第五章 马氏体转变ppt课件.ppt

第五章 马氏体相变,奥氏体化的钢，以Vc的速度冷却时，过冷奥氏体冷却到Ms温度以下，转变为马氏体，这种操作叫淬火。马氏体是强化钢材的重要组织。,共析碳钢奥氏体向马氏体转变式： A M f.c.c , 0.77C% b.c.c or b.c.t , 0.77C% 只有晶格改组而无成分变化 非扩散型转变,1 钢中马氏体晶体结构特点 C 在-Fe 中的过饱和固溶体。 亚稳；单相 C 位置：扁八面体间隙， R间隙0.19，RC 0.77 晶格畸变较严重,5.1.2 马氏体的晶体结构,晶体结构类型： 体心立方或体心正方等结构 后者存在正方度： c/a c/a =1+0.046C% 与 C 含量有关,(1) 马氏体,体心立方(b.c.c), C%1； ba 体心斜方(b.c.p), C%1.4%, c/a1, b/a1,其它类型马氏体,(2) 马氏体：密排六方(h.c.p)，淬火中常见中间相(3)马氏体：密排菱面体, 的中间相，缺陷多时易出现；(4)马氏体： bcc、 bcp, 与马氏体相似但晶格常数不同(c/a 小得多，又称反常轴比马氏体)，只存在于低温条件(0)下，温度升至室温(5)相马氏体：单斜晶系，极不稳定，易转化成,实际常用碳钢、合金钢的马氏体转变：, M (Ms0) ； M(Ms0 ) ； 具体由C%定 马氏体晶体结构不完整性： M 转变中存在较大内应力 各种缺陷(位错、层错等), c = a0 +P ; a = a0 -P ; c/a =1+p P含碳量； a0 -Fe晶格常数 、常数,2 马氏体正方度与含碳量的关系,正方度基本只与含碳量有关，并随 C% 增加而升高。,（1）正方度与含碳量的关系,造成正方度的主要原因：,C 原子择优占据、有序分布于立方 C 轴的八面体间隙位置。 若 C 原子无序分布立方结构。,体心正方结构时存在正方度， 而体心立方结构时正方度为1,（2）反常轴比现象： 实际中马氏体 的晶体结构除与 C 含量有关外，还与 C 原子位置的变化有关，在某些条件下可能出现反常轴比现象：,低轴比： C 原子同时占据八面体和四面体间隙位置 Ms0 的高碳钢、 Fe-Mn-C 合金等中 高轴比： C 原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙 , 造成间隙 C 原子分布的极度有序化。 铝钢、高镍钢,K-S关系,西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差516,K-S关系,西山关系,G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1 和2 ,M形成时，不仅和母相A有一定的位相关系，而且总是在A一定的晶面上形成，该A晶面叫惯习面,特征：不转动；不畸变 是一不变平面。,M板条单晶,M板条束,单元体的立体形态 细长板条状，每个板条为一个M单晶，尺寸0.5*5.0*20m ，惯习面111 。结合特怔 a)在一个奥氏体中，可形成几个不同位向的马氏体群(通常35个)；群内含数量不等、位向大体一致但呈大角度的马氏体束(块)；束由众多细小平行的板条单晶排列而成。 b) 板条多被残余A薄膜（20nm厚度）隔开。,M板条,M板条束,立体外形为V形柱状，横截面为蝶状,高碳Fe-C合金特殊淬火处理后：从粗片针状M晶粒边沿或周围奥氏体中长出,实质是转变温度的影响,随转变温度的下降,随C： Ms将； M实际转变温度,奥氏体强度低易于形成位错型马氏体 奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体,层错能低易于形成位错亚结构的马氏体例如薄板状马氏体、板条马氏体。,实际中发现：淬火马氏体金相形态与转变温度相关,转变温度高于200 板条状马氏体； 转变温度低于200 片状马氏体,由于 C%，Ms及Mf，实际转变温度区间会变化 形态与C%关系: 低碳板条状 高碳片状 中碳 板条状+片状,Mf 200 Ms200 Mf,Ms，A强度低(210Mpa)， 易孪生(所需应力小)孪晶 , 片状。 分界温度大约为200 ,200 本质：奥氏体变形方式的分界温度,200 ,总体：钢及铁合金中马氏体的组织形态,M时效钢：典型钢种： 如铁基中含17%19% Ni，7%9% Co，4.5%5% Mo和0.6%0.9% Ti（无碳或微碳）。这类合金经淬火成马氏体，然后在480500回火。回火中，由于合金元素在马氏体中过饱和，沉淀析出后形成金属间化合物，导致强的沉淀强化效果。 优点：良好冷变形能力，焊接性能，高强度运用：火箭及导弹外壳。,切变共格性,C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多,非扩散相变原子发生切变位移，但相对位置没有发生变化军队式转变,界面,扩散型相变原子不切变，位置由于扩散而改变平民式转变,界面,形状改变,形状不改变,注意：马氏体相变的最基本的特征： （1）切变共格性 （2）无扩散性其他特点均由这两个基本特点派生而来。,界面能+ 应变能,M内部高密度的位错或孪晶增加的能量；M形成时因体积膨胀，对周围A有作用力，使其发生变形，位错密度增加而增加的能量,很大,马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩散激活能很小） 而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。,E,T0点的物理意义： M 和 A 自由能相等时的温度MS点的物理意义：M 和 A 的体积自由能差刚好克服相变阻力(相变所需最小驱动力)时的温度,3 影响钢中Ms点的主要因素,Ms点对于马氏体转变的重要性： 1、Ms点的高低决定其亚结构，进而决定了马氏体的机械性能； 2、Ms点的高低决定钢淬火冷却到室温时的M转变量和残余奥氏体量； 3、制定淬火工艺（如分级淬火或等温淬火）时，必须参照Ms点。等等。 因此重点讨论影响Ms的各种因素。,（一）、化学成分1、碳含量： C，Ms，且扩大M形成温度范围。,原因： C对A和M均有固溶强化作用，增大了AM转变时的切变阻力，需要更大的过冷度以获得更大的相变驱动力，使Ms； C是稳定A的元素，使A3点，故使Ms。,碳含量对钢中Ms点的影响,每增加1C，使Ms点 -300。,20,2、合金元素 除Co、Al外，其余合金元素都不同程度地降低Ms点。原因： 影响了平衡温度T0 提高A的s，使切变阻力增加。,如Mn、Ni、Cr, 溶入A中使T0，s， 使Ms Mo、W、V、Ti溶入A中使T0 ，s， 使Ms Co、Al、 溶入A中使T0，S， 使Ms,用经验公式可大致求出某种材料的Ms: Ms()=538-317(C)-33(Mn)-28(Cr) -17(Ni)-11(Si+Mo+W),（二）形变与应力的影响1、塑性变形,在Ms点以上不太高的温度范围内(MsMd)对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。 形成M数量取决于形变温度和形变量。形变温度越低，形变量越大，诱发M数量越多。 形变诱发M的上限温度称之为Md点。,预先变形对变形温度下以及随后冷却时马氏体转变的影响,=0,形变诱发M原因 Ms点升高,形变造成晶体结构缺陷增多，引起C、N原子在缺陷附近偏聚，促使C或N的化合物析出，使A中C及合金元素含量降低，Ms点升高。,形变造成局部应力集中，提供M形核的附加能量，成为形核的有利位置，从而促进M转变，提高Ms点。,驱动力：化学驱动力(-自由能)+机械驱动力(-形变能),在MsMd温度范围形变，虽然可使Ms点升高，但往往使随后形成的M量减少。,2 弹性应力 多向压应力由于M转变使体积膨胀，多向压应力使转变阻力增加，Ms； 拉应力促进M转变，使Ms,原因：塑性变形提供有利于氏体形核的晶体结构缺陷，促使形成马氏体，但缺陷增多使马氏体长大受到阻碍，转变速率变小。大量塑性变形使缺陷组态强化母相，就会形成稳定化，减少M量。,奥氏体晶粒越细小，Ms越低。 原因： s=i + ky d-1/2 d，s，奥氏体强度，使切变 困难，需要更大的相变驱动力，Ms。,1 奥氏体晶粒,（三）奥氏体化条件的影响,2 加热温度和保温时间,正常淬火加热温度下： 亚共析钢 ，完全奥氏体化，加热温度高， 随着T，d长大，使Ms 共析、过共析钢、高金金钢 不完全奥氏体化，加热温度较低， d不易长大； 随着T，C、合金元素溶入较多，总体使Ms。,当T，时， 一方面：A中溶入合金元素较多，使Ms； 另方面：A晶粒d，缺陷密度，切变阻力， 使Ms。,（四）淬火冷却速度的影响有争议？ 一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度对Ms没有影响。,（五）磁场的影响 外加磁场，诱发M转变，Ms点。原因： 磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不大，T0 ， Ms点，类似形变诱发M相变。,冷至375-1%M,冷至345-30%M,注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的同与不同： 等温有孕育期但很短，且瞬时长大； 变温无孕育期，瞬时长大； A 孕育期相对长，约50%处转变快,综上： 三种方式长大速度均极大，主要差别是形核及形核率不同。,可逆,不可逆,可逆,不可逆,对比，有： 热滞大 不可逆 可 逆 热滞小,(1) 热弹性可逆转变所需热滞小，所需驱动力小；(2) 连续冷却时两种转变的转变量均随温度下降而连续增加，但热弹性转变中量的增加既以来新核心的形成与长大，也依赖于原较高温形成的新晶粒在随后冷却中的继续长大；(3)热弹性转变的新相在形核与长大中与母相始终保持界面共格关系不被破坏，且界面推移速度受冷却速度控制，而非热弹性转变在各温度形核后即迅速长大到极限，界面共格关系破坏，界面推移速度只与驱动力或过冷度有关；(4)热弹性马氏体发生逆转变时，无需形核过程，而是马氏体片的连续收缩直至消失，而非热弹性马氏体逆转变时往往会碎裂成多个小片，相当于需形核与长大过程。,宇宙飞船天线很大，发射不方便。形状记忆Ti-Ni合金，在M状态很软，在母相A状态很硬。 在母相状态下制成，降温使其发生M转变，并折成一小团，当飞船达到一定位置时，天线因受太阳光线的热而发生MA逆转变，并恢复形状,二) K-S 均匀切变模型均匀切变模型, 第一次较大量的均匀切变 (主切变)：,第二次小量切变：,晶格调整：,K-S 机制问题： 和实际表面浮凸现象、惯习面有差异； 未解释亚结构, 第一次切变 为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构。,(3) G-T 模型两次切变模型,第二次切变 为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生。切变结果: 无宏观变形，晶格不变。同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。,G-T模型切变过程a)切变前 b)均匀切变(宏观切变)c)滑移切变 d)孪生切变,G-T模型示意图,K-S 与G-T机制共同点： 宏观主切变 + 微切变 + 尺寸调整,G-T内容： 表面浮凸由第一次宏观切变（225）产生； 惯习面为（225） ； 两种不同亚结构由第二次微切变产生。 问题：无法解释（111） 惯习面。,一、马氏体的强度和硬度,特点： 总体：高硬度、高强度 注意：、硬度、强度主要取决于C%， Me影响小。 C%, 马氏体 HRC。、须注意马氏体硬度与钢硬度的差异。 C%， 淬火钢HRC， 0.6%C后基本趋于定值。,马氏体硬度-高于ACm淬火后深冷,高于AC1淬火,高于ACm淬火, AR%,Fe3C,马氏体硬度与钢硬度的差异,马氏体高硬度、高强度的原因： 相变强化，相变造成M内高密度的位错或孪晶，起到强化效果； 固溶强化，M是碳的过饱和固溶体，有很强的固溶强化效果； 时效强化，马氏体在淬火冷却过程中或淬火后在室温停留过程中都会析出弥散的碳化物，对位错起钉扎作用，从而起强化作用。,二、马氏体的塑性和韧性 以前认为M塑性低、韧性小、脆性大。这是因为过去很长一段时间都是用高碳M。,片状M：硬而脆； 板条M：强而韧 与亚结构有关,板条M 塑韧性好的原因, 含碳量低，过饱和度小； 淬火内应力小，形成微裂纹的敏感度小低碳M亚结构是位错，有一定滑移变形的能力。,高碳片状M塑韧性差的原因： C过饱和度高，畸变大， 淬火内应力大，形成微裂纹的敏感度高。 亚结构是孪晶，有效滑移系少，塑变能力差,马氏体的塑性和韧性主要取决于亚结构； 马氏体的硬度和强度主要取决于含碳量。,问题：能否用板条马氏体代替片状马氏体,一般来说，板条M不但有较高的强度，而且有一定的韧性；而片状M虽然硬度、强度很高，但脆性较大。因此在保证足够硬度的前提下，尽可能减少孪晶M数量，是改善强韧性，充分发挥材料潜力的有效途经。,马氏体的比容远大于奥氏体 钢在淬火时要发生体积膨胀，产生内应力、 变形、开裂。,三 马氏体的物理性能, 马氏体具有铁磁性钢淬火后，矫顽力升高，导磁率下降，电阻增大；马氏体的含碳量越高，矫顽力越高。,奥氏体的机械稳定化 在Ms点以上不太高的温度范围内(MsMd)对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。 在Md点以上温度对A进行塑性变形，超过一定变形量后随后M转变发生困难，Ms点下降，残余A量增多，引起A稳定化，这种现象称为机械稳定化。,原因： 1）破坏母相与新相的共格关系，发生M相变困难，增大A稳定； 2）弹性应力作用； 3）变形过程中伴随热稳定化的发展，二者共同作用,小结奥氏体的稳定化 由于某种原因，使AM转变能力(表现为Ms和马氏体转变量，残余奥氏体量增加)或者说A的稳定性，这种现象叫A的稳定化。 根据产生的原因，分为两种： 热稳定化在马氏体转变的冷却过程中，在某一温度停留或降低冷却速度，使奥氏体稳定性增加，马氏体转变量减少的现象叫奥氏体的热稳定化。 机械稳定化由于塑性变形而引起的奥氏体稳定化。 化学稳定化由于化学成分而引起的奥氏体稳定化。例如C和Co，Al外的合金元素。,“气团说”,晶格缺陷使共格关系的建立难度加大,A强化使切变阻力加大,1、成因： AM转变要发生体积膨胀，先形成的M对周围A产生压应力，阻碍了剩余A的转变，成为残余奥氏体。 冷却不充分。M转变是在MsMf之间连续冷却转变，而大多数钢的Mf温度在室温以下，在生产上一般冷却到室温，冷却不到Mf温度，未转变的A被保留下来，成为残余奥氏体。,残余奥氏体的作用及其控制方法,2、影响因素化学成分凡降低Ms的元素均使AR。 C除Co、Al外的合金元素均使Ms，AR,工艺条件 加热温度，保温时间，溶入A中的合金元素越多，MsAR 冷速v ，AR (热稳定化的原因),（2）有益作用 在工具钢中，一定量的AR(约15%)，虽然降低钢的硬度，但可提高其韧性； AR在9%左右时可提高轴承钢的接触疲劳强度； 1015%的AR ，可防止齿轮齿面发生点蚀。,3、残余奥氏体的利害作用（1）有害作用 组织不稳定，ARM，增加钢的脆性； 尺寸不稳定，ARM，体积膨胀； 性软，降低工模具钢的硬度、耐磨性、疲劳强度 降低硬磁钢的磁感应强度。,