1 合金相分析方法
相分析是指用各種方法和手段來分析相的成分、形貌，包括形狀、大小、分布和數量及結構的工作。表1列出了常用的相分析方法。這些方法各有其特長和局限性，視不同場合而選擇應用。有時數種方法互相配合、互相補充才能得到全面、確切而可靠的結論，這里僅介紹常用的分析方法。
1.1 X射線衍射分析
X射線在晶體中產生衍射現象是相干散射的一種特殊表現。當一束X射線照射到晶體上時，電子將產生相干散射和非相干散射，成為晶體的散射波源。所有電子的散射波又可近似地看成由原子中心發出，故原子是散射波的中心。因晶體中原子的排列具有周期性，周期排列的散射波中心發生的相干散射波將互相干涉，結果某些方向加強，出現衍射線；另一些方向抵消，沒有衍射產生。產生衍射線的方向可用布拉格方程描述：
待測試樣可以是塊狀或粉末樣品，它們均由大量具有不同取向的小晶體構成。當用單色的X射線束照射試樣時，滿足布拉格條件的晶面就產生自己的衍射線。由于多晶體在空間各個方向的等幾率分布，圍繞人射線軸的各個方向均有等同晶面，實際得到的衍射結果是一系列圓錐面，其軸線與人射線重合，頂角對應不同的40值，如圖1 所示。如采用照相法，則在底片上可得到一系列的衍射弧線對，圓錐面與底片的交線如圖1 a）和圖1 b） 所示。用已知半徑R的相機攝得的衍射花樣經過換算，可求出每條衍射弧線對相應的θ值。根據入射線波長λ，利用布拉格公式，可求出該衍射弧線對對應的晶面間距d.目前更廣泛應用的是X射線衍射儀法。衍射儀是用X射線計數管記錄衍射結果，在圖9-1中，使計數管沿底片周長進行掃描，就得到X射線衍射譜，如圖1 c）所示。衍射儀可精確測定衍射峰的位置2θ值，并利用布拉格公式求出晶面間距d值。X射線衍射結果不管用什么方法記錄，可統稱為衍射花樣。
1.1.1 X射線衍射花樣
X射線衍射花樣主要包括兩個方面的重要信息：衍射方向和衍射強度的大小及其分布（峰形狀）。前者與晶體中晶胞尺寸和形狀，即點陣參數等幾何因素有關；后者主要決定于組成晶胞的結構基元中各原子的性質、數目和位置等。每個相都有自己的衍射花樣，這就是X射線衍射法進行相分析的基礎。X射線衍射分析可分為定性相分析和定量相分析。定性相分析就是將未知物的衍射花樣與已知物相晶面間距d、衍射強度（1/1, ) 值相對照。衍射線條的數目、位置（d值）和強度是每種物相自己固有的特性，因此可以像根據指紋來鑒定人一樣，用衍射花樣來鑒定物相。即使多相物質混合在一起，衍射花樣也是各個單相衍射花樣的簡單疊加。為此，實驗室必須儲存大量的標準單相物質的卡片。哈納瓦爾特（Hanawait. J. D)等人首先進行了這一工作，后來美國材料試驗學會在1942年出版了第一組共1300 張衍射數據卡片（ASTM卡片）。1969年建立粉末衍射標準聯合會（簡稱JCPDS) 國際機構負責編輯出版粉末衍射卡片組，至今已出版了42組約四萬余張。圖2所示為Fe3C 的衍射數據卡片。為了檢索迅速、方便，又制定了多種索引。索引是以每種相的三條最強衍射線條的晶面間距為依據，檢索到卡片后，和卡片逐條對照，如完全符合即確定某組成相的存在。表2是X射線衍射定性相分析的特點及注意事項。
▲圖2 Fe3C的衍射數據卡片
▼表2 X射線衍射定性相分析的特點及主要事項
1.1.2 X射線強度與相含量關系
X射線物相定量分析的根據是樣品中每個相衍射線條的強度隨該相含量增加而提高。但由于X射線受試樣吸收影響，試樣中某相的含量與其衍射強度的關系，通常并不正好成正比。因此，在X射線衍射定量相分析工作中如何修正試樣的吸收是很重要的，表3列出了X射線衍射定量相分析常用方法。
相分析過程要消耗大量的人力和時間，迫切需要使分析過程自動化。自20世紀60年代起，計算機用于物相鑒定方面獲得很大發展。它包括建立數據庫（把卡片中各物相花樣數據輸人）和檢索匹配。將未知樣品的衍射數據和一些已知條件輸入計算機后，它能按給定程序和數據庫中已知花樣對照，根據預定的判據，篩選出最可能的候選卡片。目前國外已生產成套的計算機控制的自動分析設備，從調整光路、更換樣品、衍射記錄、數據處理直至分析檢索，全部過程均實現了自動化。
1.2 電子衍射法
電子衍射法和X射線衍射的基本原理完全一樣。因此，許多問題可用與X射線相類似的方法進行處理。但是，電子衍射與X射線衍射相比較時，具有三個突出特點。（1) 由于電子的波長比X射線短得多，根據布拉格方程2dsinθ=λ，電子衍射角2θ也要小得多、約為10E-2 rad。而X射線產生衍射時，其衍射角最大可接近π/2。因為電子波的波長短，采用愛瓦爾德解時，反射球的半徑很大，在衍射角θ較小的范圍內，反射球的球面可以近似地看成是一個平面，使得單晶的電子衍射花樣近似為倒易點陣的一個二維截面在底片上的放大投影，因而晶體幾何關系的研究遠較X射線衍射簡單。（2) 在進行電子衍射操作時采用薄晶樣品，薄晶樣品的倒易點會沿著樣品的厚度方向延伸成桿狀，因此，增加了倒易點和愛瓦爾德球相交截的機會，結果使略為偏離布拉格條件的電子束也能發生衍射。（3) 由于物質對電子的散射能力比X射線的散射幾乎強一萬倍，所以電子衍射束的強度要高得多，照相僅需要數秒鐘。此外，電子衍射能夠在同一試樣上與物相的形貌觀察結合起來，在觀察相組織的同時，直接對各相進行晶體結構的分析。但電子衍射也有不足之處：電子衍射束強度有時幾乎與透射束相當，二者交互作用時，使衍射強度分析變得復雜，精度也遠比X射線低，不能像X射線那樣從測量衍射強度廣泛地測定結構；電子散射強度高導致的電子穿透能力有限，要求試樣薄，這就使試樣制備工作較X射線復雜，有時甚至因無法制樣而不能進行電鏡分析工作。
1.2.1 倒易點陣與愛瓦爾德圖解
倒易點陣是一種以長度倒數為量綱的點陣，這種點陣所在的空間稱為倒易空間。倒易點陣的基本定義為：倒易點陣中的倒易矢量Ghkl 其方向為晶體真實點陣中相應晶面的法線方向，倒易矢量 Ghkl 的大小與真實點陣中相應晶面間距成反比。由以上基本定義可知：倒易點陣中的倒易矢量可用來表示真實點陣中的一組晶面（hkl) , 因為其方向就是晶面的方向，其大小就表示晶面間距的大小。倒易點陣的引入使衍射花樣分析簡單化，最直觀的就是愛瓦爾德圖解。愛瓦爾德圖解實際上是布拉格方程的幾何表示形式。以1/λ為半徑作一圓球（λ為電子波波長）， 把待測晶體置于圓球中心，如圖3所示。此時，若有倒易陣點G (晶面指數為hkl) 正好落在愛瓦爾德球的球面上，則相應的晶面組（hkl) 與入射束的位向必滿足布拉格條件，而衍射束的方向就是OG, 或者寫成衍射波的波矢量
k', 其長度也等于愛瓦爾德球的半徑1/λ。
▲圖3 愛瓦爾德圖解
1.2.2 電子衍射的基本公式
圖4所示為普通電子衍射裝置示意圖。當入射電子束波長入和晶面間距為d的（hkl) 晶面滿足布拉格公式時，在與人射方向成2θ角的方向上得到該晶面族的衍射束。透射束與衍射束在離樣品的距離為L的照相底版分別相交于0'和P'。0'為衍射花樣的中心斑點，P'是（hkl)的衍射斑點。根據布拉格公式和圖4中的幾何
關系可得：
因為倒易矢量g=1/d, 上式可進一步寫成：
這就是說，衍射斑點的 R矢量是產生這一斑點的晶面族倒易矢量g按比例的放大。所以，相機常數K有時也被稱為電子衍射的“放大率”， 它是電子衍射裝置的重要參數。上述關系是分析電子衍射花樣的基礎。如果已知K值，就可由花樣上斑點的距離R計算產生該衍射斑點的晶面族的d值。
▲圖4 普通電子衍射裝置示意圍
透射電鏡選區電子衍射的衍射花樣經中間鏡和投影鏡兩次放大，有效相機長度L' 和有效相機常數K'要計人中間鏡和投影鏡的放大倍數。相機常數可用標樣物質進行測定。
1.2.3 電子衍射花樣及其標定
多晶電子衍射花樣是由一系列不同半徑的同心圓環組成，見圖5, 這與 X 射線粉末法所得花樣的幾何特征非常相似。衍射環的連續性與強度取決于選區光欄內參與衍射的晶粒數目。隨著晶粒尺寸的增大，對衍射有貢獻的晶粒數目減少，衍射環就會出現不連續的情況。若有織構出現，則會出現部分弧段消失，部分弧段強度增強的情況。多晶體電子衍射花樣的標定比較簡單。其標定方法是：攝照花樣，測量環半徑R ; 根據衍射基本公式Rd=K, 計算相應的d值；查JCPDS卡片確定物相。衍射環的相對強度可作為參考數據加以判斷。此外，分析時要考慮相關的已知信息，如材料的成分、工藝、歷史等。在未知相機常數時，不能計算出d值，但可標出圓環半徑平方R2比值序列，再考慮消光條件進行結構分析（表4) 。多晶衍射花樣也常用來標定相機常數。
▼表4 不同晶體結構衍射環半徑平方比值序列
單晶衍射花樣可看成是落在愛瓦爾德球面上所有倒易陣點所構成圖形的投影放大像。由于電子波長短一般在0.001~0.005nm 之間，愛瓦爾息反射球半徑相當大，局部甚至可以當作平面，同時透射電鏡用的是薄膜試樣，根據形狀效應它倒易點陣是拉長的倒易桿。所以在入射電子束平行于樣品晶體的［uυw] 方向時，則得到的電子衍射花樣就是倒易截面［uυw] '上陣點排列圖象的放大像（圖3) 。電鏡中的樣品臺可以傾斗，從一個晶帶軸［wυw] 轉到平行于另一晶帶軸［u'υ'w'] , 得到［u'υ'w'] "倒易截面上陣點的圖形。在轉動過程中，會得到兩個晶帶軸的衍射花樣同時出現的情況。單晶電子衍射花樣的標定，就是確定花樣中點的指數及晶帶軸［uυw] , 并確定樣品的點陣類型和物相。其標定方法見表5。
由于晶體的高對稱性，在同一晶面族中確定（h，k, 1) 時有任意性，從而出現單晶衍射花樣標定的不唯一性，這對物相分析不會造成謬誤。如果涉及晶體的取向關系，或者界面、位錯等缺陷的晶體學性質測量時，則應通過傾斜樣品等方法，系統地分析衍射花樣，以消除不唯一性。電子衍射圖的標定是量大而又煩瑣的工作，因此近年來大都用計算機處理。將電子衍射圖中兩個矢量長度和其夾角測量值輸入計算機內，并輸入假定物相的某些晶體學參數，即可進行計算和自洽，自行輸出計算結果。現在已有專門的計算機軟件處理衍射花樣，完成單晶衍射花樣（包括高階勞厄斑）的標定、多晶衍射環的標定、孿晶關系的判定和欒晶合成衍射圖的標定等。
1.2.4 樣品制備及其他注意問題
電子的散射能力強，穿透試樣的本領差，這就要求試樣制備很薄。在200kV 加速電壓下，鋼試樣要求在100nm 以下，分析結果也相當程度依賴于試樣制備的質量。因此，對電鏡分析用樣品的制備質量要求很高，難度也大。電鏡分析樣品常用的制備方法見表6。
電子衍射物相分析的優點是靈敏度高，小到幾個納米的微晶也能給出清晰的電子衍射圖，待定物相含量低的早期沉淀也可分析。并且可結合形貌觀察進行分析，得到有關物相的大小、形態、分布等重要資料。電子衍射物相分析的局限性是不如X射線衍射法可靠性高。這是因為電子顯微鏡的試驗參數多，變化大，相機常數常常變化，即使在良好的校正條件下，通常測出的d值也只能達到1%～2%的精度，遠低于X射線衍射的精度。其次是衍射得到的d值是不完整的，強度差別也很大，不能根據“三強線”索引原則查閱JCPDS卡片。因此，電子衍射物相分析時，應盡可能多得到待測相的電子衍射花樣，并盡可能地與X射線物相分析等方法結合進行。
1.3 中子衍射法
中子是一種不帶電荷的微觀粒子，它的自旋量子數為1/2, 磁矩為1.042×10E-3uB (uB為玻爾磁子）。和其他微觀粒子一樣，中子也具有波粒二象性。在普通的反應堆中的平衡溫度（通常在0~100°C) 的范圍內，相應產生的中子束的波長約為0.15nm, 這是晶體中原子間距的數量級。因此，與X射線一樣，中子也能與晶體發生衍射現象。圖6所示為中子衍射儀示意圖，其光路布置類似于X射線衍射儀，這稱為德拜-謝氏幾何。反應堆產生的中子流經鍺單晶體后形成單一波長的中子束，經過樣品衍射后，用三氟化硼（BF, ) 計數器記錄。中子束沒有X射線的標識譜，能量呈連續分布，因此經單色器后僅有初級束中1×10E-3的中子通過，這就要求增大束流直徑（≈10cm) , 樣品尺寸也可以做成很大（≈10cm) , 典型的樣品尺寸為Φ1.5cm×5cm.可采用塊狀試樣或粉末試樣，粉末試樣通常裝在鋁殼內。
▲圖6 中子衍射示意圖
中子衍射幾何與X射線衍射一樣都可用布拉格方程描述，但中子衍射有其獨特的優勢，已日益成為材料結構分析的有力工具。其與X射線相比有以下特點：（1) X射線在晶體中是被核外電子散射，不同原子間的散射因數相差很大，如氫和鈾相差100; 而中子只受到原子核的作用產生散射，不同原子間的散射因數相差不大（＝4) .因此中子衍射能分析含有輕、重原子（如氫化物、碳化物）的物質。X射線與中子的特性比較見表7。
對于原子序數相鄰的原子構成的物質（如Fe和Co) , 利用中子衍射也比較容易研究它的結構。特別重要的是同位素散射因數的差別，使得中子衍射可以分析每個元素的同位素在不同晶體中的散射因數的分量。（2) X射線原子散射因數隨衍射角而變化，而中子則幾乎不變。（3) 中子不帶電，穿透力強，質量吸收系數?。ū?) , 所以中子衍射分析的不是表面信息，而是樣品內部的信息。這一特點使高低溫附件、高壓附件等實驗裝置易于實施。（4) 中子的能量呈連續譜分布，沒有X射線中kα1、kα2產生的復雜干擾花樣。（5) 中子有磁矩，與晶體中磁場相互作用，可給出晶體原子中磁矩的排列信息。事實上，到目前為止，所有材料的磁結構都是中子衍射確定的。
1.4 低能電子衍射
低能電子衍射（LEED) 用于研究晶體清潔表面結構和表面吸附層結構。低能電子衍射使用能量為30~1000eV的電子束，彈性散射的平均電子自由程僅0.4~2nm，是幾個原子層的厚度。因此，與其他表面技術相比，真實反映了晶體表面結構。晶體表面結構可看作為一個二維點陣，最小的單元記為元胞，元胞的周期性重復構成整個點陣。二維點陣共有五種布拉菲晶格結構，如圖7所示。二維點陣用米勒指數（hk) 來標注原子列（圖8) , 原子間距為：
（4）
▲圖7 五種布拉菲晶格結構
晶體表面結構不同于晶體體積內部的周期性結構。這是因為當一個清潔的晶體表面生成時，一維方向上的結合價鍵發生斷裂，在表層產生了力的不平衡，因而表面原子發生重組，以降低能量組態，吸附的表面層常有自己的結構。表面結構可分為與體積內部結構匹配和不匹配型。匹配型表面結構可用體積內部的晶胞參數來描述其點陣結構，如fcc (100) P (2x2) , 表面晶體是面心立方的（100面）， 表面結構是正方點陣，且二維點陣常數是基體點陣常數的2倍。這種結構稱為2×2結構，還有3×1、5×1、4×4結構等。P是晶體符號，表示元胞，面心點陣用C表示。二維倒易點與三維倒易點陣的定義一樣，但這里考慮的是原子列，不是晶面。倒易矢量g垂直于相應的原子列，其大小也與相應的原子列間距成反比。知道了真實的二維點陣，可求出倒易點陣，反之亦然。二維點陣的衍射可看成原子列散射波間的干涉。如圖9所示，設入射波長為λ，入射角為θ0, 反射角為，原子列間距為dhk，則滿足下列關系時即產生衍射。
（5）
▲圖9 二維點陣源自列衍射
圖10所示為低能電子衍射（LEED) 系統示意圖。幾何光路布置類似于X射線背散射相機。電子槍產生的單色電子束（束直徑小于0.1mm) 照射在樣品表面，衍射花樣用球型熒光屏觀察。熒光屏前加同心球柵、能量分析器，在棚網上加一與入射電子能量相近的減速電壓，以排斥掉非彈性電子，使衍射斑點清澈。法拉第圓筒探測器用于精確測量電子束流和譜形。為了進行高、低溫試驗，LEED系統中還可裝置加熱附件和冷卻附件。
▲圖10 低能電子衍射（LEED) 系統
分析晶體清潔表面結構時，樣品要求在超高真空室內解理（1. 3x10~8Pa) .若解理有困難，則樣品應在工作室內原位（in-situ) 化學清潔和離子轟擊清潔。化學法清潔是用氧氣和氫氣反復清洗樣品表面，并輔之以加熱退火處理。離子法是用離子轟擊表面進行清理，離子轟擊會造成表面缺陷，所以也要輔之以加熱退火處理，使清潔的表面原子重新排列。表面層的吸附試驗也可直接在工作室內進行后再分析。低能電子衍射花樣是二維倒易點陣的復寫，據此可進行衍射花樣標定（圖8) , 由二維倒易點陣再推算出表面結構。在分析表面吸附層之前，應首先確定其表面的位向和衍射花樣。要詳細分析原子占位情況，還應分析每個衍射斑點的強度。
1.5 場離子顯微分析
場離子顯微鏡既可觀測到表面單個原子像，又可觀測材料的三維結構，因此是研究金屬中點缺陷、位錯、層錯、相界、晶界、沉淀相形核長大、有序－無序反應及調幅分解等內容的有力工具。圖11所示為場離子顯微鏡結構示意圖。
▲圖11 場離子顯微鏡結構示意圖
樣品采用長度10~15mm的細絲，尖端截面直徑小于0.5mm，尖端經電解拋光后，形成一個100 ～300個原子堆積而成的半球形表面（曲率半徑為10~100nm) 。另一端和用液氮冷卻的鎢電極相接。工作室內先把真空抽到1.33x10E-6Pa。然后通入氨、氖等惰性氣體（10E-3Pa) 。樣品相對于熒光屏帶有5~30kV的正電壓。進入工作室的成像氣體原子在電場的作用下產生極化，氣體原子被樣品尖端吸引。在與樣品表面的撞擊過程中，其外層電子能通過隧道效應穿過樣品表面的位壘區而進人樣品內部，此時原子產生電離。成像氣體的正離子受到電場的加速作用，沿著電通量線（flux line) 方向，射向熒光屏，使熒光屏發光。這個過程往往在樣品尖端的局部高場區優先進行。表面凸起的原子產生局部高場，因此熒光屏上每個發光點實際上是與樣品表面的突出原子相互對應的。熒光屏上的圖像就是針尖樣品表面的某些突出原子的放大像。圖12 示意地說明了場離子顯微圖像的形成及其標定方法。樣品尖端是個球面，當各個晶面在不同方向上與球面相交時，就在球面的不同方向上形成一個圓，連續的原子面就構成了不同層次的同心圓。每兩層面之間存在一個臺階，臺階邊緣原子都是突出原子，因此，晶體的場離子顯微圖像就將由一些圍繞著若干中心的亮點圓環組成，同心亮點圓環的中心就是相應原子平面法線的徑向投影極點。根據這個道理并利用極圖就可確定各極點的指數。
▲圖12 場離子顯微鏡圖像的形成及其圖標示意圖
場離子顯微鏡的放大倍數近似等于屏的距離與樣品頂端半徑之比，約為100萬倍。分辨率除與樣品成分、頂端半徑等因素有關外，主要取決于溫度，對頂部半徑為50nm的樣品，20K時，分辨率可達0.2nm; 80K時，可達0.35nm。因而對樣品進行有效冷卻是很重要的。場離子顯微技術曾成功用于缺陷的研究，如圖像上同心環亮點不連續時是空位，出現額外的亮點則是間隙原子，出現螺旋形圓環則是位錯等。目前的應用也越來越廣”泛，如研究固溶體、有序合金、沉淀及相變等。
2 相變過程測量
對鋼相變過程的研究，是為科學、合理使用鋼材與制訂熱處理工藝提供依據，從而達到控制最終獲得最佳組織的目的。本部分主要介紹相變臨界點的測定方法和奧氏體等溫轉變圖（TTT曲線）、奧氏體連續冷卻轉變圖（CCT曲線）的測定方法。
2.1 相變點測定
鋼的相變點測定包括平衡相變臨界點A1 、A3 、Acm等和非平衡相變點Bs、Ms等的測定。常用方法有金相法、熱分析法、膨脹法和磁性法等。
2.1.1 金相法
金相法是古老而傳統的方法，直接通過觀察鋼在加熱到不同溫度組織是否發生相變而確定臨界點。以測定亞共析鋼的Ac1和Ac3 說明測定過程。取一組試片，先加熱到1200°℃, 進行高溫退火，使成分均勻，降低偏析程度，并使晶粒長大，易于觀察。根據試樣成分，確定幾個加熱溫度，溫度間隔一般取5~10°℃, 緩慢加熱到規定溫度（＜30°C/min) , 保溫30~60min 后取出淬火冷卻，隨后在300~400℃回火，使馬氏體轉變為回火托氏體，這樣可增大鐵素體與基體的襯度。金相觀察應在試片的中部，一般以在晶界出現數量約1%~2%馬氏體（體積分數）的溫度，作為Ac1點的判據，殘存數量約1%~2%鐵素體（體積分數）的溫度，作為Ac3 的判據。沒有達到這個判據時，表示溫度過低或過高。根據情況調整加熱溫度，再次試驗，直至取得滿意結果為止。用金相法測臨界點在生產中比較實用，也較準確，但手續繁瑣，費工費時。
2.1.2 熱分析法
熱分析法是研究金屬相變最基本、最常用的方法。其原理是發生相變時，常有明顯的吸熱或放熱反應，記錄試樣溫度變化情況，就可測定相變的臨界點，甚至測定相變過程的熱效應。熱分析法分普通熱分析法和示差熱分析法。普通熱分析法裝置如圖13所示。把試樣放在爐中緩慢加熱（或冷卻）， 記錄其溫度一時間曲線，結果如圖14 所示。當發生相變產生熱效應時，可觀察到溫度平臺，或升溫速度的突變（偏斜）， 相對應的溫度就是相變臨界點。
▲圖13 普通熱分析裝置示意圖
▲圖14 普通熱分析曲線
示差熱分析裝置如圖15 所示。示差熱電偶是兩副完全相同的熱電偶，以相同極相連結而構成，這樣就得到了有兩個熱端的雙熱電偶，將兩個熱端分別插入試樣和標樣內，測定它們的溫度差。標樣在所測溫度區間應無相變（測鋼可用銅等），并與試樣間用隔熱材料分開。當試樣不發生相變時，t=0; 當試樣發生相變時，伴隨發生的熱效應改變了試樣的升溫（或降溫）條件，Δt≠0, 故Δt的變化反映了相變熱效應的相對大小和熱效應的性質－吸熱或放熱反應。為了準確測定相變臨界點，在記錄的同時，記錄溫度-時間曲線。
▲圖15 示差熱分析裝置示意圖
圖16 所示為共鋼示差熱分析曲線，可準確測得Ac1 和Ar1 示差熱分析比普通熱分析靈敏度高，因為沒有發生相變時Δt為零，僅在發生相變時示差熱偶才有信號轉出，故可以選擇高靈敏的記錄儀表。
▲圖16 共析鋼示差熱分析曲線
雖然熱分析給我們提供了關于相變過程的多方面信息，但熱分析過程是一個能量轉換和熱量交換的過程，其試驗記錄依賴于多方面的因素，而且難于精確控制，這就給熱分析試驗及其結果分析帶來了某些復雜性。表8 列出了一些常見并應注意的問題。
熱分析方法不僅在冶金，而且在化工、礦物、生物等領域得到了廣泛應用和進一步發展。從普通熱分析到示差熱分析（DTA) , 進而演變出各種記錄方式，各種形式的探測部分，以至派生出專為定量熱分析而設計的示差掃描量熱計（DSC) 。根據熱分析曲線，不僅可以測定相變發生的溫度，還可以根據熱效應峰的面積、曲線的走向、峰在溫度坐標上的分布等，進行相變的熱力學過程和動力學過程的研究，以及混合物的組成分析。
2.1.3 膨脹法
各個相的晶體結構不同，因而比體積不同，導致相變時試樣發生明顯的體積膨脹或收縮效應。鋼中基本相的比體積關系是：馬氏體＞鐵素體＞奧氏體＞碳化物（但鉻和釩的碳化物比體積大于奧氏體）。表9 列出鋼中基本相的比體積和平均線脹系數。
測量加熱或冷卻過程體積的異常變化，就可測得各相變點。膨脹法設備簡
單，測量方便，是一般試驗室最常用的方法。此外，在測量相變點時，還可根據下式同時測得膨脹系數：
（6）
測定膨脹量所用的儀器稱為膨脹儀。它的種類很多，按其放大原理可以概括為機械放大、光學放大及電測放大三種類型。近年來一些較先進的膨脹儀，其加熱和降溫速度用自控儀表以至電子計算機連續控制，使測量結果更為可靠。膨脹儀的結構通常包括三個主要部分，即試樣容器、伸長量測量系統和加熱冷卻及測溫裝置。簡易機械式膨脹儀的測量部分如圖17所示。中間的石英桿2用來傳遞試樣1的伸長，周圍的三根石英桿3用以支撐試樣臺。伸長量由千分表4讀出。試樣外面有爐子，用以改變試樣的溫度。溫度值可用熱電偶測量。這種膨脹儀結構簡單，操作方便；但影響因素很多，測量精度較差。
▲圖17 簡易機械式膨脹測量部分示意圖
石英在加熱和冷卻時沒有相變。膨脹系數很小，約為鋼鐵材料的百分之五。從圖17 中可見，千分表測得的伸長量實際是試樣的伸長和石英桿的伸長之和。有些膨脹儀可自動補償石英桿的伸長。為避免試樣在高溫下氧化，有的膨脹儀還附有抽真空設備，使試樣室保持一定的真空度，或者通以惰性氣體等。伸長量和溫度的測量系統，各種膨脹儀有所不同。簡易膨脹儀采用千分表和熱電偶測得試樣的伸長量和溫度。光學示差膨脹儀是利用光學杠桿，放大試樣伸長量。如國內用得較多的 Leitz HTV 型膨脹儀，可將伸長放大約200~800倍。它的溫度測量是通過和試樣尺寸相同的標準試樣的伸長量測得。標樣和試樣在爐膛中位置靠近，加熱和冷卻條件相同。要求標樣的伸長量和溫度成正比，且具有較大的線膨脹系統，在所使用的溫度范圍內不發生相變。在測定非鐵金屬相變點時，采用純鋁或純銅作標樣。對鋼鐵材料，標樣選用鎳鉻合金（鎳質量分數為80%, 鉻質量分
數為20%) 。
利用非電量測法，可以將試樣的長度變化轉換成相應的電信號，再對電信號進行處理和記錄。電容式膨脹儀是由試樣膨脹引起電容器C1 的電容改變［圖18 a) ］, 從而改變了LC 回路阻抗，使輸出信號發生變化。通過放大器輸入到記錄儀，便可繪出試樣的膨脹曲線。目前各種自動記錄式膨脹儀中應用較多的是電感式膨脹儀。其放大倍數可達 6000 倍。當試樣未加熱時，鐵心處于平衡位置，差動變壓器輸出為零。試樣伸長時，通過石英桿使鐵心上升，差動變壓器的次線圈中的上部線圈電感增加，下部電感減小［圖18 b)］ 。由于兩個次線圈是反向串聯的，所以產生了輸出信號電壓，它與試樣伸長呈線性關系。將此信號經放大后輸入X一Y記錄儀的縱軸，溫度信號輸人橫軸，便可得到試樣的膨脹曲線。Formaster 膨脹儀是電感式膨脹儀中較為先進的一種。它可以同時將溫度、伸長量與時間的關系曲線繪制在X-Y記錄儀上。試樣采用真空高頻加熱，可使加熱速度在500°℃/s以下范圍內變化。試樣冷卻可選用小電流加熱、自然冷卻和強力噴氣冷卻等方法。加熱和冷卻均可利用電子計算機進行程序控制。可以得到在室溫以上幾乎是任意形狀的加熱和冷卻曲線。試樣尺寸視不同膨脹儀各異。圖19所示為HTV型膨脹儀的試樣結構。截面小易使試樣溫度均勻，長度較長，可提高伸長量測定時的靈敏度。臥式膨脹儀試樣兩端有兩個凸緣，減少水平放置時的摩擦阻力。試樣中的小孔用于放置熱電偶（也可不開小孔，將熱電偶焊在或緊貼在試樣上）。Formaster 膨脹儀，要求試樣快冷，可采用薄壁空心短圓柱形試樣。
▲圖19 試樣結構
2.1.3.2 臨界點的測定
圖20 所示為亞共析鋼緩慢加熱、緩冷過程中的膨脹曲線。亞共析鋼常溫下的平衡組織為鐵素體和珠光體，當緩慢加熱到725°C (Ac1) 時，鋼中珠光體轉變為奧氏體，體積收縮；溫度繼續升高，鋼中鐵素體轉變為奧氏體，體積繼續收縮，直到鐵素體全部轉變為奧氏體，鋼又以奧氏體膨脹特性伸長。冷卻過程恰與加熱過程相
反，但由于相變滯后效應，冷卻曲線位于加熱曲線下方。相變結束后，二曲線重合。
▲圖20 亞共析鋼的膨脹曲線
（1) 切線法。取膨脹曲線上偏離正常純熱膨脹（或純冷收縮）的開始位置作為Ac1或Ar3 的溫度，如圖20中的a及c點。取再次恢復純熱膨脹（或純冷收縮）的開始作為Ac3 或Ar1 溫度，如圖9-20 中的b、d點。通常其偏離位置由所作切線得到，故稱切線法。該法符合金屬學原理，物理意義明確，但切點不易取準，判斷相變溫度易受觀測者主觀因素的影響。為了減少目測誤差，必須使用高精度膨脹儀作出精細而清晰的曲線。（2) 極值法。取加熱或冷卻曲線上的四個極值位置，圖20中的a'、b'、c'和d'分別為Ac1、Ac3 、Ar3 和Ar1 的溫度。這種方法的優點是判斷相變溫度的位置十分明顯，人為因素較小。因此，在研究各種因素對相變溫度的影響時，用極值法更易比較和分析。缺點是得到臨界點溫度和真實值有偏離。鋼的原始組織、加熱及冷卻速度、奧氏體化溫度以及保溫時間等對臨界點都有影響。而鋼中加入合金元素，則使共析轉變溫度和共析點的位置發生移動，對過冷奧氏體的轉變影響更大。具體測定可參照YB/T5127-1993進行。為了研究合金元素或工藝因素對臨界點的影響，試驗條件必須保持一致。通常應滿足以下三個條件：1) 鋼的原始組織應當相同，最好都采用退火組織，并具有相近的晶粒度。2) 采用相同的加熱和冷卻速度，一般不宜大于3℃/min.對高合金鋼冷卻速度應小于2°C/min。測定馬氏體相變點的原理和測量其他臨界點相同。不過，對多數鋼種來說，測Ms 點需要很高的冷卻速度。所以儀器應具有淬冷機構和快速記錄裝置。通常用光學膨脹儀和電感式膨脹儀進行自動記錄。圖21 所示為亞共析鋼的馬氏體相變溫度
與轉變量。
▲圖21 亞共析鋼的馬氏體相變溫度與轉變量
加熱到 A 點轉變成奧氏體后，快速冷卻到 B 點發生馬氏體相變，開始膨脹。B點是膨脹曲線和冷卻曲線的切點，即為Ms 點。膨脹結束，恢復正常冷卻曲線的D點為馬氏體轉變結束點（Mf 點）。如果要求定量測定馬氏體轉變量，就應考慮由于冷卻引起的試樣長度的減小和奧氏體轉變為馬氏體的膨脹效應兩個方面。假定馬氏體和奧氏體的線脹系數 α 相近，不發生相變時，膨脹曲線將大致沿A-B-C的軌跡冷卻收縮，曲線BD上各點減去BC上對應的伸長量，即為馬氏體相變時的體積效應。體積效應與相變量成正比，從而可求出相變量。假定線段 DC表示100%馬氏體，則 DC/2 時，對應的馬氏體轉變量為50%, 標以M50。通常馬氏體轉變具有不完全性，線段 DC 對應的是馬氏體最大轉變量，這時需要用 X 射線衍射法或金相法標定其轉變量的百分數，據此再計算不同溫度下馬氏體的轉變百分數。
2.1.4 磁性法
物質按磁化率 ? 的大小，大致可分為順磁性（＞0, 且很小，在10E-6~10E-3之間）、抗磁性（?＜0, 且10E-6 <|?|<10E-4) 和鐵磁性（?＞＞ 1,在10E-1~10E5 之間） 三類物質。鋼中奧氏體是順磁性，鐵素體和滲碳體相都是鐵磁性，鐵磁性的居里點分別是768℃ 和 210℃ 。鐵磁性相的飽和磁化強度 M 值很大，在磁場中對外表現出很強的磁性。而且M是結構不敏感參量，只決定于相的化學成分、晶體結構和相的數量。鋼在奧氏體狀態時為順磁性相，當從高溫奧氏體逐漸冷向珠光體、貝氏體、馬氏體轉變時，便出現鐵磁性。測定鐵磁性相飽和磁化強度M的變化，便可測定相變點和研究相變過程。磁性法測定相變點最常用的設備是熱磁儀（也稱阿庫洛夫儀）， 如圖22所示。
▲圖22 熱磁儀
整個裝置由三部分組成。一是電磁鐵部分，用于產生磁場。磁場強度H應大于24×10E4 A/m，保證試樣中出現的微量鐵磁相磁化到飽和程度。二是加熱爐、淬火槽與爐子升降機構部分，用于試樣加熱、等溫處理與淬火處理。三是測量機構，包括夾持桿、熱電偶與電量傳感器（電容式或電感式）。試樣夾持桿用非磁性材料，通常用耐熱瓷管或石英管。試樣的尺寸為Φ3mm×30mm, 試樣上通常點焊熱電偶，用于測量試樣的溫度變化。測量時，將試樣安放在磁極軸平面內，與磁場方向成φ0角，φ0一般小于10°。當試樣中奧氏體開始轉變出現鐵磁相時，受到一個力矩的作用，使試樣轉Δφ, 偏轉量與鐵磁相的飽和磁化強度成正比，由此可測出鐵磁相的轉變溫度和轉變量。圖23 為磁性法測定Ms點曲線。測定時同時記錄磁化強度和溫度兩條曲線。試樣在奧氏體化狀態時，磁化強度M為零。利用爐子升降機構把試樣迅速轉移到淬火槽中，則發生馬氏體相變時，磁化強度開始上升，所對應的溫度即為Ms點。
▲圖23 鐵磁法測定Ms點
磁性法只有在測量溫度低于轉變產物的居里點時才可應用。在高溫轉變時，它無法將順磁性的滲碳體和奧氏體區分，所以不能測出過共析鋼的先析滲碳體轉變開始點。磁性法測定珠光體轉變時，因等溫溫度接近居里點，轉變產物的磁性減弱，溫度波動對飽和磁化強度有影響，會降低定量測定時的精度。所以磁性法只能適用于測定中溫轉變和低溫轉變，高溫轉變時采用其他方法（如膨脹法）。
2.2 奧氏體等溫轉變圖與奧氏體連續冷卻轉變圖的建立方法
奧氏體等溫轉變圖簡稱TTT曲線，根據其形狀又稱為C曲線。它是描述鋼的過冷奧氏體等溫轉變過程中，轉變開始和結束的時間，并說明了氏體的轉變產物及轉變量與時間的關系。奧氏體等溫轉變圖為制訂熱處理工藝提供了重要依據。但實際熱處理時，大多數工藝是連續冷卻時進行的。根據奧氏體等溫轉變圖進行分析顯得力不從心，有時甚至導致錯誤的結果。為此人們進一步分析研究了連續冷卻時的相變規律，建立了更接近生產實際的奧氏體連續冷卻轉變圖（又稱CCT 曲線）。測定奧氏體等溫轉變圖和奧氏體連續冷卻轉變圖的方法有金相法、膨脹法和磁性法。
2.2.1 金相法測奧氏體等溫轉變圖
利用金相法可以直接觀察過冷奧氏體在各個等溫溫度下的轉變產物及其數量與時間的關系。金相法所用試樣總數約200個，通常為直徑Φ10~Φ15mm、厚度1~2mm 的圓形薄片試樣。首先應確定試樣的化學成分、相變點和馬氏體開始轉變點（Ms) .測定時將Ac1 和Ms點間分為若干個等溫溫度，每一溫度用一組試片加熱至規定的奧氏體化溫度后，迅速投人該溫度的鹽爐中等溫。各試片分別以不同時間等溫后淬人水中，使在該等溫溫度下未分解的奧氏體轉變為馬氏體。處理完畢后，按編號順序檢查顯微組織及測量硬度。確定等溫轉變的開始點、終止點以及轉變產物的規定數量點（如25%、50%等）， 將測定結果標于 “溫度一時間” 半對數（時間以對數表示）坐標上，即可繪出等溫轉變圖。金相法是測定奧氏體等溫轉變圖曲線最基本和最直觀的方法。其優點是：能準確地測定轉變開始和轉變完了的時間；能直接觀察和評定轉變產物的組織特性和轉變量。金相法的局限性是試樣多，工作量大；顯微鏡分辨率影響測定轉變量的精度，對下貝氏體與馬氏體有時區別困難，還需要借助顯微硬度進行判定。
2.2.2 膨脹法測奧氏體等溫轉變圖
膨脹法測奧氏體等溫轉變圖原理及方法與2.1.3 所述測相變點方法相同。測定前應先知道鋼的成分，以確定奧氏體化溫度，保溫時間根據試樣尺寸確定。通常試樣尺寸為直徑 Φ2~Φ3mm、長度 10~30mm 的長圓柱，保溫時間為5~10min。試樣經奧氏體化之后，連同石英管一起放進等溫爐中，同時使自動記錄儀表由記錄膨脹量和溫度關系立即改成記錄膨脹量與時間關系，即可得如圖24上部所示的曲線。這種曲線稱等溫轉變動力學曲線。ac 表示試樣從高溫淬火到等溫溫度時過冷奧氏體的純冷卻收縮；b 點所對應的時間為孕育期；be 表示隨著奧氏體的分解，試樣長度（體積）隨時間的變化；到 e 點后，曲線平穩，長度不再變化，表示轉變的終止。對高溫轉變，奧氏體可100% 的分解為珠光體；對貝氏體轉變時，須繼續降溫方能完成。設最終轉變時對應的膨脹量為 ΔL , 此時奧氏體的分解量為（100-A') %, 其中 A' 為殘留奧氏體量，需用金相法測出。奧氏體的分解量與其相應的體積變化成正比，在 r 時間時，對應曲線的 g 點，奧氏體的轉變量m可由下式計算：
（7）
▲圖24 膨脹法測奧氏體等溫轉變圖示意圍
由上式可以確定奧氏體轉變量與時間的關系。圖24中示出了過冷奧氏體完全轉變時、50%轉變點的計算法。將上述轉變開始點與終了點記錄在 “溫度一時間” 坐標上，就完成了該等溫溫度奧氏體等溫轉變圖點的測定。為了測得完整的奧氏體等溫轉變圖，應在Ms點到Ac1點之間，每隔 25°C 左右測定一個等溫轉變全過程，確定出每一等溫溫度所對應的轉變開始點和終止點，并視情況需要測出轉變量為25%、50%、75%所對應的點，將所有的點連成曲線即為奧氏體等溫轉變圖。為了作圖方便，時間常取對數坐標。此外，完整的奧氏體等溫轉變圖還應標注鋼的成分、晶粒度、加熱溫度、Ac1、Ac3 和 Ms 點，如圖 25 所示。
▲圖25 55Si2MnB鋼的過冷奧氏體等溫轉變圖
2.2.3 磁性法測奧氏體等溫轉變圖
將奧氏體化的試樣快冷到某一溫度等溫時，用磁性法可測得與膨脹法形狀一樣的等溫轉變動力學曲線。不同的是，磁性法的縱坐標物理量為試樣飽和磁化強度，如圖26 所示。
▲圖26 磁性法測等溫度轉變動力學曲線
當過冷奧氏體100%轉變時，可直接從曲線上量取 I100 來計算其他轉變量所對應的時間。當過冷奧氏體不能完全轉變時，需先確定轉變終了時的奧氏體轉變量（100-A') %, 其中A'為殘留奧氏體量，可用金相法或X射線衍射法測出。另一種方法是標樣法。常用高溫回火態或正火態試樣作標樣，碳鋼也有用工業純鐵作標樣的。以試樣在該等溫溫度時的飽和磁化強度作為實際試樣中奧氏體100%轉變時的標準。根據不同溫度時的等溫轉變動力學曲線，即可繪出奧氏體等溫轉變圖。奧氏體等溫轉變圖測定常用方法的比較列于表10。
▼表10 測定奧氏體等溫轉變圖常用的方法比較
2.2.4 奧氏體連續冷卻轉變圖的測定
測定奧氏體連續冷卻轉變圖需要在不同冷卻速度下進行，要求能準確控制冷速，并且要求在快速冷卻條件下能靈敏地記錄下相變引起的物理量的變化。為此發展了各種高靈敏度的膨脹儀，如國產的 HPY-I型膨脹儀和進口的Formaster、LK-02 型快淬膨脹儀。這些膨脹儀均裝有自動程序器，冷卻時自動程序器發出指令，一方面自動打開惰性氣體電動閥對試樣進行氣體強迫冷卻，一方面通過溫度控制器控制加熱電流，使試樣快速地線性冷卻降溫。因此，近年來，奧氏體連續冷卻轉變圖均是用膨脹法，并配合金相法標定測定的。圖27所示為用膨脹法測定的奧氏體連續冷卻轉變圖，試驗用鋼為9Mn2Cr1MoW。首先用膨脹儀測定不同冷速下的膨脹量一溫度關系曲線，在曲線上直接用切點法（見2.1.3介紹）找出相變開始點和終止點，見圖27a）。在以時間對數為橫坐標和溫度為縱坐標繪出一系列不同冷速的曲線，并將膨脹曲線上的相變點對應到相應的冷速曲線上，然后將相變開始點和終止點依次連結，便得到奧氏體連續冷卻轉變圖［圖27b) ］, 參看 YB/T 5128-1993。
▲圖27 用膨脹法測定9Mn2CrlMoW鋼的奧氏體連續冷卻轉變圖
2.2.4.1 轉變點的確定
轉變開始點和轉變終了點的確定并無統一規定，一般多采用 “切點法” ， 這是符合金屬學原理的。
2.2.4.2 相變類型確定
相變類型可根據相變發生的溫度范圍大致進行判斷，如珠光體在500~700°℃, 貝氏體在500°C~Ms.如果要判定兩個相變過程是連續進行，還是相隔一定溫度區間進行，要考慮其膨脹曲線上的拐折情況和拐折間直線部分的斜率變化。鋼中基本相的線性膨脹系數的大小順序為：奧氏體＞鐵素體＞珠光體＞貝氏體＞馬氏體。當確定有困難時，要用金相法來驗證。即在分界線附近把試樣淬火，觀察金相組織來確定所標定的分界線是否正確。
2.2.4.3 轉變量的計算
試樣膨脹量與轉變量成比例，據此可用“杠桿法”計算轉變量。圖28a所示為轉變發生在一個溫度范圍，求B點對應的 溫度時的轉變量。先分別作冷縮曲線的延長線，過B點作與縱軸平行的直線而與兩延伸線分別相交于A和C點，線段AC則表示奧氏體總的轉變量引起的膨脹，線段 BC 表示對應的t溫度時奧氏體的轉變量所引起的膨脹量。設總轉變量為Q%, 則B點的轉變百分數為：
（8）
▲圖28 已轉變的奧氏體數量計算示意圖
對于高溫區的珠光體相變，及一般中碳、低碳合金鋼的中溫轉變，Q%通常是100%.對于中、高合金鋼的中溫貝氏體轉變，轉變往往不能完全進行，則Q%= (100-A') %, 其中A'為殘留奧氏體量，需用金相法，或X射線法標定。
圖28b的情況是轉變發生在兩個溫度區間，假定高溫區轉變和中溫區轉變的體積效應相同，則各區轉變的相對量可按下式求得：
（9）
在圖中對應不同冷速的冷卻曲線上還應標上不同轉變產物的硬度值（圖27b) 。這樣就能利用某一鋼種的連續冷卻轉變曲線來估計該鋼在某種冷卻規范下發生轉變的溫度范圍、轉變所需時間、轉變產物及其性能。如可以確定臨界冷卻速度 vx, 它是得到全部馬氏體組織的最小冷卻速度。vx越小，鋼件淬火時越易得到馬氏體組
織，即鋼淬透性越大。
3 鋼中殘留奧氏體的測定
由于貝氏體相變和馬氏體相變的不完全性，在計算相變轉變量時，常需要測定殘留奧氏體量。測定殘留奧氏體常用金相法、磁性法和X射線衍射法。
3.1 金相法測定殘留奧氏體
金相法測定殘留奧氏體是借助于物體的二維截面來推斷三維空間中顯微組織的定量關系。從定量金相原理可知：待測相所占體積分數等于在觀察試樣面積中它所占的面積分數，也等于在觀察線段中它所截線段的百分比，也等于在觀測的總點數中所占的點數百分比。據此，各相相對量的測量方法就有面積計量法、截線法和計點法。圖29 所示為測量用網格示意圖。利用測量網格或有刻度的特制目鏡，便可在金相顯微鏡下對淬火鋼金相樣品中的殘留奧氏體進行測定?；蛳扰某山鹣嗾掌賹ⅠR氏體和殘留奧氏體分別剪開，放在天平上稱量，也能求出殘留奧氏體量。這種方法雖然很直觀，但繁瑣費時，精確度也不高。當殘留奧氏體量（體積分數）小于
10%~15%時，便不易測出。
▲圖29 測量用網格示意圖
金相法的測量精度主要取決于顯微組織的顯 示情況，組織顯示包含以下幾層意思，其一是不同相的界面應清晰可見，相的形貌不失真，相的尺寸不擴大也不縮??；其二是不同相之間的反襯 要鮮明。顯然襯度差越大，測量的精度越高。
為了提高測量精度，可用彩色金相法。表11列出了 60Si2Mn 鋼、GCr15 鋼和球墨鑄鐵分別用黑白金相法［4% (質量分數）硝酸酒精侵蝕］和彩色金相法測定殘留奧氏體量的結果。60Si2Mn鋼所用彩色金相腐蝕溶液成分為：在100mL 鹽酸蒸餾水溶液（質量比為1:2或1:1或1: 0.5) 中加焦亞硫酸鉀0. 6~1g, 氯化鐵1~3g或氯化銅1g或氟化氫銨2~10g。為比較起見，表中也列出了X射線衍射測定結果。彩色金相法與X射線測定值相近，測量精度遠高于黑白金相法。
▼表11 黑白金相法與彩色金相法測定殘留奧氏體的結果比較
3.2 磁性法測定殘留奧氏體
磁性法測定殘留奧氏體的數量，實際上是通過測量鋼中馬氏體的量來實現的。已知馬氏體數量后，可從試樣中扣除馬氏體即得殘留奧氏體的數量。試驗所用設備為熱磁儀（見2.2. 介紹）。試樣制成Φ3mm×30mm 的圓棒，進行規定的熱處理。然后用熱磁儀測定試樣的飽和磁化強度M, M與轉變量成正比。當試樣中只存在馬氏體和奧氏體兩個相時，試樣的磁化強度可用下式表示：
（10）
（11）
（12）試樣的飽和磁化強度M由儀器直接測出，為了計算值還必須已知φA這種確定奧氏體量的方法是利用被測試樣和一個純馬氏體的標準試樣作比較，標準試樣的要求是和被測樣中馬氏體的化學成分相同。因為飽和磁化強度與馬氏體的成分有關，它隨馬氏體中含碳量和合金元素的增加而減少。這種測量方法的精度取決于標樣的選擇，通過熱處理方法得到全馬氏體的試樣很困難的。生產上作為標樣，大都選用如下方法：1) 淬火后進行冷處理（冷到液氮或液氨溫度），使鋼中殘留奧氏體量降得很低。2) 選用“回火標樣”， 淬火后進行適當溫度回火，使殘留奧氏體盡量分解為回火馬氏體。對高碳、高合金鋼，目前一般采用中溫、甚至高溫回火的標樣。3) 對低碳鋼和低合金鋼，也可選用“鐵素體標樣”， 因為碳含量及合金元素含量低時對馬氏體的磁飽和強度影響很小。此外，也有人提出用半經驗公式計算馬氏體的飽和磁化強度MM。
（13）
用上式計算不同碳鋼經油或堿液淬冷以及淬冷后再經液氮深冷處理的試樣中的殘留奧氏體量和用X射線測定的結果很接近，見表12。
在淬冷后的高合金工具鋼中，除了馬氏體與殘留奧氏體外，還有弱磁性的碳化物，因此確定殘留奧氏體量要更復雜些。試樣中各相的體積分數為：
（14）
（15）φc必須用其他方法確定。如用電解分離，將碳化物精確稱量后，再換算成體積分數。如果工廠要用殘留奧氏體量作為檢驗產品的質量時，可先用X射線衍射法定量算出合格殘留奧氏體量的上、下范圍，并用磁性法折換成飽和磁化強度的范圍進行檢驗。磁性法測量速度快，X射線法測量精度高，兩者配合可得到滿意的結果。
3.3 X射線衍射法測定殘留奧氏體
當殘留奧氏體含量較高時，采用金相法可獲得滿意結果，但當含量小于10% (體積分數）時，其誤差較大。磁性法只能測定試樣整體的殘留奧氏體量，如需測定局部的、表面的或沿層深分布的奧氏體量時，必須采用X射線衍射法。采用濾波輻射時，其下限探測的體積分數為4%~5%, 當采用旋轉陽極靶附加晶體單色器時，其允許探測量可小于1%。測定鋼中殘留奧氏體含量，廣泛采用直接對比法。它是指測定多相混合物中某相含量時，以另一相的某一根衍射線條作為參考線條，不必摻入外加標準物質。使用塊狀多晶試樣，在生產上很方便。確定殘留奧氏體含量時，可在同一個衍射花樣上，測出奧氏體和馬氏體的某衍射線的強度比。根據X射線衍射強度（累積強度）公式可知：
（16）
（17）
φA+φM=100%
聯立兩式得：
（18）（CA／CM) 的數值可根據試驗結果在X射線衍射的有關參考書查到，而IM/lA由試驗測出，φA就可由式（18) 算出。
圖30所示為奧氏體及馬氏體衍射線條相對位置示意圖。通常選擇的衍射線對是（200) A－ (200) M, (311)A-(211)M，(220)A-(211)M。（111) A 和（110) M雖然強度高，但往往相互重疊，所以不采用。當奧氏體轉變為體心正方的馬氏體時，原屬體心立方點陣的各條衍射線條將分離成雙線。例如（200) 或（020) 與（002) 的晶面間距不再相等，就分離成（200) +（020) 和（002) 兩條線。但當馬氏體碳含量小于=0.6% (質量分數）時，由于正方度c/a僅略大于1, 雙線尚不至分離。實際攝取的馬氏體和奧氏體線條有時較寬，這是由于淬火鋼中存在著不均勻的微觀應力所引起。
試樣制備時，要求得到平滑、無應變的表面。在磨光時應避免試樣過熱或塑變，防止引起馬氏體和奧氏體的分解。當殘留奧氏體量低時，它的譜線強度也低。如碳化物分布較彌散時，也很難用光學金相法定量，會引起較大的測量誤差。為此可采用樣塊組合技術（增加幾種標準試樣）， 導出另一種奧氏體計算公式，可得到較好的效果。以上三種方法的比較列于表13。
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