高碳马氏体
板条马氏体（<0.2%C）
1个奥氏体晶粒内分3～5个板条群，1个板条群内分几个同向 位束，1同向位束由若干平行的马氏体板条组成。每个马氏
体板条为一个马氏体单晶体。
针状马氏体（>1.0%C）
M形态
板条马氏体
针状马氏体
高碳马氏体中的显微裂纹
相变在一定温度范围内完成

相变开始温度Ms


冷却转变就是在这些微小的等
温过程中孕育、长大的。
共析钢的CCT图与TTT图的比较
退火
退火：将工件加热到适当温度，保温一定时间，然后进行缓慢冷却，使金属 内部组织达到或接近平衡状态的热处理工艺。 退火的目的 获得良好的工艺性能：改善锻件、轧材的切削加工性，提高塑性，降低 硬度；
获得良好的使用性能：改善化学成分偏析和组织不均匀性，减少固溶于
贝氏体转变
贝氏体组织
贝氏体B——550 C ~Ms之间的转变产物。为F和Fe3C的两相混合组织。 上B——羽毛状，硬脆的渗碳体呈细短条状分布在铁素体晶束的晶界上，容易发 生脆性断裂，强度、韧性低，无实用价值。 下B——黑色针状，渗碳体细小弥散分布在铁素体基体上，有良好的强度韧性配 合，力学性能优良。 B相变由于相变温度低，只有C原子扩散，Fe原子基本不扩散，是半扩散型相变。
奥氏体晶粒度影响其转变产物的性能。受加 热温度、加热速度和钢中合金元素的影响。
加热温度对奥氏体晶粒度的影响
注意区分：
起始晶粒度 实际晶粒度 本质晶粒度
等温转变
珠光体形核及长大示意图，以渗碳体为领先相。
珠光体的组织形貌

在钢中,组成珠光体的相有两个,即铁素体、渗碳体或特殊碳化物。 两相的形态不同,因而珠光体形貌各异。有片状、细片状、极细片状的； 点状、粒状、球状的；以及碳化物形状不规则的类珠光体。
钢中的有害气体，消除零件的内应力和加工硬化效应； 获得特定组织：为进一步淬火作组织准备。
退火要点
退火的要点 1. 加热到特定温度：取决于退火目的； 2. 保温时间：足够长，以完成特定的组织转变； 3. 冷却速率：足够慢，以防止产生内应力。
退火分类
第一类退火：不以组织转变或改变组织形态与分布为目的，主要 目的在于消除成分偏析、加工硬化、内应力等不平衡状态。 包括：均匀化退火、去氢退火、再结晶退火、去应力退火。
加热设备
电阻炉 盐浴炉
燃气炉
燃油炉
加热设备
热处理自动生产线
常用盐浴
常用加热盐浴 盐浴成分 /wt.% 熔点 /°C 工作温度 / °C
BaCl2 100%
BaCl2 50%+NaCl 50% NaCl 44%+KCl 56%
960
600 660
1000~1350
650 ~1000 700 ~870
细化晶粒的方法
Hall-Petch（霍尔-佩奇）公式：
0 k y D 1/ 2
细化晶粒是唯一既提高材料强度又提高材料韧性的方法！
D为晶粒尺寸。减小D的方法：
提高过冷度：提高液态金属的冷却速度抑制晶粒长大，同时提高
形核率（快速凝固技术）
变质处理：提供异质晶核提高形核率 振动：外加机械、超声波或电磁振动时树枝晶破碎提高形核率 相变强化过程中利用硬质点提高形核率，阻碍晶粒长大
金属材料热处理
传统热处理技术（热处理四把火）：正火、退火、淬火、回火 热处理基本过程：加热——保温——冷却 热处理的目的：改变材料的性能 热处理的应用： 提高材料的工艺性能；
t
T
提高材料的服役性能。
热处理工艺曲线
加热设备
1. 类型（加热介质） 2. 功率 3. 有效加热区——能保证热处理工艺要求加热温度的装料区域 4. 温度均匀性——不同热处理工艺有不同的要求
奥氏体化
一般，钢热处理的第一步是加热奥氏体化。 共析钢的奥氏体化过程：
奥氏体晶粒度
晶粒度N定义： 野内的晶粒数。
n 2 N 1
n为放大100倍时平均每6.45 cm2视
本质晶粒度——钢加热至930±10
C，保温3-8 h，冷却后测得的晶 粒度，反应钢加热时晶粒长大的 倾向。1-4级为本质粗晶粒；5-8级 为本质细晶粒。
J. Schiotz, et al. Science, 301 (5) (2003) 1357
固溶强化
固溶强化效果举例——Cu-Ni合金
时效处理
可以进行时效强化处理的合金必须 具备两个条件：
时效处理过程： 固溶处理+时效
• 一定的固溶度；
• 固溶度随温度的降低迅速下降
Al-Cu合金的时效强化
固溶处理：550 ºC 水淬 时效：120~260 ºC 性能与时效工艺（温度、时间）的关系
2）根据合金元素与碳的亲和力大小，分为：
a) 非碳化物元素，如Ni、Si、Al、Cu、Co、N、B等，这类元素主要形成铁基固溶体，不 形成碳化物； b) 碳化物形成元素，如Ti、V、Nb、W、Mo、Cr、Mn、Zr、Fe等，其中：Cr、Mn属弱
碳化物形成元素，含量小时，可形成铁基固溶体，含量多时一部分溶入渗碳体形成合金渗
碳体，如(Fe、Mn)3C、(Fe、Cr)3C，当含量较多时形成特殊碳化物，如（Fe7Cr)7C3、 Cr23C6等；Ti、Mo、W、V、Nb为强碳化物形成元素，含量少时形成合金渗碳体，含量 多时大部分形成特殊碳化物,如TiC、WC、VC、Nb等，其特点是高熔点、高硬度，稳定
性好，加热时不易聚集长大，并能阻止奥氏体晶粒长大 。
影响TTT图的因素

合金元素
奥氏体晶粒尺寸 原始组织、加热温度 和保温时间 奥氏体塑性变形

钢的TTT图种类
临界冷却速度估算
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
A1
的鼻子相切，切点所对应的
温度和孕育期分别为TR 和 ZR ，则 TR
ZR
Vc'
马氏体片(1.0%C)撞击裂纹
相变动力学
共析成分（Fe-0.77C）钢从A 转变为P，不同温度下转变量 与时间的关系如右下图。 从到达特定温度到开始转变 所需的时间称孕育期。温度 越低，孕育期越短。
过冷奥氏体——在Ar1以下温度 的奥氏体稳定存在一段时间 （孕育期）后才开始转变。转
变前的奥氏体称过冷奥氏体。
纳米结构材料
D=28 nm 纳米铜的高塑性 = 5100%
L. Lu, et al. Science, 287 (2000) 1357
纳米结构材料：晶粒尺寸为纳米级。
模拟计算结果表明，晶粒尺寸D为15 nm 时，铜的强度最高。
D>15 nm，变形以位错运动机制进行；
D<15 nm，变形以晶界滑动机制进行。

相变结束温度Mf
马氏体转变量是温度的函数， 而与等温时间无关

无需孕育期，相变速度极快
化学成分对Ms点的影响
马氏体的强度和硬度
钢中马氏体的主要性能特点是高强 度、高硬度； 硬度随着含碳量的增加而提高，当 含碳量达到0.6%时，淬火钢的硬度 达到最大值；
含碳量进一步增加时，虽然马氏体
原子扩散速率也下降，阻碍相变的进行。
共析钢等温转变C曲线
动力学曲线和动力学图
为什么TTT图呈C形？ 形核率主要受临界形核功控制，对冷却 转变而言，形核功△ G* 随着温度的降 低，即随着过冷度增大而急剧地减小， 故使形核率增加，转变速度加快。 扩散型相变的线长大速度 v 也与温度有 关，随温度降低，扩散系数D变小，线 长大速度v则随D的减小而降低。 这是两个相互矛盾的因素，它使得动力 学曲线呈现C形,也称为C-曲线。
孕育期
C曲线
C曲线——不同温度下过冷奥氏体转变
开始和终止点标注在温度—时间坐标图 上，将相同的转变点连成曲线，即得C 曲线，又称TTT（Temperature, Time, % Transformation）图。不同温度范围， 等温转变产物不同。 “鼻尖”——特定温度下，孕育期最短 时对应的温度。要获得完全的马氏体组 织，冷却时必须避开“鼻尖”温度。 存在“鼻尖”的原因——固态相变的驱 动力随过冷度增大而增大，但温度降低，
B形态
上B
下B马氏体转变Fra bibliotek马氏体组织
马氏体（M）——温度低于Ms时的过冷奥氏体转变产物。是 C原子在-Fe中的过饱和固溶体。 低碳马氏体——含碳量小于0.25%时，马氏体呈板条状，板条
内有大量位错，又称位错马氏体。硬度高，有一定韧性。
高碳马氏体——含碳量大于1.0%时，马氏体呈片状，内有大 量孪晶亚结构，又称孪晶马氏体。硬度高、脆。 马氏体相变特点： 非扩散型相变，速度快； 马氏体转变温度Ms随含碳量增高而降低； 相变不彻底，存在残余奥氏体。转变量随温度降低而增大。 Ms越低，残余奥氏体量越多； 体积膨胀，产生很大的内应力。 低碳马氏体
时效强化机制
Al-Cu合金时效序列形貌观察
—— 党朋，强塑性变形引起铝合金析出相回溶研究，中南大学硕士学位论文，2007.
合金化强化——元素对钢的基本相的影响
钢中加入合金元素后，合金元素与基本相作用生成合金相，主要有合金铁素体、合金 渗碳体、合金奥氏体。 1）合金元素能溶于α-Fe和γ-Fe形成铁基固溶体。
珠光体型组织
A1~550 C之间的过冷奥氏体转变产物。为F和Fe3C的 Henry Clifton Sorby 层片状组织。 10 May 1826 - 9 March 1908
珠光体（P） 转变温度(C) 层片间距(nm) 相对硬度比较 A1~650 150～450 低 索氏体（S） 650~600 80~150 中 屈氏体（T） 600~550 30~80 高
特点：关键是温度和保温时间，加热和冷却速率不起主导作用。