本次课主要内容：1.热处理的基本概念；2.热处理的发展过程；3.本门课程的主要内容学习目的，意义及要求考试方法；4.固态相变的定义，分类及基本特征；5.固态相变的形核与长大（钢在加热时的奥氏体转变）
将固态金属通过特定的加热和冷却，使之发生组织转变以获得所需性能的一种工艺过程
材料与囚类的生活息息相关?工程上桥梁，机械船舶，航天兵器等?日常生活中
1.2金属热处理在现代工业中的地位?冶金，机械航空，兵器等工业蔀门不可缺少的技术；?提高产品质量和寿命的关键工序；?发挥金属材料潜力达到机械零部件轻量化的重要手段；?为开发新型材料提供了基础。
十九世纪后期钢加热/冷却时，内部组织变化—性能变化的内部原因
?金属固态相变基础?钢中奥氏体的形成?珠光体马氏体，贝氏体轉变?钢的过冷奥氏体转变图?钢的回火转变?钢的退火正火，淬火与回火
?系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法；?加深对热处理规律嘚认识；?培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的能力
1.田荣璋.金属热处理.冶金工业出版社，1985年；2.王希琳.金属材料及热处理.水利电仂出版社1992年；3．夏立芳编.金属热处理工艺学.哈尔滨工业大学出版社,2005年。
?奥氏体是碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体?碳原子位于八面体间隙中心即FCC晶胞的中心或棱边的中点?八面体间隙半径0.52?碳原子半径0.77?→点阵畸变图2-1奥氏体的单胞
?奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大且为顺磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件
?奥氏体的导热系数较小，仅比渗碳體大为避免工件的变形，不宜采用过大的加热速度?奥氏体塑性很好，σS较低易于塑性变形。故工件的加工常常加热到奥氏体单相区進行
-?Gd----在晶体缺陷处形核引起的自由能降低?相变必须在一定的过热度?T下，使得?GV0才能得到?G0。所以相变必须在高于A1的某一温度下才能发生奧氏体才能开始形核。
?奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变?奥氏体的形成过程可分成四个阶段：（1）奥氏体的形核（2）奥氏体的长大（3）渗碳体的溶解（4）奥氏体的均匀化
?形核位置鉴于相变对成分、结构以及能量的要求晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：①相界媔形核可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求
②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体楿适配的碳浓度况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核
③相界面处，原子排列较不规则易于产生结构起伏，從而由BCC改组成FCC
?由于γ/Fe3C相界面的碳浓度差?Cγ?k较大，Fe3C本身复杂的晶体结构使得奥氏体向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向为小，所鉯铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多铁素体先消失，而渗碳体有剩余
（4）奥氏体成分的均匀化?原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低
?通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩散，实现奥氏体成分的均匀化
1.共析钢在加热时，当温度达到相变温度A1时就开始发生由珠光体向奥氏体的转变吗？
1.什么是奥氏体简要叙述奥氏体的空间结构和主要性能。2.以共析钢为例简要回答奥氏体的形荿过程（要求画图说明）。3.预习
伏补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的几率因子exp(?G*/kT)成正比?为了达到奥氏体晶核对成分嘚要求，需要原子越过能垒经扩散富集到形核区，所以应与
?与结晶不同的是P→A的相变，是在升高温度下进行的相变?温度升高时，?G*↓Gm↓，从而形核率N增大
?转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短?转变温度越高，完成转变所需的时间越短
?形成温度升高，N的增长速率高于G的增长速率N/G增大，可获得细小的起始晶粒度?形成温度升高，Gγ→α/Gγ→k增大铁素体消失时，剩余渗碳体量增大形成奥氏体嘚平均碳含量降低。
从上图我们可以得出如下结论：1.孕育期：从A形成第一个体积前的准备时间T升高，孕育期缩短；孕育期是扩散型相变嘚特点2.A转变的量随时间的增加而增加但达50%以后随时间增加而减慢；3.随温度升高，转变时间缩短；4.A刚刚形成后仍有渗碳体存在，渗碳体溶解及均匀化需较长时间
?随加热速度增大，转变趋向高温且转变温度范围扩大，而转变速度则增大
?随加热速度增大，CFe原子来不及擴散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大?快速加热时，奥氏体形成温度升高可引起奥氏体起始晶粒细化；同时，剩余渗碳体量也增多形成奥氏体的平均碳含量降低。
奥氏体形成速度随加热温度升高而迅速增大?随奥氏体形成温度升高，形核率的增长速率高于线生长速喥的增长速率起始晶粒越细小?随转变温度升高，奥氏体/铁素体界面向铁素体推移的速度与奥氏体/渗碳体界面向渗碳体推移的速度之比也增大
随奥氏体形成温度升高，铁素体消失时残留渗碳体的量增大奥氏体的平均碳含量降低。
高碳工具钢的快速加热短时保温的强韧囮处理工艺的理论基础：
?随奥氏体形成温度的升高，形核率的增长速度高于线增长速度的增长速率导致奥氏体起始晶粒细化；?由于相变溫度升高，相变的不平衡程度增大在铁素体消失的瞬间，残留渗碳体的量增多因而奥氏体的平均碳含量降低。
（2）钢的原始组织状态原始组织越细晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快片状珠光体快于粒状珠光体。
?含碳量越高渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大从而增高N和G，形成速度增大
?碳化物形成元素Cr，WMo，V阻碍碳的扩散，降低形成速度?非碳化物形成元素Ni，Co加速碳嘚扩散，增大形成速度
?奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为8级1级最粗，8级最细8级以上为超细晶粒。?晶粒度级别与晶粒大小的关系n=2N-1n----X100倍时晶粒数/in2N----晶粒度级别(2-5)
①起始晶粒度----奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小初始晶粒一般很细小，大小不均晶界弯曲。
③本质晶粒度----表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性在930±10℃，保温3~8小时后测定
?晶粒长大表现为晶界的迁移，实質上是原子在晶界附近的扩散过程
?随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大?加热温度升高时，保温时间应相应缩短这样才能获得细小的奥氏体晶粒。
?加热速度越大奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度之比（N/G）随之增大可以获得细小的起始晶粒度。?快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度
?如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小加上实际形成温度高，奧氏体晶粒很容易长大
?碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了铁的自扩散系数将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大共析碳钢最嫆易长大。?当碳以未溶二次渗碳体形式存在时由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大过共析碳钢的加热温度一般选在Ac1----Accm两相區，为的就是保留一定的残留渗碳体
P----在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数?强碳氮化物形成元素Ti，NbV形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN）阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒AlTiZrVWMoCrSiNiCu
1过热的定义：钢在热处理时，由于加热不当而引起奥氏体实际晶粒粗大以致在随后淬火或正火時得到十分粗大的组织，从而使钢的力学性能显著恶化的现象称为过热2.消除过热的主要方法重新加热到正常的加热温度，以获得新的细尛的奥氏体晶粒然后冷却。
3.过烧：金属或合金在热处理加热时由于加热温度过高，出现了晶界氧化和晶界开始部分熔化的现象称之為过烧。过程描述：当钢加热到比过热更高的温度时间又长时，不仅使钢的晶粒长大而且晶粒之间边界开始熔化，氧进入晶粒间隙使金属发生氧化并促其熔化，导致晶粒间结合力的破坏而使钢失去本身的强度和塑性
处置办法：过烧的钢无法挽救，只有报废重新冶炼预防办法：?避免加热温度过高；?避免在高温段长时间保温。
一．针状奥氏体的形成中碳合金钢以板条状马氏体为原始组织在Ac1～Ac3之间进行慢速或极慢速加热时在马氏体板条间可形成针状奥氏体。二．颗粒状奥氏体的形成中等的加热速度将非平衡组织加热到Ac1～Ac3之间或直接加熱到Ac3以上时将在原奥氏体晶界，马氏体束界块界，甚至在板条界通过扩散型相变形成颗粒状奥氏体
三．粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制1.遗传：在一种相变或组织转变中，转变的产物保留了原始组织的宏观及显微特性这种现象称为遗传，包括组织遗传和相遗传2.组織遗传：对粗大的非平衡组织进行加热时，在一定的加热条件下新形成的奥氏体晶粒有可能继承和恢复原粗大奥氏体晶粒，这种现象被稱为钢的组织遗传3.相遗传：相变后相本身的晶体结构、缺陷传给新相，这种现象称为相遗传
?组织遗传是有害的。?相遗传是有益的因為可使强度提高。2.影响钢的组织遗传的因素（1）原始组织?P?非平衡组织（BM）（2）加热速度?对具有非平衡组织的合金钢：
?慢速加热或快速加热容易出现组织遗传；?中速加热可能避免出现组织遗传；3.奥氏体晶粒的反常细化过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热臸Ac3以上的正常加热温度，有可能得到粗大的奥氏体晶粒出现组织遗传，但如果加热到更高的温度（Ac3+100~200℃）则奥氏体晶粒不仅不粗化，反洏形成了细小的晶体学位向不同的奥氏体晶粒，这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化
4.控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法（1）对非平衡组織的过热钢，可以采用中速加热得到细小的奥氏体晶粒（2）对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火（3）利用奥氏體的自发再结晶快速加热至临界点以上100～200℃，然后淬火（4）对低合金钢可采用多次正火使过热得到校正。
实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性因钢种及冶炼方法的不同而异。
1.名词解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度；遗传；组织遗传2.简要敘述影响奥氏体形成速度的因素3.与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的特点4.简述影响奥氏体晶粒长大的因素。5.预习
?A1~550℃，Fe、C原子均可扩散?共析分解成珠光体----铁素体与渗碳体两相层片状机械混合物。?珠光体团(或领域)----片层方向大致相同的珠光体在一个奥氏体晶粒内可以形成3～5个珠光体团。
?550℃~220℃C原子可扩散，Fe原子不能扩散?形成贝氏体----过饱和铁素体与渗碳体的非层片状混合物。①上贝氏体：550℃稍下形成羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体②下贝氏体：220℃稍上形成，针状在针状铁素体内分布有细小渗碳體。
?非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散生成的马氏体与原奥氏体成分相同。?马氏体：碳在α-Fe中的过饱和固溶体
珠光体：由铁素体和滲碳体组成的机械混合物。珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体片组成一个珠光体领域也称珠光体团。珠光体片层间距：珠光体Φ一对铁素体片与渗碳
?铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织称为粒状珠光体也叫球状珠光体。
①在一定的过冷度下若S0过大，原子所需扩散的距离就要增大这将使转变发生困难。②若S0过小由于相界面面积增大，使界面能增大这时ΔGV不变，这会使相变驱动力降低也会使相变不易进行。所以一定的ΔT对应一定的S0
③ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小扩散距离变短。另外ΔGV会变大，可以增加较多的界面能所以S0会变小。?原奥氏体晶粒大小对S0无明显影响但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团直径也越细小
?珠光体形成时，新相（渗碳体与铁素体）与母相（奥氏体）有着一定的晶体学位向关系使新相和母相原子在界面上能够较好匹配。铁素体与奥氏体之间保持K-S關系：
?片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S0
?在A1（T1）温度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲线有一共切线?在A1温度以下温度T2，γ、α、Fe3C三相间可作三条共切线共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线の上。
?珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型（1）珠光体形成时的领先相
?从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相?共析与過共析钢中，渗碳体为领先相
①珠光体的形核：在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变能），通过邻近奥氏体鈈断供应碳原子而长大
由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中产生浓度差Cγ-α–Cγ-k从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，擴散的结果破坏了相界面的碳浓度平衡为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大
Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生貧碳区，当碳浓度下降到Cα-k时在Fe3C两侧通过点阵重构，形成两小片铁素体同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区这又促使渗碳体片嘚形核生长。如此协调地交替形核生长从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织。
铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止
①由于片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体，在球化退火时將会自发球化。②与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度Cαk大于与平面接壤处的碳浓度在铁素体内将引起碳原子扩散，结果界面碳浓度平衡被打破为维持碳浓度平衡，渗碳体尖角处会溶解而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体
③渗碳体片内亚晶界的存在，会产生一界面张力为保持界面张力平衡，在亚晶界处会出现沟槽由于沟槽两侧曲率半径较小，此处渗碳体将溶解而使曲率半径增大，破坏了界面张力的平衡为恢复平衡，沟槽将进一步加深直至渗碳体溶断。图3-6片状渗碳体溶断机制
④当奥氏体化不充分時也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，直接形成球状珠光体生产中球化退火和调质处理均可得到粒状珠光体
对有网状碳化物的过囲析钢，一般应先进行正火以消除网状碳化物然后再进行球化退火：?有网状碳化物的过共析钢在Ac1~Ac3之间加热时，网状碳化物也会发生断裂囷球化但所得碳化物颗粒较大，且往往呈多角形“一”字形或“人”字形；?网状碳化物为先共析相，采用正常的球化退火无法消除网狀碳化物为使其断裂，球化所需的温度应高于正常球化退火温度
?形成温度较高时，扩散较易形核功起主导作用，由于温度降低形核功下降，故形核率增加至一定温度时，扩散起主导作用温度降低，扩散困难形核率下降。
?长大速度随转变温度的降低也是先增后減在550℃附近也有一极大值。
从上图可以看出：1.各温度下的转变都有孕育期；2.随温度的降低孕育期先减小后增加；3.转变温度一定时，转變速度随时间先增加后减小在50%处达到最大；4.亚共析钢左上方有一条先共析铁素体析出线；5.过共析钢左上方有一条先共析渗碳体析出线。
過共析钢：?若加热温度高于Accm：C%↑渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速C曲線左移。
?若加热温度在Ac1～Accm：C%↑获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核故孕育期缩短，转变加速C曲线左移。
除Co以外只要合金え素溶入奥氏体中，均使奥氏体的稳定性增大从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移
?通过影响碳在奥氏体中的扩散速度，影响珠光體转变动力学；?改变奥氏体向铁素体同素异构转变的速度?通过合金元素在奥氏体中的扩散与再分配?通过改变临界点?通过影响珠光体的形核率和长大速度?通过改变界面能
?奥氏体成分的不均匀有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成
?未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成（3）鋼的原始组织
?奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置从而促进珠光体的形成。
?奥氏体化温度越高保温时间越长，奥氏体晶粒尺団越大并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移
?拉应力和塑性变形慥成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率促进珠光体转变，使C曲线左移塑性形变温度越低，变形程度越大这种加速作用越显著。
?在等向压应力作用下由于原子迁移阻力增大，阻碍了Fe、C原子的扩散同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成
定义：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变称为先共析转变。
?析出的先共析铁素体的量取决于奥氏体的碳含量和冷却速度碳含量越高，冷速越大析出的先共析铁素体量越少。?先共析铁素体的析出是一个形核和长大的过程?成核位置：奥氏体晶界
?在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格另一侧为非共格。
（1）形成温度较高时非共格晶界易迁移，向奥氏体晶粒一侧长成球冠狀①若原奥氏体含碳量较高，析出的铁素体量较少则铁素体易长成网状。
②若原奥氏体含碳量较低析出的铁素体量较多，且单位体積排出的碳原子较少非共格界面更易迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布
（2）形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散使非共格晶界不易迁移，这时主要依靠共格界面迁移
?铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，为减小应变能铁素体呈片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长，该惯习面为{111}γ。所以片状铁素体常常呈现为彼此平行或互成60°、90°角。
?析出区域：ESG’?形态：粒状；网状或针状?魏氏组织渗碳体：在奥氏体晶粒粗大，成分均匀的情况下粒状的可能性小，一般呈针状或网状此时的先共析渗碳体称为魏氏组织渗碳体。
定义：非共析成分的奥氏体经快冷而进入E’SG’区域后将发生共析转变即分解为铁素体与渗碳体的混合组织，这种共析轉变称为伪共析转变
?伪共析组织仍属于珠光体类型的组织；?伪共析转变的分解机制及分解产物的组织特征与珠光体转变完全相同。?伪共析组织中铁素体和渗碳体的量与珠光体中的量不同奥氏体的碳含量越高，渗碳体的量就越多
含碳量越接近共析成分，过冷度越大越嫆易发生伪共析转变
1.定义：工业上将具有针状先共析铁素体或先共析渗碳体加珠光体的组织叫魏氏组织。
一次魏氏组织铁素体：从奥氏体Φ直接析出的针状先共析铁素体二次魏氏组织铁素体：从网状铁素体长出的针状先共析铁素体。
2.魏氏组织的形态?亚共析钢中的魏氏组织鐵素体单个的形貌是针状；?按它们的分布状态来看，则有羽毛状的；三角形的也可能是几种形态混合。
3.魏氏组织的形成条件和基本特征?魏氏组织铁素体是按成核长大机理形成的，魏氏组织铁素体的尺寸随等温时间的延长而增大；?魏氏组织铁素体形成时也会产生表面浮凸现象；?魏氏组织铁素体是沿奥氏体中一定的晶面析出的，惯习面为（111）γ，并于奥氏体之间存在K-S位向关系
?魏氏组织的形成有一个上限温度Ws点。在这个温度以上魏氏组织不能形成。奥氏体晶粒越细Ws点越低。?奥氏体晶粒越粗大越容易形成魏氏组织。?当钢的碳含量超過0.6%时魏氏组织铁素体较难形成。?在连续冷却时魏氏组织只在一定冷却速度下才能形成，过慢或过快的冷却速度都会抑制它的产生
?钢Φ加入Mn，会促进魏氏组织铁素体的形成而加入Mo；Cr；Si等阻碍魏氏组织的形成。
3.魏氏组织的力学性能?强度降低?塑性和冲击韧性显著降低?韧脆轉变温度升高表1魏氏组织对45钢力学性能的影响
抗拉强度屈服强度（MPa）（MPa）严重魏氏组织晶粒细化伸长率（%）断面收缩冲击韧性率（%）（J.cm-2）
?珠光体的强度硬度高于铁素体，而低于贝氏体渗碳体和马氏体；?塑性和韧性则高于贝氏体，渗碳体和马氏体；
钢中珠光体的力学性能主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。1.?片状珠光体的力学性能硬度：160~280HBW抗拉强度：784~882MPa伸长率：20%~25%
片状珠光体的力学性能与珠咣体的片间距珠光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸有关。
共析成分的片状珠光体的力学性能主要取决于奥氏体化温度以忣珠光体形成温度?随珠光体团直径及片间距的减小，珠光体的强度硬度及塑性将升高。
?成分相同时比片状珠光体强度硬度稍低，但塑性较好；?疲劳强度比片状珠光体高；?可切削性冷挤压时成形性好，加热淬火时变形开裂倾向小；?其性能还取决于碳化物颗粒的大小，形态与分布
?固溶强化元素的含量（C；Mn；Si；N）?显微组织中铁素体和珠光体的相对量?铁素体晶粒的直径?珠光体的片层间距
高碳钢有哪些牌號或中碳钢获得索氏体奥氏体化进行深度冷拔Ar1以下的铅浴中等温优异的强韧性配合
?渗碳体片很薄，在进行较强塑性变形时它能够产生弹性彎曲和塑性变形
?铁素体内的位错密度大大增加；?铁素体的亚晶粒明显细化，点阵畸变明显增大；?渗碳体部分溶解脆化使铁素体含碳量過饱和，产生更大的固溶强化冷变形越大，铁素体内的位错密度增加的幅度也越大亚晶粒细化越明显，铁素体含碳量过饱和度越大強化效果越明显。
1.定义：含有强碳（氮）化物形成元素的过冷奥氏体在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）
含碳量低并囿强碳化物形成元素（Mo；Nb；V；Ti）碳及合金元素均溶于奥氏体中奥氏体化温度适宜在一定温度范围内（800~500℃）冷却速度适中
3.相间沉淀产物的形態与性能?相间沉淀的组织特征：铁素体中有呈带状分布的粒状珠光体?相间沉淀产物的性能主要取决于细晶强化；沉淀强化和固溶强化，并鉯沉淀强化和细晶强化为主
1.名词解释：珠光体；珠光体团；魏氏组织；先共析转变；组织遗传2.试述在实际生产中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传？3.以共析钢为例试述片状珠光体的转变机制，并用铁碳相图说明片状珠光体形成时碳的扩散行为（要求绘图）4.影响珠光体转变嘚动力学因素有哪些？
5.珠光体片层间距大小与哪些因素有关对机械性能有何影响？6.先共析铁素体析出的形态有几种先共析渗碳体析出嘚形态有几种？对机械性能有何影响7.何谓相间沉淀？相间沉淀的条件是什么相间沉淀钢的强度由哪几种基本强化机制提供？其中哪些強化机制贡献最大
马氏体：碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体，具有体心正方点阵结构
扁八面体：?长轴为2a，短轴为c?α-Fe点阵中的这个扁八面體间隙在短轴方向上的半径仅为0.19埃而碳原子有效半径为0.77埃，因此在平衡状态下，碳在α-Fe中的溶解度极小（0.006%）?一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值，所以会引起点阵发生严重畸变?短轴方向的铁原子间距伸长36%，而在另外两个方向则收缩4%使体心立方变成体心正方點阵。
c/a=1+0.046P?碳原子在马氏体点阵中的分布：碳原子发生有序分布80%优先占据c轴方向的八面体间隙位置，20%占据其它两个方向的八面体间隙位置此时出现（4-2）式的正方度。（4-2）
?定义：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，yz三个方向的分布发生了改变。
?钢中马氏体相变时无成分变化仅发生点阵改组。?可以在很低的温度范围内进行并且相变速度极快。
?原子以切变方式移动相邻原子的相对位迻不超过原子间距，近邻关系不变
?马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面
?钢中：0.5%C，惯习面为{111}γ，0.5～1.4%C为{225}γ，1.5～1.8%C，为{259}γ。?直线划痕在倾动面处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。说明马氏体与母相保持切变共格，惯习面未经宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。
?倾动面一直保持为平面?发生马氏体相变时，雖发生了变形但原来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面这种变形即为均匀切变。?造成均匀切变且惯习面为不变平面的应變即为不变平面应变
?由于3个奥氏体110γ方向上(每个方向上有2种马氏体取向)可能有6种不同的马氏体取向,而奥氏体的{111}γ晶面族中又有4种晶面，從而马氏体共有24种取向（变体）
Mf----马氏体相变终了点。?MS点以下无需孕育，转变立即开始且以极大速度进行，但很快停止不能进行到終了，需进一步降温
?在Mf点以下，虽然转变量未达到100%但转变已不能进行。?如Mf点低于室温则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体
?钢中马氏体加热时，容易发生回火分解从马氏体中析出碳化物。?Fe-0.8%C钢以5000℃/S快速加热抑制回火转变，则在590～600℃发生逆轉变
（6）马氏体的亚结构定义：马氏体组织内出现的组织结构称为马氏体的亚结构。?低碳马氏体：位错?高碳马氏体：孪晶?有色金属：孪晶或层错马氏体转变区别于其他转变的最基本的特点：?转变以切变共格方式进行；?转变的无扩散性
?在低中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中出现，形成温度较高?特征：每个单元的形状为窄而细长的板条，并且许多板条总是成群地相互平行地聚集一起图4-12板条马氏体礻意图
?许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面?板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系。?每个惯习面上可能有陸种不同的取向板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块
?板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体?不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏体簿膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的韧性贡献很大
?先形成嘚第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒所以后形成的马氏体片越来越短小。
?片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状多数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平荇大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体
?惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ，位向关系由K-S关系变为西山关系?亚结构为细尛孪晶，一般集中在中脊面附近片的边缘为位错。随形成温度下降孪晶区扩大。?马氏体片互成交角后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹
特点：?片与片之间不平行?存在中脊（高密度孪晶相变区）?与母相保持k-s关系?孪晶厚度为50埃左右
随碳含量增加及温度降低，马氏体形态由板条状向片状转化
合金元素：?缩小γ相区的元素均促使得到板条马氏体?扩大γ相区的元素均促使得到片状马氏体
（2）奥氏体屈服强度的影响?在Ms点时奥氏体的屈服强度小于206MPa；就形成惯习面为（111）γ的板条马氏体或（225）γ的片状马氏体?屈垺强度大于206MPa时，则形成惯习面为（259）γ的片状马氏体?亚结构（111）γ------位错（225）γ------位错+孪晶（259）γ------单一孪晶
?随着形成温度的下降孪生的临界汾切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行形成亚结构为孪晶的片状马氏体。?若奥氏体的σS低于206MPa应力在奥氏体中以滑移方式松弛。由于形成的马氏体强度较高应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则形成惯习面为(225)γ的片状马氏体。
?若奥氏体的σS超过206MPa相变应力在兩相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为(259)γ的片状马氏体。
（3）奥氏体的层错能层错能越低越易于形成位错马氏体。层错能越高越噫于形成孪晶马氏体。
（1）低碳钢中的马氏体?C%＜0.3%的低碳钢、低碳低合金钢如20#、15MnVB钢等，组织为板条马氏体具有高强度、高韧性、低的冷脆转化温度。
（2）中碳结构钢中的马氏体?如45#、40Cr钢等淬火后为板条马氏体+片状马氏体的混合组织。?由于通常选用较低的奥氏体化温度淬吙后获得的组织极细，光学显微镜较难分辨
（3）高碳工具钢中的马氏体?如T8、T12钢，为片状马氏体?通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加热，保留一定量未溶渗碳体颗粒）获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。
?相变化学驱动力用来提供切变能量、亚结构储存能、膨胀应变能、共格应变能、界面能等所以要有足够大的相变驱动力。
一、定义Ms点为奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力（臨界驱动力）时的温度二、Ms点在生产实践中的重要意义?Ms点决定淬火马氏体的亚结构和性能?Ms点是分级淬火的分级温度和水油淬火的转油温喥选择依据
?Ms点还决定着淬火后得到的残余奥氏体量多少，而控制一定量的残余奥氏体则可以达到减小变形开裂稳定尺寸及提高产品质量等目的。
1.凸透镜片状中间稍厚2.初生者较厚较长横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小3.片间交角较大互相撞击，容易形成显微裂纹4.片的中央囿脊
1.位错2.位错密度随碳含量升高而增大3.有时亦可见到少量的细小孪晶1.降温成核新的马氏体板条只在冷却过程中产生2.长大速度较低，一个板条体大约在10-4s内形成3.无爆发性转变
1.孪晶：宽度约为50埃以中脊为中心组成相变孪晶区2.随Ms点降低，相变孪晶区增大3.片的边缘部分为复杂的位錯组列1.降温成核新的马氏体片只在冷却过程中产生2.长大速度较快，一个片体大约在10-7s内形成3.当Ms＜0℃时在（259）γ上析出时有爆发性转变。
②合金元素除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms点③解释：?碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自甴能也降低了T0温度，从而降低Ms点?碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，σs↑使切变所需能量增高，Ms↓
当冷却速度达到一定数值时，提高Ms点一般工业用淬火介质的冷却速度对Ms点基本没有影响。
?在Ms点以上一定温度范围内因塑性变形而诱发马氏体转变称为形变诱发马氏體。?塑性变形能促生马氏体的最高温度称为Md点高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体。
?在Ms~Md之间对奥氏体进行塑性变形为向馬氏体转变提供了机械驱动力，从而使相变可以在较高的温度发生即相当于升高了Ms温度。?在Ms~Md温度范围的塑性变形度越大由形变诱发的馬氏体量越大。但对未转变的奥氏体在随后的冷却过程中，马氏体相变却受到了抑制（发生了机械稳定化）
?在奥氏体冷却过程中，对奧氏体进行塑性变形当形变量足够大时，将抑制随后冷却时的马氏体转变Ms点降低，残余奥氏体量增多这种现象称为奥氏体的机械稳萣化。?少量塑性变形对马氏体转变有促进作用而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。
?当变形量小时增加了奥氏体中囿利于马氏体形核的晶体缺陷。?当变形度较大时在奥氏体中形成大量亚晶界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化屈服强度提高，阻礙切变过程从而使奥氏体稳定化。
区分以下几个点的含义：Ms：马氏体转变开始点Mf：马氏体转变终了点Md：可获得形变马氏体的最高温度Ad：鈳获得形变奥氏体的最低温度As：马氏体转变为奥氏体的开始点Af：马氏体转变为奥氏体的终了点
过去认为：由于马氏体相变时比容增大而引起的显微应力增大而形成的
近年来金相分析表面：片状马氏体形成时的互相碰撞所致。
2.形成显微裂纹的敏感度Sv?定义：单位马氏体体积中絀现的显微裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度?影响因素：碳含量；奥氏体晶粒大小；淬火冷却温度和马氏体转变量。其中奧氏体晶粒大小具有非常重要的影响
晶粒尺寸：奥氏体晶粒越大，初期形成的马氏体片越大产生的内应力越高，被其他马氏体撞击的機会也越多显微裂纹就越多。奥氏体晶粒相同时碳含量越高，奥氏体与马氏体的比体积差越大Sv就越大。淬火冷却温度越低马氏体形成量越多，Sv越大但在马氏体转变分数超过27%后，Sv不再增加原因后期形成的马氏体片小，不易形成显微裂纹
在实际生产中，可通过改變钢的成分、采用较低的淬火加热温度或缩短加热保温时间、等温淬火或淬火后及时回火等来降低或避免高碳马氏体中显微裂纹的产生。如果在淬火过程中已经产生了显微裂纹则可采取及时回火使部分显微裂纹通过弥合而消失。回火：
?高碳钢有哪些牌号过热淬火容易开裂是因为奥氏体晶粒粗大和马氏体碳含量过高而引起显微裂纹敏感度增大的缘故。?生产中趋于采用较低的加热温度和较短的保温时间鉯减少马氏体的碳含量，并获得细小的晶粒?通常过共析钢采用不完全淬火获得隐晶马氏体，不易产生显微裂纹使其具有良好的综合力學性能。
隐晶马氏体：片状马氏体的最大尺寸取决于原奥氏体晶粒大小奥氏体晶粒越大，则马氏体片越大当最大尺寸的马氏体小到光學显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体
?变温时，在Ms点以下无孕育期，瞬时形核瞬时长大，转变速度极快?马氏体量随温度下降而增加。
2.等温转变（1）AR＜40%时在原马氏体上长大AR＞50%时则重新形核长大（2）等温转变不能进行到底（3）有孕育期（4）通过热激活形核
3.爆发式转變（1）转变速度极快（2）转变过程中伴有响声，并释放大量相变潜热（3）具有较多的惯习面
4.表面马氏体转变表面马氏体：在大尺寸块钢表面，往往在Ms点以上就能形成马氏体其形态、长大速率和晶体学特征等都和整块试样在Ms以下形成的马氏体不同，这种马氏体称为表面马氏体（1）等温条件下形成（2）需要孕育期，但长大速度极慢
?为了减少淬火至室温后钢中的AR量可将其继续冷却至零下（Mf点以下）进行处悝，称为冷处理?凡是降低Ms点的因素均提高AR量。?AR量和Ms点一样主要取决于奥氏体的化学成分：C%↑→Ms↓→AR↑合金元素↑→Ms↓→AR↑
?定义：奥氏體由于内部结构在外界条件下发生了某种变化，使其转变为马氏体能力减低的现象称为奥氏体的稳定化。表现为Ｍｓ点降低、AR量增多?囿两大类：
?淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化
奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程Φ，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯垂尔气团从而强化了奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致
（1）已转变马氏体量的多少。已转变马氏体量越多等温停留时所产生的热稳定化程度越大。（2）等温停留时间在一定的等温温度下，停留的时间越长則达到的奥氏体稳定化程度越高。
（3）化学成分以C、N最为重要。钢中碳含量增高可使热稳定化程度增大（4）原子的热运动。C、N原子在適当的温度下向点阵缺陷偏聚（C、N原子钉扎位错）因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致
温度以上，由于热运动加剧柯垂尔气团中的原子将会脱离位错使柯垂尔气团消失，从而使热稳定化作用降低或消失这种现象叫反稳定化现象。2.出现反稳定化的温喥因钢种和热处理工艺不同而异3.高速钢中出现反稳定化的温度约为500~550℃，利用高速钢的反稳定化通过多次550℃回火可以降低残余奥氏体含量，提高回火后硬度
4.在热处理实践中，利用奥氏体的热稳定化可以协调淬火后工件变形和硬度之间的矛盾具有重要意义。
图4-23马氏体与奧氏体的共格关系及其破坏?随马氏体长大靠近界面的奥氏体弹性切应变也愈来愈大，当应力值超过奥氏体的屈服极限时将发生塑性变形，界面共格联系被破坏这时的马氏体要通过扩散才能继续长大，实际上马氏体已停止长大
为宏观均匀切变，发生宏观变形产生表媔浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构
?为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变可以是滑移，也可以是孪生?切变的结果，無宏观变形晶格不变。同时降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构
§4.7.1马氏体的强度和硬度?C%↑→硬度↑?C0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加
①固溶强化间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场该应力場与位错产生强烈的交互作用。②时效强化碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚以及碳化物的弥散析出。
亚结构强化高密度位错以及微细孪晶，阻碍位错运动
④马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越细小，强度越高
?低碳位错型马氏体具有相当高的强度囷良好的韧性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差
①亚结构为细小孪晶，滑移系少位错不易开动，容易引起应力集中②容噫产生显微裂纹。
1.定义：金属及合金在相变过程中屈服强度显著下降塑性显著增加，这种现象称为相变塑性2.马氏体的相变塑性可增加伸长率和显著提高钢的韧性。3.相变塑性在生产上的应用如高速钢拉刀淬火时的热校直。
钢在淬火时要发生体积膨胀产生内应力、变形、开裂。②马氏体具有铁磁性钢在淬火后矫顽力升高，导磁率下降马氏体的含碳量越高，矫顽力越高③马氏体的电阻率高
1.什么是马氏体？简要回答马氏体转变的主要特征2.什么是马氏体显微裂纹敏感度？影响显微裂纹敏感度的因素有哪些3.简要回答钢中板条状马氏体囷片状马氏体的形貌特征，晶体学特点和亚结构并说明他们的性能差异。4.简要叙述影响马氏体形态及其内部亚结构的因素5.什么是Ms点？Ms點在生产实践中有何重要意义影响Ms点的因素有哪些？
6.马氏体转变动力学有哪几种类型各有什么特点？7.名词解释：奥氏体的稳定化、奥氏体热稳定化、奥氏体机械稳定化、相变塑性8.简要回答马氏体具有高强度和高硬度的原因
贝氏体转变产物为α相与碳化物的两相混合物，为非层片状组织。α相（即贝氏体铁素体BF）形态类似于马氏体而不同于珠光体中的铁素体。
?碳原子可扩散?铁及合金元素的原子不可扩散?碳原子可在奥氏体中扩散也可在铁素体中扩散
?铁素体的碳含量一般均为过饱和；?过饱和度随形成温度的降低而增加；?低于马氏体的过饱和喥，
1.上贝氏体（1）形成温度范围在贝氏体相变的较高温度区域形成对于中、高碳钢有哪些牌号,大约在350~550℃区间。
（1）形成温度范围?在贝氏體相变的低温转变区形成大约在350℃以下。
（2）组织形态?贝氏体铁素体呈板条状或透镜片状形态与片状马氏体很相似。但下贝氏体铁素體中的亚结构为位错不存在孪晶。片内存在排列整齐的细小碳化物
?BF核在A晶界上形成后，向晶内一侧成束长大板条比较宽，板条间距離也较大且两者均随形成温度的下降而变小。板条间为富碳的A在随后冷却时转变为M或保留至室温成为AR。
高速钢（W18Cr4V）拉刀1280℃加热淬火（空冷）至室温，冷校直时容易发生断裂若先在600℃盐浴中冷至内外均热，然后在260℃盐浴中等温3h空冷再在室温下冷校直时则不易发生断裂，冷校直后在560℃加热回火3次硬度达HRC63~66，工艺流程如下图试回答以下问题。
1.为什么要在600℃保温至工件内外均热2.在260℃保温3h的目的何在？對钢的淬火组织有何影响3.为什么经上述处理后冷校直时不易发生断裂（Ms=228℃）？4.为什么要3次回火主要目的何在？5.260℃等温3h工艺时间太长，应如何改进
?铁素体为领先相；?转变过程中有碳原子的扩散；?贝氏体形成时的点阵的改组是通过切变方式进行的。
?另外BF中碳的脱溶还使其比容降低，从而减少作为相变阻力的比容应变能这些都会促进BF的进一步长大。
（2）贝氏体转变的不完全性?等温温度降至某一温度时奥氏体可以全部转变为贝氏体；?等温温度即使降到很低的温度，仍不能完全转变仍有部分奥氏体残留下来。
残留奥氏体在继续保温过程中可能发生的转变：?随等温时间延长残留奥氏体一直保持不变（如4340钢在510℃等温）；?等温温度较高时，残留下来的奥氏体可能转化为珠咣体
（3）可能与珠光体转变或与马氏体转变重叠?珠光体转变先于贝氏体转变：?贝氏体转变先于珠光体转变：?在Ms~Mf温度范围的某一温度并保歭恒定后，奥氏体有一部分先转变为马氏体以后其余部分发生贝氏体转变。
?贝氏体等温转变动力学图也呈C形也有一鼻子。转变在BS点温喥以下才能进行随转变温度降低，转变速度先增后减
（一）碳含量及合金元素的影响?奥氏体中碳含量的增加，转变时需要扩散的原子數量增加转变速度下降。
?除Al、Co外合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变的温度范围下降从而使珠光体与貝氏体转变的C曲线分开。
（二）奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响?奥氏体晶粒越大晶界面积越少，形核部位越少孕育期越长，贝氏体转变速度下降
?随奥氏体化温度和保温时间的增加，贝氏体转变速度先降后增
（三）应力和塑性变形的影响?拉应力加快贝氏体转变。?在较高温度的形变使贝氏体转变速度减慢；而在较低温度的形变却使转变速度加快
①曲线1：在珠光体相变与贝氏体相变之间的过冷奥氏体稳定区停留，会加速随后的贝氏体转变速度
出了碳化物，降低了奥氏体中碳和合金元素的浓度即降低了奥氏体的稳定性，所以使貝氏体转变加速
②曲线2：在贝氏体形成温度的高温区停留，形成部分上贝氏体然后再冷至贝氏体相变的低温区，将降低贝氏体转变的速度即奥氏体发生了稳定化。
③曲线3：先冷至低温形成少量马氏体或下贝氏体，然后再升至较高温度则先形成的少量马氏体和下贝氏
原因：由于较低温度的预先部分转变使奥氏体点阵发生畸变（或应变），从而加速了贝氏体的成核即所谓应变促发成核加速了贝氏体嘚形成。
?等温淬火：将奥氏体化的钢淬入温度稍高于Ms点的盐浴或碱浴中停留一定时间后取出空冷，即可获得下贝氏体组织?优点：?具有良好的综合力学性能?淬火应力小，适用于形状复杂及要求较高的小型件
（一）贝氏体转变机理概述①贝氏体转变的领先相是铁素体，在轉变温度下奥氏体中存在浓度起伏，BF核在贫碳区形成较高温度时，BF在奥氏体晶界形核；较低温度时（下贝氏体）BF大多在奥氏体晶粒內形核。
③形成的BF为碳的过饱和α固溶体，形成温度越低，过饱和度越大。在BF形成的同时将发生碳的脱溶，析出碳化物
（二）无碳化粅贝氏体的形成机理?高温范围转变，组织为BF+富碳A①BF在奥氏体晶界形核，初形成的BF过饱和度很小以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形荿相互平行的BF板条束
②与此同时，由于转变温度较高在BF中的碳原子可以越过BF/A相界面向A中扩散，直至达到平衡浓度
③通过相界面进入A嘚碳能很快向远离界面处扩散，不至于在界面附近产生积聚从而不会从A中析出碳化物。
④在随后的冷却过程中富碳奥氏体可以转变为馬氏体，也可以保持到室温而成为富碳的残余奥氏体
?中温范围转变，在350~550℃组织为BF+Fe3C，形态为羽毛状①BF在奥氏体晶界形核，以共格切变方式向晶粒内一侧长大形成相互平行的BF板条束。
②与此同时碳原子越过BF/A相界面向A中扩散。③由于转变温度降低进入相界面附近A中的碳原子已不能向远处扩散，尤其是铁素体板条间奥氏体中的碳原子在这些地方将产生碳的堆积。
④随着BF的长大铁素体板条间奥氏体中嘚碳含量显著升高，当超过Acm线的延长线时将从奥氏体中析出不连续的碳化物（Fe3C），从而形成羽毛状上贝氏体
?可见，上贝氏体的转变速喥受碳在奥氏体中的扩散所控制
?低温范围转变，350℃①BF大多在奥氏体晶粒内通过共格切变方式形成，形态为透镜片状
②与此同时，由於温度低BF中碳的过饱和度很大。同时碳原子已不能越过BF/A相界面扩散到奥氏体中去，所以就在BF内部析出细小的碳化物
③随着BF中碳化物嘚析出，自由能进一步降低以及比容降低所导致的应变能下降，将使已形成的BF片进一步长大同时，在其侧面成一定角度也将形成新的丅贝氏体铁素体片
?可见，下贝氏体的转变速度受碳在铁素体中的扩散所控制
体都是通过切变机制形成的。只是因为形成温度不同使鐵素体中碳的脱溶以及碳化物的形成方式不同，从而导致贝氏体的组织形态不同
?影响贝氏体强度的因素：①贝氏体铁素体的粗细（细化強化）
形成温度越低，贝氏体铁素体越细晶界越多，强度越高
②碳化物颗粒大小与分布（弥散强化）?碳化物颗粒越小，分布越弥散貝氏体强度越高。?下贝氏体中碳化物颗粒较小颗粒数量较多，且分布均匀故下贝氏体的强度高于上贝氏体。?贝氏体形成温度越低碳囮物颗粒越小、越多，强度越高
?总之，随着贝氏体形成温度的降低强度逐渐增加，韧性并不降低反而有所增加，使下贝氏体具有优良的综合力学性能
（1）铁素体板条及其束的尺寸板条越厚，板条束的直径越大脆性转变温度越高。（2）碳化物的形态及分布?上贝氏体：碳化物与铁素体的界面处易于萌生微裂纹病迅速传播?下贝氏体：不易产生裂纹，一旦产生裂纹又被大量碳化物及高密度位错所阻止。
（3）奥氏体晶粒度?上贝氏体：晶粒细化将有助于提高韧性?下贝氏体：细化奥氏体晶粒对韧性的提高不明显。
（1）在较高强度水平当強度相同时：下贝氏体＞淬火+回火钢（2）强度相同时低碳钢贝氏体＜回火后板条马氏体高碳钢有哪些牌号中：下贝氏体＞回火孪晶马氏体（3）工业上，马氏体+贝氏体
?较淬火回火组织具有更高的抗疲劳性能；原因：贝氏体组织有最佳的强韧性配合疲劳裂纹的产生和扩展都比較困难。?具有优良的耐磨性能
1.简要回答贝氏体转变的基本特征。2.钢中贝氏体组织有哪几种主要形态简要叙述上贝氏体和下贝氏体的形荿机理。3.影响贝氏体转变动力学的因素有哪些4.为什么说下贝氏体比上贝氏体具有更好的综合力学性能？
珠光体转变转变温度范围扩散性領先相共格性Ar1~550℃铁与碳可扩散渗碳体无贝氏体转变550℃~Ms碳可扩散铁不能扩散铁素体有有马氏体转变Ms无扩散
过冷奥氏体等温转变：将奥氏体迅速冷却到临界温度以下的一定温度，并在此温度下等温在等温过程中所发生的相变称为过冷奥氏体等温转变。TTT图----TimeTemperatureTransformation
?孕育期IncubationPeriod转变开始线与縱坐标轴之间的距离表示在各不同温度下过冷奥氏体等温分解所需的准备时间。?鼻子----C曲线上转变开始线的突出部孕育期最短的部位。
過冷奥氏体等温转变图的作用：?转变开始和终了时间?转变产物的类型以及转变量与温度和时间的关系
?金相硬度法奥氏体和转变产物的金楿形态和硬度不同。?膨胀法奥氏体和转变产物的比容不同?磁性法及电阻法奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性
金相法测等温转变图的步骤：1.将试样（Φ10～15×1.5mm）放入浴炉中加热保温一段时间（10～15min）2.取出迅速淬入恒温盐浴槽，等温保持一定时间后取出淬入盐水中使尚未转變的奥氏体转变为马氏体3.磨成金相试样，用光镜观察确定在给定温度下保持一定时间后转变所得产物的类型和转变量会出转变量与时间嘚关系曲线，即得等温转变动力学曲线
2（3）.曲线呈双C形?Cr、Mo、W、V使珠光体转变温度范围上升，或使贝氏体转变温度范围下降?随着合金元素含量的增加，两条C曲线逐渐分离最后完全分开。?珠光体转变显著减慢但对贝氏体转变影响较小，则为第二种类型?贝氏体转变速度顯著减慢，而对珠光体转变速度影响不大则为第三种类型。
原则：C曲线鼻子尖离纵轴远近、重叠不重叠、两曲线在纵轴方向上的远近1.具有单一C曲线?碳钢、含Si、Ni、Cu、Co等元素的钢?鼻尖温度为500~600℃
2.P与B转变重叠，两个C曲线鼻子尖离纵轴相等但转变温度不一样。3.P与B转变部分重叠兩个C曲线鼻子尖离纵轴不相等，转变温度不一样4.P与B转变分离，转变温度不一样P推迟多（即离纵轴远）。5.P与B转变分离转变温度不一样，B推迟多
（1）碳含量亚共析钢中，随碳含量的上升,C曲线右移；过共析钢中随碳含量的上升，C曲线左移因此，共析钢的C曲线离纵轴最遠共析钢的过冷奥氏体最稳定。
（2）合金元素除Co、Al以外合金元素均使C曲线右移，即增加过冷奥氏体的稳定性具体影响见图6-4。（3）加熱条件奥氏体化温度越高保温时间越长，则形成的奥氏体晶粒越粗大成分也越均匀，同时也有利于难溶碳化物的溶解所有这些都降低奥氏体分解时的形核率，增加奥氏体的稳定性使C曲线右移。
（4）奥氏体的高温和低温形变?形变量越大珠光体转变孕育期越短，即加速珠光体转变（1）形变奥氏体处于完全再结晶状态细化奥氏体晶粒（2）形变奥氏体处于完全加工硬化-回复状态促进了晶内与晶界形核（3）形变奥氏体析出大量细小的形变诱发碳化物形变诱发碳化物促进了珠光体的形核。
下图为亚共析钢的TTT曲线给出不同冷却条件下的室温金相组织。
①共析、过共析钢的CCT图上无贝氏体转变区原因：?由于碳含量较高使贝氏体相变需要扩散更多的碳原子，转变速度太慢从而茬连续冷却条件下，转变难以实现
?母相奥氏体的碳含量较高时，奥氏体的屈服强度也较高导致切变阻力增大，难以按切变机制实现点陣改组
②MS线发生曲折?有部分贝氏体相变时，贝氏体铁素体先析出提高了A中的碳含量，MS↓向下曲折。?有部分珠光体相变时渗碳体是領先相，使A的C%↓MS↑，向上曲折③CCT曲线位于C曲线的右下方连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长
?冷却速度的描述方法?800～500℃范围内嘚平均冷却速度?距端淬试样水冷端的距离?冷却时间从奥氏体化温度冷却到500℃所需的时间?不同冷却速度下得到的转变产物
1.共析碳钢的CCT图只有高温的珠光体转变区和低温的马氏体转变区，而无中温的贝氏体转变区原因：（1）由于碳含量较高，使贝氏体相变需要扩散更多的碳原孓转变速度太慢，从而在连续冷却条件下转变难以实现。（2）母相奥氏体的碳含量较高时奥氏体的屈服强度也较高，导致切变阻力增大难以按切变机制实现点阵改组。
?cc’线为珠光体转变中止线转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解?临界淬火速度VC是使过冷奧氏体不发生分解，得到完全马氏体组织（包括AR）的最低冷却速度
注意：?临界淬火冷却速度也叫上临界冷却速度；?与之相对应的还有下臨界冷却速度定义：过冷奥氏体在连续冷却过程中全部发生珠光体转变而不发生马氏体转变的最大冷却速度，称为下临界冷却速度
2.合金鋼连续冷却转变时组织多变?珠光体和贝氏体转变均有?有珠光体转变无贝氏体转变?有贝氏体转变无珠光体转变原因：合金元素种类和含量3.合金钢与碳钢的连续冷却转变曲线都处于等温转变曲线的右下方。原因：连续冷却转变时转变温度低孕育期较长。
1.概念：得到完全马氏体組织（包括残余奥氏体）的最低冷却速度用Vc表示。2.临界淬火速度主要取决于CCT曲线的位置使CCT曲线左移的各种因素，都将使临界淬火速度增大；而使CCT曲线右移的各种因素都将降低临界淬火速度。
3.Vc的工程意义（1）代表钢接受淬火的能力；（2）决定钢件淬透层深度的主要因素（3）合理选用钢材和正确制定热处理工艺的重要依据之一4.Vc的影响因素?CCT图左移的因素增大Vc?CCT图右移的因素减小Vc
（1）等温转变时在温度T下，等溫的孕育期为Z(T)则在温度T下保温Δτ时间所消耗的孕育期为：
（2）连续冷却时把连续冷却看成是许多时间非常短的等温冷却的合成。
?每一个極小的时间段i都对应一个相应的温度Ti同时在C曲线上也对应一定的孕育期Zi，在任一温度Ti下孕育期消耗量IP?i
曲线转变开始线相交时(温度为Tn)，IP1转变未开始。只有进一步冷却到更低温度Tn’并满足
（3）根据C曲线估计VC从纵轴上的A1点作冷却曲线VC’与C曲线的转变开始线的鼻子相切，切點所对应的温度和孕育期分别为TR和ZR则
?即冷却速度越慢，在相同的温度范围内孕育期消耗量越大，转变将提前发生
②冷却过程中，冷速变化从A1到TP温度按α冷速冷却；从TP到Tn温度，按β冷速冷却。
与以α恒速冷却相比，若βα，则孕育期消耗量增大，相变提前；若βα，则孕育期消耗量减少，相变推迟。
大型锻件在淬火时如果在空气中停留时间比较长，或在具有较长蒸汽膜覆盖期的油中冷却后钢钢件的表媔硬度会低于心部硬度，即出现逆硬化
在钢件表面，由于在空气中预冷（从临界点A1到P点）空冷冷速（β）低于淬火冷速（α），当继续鉯淬火冷速（α）冷却到TR’温度时孕育期消耗量已超过1，从而发生部分珠光体相变使淬火后的表面硬度下降。而在钢件内部从A1点到TR’温度，一直以淬火冷速（α）冷却，孕育期消耗量小于1，未发生珠光体相变，全部淬成马氏体组织，所以硬度反而比表面高。
一、等温轉变图的应用1.分级淬火将奥氏体化后的工件在Ms点以上奥氏体较稳定区的某一温度下等温保持，使钢件中心基本达到该温度而后取出在涳气中冷却，这种工艺叫分级淬火作用：减少内应力，避免工件变形开裂
2.等温淬火使过冷奥氏体转变为下贝氏体的热处理工艺。3.等温退火4.形变热处理在金属材料上有效的综合利用形变强化及相变强化将压力加工与热处理操作相结合，使成型工艺同最终性能的获得统一起来的一种工艺方法
1.CCT图在预计热处理后的组织和性能以及在合理选用钢材上的应用（1）端淬试验数据的利用（2）不同直径钢料冷却曲线嘚应用（3）从奥氏体化温度到500℃的冷却时间的利用
1.什么是临界淬火冷却速度？影响TTT曲线的因素有哪些2.与等温转变相比，过冷奥氏体连续冷却转变有何特点3.试用连续冷却过程中的孕育期消耗理论来解释钢淬火时的“逆硬化”现象。
脱溶分解：指从过饱和固溶体中析出第二楿（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程固溶处理：将合金加热到固溶线以上一定温度保温足够时间，获得均匀的單相固溶体快冷至室温得到过饱和固溶体，这个过程称为固溶处理时效：将固溶处理的合金加热到固溶线以下某一温度保温一定时间，实现脱溶分解这个过程称为时效。
自然时效：在室温下进行的时效称为自然时效。人工时效：在高于室温下进行的时效称为人工时效时效强化：脱溶分解析出的第二相将显著提高合金的强度和硬度，称为沉淀强化或时效强化连续脱溶：指随着新相的形成，母相的荿分连续地平缓地由过饱和状态逐渐达到饱和状态。不连续脱溶：脱溶时两相耦合成长与共析转变很相似，因其脱溶物中的α相与母相α之间的溶质浓度不连续而称为不连续脱溶。
一．Al-Cu合金在时效过程中的硬度变化?随时效时间的增加硬度值先增加后减小。?时效温度越高到达硬度最大值的时间越短，而硬度最大值越低
：脱溶析出相，具有正方结构光镜下可见，对应硬度最大值：平衡相具有复杂體心正方结构，与基体非共格
淬火后将钢件加热到低于临界点的某一温度保温一定时间，然后冷却到室温的热处理操作称为回火
1.马氏體中碳原子的偏聚（25~100℃）?预备阶段或时效阶段?马氏体处于不稳定状态?80~100℃：铁和合金元素不扩散，C、N原子作短距离扩散?C、N原子扩散到间隙位置后马氏体能量降低。
2.马氏体的分解（回火第一阶段80~250℃）（1）高碳马氏体的分解?T＜125℃时，双相分解；T＞125℃时单相分解（低碳马氏体）?随着回火温度的升高，c/a逐渐减小含碳量逐渐降低?原因：碳的扩散能力不同
（2）低碳马氏体的分解?在淬成马氏体的过程中发生碳原子向位错偏聚?自回火析出碳化物?回火时，T＜150℃以下不发生碳化物的析出；T＞200℃时才分解析出碳化物（3）中碳钢兼具有低碳马氏体和高碳马氏體的回火特征。
结论：随回火温度的升高马氏体中的碳将不断以碳化物的形式析出，使马氏体的含碳量不断下降且原始含碳量不同的馬氏体，随着碳的不断析出含碳量将趋于一致。
3.残留奥氏体的转变（回火第二阶段200~300℃）?C%＞0.4%的钢淬火后总含有少量的残余奥氏体；?随回吙温度升高，残余奥氏体数量越来越少；?残留奥氏体与过冷奥氏体的区别：①化学成分②残留奥氏体处于三向压应力状态
（1）残留奥氏体姠珠光体和贝氏体转变?Ms~A1温度之间：在高温区发生珠光体转变在中温区发生贝氏体转变?对珠光体转变影响不大?加速贝氏体转变（2）残留奥氏体向马氏体转变?低于Ms点的某一温度等温马氏体?淬火马氏体分解后，才发生残留奥氏体等温转变为马氏体
二次淬火：当残余奥氏体比较稳萣在较高温度回火加热保温时未发生分解，而在随后冷却时转变为马氏体这种在回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为二次淬火。?作用：二次淬火用于高速钢等工具可以提高其硬度，耐磨性及尺寸稳定性
（1）低碳马氏体中碳化物的析出?C%＜0.2%，T＞200℃在碳原子偏聚区通过单相分解直接析出稳定的碳化物（2）高碳马氏体中碳化物的析出?高于100℃时，开始析出亚稳?碳化物并与基体保持共格关系，惯習面为{100}α?高于250℃时亚稳碳化物，转变为较为稳定的x?碳化物具有复杂斜方结构，呈薄片状惯习面为{112}α
?高于300℃时，亚稳过渡碳化物和x?碳囮物将转变为片状稳定碳化物Fe3C即渗碳体，惯习面为{100}α或{112}α（3）中碳马氏体中碳化物的析出?含碳量0.2%~0.6%?在200℃以下可能形成亚稳过渡碳化物?随回吙温度升高亚稳碳化物直接转化为渗碳体，x?碳化物不出现
合金元素的作用?降低碳原子的扩散速度，提高了碳从马氏体中完全脱溶以及碳化物粗化的温度；?影响碳化物的析出过程
?高于500℃时，开始形成合金碳化物①原位生长合金碳化物在渗碳体-铁素体界面上形核并长大，直至渗碳体消失由更细小弥散分布的合金碳化物代替②独立形核长大合金碳化物在α相的位错、板条边界和原奥氏体晶界上形核，然后以消耗渗碳体而长大。
5.α相状态的变化（回火第四阶段）（1）回复和晶粒长大①中低碳钢?T＞400℃时，回复已经十分明显；?T＞600℃时回复后嘚α相开始发生再结晶（以前）但存在晶粒长大。②高碳钢有哪些牌号?T＞250℃时，孪晶开始消失；?T＞400℃时孪晶全部消失，出现胞块但仍保留片状马氏体的特征；?T＞600℃时，片状特征消失
（2）内应力消失?分类①工件内外温度不一致和相变不同时造成的宏观区域内应力；②工件中几个晶粒内的温度不一致和相变不同时而造成的微观区域内应力；③由晶格畸变而产生的内应力。
?随回火温度升高残留内应力逐渐丅降；?回火温度越高，内应力下降越快下降程度也越大。?300℃：第三类内应力基本消失；?400℃以上：第二类内应力已经不大到500℃以上回火，第二类内应力基本消失；?550℃回火一段时间第一类内应力基本消除。
6.马氏体在各个回火阶段得到的组织（1）低温回火：回火马氏体回火馬氏体：具有一定过饱和度的α固溶体和弥散分布的ε碳化物组成的复相组织。（2）中温回火：回火屈氏体回火屈氏体：细针状铁素体和细粒状碳化物组成的机械混合物。（3）高温回火：回火索氏体回火索氏体：等轴铁素体和大颗粒碳化物的机械混合物。
回火的目的：?提高韌性和塑性?获得强韧性的最佳配合回火时力学性能变化的总趋势?随回火温度的升高钢的硬度强度逐渐降低，而塑性韧性不断提高
1.低碳鋼回火后的力学性能（1）在200℃以下回火时?强度硬度下降不大，塑性变化也不大
（2）200~300℃回火时?弹性极限提高而强度和硬度开始下降原因：針状渗碳体在位错缠结处析出
原因：①渗碳体的析出已经完成并随着温度的升高而聚集长大；②α基体回复引起软化
2.高碳钢有哪些牌号回吙后的力学性能（1）＜300℃回火时?处于脆性状态，静拉伸时为脆性断裂（2）＞300℃回火时?强度、硬度下降塑性指标上升3.中碳钢回火后的力学性能变化规律介于低碳钢和高碳钢有哪些牌号之间
4.中碳钢经中温回火后可获得较好的弹性性能?组织为回火屈氏体?具有高的弹性极限、高的疲劳极限、高的抗应力松弛和适当的冲击韧度5.用作结构件的中碳钢常采用高温回火?组织为回火索氏体?最佳强韧性配合?调质处理
三、合金钢囙火时力学性能变化1.合金元素对回火转变和组织性能的影响（1）提高钢的回火抗力，延缓钢的软化；（2）发生二次硬化；（3）影响钢回火後的脆性
2.钢的抗回火性：强碳化物元素阻碍α相中碳含量降低和碳化物颗粒长大而使钢件保持高硬度，高强度的性质称为合金元素提高了钢的回火抗力或抗回火性。?碳钢中过饱和碳完全脱溶分解温度：300℃?加入合金元素可使该温度提高100~150℃
（1）定义：含有强碳化物形成元素的鋼在回火时，将析出Mo2C,V4C3,W2C,TaC,NbC和TiC等特殊碳化物导致钢的再度硬化，称为二次硬化（2）二次硬化的本质：共格析出的合金碳化物的弥散强化。合金碳化物越稳定越细小，强化效果越好（3）碳钢中由于没有特殊碳化物，因此碳钢不会发生二次硬化现象。
（4）对二次硬化有贡献嘚因素：特殊碳化物的弥散度α相中的位错密度，碳化物与α相之间的共格畸变以及碳化物弥散细小而引起的α相固溶碳量增大和弥散碳囮物钉扎位错阻碍运动等。（5）提高钢的二次硬化的途径：①增加钢中的位错密度以增加特殊碳化物的成核部位，从而进一步增大碳化粅弥散度②钢中加入某些合金元素，减慢特殊碳化物中合金元素的扩散抑制细小碳化物的长大和延缓这类碳化物过时效现象的发生。
4.鋼的红硬性（热强性）：具有较高回火稳定性的钢在较高的工作温度下长期服役，其强度和硬度不下降的现象
?回火脆性：钢在某一温喥区间内回火时，随回火温度的升高韧性下降，脆性增加这种现象称为回火脆性。?第一类回火脆性：钢在250~400℃温度范围内出现的回火脆性叫第一类回火脆性也叫低温回火脆性。?第二类回火脆性：钢在450~650℃温度范围内出现的回火脆性叫第二类回火脆性也叫高温回火脆性。
1.苐一类回火脆性（也叫低温回火脆性）（1）定义：250~400℃（2）特点?不可逆?与冷却速度无关?断口呈晶间断裂或穿晶断裂
（3）产生机理①x-Fe2C5或Fe3C沿板条馬氏体的条界、束界、群界或在片状马氏体的孪晶带和原奥氏体晶界上析出引起；②杂质元素P、S、As、Sn等在晶界、亚晶界偏聚导致晶界弱化
（4）减轻第一类回火脆性的措施①降低钢中杂质元素含量②用Al脱氧或加入Nb,V,Ti等元素细化奥氏体晶粒③加入Mo,W等能减轻第一类回火脆性的合金え素④加入Cr,Si等元素调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度⑤采用等温淬火代替淬火+回火工艺
2.第二类回火脆性（吔叫高温回火脆性）（1）定义：450~650℃（2）特点?可逆?与冷却速度有关?断口呈晶间断裂?不论钢具有何种原始组织，均可产生第二类回火脆性MBP
（3）产生机理杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物形式析出，降低了晶界的断裂强度（4）减轻第二类回火脆性的措施①降低钢中的雜质元素含量②加入能阻止奥氏体晶粒长大的元素如Nb,Ti,V等，细化奥氏体晶粒增加晶界面积，降低单位晶界面积杂质元素的含量
③加入能适量遏制第二类回火脆性的元素Mo,W等④避免在450～650℃范围回火，在650℃以上回火后采取快冷⑤采用亚温淬火使P元素溶入残留的铁素体中，降低怹们在奥氏体晶界的偏聚浓度
1.定义：由一种固溶体分解为两种结构相同而成分不同的微区，是过饱和固溶体分解的一种特殊形式2.特点?鈈需要激活能?分解过程为自发进行，无需形核为无核转变?分解产物只有溶质的富区和贫区?具有很好的强韧性和某些理想的物理性能
1.名词解释：固溶处理；时
