第一章固態(tài)相變概論1.1固態(tài)相變的主要類型1.1.1平衡轉(zhuǎn)變同素異晶轉(zhuǎn)變純金屬在一定的溫度和壓力下，由一種結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)的現(xiàn)象稱為同素異晶轉(zhuǎn)變。若在固溶體中發(fā)生這種結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，則稱為多形性轉(zhuǎn)變。如鋼在冷卻時由奧氏體中析出先共析鐵素體的過程。*(2)平衡脫溶轉(zhuǎn)變

高溫過飽和固溶體緩慢冷卻過程中析出第二相的過程特點：(a)新相的成分和結(jié)構(gòu)始終與母相的不同；(b)母相不會消失。鋼在冷卻時，由奧氏體析出二次滲碳體的過程

圖1-1可發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變的合金*（3）共析轉(zhuǎn)變合金冷卻時，由一個固相同時析出兩個不同固相的過程稱為共析轉(zhuǎn)變鋼中的珠光體相變（4）增幅分解由一種高溫固溶體，冷至某一溫度范圍，分解為兩種與原固溶體結(jié)構(gòu)相同，而成分不同的微區(qū)的轉(zhuǎn)變稱為增幅分解

α→α1+α2

*(5)有序化轉(zhuǎn)變固溶體中，各組元的相對位置從無序過渡到有序的過程，稱為有序化轉(zhuǎn)變。

Cu-Zn、Au-Cu等合金中均可發(fā)生這種轉(zhuǎn)變

特點：(a)新形成的微區(qū)之間無明顯的界面和成分的突變；(b)通過上坡擴(kuò)散，最終使均勻固溶體變?yōu)椴痪鶆蚬倘荏w。*1.1.2不平衡轉(zhuǎn)變

偽共析轉(zhuǎn)變接近共析點成分的合金，過冷到共析點以下發(fā)生共析轉(zhuǎn)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，故稱為偽共析體圖1-2Fe-Fe3C相圖的偽共析區(qū)*(2)馬氏體相變鋼在快冷時，若能避免其發(fā)生擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，則將無需原子的擴(kuò)散，以一種切變共格的方式實現(xiàn)點陣的改組，而轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(3)塊狀轉(zhuǎn)變

在一定的冷速下奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榕c母相成分相同而形貌呈塊狀的α相的過程通過原子的短程擴(kuò)散使非共格相界面在母相中推移*(4)貝氏體相變在珠光體轉(zhuǎn)變與馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍之間（中溫），鐵原子不能擴(kuò)散，碳原子可以擴(kuò)散過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橛设F素體和滲碳體組成的非層片狀組織—貝氏體(5)不平衡脫溶轉(zhuǎn)變

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(wěn)相*

金屬固態(tài)相變的三種基本變化：（1）結(jié)構(gòu)；（2）成分；（3）有序程度只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏體相變只有成分的變化：調(diào)幅分解既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，脫溶沉淀*1.2固態(tài)相變的一般特征

固態(tài)相變的驅(qū)動力也為新相與母相的自由能差，與結(jié)晶過程相比，固態(tài)相變有其自身特點1.2.1相界面按結(jié)構(gòu)特點可分為：共格界面、半共格界面、非共格界面*（1）共格界面兩相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子為兩相所共有特點：界面能很小，彈性應(yīng)變能大錯配度δ=?a/a

越大，彈性應(yīng)變能越大*圖1-3a)共格界面b)半共格界面c)非共格界面*半共格界面：相界面上分布若干位錯，界面上的兩相原子部分地保持匹配，彈性應(yīng)變能降低。(3)非共格界面：兩相界面完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，為很薄的一層原子不規(guī)則排列的過渡層，界面能較高。*1.2.2慣習(xí)面和位向關(guān)系固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習(xí)面如：亞共析鋼中，在{111}γ析出先共析鐵素體------魏氏組織位向關(guān)系：新相與母相之間的某些低指數(shù)晶面和晶向往往存在一定的位向關(guān)系，以減小兩相間的界面能{110}α//{111}γ

；<111>α//<110>γ*1.2.3彈性應(yīng)變能

圖1-4新相形狀與應(yīng)變能的關(guān)系由納巴羅(Nabarro)計算

非共格相界面的體積（比容）應(yīng)變能（由于比容不同）：球狀最大，針狀次之，盤狀最小。兩相界面上不匹配也引起彈性應(yīng)變能，共格界面最大，半共格界面次之，非共格界面為零。*

固態(tài)相變的阻力：界面能+應(yīng)變能1.2.4晶體缺陷的影響大多數(shù)固態(tài)相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處優(yōu)先不均勻形核，提高形核率，對固態(tài)相變起明顯的促進(jìn)作用。1.2.5過渡相（亞穩(wěn)相）的形成為了減少界面能，固態(tài)相變中往往先形成具有共格相界面的過渡相（亞穩(wěn)相）。亞穩(wěn)相有向平衡相轉(zhuǎn)變的傾向，但在室溫下轉(zhuǎn)變速度很慢。*1.3固態(tài)相變的形核1.3.1均勻形核與凝固過程相比，增加了一項應(yīng)變能?G=V?Gv+Sσ+εV(1-1)其中?Gv----新舊相間單位體積自由能差σ

----單位面積界面能ε

----單位體積應(yīng)變能相變驅(qū)動力：V?Gv

，新舊相間自由能差相變阻力：Sσ+εV，界面能+應(yīng)變能*設(shè)形成的新相晶核為球形對于r求導(dǎo)：圖1-5球形晶核的自由能變化可得臨界晶核尺寸：形成臨界晶核的形核功形核功：晶核長大到r*

所需克服的能壘，或所做的功*

固態(tài)相變的形核率

----單位體積母相中所形成的核心數(shù)N----單位體積母相中的原子數(shù)ν----原子振動頻率?G*----形核功Q----原子擴(kuò)散激活能

固態(tài)相變較難均勻形核*1.3.2非均勻形核晶體缺陷儲存的能量可使形核功降低，促進(jìn)形核?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(1-5)-?Gd----由于晶體缺陷消失所降低的能量晶體缺陷：空位、位錯、晶界（1）空位空位通過促進(jìn)溶質(zhì)原子擴(kuò)散或利用本身能量提供形核驅(qū)動力而促進(jìn)形核

空位團(tuán)可凝聚成位錯而促進(jìn)形核*

脫溶沉淀時無析出區(qū)的形成原因空位對脫溶沉淀有促進(jìn)作用，是沉淀相非均勻形核的位置。晶界附近的過飽和空位擴(kuò)散到晶界而消失。（2）位錯位錯從三方面促進(jìn)形核：圍繞位錯形核后，位錯消失，釋放出畸變能。對于半共格晶核，原有的位錯成為界面位錯，補償了錯配，降低了形核功。溶質(zhì)原子常在位錯線上偏聚，容易滿足新相成分上的要求。*（3）晶界大角晶界具有較高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。有三種位置：a)晶界面b)棱邊c)隅角圖1-6晶界形核時三種位置*圖1-7晶界面形核時晶核形狀圖1-8三晶粒相交的棱邊圖1-9四晶粒相交的隅角*圖1-10晶界不同位置形核功比較θ----接觸角隅角形核的形核功比其他位置小在晶界上的三種位置中，隅角位置在多晶體中所占的體積分?jǐn)?shù)最少*1.4固態(tài)相變的長大1.4.1長大機(jī)制半共格界面的遷移半共格界面上存在位錯列要隨界面移動，位錯要攀移臺階側(cè)向移動，位錯可滑移圖1-11臺階長大機(jī)制*（2）協(xié)同型長大機(jī)制無擴(kuò)散型相變，原子通過切變方式協(xié)同運動，相鄰原子的相對位置不變?nèi)珩R氏體相變，會發(fā)生外形變化，出現(xiàn)表面浮凸新相和母相間有一定的位向關(guān)系圖1-12馬氏體相變表面浮凸*1.4.2新相長大速度(1)界面控制型長大無成分變化的新相長大圖1-13激活能示意圖*原子在母相α和新相β間往返的頻率分別為:*設(shè)單原子層厚度為δ，則界面遷移速率為：*

過冷度較小時，?GV→0

隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長大速率增加。*

過冷度較大時，?GV>>kT

隨溫度降低，新相長大速率按指數(shù)函數(shù)減小。*擴(kuò)散控制型長大成分發(fā)生改變的相變，受傳質(zhì)過程，亦即擴(kuò)散速度所控制。圖1-14(a)平衡相圖(b)界面附近濃度分布*根據(jù)費克第一定律，擴(kuò)散通量為

隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的擴(kuò)散系數(shù)急劇減小，故新相的長大速率降低。*圖1-15新相長大速度與過冷度的關(guān)系*1.4.3固態(tài)相變動力學(xué)

研究新相形成量(體積分?jǐn)?shù))與時間、溫度關(guān)系的學(xué)科稱為相變動力學(xué)。

與再結(jié)晶過程類似，形核—長大過程。*（1）約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)

當(dāng)形核率和長大速度恒定時，恒溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)*(2)阿佛瑞米方程(Avrami方程)

當(dāng)形核率和長大速度隨時間而變時*（3）C曲線

相變動力學(xué)曲線S曲線（Sigmoidal）

相變綜合動力學(xué)曲線等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線，C曲線TTT曲線（Time-Temperature-Transformation）IT曲線（Isothermal–Transformation）

表示轉(zhuǎn)變時間-轉(zhuǎn)變溫度-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。*圖1-16（a）S曲線（b）C曲線*39第二章奧氏體的形成2.1奧氏體及其形成機(jī)理2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍圖2-1奧氏體的單胞

奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體

碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點

八面體間隙半徑0.52?

碳原子半徑0.77?→點陣畸變40圖2-2Fe-C相圖

奧氏體相區(qū)：NJESGN包圍的區(qū)域

GS線----A3線

ES線----Acm線

PSK線----A1線

碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)

碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大412.1.2奧氏體的性能

奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。

奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)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(qū)進(jìn)行。422.1.3奧氏體形成的熱力學(xué)條件圖2-3自由能和溫度關(guān)系圖?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(2-1)-?Gd----在晶體缺陷處形核引起的自由能降低

相變必須在一定的過熱度?T下，使得?GV<0，才能得到?G<0。所以相變必須在高于A1

的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。43圖2-4

以0.125℃/min加熱和冷卻時，F(xiàn)e-C相圖中臨界點的移動

加熱時臨界點加注c

：

Ac1Ac3Accm

冷卻時臨界點加注r：

Ar1Ar3Arcm442.1.4奧氏體的形成機(jī)理

奧氏體的形成為形核長大、擴(kuò)散型相變

奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化45圖2-5奧氏體形成的四個階段（1）（2）（3）（4）4647（1）奧氏體的形核

形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃）：

α+Fe3C

γ

C%0.02186.690.77結(jié)構(gòu)BCC

復(fù)雜斜方FCC48

形核位置鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求，晶核將在α/Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于：①相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對能量的要求。②相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴(kuò)散較晶內(nèi)為快，從而加速了奧氏體的形核。③相界面處，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由BCC改組成FCC。

49（2）奧氏體的長大圖2-6相界面上的碳濃度及擴(kuò)散?Cr?k?Cr?αdCdx50圖2-7相界面上的碳濃度及擴(kuò)散C%dCdx51①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ/Fe3C和r/α兩個相界面。②Cr-k>Cr-α

，濃度差dC=Cr-k

-Cr-α

將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴(kuò)散

Cr-α↑→Cr-α’；Cr-k↓→Cr-k’

相界面上的平衡濃度被打破③為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度

α點陣重構(gòu)→γ，向α方向長大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-k’↑→Cr-k

52

奧氏體晶核的長大速度53

由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相界面上的碳濃度差成反比。

由于γ/Fe3C相界面的碳濃度差?Cγ?k

較大，F(xiàn)e3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲碳體方向的長大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。54（3）剩余滲碳體的溶解

剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化

原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。

通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。552.2奧氏體形成的動力學(xué)2.2.1形核率

為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲得能量漲落的幾率因子exp(-?G*/kT)

成正比。

為了達(dá)到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經(jīng)擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴(kuò)散的幾率因子exp(-Q/kT)

成正比。56N=C’exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)(2-3)式中:C’----常數(shù)?G*----臨界形核功

Q----擴(kuò)散激活能

k----玻爾茲曼常數(shù)，=1.38X10-23J/KT----絕對溫度

N----形核率，單位1/(mm3?s)

與結(jié)晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進(jìn)行的相變。溫度升高時，?G*↓，Q↓，從而形核率N增大。572.2.2奧氏體線長大速度

碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)D=D0exp(-Q/RT)

阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s

溫度升高時，D↑,dC↑,?Cγ?α↓,?Cγ?k↓

從而線長大速度G增大。582.2.3奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線

設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)：Vt----新形成奧氏體的體積分?jǐn)?shù)

轉(zhuǎn)變量達(dá)50%左右時，轉(zhuǎn)變速度最大。

轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。

轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時間越短。59圖2-8奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線

形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。

形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k

增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。602.2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線61

奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的。

隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。

隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴(kuò)散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。

快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細(xì)化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。622.2.5奧氏體形成速度的影響因素

除轉(zhuǎn)變溫度和加熱速度外，還有：（1）鋼的原始組織狀態(tài)

原始組織越細(xì)，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過程越快。

片狀珠光體快于粒狀珠光體。63（2）鋼的化學(xué)成分

含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，F(xiàn)e、C原子擴(kuò)散系數(shù)增大，從而增高N和G，形成速度增大。碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴(kuò)散，降低形成速度。非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴(kuò)散，增大形成速度。

Mn，Ni降低鋼的臨界點，細(xì)化原珠光體組織，增大形成速度。642.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細(xì)，8級以上為超細(xì)晶粒。

晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系

n=2N-1(2-5)n----X100倍時，晶粒數(shù)/in2

N----晶粒度級別65圖2-10X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.6101166

奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度

----奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細(xì)小，大小不均，晶界彎曲。

實際晶粒度

----鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。67

本質(zhì)晶粒度

----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時后測定：

1~4級----本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。

5~8級----本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，晶粒不容易長大。68圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃692.3.2奧氏體晶粒長大機(jī)制

晶粒長大的驅(qū)動力驅(qū)動力來自總的晶界能的下降。對于球面晶界，有一指向曲率中心的驅(qū)動力P作用于晶界。RP圖2-12球面晶界長大驅(qū)動力示意圖70

公式(2-6)的推導(dǎo):圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。

面積為A的晶界如果移動dx距離時，體系總的Gibbs自由能變化為dGt

，則沿x方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動的驅(qū)動力。圖2-13中A、B晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。71圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向)圖2-15晶粒大小均勻一致時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)72圖2-16頂角均為1200

的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的穩(wěn)定形狀--Kelvin正十四面體73圖2-18大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系

為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會處的面角應(yīng)為120o，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一側(cè)的曲面晶界。大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。74(2)晶界遷移阻力圖2-19Zener微粒釘扎晶界模型

晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：75

由式（2-7）可知：當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù)f一定時，第二相粒子越細(xì)?。╮越小），提供的對晶界遷移的總阻力越大。反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r，對晶界遷移的總阻力將會變小。76(3)奧氏體晶粒長大過程圖2-20奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。不均勻長大期：粗細(xì)晶粒共存。均勻長大期：細(xì)小晶粒被吞并后，緩慢長大。772.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間

表現(xiàn)為晶界的遷移，實質(zhì)上是原子在晶界附近的擴(kuò)散過程。晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動力成正比。78圖2-21奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關(guān)系

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。79（2）加熱速度的影響

加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細(xì)小的起始晶粒度?？焖偌訜岵⑶叶虝r間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏體晶粒度。如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。80（3）鋼的碳含量的影響碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱溫度一般選在Ac1----Accm

兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。81（4）合金元素的影響

Mn，P促進(jìn)奧氏體晶粒長大：

Mn----在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；

P----在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散系數(shù)。

強碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻礙作用強阻礙作用弱82圖2-22奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系1----不含鋁的C-Mn鋼2----含Nb-N鋼（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN----本質(zhì)細(xì)晶粒鋼用Si、Mn脫氧----本質(zhì)粗晶粒鋼8384第三章珠光體相變§3.1珠光體的組織形態(tài)與性能特點§3.1.1過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖3-1TTT

曲線

過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。

反映溫度-時間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。85圖3-2共析碳鋼C曲線Mf高溫中溫低溫86

A1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。共析分解成珠光體

----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個珠光體團(tuán)。（1）高溫轉(zhuǎn)變87圖3-3層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團(tuán)88（2）中溫轉(zhuǎn)變

550℃~220℃，C原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不能擴(kuò)散。形成貝氏體----過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。上貝氏體：550℃稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。下貝氏體：220℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。89圖3-4(a)上貝氏體X600(b)下貝氏體X40090

非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。

馬氏體：碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點Ms

，終了點Mf

。（3）低溫轉(zhuǎn)變91圖3-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體

(X80)(b)高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體

(X400)92§3.1.2珠光體的組織形態(tài)（1）片狀珠光體（2）球狀珠光體鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~20093(a)(b)圖3-6(a)片狀珠光體(b)球狀珠光體94§3.1.3珠光體的片層間距S0

珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過冷度成反比。圖3-1珠光體片層間距S0

95

在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。若S0過小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時ΔGV不變，這會使相變驅(qū)動力降低，也會使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對應(yīng)一定的S0

。

原因：96

原因：③ΔT愈大，碳在奧氏體中的擴(kuò)散能力愈小，擴(kuò)散距離變短。另外，ΔGV

會變大，可以增加較多的界面能，所以S0

會變小。

原奧氏體晶粒大小對S0

無明顯影響。但原奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體團(tuán)直徑也越細(xì)小。97§3.1.4珠光體的力學(xué)性能

片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對位錯滑移起阻礙作用，位錯最大滑移距離等于片層間距S0

。片層間距S0

愈小，強度、硬度愈高，符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kS0-1

粒狀珠光體的屈服強度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df

），也符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kdf-1/2

98§3.2珠光體轉(zhuǎn)變的機(jī)理§3.2.1珠光體形成的熱力學(xué)圖3-2自由能-成分曲線

在A1（T1）溫度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲線有一共切線。

在A1溫度以下溫度T2，γ、α、Fe3C三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上。99（1）珠光體形成時的領(lǐng)先相從熱力學(xué)上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。共析與過共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。§3.2.2片狀珠光體的形成機(jī)制

珠光體相變是擴(kuò)散型相變、屬形核長大型。100（2）珠光體的形成機(jī)制圖3-3珠光體形成過程示意圖101①珠光體的形核：在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長成片狀是為了減少應(yīng)變能），通過鄰近奧氏體不斷供應(yīng)碳原子而長大。γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(體心立方)(復(fù)雜斜方)102②珠光體的縱向長大：由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中產(chǎn)生濃度差Cγ-α–Cγ-k

，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿擴(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長大。103圖3-4珠光體形成時碳的擴(kuò)散Cγ-αCγ-k104③珠光體的橫向生長：Fe3C的橫向生長使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)碳濃度下降到Cα-k時，在Fe3C兩側(cè)通過點陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長。如此協(xié)調(diào)地交替形核生長，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。105③珠光體的橫向生長：鐵素體片由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長亦然，故珠光體的橫向生長很快就停止。④在珠光體生長的后期，會出現(xiàn)分枝長大現(xiàn)象。106§3.2.3球狀珠光體的形成機(jī)制圖3-5母相中的第二相母相α-Fe第二相Fe3CCr=Cα-k

由界面熱力學(xué)，湯姆遜-佛魯?shù)吕镂鳎═homson-Freundlich）公式：Cr--與半徑為r的第二相顆粒相平衡的母相溶解度。C∞--與片狀（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。M--第二相摩爾質(zhì)量，σ--比界面能，ρ--第二相密度。107

由于片狀滲碳體的表面積大于同體積的球狀滲碳體，在球化退火時，將會自發(fā)球化。與滲碳體尖角接壤處的鐵素體碳濃度Cα-k

大于與平面接壤處的碳濃度，在鐵素體內(nèi)將引起碳原子擴(kuò)散，結(jié)果界面碳濃度平衡被打破，為維持碳濃度平衡，滲碳體尖角處會溶解，而平面處會向外生長，最后形成各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。108圖3-6片狀滲碳體溶斷機(jī)制滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在，會產(chǎn)生一界面張力，為保持界面張力平衡，在亞晶界處會出現(xiàn)溝槽。由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為恢復(fù)平衡，溝槽將進(jìn)一步加深，直至滲碳體溶斷。109圖3-7片狀滲碳體在A1

溫度以下球化過程示意圖當(dāng)奧氏體化不充分時，也會以未溶顆粒狀滲碳體作為形核核心，直接形成球狀珠光體。110§3.3珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)§3.3.1形核率

形成溫度較高時，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降。111

形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。圖3-8形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃112§3.3.2長大速度圖3-8長大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃

長大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550℃附近也有一極大值。113§3.3.3珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線圖3-9珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)曲線

當(dāng)N、G不隨轉(zhuǎn)變時間改變時，Johnson-Mehl方程：

當(dāng)N隨轉(zhuǎn)變時間改變時，Avrami方程：114(a)(b)圖3-10亞共析鋼(a)和過共析鋼(b)的C曲線115①含碳量

亞共析鋼：

C%↑，鐵素體形核率↓；另外，相變驅(qū)動力ΔGγ-α↓，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，C曲線右移。§3.3.4影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素（1）鋼的化學(xué)成分116

若加熱溫度高于Accm：C%↑，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。若加熱溫度在Ac1～Accm：C%↑，獲得不均勻奧氏體及Fe3CⅡ，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。過共析鋼：117

合金元素除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。

在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。118

奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物119（4）奧氏體化加熱溫度和保溫時間奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。（3）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。120

拉應(yīng)力和塑性變形造成點陣畸變和位錯密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增大，阻礙了Fe、C原子的擴(kuò)散，同時點陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。（5）應(yīng)力和塑性變形121

在A3

、Acm線以下先形成鐵素體或滲碳體。到達(dá)A1線發(fā)生珠光體相變。隨冷速加快，將出現(xiàn)偽共析組織，且珠光體量增多，而先共析量減少?！?.4先共析鐵素體和滲碳體的形成§3.4.1偽共析轉(zhuǎn)變122圖3-11先共析相及偽共析組織形成范圍123

在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。（1）形成溫度較高時，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長成球冠狀。若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長成網(wǎng)狀。

若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長入奧氏體呈塊狀分布?！?.4.2亞共析鋼中的先共析鐵素體形態(tài)124圖3-12網(wǎng)狀b)和塊狀c)先共析鐵素體125（2）形成溫度較低時，鐵原子不易作長距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷移，這時主要依靠共格界面遷移。鐵素體晶核將通過共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長大，為減小應(yīng)變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長，該慣習(xí)面為{111}γ。所以片狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行，或互成60°、90°角。這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏組織鐵素體。126圖3-13一次魏氏組織鐵素體d)

二次魏氏組織鐵素體e)127圖3-14亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體128圖3-15過共析鋼中的魏氏組織滲碳體129

粒狀滲碳體；網(wǎng)狀滲碳體；片狀滲碳體----魏氏組織?！?.4.3過共析鋼中的滲碳體形態(tài)130131

馬氏體----碳在α-Fe中的過飽和固溶體。成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩(wěn)相。碳原子位于α-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。體心正方點陣bct----α’馬氏體。第四章馬氏體相變§4.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)132圖4-1奧氏體的正八面體間隙a)

馬氏體的扁八面體間隙b)133

馬氏體點陣常數(shù)和碳含量的關(guān)系c、a、及正方度c/a與鋼中碳含量成線性關(guān)系：

c=a0+αPa=a0-βP（4-1）

c/a=1+γP其中：a0=2.861?（α-Fe點陣常數(shù)）

α、β、γ

為常數(shù)

P----馬氏體的含碳量（wt%）134圖4-2點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系135c/a=1+0.046P（4-2）

碳原子在馬氏體點陣中的分布：碳原子發(fā)生有序分布，80%優(yōu)先占據(jù)c軸方向的八面體間隙位置，20%占據(jù)其它兩個方向的八面體間隙位置，此時出現(xiàn)（4-2）式的正方度。

馬氏體的正方度136

定義：c/a值低于或高于（4-2）式的正方度。原因：主要由于碳原子在x，y，z三個方向的分布發(fā)生了改變。

新生馬氏體的異常正方度137（1）馬氏體相變的無擴(kuò)散性

鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發(fā)生點陣改組。

可以在很低的溫度范圍內(nèi)進(jìn)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(guān)系不變?！?.2馬氏體相變的主要特征138圖4-3馬氏體形成時引起的表面傾動①表面浮凸現(xiàn)象傾動面（2）表面浮凸現(xiàn)象和不變平面應(yīng)變139圖4-4直線劃痕的變形情況（a）實驗結(jié)果（b）在界面處失去共格（c）劃痕扭曲140

馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習(xí)面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習(xí)面。鋼中：<0.5%C，慣習(xí)面為{111}γ，0.5～1.4%C，為{225}γ，1.5～1.8%C，為{259}γ。

直線劃痕在傾動面處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。說明馬氏體與母相保持切變共格，慣習(xí)面未經(jīng)宏觀可測的應(yīng)變和轉(zhuǎn)動，即慣習(xí)面為不變平面。②慣習(xí)面和不變平面141

傾動面一直保持為平面。發(fā)生馬氏體相變時，雖發(fā)生了變形，但原來母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。造成均勻切變且慣習(xí)面為不變平面的應(yīng)變即為不變平面應(yīng)變。③不變平面應(yīng)變

142不變平面圖4-5三種不變平面應(yīng)變

a）膨脹

b）孿生時的切變

c）馬氏體相變時----切變+膨脹143

相變以共格切變方式進(jìn)行所至。K-S關(guān)系：

{111}γ∥{110}M;<110>γ∥<111>M

由于3個奧氏體<110>γ方向上(每個方向上有2種馬氏體取向)可能有6種不同的馬氏體取向,而奧氏體的{111}γ

晶面族中又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。（3）馬氏體和奧氏體具有一定的位向關(guān)系144圖4-6奧氏體(111)面上馬氏體的六種不同K-S取向5016’145

{111}γ∥{110}M;<112>γ∥<110>M

按西山關(guān)系，在每個{111}γ面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取向（變體）。

西山關(guān)系：146圖4-7奧氏體(111)面上馬氏體的三種不同西山取向147G-T關(guān)系：

和K-S關(guān)系略有偏差

{111}γ∥{110}M

差10

<110>γ∥<111>M

差20

K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較：

晶面關(guān)系相同，只是晶面內(nèi)的方向相差5016’。148圖4-8-1K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較149圖4-8-2K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較5016’150圖4-9K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較151圖4-10轉(zhuǎn)變量-時間關(guān)系

（4）馬氏體相變的變溫性MS----馬氏體相變開始點。Mf----馬氏體相變終了點。

MS

點以下，無需孕育，轉(zhuǎn)變立即開始，且以極大速度進(jìn)行，但很快停止，不能進(jìn)行到終了，需進(jìn)一步降溫。152圖4-11轉(zhuǎn)變量-溫度關(guān)系

在Mf點以下，雖然轉(zhuǎn)變量未達(dá)到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行。如Mf點低于室溫，則淬火到室溫將保留相當(dāng)數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體。153

A

?MMs,Mf;As,Af;As>Ms

鋼中馬氏體加熱時，容易發(fā)生回火分解，從馬氏體中析出碳化物。

Fe-0.8%C鋼以5000℃/S快速加熱，抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590～600℃發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。（5）馬氏體相變的可逆性154§4.3.1板條馬氏體在低、中碳鋼，馬氏體時效鋼中出現(xiàn)，形成溫度較高?；締卧鍡l為一個個單晶體。圖4-12板條馬氏體示意圖§4.3馬氏體的形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)155

許多相互平行的板條組成一個板條束，它們具有相同的慣習(xí)面。

板條馬氏體的慣習(xí)面為{111}γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系。由于有四個不同的{111}γ面，所以一個奧氏體晶粒內(nèi)可能形成四種馬氏體板條束。每個慣習(xí)面上可能有六種不同的取向，板條束內(nèi)具有相同取向的小塊稱為板條塊，常常呈現(xiàn)為黑白相間的塊。156

板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯，所以板條馬氏體也稱為位錯馬氏體。不呈孿晶關(guān)系的板條間存在一層殘余奧氏體簿膜，這種微量的殘余奧氏體對板條馬氏體的韌性貢獻(xiàn)很大。

呈孿晶關(guān)系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。157圖4-13（a）板條馬氏體（b）片狀馬氏體158圖4-14片狀馬氏體示意圖{225}γ或{259}γ

在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較低?！?.3.2片狀馬氏體159

先形成的第一片馬氏體橫貫整個奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內(nèi)進(jìn)一步分割奧氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來越短小。片狀馬氏體的立體外形呈雙凸透鏡狀，多數(shù)馬氏體片的中間有一條中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。160

慣習(xí)面：隨形成溫度的下降，由{225}γ變?yōu)閧259}γ，位向關(guān)系由K-S關(guān)系變?yōu)槲魃疥P(guān)系。亞結(jié)構(gòu)為細(xì)小孿晶，一般集中在中脊面附近，片的邊緣為位錯。隨形成溫度下降，孿晶區(qū)擴(kuò)大。馬氏體片互成交角，后形成的馬氏體片對先形成的馬氏體片有撞擊作用，接觸處產(chǎn)生顯微裂紋。161（1）Ms點

Ms點高----形成板條馬氏體。

Ms點低----形成片狀馬氏體。

C%↑→Ms

↓

板條M→板條M+片狀M→片狀M

位錯M→孿晶M§4.3.3影響馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)的因素162圖4-15滑移和孿生的臨界分切應(yīng)力與溫度的關(guān)系（2）奧氏體與馬氏體的強度163

當(dāng)馬氏體在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應(yīng)力較低，滑移比孿生更易于發(fā)生，從而在亞結(jié)構(gòu)中留下大量位錯，形成亞結(jié)構(gòu)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(yīng)力的松馳可以同時在奧氏體和馬氏體中以滑移方式進(jìn)行，故慣習(xí)面為(111)γ

。

164

隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應(yīng)力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進(jìn)行，形成亞結(jié)構(gòu)為孿晶的片狀馬氏體。若奧氏體的σS低于206MPa，應(yīng)力在奧氏體中以滑移方式松弛。由于形成的馬氏體強度較高，應(yīng)力在馬氏體中只能以孿生方式松弛，則形成慣習(xí)面為(225)γ的片狀馬氏體。若奧氏體的σS超過206MPa，相變應(yīng)力在兩相中均以孿生方式松弛，則形成慣習(xí)面為(259)γ的片狀馬氏體。165C%＜0.2%的低碳鋼、低碳低合金鋼，如20#、15MnVB鋼等，組織為板條馬氏體，具有高強度、高韌性、低的冷脆轉(zhuǎn)化溫度?！?.3.4工業(yè)用鋼淬火馬氏體的金相形態(tài)（1）低碳鋼中的馬氏體166

如45#、40Cr鋼等，淬火后為板條馬氏體+片狀馬氏體的混合組織。由于通常選用較低的奧氏體化溫度，淬火后獲得的組織極細(xì)，光學(xué)顯微鏡較難分辨。（2）中碳結(jié)構(gòu)鋼中的馬氏體167

如T8、T12鋼，為片狀馬氏體。通常采用不完全加熱淬火（在Ac1稍上加熱，保留一定量未溶滲碳體顆粒），獲得隱晶馬氏體+滲碳體顆粒的混合組織。隱晶馬氏體極細(xì)，光學(xué)顯微鏡較難分辨。（3）高碳工具鋼中的馬氏體168T0為相同成分的馬氏體和奧氏體兩相熱力學(xué)平衡溫度，此時

ΔGγ→α’=0ΔGγ→α’

稱為馬氏體相變驅(qū)動力。圖4-16自由能-溫度關(guān)系§4.4馬氏體相變熱力學(xué)§4.4.1相變驅(qū)動力169圖4-17無擴(kuò)散相變

γ→α’的T0溫度

相變化學(xué)驅(qū)動力用來提供切變能量、亞結(jié)構(gòu)儲存能、膨脹應(yīng)變能、共格應(yīng)變能、界面能等，所以要有足夠大的相變驅(qū)動力。

Ms點為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動力（臨界驅(qū)動力）時的溫度。170

碳含量C%↑→Ms↓，Mf↓圖4-18Ms

與碳含量關(guān)系A(chǔ)3無擴(kuò)散轉(zhuǎn)變§4.4.2影響鋼的Ms

點的因素（1）奧氏體的化學(xué)成分171

合金元素除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms

點。

解釋：碳或者合金元素降低A3點，降低奧氏體的自由能并提高馬氏體（過飽和鐵素體）的自由能，也降低了T0

溫度，從而降低Ms

點。碳或者合金元素固溶強化了奧氏體，σs

↑，使切變所需能量增高，Ms↓。172圖4-19奧氏體與馬氏體的自由能-溫度曲線示意圖溫度GT0MsT0MsAMΔGA→MΔGA→M臨界驅(qū)動力173

奧氏體的晶粒大小奧氏體晶粒細(xì)化→Ms↓

晶粒細(xì)化→σs↑→切變阻力↑→Ms↓

彈性極限以內(nèi)的應(yīng)力多向壓應(yīng)力阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變，→Ms↓

拉應(yīng)力促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，→Ms↑（2）其它因素對Ms

點的影響174

在Ms點以上一定溫度范圍內(nèi)，因塑性變形而促生的馬氏體稱為應(yīng)變誘發(fā)馬氏體。塑性變形能促生馬氏體的最高溫度稱為Md

點，高于此溫度的塑性變形將不會產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體。§4.4.3應(yīng)變誘發(fā)馬氏體175

在Ms~Md之間對奧氏體進(jìn)行塑性變形，為向馬氏體轉(zhuǎn)變提供了機(jī)械驅(qū)動力，從而使相變可以在較高的溫度發(fā)生，即相當(dāng)于升高了Ms溫度。在Ms~Md溫度范圍的塑性變形度越大，由形變誘發(fā)的馬氏體量越大。但對未轉(zhuǎn)變的奧氏體，在隨后的冷卻過程中，馬氏體相變卻受到了抑制（發(fā)生了機(jī)械穩(wěn)定化）。176圖4-20應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變熱力學(xué)條件177

在Md

點以上，對奧氏體進(jìn)行塑性變形，當(dāng)形變量足夠大時，將抑制隨后冷卻時的馬氏體轉(zhuǎn)變，Ms點降低，殘余奧氏體量增多，稱為奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化。少量塑性變形對馬氏體轉(zhuǎn)變有促進(jìn)作用，而超過一定量的塑性變形將對馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生抑制作用?！?.4.4奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化178

當(dāng)變形度小時，增加了奧氏體中有利于馬氏體形核的晶體缺陷。當(dāng)變形度較大時，在奧氏體中形成大量亞晶界和高密度位錯區(qū)，奧氏體產(chǎn)生加工硬化，屈服強度提高，阻礙切變過程，從而使奧氏體穩(wěn)定化。原因：179§4.5.1馬氏體的變溫形成

馬氏體相變也是通過形核與長大進(jìn)行。變溫時，在Ms點以下，無孕育期，瞬時形核，瞬時長大。馬氏體量隨溫度下降而增加?！?.5馬氏體相變動力學(xué)180

降溫時，馬氏體量的增加是靠新馬氏體的不斷產(chǎn)生，而不是靠先形成馬氏體的長大。181

馬氏體轉(zhuǎn)變通常不能進(jìn)行到底，有一部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體殘留下來，稱為殘余奧氏體。

AR----retainedaustenite

通常淬火只淬到室溫為止，高于很多鋼的Mf

點，冷卻不充分，形成AR

?！?.5.2殘余奧氏體182

為了減少淬火至室溫后鋼中的AR量，可將其繼續(xù)冷卻至零下（Mf

點以下）進(jìn)行處理，稱為冷處理。凡是降低Ms

點的因素均提高AR

量。

AR量和Ms

點一樣，主要取決于奧氏體的化學(xué)成分：

C%↑→Ms

↓→AR

↑

合金元素↑→Ms

↓→AR

↑183

因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度；不穩(wěn)定，易使零件產(chǎn)生變形開裂；降低硬磁鋼的磁感應(yīng)強度；可提高某些鋼的韌性和塑性。

殘余奧氏體的作用：184§4.5.3奧氏體的熱穩(wěn)定化定義：使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體能力減低的一切現(xiàn)象，稱為奧氏體的穩(wěn)定化。表現(xiàn)為Ｍｓ點降低、AR

量增多。有三大類：化學(xué)穩(wěn)定化----化學(xué)成分引起機(jī)械穩(wěn)定化----塑性變形引起熱穩(wěn)定化185

淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起的奧氏體穩(wěn)定化，稱為熱穩(wěn)定化。圖4-21奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖在Ms點以下等溫停留

將引起Ｍｓ點降低以及AR

量增多。等溫停留186

奧氏體的熱穩(wěn)定化是由于在適當(dāng)溫度停留過程中，奧氏體中的碳、氮原子與位錯發(fā)生交互作用形成柯氏氣團(tuán)，從而強化了奧氏體，使馬氏體相變的阻力增大所致。

奧氏體熱穩(wěn)定化的本質(zhì)：187§4.6.1K-S均勻切變模型§4.6馬氏體相變晶體學(xué)模型

三個步驟：①第一次較大量的均勻切變(主切變)：188

第二次小量切變：

晶格調(diào)整：189圖4-22K-S切變模型190圖4-23馬氏體與奧氏體的共格關(guān)系及其破壞

隨馬氏體長大，靠近界面的奧氏體彈性切應(yīng)變也愈來愈大，當(dāng)應(yīng)力值超過奧氏體的屈服極限時，將發(fā)生塑性變形，界面共格聯(lián)系被破壞。這時的馬氏體要通過擴(kuò)散才能繼續(xù)長大，實際上馬氏體已停止長大。191G-T模型為兩次切變模型：第一次切變?yōu)楹暧^均勻切變，發(fā)生宏觀變形，產(chǎn)生表面浮凸；并發(fā)生點陣改組，形成馬氏體點陣結(jié)構(gòu)。§4.6.2G-T模型192為微觀不均勻切變，也稱為晶格不變切變，可以是滑移，也可以是孿生。切變的結(jié)果，無宏觀變形，晶格不變。同時，降低了應(yīng)變能（應(yīng)力松弛），在馬氏體內(nèi)產(chǎn)生位錯或?qū)\晶亞結(jié)構(gòu)。

第二次切變193圖4-24晶格不變切變示意圖194C%↑→硬度↑

C>0.6%以后，淬火鋼硬度下降的原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。§4.7馬氏體的性能特點§4.7.1馬氏體的強度和硬度195

固溶強化間隙式碳原子造成的點陣不對稱畸變，產(chǎn)生一個強應(yīng)力場，該應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生強烈的交互作用。②時效強化自回火，碳原子在馬氏體晶體缺陷處（位錯、孿晶界）的偏聚，以及碳化物的彌散析出。

馬氏體的強化機(jī)制：196

相變強化亞結(jié)構(gòu)強化，高密度位錯以及微細(xì)孿晶，阻礙位錯運動。④馬氏體晶體（原奧氏體晶粒）尺寸越細(xì)小，強度越高。197

低碳位錯型馬氏體具有相當(dāng)高的強度和良好的韌性，高碳孿晶型馬氏體具有高的強度但韌性極差。

高碳孿晶型馬氏體高脆性的原因：

①亞結(jié)構(gòu)為細(xì)小孿晶

②容易產(chǎn)生顯微裂紋§4.7.2馬氏體的塑性與韌性198

馬氏體的比容遠(yuǎn)大于奧氏體鋼在淬火時要發(fā)生體積膨脹，產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力、變形、開裂。②馬氏體具有鐵磁性鋼在淬火后，矯頑力升高，導(dǎo)磁率下降。馬氏體的含碳量越高，矯頑力越高。§4.7.3馬氏體的物理性能199200

中溫轉(zhuǎn)變：550℃～MS

下貝氏體----良好的綜合力學(xué)性能。等溫淬火組織；貝氏體鋼連續(xù)冷卻。第五章貝氏體相變201美國冶金學(xué)家EdgarC.Bain(Sept.14,1891--Nov.27,1971)UnitedStatesSteelCorporation貝氏體--Bainite202圖5-1共析碳鋼C曲線Mf高溫中溫低溫203§5.1貝氏體相變特點、組織形態(tài)和力學(xué)性能§5.1.1貝氏體相變的特點（1）貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍在A1以下，MS以上，有一轉(zhuǎn)變的上限溫度BS點和下限溫度Bf

點，碳鋼的BS點約為550℃。204珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度范圍Ar1~550℃550℃~Ms<Ms

擴(kuò)散性鐵與碳可擴(kuò)散碳可擴(kuò)散，鐵不能擴(kuò)散無擴(kuò)散領(lǐng)先相滲碳體鐵素體共格性無有有組成相兩相組織α-Fe+Fe3C兩相組織>350℃，α-Fe(C)+Fe3C<350℃，α-Fe(C)+FexC單相組織α-Fe(C)合金元素擴(kuò)散不擴(kuò)散不擴(kuò)散表5-1珠光體、馬氏體、貝氏體轉(zhuǎn)變特點的比較205

貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為α相與碳化物的兩相混合物，為非層片狀組織。α相（即貝氏體鐵素體BF）形態(tài)類似于馬氏體而不同于珠光體中的鐵素體。（2）貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物206

通過形核與長大進(jìn)行，等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖是C形。（3）轉(zhuǎn)變動力學(xué)207圖5-3合金鋼C曲線圖5-2共析碳鋼C曲線示意圖208（4）轉(zhuǎn)變的不完全性

轉(zhuǎn)變結(jié)束時總有一部分未轉(zhuǎn)變的A，繼續(xù)冷卻A→M，形成B+M+AR組織。209

轉(zhuǎn)變形成低碳相和高碳相，故有碳原子的擴(kuò)散，但鐵和合金元素原子不擴(kuò)散。（5）擴(kuò)散性210（6）晶體學(xué)特征

貝氏體形成時，有表面浮凸，位向關(guān)系和慣習(xí)面接近于馬氏體。211

在靠近BS的溫度處形成，由平行板條鐵素體束及板條間未轉(zhuǎn)變的富碳奧氏體組成。§5.1.2貝氏體的組織形態(tài)（1）無碳化物貝氏體212（1）無碳化物貝氏體BF核在A晶界上形成后，向晶內(nèi)一側(cè)成束長大。板條比較寬，板條間距離也較大，且兩者均隨形成溫度的下降而變小。板條間為富碳的A，在隨后冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)镸或保留至室溫成為AR

。213圖5-4無碳化物貝氏體示意圖原奧氏體晶界BFAA214圖5-5無碳化物貝氏體組織，×1000

（30CrMnSiA鋼，450℃等溫20s）215（1）無碳化物貝氏體BF與奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，慣習(xí)面為{111}A

。216

在貝氏體相變的較高溫度區(qū)域形成，對于中、高碳鋼,大約在350~550℃區(qū)間。（2）上貝氏體217（2）上貝氏體

其形態(tài)在光鏡下為羽毛狀。組織為一束平行的自A晶界長入晶內(nèi)的BF板條。BF板條與M板條相近，但在鐵素體板條之間分布有不連續(xù)碳化物。218（2）上貝氏體BF板條內(nèi)亞結(jié)構(gòu)為位錯。與A的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，慣習(xí)面為{111}A。碳化物慣習(xí)面為{227}A，與A有確定的位向關(guān)系。219圖5-6(a)上貝氏體組織示意圖

(b)T8鋼中的上貝氏體組織(a)(b)220

在貝氏體相變的低溫轉(zhuǎn)變區(qū)形成，大約在350℃以下。（3）下貝氏體221（3）下貝氏體

貝氏體鐵素體呈透鏡片狀，形態(tài)與片狀馬氏體很相似。但下貝氏體鐵素體中的亞結(jié)構(gòu)為位錯，不存在孿晶。片內(nèi)存在排列整齊的細(xì)小碳化物。222（3）下貝氏體BF與A的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，慣習(xí)面為{110}A。碳化物與BF間有確定的位向關(guān)系。223圖5-7(a)下貝氏體組織示意圖

(b)GCr15鋼的下貝氏體組織(a)(b)224§5.1.3貝氏體的力學(xué)性能（一）貝氏體的強度

貝氏體的強度隨形成溫度的降低而提高。225①貝氏體鐵素體細(xì)化強化形成溫度越低，貝氏體鐵素體越細(xì)，強度越高。

影響貝氏體強度的因素：226

下貝氏體中碳化物顆粒較小，顆粒數(shù)量較多，且分布均勻，故下貝氏體的強度高于上貝氏體。貝氏體形成溫度越低，碳化物顆粒越小、越多，強度越高。②碳化物的彌散強化227③固溶強化和位錯強化隨貝氏體形成溫度的降低，BF的碳過飽和度及位錯密度均增加，導(dǎo)致強度增加。228（二）貝氏體的韌性

在350℃以上，組織中大部分為上貝氏體時，沖擊韌性大大下降。229

上貝氏體的韌性大大低于下貝氏體的原因：上貝氏體由彼此平行的BF板條構(gòu)成，好似一個晶粒；而下貝氏體的BF片彼此位向差很大，即上貝氏體的有效晶粒直徑遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于下貝氏體。上貝氏體碳化物分布在BF板條間。230

總之，隨著貝氏體形成溫度的降低，強度逐漸增加，韌性并不降低，反而有所增加，使下貝氏體具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。231232

貝氏體相變的驅(qū)動力也是化學(xué)自由能差。鐵素體的Gibbs自由能隨著碳過飽和度的增加而增加。§5.2貝氏體相變的熱力學(xué)條件、相變機(jī)理§5.2.1貝氏體相變的熱力學(xué)條件233MsBs圖5-8奧氏體和貝氏體自由能與溫度的關(guān)系

234

由于碳在BF中的不斷脫溶，增加了新相與母相間的自由能差（ΔG）。另外，BF中碳的脫溶還使其比容降低，從而減少作為相變阻力的比容應(yīng)變能，這些都會促進(jìn)BF的進(jìn)一步長大。235

貝氏體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相是鐵素體，在轉(zhuǎn)變溫度下，奧氏體中存在濃度起伏，BF核在貧碳區(qū)形成。較高溫度時，BF在奧氏體晶界形核；較低溫度時（下貝氏體），BF大多在奧氏體晶粒內(nèi)形核?！?.2.2貝氏體相變的機(jī)理（一）貝氏體相變機(jī)理概述236BF以共格切變方式長大，但長大速度緩慢，這是因為受碳原子向周圍奧氏體的擴(kuò)散所控制。（一）貝氏體相變機(jī)理概述237圖5-9貝氏體鐵素體按馬氏體切變機(jī)制形成的說明t1c1Acmc2t2T0A1A3貧碳區(qū)238

形成的BF為碳的過飽和α固溶體，形成溫度越低，過飽和度越大。在BF形成的同時，將發(fā)生碳的脫溶，析出碳化物。（一）貝氏體相變機(jī)理概述239

高溫范圍轉(zhuǎn)變，組織為BF+富碳A。BF在奧氏體晶界形核，初形成的BF過飽和度很小，以共格切變方式向晶粒內(nèi)一側(cè)長大，形成相互平行的BF板條束。（二）無碳化物貝氏體的形成機(jī)理240圖5-4無碳化物貝氏體示意圖原奧氏體晶界BFAA241圖5-10無碳化物貝氏體形成機(jī)理示意圖242（二）無碳化物貝氏體的形成機(jī)理與此同時，由于轉(zhuǎn)變溫度較高，在BF中的碳原子可以越過BF/A相界面向A中擴(kuò)散，直至達(dá)到平衡濃度。243通過相界面進(jìn)入A的碳能很快向遠(yuǎn)離界面處擴(kuò)散，不至于在界面附近產(chǎn)生積聚，所以富碳A的碳含量不會超過Acm線的延長線，從而不會從A中析出碳化物。（二）無碳化物貝氏體的形成機(jī)理244（二）無碳化物貝氏體的形成機(jī)理在隨后的冷卻過程中，富碳奧氏體可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，也可以保持到室溫而成為富碳的殘余奧氏體。245中溫范圍轉(zhuǎn)變，在350~550℃，組織為BF+Fe3C，形態(tài)為羽毛狀。BF在奧氏體晶界形核，以共格切變方式向晶粒內(nèi)一側(cè)長大，形成相互平行的BF板條束。（三）上貝氏體的形成機(jī)理246圖5-6(a)上貝氏體組織示意圖

(b)T8鋼中的上貝氏體組織(a)(b)247圖5-11上貝氏體的形成機(jī)理示意圖Fe3C248與此同時，碳原子越過BF/A相界面向A中擴(kuò)散。由于轉(zhuǎn)變溫度降低，進(jìn)入相界面附近A中的碳原子已不能向遠(yuǎn)處擴(kuò)散，尤其是鐵素體板條間奧氏體中的碳原子，在這些地方將產(chǎn)生碳的堆積。249隨