬氏體轉變是在Ms~Mf溫度范圍內進行的，對于一定成分奧氏體，可能

有：

Ms點高(C%<0.3%)的鋼：板條狀馬氏體；

Ms點略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體；

Ms點更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉變為片狀馬氏體；

Ms點極低的鋼：片狀馬氏體不再能形成，轉變為薄板狀馬氏體。

§4-4馬氏體轉變的熱力學條件

一、相變的驅動力

△G=Ga'-GYW0

如圖12-7所示，馬氏體相變的驅動力

Ga'

Gy

G

T1TOT

△G

AT

圖12-7

△G必須小于零，即轉變溫度必須低于TO以下，馬氏體轉變的開始點Ms

在TO

以下。

二、Ms點定義

l.Ms點定義：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

力值

對應的溫度稱為Ms點。

對于一定成分的合金，TO一定，Ms越低，則TO-Ms越大，相變所需的驅

動力

越大。反之，相變所需的驅動力越小。因此：

△G=AS（TO-Ms）其中，kS為Xi'時的病變。

⑴對于鋼和Fe合金，4G很大，馬氏體快速長大或爆發式轉變；

（2）對于有色合金（如Au-Cd）,4G很小，形成熱彈性馬氏體。

2.As點定義：馬氏體和奧氏體兩相自由能之差達到逆轉變所需的最小驅動

力值

對應的溫度稱為As點。逆轉變驅動力的大小與TO-As成正比。

3.Md點定義：獲得形變誘發馬氏體的最高溫度。

4.Ad點定義：獲得形變誘發馬氏體逆轉變的最低溫度。

按上述定義，TO為Md上限溫度（理論溫度）；也是Ad下限溫度（理論溫度）。

對于Co-Ni合金：Md和Ad可以重合，即Md=Ad=T0；

對于Fe-Ni合金：即TO七l/2(Md+Ad)。

形變誘發馬氏體的解釋：

如圖12-8所示，馬氏體

相變所需的驅動力為AG,對

應相變點為Ms。在T1溫度(T1

>Ms),馬氏體相變的驅動力

為4G1,達不到AG,經形變

補充的機械驅動力4G2與化

學驅動力AG1疊加，滿足

△