金相知识-钢的热处理基础
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射传热为主，炉温越高，工件升温速度越快，所需的 加热时间越短。
钢的热传递基本方式
热传递 方式
定义
传导传热
热量由零件（包括于其接 触的零件）的一处传到另 一处，物体的质点没有移动。 Nhomakorabea对流传热
流体中不同部分的质点发 生了相对位移、或混合， 或流体质点与固体表面
辐射传热
由物体表面直接向外界 发射可见的和不可见的 射线，在空间传递热量
高温回火 ( 》500℃） 称调质，获得回火索氏体组织，强 韧性恰当配合，广泛用于各种结构零件。
Fe Fe3C
零件淬火后产生的应力分类 热应力 零件在加热和冷却中不同部位温度有差异，
热胀冷缩不一致导致的应力；通常表面为压应力； 心部为拉应力。只占总应力的5－10％。 组织应力 零件冷却时不同部位组织转变不一样， 引起的内应力。一般表面为拉应力，心部为压应力。
第五节 钢的热处理基础
5.1 钢的热传递 1. 基本方式 传导 对流 辐射 2. 传热一般规则 a. 先决条件存在温差. b. 通常三种传热方式同时存在 工件通过辐射和对流从加热炉中获得热量，又
以传导方式传给心部。
c. 工件的传热方式取决于加热温度和加热设备 ＞600 ºc时，辐射传热过程最强烈，试验以辐
铁碳相图中，共有五种不同形态的渗碳体，请根据
形成温度的高低依次写出。
在Fe-Fe3C相图，五种形态渗碳体以温度从高到低
为：
Fe3C I
(A＋Fe3C)共晶
Fe3C II
(F ＋Fe3C)共
5.2 钢在加热时的转变 奥氏体形核＋长大过程；取决于加热温度、原始
组织和化学成分。 用晶粒度评定加热质量。
5.3 钢在冷却时的转变
过冷奥氏体的等温转变曲线 称为C-曲线，或 TTT图。
过冷奥氏体的连续转变曲线， 称为CCT图。
5.3 钢的退火 类型
完全退火 不完全退火 球化退火 扩散散退火 去应力退火 再结晶退火
10、若缓慢冷却，甚至在马氏体相变过程中保持恒温，便要 发生奥氏体的热稳定化现象，或称为陈化稳定。这时碳原子 不能进行体扩散，只能沿晶界扩散。这与马氏体的无扩散型 相变特征并不矛盾。
11、马氏体相变之前，若存在内应力σ（相应地必定存在应 变ε），经相变后ε降低，即促进马氏体相变。
12、 若在温度＞Ms时奥氏体中发生的塑性形变，能促进γ →马氏体转变，即提高Ms。结果是增加马氏体数量，提高 基体硬度。
碳素钢淬火时，马氏体开始转变温度Ms的高 低直接影响淬透性的大小： Ms点越高，钢的淬 透性越好；反之亦然。即钢的淬透性高低与钢中 含碳量成反比。
金相试样腐蚀 后的高倍形貌
马氏体深 黑色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白 色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白 色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白
3. 合金元素在钢中的作用
5.4 马氏体相变的特征
1. 马氏体是一种无扩散相变，相比而言，珠光体是一种扩散型 （碳、铁两种原子都能扩散）相变；而贝氏体为半扩散型（碳原 子能扩散，铁原子由于温度较低扩散不了）相变。
2、. 马氏体与母相的原子排列上有严格的取向关系—共格关系， 即马氏体与母相的部分原子在晶格上是共有的、互相牵制的，这 种界面称为切变共格界面。浮凸（相变过程中平滑的试样表面产 生可见的倾动和变形）便是共格的证据。
Mn 提高淬透性，固溶强化，在正火态能 增加珠光体量；但有过热倾向，有（第一类） 回火脆性。 Si 较大的固溶强化作用，抗回火较强， 正火态能增加珠光体量；但易脱碳，易石墨 化，也不利焊接。 Cr 强烈提高淬透性，抑制回火时碳化物聚 集，使碳化物细小·分散；但促进回火脆性。 Mo 提高淬透性，抑制回火脆性，促进贝 氏体转变。
的现象
特征
在工件内 部传热
必须有传 热介质
可以没有传 染=热介质
应用
中高温盐炉 回火炉 真空炉
＜ 600 ºc时，即通常的回火温度下，以对流传热为 主，所以加快炉内介质的流动速度，可以加快传热 过程，这就是空气回火炉中要装置风扇的原因。
在盐浴炉中加热时，因为熔盐的热容量远远大 于空气，所需的加热时间只要空气炉的一半即可。
托氏体
晶界
该处由于冷却 速度不足形成
上贝氏体
黑团状沿晶 析出的淬火
托素体
该处由于冷却 速度不足形成
上贝氏体
网状淬火 托氏体
T12钢780℃淬水，淬火马氏体＋ 残留奥氏体＋沿晶分布的黑色托氏体组织
沿晶断续铁素体网
B上
B上微细结 构示意图
B上
基体为 铁素体
断续的条 状渗碳体
B上的电子显 微镜组织结构
9、马氏体相变具有可逆性，淬火马氏体回火时，相变机制 与冷却时相同，但在马氏体自形变后，马氏体内部产生了较 大、严重的结构缺陷；在邻近马氏体的母相中也具有高的塑 性变形，位错密度可达10的12次方每平方厘米，这种母相中 的高位错密度能妨碍或影响淬火马氏体的回火过程。
13、C元素对马氏体相变的影响
高碳钢马氏体相变速度快，有爆发现象，马氏体 片间的张角大，呈透镜状；
T12钢经830℃淬水，粗针状 马氏体、碳化物及残留奥氏体
马氏体浮凸
晶界
S20钢 980℃水淬 低碳（板条）马氏体
晶界
板条马氏体晶粒 中的一个领域
低碳马氏体晶 粒中的领域2
低碳马氏体的电子显微 镜形貌，无碳化物颗粒
低碳马氏体晶 粒中的领域1
低碳马氏体晶 粒中的领域3
回火索氏体 S 回
淬火托氏体 T淬
10000×
B下
B下微细结 构示意图
与铁素体片轴呈一 角度的、互相平行
的小片渗碳体 橙
下贝氏体的电子显 微镜微细组织结构
45钢1300℃保温4小时，严重 过热，黑色基体为珠光体，针状
铁素体沿晶析出形成魏氏组织
GCr15钢正火过热，再经840℃淬火 基体为马氏体，在基体上长出粗长
针状分布的碳化物---过共晶魏氏组织
4.2 冷却介质 冷却速度由快到慢：
水及（盐或碱）水溶液 — 油类 --- 熔盐 — 熔碱等 4.3 回火的本质和工艺
回火本质 淬火马氏体分解，碳化物析出、 聚集和长大过程。
低温回火 (150～250℃） 获得回火马氏体组织，具有高硬 度和一定韧性，适用于中高碳钢工模具钢和渗碳零件等。
中温回火 (350～500℃） 获得回火托氏体组织，较高强度和 足够韧性，用于弹簧等。
5.马氏体长大的最后尺寸只受晶界的制约， 每一个马氏体晶粒形成时间很短，马氏体量 的增加并不依赖于马氏体的长大，而是靠新 晶体的形成。所以欲获取大量马氏体的话，
必须在Ms温度以下继续冷却，即深冷。 6.马氏体与母相之间有一定的取向关系，并 在特定的母相晶体平面—惯析面上形成。
试分析钢件淬不上火的原因？
马氏体只能在特定的母相晶体平面（称为惯析面）上、通过 切变形成。如高碳钢在马氏体形成温度较高时，0.4-0.7%wc时， 惯析面为（225）γ；形成温度较低时， ＞0.7%wc时，惯析面为 （259）γ。
3. 马氏体相变进行的必要条件是有相当的过冷（或称为热 滞），相变在一个宽的温度范围（Ms-Mf）内进行，相变不 为急冷所阻止。新的马氏体晶粒只有在冷却过程中产生，冷 却终止，马氏体形核也就停止。所以马氏体相变属于变温相 变，即变温相变，瞬时长大。
珠光体是一种机械混合物
马氏体是一种过饱和固溶体
贝氏体是一种也是一种排列形态多样的机械混合物
45钢齿圈轮齿顶部高频淬火后发现黑白条带
异常组织分析 2010.0426
规格为9×16mm的45钢调质后高频淬火，在 齿顶部的基体组织中。马氏体针聚集区域的形态 出现带状分布。其中灰白色区残余奥氏体多了， 即表示淬透性差一点，对没有合金元素的45碳素 钢来说，含碳量相应偏高一些。反之，深色区域 中，马氏体针密度大、数量多，显示淬透性要高 一些，残余奥氏体少了，即说明该区域含碳量低 一些，，以上分析表明原材料中存在碳元素分布 不均匀，这就是碳偏析。
5. Ms主要受成分（元素C是主要的，经验公式：1%wc使 Ms降低300℃）的影响，绝大部分合金元素降低Ms,高温相 的历史(钢在高温长时间保温，晶体缺陷消除，或者重新分 布，)和晶粒度(晶粒度变粗， Ms升高)也有一定的影响。与 冷却速度无关。
6. 马氏体长短，马氏体长大过程中，只受到障碍（如晶界） 的影响，每一个马氏体晶体形成时间很短，即长大速度非常 快，只有一秒钟的几千万分之一，即使在4ºK的形成速度与 较高温度的形成速度差别不大。马氏体量的增加，是基于新 相的形成，而不是已形成马氏体的长大。
板条马氏体的微细结构（亚结构）为位错，互相缠 结。金相显微镜的形态似框箩结构。
14、高碳马氏体的最大尺寸，取决于原始奥氏体的 晶粒度。晶粒越粗大，马氏体片越长、越大。反之 ，马氏体片越细，
2. 钢中非平衡（亚稳）组织特征比较
马氏体
M 是一种过饱和固溶体， Fe、
C原子均不扩散，称无扩散型相变马氏体 按形
7、 马氏体的晶体结构（晶系）为四方点阵，a ＝ b ≠ c， c/a比值（称为正方度）与含碳量成正比。含碳量越高， c/a 值越大，马氏体硬度越高，淬火钢的硬度也就增加。
马氏体相变过程中要发生塑性变形，称为自形变。 这种 自发形变具不可逆性。
8.马氏体是碳在α-Fe中的高度过饱和的固溶体，常温下的过 饱和度为0.025%wc。马氏体的比容比奥氏体大。
4. 钢中马氏体相变的主要特征
(本节适用高级人员)
1. 马氏体是c在α-Fe里的高度过饱和固溶体， α-Fe中 碳含量＞wc0.025%。钢中马氏体比容最大，大于奥氏 体。 2. 马氏体晶体为体心四方点阵，长宽比c/a＞1,其比値 与碳含量几乎成正比。 3. 发生马氏体相变的必要条件要有相当过冷，相变在 一个宽的温度范围（Ms-Mf）内进行。Ms与成分（主 要是元素碳）有关，通常与冷却速度无关。 4. 马氏体相变（指长大）不为急冷所阻止。但新的马 氏体晶粒只有在(连续)冷却过程中才能形成,一旦冷却 终止,形核也停止。即具有变温形核、瞬间长大的特点， 亦称变温马氏体相变。
低碳板条马氏体相变速度比高碳马氏体缓慢， 很少看到爆发现象，马氏体片间的张角小，空间形 态是扁条状，每个板条为单晶体，板条宽约0.15μm ，板条之间位向通常呈小角晶界，其间为薄壳状的 残留奥氏体，厚度为10-20nm。板条束由许多互相 平行的板条组成，俗称“领域”，一个奥氏体晶粒 内通常有3-5个板条束，它们之间位向呈大角度晶界 。
回火托氏体 T 回
贝氏体
B
分为上贝氏体、下贝氏体和粒状
贝氏体三种， 是碳化物在铁素体基体上呈规
则排列的机械混合物，因C原子扩散、Fe原
子不扩散，称半扩散型相变。
魏氏组织 W
分铁素体魏氏组织和渗碳体魏氏
组织 两种 ,均是单相组织.
中碳钢调质后优 良的回火索氏体
中碳钢调质后优 良的回火索氏体
黑团状沿晶 析出的淬火
T8工具钢球化不良， JB/T5074-2007评为8级
第五节 钢的热处理基础
1. Fe-Fe3C平衡相图中有以下那几种固态相变： 铁素体→ 奥氏体 渗碳体→ 奥氏体 铁素体→ 渗碳体 奥氏体→ 高温铁素体 奥氏体→ 石墨 铁素体→ 石墨
2. 钢的加热和冷却时的转变 3. ( 珠）（马 ）（贝）
（1）钢件加热温度过低，基本未能奥氏体化；
（2）冷却速度不足，低于该钢的临界冷却速度；
（3）该钢的奥氏体稳定性过高，室温仍为奥氏体。
（4）等温淬火时，因硝盐用得时间过久，发生老 化，加上没有及时捞渣和补加新盐，导致传热能力 下降，过冷度不足，淬不上火。
（5）等温淬火高于Ms，如50CrV钢在＞300 ℃硝 盐槽中等温淬火，得不到全部马氏体组织。
Mo Cr Ni
Mn
经验数据：
1%C使Ms温度
降低300℃
板条 状M
混合 型M
针状 M
马氏体硬度最 高时的含碳量
片状 珠光体
球状 珠光体
5.5 钢的淬火和回火
4.1 淬火加热和冷却工艺 淬火加热目的 获得均匀细小的奥氏体
淬火加热温度 亚共析钢 Ac3＋（30～50）℃ 过共析钢 Ac1＋（30～50）℃
态分，可分为低碳马氏体（又称板条马氏体，
或位错马氏体） 和高碳马氏体 （针状马氏体
或孪晶马氏体）
马氏体形态与含碳量关系如下
＞ 1.0% C 100%高碳马氏体
＜ 0.2% C 100%低碳马氏体
0.2-0.4% C ＞80%低碳马氏体
0.4-0.8% C
混合组织
回火马氏体 M 回
针叶状高碳马氏体
中线为高碳马氏体脊 中脊线下的密集短线为位错线
钢的热传递基本方式
热传递 方式
定义
传导传热
热量由零件（包括于其接 触的零件）的一处传到另 一处，物体的质点没有移动。 Nhomakorabea对流传热
流体中不同部分的质点发 生了相对位移、或混合， 或流体质点与固体表面
辐射传热
由物体表面直接向外界 发射可见的和不可见的 射线，在空间传递热量
高温回火 ( 》500℃） 称调质，获得回火索氏体组织，强 韧性恰当配合，广泛用于各种结构零件。
Fe Fe3C
零件淬火后产生的应力分类 热应力 零件在加热和冷却中不同部位温度有差异，
热胀冷缩不一致导致的应力；通常表面为压应力； 心部为拉应力。只占总应力的5－10％。 组织应力 零件冷却时不同部位组织转变不一样， 引起的内应力。一般表面为拉应力，心部为压应力。
第五节 钢的热处理基础
5.1 钢的热传递 1. 基本方式 传导 对流 辐射 2. 传热一般规则 a. 先决条件存在温差. b. 通常三种传热方式同时存在 工件通过辐射和对流从加热炉中获得热量，又
以传导方式传给心部。
c. 工件的传热方式取决于加热温度和加热设备 ＞600 ºc时，辐射传热过程最强烈，试验以辐
铁碳相图中，共有五种不同形态的渗碳体，请根据
形成温度的高低依次写出。
在Fe-Fe3C相图，五种形态渗碳体以温度从高到低
为：
Fe3C I
(A＋Fe3C)共晶
Fe3C II
(F ＋Fe3C)共
5.2 钢在加热时的转变 奥氏体形核＋长大过程；取决于加热温度、原始
组织和化学成分。 用晶粒度评定加热质量。
5.3 钢在冷却时的转变
过冷奥氏体的等温转变曲线 称为C-曲线，或 TTT图。
过冷奥氏体的连续转变曲线， 称为CCT图。
5.3 钢的退火 类型
完全退火 不完全退火 球化退火 扩散散退火 去应力退火 再结晶退火
10、若缓慢冷却，甚至在马氏体相变过程中保持恒温，便要 发生奥氏体的热稳定化现象，或称为陈化稳定。这时碳原子 不能进行体扩散，只能沿晶界扩散。这与马氏体的无扩散型 相变特征并不矛盾。
11、马氏体相变之前，若存在内应力σ（相应地必定存在应 变ε），经相变后ε降低，即促进马氏体相变。
12、 若在温度＞Ms时奥氏体中发生的塑性形变，能促进γ →马氏体转变，即提高Ms。结果是增加马氏体数量，提高 基体硬度。
碳素钢淬火时，马氏体开始转变温度Ms的高 低直接影响淬透性的大小： Ms点越高，钢的淬 透性越好；反之亦然。即钢的淬透性高低与钢中 含碳量成反比。
金相试样腐蚀 后的高倍形貌
马氏体深 黑色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白 色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白 色区域
马氏体深 黑色区域
马氏体灰白
3. 合金元素在钢中的作用
5.4 马氏体相变的特征
1. 马氏体是一种无扩散相变，相比而言，珠光体是一种扩散型 （碳、铁两种原子都能扩散）相变；而贝氏体为半扩散型（碳原 子能扩散，铁原子由于温度较低扩散不了）相变。
2、. 马氏体与母相的原子排列上有严格的取向关系—共格关系， 即马氏体与母相的部分原子在晶格上是共有的、互相牵制的，这 种界面称为切变共格界面。浮凸（相变过程中平滑的试样表面产 生可见的倾动和变形）便是共格的证据。
Mn 提高淬透性，固溶强化，在正火态能 增加珠光体量；但有过热倾向，有（第一类） 回火脆性。 Si 较大的固溶强化作用，抗回火较强， 正火态能增加珠光体量；但易脱碳，易石墨 化，也不利焊接。 Cr 强烈提高淬透性，抑制回火时碳化物聚 集，使碳化物细小·分散；但促进回火脆性。 Mo 提高淬透性，抑制回火脆性，促进贝 氏体转变。
的现象
特征
在工件内 部传热
必须有传 热介质
可以没有传 染=热介质
应用
中高温盐炉 回火炉 真空炉
＜ 600 ºc时，即通常的回火温度下，以对流传热为 主，所以加快炉内介质的流动速度，可以加快传热 过程，这就是空气回火炉中要装置风扇的原因。
在盐浴炉中加热时，因为熔盐的热容量远远大 于空气，所需的加热时间只要空气炉的一半即可。
托氏体
晶界
该处由于冷却 速度不足形成
上贝氏体
黑团状沿晶 析出的淬火
托素体
该处由于冷却 速度不足形成
上贝氏体
网状淬火 托氏体
T12钢780℃淬水，淬火马氏体＋ 残留奥氏体＋沿晶分布的黑色托氏体组织
沿晶断续铁素体网
B上
B上微细结 构示意图
B上
基体为 铁素体
断续的条 状渗碳体
B上的电子显 微镜组织结构
9、马氏体相变具有可逆性，淬火马氏体回火时，相变机制 与冷却时相同，但在马氏体自形变后，马氏体内部产生了较 大、严重的结构缺陷；在邻近马氏体的母相中也具有高的塑 性变形，位错密度可达10的12次方每平方厘米，这种母相中 的高位错密度能妨碍或影响淬火马氏体的回火过程。
13、C元素对马氏体相变的影响
高碳钢马氏体相变速度快，有爆发现象，马氏体 片间的张角大，呈透镜状；
T12钢经830℃淬水，粗针状 马氏体、碳化物及残留奥氏体
马氏体浮凸
晶界
S20钢 980℃水淬 低碳（板条）马氏体
晶界
板条马氏体晶粒 中的一个领域
低碳马氏体晶 粒中的领域2
低碳马氏体的电子显微 镜形貌，无碳化物颗粒
低碳马氏体晶 粒中的领域1
低碳马氏体晶 粒中的领域3
回火索氏体 S 回
淬火托氏体 T淬
10000×
B下
B下微细结 构示意图
与铁素体片轴呈一 角度的、互相平行
的小片渗碳体 橙
下贝氏体的电子显 微镜微细组织结构
45钢1300℃保温4小时，严重 过热，黑色基体为珠光体，针状
铁素体沿晶析出形成魏氏组织
GCr15钢正火过热，再经840℃淬火 基体为马氏体，在基体上长出粗长
针状分布的碳化物---过共晶魏氏组织
4.2 冷却介质 冷却速度由快到慢：
水及（盐或碱）水溶液 — 油类 --- 熔盐 — 熔碱等 4.3 回火的本质和工艺
回火本质 淬火马氏体分解，碳化物析出、 聚集和长大过程。
低温回火 (150～250℃） 获得回火马氏体组织，具有高硬 度和一定韧性，适用于中高碳钢工模具钢和渗碳零件等。
中温回火 (350～500℃） 获得回火托氏体组织，较高强度和 足够韧性，用于弹簧等。
5.马氏体长大的最后尺寸只受晶界的制约， 每一个马氏体晶粒形成时间很短，马氏体量 的增加并不依赖于马氏体的长大，而是靠新 晶体的形成。所以欲获取大量马氏体的话，
必须在Ms温度以下继续冷却，即深冷。 6.马氏体与母相之间有一定的取向关系，并 在特定的母相晶体平面—惯析面上形成。
试分析钢件淬不上火的原因？
马氏体只能在特定的母相晶体平面（称为惯析面）上、通过 切变形成。如高碳钢在马氏体形成温度较高时，0.4-0.7%wc时， 惯析面为（225）γ；形成温度较低时， ＞0.7%wc时，惯析面为 （259）γ。
3. 马氏体相变进行的必要条件是有相当的过冷（或称为热 滞），相变在一个宽的温度范围（Ms-Mf）内进行，相变不 为急冷所阻止。新的马氏体晶粒只有在冷却过程中产生，冷 却终止，马氏体形核也就停止。所以马氏体相变属于变温相 变，即变温相变，瞬时长大。
珠光体是一种机械混合物
马氏体是一种过饱和固溶体
贝氏体是一种也是一种排列形态多样的机械混合物
45钢齿圈轮齿顶部高频淬火后发现黑白条带
异常组织分析 2010.0426
规格为9×16mm的45钢调质后高频淬火，在 齿顶部的基体组织中。马氏体针聚集区域的形态 出现带状分布。其中灰白色区残余奥氏体多了， 即表示淬透性差一点，对没有合金元素的45碳素 钢来说，含碳量相应偏高一些。反之，深色区域 中，马氏体针密度大、数量多，显示淬透性要高 一些，残余奥氏体少了，即说明该区域含碳量低 一些，，以上分析表明原材料中存在碳元素分布 不均匀，这就是碳偏析。
5. Ms主要受成分（元素C是主要的，经验公式：1%wc使 Ms降低300℃）的影响，绝大部分合金元素降低Ms,高温相 的历史(钢在高温长时间保温，晶体缺陷消除，或者重新分 布，)和晶粒度(晶粒度变粗， Ms升高)也有一定的影响。与 冷却速度无关。
6. 马氏体长短，马氏体长大过程中，只受到障碍（如晶界） 的影响，每一个马氏体晶体形成时间很短，即长大速度非常 快，只有一秒钟的几千万分之一，即使在4ºK的形成速度与 较高温度的形成速度差别不大。马氏体量的增加，是基于新 相的形成，而不是已形成马氏体的长大。
板条马氏体的微细结构（亚结构）为位错，互相缠 结。金相显微镜的形态似框箩结构。
14、高碳马氏体的最大尺寸，取决于原始奥氏体的 晶粒度。晶粒越粗大，马氏体片越长、越大。反之 ，马氏体片越细，
2. 钢中非平衡（亚稳）组织特征比较
马氏体
M 是一种过饱和固溶体， Fe、
C原子均不扩散，称无扩散型相变马氏体 按形
7、 马氏体的晶体结构（晶系）为四方点阵，a ＝ b ≠ c， c/a比值（称为正方度）与含碳量成正比。含碳量越高， c/a 值越大，马氏体硬度越高，淬火钢的硬度也就增加。
马氏体相变过程中要发生塑性变形，称为自形变。 这种 自发形变具不可逆性。
8.马氏体是碳在α-Fe中的高度过饱和的固溶体，常温下的过 饱和度为0.025%wc。马氏体的比容比奥氏体大。
4. 钢中马氏体相变的主要特征
(本节适用高级人员)
1. 马氏体是c在α-Fe里的高度过饱和固溶体， α-Fe中 碳含量＞wc0.025%。钢中马氏体比容最大，大于奥氏 体。 2. 马氏体晶体为体心四方点阵，长宽比c/a＞1,其比値 与碳含量几乎成正比。 3. 发生马氏体相变的必要条件要有相当过冷，相变在 一个宽的温度范围（Ms-Mf）内进行。Ms与成分（主 要是元素碳）有关，通常与冷却速度无关。 4. 马氏体相变（指长大）不为急冷所阻止。但新的马 氏体晶粒只有在(连续)冷却过程中才能形成,一旦冷却 终止,形核也停止。即具有变温形核、瞬间长大的特点， 亦称变温马氏体相变。
低碳板条马氏体相变速度比高碳马氏体缓慢， 很少看到爆发现象，马氏体片间的张角小，空间形 态是扁条状，每个板条为单晶体，板条宽约0.15μm ，板条之间位向通常呈小角晶界，其间为薄壳状的 残留奥氏体，厚度为10-20nm。板条束由许多互相 平行的板条组成，俗称“领域”，一个奥氏体晶粒 内通常有3-5个板条束，它们之间位向呈大角度晶界 。
回火托氏体 T 回
贝氏体
B
分为上贝氏体、下贝氏体和粒状
贝氏体三种， 是碳化物在铁素体基体上呈规
则排列的机械混合物，因C原子扩散、Fe原
子不扩散，称半扩散型相变。
魏氏组织 W
分铁素体魏氏组织和渗碳体魏氏
组织 两种 ,均是单相组织.
中碳钢调质后优 良的回火索氏体
中碳钢调质后优 良的回火索氏体
黑团状沿晶 析出的淬火
T8工具钢球化不良， JB/T5074-2007评为8级
第五节 钢的热处理基础
1. Fe-Fe3C平衡相图中有以下那几种固态相变： 铁素体→ 奥氏体 渗碳体→ 奥氏体 铁素体→ 渗碳体 奥氏体→ 高温铁素体 奥氏体→ 石墨 铁素体→ 石墨
2. 钢的加热和冷却时的转变 3. ( 珠）（马 ）（贝）
（1）钢件加热温度过低，基本未能奥氏体化；
（2）冷却速度不足，低于该钢的临界冷却速度；
（3）该钢的奥氏体稳定性过高，室温仍为奥氏体。
（4）等温淬火时，因硝盐用得时间过久，发生老 化，加上没有及时捞渣和补加新盐，导致传热能力 下降，过冷度不足，淬不上火。
（5）等温淬火高于Ms，如50CrV钢在＞300 ℃硝 盐槽中等温淬火，得不到全部马氏体组织。
Mo Cr Ni
Mn
经验数据：
1%C使Ms温度
降低300℃
板条 状M
混合 型M
针状 M
马氏体硬度最 高时的含碳量
片状 珠光体
球状 珠光体
5.5 钢的淬火和回火
4.1 淬火加热和冷却工艺 淬火加热目的 获得均匀细小的奥氏体
淬火加热温度 亚共析钢 Ac3＋（30～50）℃ 过共析钢 Ac1＋（30～50）℃
态分，可分为低碳马氏体（又称板条马氏体，
或位错马氏体） 和高碳马氏体 （针状马氏体
或孪晶马氏体）
马氏体形态与含碳量关系如下
＞ 1.0% C 100%高碳马氏体
＜ 0.2% C 100%低碳马氏体
0.2-0.4% C ＞80%低碳马氏体
0.4-0.8% C
混合组织
回火马氏体 M 回
针叶状高碳马氏体
中线为高碳马氏体脊 中脊线下的密集短线为位错线