结构
奥氏体的面心立方点阵具有多个滑移系，使其容易塑性变形，牛产中利用上述性质进行钢的热变形。又因面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，所以奥氏体的比热容最小，奥氏体在与其他组织发生相互转变时，会产生体积变化，引起残余内应力和一系列的相变。密排六方、面心立方致密度0.74，体心致密度0.68，
性能
奥氏体的面心立方结构使其具有良好的塑性、低的屈服强度和硬度。
奥氏体中铁原子激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好。
线膨胀系数大
导热性能差
奥氏体晶粒度
实际生产中习惯用晶粒度来表示奥氏体晶粒大小。奥氏体晶粒通常分为8级标准评
定，1级最粗，8级最纫，超过8级以上者称为超细晶粒。
晶粒度级别N与晶粒大小的关系为：
式中，n为放大100倍的视野中每平方英寸(6．45cm2)所含的平均奥氏体晶粒数目。奥氏体晶粒越细小爪就越大，N也就越大。
1.起始晶粒度：起始晶粒度是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界
刚刚相互接触时的品粒大小，取决于奥氏体的形核率N和长大速度G。
2.实际晶粒度:实际生产中，各式各样热处理工艺处理后得到的奥氏体晶粒大小。
3.本质晶粒度：钢在规定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。1-4级为本质细晶粒，
5-8为本质粗晶粒。
种类
颗粒状奥氏体：奥氏体的组织形态与原始组织、加热速度、加热转变的程度有关，一般由多边形等轴晶粒组成，这种形态也称为颗粒状，在晶粒内部经常可以看到相变孪品。
针状奥氏体:非平衡态时低碳钢以适当的速度加热到(a十r)两相区可得到针状奥氏体。
一般热处理手册上列出的实际临界点数据，多是在30-50度/小时的加热或冷却速度下测定的。
奥氏体等温形成动力学曲线
时间-温度-奥氏体化图，简称TTA图
奥氏体等温形成动力学油线指在一定温度下，奥氏体形成量与等温时间的关系曲线，常用金相法进行测定。将一纽厚度为1—2MM的薄片共析碳钢试样，在盐浴中迅速加热至AC1点以上某一指定温度，保温不同时间后在盐水中急冷至室温，然后制取金相试样进行观察。因加热转变所得的奥氏体在快冷时转变为马氏体，故根据观察到的马氏体量的多少即可了解奥氏体的形成数量。作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线，即得奥氏体等温形成动力学曲线。
加热温度，加热速度，保温时间，原始组织，合金成分
奥氏体化：
1.形核
奥氏体通常在铁素体与渗碳体界面上通过扩散形成的原因：
1.在相界面上形核，容易获得形成奥氏体所需的浓度起伏、结构起伏和能量起伏。首先，由于铁索体的含碳量极低(0．02％以下)，渗碳体的含碳量又很高(6．67％)，奥氏体的含碳量介于两者之间，在相界面上吸附有碳原于，且含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较大的浓度起伏，使相界面某一微区达到形成奥氏体晶核所需的碳浓度；
2.在两相界面处，原子排列不规则，容易满足形核所需的结构起伏；
3.界面上能量较高，容易造成能量起伏，以满足形核功的需求；
4.在相界面形核阻力小。因为在界面非均匀形核的形核功较低，一方面增加的界面能减少，因为在新界面形成的同时，会使原有界面部分消失；另一方面，增加的应变能减少(因为原子排列不规则的相界更容易容纳一个新相)。这样，形核引起的系统自由能总变化会因阻力项的减少，更容易满足G＜0的相变热力学条件。
2.长大
奥氏体晶粒的长大是通过C原子的扩散实现的。
3.残留碳化物的溶解
残留碳化物溶解是通过Fe3C中的碳原子向奥氏体中扩散和铁原于向贫碳的渗碳体扩散，渗碳体向奥氏体晶体点阵改组来完成的。
4.成分均匀化
此公式中参数直接与温度相关。
平衡组织共析钢的奥氏体化
奥氏体在片状珠光体中还会沿平行于片层方向长大，此时碳原子有两种扩散途径：①在奥氏体中进行体扩散；②沿着。奥氏体／铁素体相界面进行界面扩散。其中第二种是主要途径，因为沿界面扩散路途较短，且扩散系数大。借助这两种扩散途径，奥氏体沿平行于片层方向的长大速度要比沿垂直于片层方向的长大速度要高。
综上所述，奥氏体的长大受碳的扩散所控制，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁索体和渗碳体相界面上形核的必然结果，它是碳扩散并造成相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是Fe3C不断溶解，铁素体相逐渐转变为奥氏体相。
●平衡组织非共析钢的奥氏体化
亚共析钢与过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相同，当加热温度仅超过AC1而
低于AC3或ACCM4时，只能使原始组织中的珠光体转变为奥氏体，仍保留一部分先共析铁素体或先共析渗碳体，这种转变称为不完全奥氏体化，是生产上常用的加热工艺。要获得均匀的单相奥氏体，非共析钢的加热温度必须超过AC1或A Ccm并保温足够时间，即非共析钢的完全奥氏体化包括两个过程，首光是珠光体的奥氏体化，然后是先共析相的奥氏体化。
需要注意的是，过共析钢中的光共析渗碳体的进一步溶解与共析钢转变时的第三阶段没有差别。但由于先析渗碳体较为粗大，需要溶解的数量也多于共析钢，因此，需要更高的温度和更长的保温时间来完成先析渗碳体的溶解，在此过程中奥氏体品粒会迅速粗化，严重影响冷却转变所得组织的性能，因此过共析钢加热大多采用的是不完全奥氏体化，即加热获得的是奥氏体体渗碳体两相混合物，并且加热前要对原始组织做球化处理。
对于亚共析钢和过共析钢，室温下的平衡组织分别为(珠光体十铁索体)和(珠光体十渗碳体)。加热到Al线以上，其中珠光体将转变为奥氏体，随着温度继续升高，亚共析钢中的先共析铁亲体将转变为奥氏体，过共析钢中的渗碳体也溶入奥氏体，使奥氏体量逐渐增多，奥氏体的化学成分分别沿A3线(亚共析钢)和Acm线(过共析钢)变化。当加热温度超过GSE直线时，原始组织全部转变为奥氏体。
与共析钢相比，亚共析钢的奥氏体等温形成图上多了一条先共析铁素体溶解终了线。●连续加热时的奥氏体化
实际生产中，奥氏体都是在连续加热中产生的，如
●非平衡组织的奥氏体化
实际生产中，奥氏体都是在连续加热条件下形成的，如高频感应加热和高能束加热等。钢在连续加热时珠光体向奥氏体的转变规律与等温加热转变大致相同，亦经历形核、长大、残余碳化物溶解、奥氏体均匀化四个阶段，其影响因素也大致相同，但与等温转变相比尚有自己的特点：
1.奥氏体转变（奥氏体形成的四个阶段）是在一定的温度范围内完成；而且随加热速度增
大，各个阶段的转变温度范围均向高温推移并扩大。
2.加热速度越快，转变开始和终了的温度越高，转变所需时间越短，即奥氏体的形成温度
就越快。
3.快速加热条件下，使得奥氏体中碳浓度差别增大，碳化物来不及充分溶解，碳及合金元
素来不及充分扩散，会造成奥氏体中碳及合金元素的浓度很不均匀。生产中为了降低不均匀性，对于快速加热前的原始组织要加以限制，使其中的碳化物呈均匀分布。
（？？？？？？可否在在马氏体相变下温度保温，是成分均匀化？？？？？？？？）4.奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。快速连续加热时相变过热度很大，使奥氏
体形核率激增，又由于加热时间短(如用10’℃／s加热时，奥氏体形成时间仅为10E-5秒)，奥氏体品粒来不及长大，起始晶粒极其细小，经适时淬火后可获得超细化的淬火马氏体组织。
连续加热时在连续加热时，随加热速度增大，奥氏体的形成温度升高，使奥氏体的起始晶粒细化；同时，剩余碳化物数量增多，使奥氏体基体的平均含碳量降低。
影响非平衡组织加热转变的主要因素是加热速度。加热速度一般分为慢速、中速与快速二类；①以120℃／s的速度加热称为慢速加热；②以大于1000℃／s的速度加热称
为快速加热；③加热速度介于慢速和快速之间称为中速加热。对于低、中碳合金钢而百，淬火获得板条马氏体后采用快速和慢速加热都易于形成针状奥氏体；而采用中速加热，主要转变为球状奥氏体，且加热速度越高，奥氏体晶粒越细。
除受加热速度的影响外，残余奥氏体的存在、钢的合金成分以及塑性变形等对加热转变均有一定影响。残余奥氏体的存在将促进原奥氏体晶粒的恢复，加入合金元素也能促进组织遗传，而加热前的塑性变形则可促使球状奥氏体的形成。
影响奥氏体形成速度的因素（TTA图）
奥氏体形成速度取决于形核率和长大速度，二者在等温下为常数，随着温度增高，二者均增大。影响奥氏体形成速度的三个因素导致形核率和长大速度发生变化，进而影响奥氏体形成速度。
(1)加热温度的影响
在各种因素巾，温度对奥氏体形成速度的影响最大。加热温度越高，奥氏体形成速度越快。
其次，随着加热温度升高，奥氏体相界面向铁索体的推移速度与向渗碳体的推移速度之比增大。例如，在780℃时两者之比为14．9，而温度升高到800℃时，两者之比增大到约19．1。温度升高使得铁素体刚刚全部转变为奥氏体时的残余渗碳体量增大，而刚形成的要氏体的平均含碳量降低。
（2）原始组织的影响
在钢的成分相同的情况下，原始组织越细小，奥氏体形成速度越快。因为原始组织中碳化物的分散度越大，相界面就越多，形核幸也就越大。
同时由于珠光体的片层间距减小，碳原子的扩散距离减小，而奥氏体中碳的浓度梯度增大，这些都增大奥氏体的长大速度。
原始组织中碳化物的形式对奥氏体的形成速度也有一定的影响。与粒状珠光体相比由于片状珠光体中碳化物与铁索体的相界面面积较大，形核位置更多，薄片状渗碳体也易溶解，所以加热时奥氏体转变速度更快。
（3）成分的影响
①碳的影响。
亚共析钢中，随着含碳量的增加，碳化物数量增加，铁素体与渗碳体的相界面面积增增加了奥氏体的形核部位，使奥氏体形核李增大和形成速度加快。同时，碳化物数量增加后，使碳的扩散距离减小，并且随奥氏体含碳量增加，碳和铁原子的扩散系数增大，这些因素都加速了奥氏体的形成。但是，在过共析钢中由于碳化物数量过多，含碳量增加会引起剩余碳化物溶解和奥氏体均匀化的时间延长。影响奥氏体晶粒大小的因素
形核率与长大速度比值越大，奥氏体的起始晶粒度就越小。起始晶粒形成之后，实际晶粒度则取决于继续保温或升温过程中的奥氏体晶粒的长大程度。晶粒长大是通过品界迁移来进行的，其实质是原子在晶界附近的扩散过程，因此凡是影响晶界原子扩散的因素，都会影响晶粒长大。
(1)加热湿度和保温时间
由于奥氏体晶粒长大与原子扩散密切相关，团此加热温度越高，保温时间越长，哭氏体晶粒将越粗大。由图可知，在每个温度下部有一个加速长大期，当奥氏体晶粒长到一定尺寸后，长大过程将减慢直至停止长大。加热温度越高，奥氏体晶特长大进行得就越快。比较而言，加热温度对奥氏体晶粒长大起主要作用，因此生产中必须严加控制防止加热温度过高，以避免奥氏体晶粒粗
化。
(2)加热速度
加热速度越快，过热度就越大，即奥氏体实际形成温度就越高．相应里氏体的形核韦N及长大速度G均增大，但N的增大速率高于G的增大速率，所以快速加热时可以获得细小的奥氏体起始品粒，而且加热速度越快，奥氏体起始晶就就越细小。但由于起始晶枝细小，加之温度较高，奥氏体晶粒很容易长大，因此不宜氏时间保温，否则晶粒反而更加粗大。所以生产中常采用快速加热并短时保温来获得细小的奥氏体晶粒，但对于原始组织有一定要求。
(3)原始组织的影响
原始组织主要影响奥氏体的起始晶粒度。一般来说，原始组织越细小，碳化物弥散度越大，所得到的奥氏体起始晶粒就越细
1．合金元素改变了钢的相变临界点，即改变相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。例如Ni、Mn、cM等降低A1点，相同温度下增大了过热度，故使奥氏体的形成速度增大Ni、Mo、Ti、si、Al、W、V等提高A1点，相对地减小了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。
2．合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。强碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在英氏体中的扩散系数，加速奥氏体的形成。
3．钢中加入合金元素还可以影响珠光体片层间距和碳在奥氏体中的溶解度，从而影响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等，从而影响奥氏体的形成速度。4．合金元素在铁素体和破化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。因此奥氏体形成后，碳和合金元素在奥氏体中的分布都是极不均匀的。所以合金钢的奥氏体均匀化过程，除了碳的均匀化以外，还包括合金元素的均匀化。但相同条件下，合金元素的扩散系数仅仅为碳原子的万分之一到千分之一，因而合金钢的奥氏体均匀化时间要比碳钢长得多，故在制定合金钢的加热工艺时，与碳钢相比，加热温度更高，保温时间也更长。小。因为细小的组织有更多的相界面提供形核位置，从而提高形核率，弥散的碳化物则可阻碍奥氏体晶粒的长大。
4合金元素的影响。
用A1脱氧或在钢中加入适量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等强碳化物形成元家时，能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，能强烈阻碍奥氏体晶粒长大，伎奥氏体晶粒极化温度显著升高，从而保持细小的奥氏体晶粒。Mn、P、O等元素溶入奥氏体后削弱了铁原子结合力，加速铁原子扩散，因而促进奥氏体品粒长大。
需要指出的是，一旦形成了粗晶粒，只要晶界上没有很多难溶析出物，通过一次或多次奥氏体化，总是可以使晶粒细化的。这是由于每一次奥氏体化都要重新经历奥氏体的形核和长大过程，只要控制好加热温度和时间，都能获得正常大小的奥氏体晶粒，或者至少比原奥氏体晶粒要小些。这便是热处理细化晶粒的作用。
测定的原理是根据钢的各相有不同热膨胀系数与比容不同"前者按其由大到小的顺序排列为:奥氏体>铁素体>珠光体>上!下贝氏体>马氏体;比容则恰相反,是马氏体>铁素体>珠光体>奥氏体>碳化物(但铬和钒的碳化物的比容大于奥氏体)"所以在钢的组织中,凡发生铁素体溶解,碳化物析出,珠光体转变为奥氏体和马氏体转变为a相的过程将伴随体积的收缩;凡发生铁素体析出!奥氏体分解为珠光体或马氏体的过程将伴随着体积的膨胀"在z分a相变全过程所伴随的总的体积效应是:铁素体所占比例愈大,体积效应也较大;碳化物所占比例大,则体积效应也较小,故碳化物愈高,总的体积效应也较小;凡促使碳化物不能自由析出的因素,总的体积效应便增大"因此,钢的热胀冷缩曲线,因钢种的不同而变化甚大[76一78.
A
②合金元素的影响。
钢中加入合金元素并不影响珠光体向奥氏体的转变机制，但影响碳化物的稳定性及碳在奥氏体中的扩散系数，并且多数合金元素在碳化物和基体之间的分布是不均匀的，所以合金元素将影响奥氏体的形核和长大、碳化物溶解、奥氏体均匀化的速度。
1．合金元素改变了钢的相变临界点，即改变相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。例如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相同温度下增大了过热度，故使奥氏体的形成速度增大,Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高人点，相对地减小了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。
H．合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。强碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在英氏体中的扩散系数，加速奥氏体的形成。
皿．钢中加入合金元素还可以影响珠光体片层间距和碳在奥氏体中的溶解度，从而影响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等，从而影响奥氏体的形成速度。
N．合金元素在铁紊体和破化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁索体中。因此奥氏体形成后，碳和合金元素在奥氏体中的分布都是极不均匀的。所以合金钢的奥氏体均匀化过程，除了碳的均匀化以外，还包括合金元素的均匀化。但相同条件下，合金元素的扩散系数仅仅为碳原子的万分之一到千分之一，因而合金钢的奥氏体均匀化时间要比碳钢长得多，故在制定合金钢的加热工艺时，与碳钢相比，加热温度更高，保温时间也更长。
⑦合金元素的影响。
用A1脱氧或在钢中加入适量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等强碳化物形成元家时，能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，强烈阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒极化温度显著升高，从而保持细小的奥氏体晶粒。Mn、P、O等元素溶入奥氏体后削弱了铁原子结合力，加速铁原子扩散，因而促进奥氏体晶粒长大。
P
②合金元素。
钢中加入合金元素可以显著改变珠光体转变动力学图。综合各种合金元素对珠光体转变动力学的影响，可以得出：在钢中的合金元素充分固溶于奥氏体中的情况下，除了Co外，其他所有的常用合全元素皆使钢的TTT曲线右移，珠光体转变孕育期增长，即推迟珠光体转变的进行。除了Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使珠光体转变的“鼻尖”温度移向高温，这是因为大多数合金元素都降低珠光体转变的形核率和长大速度，因而影响珠光体的形成速度。
珠光体转变时，碳及合金元素需要在铁素体和渗碳体间进行重新分配，由于合金元素的自扩散慢，并且碳的扩散速度减慢，因此珠光体的形核困难，降低转变速度;扩大Y相区的元素如Ni, Mn等均降低奥氏体的转变温度，从而影响到碳与合金元素的扩散速度，阻止奥氏体向珠光体的转变;微量元素B在晶界上内吸附，并形成共格硼相(M22C3B3，可显著阻止铁素体的形核，从而增加了奥氏体的稳定性。
Ms
钢中常见的合金元素均使Ms点降低，但效果不如碳显著。只有AL和Co使Ms点升高(图4—24)。降Ms点的元素按其影响强烈程度顺序排列为：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti。其中W、V、Ti等强碳化物形成元素在钢中多以碳化物形式存在，淬火加热时一般溶于奥氏体中甚少，故对从Ms点影响不大。还应指出，图4—24仅表尔单一合金元素对Ms点的影响，实际钢中往往含有多种合金元素，它们之间的相互影响十分复杂，因而钢的风点主要还是靠试验测定。
B
钢的常用合金元素中，除了Co和A1加速贝氏体相变速度以外，其他合金元素，如Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、W、Si、V以及少量B都延缓贝氏体的形成，同时也使贝氏体相变温度范围下降。钢中同时加入多种合金元素，其相互影响比较复杂。
Cr、Mo和Mn元素扩大了CCT曲线的贝氏体相变区,提高了过冷奥氏体的稳定性。????????
合金元素对贝氏体转变的影响主要体现在对转变速度和对碳扩散速度的影响上。
Cr, Mn, Ni等元素对贝氏体转变有较大的推迟作用，这是因为这三种元素都能降低A-B 的转变温度，减小奥氏体和铁素体的自由能差，也就减小了相变的驱动力。Cr与Mn还阻碍碳的扩散，故推迟贝氏体转变的作用尤为强烈。
Si对贝氏体转变有着颇为强烈的阻滞作用，这可能与它强烈得阻止过饱和铁素体的脱溶有关，因为贝氏体的形成过程是与过饱和铁素体的脱溶分不开的。
强碳化物形成元素W, Mo, V, Ti不同于Mn和Ni，它不是降低A-B的转变温度，而是使之升高，这就增加了奥氏体与铁素体的自由能差，增大转变的驱动力，但由于降低了碳原子的扩散速度，因此对贝氏体转变还是有一定的延缓作用，但比Cr, Mn要小得多。含有W, Mo, V, Ti的钢，贝氏体转变的孕育期短，铁素体一珠光体转变的孕育期长，空冷时容易得到贝氏体组织。
结构 奥氏体的面心立方点阵具有多个滑移系，使其容易塑性变形，牛产中利用上述性质进行钢的热变形。又因面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，所以奥氏体的比热容最小，奥氏体在与其他组织发生相互转变时，会产生体积变化，引起残余内应力和一系列的相变。密排六方、面心立方致密度0.74，体心致密度0.68， 性能 奥氏体的面心立方结构使其具有良好的塑性、低的屈服强度和硬度。 奥氏体中铁原子激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好。 线膨胀系数大 导热性能差 奥氏体晶粒度 实际生产中习惯用晶粒度来表示奥氏体晶粒大小。奥氏体晶粒通常分为8级标准评 定，1级最粗，8级最纫，超过8级以上者称为超细晶粒。 晶粒度级别N与晶粒大小的关系为： 式中，n为放大100倍的视野中每平方英寸(6．45cm2)所含的平均奥氏体晶粒数目。奥氏体晶粒越细小爪就越大，N也就越大。 1.起始晶粒度：起始晶粒度是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界 刚刚相互接触时的品粒大小，取决于奥氏体的形核率N和长大速度G。 2.实际晶粒度:实际生产中，各式各样热处理工艺处理后得到的奥氏体晶粒大小。 3.本质晶粒度：钢在规定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。1-4级为本质细晶粒， 5-8为本质粗晶粒。 种类 颗粒状奥氏体：奥氏体的组织形态与原始组织、加热速度、加热转变的程度有关，一般由多边形等轴晶粒组成，这种形态也称为颗粒状，在晶粒内部经常可以看到相变孪品。 针状奥氏体:非平衡态时低碳钢以适当的速度加热到(a十r)两相区可得到针状奥氏体。 一般热处理手册上列出的实际临界点数据，多是在30-50度/小时的加热或冷却速度下测定的。 奥氏体等温形成动力学曲线 时间-温度-奥氏体化图，简称TTA图 奥氏体等温形成动力学油线指在一定温度下，奥氏体形成量与等温时间的关系曲线，常用金相法进行测定。将一纽厚度为1—2MM的薄片共析碳钢试样，在盐浴中迅速加热至AC1点以上某一指定温度，保温不同时间后在盐水中急冷至室温，然后制取金相试样进行观察。因加热转变所得的奥氏体在快冷时转变为马氏体，故根据观察到的马氏体量的多少即可了解奥氏体的形成数量。作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线，即得奥氏体等温形成动力学曲线。
1奥氏体——碳与合金元素溶解在γ-Fe中的固溶体，仍保持γ-Fe的面心立方晶格。晶界比较直，呈规则多边形；淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 2铁素体——碳与合金元素溶解在a-Fe中的固溶体。 亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 3渗碳体——碳与铁形成的一种化合物。 在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿Acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到Ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。 4珠光体——铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。 珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。在A1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。 5上贝氏体——过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。 过冷奥氏体在中温（约350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为6~8od 铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。 6下贝氏体——同上，但渗碳体在铁素体针内。 过冷奥氏体在350℃~Ms的转变产物。其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合金钢细。 7粒状贝氏体——大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。 过冷奥氏体在贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体和小岛状富碳奥氏体组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏体）；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形成两相混合物，称为M-A组织。 8回火马氏体——马氏体分解得到极细的过渡型碳化物与过饱和（含碳较低）的a-相混合组织它由马氏体在150~250℃时回火形成。 这种组织极易受腐蚀，光学显微镜下呈暗黑色针状组织（保持淬火马氏体位向），与下贝氏体很相似，只有在高倍电子显微镜下才能看到极细小的碳化物质点。 9回火屈氏体——碳化物和a-相的混合物。 它由马氏体在350~500℃时中温回火形成。其组织特征是铁素体基体内分布着极细小的粒状碳化物，针状形态已逐渐消失，但仍隐约可见，碳化物在光学显微镜下不能分辨，仅观察到暗黑的组织，在电镜下才能清晰分辨两相，可看出碳化物颗粒已明显长大。 10回火索氏体——以铁素体为基体，基体上分布着均匀碳化物颗粒。
奥氏体马氏体铁素体不锈钢区别? 铁素体型不锈钢 它的内部显微组织为铁素体，其铬的质量分数在11.5％~32.0%范围内。随着铬含量的提高，其耐酸性能也提高，加入钼（Mo）后，则可提高耐酸腐蚀性和抗应力腐蚀的能力。这类不锈钢的国家标准牌号有00Cr12、1Cr17、00Cr17Mo、00Cr30Mo2等。 430是铁素体不锈钢。 铁素体不锈钢是含铬大于14％的低碳铬不锈钢，含铬大于27％的任何含碳量的铬不锈钢，以及在上述成分基础上再添加有钼、钛、铌、硅、铝、、钨、钒等元素的不锈钢，化学成分中形成铁素体的元素占绝对优势，基体组织为铁素。这类钢在淬火（固溶）状态下的组织为铁素体，退火及时效状态的组织中则可见到少量碳化物及金属间化合物。 属于这一类的有Crl7、Cr17Mo2Ti、Cr25，Cr25Mo3Ti、Cr28等。铁素体不锈钢因为含铬量高，耐腐蚀性能与抗氧化性能均比较好，但机械性能与工艺性能较差，多用于受力不大的耐酸结构及作抗氧化钢使用。 马氏体型不锈钢 它的显微组织为马氏体。这类钢中铬的质量分数为11.5％~18.0％，但碳的质量分数最高可达0.6％。碳含量的增高，提高了钢的强度和硬度。在这类钢中加入的少量镍可以促使生成马氏体，同时又能提高其耐蚀性。这类钢的焊接性较差。列入国家标准牌号的钢板有1Cr13、2 Cr13、3Cr13、1Cr17Ni2等。 410是马氏体不锈钢，其中碳最大含量为0.15%，锰最大含量1.00%，硅最大含量为1.00%，铬含量为11.50~13.50%。为通用型可热处理不锈钢，耐腐蚀，耐热，硬度可达42HRC或更高些。 奥氏体型不锈钢 其显微组织为奥氏体。它是在高铬不锈钢中添加适当的镍（镍的质量分数为8％~25%）而形成的，具有奥氏体组织的不锈钢。奥氏体型不锈钢以Cr18Ni19铁基合金为基础，在此基础上随着不同的用途，发展成图1-2所示的铬镍奥氏体不锈钢系列。 奥氏体、铁素体、马氏体不锈钢在用途上如何区分？ 工业上应用的不锈钢按金相组织可分为三大类：铁素体不锈钢，马氏体不锈钢，奥氏体不锈钢。可以把这三类不锈钢的特点归纳(如下表)，但需要说明的是马氏体不锈钢并不是都不可焊接，只是受某些条件的限制，如焊前应预热焊后应作高温回火等，而使焊接工艺比较复杂。实际生产中一些马氏体不锈钢如1Cr13，2Cr13以及2Cr13与45钢焊接还是比较多的。 马氏体不锈钢属于铬不锈钢。 由于含碳量高，碳化铬多，钢的耐蚀性能下降，虽可通过热处理的方法改善，但防腐性不高。马氏体不锈钢多用于制造力学性能要求较高，并有一定耐蚀性能要求的零件，如汽轮机叶片、喷嘴、阀座、量具、刃具等。 铁素体不锈钢也属于铬不锈钢。 含碳量小，抗大气、硝酸及盐水溶液的腐蚀能力强，有高温抗氧化性能好等特点。主要用于制作化工设备中的容器、管道。 奥氏体不锈钢属于铬镍不锈钢。
1铁素体，奥氏体，马氏体是钢在不同温度下，或是不同处理使得存在形式，首先碳溶在铁中若含量极少，小于0.0218%，在较低温度时就会形成铁素体，碳含量增加的话就会存在铁素体和渗碳体，铁素体和渗碳体机械混合结构和成珠光体，将碳含量小于0.77%的铁加热到727摄氏度以上就会变成奥氏体，奥氏体与铁素体的不同是结构不一样，奥氏体是面形立方，铁素体是体心立方，将奥氏体以极快的速度冷却，它就不能变为低温下的铁素体和渗碳体混合结构，因为碳原子无法扩散，直接就切变成体心立方的马氏体，马氏体是碳过饱和溶于体心立方的铁中，之所以研究这些东西，在于这些结构的性质不同，如，铁素体有好的塑形，但是非常软，马氏体是很硬的，但塑形不怎么样，一般淬火得到的就是马氏体，2正火得到珠光体组织，淬火是将奥氏体变化为马氏体，回火是将马氏体变为铁素体。 加入锰和镍能将奥氏体临界转变温度降至室温以下，使钢在室温下保持奥氏体组织，即所谓奥氏体钢。 3铁素体，奥氏体都有很好的塑性,韧性,珠光体有较高的综合机械性能;莱氏体\渗碳体都是脆性的,硬度高,耐磨性好;索氏体较珠光体有更高的综合机械性能;马氏体分2种:低碳M有很高的强韧性,高碳M有更高的耐磨性;屈氏体较索氏体的层片间距更小,屈服强度更高,弹性更好. 4奥氏体——碳与合金元素溶解在γ-Fe中的固溶体，仍保持γ-Fe的面心立方晶格。晶界比较直，呈规则多边形；淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处铁素体——碳与合金元素溶解在a-Fe中的固溶体。 亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 渗碳体——碳与铁形成的一种化合物。 在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿Acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到Ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。 珠光体——铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。 珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。在A1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。 上贝氏体——过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。 过冷奥氏体在中温（约350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为6~8od铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。 下贝氏体——同上，但渗碳体在铁素体针内。 过冷奥氏体在350℃~Ms的转变产物。其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度
铁素体和奥氏体的区别 铁素体是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，常用符号F表示。 不锈钢中的“铁素体”,指的是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，其溶碳能力很小，常温下仅能溶解为0.0008％的碳，在727℃时最大的溶碳能力为0.02％,它仍保持的体心立方晶格.常用符号F表示。 由于铁素体含碳量很低，其性能与纯铁相似，塑性、韧性很好，伸长率δ＝45％～50％。强度、硬度较低，σb≈250MPa，而HBS＝80。 所谓铁素体不锈钢.指的是在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。它的含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构,至于不锈钢含铁量 与它是否是铁素体不锈钢并无关系.铁素体不锈钢只取决于在使用状 态下，它是否以铁素体组织为主. 铁素体有磁性. 在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。含铬量在11%~30%，具 有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。 这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了
它的应用。炉外精炼技术（AOD或VOD）的应用可使碳、氮等间隙元素大大降低，因此使这类钢获得广泛应用。 奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc ＝0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。奥氏体塑性好，是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。 奥氏体是没有磁性的。 责任编辑: 参与评论 日本不锈钢牌号、组成、特点及用途二（铁素体） 中国不锈钢牌号、组成、特点及用途二（铁素体） 应用新材料破解“资源难” 推广应用铁素体前景广阔 澳门耀兴国际有限公司旗下企业江门市日新(日盈)不锈钢材料厂有限公司，联合日本JFE钢铁株式会社，在江门市举办JYH21CT应用技术交流会，推介无镍、无钼、高铬、高抗腐蚀性的新型不锈钢材料铁素体不锈钢。在镍资源严重短缺的时代，推广使用不含镍的铁素体不锈钢，是不锈钢制品企业破解'资源难问题的最佳选择。出.. 现代含铌铁素体不锈钢的开发与应用
马氏体奥氏体珠光体贝氏体 马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。马氏体（M）是碳溶于α-Fe的过饱和的固溶体，是奥氏体通过无扩散型相变转变成的亚稳定相。其比容大于奥氏体、珠光体等组织，这是产生淬火应力，导致变形开裂的主要原因。马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体） 奥氏体（austenite）A、γ是晶体结构：面心立方（fcc）。是碳在γ－Fe中形成的间隙固溶体。奥氏体是一种塑性很好，强度较低的固溶体，具有一定韧性。不具有铁磁性。因此，分辨奥氏体不锈钢刀具(常见的18－8型不锈钢）的方法之一就是用磁铁来看刀具是否具有磁性。古代铁匠打铁时烧红的铁块即处于奥氏体状态。另外，奥氏体因为是面心立方，四面体间隙较大，可以容纳更多的碳。 珠光体pearlite 珠光体是奥氏体(奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体)发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。得名自其珍珠般（pearl-like）的光泽。其形态为铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体。用符号P表示，含碳量为ωc＝％。在珠光体中铁素体占88%,渗碳体占12%,由于铁素体的数量大大多于渗碳体,所以铁素体层片要比渗碳体厚得多.在球化退火条件下,珠光体中的渗碳休也可呈粒状,这样的珠光体称为粒状珠光体。珠光体的性能介于铁素体和渗碳体之间,强韧性较好.其抗拉强度为750 ~900MPa,180 ~280HBS,伸长率为20 ~25%,冲击功为24 ~32J.力学性能介于铁素体与渗碳体之间,强度较高,硬度适中,塑性和韧性较好。
铁素体(ferrite，缩写：FN，用F表示)即α-Fe和以它为基础的固溶体，具有体心立方点阵。亚共析成分的奥氏体通过先共析析出形成铁素体。在碳钢和低合金钢的热轧（正火）和退火组织中，铁素体是主要组成相；室温下的铁素体的机械性能和纯铁相近。铁素体的强度、硬度不高，但具有良好的塑性与韧性。 经过硝酸溶液侵蚀后,从颜色上观察区分金相组织形态. 铁素体是白色，珠光体是黑色，马氏体(M)是碳溶于α-Fe的过饱和的固溶体，在金相观察中为细长的板条状或针叶状。
纯铁在室温时具有体心立方晶格，其晶格常数 a = 2 . 86A ，这种铁称为 a 一 Fe 。若温度升高到 912 ℃ ，纯铁的晶休结构会发生变化，由体心立方晶格转变为面心立方晶格，其晶格常数a =3 . 64 人，这种铁称为γ一 Fe 。当扭度继续升高到 1394 ℃ ，面心立方晶格又重新变为体心立方品格，其晶格常数 a =2 . 93 人，为与 912 ℃ 以下的。γ一 Fe 相区别，称它为e F -δ。若得度降低，则发生可逆转变。上述变化过程可表达如下： 这种随温度变化．固态金属由一种晶格转变为另一种晶格的现象，称为同素异晶转变． 铁素体 F 碳溶于a 一 Fe 铁中的固溶体，称为铁素体，用符号 F 衷示。它仍保待 a 铁的体心立方晶格，铁素体的性能与纯铁相似，即塑性、韧性较好，强度，硬度较低。 奥氏体 A 碳溶于γ一 Fe 铁中的固溶体，称为奥氏体，用符号 A 表示。它仍保持护铁的面心立方品格，其有良好的塑性和低的变形拢力，适合于锻造。 渗碳体 渗碳体是铁和碳的化合物，分子式为分子式为 C F 3e ，含碳量为6.69%。对铸铁有重要意义。 珠光体 P 由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，称为珠光体．用符号 P 表示。珠光体的平均含碳爪为 0.77%。珠光体的性能介于硬的渗碳体和软的铁素体之间，硬度适中，强度较好，脆性不大。 莱氏体 L 在 727 ℃ 以上，莱氏体主要由奥氏休和渗碳体组成，称为莱氏体或高温莱氏体，用符号 L 表示．在 727 ℃ 以下，莱氏体主要由珠光体和渗碳体组成，称为变态莱氏体或低温莱氏体，用符号 L 益表示。莱氏体的平均含碳吸为 4.3 ％。是一种婴硬而脆的组织。
创作编号： GB8878185555334563BT9125XW 创作者：凤呜大王* 奥氏体/马氏体/铁素体 奥氏体（钢的组别：A1, A2, A3 A4, A5）(性能等级：50软，70冷加工，80高强度) 马氏体(钢的组别：C1,C2,C3) (性能等级：50软，70、110淬火并回火，80淬火并回火) 铁素体(钢的组别：F1) (性能等级：45软，60冷加工) 马氏体不锈钢属于铬不锈钢。由于含碳量高，碳化铬多，钢的耐蚀性能下降，虽可通过热处理的方法改善，但防腐性不高。马氏体不锈钢多用于制造力学性能要求较高，并有一定耐蚀性能要求的零件，如汽轮机叶片、喷嘴、阀座、量具、刃具等。 铁素体不锈钢也属于铬不锈钢。含碳量小，抗大气、硝酸及盐水溶液的腐蚀能力强，有高温抗氧化性能好等特点。主要用于制作化工设备中的容器、管道。 奥氏体不锈钢属于铬镍不锈钢。具有很高的耐蚀性，优良的塑性，良好的焊接性及低温韧性，不具有磁性，易加工硬化。主要用于在腐蚀介质中工作的零件、容器、管道、医疗器械以及抗磁环境中。 奥氏体 奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc＝ 0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。奥氏体塑性好，是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。奥氏体是没有磁性的。 马氏体分级淬火 是将奥氏体化工件先浸入温度稍高或稍低于钢的马氏体点的液态介质（盐浴或碱浴）中，保持适当的时间，待钢件的内、外层都达到介质温度后取
出空冷，以获得马氏体组织的淬火工艺，也称分级淬火。分级淬火由于在分级温度停留到工件内外温度一致后空冷，所以能有效地减少相变应力和热应力，减少淬火变形和开裂倾向。分级淬火适用于对于变形要求高的合金钢和高合金钢工件，也可用于截面尺寸不大、形状复杂地碳素钢工件。 马氏体不锈钢 通过热处理可以调整其力学性能的不锈钢，通俗地说，是一类可硬化的不锈钢。典型牌号为Cr13型，如2Cr13 ,3Cr13 ,4Cr13等。粹火后硬度较高，不同回火温度具有不同强韧性组合，主要用于蒸汽轮机叶片、餐具、外科手术器械。根据化学成分的差异，马氏体不锈钢可分为马氏体铬钢和马氏体铬镍钢两类。根据组织和强化机理的不同，还可分为马氏体不锈钢、马氏体和半奥氏体（或半马氏体）沉淀硬化不锈钢以及马氏体时效不锈钢等。 马氏体就是以人命命名的： 对于学材料的人来说，“马氏体”的大名如雷贯耳，那么说到阿道夫·马滕斯又有几个人知道呢？其实马氏体的“马”指的就是他了。在铁碳组织中这样以人名命名的组织还有很多，今天我们就来说说这些名称和它们背后那些材料先贤的故事。 马氏体Martensite，如前所述命名自Adolf Martens (1850-1914)。这位被称作马登斯或马滕斯的先生是一位德国的冶金学家。他早年作为一名工程师从事铁路桥梁的建设工作，并接触到了正在兴起的材料检验方法。于是他用自制的显微镜（！）观察铁的金相组织，并在1878年发表了《铁的显微镜研究》，阐述金属断口形态以及其抛光和酸浸后的金相组织。（这个工作我们现在做的好像也蛮多的。）他观察到生铁在冷却和结晶过程中的组织排列很有规则（大概其中就有马氏体），并预言显微镜研究必将成为最有用的分析方法之一（有远见）。他还曾经担任了柏林皇家大学附属机械工艺研究所所长，也就是柏林皇家材料试验所（"Staatliche Materialprüfungsamt"）的前身，他在那里建立了第一流的金相试验室。1895年国际材料试验学会成立，他担任了副主席一职。直到现在，在德国依然有一个声望颇高的奖项以他的名字命名
双相不锈钢、奥氏体、铁素体不锈钢之比较 所谓双相不锈钢是在其固淬组织中铁素体相与奥氏体相各占一半，一般最少相的含量也许要达到30%。 由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使DSS兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点。 与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的优势如下： （1）屈服强度比普通奥氏体不锈钢高一倍多，且具有成型需要的足够的塑韧性。采用双相不锈钢制造储罐或压力容器的壁厚要比常用的奥氏体减少30-50%，有利于降低成本。 （2）具有优异的耐应力腐蚀破裂的能力，即使是含合金量最低的双相不锈钢也有比奥氏体不锈钢更高的耐应力腐蚀破裂的能力，尤其在含氯离子的环境中。应力腐蚀是普通奥氏体不锈钢难以解决的突出问题。 （3）在许多介质中应用最普遍的2205双相不锈钢的耐腐蚀性优于普通的316L奥氏体不锈钢，而超级双相不锈钢具有极高的耐腐蚀性，再一些介质中，如醋酸，甲酸等甚至可以取代高合金奥氏体不锈钢，乃至耐蚀合金。 （4）具有良好的耐局部腐蚀性能，与合金含量相当的奥氏体不锈钢相比，它的耐磨损腐蚀和疲劳腐蚀性能都优于奥氏体不锈钢。 （5）比奥氏体不锈钢的线膨胀系数低，和碳钢接近，适合与碳钢连接，具有重要的工程意义，如生产复合板或衬里等。 （6）不论在动载或静载条件下，比奥氏体不锈钢具有更高的能量吸收能力，这对结构件应付突发事故如冲撞，爆炸等，双相不锈钢优势明显，有实际应用价值。 与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的弱势如下： （1）应用的普遍性与多面性不如奥氏体不锈钢，例如其使用温度必须控制在250摄氏度以下。 （2）其塑韧性较奥氏体不锈钢低，冷，热加工工艺和成型性能不如奥氏体不锈钢。 （3）存在中温脆性区，需要严格控制热处理和焊接的工艺制度，以避免有害相的出现，损害性能。 与铁素体不锈钢相比，双相不锈钢的优势如下： （1）综合力学性能比铁素体不锈钢好，尤其是塑韧性，不象铁素体不锈钢那样对脆性敏感。 （2）除耐应力腐蚀性能外，其他耐局部腐蚀性能都优于铁素体不锈钢。 （3）冷加工工艺性能和冷成型性能远优于铁素体不锈钢。
铁素体和奥氏体的区别 钢的组织和特性?铁是钢的基本组成元素。铁在固态有两种晶体结构，一是体心立方结构（存在于两个温度范围内，?912?℃?以上称?α? 铁，?1394?℃?以上称?δ?铁）；另一是面心立方结构（存在 于?912?～?1394?℃?之间，称?γ?铁）。碳是钢中另一主要元素，对钢的组织和性能起重要作用，通常随着含碳量的增加，钢的强度增加、塑性下降。碳在钢中主要有两种存在形式，一是溶入铁中与铁形成固溶体（两种以上化学组分互相溶解而形成的均匀固相）；另一是与铁形成铁碳化合物，称渗碳体（?Fe?3C?），其硬度高、脆性大。碳溶于?α?铁中形成的固溶体称铁素体；溶于?γ?铁中形成的固溶体称奥氏体，其最大溶解度为??％。钢在冷却过程中，过饱和的奥氏体将发生分解，形成铁素体和渗碳体。铁素体和渗碳体组成的呈片状相间排列的混合物称珠光体。一般碳素钢在室温下的金相组织由铁素体、珠光体和渗碳体组成? 铁素体是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，常用符号F表示。 不锈钢中的“铁素体”,指的是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，其溶碳能力很小，常温下仅能溶解为％的碳，在727℃时最大的溶碳能力为％, 它仍保持的体心立方晶格.常用符号F表示。
由于铁素体含碳量很低，其 c:\iknow\docshare\data\cur_work\&aid=6148&sid=&click=1&url=http:的是在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。它的含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构,至于不锈钢含铁量与它是否是铁素体不锈钢并无关系.铁素体不锈钢只取决于在使用状态下，它是否以铁素体组织为主. 铁素体有磁性. 在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等c:\iknow\docshare\data\cur_work\&aid=6025&sid=&click=1&url=http:727℃1148℃727℃是奥氏体不锈钢的三大元素之一（碳、铬、镍）。镍在奥氏体不锈钢中的作用是与碳紧密结合（不锈钢含碳量越大越容易生锈，为了使奥氏体不锈钢既具有强度又不容易生锈，就需要控制碳的含量，而镍正好弥补这一缺陷），增加其强度及硬度。因为镍抗磁性元素，所以奥氏体不锈钢是没有磁性的。因为铁素体不锈钢主要用于加工装饰方面，需具有良好的塑性与韧性，所以它只含极少量的镍元素，因而它是有磁性的。B. 因为马氏体和铁素体的内部电子都有规则的排列;决定磁性的关键因素是排列规则的电子有规律的运动.而镍正好破坏了电子间这种有规则的排列。 为什么不锈钢不生锈铬具有耐腐蚀性。奥氏体不锈钢、马氏体和铁素体不锈钢都含有12%——30%的铬元素，所以它们不生锈。
此款仪器可以测试奥氏体焊接金属或双联不锈钢的铁素体含量。 德国菲希尔FISCHER公司生产的经得起考验的 FERITSCOPE FMP30铁素体测试仪适合于需要一款独立的带全部测量数据存储，输出和打印功能的使用者。FERITSCOPE FMP30铁素体测试仪能存储多达100个应用程式中4,000个数据组中的20,000个测量数据。 FERITSCOPE FMP30铁素体测试仪配备有一个独特的和便于读取的液晶显示器，可选择多种语言，包括中文、英文、法文等等。大量显示的信息使得操作异常简便，包括单个测量读数，测量次数，应用程式号，组号，统计数据，Cp和Cpk，产品规格限制超出，日期，时间，以及显示操作模式和设置的图标和符号，2行文本各16个字母或可自由选择的符号以用于显示数据和操作员提示。FERITSCOPE FMP30铁素体测试仪具有打印柱状图，正态分布图表，以及Cp和Cpk指标的功能。自动的求平均功能降低了测量数据范围内的表面粗糙度影响。探头自动识别。应用程式特定的校准参数储存在测量探头中，因此仪器一旦连接了任何探头都能立即进行测量。 工作原理： FERITSCOPE FMP30 依据磁感应方法进行测量。线圈产生的磁场区域与工件内的磁性部件相互作用，磁场区域的变化第二个线圈内产生感生电压，该电压与铁素体含量成比例关系，然后评估该电压。所有的磁性部件，也就是说，除了delta铁素体，还包括其转化形式马
氏体都能被识别。采用磁感应方法测量铁素体含量有个特别的优势，sigma相即Fe-Cr沉积，由于铁素体含量过高和冷却条件不对而形成，被准确地识别为非铁素体。另一方面，在做金相切片试验时，要从铁素体组织中区别出sigma相是非常不容易的，这将导致铁素体含量的错误评估。 Fischer校准标准片套件（含证书） 校准标准片套件CAL-SS %Fe-WRC 0.3/10 （订货编号602-279）包括标准片：大约0.4, 2.5 and 10.5 %Fe (0.4, 2 and 9 FN) 校准标准片套件CAL-SS %Fe-WRC 1.5/30 （订货编号602-239）包括标准片：大约2.5, 10.5 and 30 %Fe (2, 9 and 33 FN) 校准标准片套件CAL-SS %Fe-WRC 10/80 （订货编号602-277）包括标准片：大约10.5, 30 and 80 %Fe (9, 33 and 110 FN) 应用范围： 化学和石油化工行业越来越多地使用双相钢，例如：图1和图2中的锅炉容器就是用高防腐性能的双相不锈钢制造的。如果焊缝处的铁素体含量过低，受到张力或发生振动时容易破裂。然而，在焊接双相钢时，由于焊接添加剂或热处理不当，焊缝处的铁素体含量非常容易超标。只有现场检测才能确保处理过程不会改变最佳的铁素体含量，防止机械性能或防腐蚀性能的下降。
所谓双相不锈钢是在其固淬组织中铁素体相与奥氏体相各占一半，一般最少相的含量也许要达到30%。 由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使DSS兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点。 与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的优势如下： （1）屈服强度比普通奥氏体不锈钢高一倍多，且具有成型需要的足够的塑韧性。采用双相不锈钢制造储罐或压力容器的壁厚要比常用的奥氏体减少30-50%，有利于降低成本。 （2）具有优异的耐应力腐蚀破裂的能力，即使是含合金量最低的双相不锈钢也有比奥氏体不锈钢更高的耐应力腐蚀破裂的能力，尤其在含氯离子的环境中。应力腐蚀是普通奥氏体不锈钢难以解决的突出问题。（3）在许多介质中应用最普遍的2205双相不锈钢的耐腐蚀性优于普通的 316L奥氏体不锈钢，而超级双相不锈钢具有极高的耐腐蚀性，再一些介质中，如醋酸，甲酸等甚至可以取代高合金奥氏体不锈钢，乃至耐蚀合金。 （4）具有良好的耐局部腐蚀性能，与合金含量相当的奥氏体不锈钢相比，它的耐磨损腐蚀和疲劳腐蚀性能都优于奥氏体不锈钢。 （5）比奥氏体不锈钢的线膨胀系数低，和碳钢接近，适合与碳钢连接，具有重要的工程意义，如生产复合板或衬里等。 （6）不论在动载或静载条件下，比奥氏体不锈钢具有更高的能量吸收能力，这对结构件应付突发事故如冲撞，爆炸等，双相不锈钢优势明显，有实际应用价值。
与奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢的弱势如下： （1）应用的普遍性与多面性不如奥氏体不锈钢，例如其使用温度必须控制在250摄氏度以下。 （2）其塑韧性较奥氏体不锈钢低，冷，热加工工艺和成型性能不如奥氏体不锈钢。 （3）存在中温脆性区，需要严格控制热处理和焊接的工艺制度，以避免有害相的出现，损害性能。 与铁素体不锈钢相比，双相不锈钢的优势如下： （1）综合力学性能比铁素体不锈钢好，尤其是塑韧性，不象铁素体不锈钢那样对脆性敏感。 （2）除耐应力腐蚀性能外，其他耐局部腐蚀性能都优于铁素体不锈钢。（3）冷加工工艺性能和冷成型性能远优于铁素体不锈钢。 （4）焊接性能也远优于铁素体不锈钢，一般焊前不需预热，焊后不需热处理。 （5）应用范围较铁素体不锈钢宽。 与铁素体不锈钢相比，双相不锈钢的弱势如下： 合金元素含量高，价格相对高，一般铁素体不含镍。 综上所述，可以概括地看出DSS的使用性能和工艺性能的概貌，它以其优越的力学与耐腐蚀综合性能赢得了使用者的青睐，已成为既节省重量又节省投资的优良的耐蚀工程材料。 为了大力降低生产成本，满足市场对不锈钢的需求，不少生产企业，一方面开发新的品种，不用镍或少用镍，同时一些国内企业开始用低品
奥氏体——碳与合金元素溶解在γ-Fe中的固溶体，仍保持γ-Fe的面心立方晶格。晶界比较直，呈规则多边形；淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 铁素体——碳与合金元素溶解在a-Fe中的固溶体。 亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 渗碳体——碳与铁形成的一种化合物。 在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿Acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到Ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。 珠光体——铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。 珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。在A1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。 上贝氏体——过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。 过冷奥氏体在中温（约350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为6~8od 铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。 下贝氏体——同上，但渗碳体在铁素体针内。 过冷奥氏体在350℃~Ms的转变产物。其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合金钢细。 粒状贝氏体——大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。 过冷奥氏体在贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体和小岛状富碳奥氏体组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏体）；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形成两相混合物，称为M-A组织。 回火马氏体——马氏体分解得到极细的过渡型碳化物与过饱和（含碳较低）的a-相混合组织它由马氏体在150~250℃时回火形成。 这种组织极易受腐蚀，光学显微镜下呈暗黑色针状组织（保持淬火马氏体位向），与下贝氏体很相似，只有在高倍电子显微镜下才能看到极细小的碳化物质点。 回火屈氏体——碳化物和a-相的混合物。 它由马氏体在350~500℃时中温回火形成。其组织特征是铁素体基体内分布着极细小的粒状碳化物，针状形态已逐渐消失，但仍隐约可见，碳化物在光学显微镜下不能分辨，仅观察到暗黑的组织，在电镜下才能清晰分辨两相，可看出碳化物颗粒已明显长大。 回火索氏体——以铁素体为基体，基体上分布着均匀碳化物颗粒。
铁素体和奥氏体的区别 钢的组织和特性铁是钢的基本组成元素。铁在固态有两种晶体结构，一是体心立方结构（存在于两个温度范围内， 912 ℃以上称α铁， 1394 ℃以上称δ铁）；另一是面心立方结构（存在于 912 ～ 1394 ℃之间，称γ铁）。碳是钢中另一主要元素，对钢的组织和性能起重要作用，通常随着含碳量的增加，钢的强度增加、塑性下降。碳在钢中主要有两种存在形式，一是溶入铁中与铁形成固溶体（两种以上化学组分互相溶解而形成的均匀固相）；另一是与铁形成铁碳化合物，称渗碳体（ Fe 3C ），其硬度高、脆性大。碳溶于α铁中形成的固溶体称铁素体；溶于γ铁中形成的固溶体称奥氏体，其最大溶解度为 2.11 ％。钢在冷却过程中，过饱和的奥氏体将发生分解，形成铁素体和渗碳体。铁素体和渗碳体组成的呈片状相间排列的混合物称珠光体。一般碳素钢在室温下的金相组织由铁素体、珠光体和渗碳体组成 铁素体是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，常用符号F表示。 不锈钢中的“铁素体”,指的是碳溶解在a－Fe中的间隙固溶体，其溶碳能力很小，常温下仅能溶解为0.0008％的碳，在727℃时最大的溶碳能力为0.02％,它仍保持的体心立方晶格.常用符号F表示。 由于铁素体含碳量很低，其性能与纯铁相似，塑性、韧性很好，伸长率δ＝45％～50％。强度、硬度较低，σb≈250MPa，而HBS＝80。 所谓铁素体不锈钢.指的是在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。它的含铬量在 11%~30%，具有体心立方晶体结构,至于不锈钢含铁量与它是否是铁素体不锈钢并无关系.铁素体不锈钢只取决于在使用状态下，它是否以铁素体组织为主. 铁素体有磁性. 在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。 这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。炉外精炼技术（AOD或VOD）的应用可使碳、氮等间隙元素大大降低，因此使这类钢获得广泛应用。 奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc＝0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。奥氏体塑性好，是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。 奥氏体是没有磁性的。
奥氏体不锈钢和马氏体不锈钢有什么区别？ 主要是磁性，奥氏体不带磁性，马氏体带磁性。 奥氏体 奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc＝0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。奥氏体塑性好，是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。奥氏体是没有磁性的。 马氏体分级淬火 是将奥氏体化工件先浸入温度稍高或稍低于钢的马氏体点的液态介质（盐浴或碱浴）中，保持适当的时间，待钢件的内、外层都达到介质温度后取出空冷，以获得马氏体组织的淬火工艺，也称分级淬火。分级淬火由于在分级温度停留到工件内外温度一致后空冷，所以能有效地减少相变应力和热应力，减少淬火变形和开裂倾向。分级淬火适用于对于变形要求高的合金钢和高合金钢工件，也可用于截面尺寸不大、形状复杂地碳素钢工件。 马氏体不锈钢 通过热处理可以调整其力学性能的不锈钢，通俗地说，是一类可硬化的不锈钢。典型牌号为Cr13型，如2Cr13 ,3Cr13 ,4Cr13等。粹火后硬度较高，不同回火温度具有不同强韧性组合，主要用于蒸汽轮机叶片、餐具、外科手术器械。根据化学成分的差异，马氏体不锈钢可分为马氏体铬钢和马氏体铬镍钢两类。根据组织和强化机理的不同，还可分为马氏体不锈钢、马氏体和半奥氏体（或半马氏体）沉淀硬化不锈钢以及马氏体时效不锈钢等。 马氏体就是以人命命名的： 对于学材料的人来说，“马氏体”的大名如雷贯耳，那么说到阿道夫·马滕斯又有几个人知道呢？其实马氏体的“马”指的就是他了。在铁碳组织中这样以人名命名的组织还有很多，今天我们就来说说这些名称和它们背后那些材料先贤的故事。 马氏体Martensite，如前所述命名自Adolf Martens (1850-1914)。这位被称作马登斯或马滕斯的先生是一位德国的冶金学家。他早年作为一名工程师从事铁路桥梁的建设工作，并接触到了正在兴起的材料检验方法。于是他用自制的显微镜（！）观察铁的金相组织，并在1878年发表了《铁的显微镜研究》，阐述金属断口形态以及其抛光和酸浸后的金相组织。（这个工作我们现在做的好像也蛮多的。）他观察到生铁在冷却和结晶过程中的组织排列很有规则（大概其中就有马氏体），并预言显微镜研究必将成为最有用的分析方法之一（有远见）。他还曾经担任了柏林皇家大学附属机械工艺研究所所长，也就是柏林皇家材料试验所（"Staatliche Materialprüfungsamt"）的前身，他在那里建立了第一流的金相试验室。1895年国际材料试验学会成立，他担任了副主席一职。直到现在，在德国依然有一个声望颇高的奖项以他的名字命名。 马氏体不锈钢是一类可以通过热处理（淬火、回火）对其性能进行调整的不锈钢，通俗地讲，是一类可硬化的不锈钢。这种特性决定了这类钢必须具备两个基本条件：一是在平衡相图中必须有奥氏体相区存在，在该区域温度范围内进行长时间加热，使碳化物固溶到钢中之后，进行淬火形成马氏体，也就是化学成分必须控制在γ或γ+α相区，二是要使合金形成耐腐蚀和氧化的钝化膜，铬含量必须在10.5%以上。按合金元素的差别，可分为马氏
不锈钢简介： 不锈钢通俗地说，不锈钢就是不容易生锈的钢，实际上一部分不锈钢，既有不锈性，又有耐酸性（耐蚀性）。不锈钢的不锈性和耐蚀性是由于其表面上富铬氧化膜（钝化膜）的形成。这种不锈性和耐蚀性是相对的。试验表明，钢在大气、水等弱介质中和硝酸等氧化性介质中，其耐蚀性随钢中铬含水量的增加而提高，当铬含量达到一定的百分比时，钢的耐蚀性发生突变，即从易生锈到不易生锈，从不耐蚀到耐腐蚀。不锈钢的分类方法很多。按室温下的组织结构分类，有马氏体型、奥氏体型、铁素体和双相不锈钢；按主要化学成分分类，基本上可分为铬不锈钢和铬镍不锈钢两大系统；按用途分则有耐硝酸不锈钢、耐硫酸不锈钢、耐海水不锈钢等等，按耐蚀类型分可分为耐点蚀不锈钢、耐应力腐蚀不锈钢、耐晶间腐蚀不锈钢等；按功能特点分类又可分为无磁不锈钢、易切削不锈钢、低温不锈钢、高强度不锈钢等等。由于不锈钢材具有优异的耐蚀性、成型性、相容性以及在很宽温度范围内的强韧性等系列特点，所以在重工业、轻工业、生活用品行业以及建筑装饰等行业中获取得广泛的应用。 不锈钢牌号分组 200 系列—铬-镍-锰奥氏体不锈钢 300 系列—铬-镍奥氏体不锈钢 型号301—延展性好，用于成型产品。也可通过机械加工使其迅速硬化。焊接性好。抗磨性和疲劳强度优于304不锈钢。 型号302—耐腐蚀性同304，由于含碳相对要高因而强度更好。 型号303—通过添加少量的硫、磷使其较304更易切削加工。 型号304—通用型号；即18/8不锈钢。GB牌号为0Cr18Ni9。 型号309—较之304有更好的耐温性。 型号316—继304之後，第二个得到最广泛应用的钢种，主要用于食品工业和外科手术器材，添加钼元素使其获得一种抗腐蚀的特殊结构。由于较之304其具有更好的抗氯化物腐蚀能力因而也作“船用钢”来使用。SS316则通常用于核燃料回收装置。18/10级不锈钢通常也符合这个应用级别。[1] 型号321—除了因为添加了钛元素降低了材料焊缝锈蚀的风险之外其他性能类似304。 400 系列—铁素体和马氏体不锈钢 型号408—耐热性好，弱抗腐蚀性，11%的Cr，8%的Ni。 型号409—最廉价的型号（英美），通常用作汽车排气管，属铁素体不锈钢（铬钢）。 型号410—马氏体（高强度铬钢），耐磨性好，抗腐蚀性较差。 型号416—添加了硫改善了材料的加工性能。 型号420—“刃具级”马氏体钢，类似布氏高铬钢这种最早的不锈钢。也用于外科手术刀具，可以做的非常光亮。 型号430—铁素体不锈钢，装饰用，例如用于汽车饰品。良好的成型性，但耐温性和抗腐蚀性要差。