7过冷奥氏体等温转变过程及转变产物汇总
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过冷奥氏体转变图
现象：
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，钢钢件的表面硬度会低 于心部硬度，即出现逆硬化。
解释：
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），当继续以淬火冷速（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。
6. 在Ms点以上不出现C曲线，但可能有碳化 物析出的C形曲线。 奥氏体钢
§6.3 影响C曲线的因素
（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曲线离纵轴最远，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）加热条件 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. 只有贝氏体转变的C曲线 含碳量低（＜0.25%）而含Mn、Cr、Ni、 W、Mo量高的钢。 如：18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA 扩散型的珠光体转变受到极大阻碍，只出 现贝氏体转变的C曲线。
5. 只有珠光体转变的C曲线 中碳高铬钢 3Cr13、3Cr13Si、4Cr13等
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
过冷奥氏体等温转变过程及转变产物 PPT分享
成芳、结构都与之相差很大 ·体和铁繁体。可几典民体 交属于扩焦犁相寰。
S 2O-30HRC T 21)、40HRC
B1:
40-、.50 HRC
50-ωHRC
A-M
M" A'
伪、~5 HRC
薛小怀圃敏捷
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2Q21J1ì115
热处理4、讲.:!lt:过:.奥民体等温转变过程及转变产，跑回叮分享
大时 必然要后1 顶'宙的A 中排挤出乡余的萄炭，宵起相邻的 A碳
这又必产生新的 Fe3C创造了条件。 如此交替 A就转型运成F和 Fe3C泞，层相间的 P组织 。
薛小怀圃敏捷
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S 2O-30HRC T 21)、40HRC
B1:
40-、.50 HRC
50-ωHRC
A-M
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伪、~5 HRC
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2Q21J1ì115
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大时 必然要后1 顶'宙的A 中排挤出乡余的萄炭，宵起相邻的 A碳
这又必产生新的 Fe3C创造了条件。 如此交替 A就转型运成F和 Fe3C泞，层相间的 P组织 。
薛小怀圃敏捷
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7-第七讲-过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
在实际生产中，过冷奥氏体的转变大多是 在连续冷却过程中进行的，因此，连续冷却转 变曲线对于选材及确定其热处理工艺具有实际 意义。连续冷却转变曲线又称CCT曲线，它是 通过测定不同冷却速度下过冷奥氏体的转变量
而得到的。因此，它表示了冷却速度与过冷奥
氏体转变产物及其转变量之间的关系。
薛小怀 副教授
30
CCT曲线分析
上贝氏体中短杆状的渗碳体分布于自奥氏
体晶界向晶内生长的铁素体条间，在光镜下呈
羽毛状。下贝氏体氏体中碳化物以小片状分布
于铁素体针内。在光学显微镜下．下贝氏体呈 黑针状。
薛小怀 副教授
11
上贝氏体（左）和下贝氏体（右）
薛小怀 副教授
12
上贝氏体和下贝氏体组织性能比较
薛小怀 副教授
13
马氏体转变
当奥氏体快速冷却到MS点以下时（共析钢 230
增高。当碳的质量分数超
过0.6％以后，硬度的增 加趋于平缓。合金元素对 马氏体的硬度影响不大。
薛小怀 副教授
20
马氏体的塑性和韧性主要取决于其内部亚
结构的形式和碳的过饱和度。高碳马氏体的碳
过饱和度大，晶格畸变严重，晶内存在大量孪
晶，且形成时相互接触撞击而易于产生显微裂
纹等原因，硬度虽高，但脆性大、塑性、韧性
550C)至M S之间温度范围的等温转变产物，通
常用符号B表示。过冷奥氏体在这一温度区间转
变时，由于过冷度较大。原子扩散能力下降，这 时铁原子已不能扩散，碳原子的扩散也不充分， 因此，贝氏体转变是半扩散型相变。
薛小怀 副教授
6
当温度较高(550~350C)时，条状或片状铁 素体从奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行 生长。随着铁素体的伸长和变宽，其中的碳原 子向条间的奥氏体中富集，当碳浓度足够高时， 便在铁素体条间断续地析出渗碳体短棒，奥氏 体消失，形成典型的羽毛状上贝氏体。
过冷奥氏体转变图
A1~550℃ P转变区 550℃ ~ Ms B转变区
Ms~ Mf
M转变区
高温 中温 低温
M转变区： A分解为过饱和碳的α-Fe固溶体，即马氏体。
残余奥氏体
珠光体组织
下贝氏体组织
马氏体组织
6.1.2 IT图的影响因素
1.含碳量的影响 2.合金元素的影响 3.奥氏体状态的影响 4.外加应力与塑性变形的影响
6.1.3 IT图的基本类型
1. P转变与B转变曲线部分相重叠：
一个“鼻子” ＞鼻温 P转变 ＜鼻温 B转变 该类型多见于碳钢或含 非(弱)碳化物形成元素的低 合金钢，如钴钢、镍钢或 锰含量较低的锰钢等。
6.1.3 IT图的基本类型
2. P转变与B转变曲线相分离，P 转变的孕育期比 B
转变的长。
要求： 试样： φ10~15mm，厚1.0~1.5mm，具有相同的原始组
织（可通过退火或正火获得）。 奥氏体化：所有试样均在相同条件下进行奥氏体化，
要求奥氏体的化学成分均匀一致。
Hale Waihona Puke 6.1.1 IT图的建立1. 金相硬度法
步骤：
① 将一组试样（5～10个）加热奥氏体化。
② 迅速转入Ac1以下某一温度（如650℃）等温浴炉中， 分别停留不同时间（如t1、t2、t3…），随即迅速淬入 盐水中;
当钢中这类元素含量较高时，将使上述两种转变的C 曲线彼此分离，使IT图出现双C曲线的特征。这样，在 珠光体转变与贝氏体转变温度范围之间就出现了一个过 冷奥氏体的高度稳定区。
图6-6 Cr对C曲线的影响
2. 合金元素的影响
⑶ 主要合金元素的影响
1）Co的影响：溶入A中，使C曲线左移。 2）Ni和Mn的影响：C曲线右移，Mn的作用大于Ni； 3）Cr的作用：
过冷奥氏体转变
A 700 A过冷
T
500
A→P
A1 HRC 15 P B 40 45 55 Mf >60 103 104 105
——过冷奥氏体 转变产物： P：珠光体 B：贝氏体 M：马氏体
鼻点
200
τ孕
Ms A→M
1
A→B
M+AR 10 102
τ
① 不同温度下转变产物不同；
高温转变产物(A1~550℃)
高温
珠光体( P) — 扩散型
中温转变产物(550℃~MS)
中温
贝氏体( B) — 半扩散型
低温
低温转变产物(MS~Mf)：
Mf
马氏体( M) — 非扩散型
共析碳钢 C 曲线
② 存在孕育期 ——过冷奥氏体等温分解所需的准备时间 ——代表 A过冷稳定性。
③ 存在鼻点：
——孕育期最短， A过冷最不稳定； ④ T转↓，产物硬度↑。 ⑤ 马氏体是过冷奥氏体连续冷却中的一种转变 组织，非等温转变产物。将其画入，使过冷 奥氏体等温转变曲线更完备、实用
Z (T )函数由C曲线转变开始线决定。
连续冷却转变时：
每一个极小的时间段 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 从 A1冷至Tn时的IP为:
n 1 2 IP Z1 Z2 Zn i i 1 Z i
4 CCT 与 TTT 的应用：
（1）从CCT 曲线可获钢的真实临界淬火速度VC及 VC′，为热处理（淬火、退火等）提供依据； （2）从TTT 曲线可获知等温处理的有关数据； （3）利用TTT 曲线近似代替 CCT 曲线。如确定转变 产物、τ始及τ终、VC等。 **连续冷却的VC值是等温冷却C曲线中与鼻点相 切的VC的1/1.5倍，故可用等温冷却C曲线中VC估算.
T
500
A→P
A1 HRC 15 P B 40 45 55 Mf >60 103 104 105
——过冷奥氏体 转变产物： P：珠光体 B：贝氏体 M：马氏体
鼻点
200
τ孕
Ms A→M
1
A→B
M+AR 10 102
τ
① 不同温度下转变产物不同；
高温转变产物(A1~550℃)
高温
珠光体( P) — 扩散型
中温转变产物(550℃~MS)
中温
贝氏体( B) — 半扩散型
低温
低温转变产物(MS~Mf)：
Mf
马氏体( M) — 非扩散型
共析碳钢 C 曲线
② 存在孕育期 ——过冷奥氏体等温分解所需的准备时间 ——代表 A过冷稳定性。
③ 存在鼻点：
——孕育期最短， A过冷最不稳定； ④ T转↓，产物硬度↑。 ⑤ 马氏体是过冷奥氏体连续冷却中的一种转变 组织，非等温转变产物。将其画入，使过冷 奥氏体等温转变曲线更完备、实用
Z (T )函数由C曲线转变开始线决定。
连续冷却转变时：
每一个极小的时间段 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 从 A1冷至Tn时的IP为:
n 1 2 IP Z1 Z2 Zn i i 1 Z i
4 CCT 与 TTT 的应用：
（1）从CCT 曲线可获钢的真实临界淬火速度VC及 VC′，为热处理（淬火、退火等）提供依据； （2）从TTT 曲线可获知等温处理的有关数据； （3）利用TTT 曲线近似代替 CCT 曲线。如确定转变 产物、τ始及τ终、VC等。 **连续冷却的VC值是等温冷却C曲线中与鼻点相 切的VC的1/1.5倍，故可用等温冷却C曲线中VC估算.
过冷奥氏体等温转变过程及产物-贝氏体转变
第三章钢的热处理
第2节奥氏体转变图
第3讲过冷奥氏体等温转变过程及产物
贝氏体转变
560～230℃
贝氏体型转变B
上贝氏体下贝氏体
共析钢的奥氏体等温转变图
贝氏体定义: 钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体(bainitic ferrite, BF) 为基体，同时存在碳化物相的组织
贝氏体=贝氏体铁素体+碳化物
贝氏体铁素体：含碳量过饱和的铁素体
碳化物：包括θ-渗碳体或ε-碳化物
过冷奥氏体不同等温转变温度下, 贝氏体的形态不同
560 ~350 ℃形成
上贝氏体B上
350℃ ~Ms(230 ℃)形成
下贝氏体B下
上贝氏体560 ~350 ℃形成
组织特征：B上呈羽毛状
上贝氏体形成示意图
贝氏体组织的形成
形核+ 核长大
在奥氏体
晶界形成在平行的铁素体片层之间析出渗碳体
新相铁素体
上贝氏体的性能
硬度高：40~45HRC
塑、韧性差：铁素体片粗且平行分布，同时晶间有脆性的渗碳体
(a)光学显微镜照片
下贝氏体组织呈针叶状
下贝氏体的显微组织
Fe 3C 白色弥散分布于铁素体晶内
(b)扫描电子显微镜照片
组织特征：B 下呈针叶状
微观结构：由针叶状过饱和F 和弥散分布在其中的极细小的渗碳体
组成下贝氏体形成示意图
下贝氏体在350℃~Ms(230℃)阶段形成
第三章钢的热处理
性能：
硬度高~50HRC，强度高，耐磨性
好，塑性、韧性高
具有良好的综合力学性能
生产中“等温淬火”的目的就是为
了得到B下组织。
奥氏体在冷却时的转变综述
度的浴炉中进行等温转变，并开始计时。
4. 记时：每隔一定时间取出一个试样，进行高温 金相 组织观察。记录开始转变时间和转变终了 时间。
将其余各组试 样，用上述方法分别 测出不同等温条件下 A转变开始和终了时 间，最后将所有转变 开始时间点和终了时 间点标在温度—时间 (对数) 坐标上，并分 别连接起来，即得C 曲线。
（二）应用
1. 在转变图上估计连续冷却转变产物
→退火 →正火 →淬火
→淬火
CCT曲线位于 TTT的右下方；CCT曲线中没有 A→B 转变
2. 马氏体淬火临界冷却速度 淬火临界冷却速度:
v
' k
A1 t m
1.5τ
m
Vk ´—获得完全M组织的最小冷却速度或与转变开始线相切的冷却速度 tm—C曲线鼻尖处温度 τm—C曲线鼻尖处时间
A中的C%↑ 则 MS、Mf ↓，残余A含量↑。
（6）产生很大内应力。
奥氏体的碳含量对残余奥氏体量的影响
700 600 500 400 300 200 100
温度/℃
Ms
0 Mf －100 －200 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 Wc(%)
奥氏体的碳含量对M转变温度的影响
过冷A转变开始线 过冷A转变终了线 相变线 P S 5 ～25HRC 25 ～35HRC
性能
P 转变
T
3 5 ～40HRC
B 转变 M 转变
M转变开始线 M转变终了线
上B 40 ～50HRC 下B 50 ～60HRC
M+A′60 ～65HRC
下 降
三、过冷奥氏体转变产物的组织形态及其性能
（一）极其缓慢冷却转变
第七章过冷奥氏体转变动力学图1
如果加热温度偏低保温时间不足将获得成分不均匀的细晶粒奥氏体甚至有较多量未溶解的第二相存在结果将促进过冷奥氏体的分解使c曲线左奥氏体晶粒大小对贝氏体转变速度的影响较小
第七章 过冷奥氏体转变动力学图
1
第七章 过冷奥氏体转变动力学图
7.1 过冷奥氏体等温转变动力学图 7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
2
27
7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
7.2.1 常见的过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式
一组在终端注有数字的曲线，这是一组冷却曲线， 冷却曲线和转变终了线交点处所注的数字为这种转变 产物所占的百分比。
马氏体转变开始点Ms的水平线右侧为斜线。这是 由于珠光体、马氏体转变提高了奥氏体中的碳含量， 导致Ms点下降的结果。
• 附有相应的棒材直径与硬度(有时为回火后的硬度) 的关系曲线 。
30
31
32
33
7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
7.2.3 过冷奥氏体连续转变动力学图的测定
7.2.3.1 端淬法 7.2.3.2 金相硬度法 7.2.3.3 膨胀法
34
7.2.3 过冷奥氏体连续转变动力学图的测定
7.2.3.1 端淬法 (1) 测定各部位的冷却曲线。
图7.9确定等温 1-普通退火； 3-等温淬24 火；
温度/℃ 温度/℃
A1
s f
时间lgτ/s
定淬火临界冷速 择淬火介质
800
A1
700
600
500 400
300
200
Ms
100
4
3 21
时间lgτ/s
图7.9确定等温或分级温度 1-普通退火；2-等温退火； 3-等温淬火；4-分级淬火。
第七章 过冷奥氏体转变动力学图
1
第七章 过冷奥氏体转变动力学图
7.1 过冷奥氏体等温转变动力学图 7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
2
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7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
7.2.1 常见的过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式
一组在终端注有数字的曲线，这是一组冷却曲线， 冷却曲线和转变终了线交点处所注的数字为这种转变 产物所占的百分比。
马氏体转变开始点Ms的水平线右侧为斜线。这是 由于珠光体、马氏体转变提高了奥氏体中的碳含量， 导致Ms点下降的结果。
• 附有相应的棒材直径与硬度(有时为回火后的硬度) 的关系曲线 。
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7.2 过冷奥氏体连续转变动力学图
7.2.3 过冷奥氏体连续转变动力学图的测定
7.2.3.1 端淬法 7.2.3.2 金相硬度法 7.2.3.3 膨胀法
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7.2.3 过冷奥氏体连续转变动力学图的测定
7.2.3.1 端淬法 (1) 测定各部位的冷却曲线。
图7.9确定等温 1-普通退火； 3-等温淬24 火；
温度/℃ 温度/℃
A1
s f
时间lgτ/s
定淬火临界冷速 择淬火介质
800
A1
700
600
500 400
300
200
Ms
100
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时间lgτ/s
图7.9确定等温或分级温度 1-普通退火；2-等温退火； 3-等温淬火；4-分级淬火。
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薛小怀 副教授
16
板条马氏体（左）和针状马氏体（右）
薛小怀 副教授
17
马氏体的形态主要取决于奥氏体的碳含量， 当碳小于0.2％时，组织中几乎完全是板条状马 氏体，当碳大于1.0％时，则几乎全部是针状马 氏体，碳含量介于0.2~1.0％之间时，为板条状和 针状马氏体的混合组织。
薛小怀 副教授
18
（3）马氏体的力学性能特点 高硬度是马氏体性能的主要特点，其强化机
（1）马氏体晶体结构特点 转变在低温下进行的，铁、碳原子均不能扩散，
转变时只发生-晶格改组，而无成分的变化，即固溶 在奥氏体中的碳，全部保留在晶格中，使-Fe超过 其平衡含碳量。因此，马氏体是碳在-Fe中的过饱和 固溶体，用符号“M”表示。
薛小怀 副教授
14
（2）马氏体组织形态特点（板条和针状） 板条马氏体的立体形态呈细长的扁棒状，显
薛小怀 副教授
6
当温度较高(550~350C)时，条状或片状铁 素体从奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行 生长。随着铁素体的伸长和变宽，其中的碳原 子向条间的奥氏体中富集，当碳浓度足够高时， 便在铁素体条间断续地析出渗碳体短棒，奥氏 体消失，形成典型的羽毛状上贝氏体。
薛小怀 副教授
7
上贝氏体形成过程
薛小怀 副教授
20
马氏体的塑性和韧性主要取决于其内部亚 结构的形式和碳的过饱和度。高碳马氏体的碳 过饱和度大，晶格畸变严重，晶内存在大量孪 晶，且形成时相互接触撞击而易于产生显微裂 纹等原因，硬度虽高，但脆性大、塑性、韧性 均差。
薛小怀 副教授
21
低碳板条马氏体的亚结构是高密度位错，碳 的质量分数低，形成温度较高，会产生“自回火” 现象，碳化物析出弥散均匀，因此在具有高强度 的同时还具有良好的塑性和韧性。
薛小怀 副教授
24
（c）高速长大：马氏体转变没有孕育期，形成 速度极快。瞬间形核，瞬间长大。马氏体转变量 的增加，不是靠原马氏体片的继续长大，而是靠 马氏体片的不断形成。
薛小怀 副教授
25
（d）马氏体转变的不完全性：一般来说，奥氏 体向马氏体的转变是不完全的，即使冷却到MF点， 也不可能获得100％的马氏体，总有部份奥氏体未 能转变而残留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏 体，用符号“A`”表示。
薛小怀 副教授
8
温度降低(350C~MS)时，碳原子扩散能力更低， 铁素体在奥氏体的晶界或晶内某些晶面上长成针 状，碳原子在铁素体内一定的晶面上以断续碳化 物小片的形式析出，从下贝氏体形成过程
薛小怀 副教授
10
（2）贝氏体的组织形态及性能 上贝氏体中短杆状的渗碳体分布于自奥氏
薛小怀 副教授
4
（2）珠光体组织形态与性能
根据珠光体型组织片层间距大小分为珠光体、 索氏体和托氏体，皆为F和Fe3C片层相间的机械 混合物，无本质区别，只是片层厚度不同而已。 转变温度越低，珠光体型组织的片层越薄，相界 面越多，强度和硬度越高，塑性及韧性也略有改 善。
薛小怀 副教授
5
贝氏体转变
（1）贝氏体的转变过程 贝氏体是过冷奥氏体在C曲线“鼻尖”(约 550C)至M S之间温度范围的等温转变产物，通 常用符号B表示。过冷奥氏体在这一温度区间转 变时，由于过冷度较大。原子扩散能力下降，这 时铁原子已不能扩散，碳原子的扩散也不充分， 因此，贝氏体转变是半扩散型相变。
薛小怀 副教授
3
A转变为P的过程也是形核和长大的过程。当A过冷到 A1以下时，首先在A晶界处形成Fe3C晶核。通过扩散， Fe3C依靠其周围的A不断供应碳原子而长大，因而引起 Fe3C周围的A含碳量不断降低，从而为F形核创造了条件， 使这部份A转变为F。由于F的溶碳能力低(0.022％)，长 大时必然要向侧面的A中排挤出多余的碳，使相邻的A碳 含量增高，这又为产生新的Fe3C创造了条件。如此交替 进行下去．A就转变成F和Fe3C片层相问的P组织。
薛小怀 副教授
22
（4）马氏体的转变特点 （a）无扩散性：马氏体转变的过冷度极大。 转变温度低、铁、碳原子的扩散都极其困难。因 此是非扩散型相变，转变过程中没有成分变化， 马氏体的碳含量与母相奥氏体的含碳量相同。
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（b）变温形成：马氏体转变有其开始转变温度 (MS点)和转变终了温度(MF点)。当过冷奥氏体冷 到MS点，即发生马氏体转变。转变量随温度的下 降而不断增加，一旦冷却中断，转变便很快停止。 随后继续冷却，马氏体可继续形成。
微组织表现为一束束的细条状组织，每束内的条 与条之间尺寸大致相同并平行排列，一个奥氏体 晶粒内可以形成几个取向不同的马氏体束。马氏 体板条的亚结构主要是高密度的位错，因而又称 位错马氏体。
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针状马氏体的立体形态呈双凸透镜的片状， 在光学显微镜下呈针状形态。在透射电子显微 镜下观察表明，其亚结构主要是孪晶，故又称 孪晶马氏体。
体晶界向晶内生长的铁素体条间，在光镜下呈 羽毛状。下贝氏体氏体中碳化物以小片状分布 于铁素体针内。在光学显微镜下．下贝氏体呈 黑针状。
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上贝氏体（左）和下贝氏体（右）
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上贝氏体和下贝氏体组织性能比较
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马氏体转变
当奥氏体快速冷却到MS点以下时（共析钢 230 C），将发生马氏体转变。
工程材料与焊接基础
第七讲
过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
随过冷度的不同，过冷奥氏体将发生三种 基本类型的转变，即珠光体转变、贝氏体转 变和马氏体转变。以共析钢为例进行说明。
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珠光体转变
（1）珠光体转变过程 过冷奥氏体在A1~“鼻尖”
（约550C）温度范围内等温将 转变为珠光体组织。因转变温度 较高、铁、碳原子的扩散都能够 比较充分地进行，使奥氏体能分 解为成分、结构都与之相差很大 的渗碳体和铁素体。可见奥氏体 向珠光体的转变属于扩散型相变。
制为: （a）过饱和碳引起的晶格畸变，即固溶强化； （b）马氏体转变时造成的大量晶体缺陷(如位
错、孪晶等)和组织细化； （c）过饱和碳以弥散碳化物析出强化。
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马氏体的硬度主要受 碳含量的影响。随碳含量 增加，马氏体的硬度随之 增高。当碳的质量分数超 过0.6％以后，硬度的增 加趋于平缓。合金元素对 马氏体的硬度影响不大。