钢铁材料是工程材料中最重要的材料之一，在機械製造業中的比例達到 90% 左右，在汽車製造業中的比例達到 70%，在其他製造業中也是最重要的材料之一。

改善鋼鐵材料性能的途徑：

合金化——通過在鋼中加入合金元素，調整鋼的化學成分，從而獲得優良的性能。
熱處理——將金屬在固態下經加熱、保溫和冷卻，以改變金屬的內部組織和結構，從而獲得優良的性能。

也可以這麼認為：
合金化：改變原子種類（形成固溶體或引入金屬化合物）
熱處理：改變原子排列方式（通常得到非平衡組織，除退火外）

熱處理的基本概念

熱處理的定義

熱處理是指金屬在固態下經加熱、保溫和冷卻，以改變金屬的內部組織和結構，從而獲得所需性能的一種工藝過程。

熱處理的三大要素

加熱——目的是獲得均勻細小的奧氏體組織。
保溫——目的是保證工件燒透，並防止脫碳和氧化等。
冷卻——目的是使奧氏體轉變為不同的組織。

熱處理後的組織

加熱、保溫後的奧氏體在隨後的冷卻過程中，根據冷卻速度的不同將轉變成不同的組織。不同的組織具有不同的性能。

熱處理的特點

熱處理不改變工件的形狀，僅改變鋼的內部組織和結構，從而改變鋼的性能。

材料是否能夠通過熱處理而改善其性能，關鍵條件是材料在加熱和冷卻過程中是否發生組織和結構的變化。

熱處理的類型

按加熱、冷卻方式及鋼的組織、性能不同分類

按熱處理在工件生產過程中的位置和作用不同分類

鋼的臨界轉變溫度

鋼的臨界轉變溫度是鋼在熱處理時制定加熱、保溫、冷卻工藝的重要依據，由鐵碳合金相圖確定。

鋼的實際臨界轉變溫度總是滯後於理論臨界轉變溫度，即加熱時需要過熱，冷卻時需要過冷。

鐵在加熱時的轉變

兩種加熱方式：

在臨界溫度以上的加熱——發生相變
在臨界溫度以下的加熱——不發生相變

第一種加熱過程，目的是使鋼從室溫組織（如珠光體）轉變為奧氏體，即獲得奧氏體組織。該過程稱為鋼的奧氏體化。

關鍵：均勻 + 細小

奧氏體的形成過程（奧氏體化）

共析鋼

共析鋼奧氏體的形成是一個形核和長大的過程，是滲碳體（）溶解、鐵素體（）向奧氏體（）的晶格改組，以及碳（）在奧氏體中擴散的過程。

共析鋼奧氏體化的四個基本過程：

奧氏體的形核
奧氏體的長大
殘餘的溶解
奧氏體成分的均勻化

亞共析鋼和過共析鋼

奧氏體化過程與共析鋼基本相同。但由於先共析或二次的存在，要獲得全部奧氏體組織，必須相應加熱到或以上。

奧氏體的形核——A 晶核優先在 F/Fe3C 相界處形成。
原因：
1. 能量起伏——相界處晶格畸變較大，能量較高，有利於獲得 A 形核所需的能量要求。
2. 結構起伏——相界處晶格畸變較大，原子排列不規則，有利於獲得奧氏體的 fcc 結構要求。
3. 成分起伏——相界處碳濃度相差較大，有利於獲得 A 形核所需的碳濃度要求。
奧氏體的長大——A 晶核形成後，將通過 F→A 轉變和溶入 A 的過程不斷長大。
殘餘的溶解——的溶解落後於 F→A 轉變，需要殘餘的繼續溶入 A。
奧氏體成分的均勻化——殘餘的溶解結束後，A 成分極不均勻，原 F 區域 C%低，原區域 C%高。通過保溫，使碳原子充分擴散，奧氏體成分最終均勻化。

奧氏體晶粒的長大及其影響因素

奧氏體晶粒的大小關係到隨後冷卻的組織的粗細程度，對鋼的性能有著重大的影響。控制奧氏體晶粒度具有重要的意義。

影響因素

加熱溫度和保溫時間——加熱溫度越高、保溫時間越長，A 晶粒越粗大。其中，溫度的影響尤為顯著。
過熱組織：因加熱溫度過高而導致的粗大晶粒組織。
加熱速度——加熱速度越快，A 晶粒越細小。
短時快速加熱工藝：生產上獲得超細晶粒的重要手段之一。
碳化物形成元素_鋼中有碳化物形成元素時，鋼組織中存在的細小碳化物可阻礙晶粒的長大，從而使 A 晶粒細化。
碳化物形成元素：Ti、V、Nb、W、Mo、Cr 等。含有上述元素的鋼均是本質細晶粒鋼。
Mn、P 等元素—— 促進 A 晶粒長大，易產生過熱組織。

鋼在冷卻時的轉變

兩種冷卻方式

等溫冷卻——先將 A 快速冷至臨界溫度以下某一溫度，然後 A 在該溫度下完成組織轉變，最後再冷卻至室溫。
連續冷卻——A 在逐漸降溫至室溫的過程中轉變成其他組織。

過冷奧氏體：奧氏體被過冷至臨界溫度以下即處於不穩定狀態，即將發生分解（即奧氏體轉變為其他組織轉變）。這種狀態的奧氏體稱過冷奧氏體。

過冷奧氏體轉變曲線

過冷奧氏體等溫轉變曲線（TTT 曲線/C 曲線）

以共析鋼為例。

C 曲線分析

以上為奧氏體區域。
兩個“C”分別是過冷奧氏體轉變開始線和轉變終了線。
以下、以上、轉變開始線以左的區域是過冷奧氏體區。
轉變開始前需要一定的時間，稱孕育期。C 曲線的“鼻尖”處孕育期最短，其溫度大致是。
C 曲線由上至下分三個區域：珠光體轉變、貝氏體轉變、馬氏體轉變。
以恰好與"鼻尖"相切的冷卻速度將鋼冷卻下來時，過冷 A 將不發生 P 和 B 轉變，鋼冷卻後的組織為 M。這一冷卻速度稱為鋼的臨界冷卻速度。

影響 C 曲線的因素

各種不同因素對 C 曲線的影響體現在對 C 曲線在坐標平面上的位置和形狀的影響。具體表現在：

C 曲線是向左移，還是向右移。
C 曲線是否發生形狀的變化。如變成上下兩個 C 曲線。

過冷奧氏體越穩定，C 曲線越向右移。

影響因素主要有：

含碳量的影響——對亞共析鋼：C%↑，C 曲線向右移；對過共析鋼：C%↑，C 曲線向左移。共析鋼過冷奧氏體最穩定。
合金元素的影響——除 Co 外，所有溶入 A 的合金元素均使 C 曲線向右移。一些碳化物形成元素還將改變 C 曲線的形狀。例如元素 Cr。
奧氏體化條件的影響——隨 A 化溫度的提高和保溫時間的延長，C 曲線向右移。

過冷奧氏體連續轉變曲線（CCT 曲線）

CCT 曲線，以共析鋼為例：

CCT 曲線中只有 P 和 M 轉變，沒有 B 轉變。
CCT 曲線中除 A→P 轉變開始和終了線外，多了一條中止線。

中止線的意義：當冷卻曲線碰到該線時，A→P 轉變終止，未轉變的 A 將隨後轉變為 M。

稱為 CCT 曲線的臨界冷卻速度，它是獲得全部 M 組織（實際上還含有少量的 A'）的最小冷卻速度。
冷卻速度大於k時，轉變得到 M；冷卻速度小於時，轉變得到 P；冷卻速度大於而小於時，轉變得到 P＋M。
臨界冷卻速度越小，奧氏體越穩定，越容易獲得 M 組織。這對淬火工藝操作具有十分重要的意義。

過冷奧氏體的轉變產物及轉變過程

珠光體（Pearlite）

符號：P

加熱後的奧氏體以緩慢的冷卻速度冷卻至室溫，或過冷奧氏體在較高的溫度下等溫時，奧氏體將轉變成珠光體。

典型的冷卻方式：爐冷（退火）

珠光體相比馬氏體和貝氏體，其強度和硬度較低。

馬氏體（Martensite）

符號：M

過冷奧氏體以極快的冷卻速度冷卻至室溫，奧氏體將轉變成馬氏體。

典型的冷卻方式：水冷或油冷（淬火）

馬氏體具有很高的強度和硬度。

貝氏體（Bainite）

符號：B

過冷奧氏體在中等溫度範圍內等溫時，奧氏體將轉變成貝氏體。

貝氏體的強度和硬度介於珠光體和馬氏體之間。

珠光體轉變

珠光體在臨界溫度以下的較高溫度範圍（）形成。

珠光體的組織形態

片層狀珠光體（簡稱片狀珠光體）——片狀珠光體是相間排列成層片形態的鐵素體與滲碳體的機械混合物。
粒狀珠光體（又稱球狀珠光體）——粒狀珠光體是顆粒狀滲碳體分布在鐵素體基體中的機械混合物。

珠光體的性能

珠光體的性能與組織的粗細程度密切相關：片間距越小，片狀珠光體的硬度和強度越大、塑性和韌性越好；滲碳體顆粒越細小，分布越弥散均匀，粒狀珠光體的硬度和強度越大。

片狀珠光體的片間距 () 與其形成溫度或冷卻速度有關：

形成溫度越低，越小。
冷卻速度越大，越小。

根據片間距 ()，片狀珠光體可分為：

珠光體（P）：，形成溫度為

金相顯微鏡 400～500 倍即可

索氏體（S）：，形成溫度為;

金相顯微鏡 800～1000 倍才可

托氏體（T）,又叫屈氏體：，形成溫度為

金相顯微鏡無法觀察

珠光體的轉變過程

珠光體轉變（即 A→P 轉變）是一個形核和長大的過程，是碳原子重新分佈和晶格重構的過程。

以共析鋼片狀珠光體的形成為例。

珠光體轉變是典型的擴散型相變：珠光體形成時，碳原子和鐵原子均需進行長程擴散。

馬氏體轉變

馬氏體是碳溶解在體心立方晶格的中形成的過飽和間隙固溶體。

馬氏體轉變在臨界溫度以下的較低溫度範圍內進行。

馬氏體的晶體結構

馬氏體的晶體結構屬體心正方晶格（bct）。

由於馬氏體含碳過飽和，導致 bcc 晶格畸變成 bct 晶格。因此 bct 晶格可以看成是 bcc 晶格沿 c 軸的伸長。c/a 稱為馬氏體的正方度。

c/a 與 C%有關：C%越高，c/a 越大；C%越低，c/a 越小。

馬氏體含碳量越高，其正方度越大，晶格畸變越嚴重，故硬度越高。

鋼中獲得馬氏體組織是強化鋼鐵材料的重要手段之一。

馬氏體的組織形態

板條狀馬氏體（簡稱板條馬氏體）：

板條馬氏體呈條片狀，由許多成群的平行馬氏體板條束組成。

板條馬氏體主要出現在低碳鋼中。

板條馬氏體的亞結構為高密度的位錯。

板條馬氏體又稱低碳馬氏體、位錯馬氏體。

針狀馬氏體（又稱片狀馬氏體）：

針狀馬氏體呈針片狀或竹葉狀，立體形態呈透鏡狀。

針狀馬氏體主要出現在高碳鋼中。

針狀馬氏體的亞結構為孪晶。

針狀馬氏體又稱高碳馬氏體、孪晶馬氏體。

馬氏體“針”或“片”的粗細主要取決於奧氏體的晶粒度。

隱晶馬氏體：

當奧氏體的晶粒非常細小，以至於在光學顯微鏡下難以分辨出馬氏體的針狀特徵。這種馬氏體稱為隱晶馬氏體。

影響馬氏體形態的因素

當 C%＜0.2%，馬氏體轉變後的組織中幾乎全部是板條馬氏體；

當 C%＞1.0%，馬氏體轉變後的組織中幾乎全部是針狀馬氏體；

當 0.2%＜C%＜1.0%，馬氏體轉變後的組織中既有板條馬氏體，也有針狀馬氏體。

馬氏體的性能

馬氏體的性能主要取決於含碳量和組織形態。

含碳量的影響——C%高則硬度和強度高，但脆性大。高碳針狀馬氏體“硬而脆”。
組織形態的影響——針狀馬氏體塑性和韧性差，而板條馬氏體韧性好，且具足夠的強度。低碳板條馬氏體“強而韧”。

馬氏體的硬度與淬火鋼的硬度之間的關係：

馬氏體的硬度由含碳量決定，淬火鋼的硬度與馬氏體轉變結束後鋼中馬氏體的相對量和未轉變組織的相對量有關，即隨淬火鋼中未轉變組織的相對量增多，硬度下降。

馬氏體轉變的特點

馬氏體轉變同樣是一個形核和長大的過程。

無擴散性
- Fe、C、Me（合金元素）的原子均不進行長程擴散。
- （fcc）→ M（bct）的晶格重組由原子集體的、有規律的近程遷移而完成。
- 轉變前後合金的化學成分不變。

馬氏體轉變是典型的非擴散型相變。

共格切變性和表面浮凸現象
- （fcc）→ M（bct）的晶格重組以切變方式進行。
- 新相（M）與母相（）保持共格關係。

在不斷降溫的過程中形成
- 馬氏體轉變在一個溫度範圍內完成，冷卻中斷，轉變立即停止。
- 馬氏體轉變開始的溫度稱為點，轉變終了的溫度稱為點。
- 點和點主要取決於奧氏體中的含碳量（C%）和合金元素的含量（Me%）。
- C%增多，Ms 点和 Mf 点降低。
- 除 Al、Co 外，Me%增多，點和點降低。
- C%增多，殘余奧氏體增多
高速長大
- 馬氏體形成速度極快，瞬間形核、瞬間長大，速度接近聲速。
馬氏體轉變的不完全性
- 即使溫度降低至以下，奧氏體也不能 100% 轉變為馬氏體。

殘餘奧氏體：

→M 轉變結束後，總有部分奧氏體未轉變而殘留下來，這部分奧氏體稱為殘餘奧氏體，記作、或。

重要結論：

淬火鋼中的含量隨 C%和 Me%（除 Al、Co 外）的增加而增加。
淬火鋼的硬度隨量的增多而降低。

貝氏體轉變

貝氏體轉變在臨界溫度以下的中溫區域（）內進行。

貝氏體轉變具有 P 轉變和 M 轉變的某些特點，又具有自身的一些特點。

貝氏體的組織形態

貝氏體是由含碳過飽和的鐵素體與滲碳體組成的機械混合物。根據形成溫度的不同，主要有上貝氏體和下貝氏體兩種，其中，上貝氏體鐵素體中輕度含 C 過飽和，下貝氏體鐵素體中的 C 過飽和量較大。

上貝氏體 (符號：：形成溫度，金相組織呈羽毛狀。
下貝氏體 (符號：)：形成溫度，金相組織呈黑針狀。

貝氏體的性能

上貝氏體：強度、韌性低，脆性大，是實際生產中應避免出現的組織。

下貝氏體：綜合力學性能良好，是實際生產中常用的組織。

貝氏體的轉變過程

貝氏體轉變（即 A→B 轉變）也是一個形核和長大的過程。

A→B 轉變是 A 以切變的方式向過飽和 F 的晶格改組、C 原子通過短程擴散從 F 中以形式析出的過程。

貝氏體的形成：

F 首先在 A 晶界上 C%較少的地方形成，其 C%為過飽和。

當溫度較高（）時，F 向 A 晶粒內部生長成大致平行的板條束，而 C 原子則富集在 F 板條束之間的 A 中，最終以形式析出，這樣就形成了羽毛狀的上貝氏體。

當溫度較低（）時，C 原子已難以擴散至 A 中，只能在 F 中析出不連續分布的，這樣就形成了黑針狀的下貝氏體。

貝氏體轉變是半擴散型相變：貝氏體形成時，鐵原子不能擴散，碳原子可以擴散。

冷卻時，奧氏體可轉變為：
珠光體（P）完全擴散
貝氏體（B）半擴散
馬氏體（M）非擴散

鋼的熱處理 (1)