热处理原理之马氏体转变ppt课件.ppt

1,第六章马氏体转变,2,最初，将钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变。,如今，马氏体相变的含义已经十分广泛。,凡是相变的特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都统称为马氏体。,3,硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化,Martensite M马氏体,4,马氏体的晶体结构,6.1 马氏体的晶体结构和转变特点,马氏体的晶格类型,5,C在-Fe体心立方点阵中分布的可能位置是晶胞的各棱边的中央和面心处；这些位置实际上是由Fe原子构成的扁八面体的间隙,碳原子在马氏体点阵中的位置,6,7,马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示,式中：a0为-Fe的点阵常数 a0.861=0.116 0.002；=0.113 0.002；=0.046 0.001；-马氏体的碳含量（wt.%）,正方度,8,新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称为马氏体异常正方度。,异常高正方度：新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度碳原子发生有序化转变异常低正方度：新形成马氏体的正方度远低于公式给出的正方度 碳原子不发生有序化转变,马氏体的异常正方度,9,马氏体转变的主要特点,马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 马氏体转变的无扩散性 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面 马氏体转变的不完全性 马氏体转变的可逆性,10,在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。,马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象,在显微镜光线照射下，浮凸两边呈现明显的山阴和山阳.,11,表面浮凸现象表明，奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生了重组，即马氏体转变是通过奥氏体均匀切变进行的。,马氏体形成时引起的表面倾动,12,马氏体形成时引起的表面倾动,马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。,13,M转变只有点阵改组而无成分变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。,马氏体转变的无扩散性,其主要实验证据有：,钢中奥氏体转变为马氏体转变时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心正方点阵，而无成分的变化；马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在4K）以极快速度进行。,14,马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面,A.位向关系,通过均匀切变形成的马氏体，与母相奥氏体之间存在着严格的位向关系。在钢中已观察到的主要有K-S关系、西山关系和G-T关系。,K-S关系,库尔久莫夫(Kurdjumov)和萨克斯(Sachs)用X射线极图法，测得了含碳1.4%的钢中，马氏体与奥氏体间之间存在下列位相关系，即K-S关系。,110 111；,15,按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取向。,在每个111面上马氏体可能有6种不同的取向，而立方点阵中有4种111面。,16,110111；,西山关系,西山在Fe-30%Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在K-S关系，而在-70以下形成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关系，即西山关系：,110 111；K-S,可见，西山关系与K-S关系之间，两者晶面的平行关系相同，而晶向却有516之差。,17,按西山关系，马氏体在奥氏体中只有4312种不同的空间取向。,18,110 111 差 1 差 2,G-T关系,格伦宁格(Greninger)和特赖恩诺(Troiano)精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体与奥氏体之间的位向关系，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即,19,马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。,B.惯习面,钢中常见的惯习面有三种：(111)、(225)、(259)。,惯习面指数随马氏体的形成温度降低而增大。,C%1.4%为(259)。,惯习面随含碳量和形成温度不同而不同：,20,马氏体转变的不完全性,马氏体转变是在MsMf之间进行的。,当Ms点低于室温时，则淬火到室温将得到100A,由于一般钢材的Mf都低于室温，因此，在生产中常为了获得更多的M而采用深冷处理工艺。,当Ms点在室温以上、Mf在室温以下时，则淬火到室温时将保留相当数量的残余A，若继续冷却到室温以下，则残余A将继续转变为M。,一般情况下，冷却到Mf点以下仍不能得到100马氏体，还保留着一部分A。,21,冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。,马氏体转变的可逆性,与MsMf相对应，逆相变有AsAf分别表示逆转变的开始和终了温度。,22,M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成份变化。因此，可以把M转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构过程。,6.2 马氏体转变的切变模型,人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过程，以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不少模型，其中主要有Bain模型、K-S模型和G-T模型。,23,早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方点阵看成是轴比为c/a=1.41(即20.5:1)的体心正方点阵。如果把面心立方点阵沿着Z轴压缩，沿着X、Y轴伸长，使轴比变为1，则面心立方点阵就可变为体心正方点阵。,贝茵(Bain)模型,24,Bain模型给出了奥氏体的面心立方点阵变化为马氏体的体心立方点阵的清淅的模型，且奥氏体和马氏体之间的晶体学关系正好与后来提出的K-S关系相符。,但Bain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，也不能解释马氏体内部的亚结构。,25,库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（Sachs）测出含碳量为1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存在的位向关系，即KS关系。为了满足这一取向关系必须有点阵的切变，于是他们在1930年提出了轴比相当于1.06的点阵转换模型，即KS模型。,KS切变模型,首先考虑没有C存在的情况，设想马氏体分以下几个步骤转变为马氏体：,26,第一次切变：在(111)面上沿-211方向产生第一次切变，第二层原子(B层原子)移动1/12-211，而更高层原子则按比例增加，但相邻两层原子的相对位移都是相同的。第一次切变角是1928。,27,第二次切变：在垂直于(111)面的(11-2)面上，沿1-10方向产生1030的切变。第二次切变后，使顶角由120变为10930或60角增至7030。,28,经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距和测得结果相符合。,29,K-S切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶体学取向关系。但是高碳钢的实际惯习面与K-S切变模型得到的惯习面不同，此外，按K-S模型引起的表面浮凸也与实测结果相差较大。,由于没有C原子存在，得到的是铁素体的体心立方点阵。在有C原子存在的情况下，面心立方点阵改建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次切变的切变量都要略小一些，第一次为1515，第二次为9。,30,格伦宁格和特赖恩诺于1949年提出的另一个两次切变模型。,G-T模型,首先在接近于(259)的面上发生均匀切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。这个阶段的转变产物是复杂的三棱结构，还不是马氏体，不过它有一组晶面间距及原子排列和马氏体的(112)面相同。,31,在(112)面的111-方向发生1213的第二次切变，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均匀切变(均匀范围只有18个原子层)。对于第一次切变所形成的浮凸也没有可见的影响。经第二次切变后，点阵转变成体心立方点阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。,32,最后作一些微小的调整，使晶面间距和试验测得的符合。,G-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢(1.40%C)的位向关系。,33,6.3 马氏体的组织形态,马氏体的形态,研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。,其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。,板条状M,片状M,其它类型M,34,板条M是低碳钢，中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。,板条状马氏体,它是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条M。,35,对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块状，所以有时也称为块状M，又因为这种M的亚结构主要为位错，也常称之为位错型M，这种M是由许多板条群组成的，也称为群集状M。,36,M呈板条状，板条一束束地排列在原奥氏体晶粒内。,显微组织,在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向一定的排列。,由平行排列的板条M组成的较大区域称为板条群。在一个原A晶粒内可包含35个板条群。A晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能改变板条群的尺寸。,由平行排列的M板条组成的同色调区域称为同位向束。,37,惯习面为(111)，晶体学位向关系符合K-S关系。,晶体学特征,同板条群内，不同位向束之间的马氏体板条是以小角度晶界相间的；,而不同板条群之间的马氏体板条则是以大角度晶界相间的。,38,39,亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达0.30.91012/cm2，板条边缘有少量孪晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。,常见于淬火态的中碳钢、高碳钢、高Ni的Fe-Ni合金中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体组织。,亚结构,片状马氏体,40,M片大小不一，M片间不平行，互成一定夹角，第一片M形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的M片逐渐变小，即M形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，M片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。,在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。,显微组织,41,42,43,44,惯习面(225)时位向关系为KS关系；惯习面(259)时位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。,晶体学特征,片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。孪晶的间距大约为50，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。,亚结构,45,不同的片状M，内部亚结构是不同的,可以将其分为：以中脊为中心的相变孪晶区和片边缘的无孪晶区(高密度位错)。孪晶区所占比例与马氏体的形成温度有关,形成温度越低,相变孪晶区所占比例越大。,相变孪晶区,无孪晶区,46,铁碳合金马氏体类型及其特征,47,20世纪60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中发现，近年在Fe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。,其它类型的马氏体,蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）,立体外形呈V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136，两翼的惯习面为(225)而两翼相交的结合面为100。与奥氏体的位向关系为K-S关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。,48,形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。,49,这种马氏体是在Ms点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到的；,薄板状马氏体,它是一种厚度约为310m的薄板形马氏体，三维形貌很象方形薄板，而金相形貌为很细的带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。,50,薄板状马氏体的惯习面为(259)，位向关系为K-S关系，亚结构为(112)M孪晶，无位错，无中脊。随转变温度降低，转变进行时即有新马氏体的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。,51,出现在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的层错能低）。马氏体的晶体结构为密排六方点阵，呈极薄的片状。,薄片状马氏体（马氏体）,52,惯习面：111 位向关系：0001M111 M亚结构：大量层错和少量位错薄片状马氏体沿111呈魏氏组织形态分布。,53,影响马氏体形态及其内部亚结构的因素,化学成份,形成的温度,奥氏体层错能大小,奥氏体与马氏体的强度,马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小,54,在Fe-C合金中：C%1%：为片状M。,碳含量的影响,在Fe-Ni-C合金中：马氏体的形态也是随着C含量的增加，由板条状向片状以及薄片状转化。,55,凡是能缩小相区的合金元素（Cr、Mo、W、V），均促使得到板条状M；（铁素体形成元素）凡是能扩大相区的合金元素（C、Ni、Mn、Cu、Co），将促进片状M形成；（奥氏体形成元素）凡是能显著降低A层错能的合金元素，都将促进薄片状的形成。,合金元素的影响,56,形成的温度的影响,M形成温度,M形态,M亚结构,57,由于M相变只能在sf之间进行，因此对于一定成分的A来说，有可能转变成几种不同形态的M：,s点较高的A，可能只形成板条状M；s点略低的A，形成板M和片M的混合组织；s点更低的A，只形成片状M；s点极低的A，只形成薄片状M。,但A层错能对其它形态M的影响，目前还没有统一认识。,层错是一种低能量界面，A层错能越低，相变孪晶的生成越困难，形成位错亚结构的板M倾向越大。,奥氏体层错能大小的影响,58,研究表明，马氏体的形态还与s点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关：,奥氏体与马氏体的强度的影响,当奥氏体屈服强度小于200MPa时：如果形成的M的强度较低，则得到111惯习面的板条状M；如果形成的M的强度较高，则得到225惯习面的片状M；,当奥氏体屈服强度大于200MPa时，则形成强度较高的259惯习面的片状M。,59,还有一种观点认为，马氏体内部的亚结构，取决于相变时的变形方式是滑移还是孪生，即是受二者的临界切应力大小所支配。,马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响,60,马氏体相变也符合一般相变的相变规律，遵循相变的热力学条件。马氏体相变的驱动力是新相马氏体与母相奥氏体之间的体积自由能差。,6.4 马氏体转变的热力学分析,马氏体转变的驱动力,61,在M形成时，除形成新的界面而增加一项界面能GS外，还因相变时比容增大和维持第二类共格关系而增加了一项弹性应变能GE。因此，系统总的自由能变化G可以用下式表示：G=GV+(GS+GE)GV是M与A的体积自由能差，是相变的驱动力。弹性应变能GE一项数值很大，比界面能GS大10多倍，是相变的主要阻力。因此，只有深冷到MS点以下，使GV增大到足以补偿(GS+GE)时，M转变才能发生。这就是M转变必须在很大的过冷度下才能发生的原因。,62,影响钢Ms点的因素,钢的化学成份变形和应力奥氏体化条件淬火冷却速度外加磁场,Ms点在生产中的意义,制定分级淬火工艺制度的依据,淬火马氏体的亚结构和性能,钢在工作温度时的使用组织,淬火后得到的残余奥氏体的量,63,一般说来，Ms点主要取决于钢的化学成份，其中又以碳的影响最为显著。,在含碳量小于0.6%左右时，Mf比Ms的下降更为显著。因而扩大了马氏体的转变温度范围；当碳含量大于0.6%时，Mf下降很缓慢，且因Mf点已降到0以下，致使这类钢在淬火冷至室温的组织中将存在较多的残余奥氏体。,钢的化学成份对MS的影响,碳的影响,64,N、C在钢中都形成间隙固溶体，对相和相都有固溶强化作用，其中对相的强化作用更为显著，因而增大了马氏体转变的切变阻力，使相变需要的驱动力增大；C、N都是稳定相的元素，它们降低奥氏体向马氏体转变的平衡温度T0。,N的影响,N对Ms和Mf的影响与C基本相似，它们强烈降低Ms点。,原 因,65,一般规律：钢中常见的合金元素，除Al和Co可以提高Ms外，其它合金元素均使Ms降低。,合金元素的影响,降低Ms点的元素，按其影响的强烈顺序排列如下：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti,66,钢中单独加入Si时，对Ms影响不大，但是在Ni-Cr钢中可以降低钢的Ms点。,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的量非常少，故对Ms影响不大。,67,合金元素对Ms的影响，主要取决于合金元素对平衡转变温度T0、以及对奥氏体强化效应的影响。,凡强烈降低T0及强化奥氏体的元素，就强烈降低Ms，如Mn、Cr、Ni、Cu和C类似，既降低T0温度又稍增加奥氏体的屈服强度，所以降低Ms点。,Al、Co、Si、Mo、W、V、Ti等均提高T0温度，但也不同程度地增加奥氏体屈服强度：若提高T0的作用大时，则使Ms点升高，如Al、Co；若强化奥氏体的作用大时，则使Ms点降低；若两方面作用大致相当时，则对Ms影响不大，如Si,68,C Mn Cr Ni Mo V Cu Si Co Al-330-45-35-30-26-25-7 0+12+18,钢中每增加1%的合金元素对Ms产生的影响,另外，合金元素的影响程度还与C%有关，随C%的增加合金元素的影响程度增大，多种合金元素同时加入时的影响情况更加复杂。,69,一般来说，形变量越大，形变温度越低，则形变诱发M转变量越多，即可使Ms升高，M转变提前发生。,变形和应力对MS点的影响,形变的影响,由于M转变时必然发生体积膨胀，因此，多向压应力阻碍M转变，使Ms降低。而拉应力和单向的压应力都促进M转变，使Ms升高。,应力的影响,70,加热温度和保温时间对Ms影响较为复杂。,奥氏体化条件对Ms的影响,一般情况下，在完全A化条件下，加热温度升高和保温时间延长将使Ms有所提高；而在不完全A化条件下，加热温度升高和保温时间延长将使A中的碳和合金元素含量增加，导致Ms下降。,加热温度升高和保温时间延长,71,淬火冷却速度对MS的影响,在一般的生产条件下，冷却速度对Ms无影响。在高速淬火时，Ms随冷却速度的增大而升高。,72,冷却速度增加，使过冷度增大，从而促进马氏体的形成；冷却速度增加，抑制了“碳原子气团”的形成，使马氏体相变时的切变阻力降低，而使MS点升高。,73,磁场的存在可使Ms升高，在相同温度下马氏体转变量增加，但磁场对Ms以下的转变行为无影响。,磁场对MS的影响,74,外加磁场使具有铁磁性的M相趋于更稳定，从而使M相自由能降低，而磁场对非磁相A无影响。因此，M与A的平衡温度T0升高，从而Ms点也随之升高。,外加磁场影响马氏体相变的原因,75,虽然马氏体相变是切变共格型转变，但马氏体转变也是一个成核和长大的过程。大量研究表明，马氏体相变是非均匀形核。一般认为，马氏体的核胚是通过能量起伏和结构起伏在高温母相中的晶体缺陷处等某些有利位置形成的，当奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能够发展成为晶核，进而长大成为一片马氏体。马氏体核胚的形态，一般认为呈薄圆片状。,6.5 马氏体转变动力学,76,马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。铁合金中马氏体形成的动力学是多种多样的，大体可分为四种类型。,77,这是碳钢和低合金钢中最常见的一类马氏体转变。,降温瞬时形核、瞬时长大,M转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸；相变时M量的增加，是由于降温过程中新马氏体片的形成，而不是已有M片的长大。等温停留，转变立即停止。,动力学特点,78,根据M相变的热力学理论，钢及铁系合金中M相变的热滞(T0-MS)很大，即相变的驱动力很大;M长大过程中，其共格界面上存在的弹性应力使界面移动的势垒很低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。,所以马氏体长大速度极快，马氏体片长大到极限尺寸的时间一般在10-410-7S内。因此可认为相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关。,相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关的原因,79,马氏体的等温形核、瞬时长大，又称为马氏体的等温形成。,等温形核、瞬时长大,M的晶核可以等温形成，形核需要一定的孕育期，形核率随过冷度增大而先增后减，动力学曲线具有S形，等温形成图具有C字形，符合一般的热激活形核规律；,动力学特点,Fe-23.2%Ni-3.62%Mn合金的马氏体等温转变“C”曲线,80,马氏体晶核形成后，马氏体的长大速度仍然极快，且长大到一定尺寸后也不再长大，故马氏体相变的体积分数同样也取决于马氏体的形核率，与其长大速度无关；,因M可以等温形成，因此马氏体转变量可随等温时间延长而增加；,81,等温转变不能进行到底，只能有一部分A可以等温转变为M；,与珠光体转变一样，等温马氏体相变也可以被快速冷却所抑制。,82,马氏体的自触发形核、瞬时长大，又称为马氏体的爆发式转变。,自触发形核、瞬时长大,Ms点低于0的Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金，在Ms点以下将形成惯习面为259的透镜片状M。当第一片M形成时，有可能激发出大量M而引起爆发式转变，通常用Mb代表发生爆发式转变温度。,马氏体的爆发式转变首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金的A中发现的。,83,爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系,马氏体的爆发式转变曲线和马氏体的降温转变的转变曲线有很大的差别，如下图所示。,84,爆发式转变有一固定的温度Mb，MbMs，一次爆发中形成一定数量的M；转变中伴有响声，转变时急剧放出相变潜热，引起试样温度升高。在合适的条件下，一次爆发转变量可超过70%，温度可上升30。,马氏体爆发式转变的特点,M的惯习面为259，有明显的中脊，显微组织呈“Z”形。显微组织如图所示：,组织形态,85,86,爆发式转变的形核为自触发形核，即一片惯习面为259的M形成后，可以在周围的其它259面上造成很高的应力，从而促进新的259上M的形成，是一种链锁式的转变过程，转变速度极快，一次完全的爆发约需10-410-3S。,动力学特征,晶粒大小：具有位向差不规则特点的晶界是爆发转变传递的障碍。因此，细晶粒材料中爆发转变量将受到晶界的限制，在同样的Mb温度下，细晶粒钢的爆发转变量较少。,影响爆发转变量的因素,87,在稍高于Ms点的温度下等温，往往会在试样表面层形成M，其组织形态、晶体学特征、形成速率都和Ms点温度以下试样内部形成的M不同，这种只产生于表面层的M称为“表面马氏体”。,表面马氏体相变,表面M的形成，是一种等温转变，形核也需要孕育期，但长大速度极慢；惯习面为112，位向关系为西山关系；组织形态为条状。,表面马氏体相变的特点,88,试样表面层与心部的受力状态不同是引起表面马氏体形成的主要原因。在试样内部形成马氏体时，由于马氏体的比容大于周围的奥氏体而造成三向压应力，使马氏体形成困难，而在试样表面层形成马氏体时不受三向压应力的约束，因此，表面马氏体的Ms点要比大块试样内部的Ms高，因此引发表面层在比整体Ms点稍高的温度范围内发生马氏体转变，从而形成表面马氏体。,表面马氏体形成的原因,89,在淬成马氏体后，虽然还要根据需要重新加热到不同温度进行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍决定于淬火所得的马氏体的性能。,6.6 马氏体的机械性能,通过淬火得到马氏体，是强化钢件的重要手段。,对于一个结构件来说，重要的不仅仅是硬度和强度，而是硬度、强度与塑性、韧性的配合。因此有必要对马氏体的强度和韧性作全面的了解。,90,钢中马氏体最重要的特点是具有高硬度和高强度。实验证明，M的硬度决定于马氏体的碳含量，而与其中的合金元素含量关系不大。,马氏体的硬度与强度,M的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系,91,由于M中的过饱和C极容易从M晶体中析出而引起时效强化，为严格区分C原子的固溶强化效应与时效强化效应，Winchell专门设计了一套Ms点很低的、碳含量不同的Fe-Ni-C合金，以保证M转变能在C原子不可能发生时效析出的低温下进行。C%不同的试样，在淬火后立即在该温度下测量M的强度，以了解C原子的固溶强化效果。,固溶强化,马氏体的高硬度、高强度的本质,时效强化,相变强化,92,结果表明：C%0.4%时，M的S随碳含量增加急剧升高；C%0.4%后，M的S不再随碳含量增加而增加。,93,C原子溶入M点阵中，使其扁八面体短轴方向上的Fe原子间距伸长了36%，而另外两个方向上则收缩4%，形成以C原子为中心的强烈应力场，这个应力场与位错产生交互作用而成为碳钉扎位错，从而使M的强度提高；当C%超过0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相邻碳原子所造成的应力场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应；形成置换式固溶体的合金元素也有固溶强化作用，但相对碳来说要小很多。,碳原子引起固溶强化的原因,94,M相变的切变特性，造成在马氏体晶体内产生大量微观缺陷，如位错、孪晶等亚结构，从而使M强化，即相变强化。试验证明，无碳M的屈服极限为284MPa，与形变强化F的S很接近，而退火态F的S仅为98137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了147186MPa。孪晶亚结构对强度有一附加的贡献，C%相同时，孪晶M的硬度与强度略高于位错M的硬度与强度，且C%增高，孪晶亚结构对M强度的贡献增大。,相变强化,95,理论计算表明，在室温下只要几分钟甚至几秒钟，即可通过C原子扩散引起碳原子的偏聚和析出，从而对位错的运动产生钉扎作用而产生时效强化。时效在-60以上就能进行，这是M自回火的一种表现，C原子含量越高时效强化效果越大。,时效强化,96,一般认为，马氏体的塑性和韧性很差，而实际上，低碳的位错型M就具有较高的塑性和韧性；M的塑性和韧性，随着碳含量的增加而急剧降低。,马氏体的塑性和韧性,97,位错型M的塑性和韧性要比孪晶马氏体好得多，即使经过回火后，也仍然具有这种规律。,98,通常，C%0.4%时，位错型M具有较高的韧性，且随C%的增加而显著下降；当C%0.4%时，M的韧性很低，变得硬而脆，即使经低温回火韧性仍不高。,99,综上所述，位错型的板条马氏体具有相当高的强度、硬度和良好的塑性、韧性，即具有良好的强韧性；而孪晶型的片状马氏体具有高的强度和硬度，但是塑性和韧性很差。因此，通过各种手段，在保证足够强度和硬度的前提下，尽可能减少挛晶马氏体的数量，是改善强韧性、充分发挥材料潜力的有效途径。,100,金属及合金在相变过程中塑性增加，往往在低于母相屈服极限的条件下即可发生塑性变形，这种现象称为相变诱发塑性。由M相变所产生的相变诱发塑性，称为M的相变诱发塑性。,马氏体的相变诱发塑性,形变诱发M相变开始温度,101,M相变诱发的塑性还可以显著提高钢的断裂韧性。,0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn,诱发,未诱发,102,塑性变形所引起的局部区域的应力集中，将由于M的形成而得到松驰，因而能防止微裂纹的形成、抑制裂纹的扩展，从而使塑性和断裂韧性得到提高；在发生塑性变形的区域，有形变M形成，随形变M量的增多，形变强化指数不断提高，这比纯A经大量变形后接近断裂时的形变强化指数还要大，从而使已发生塑性变形的区域继续发生变形困难，故能抑制颈缩的形成。,M相变诱发塑性的原因,103,并不是所有能产生应变诱发马氏体的钢都会具有明显的相变诱发塑性的效果；研究表明，只有在残A含量高于3040的钢中，才会表现出明显的相变诱发塑性效果。,通过M相变诱发塑性原理设计开发出的钢，称为相变诱发塑性钢，简称变塑钢，即TRIP钢。,104,所谓奥氏体的稳定化，是指在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化而使向转变呈现迟滞的现象。根据引起稳定化的原因不同，可以把的稳定化分为热稳定化和机械稳定化两种。,6.7 奥氏体的稳定化,在淬火冷却过程中时，因缓慢冷却或途中等温停留而引起向转变呈现迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化。,奥氏体的热稳定化,105,若将淬火钢试样在淬火过程中，于某一温度停留一定时间后，再继续冷却，其转变量与温度的关系便会发生变化。,奥氏体热稳定化的现象,T12,106,热稳定化程度，通常是用等温停留后再次发生转变所滞后的温度间隔度量，也可以用少形成的量来度量。,奥氏体热稳定化的度量,107,一般认为，奥氏体的热稳定化，是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的、原子与位错相互作用，形成了钉扎位错即柯氏气团，因而强化了奥氏体，使马氏体转变的切变阻力增大所致。也有人认为，在适当温度停留过程中，奥氏体中的、原子向点阵缺陷处偏聚，形成柯氏气团，阻碍了晶胚的长大，从而引起稳定化。,奥氏体热稳定化的机制,108,产生热稳定化的必要条件是钢中含有与；热稳定化有一上限温度，用表示；,奥氏体热稳定化的规律,在以上停留，并不产生热稳定化现象；只有在以下的温度停留或缓慢冷却才会引起热稳定化。对于不同的钢种，Mc可以低于Ms，也可以高于Ms。,109,若等温停留时间较短，在以下等温温度越高，而淬火后获得的量越少，则热稳定化程度越高；,110,已转变的量越多，等温停留时所产生的热稳定化程度越大；,111,在一定温度下，等温保持的时间越长，则达到的稳定化程度越高，时间过长则情况相反；等温温度越高，达到最大稳定化程度的时间越短。,112,对于某些材料，当等温停留的温度高于某一温度以后，随等温温度的升高，稳定化程度反而下降，这种现象称为反稳定化现象。,113,在形变诱发马氏体相变开始温度以上，对进行塑性变形，当形变量足够大时，将会抑制随后的转变，使s点降低，残余增多。这种现象称为的机械稳定化。在形变诱发马氏体相变开始温度d以下变形，对未转变的同样有机械稳定化作用。,奥氏体的机械稳定化,114,奥氏体机械稳定化的规律,少量的塑性变形有促进转变的作用，只有在较大的变形量的情况下才会引起的稳定化作用；形变温度越高，塑性变形量对奥氏体稳定化的影响越小。,115,当小量变形时，往往使A中层错增多，同时在晶界和孪晶界处产生位错网和胞状结构而出现更多应力集中部位，这些缺陷都有利于马氏体的形核；当变形量较大时，A中将形成大量的高密度位错区和亚晶界，使母相强化，从而引起A的稳定化；此外，在M的形成过程中，因M的形成而引起其相邻A的协作形变，以及M形成时伴有3左右的体积膨胀，使得未转变处于受压状态，从而造成A的机械稳定化。,内应力和缺陷的作用,奥氏体机械稳定化的机制,116,为减少工件淬火变形而有意使其保持一定的残余奥氏体量。,奥氏体稳定化规律在生产中的应用,分级淬火：利用在Ms点以上某温度的适当停留，使A发生一定的稳定化效果，从而控制残余A量；,117,等温淬火：利用在Ms点以上的等温停留，使钢发生一定量的下贝氏体转变，或者先冷至Ms点以下使之生成一定数量的M，随后再升温至Ms点以上进行适当停留。同样可以有效地控制残余A量；,118,为了保证工件有较高的硬度和耐磨性，而尽量减少其残余A量。,普通淬火：采用冷却较快的普通淬火（油淬或水淬），它可以使A具有最小的稳定化程度，但这仅适用于形状简单的工件；分级淬火：采用在Ms点附近作短时停留的分级淬火，这时A稳定化程度比在较高温度的分级淬火来得要小，从而减少残余A的量；,提高A化温度：使碳化物较多地溶入，以提高A的固溶碳含量，降低其Ms点。,119,淬火后冷处理：在确保不发生开裂的前提下，冷处理时两者的时间间隔应尽量缩短，使A进一步转变成M；淬火后回火：淬火后在一定温度下回火，使残余A发生反稳定化，在回火冷却中转变为M，以提高钢的硬度和强度。,如W18Cr4V钢，淬火后残余A含量高达2530%，经560三次高温回火后，可使残余A含量减少到13%。,120,6.8 热马氏体与形状记忆效应,冷却时A通过M相变机制可以转变为M，同样，在重新加热时M也可以通过逆向M相变机制转变为A。,马氏体的可逆转变,马氏体相变的可逆性：,121,在一些非铁合金中，其M形成时产生的形状变化，始终依靠相邻母相的弹性变形来协调，以保持着与界面的共格性。这样，M片可随温度降低而长大、随温度升高而缩小，具有这种弹性的M称为热弹性M。,热弹性马氏体,出现热弹性M的必要条件,M与母相的界面必须维持共格关系，因此要求母相和M的比容差要小、母相的弹性极限要高；母相的点阵应具有有序结构，以利于母相与M之间维持原有位向关系，以实现转变的完全可逆。,122,具有热弹性马氏体的合金，如果在MsMd（形变诱发马氏体相变开始温度）温度范围内对其施加应力，也可以诱发M转变。,热弹性马氏体的伪弹性行为,123,由于借助应力促发形成的M片往往具有基本相同的空间取向，而M的形成是一个切变过程，故当这种M片在长大或增多时，必然伴随宏观形状的改变。这种由应力变化引起的非弹性行为，称为伪弹性，又因其弹性应变范围较大，也称为超弹性。与热弹性行为相比，伪弹性行为的致变因素是应力，而非温度。,124,具有形状记忆效应的合金称为形状记忆合金。形状记忆效应所能恢复的变形量，一般约为68%，最高可以达到百分之十几，变形量过大时不能完全恢复。,形状记忆效应,形状记忆效应：是指一定形状的合金，在马氏体状态下进行塑性变形，然后再将其加热到Af温度以上时，便会自动恢复到母相原来的形状；如果将合金再次冷却到Mf温度以下，它又会恢复到原来经塑性变形后马氏体的形状。,形状记忆效应现象,125,形状记忆合金可分为单程记忆合金和双程记忆合金,126,一个奥氏体晶粒,形状记忆效应原理,127,形状记忆合金应具备的条件,必须是热弹性M,亚结构为孪晶或层错,母相具有有序结构,128,形状记忆合金的应用,目前，形状记忆合金大约有20多种，其中具有实际使用价值的主要有Ni-Ti、Ni-Nb-Ti、Cu-Zn等合金，其中Ni-Ti合金应用最广泛。如宇航天线、紧固件、医学上的应用等等。,