固態相變

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態相變復習總結

1、固態相變概念金屬（包括純金屬與合金）和陶瓷等固態材料在

溫度和壓力改變時，組織、結構的變化。

2、共析轉變合金在冷卻時由一個固相分解為兩個不同固相的轉變

稱為共析轉變（如珠光體轉變）

3、相變阻力新相與母相基體間形成界面所增加的界面能新相與母

相體積差所引起的彈性應變能新相中亞結構的形成所需要的能量

4、幾種相界面和慣習面（1）共格界面（2）半共格界面

（3）非共格界面

5、固態相變的基本特點：（1）相變阻力大。（2）一般有特定

的形狀。（3）新相與母相一般有特定的為相關系和習慣面。

（4）原子遷移率低，多數相變受擴散控制。（5）相變市容易產生

壓穩相。（6）在新相得非均勻形核。第三章

1、奧氏體定義奧氏體是碳溶于V-Fe（面心立方）中形成的間隙

固溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為

2、11%

2、奧氏體的性能硬度、屈服強度均不高塑性好（面心立方，滑移

系多），易鍛造加工。比容小（fee是最密排的點陣結構），利用此特

性可用膨脹儀來測定奧氏體的轉變情況。擴散系數小，使熱強性好，

可用作高溫用鋼導熱性差，線膨脹系數較F和Fe3C高一倍順磁性，可

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作為無磁性鋼

3、A的組織顆粒狀和針狀

4、平衡組織通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲

碳體等組織

5、不平衡組織通過較快的速度進行冷卻時獲得的組織；如馬氏

體，貝氏體等

6、過熱度：轉變溫度與臨界點A1之差（4T）過熱度越大，驅動

力越大，轉變速度越快。

7、奧氏體的形成是一個滲碳體的溶解，鐵素體到奧氏體的點陣重

構以及碳在奧氏體中的擴散的過程。有4個階段：

（1）奧氏體形核；（2）奧氏體晶粒長大；（3）殘留碳化物溶

解；（4）奧氏體成分均勻化；8形核：形成位置：在F和Fe3C交界面

上通過擴散機制形成。原因：（1）成分上：在相界面上容易形成A所

需的濃度起伏；（2）能量上：在相界上形核使界面能減小，應變能減

小，使熱力學條件更容易滿足

9、影響奧氏體形成速度的因素：（1）鋼的成分；（2）原始組

織；（3）加熱溫度；（4）合金元素；

10、等溫轉變動力學曲線：奧氏體的等溫動力學曲線是一定溫度

下等溫時，奧氏體的形成量與等溫時間的關系曲線特點:1）轉變需要

孕育期2）曲線呈S型

初期：速度隨時間加快；50%后：速度下降3）隨溫度升高，孕育

期縮短，速度加快

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11、亞共析鋼A轉變的特點：珠光體首先轉變為A。受C在A中

擴散控制，速度較快。A向F界面推移，使F慢慢轉變為A。受C在F

中擴散所控制。C原子作較長距離的擴散，形成速度極慢。轉變速度與

碳含量有關，碳含量越高，轉變速度越快。

12、連續加熱時奧氏體的形成特點：在一定的加熱速度范圍內，

臨界點隨加熱速度增大而升高。相變是在一個溫度范圍內完成的（速

度越快，范圍越寬）。A形成速度隨加熱速度增加而加快。快速連續加

熱時形成的A成分不均勻性增大。奧氏體起始晶粒度隨加熱溫度增大

而細化。

13、亞共析鋼的原始組織：先共析鐵素體加珠光體過共析鋼的原

始組織：珠光體加滲碳體。

14、晶粒度設n為放大100倍時每平方英寸in2面積內的晶粒

數，則下式中N即為晶粒度。n二2N-1晶粒越細，N越大。起始晶

粒：加熱轉變終了時所得的A晶粒；實際晶粒：長大到冷卻開始時的A

晶粒；本質晶粒：930C保溫3、8小時所得的晶粒；

15、A晶粒長大機理長大方式：通過界面遷移而長大驅動力：來

自A晶界的界面能。A晶粒的長大將導致界面能降低P=2v/RP一驅

動力，R-球面晶界曲率半徑，Y-界面能晶粒越小，界面能越大，長大

驅動力越大

16、影響奧氏體晶粒長大的因素：（1）加熱溫度和保溫時間；

（2）加熱速度；（快速加熱和短時保溫可以獲得細小奧

（3）碳含量；氏體晶粒）（4）氧化劑及合金含量；（5）原始組

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織；（6）

第二相粒子；（阻止A長大，對晶界起釘扎作用）17組織遺傳：

非平衡的粗晶有序組織（馬氏體、貝氏體、魏氏組織等）在一定加熱

條件下所形成的奧氏體晶粒繼承或恢復原始粗大晶粒的現象。

18、影響因素原始組織（非平衡組織，馬氏體、貝氏體等）加熱

速度（慢速或快速加熱）奧氏體形態（針狀和顆粒狀）第四章

1、（過冷）奧氏體鋼加熱至臨界點以上，保溫一定時間，將形成

高溫穩定組織一A。A冷卻至臨界點以下，就不再是穩定組織，一般稱

過冷A。

2、轉變類型依據轉變機制不同，過冷奧氏體轉變分為：珠光體轉

變（高溫轉變）貝氏體轉變（中溫轉變）馬氏體轉變（低溫轉變）

3、珠光體轉變擴散型轉變Y-P（F+Fe3C）常見組織形態：片

狀，粒狀

4、片狀珠光體，粒狀珠光體力學性能：片狀珠光體的強度、硬

度以及塑性均隨著珠光體團直徑和片間距的減小而升高。粒狀珠光體

與片狀珠光體相比，在成分相同的情況下，粒狀珠光體的強度、硬度

稍低，塑性較好，可切削加工性好，對刀具磨損小，加熱淬火時的變

形、開裂傾向小。高碳鋼在機加工和熱處理前常要求先進行球化處理

得到粒狀珠光體組織。

5、貝氏體轉變；中溫轉變（也是F和Fe3C的混合物）鐵原子難

以擴散，碳原子擴散能力下降轉變機制不同形態：上貝氏體

（350-550°C）（羽毛狀）下貝氏體（Bs-35（TC）（黑色針狀或竹

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葉狀）與上貝氏體相比，下貝氏體具有較高的強度和硬度，同時塑性

和韌性也較好。因此生產中常采用等溫淬火方法以獲得下貝氏體組織

來改善鋼的機械性能，并能減小淬火內應力及變形、開裂傾向。

6、馬氏體轉變：低溫轉變（淬火-主要的強化手段）鐵、碳原子

均無擴散能力一-無擴散型轉變轉變機制-晶格改組實質：碳在a-Fe中

的過飽和固溶體。組織形態：

片狀馬氏體（高碳鋼）板條狀馬氏體（低碳鋼）

7、過冷A的TTT圖：過冷A分為三個溫度區：高溫區：

臨界點以下由髙溫向低溫：

珠光體索氏體屈氏體低溫區:Ms點以下為M中溫區：上貝氏體下

貝氏體轉變開始線，終了線孕育期、鼻子

8、TTT圖的測定方法：金相硬度法：膨脹法：利用鋼在相變時發

生的比容變化來測定磁性法：利用A為順磁性，而轉變產物為鐵磁性

的特性電阻法：利用轉變產物與過冷A具有不同的電阻率的特點

9、TTT圖基本類型：（1）具有單一C形曲線（碳鋼、含硅、鐮

等合金鋼）（2）雙C形，珠光體轉變向右顯著推移（3）雙C形，貝

氏體轉變向右推移（4）只有貝氏體轉變的C曲線（5）只有珠光體轉

變的C曲線（6）在Ms點以上整個溫度區間不出現C曲線（奧氏體

鋼）

10、影響過冷A—TTT圖的因素：（1）碳含量及合金元素影響

隨著碳含量的增加，奧氏體穩定性增大，C曲線位置向右移動。Co、Al

Me,均使C曲線右移即增加了過冷A的穩定性。（2）人的均勻化程度

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（3）A晶粒尺寸和均勻化程度細小晶粒有利于P形核，使P轉變線

左移A均勻化程度越高，曲線右移，并使Ms點下降（4）奧氏體塑性

變形的影響形變可使奧氏體晶粒細化（通過再結晶），或增加亞結構

（位錯、李晶、滑移帶），將加速P轉變

11、過冷奧氏體連續冷卻轉變與等溫轉變律差別較大連續冷卻

時，在一定溫度范圍內進行轉變，轉變往往重疊，組織不均勻

12、過冷奧氏體CCT圖特點有一組冷卻曲線，曲線的終端數字

表示在該冷卻速度下轉變產物的硬度值冷卻曲線和轉變終了點交點處

的數字為轉變產物的百分量Ms點右側為斜線，因為P、B轉變提高了

A中的碳含量，使Ms點下降。

13、CCT圖與TTT圖的比較（1）連續冷卻轉變CCT曲線都處于

同種材料的等溫轉變TTT曲線的右下方。（2）從形狀上看，連續冷卻

轉變CCT曲線不論是珠光體轉變區還是貝氏體轉變區，都只有相當于

等溫轉變TTT曲線的上半部。（3）碳鋼連續冷卻時可使中溫的貝氏體

轉變被抑制。

（4）合金鋼連續冷卻時可以有珠光體轉變而無貝氏體轉變，也

可以有貝氏體轉變而無珠光體轉變，或者兩者兼而有之。

14、TTT圖和CCT圖的應用（1）預測熱處理后零件的組織及性能

（2）確定淬火臨界冷卻速度（3）確定工藝規程鋼的熱處理鋼的退火:

退火是鋼的熱處理工藝中應用最廣，花樣最多的一種工藝。目的：降

低硬度、改善組織、提高加工性能。退火是將鋼加熱到適當的溫度，

經過保溫后以適當的速度冷卻的一種處理

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2、退火的分類完全退火等溫退火球化退火擴散退火（均勻化退

火）再結晶退火去應力退火1）完全退火和不完全退火:①完全退火：

指加熱使鋼完全得到A后慢冷的工藝亞共析鋼T>Ac3,過共析鋼T>Acm

—（不能采用？）？過共析鋼加熱會產生網狀滲碳體。

目的：獲得低硬度，改善組織和切削加工性，消除內應力冷卻方

式：隨爐冷卻，冷速V30C/h組織：接近平衡狀態的組織應用：中低碳

鋼的鑄件、焊接件、熱軋或熱鍛件②不完全退火：將鋼件加熱到Acl

與Ac3或Acm之間的某一溫度，經保溫后緩冷下來的工藝。目的：減

小組織的分散度，消除應力，降低硬度對于共析或過共析鋼來說，不

完全退火可以使片狀珠光體變為粒狀珠光體或球狀珠光體，也稱球化

退火。完全退火的工藝參數選擇：加熱溫度原則上碳鋼選用Ac3以上

30?50°C,合金鋼選用Ac3以上50?90°Co加熱速度碳鋼的加熱速

度常用150?2009/小時，合金鋼加熱速度常用50?1009/小時。保溫

時間為了得到比較均勻的奧氏體。冷卻速度2）等溫退火溫度與完全退

火相同，冷卻時則在Ari以下的某一溫度等溫，使之發生P轉變，然

后出爐空冷到室溫。特點：等溫退火可縮短退火時間，所得組織更均

勻應用：合金結構鋼，碳鋼一般不采用完全退火與等溫退火工藝曲線

比較3）球化退火目的：得到球化體組織（具有最佳塑性、最低硬度）

應用：塑性-有利于低碳鋼和中碳鋼的冷成形低硬度-有利于工具鋼和

軸承鋼最終熱處理前的切削加工。獲得球化體的途徑：

①P的球化②由A轉化為球化③M在高溫下（低于A1）分解一調

質處理（回火索氏體）4）擴散退火（均勻化退火）目的：消除鋼錠鋼

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鑄件中不可避免的成分

偏析溫度：遠高于Ac3,—般為1100-1200C時間：lh/25mm截面

厚為了節省能耗，一般在鋼開坯后鍛軋加熱時，適當延長保溫時間5）

低溫退火（消除應力退火）目的：消除因冷加工或切削工以及熱加工

后快冷而引起的殘余應力，避免變形、開裂或隨后處理的困難溫度：

碳鋼、低合金鋼550-650C高合金鋼600-750C冷卻：爐冷到

500C后再空冷6）再結晶退火目的：使冷變形鋼通過再結晶完全轉變

為均勻的等軸晶粒，而恢復塑性、降低硬度，以利于隨后的再變形或

獲得穩定的組織。溫度：650C,0、5—lh工業純金屬的再結晶溫度

經驗公式丁再=（0、35?0、40）T熔

2、鋼的正火定義：將鋼加熱到Ac3或Accm以上30-50C保溫，

然后空氣中自然冷卻。獲得細珠光體組織目的：細化晶粒，使組織均

勻化，改善鑄件的組織和低碳鋼的切削加工性可作為預備處理，為隨

后的熱處理作準備可作為最終熱處理，用以改善板、管、帶材的力學

性能正火與退火的性能比較項目正火退火冷卻方式F先與P形成溫度F

晶粒尺寸和P層片間距強度、硬度塑性空冷低小高低爐冷稍高稍大稍

低高2）正火工藝的選擇（1）正火溫度正火溫度一般為Ac3（或

Acm）+30?50°C

o

如果正火作為預先熱處理，應采用上限溫度，這樣

有利于組織均勻化。如果正火作為最終熱處理，則應采用下限溫度，

可以得到較細小的奧氏體晶粒。（2）正火的加熱速度和保溫時間與完

全退火相似，碳鋼的加熱速度常用150?2009/小時，合金鋼加熱速度

常用50?1009/小時。（3）正火的冷卻方式應根據工件的成分和尺寸

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來確定。中碳鋼、低合金結構鋼以及尺寸較小的鋼件采用較慢的冷卻

速度。低碳鋼或是尺寸較大的鋼件應增大冷卻速度。

3）退火和正火的選用（1）低碳鋼通過正火可以獲得晶粒比較細

小的鐵素體和珠光體，使組織均勻，硬度適當，易于切削。

（2）中碳鋼含碳量不超過0、45%的鋼選用正火，含碳量超過

0、45%的鋼和一些合金含量較高的中碳結構鋼，采用退火比較合適。

（3）高碳鋼高碳鋼采用退火最合適。高碳工具鋼采用正火消除網狀

碳化物，一般還需進行球化退火處理4）碳鋼的硬度與熱處理的關系

3、鋼的淬火定義：將鋼加熱到臨界溫度以上，保溫一定時間使之

A化后，以大于臨界冷卻速度的冷速進行冷卻的一種工藝過程。組織：

M,B或M+B混合物；少量殘余和未溶的第二相。1）目的（與回火配

合）提高強韌性，如各種機器零件提高彈性，如彈簧提高耐蝕性和耐

熱性，如不銹鋼和耐熱鋼。

提高硬度和耐磨性，如刃具、量具、模具提高硬磁性，如用高碳

鋼和磁鋼制的永久磁鐵一淬火是使鋼強化和獲得某些特殊使用性能的

主要方法2）淬火方法8、單液淬火b、雙液淬火c、分級淬火d、B等

溫淬火e、M等溫淬火f、預冷淬火法3）淬火介質要求：在中溫（鼻

子附近）時有較強的冷卻能力，在低溫時冷卻慢，有降低淬火變形和

開裂的傾向。第一類：淬火時發生物態變化：水，油，水溶液第二

類：淬火時不發生物態變化：如熔鹽、熔堿、融熔金屬等。常用淬火

介質：水：使用最早的淬火介質。價廉易得，有較強的冷卻能力。鹽

水與堿水：在水中添加5~10%鹽或堿，可大大提高冷卻能力。油：一般

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用礦物油，低溫區的冷速遠小于水，將有利于防止工件的變形與開

裂。熔鹽、熔堿及金屬：多用于分級淬火及等溫淬火，當工件溫度較

高時，冷速很高；當工件接近于介質溫度時，冷速迅速降低。4）鋼

的淬透性（可淬性）指鋼在淬火時能夠獲得M組織的傾向（即鋼被淬

透的能力）。是鋼固有的屬性。淬硬層：工件上的M組織層。淬硬性

（可硬性）:在正常淬火條件下，鋼能達到的最高硬度。主要與C%有

關，C%越高，淬火后M的硬度也愈高。淬透性的實用意義：是正確選

用鋼材和制訂熱處理工藝的重要依據之一。鋼的淬透性主要取決于鋼

的臨界冷卻速度，取決于過冷奧氏體的穩定性。鋼的臨界冷卻速度越

小，鋼的淬透性愈好。過冷奧氏體越穩定，鋼的淬透性愈好。淬透性

與淬硬性區別：影響鋼淬透性的主要因素是鋼中合金元素的多少，Me

越多，淬透性越好。淬硬性：是指鋼在理想條件下進行淬火硬化所能

達到最髙硬度的能力取決于馬氏體中碳的含量。5）淬火缺陷及防止淬

火內應力：是造成變形開裂的根本原因。

包括熱應力，組織應力。淬火變形:幾何形狀和體積變化。淬火開

裂：6）減少淬火變形和防止淬火開裂的措施（1）正確選擇材料和合

理設計工件形狀（2）正確地鍛造和預備熱處理（3）采用合適的淬火

加熱溫度，盡量選擇淬火下限溫度。

4、回火回火：將淬火鋼加熱到A1以下某一溫度，經過保溫，然

后以一定的冷卻方法冷至室溫的工藝過程。目的：提高淬火鋼的塑性

和韌性，降低其脆性；降低或消除淬火引起的殘余內應力，這對于穩

定尺寸很重要。（1）低溫回火目的是為了降低淬火應力，減少脆性，

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盡量保持鋼的高硬度、高強度和高耐磨性。

（2）中溫回火目的在于保持較高的硬度和強度，并具有高的彈性極

限和足夠的韌性，組織為回火屈氏體。（3）高溫回火習慣上將淬火加

高溫回火稱為調質處理。調質的目的是要得到一定強度、硬度和良好

的韌性、塑性相配和的綜合力學性能。思考題：（1）

何為晶粒度？加熱轉變終了時所得A晶粒度為_d_、（a）

實

際晶粒度（b）本質晶粒度（c）加熱晶粒度（d）起始晶粒度（2）

在加熱轉變中，保溫時間一定時，隨保溫溫度升高，A晶粒不斷

長大，稱為_8_、（3）正常長大（b）異常長大（c）均勻長大（d）

不均勻長大（3）

在加熱轉變中，保溫時間一定時,必須當溫度超過某定值后，晶粒

才隨溫度升高而急劇長大，稱為_b—、Q）正常長大（b）異常長大

（c）均勻長大（d）不均勻長大（4）

A晶粒的長大是通過晶界的遷移而實行的，晶界遷移的驅動力來

自_c_、（a）A與P的自由能差（b）A的吉布斯自由能的降

低

（c）界面自由能的降低（d）相變自由能差（5）

奧氏體晶粒半徑逾小，長大驅動力二Q）愈大（b）不變（c）逾

小（d）無規律第五章珠光體1、珠光體組織形態共析成分的奧氏體冷

卻到A1以下時，將分解為鐵素體和滲碳體的混合物，稱為珠光體

（P）片間距和過冷度的關系SO二c/AT因此，層片間距由形成溫度決

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定，過冷度越大，形成溫度越低，片間距越小

3、過冷奧氏體先在較高溫度部分轉變為珠光體，未轉變的奧氏體

隨后在較低溫度下變為珠光體，由于過冷度不同，形成的珠光體有粗

有細，而且先粗后細。這種粗細不均勻的珠光體將引起機械性能不均

勻，從而影響鋼的切削加工性能。因此可采用在一個溫度等溫處理

（等溫正火或等溫退火）的方法，獲得粗細相近的珠光體，以提髙鋼

的切削加工性能。

4、珠光體的晶體學1）片狀珠光體和粒狀珠光體的結構鐵素

體：體心立方滲碳體：

復雜斜方結構2）新相與母相之間的位向關系鐵素體與奧氏體位

向關系：{112}Y||{110}u,<110>V||<111>a亞共

析鋼中先共析鐵素體與奧氏體位向關系K-S關系：{111}Y||

{110}a,<110>V|<111>a

5、P轉變熱力學轉變驅動力一新舊相的自由焙差由于珠光體轉

變溫度較高，原子能充分擴散，珠光體有又是在位錯等晶界較多的地

方形核，相變所需的自由能差較小。

6、片狀珠光體形成機制1）P轉變時的領先相決定于相變溫度

和鋼的化學成分亞共析鋼一F（因為P中的F與F先的位向相同）過

共析鋼一Fe3C（因為P中Fe3C和Fe3C先位向相同且組織上連續）

共析鋼一Fe3C（A中未溶Fe3C將促進P的形成，而先共析F存在則

無明顯影響）2）片狀P的形成機制g-a+Fe3C碳含量：

0、77%0、02%

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6、67%空間點陣：面心立方體心立方復雜斜方P形成有兩個過

程：

成分改變點陣改組3）Fe3C形核位置一般情況下在g晶界處

（晶界上缺陷多，能量高，原子易于擴散，容易滿足形核需要）奧氏

體化溫度低時，也可在奧氏體晶內形核Fe3C形狀：小薄片（應變能

小，表面積大，容易接受到C原子）長大方向：縱向及橫向

7、粒狀P的形成機制1）形成的特定條件：A1以上：A化溫度

較低，保溫時間較短，加熱轉變未充分進行，A中有許多殘留碳化物

（K）（組織愈不均勻愈容易得球狀P）A1以下：轉變為P的等溫溫

度高，等溫時間長或冷速極慢2）球化碳化物形成的途徑由淬火馬氏體

在高亞臨界溫度（A1以下附近的溫度）分解而形成即：淬火+高溫回火

（調質處理）由P在高亞臨界溫度長時間保溫，使滲碳體變成球狀由A

轉變為鐵素體+球狀滲碳體高溫形變球化3）球化是自發過程（a）

從熱力學分析球化是自發過程：因為片狀面積大于球狀（體積相

同時）。

（b）根據膠態平衡理論：第二相質點的溶解度與其曲率半徑有

關，半徑越小，溶解度越高4）高溫回火粒狀珠光體也可以通過馬氏體

或貝氏體的高溫回火來獲得。馬氏體和貝氏體在中溫區回火得到回火

屈氏體組織，而高溫區回火獲得回火索氏體組織。進一步提高回火溫

度到A1稍下保溫，細小彌散的碳化物不斷聚集粗化，最后可以得到較

大顆粒狀的碳化物，成為粒狀珠光體組織。

5）形變球化

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8、亞（過）共析鋼的P轉變1）相圖可劃分為四個區：GSE（1）

:單相g區GSE'（2）

:先共析F區ESG'（3）

:先共析Fe3C區GSE'（4）

:偽共析區2）偽共析轉變定義：非共析成分的A被過冷到

（4）區后，可以不先析出先共析相而直接分解為F與Fe3C混合物一

與共析轉變相似。轉變條件：亞共析鋼或過共析鋼快冷并在

（4）區保溫組織：也稱為P特點：分解機制和分解產物的組織特征

與P轉變完全相同。但F和Fe3C量與P不同，隨C%升高，Fe3C量增

加。3）亞共析鋼中先共析F的析出亞共析鋼在（2）區析出先共析F

形核位置：A晶界上形成析出過程：形核、長大析出形態：網狀、片

狀、塊狀析出量：決定于A中C含量和析出溫度共格關系：一側共格

滿足K-S關系另一側非共格界面類型界面遷移難易程度界面能變化形

成溫度共格（半共格）困難（針狀，片狀）不形成新界面，界面能不

變低非共格容易（顆粒狀，球冠狀）形成新界面，界面能增加高長大

機制（1）：轉變溫度較高時：

（形成網狀或塊狀）非共格界面遷移較容易，故F向Y2晶粒一側長

大球冠狀C%高時，形成的先共析F呈網狀C%低時，形成的先共析F呈

塊狀（等軸狀）長大機制（2）轉變溫度較低時：形成片狀非共格界面

遷移不容易（因為Fe原子長距離擴散變難），以共格界面遷移為主，

F向Y1晶粒內長大，為減少彈性能，F將呈條片狀沿A某晶面向晶粒

內伸長，慣習面為｛lll｝g面。因為同一晶粒內｛111｝或相互平

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等，或相交一定角度，所以片狀F常呈現彼此平行或互成60、90

度，稱為魏氏組織鐵素體或魏氏組織滲碳體影響先共析F形態的因素

轉變溫度：高一網狀、塊狀；低?片狀碳含量：C%低，形成塊狀；C%

高，形成網狀；C%居中，形成魏氏組織（片狀）原始A晶粒大小：粗

大晶粒促使魏氏組織形成4）過共析鋼中先共析Fe3C形成過共析鋼在

（3）區會析出先共析Fe3C形態：

網狀、片狀（針）一魏氏組織晶體學關系：

Fe3C與A之間具有一定位向關系珠光體轉變動力學

1、P轉變的形核率與長大速度與溫度的關系：隨溫度降低先增后

減，550C達最大值與時間的關系：I隨等溫時間增大而增大，隨時間

延長，晶界上形核位置達到飽和，I急劇下降到零；v與時間無關

2、形核率d為界面厚度，L晶粒平均直徑，1=0,1,2分別表示界

隅，界線，界面，Q為原子擴散激活能，n為原子振動頻率長大速度共

析鋼P轉變的形核率和長大速度與過冷度的關系2）形核率與轉變時間

的關系3）形核率與長大速度與溫度的關系：隨溫度降低先增后減，

550C達最大值與時間的關系：I隨等溫時間增大而增大，隨時間延

長，晶界上形核位置達到飽和，I急劇下降到零；v與時間無關

4、P轉變動力學圖（TTT）l）P轉變動力學圖特點：特點：

（1）轉變前有孕育期（2）存在鼻子，即隨T降低，V增大，

降到鼻子溫度時，V最大，隨后降低。亞共析鋼：P的C曲線的左上方

有一先共析F析出線；C%,向右移過共析鋼：C曲線的左上方有一先

共析Fe3C析出線；C%,向左移2）影響P轉變動力學因素一）化學成

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分的影響：含碳量亞共析鋼：C,F先孕育期,析出速度，P形成速度過

共析鋼：C,Fe3C先孕育期,P形成速度合金元素除Co外，所有Me

均使P的C曲線右移；除Ni外，所有Me均使P的C曲線上移。二）

加熱溫度和保溫時間

（影響A成分和狀態）提高加熱溫度和延長保溫時間會使冷卻時P轉

變減慢（C%,Me%,C曲線右移；A晶粒，形核位置）即：A化溫度

低，時間短，將加速P轉變。三）原始組織

原始組織愈細，P形成速度愈慢（K溶解快，C和Me含量

高）四）應力與塑性變形

拉應力和塑性變形加速P轉變

5、P轉變產物的力學性能與成分和熱處理工藝有關一各相的含量

和組織形態；對于片狀P,由層片間距決定；不同形態P,性能不同；先

共析F和Fe3C含量不同，性能不同。1）片狀P與P的片間距、P團

直徑、P中F的亞結構有關一由A化溫度和P形成溫度決定。P片間距

越小，強度、硬度、塑性均升高（為什么？）Fe3C很薄時，在外力的

作用下可以滑移產生塑性變形，也可產生彎曲，使塑性升高。應用：

派登處理（鉛浴處理）P團直徑越小，強度、塑性如何變化？問題：

連續冷卻發生P轉變時，是否對性能有利？2）

粒狀P強度、硬度稍低于片狀P;塑性、可切削性好;K分布愈細，

硬度強度愈高，分布愈均勻，韌性愈好P的組織形態對性能的影響鋼

種顯微組織極限強度（MPa）疲勞極限s-l共析鋼片狀P粒狀

P67667623528

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60、7%C鋼細片狀P回火索氏體92694237141

16、亞、過共析鋼珠光體轉變產物的力學性能1）亞共析鋼的珠

光體轉變產物的力學性能亞共析鋼完全奧氏體化后冷卻，隨著鋼中碳

含量下降，先共析鐵素體量增加；當碳含量一定時，隨著冷卻速度的

加大，或轉變溫度的降低，先共析鐵素體量減少，珠光體量增加，但

珠光體中的含碳量下降。與珠光體和鐵素體的相對含量有關。為了獲

得最佳沖擊性能，應使用細晶粒、含硅、含碳低的鋼。細化鐵素體晶

粒、細化珠光體團對韌性是有益的，而固溶強化對韌性是有害的。2）

過共析鋼的珠光體轉變產物的力學性能過共析鋼珠光體轉變產物的力

學性能與Fe3CII的形態有關。滲碳體為脆性相，沿晶界呈網狀分布

時，會造成晶界脆斷，必須消除。在連續冷卻過程中，應在二次滲碳

體析出的溫度區間快冷，這樣可以減少滲碳體的析出量，從而避免二

次滲碳體呈網狀分布。

7、派登處理派登處理用于高碳鋼的強韌化處理具體步驟如下:高

碳鋼奧氏體化?鉛浴等溫（560°C）得到索氏體一冷拉（使鐵素體內

位錯密度提髙，強度上升，片間距下降，而使滲碳體不致脆斷）。最

終得到強烈變形后的細珠光體（索氏體），具有極好的強度與塑性的

配合。-一鉛浴處理應用：繩用鋼絲、琴鋼絲和彈簧鋼絲等

8、相間析出與納米結構1）析出產物形態定義：低碳合金鋼中，

含有強碳（氮）化物形成元素（V、Mo、W、、Ti）,冷卻時可

能首先發生碳化物的析出。由于析出是在g/a相界面上，所以叫相間

析出。形態：K呈極細顆粒狀均勻成排分布（幾納米）形態影響因素：

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A化溫度？A化學成分、冷卻條件與F基體有位向關系：如{100}

vc//（100）

a<110>vc//<100>a2）相間析出條件A化學成分奧氏體化溫度

溫度：

C%低時，800-450C

C%高時，520-450C連續冷卻時取決于冷卻速度第六章馬氏體

1、馬氏體相變與馬氏體的定義馬氏體相變一替換原子無擴散切

變（原子沿相界面作協作運動）使其形狀改變的相變。馬氏體一原子

經無擴散切變的不變平面應變的晶格改組，得到的與母相具有嚴格晶

體學關系和慣習面的含有高密度位錯、層錯或李晶等晶體缺陷的組

織。馬氏體（徐祖耀）一一冷卻時馬氏體相變的產物Fe-C合金M,是

碳在a-Fe中的過飽和固溶體

2、M的晶體結構Fe-C合金M是C在a-Fe中的過飽和固溶體。

具有體心正方或體心立方點陣

3、M的位向關系1）K-S關系：{110}a'||{111}

Y,<111>a?||<110>V2）西山關系：{110}a'

（111）V,<110>a'|<211>Y3）G-T關系：

{111}V|{110}Ci',差1<110>Y||<111>a?差

23、馬氏體的組織形態鋼中馬氏體根據成分（含碳量）冷卻條件

呈現不同的形態按照亞結構分為位錯型馬氏體、李晶馬氏體根據形態

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1）板條狀馬氏體一般存在于低、中碳鋼和不銹鋼中亞結構：

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位錯，故又稱為位錯馬氏體慣習面（111）Y,位向關系符合K-S關系

2）針狀（透鏡片狀）馬氏體一般存在于中、髙碳鋼、Fe-Ni合金中亞

結構：李晶，故又稱為李晶馬氏體慣習面：中脊面針狀馬氏體的慣習

面與形成溫度有關：

溫度較高時為{225）V,位向關系符合K-S關系溫度較低時為

{259}V,位向關系符合西山關系3）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和透鏡馬氏體形成溫度之間位向關系

符合K-S關系亞結構：以位錯為主，有少量李晶慣習面：蝶狀的兩翼

為（225}V,兩翼的結合面{100}V4）薄板狀馬氏體一般出現在Ms

為一1009以下的Fe-Ni-C合金中內部亞結構：李晶慣習面：

{259}V位向關系：K-S關系5）薄片馬氏體（￡'-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：密排

六方結構內部亞結構：層錯慣習面：

{111}V位向關系：

{111}V//{0001}￡',<110>V//<1120>￡'￡'一

馬氏體沿著{111}V呈魏氏組織分布馬氏體因成分和轉變溫度不同而

形態各異，其中鋼中最常見的是板條狀馬氏體和片狀馬氏體。

4、影響M形態和亞結構的因素仃)化學成分(2)馬氏體形成溫度

(Ms)(3)奧氏體的層錯能(4)奧氏體的強度1)化學成分碳含量是影響M

形態的主要因素C<0、3%,板條MCV

1、0%,透鏡片狀MC二0、3?

1、0%,板條和片狀的混合結構合金元素縮小V區的元素利于形成

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板條M擴大Y區的元素利于形成片狀M降低Y層錯能的元素利于形成

￡'-M2)Ms的影響隨著Ms下降馬氏體形態轉化順序：板條二>蝶狀

二〉透鏡片狀二〉薄片狀亞結構的轉化順序：位錯亞結構二>攣晶亞結

構3)奧氏體的層錯能層錯能低時，易于形成薄板狀￡'—M,層錯能越

低，越趨于形成位錯板條M4)奧氏體的強度對Fe-Ni系列合金研究表

明，ss小于196MPa時，形成慣習面為<111}g的板條馬氏體或慣習

面為{225}g的透鏡片狀馬氏體，ss大于196MPa時，形成慣習面為

{259}g的透鏡片狀馬氏體。綜上，影響M形態的主要因素是C%、Ms

5、馬氏體相變特點：非恒溫性與不完全性基體原子的無擴散性*

表面浮凸與界面共格*馬氏體可以發生可逆性轉變1)非恒溫性與不完全

性

1、馬氏體轉變無孕育期，在一定溫度下轉變不能進行到底。

2、馬氏體轉變有轉變開始和轉變終了溫度。

3、有些Ms在LC以下的合金，可能爆發形成，有些可能等溫形

成，但不能轉變完全。2）基體原子的無擴散性軍隊式轉變平民式轉變

實驗證據碳鋼中M轉變前后C的濃度無變化，A和M的成分一致，僅

發生晶格改組：均勻切變g-Fe（C）

->a20"-196C,每片M形成時間為510-5^10-7s3）表面浮凸與界

面共格表面浮凸說明M是以切變方式進行的是在不變平面上產生的均

勻應變一一不變平面應變：任一點的位移與該點距不變平面的距離成

正比不變平面可以是相界面（李晶面）或非相界面

（中脊面）界面上原子排列既同于M又同于A—共格界面（這種共格

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界面是以母相的切變來維持共格關系的，故稱為第二類共格界面。

）※不變平面應變一任一點的位移與該點距不變平面的距離成正

比的應變。

4）可逆性冷卻時，高溫相可以通過馬氏體相變機制轉變為M,開

始點Ms,終了點Mf加熱時，馬氏體可通過逆轉變轉變為高溫相，開始

點As,終了點Af通常As>Ms,二者之差取決于合金成分綜上：M相變

主要特征：非恒溫性：轉變開始點Ms,終了點Mf共格性和表面浮凸無

擴散性位向關系和慣習面可逆性思考題:什么是鋼中的馬氏體、珠光

體和奧氏體？各自具有什么樣的晶體結構？M轉變與P轉變相比有什

么特點？為什么M轉變是非擴散轉變？M有幾種主要類型，具有什么

樣的特點？

6、馬氏體轉變機理馬氏體區別與其他相變的最基本的特點是：

1）相變以共格切變的方式進行2）相變的無擴散性這一特點決定了馬

氏體的轉變機制具有特殊性

7、M轉變熱力學1）M轉變的熱力學條件（1）熱滯：溫度必須過

冷到Ms點以下才能發生M轉變，轉變需要過冷度：AT二TO-MsAT

也稱熱滯，視合金成分而定，幾度到幾百度，鐵系合金M轉變有很大熱

滯※為什么馬氏體相變需要很大的過冷度？？2）驅動力：M與A的

自由焙差AGV,過冷度越大，AGV越大A晶體缺陷所提供的能量

AGD3）相變阻力M轉變產生界面一晶面能

Sg（不大）

M轉變時比容變化產生彈性能一E（大：比容，共格）M轉變時克

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服切變抗力要消耗的功形成M時造成的大量位錯、李晶而升高的能量

鄰近M的A中產生塑變所消耗能量4）M轉變時自由能的變化△G4G=-

（AGV+AGD）+Sg+E+工Tt二Ms時，（4GV+AGD）即為M轉變

所需的最小驅動力AGg*綜上：由于M轉變時需要增加能量較多，故阻

力較大，使轉變必須在較大過冷度下才能進行。不同合金的M轉變所

增加的能量不同，所以AGga/及熱滯不同。