马氏体转变课件.ppt

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1、第五章,马氏体转变,热处理的定义:热处理是将材料通过特定的加热和冷却方法获得所需的组织和性能的工艺过程。,时间,温度,临界温度,热加,保温,冷 却,奥氏体化,珠光体转变,贝氏体转变,马氏体化,马氏体的定义,（1）马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式固溶体；（2）马氏体是在冷却过程中所发生的基本特征属于马氏体型转变的转变产物。 获得马氏体是使钢强韧化的先决条件。,早在战国时代人们已经知道可以用淬火(即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高钢的硬度，经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。 十九世纪未期，人们才知道钢在“加热和冷却” 过程中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的变化。为

2、了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的德国冶金学家Adolph Martens，法国著名的冶金学家Osmond建议将钢经淬火所得高硬度相称为“马氏体”，并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 Martensite M马氏体,一、马氏体转变的特点,马氏体转变的非恒温性(1)马氏体转变在一定的温度范围内进行马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至Ms温度时才开始进行马氏体转变。而冷至Mf时马氏体转变终止。Mf称为马氏体转变的终止点（温度）。把马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。奥氏体以大于某一临界速度VC的速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生，并且以极大速度进行，但很快停止。(2

3、) 马氏体转变不完全性由于多数钢的Mf在室温以下，因此钢快冷到室温时仍有部分未转变奥氏体存在，称为残余奥氏体，记为Ar、rA或AR。有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体，可采用冷处理。,马氏体转变量是在MsMf温度范围内，马氏体的转变量是温度的函数，与等温时间没有关系。,马氏体转变量与温度的关系,爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系过冷奥氏体向马氏体转变是在零下某一温度突然发生并在一次爆发中形成一定数量的马氏体，伴有响声并放出大量潜热。,马氏体等温转变动力学曲线Fe-23%Ni-3.7%Mn合金中马氏体等温转变。过冷奥氏体向马氏体转变、可以用类似C曲线

4、T-等温图来描述。有孕育期，但等温转变不完全。,二、马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现象 （1）马氏体转变时在预先磨光的表面上产生有规则的表面浮凸 ；（2）马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共格关系 ；,表面浮凸：预先磨光表面的试样，在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮凸现象。,马氏体转变时产生表面浮凸示意图,高碳轴承钢马氏体的等温形成1.4%C,1.4%Cr,浮凸，直接淬至100等温10小时 800,下图是三种不变平面应变，图中的C)既有膨胀又有切变，钢中马氏体转变即属于这一种。,显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也同于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不

5、变平面可以是相界面，也可以不是相界面。,预先在磨光表面上划一直线划痕，相变后直线变为折线，直线在新相、母相的界面不折断，在新相晶内不弯曲。马氏体相变就像形变中的切变一样。切变使得发生上述宏观形变。而且，在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变平面。当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面。由于是切变共格，也称为第二类共格。不变平面也可以不是相界面，不变平面就为中脊面。,三、马氏体转变的无扩散性实验测定出母相与新相成分一致 ；马氏体形成速度极快，一片马氏体在510-5510-7秒内生成； 碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子保持不变的间

6、隙位置 。四、马氏体转变具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系： 、位向关系 相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化。作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严格的晶体学位向关系。主要有：K-S关系、西山（N）关系、G-T关系、K-V-N关系等。 2、惯习面 惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近奥氏体的某一晶面，并随奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化。马氏体即在此平面上形成中脊面。,五、马氏体转变的可逆性： 在某些合金中A冷却时AM，而重新加热时马氏体又能MA，这种特点称为马氏体转变的可逆性。逆转变开始的温度称为A

7、s，结束的温度称为Af 。MA的逆转变也是在一定的温度范围内（As-Af）进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。,二、马氏体转变的晶体学,1.马氏体的晶体结构 （1）钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或。其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长，a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含碳量愈高，正方度愈大。,（2）、马氏体的晶体结构类型马氏体的晶体结构类型有两种：体心立方结构（WC0.2%）,（a）C原子在马氏体的晶胞中可能存在的位置；（b）C原子在马氏体的晶胞中一组扁八面体间隙位置可能存在的情况；,

8、马氏体点阵参数与C含量的关系,2、惯习面与位向关系（1）惯习面 马氏体转变具有一定的惯习面，即马氏体总是在母相的某一晶面上首先形成，以平行于惯习面的母相晶面指数表示，此面即马氏体转变中的不变平面（不畸变，不转动）。 钢中常见的惯习面有三种，即C%1.4%为(259) 随马氏体的形成温度降低惯习面指数增大。,(2)位向关系 马氏体转变的晶体学特征是马氏体与母相之间存在着一定的位向关系。在钢中已观察到到的有KS关系、西山关系和GT关系。（1）KS关系 110 111； ,按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取向。,（2）西山关系110 111 ； ,按西山关系，马氏体在奥氏体中只有1

9、2种不同的空间取向。,KS关系与西山关系的关系,西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差516,（3）GT关系1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，马氏体与奥氏体的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。110 111 差 1 差 2,三、马氏体的组织形态（一）马氏体的形态1、板条状马氏体低碳钢中的马氏体组织是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条马氏体。板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，故又称为位错马氏体。 板条马氏体是低、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。低

10、碳钢中的典型马氏体组织如下图,（1）显微组织： 马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。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马氏体，又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，也常称之为位错型马氏体，这种马氏体是由许多板条群组成的，也称为群集状马氏体。 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。,（2）晶体学特征 惯习面为(111) ，晶体学位向关系符合K-S关系。 由平行排列的板条马氏体组成的较大区域称为板条群。在一个原奥氏体晶粒内可以包含几个这样的板条群，通常为35个。一般情况下奥氏体晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能改变板条群

11、的尺寸。,同色调区是由位向相同的马氏体板条组成的，称为同位向束。 同位向束内马氏体板条是以小角度晶界相间的，而同位向束之间则是以大角度晶界相间的。,（3）亚结构 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。,2、片状马氏体形成片状马氏体的钢和合金：出现于中、高碳钢中、高Ni的Fe-Ni合金中，WC1.0% 片状马氏体的形成温度： MS200100（WC1.01.4%） MS100（WC1.42.0%）,（1）显微组织 典型的马氏体组织形态见下图所示：,马氏体片大小不一，马氏体片间不平行，互成

12、一定夹角，第一片马氏体形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，马氏体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。,（2）晶体学特征 惯习面(225) 位向关系为KS关系 惯习面(259) 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。（3）亚结构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。一般认为，这种位错是沿111 方向呈点阵状规则排列的螺型位错。片状马氏体内的相变孪晶一般

13、是(112)孪晶，也发现(110)孪晶和(112)孪晶混生的现象，方向为11-1。,不同的片状马氏体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无孪晶区。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。,铁碳合金马氏体类型及其特征,（二）、其它类型的马氏体1、蝶状马氏体（人字形或角状马氏体） 本世纪六十年代初首先在Fe-30%Ni的合金中发现的近年在Fe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。 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

14、位错，无孪晶。 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。,2、薄板状马氏体 这种马氏体是在Ms点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到的，是一种厚度约为310m的薄板形马氏体，三维单元形貌很象方形薄板，与试样磨面相截得到宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。 惯习面为（259），位向关系为K-S关系，亚结构为(112)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。,3、薄片状马氏体（马氏体） 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

15、点阵，呈极薄的片状。惯习面 ：111 ，位向关系：0001 111 亚结构：大量层错和少量位错薄片状马氏体沿呈111魏氏组织形态分布。,（二）影响马氏体形态及其内部亚结构的因素1、化学成份的影响 在Fe-C 及Fe-Ni-C合金中，合金元素含量对马氏体形态有显著影响，随C%的增加马氏体的形态由板条向片状过渡。 Fe-C合金，C%1%为片状，C%在0.31%之间为混合状,而Fe-Ni-C合金随Ni和C含量的变化马氏体形态的变化更为丰富。,合金元素的影响：凡能缩小相区（Cr、Mo、W、V）的均促使得到板条状M，而扩大相区（C、Ni、Mn、Cu、Co）的，将促进片状马氏体形成，能显著降低A层错能的将

16、促进 的形成。,2、形成的温度 持这利观点的人认为的形态取决于s点。他们认为在Fe-C 合金中，含碳量增加Ms降低，当低于某一温度（300320 ）时，容易产生相变孪晶，因而便形成片状M。 M形态随Ms点的下降从板条向片状转化的原因可作如下解释。C% 低时，Ms点高，这时以切变量较大的（111）为惯习面，同时在较高的温度下滑移比孪生易于发生，而且在面心立方点阵中111晶系较少，因此形成 M的起始位向较少，所以，有利于在同一奥氏体晶粒中形成相互平行的群集状马氏体；而随着Ms降低，孪生变得比滑移更易于发生，同时以225或259为惯习面形成马氏体，由于空间取向多，形成马氏体的起始位向数也多，因此，在

17、同一奥氏体晶粒中易于形成相邻马氏体互不平行的孪晶片状马氏体。,对于 FeNiC 合金，我们可以通过改变奥氏体化温度而使Ms 点发生变化。 利用这一特性，可以在同一成份的合金中获得不同的Ms点。观察冷却到稍低于相应的Ms时所生成的马氏体的形态。 结果发现：随着Ms点即马氏体形成温度的降低马氏体形态会从板条向蝶状、片状和薄板状变化，同时M的亚结构也从位错向孪晶转化。,3、奥氏体的层错能 奥氏体层能低时，易形成马氏体。 但对其它形态马氏体的影响目前还有争议。一般认为，层错能越低，越难以形成相变孪晶，因此，越趋向于形成位错亚结构的板条马氏体。4、奥氏体与马氏体的强度 由Davist Magee在197

18、1年提出的理论。 用合金化的方法改变奥氏体的强度，研究了马氏体形态变化与奥氏体强度之间的对应关系。结果表明：,（1）马氏体形态是以Ms处奥氏体屈服强度为界限而变化的这个界限约为196Mpa（戚正风）或206Mpa（刘云旭）：屈服强度小于此值时形成111惯习面的板条马氏体或225惯习面的片状马氏体；大于此值时形成259惯习面的片状马氏体。 （2）当奥氏体屈服强度小于此值时马氏体的形态还与马氏体的强度有关：如果所形成的马氏体强度较低时,形成111惯习面的板条马氏体；如果形成的马氏体强度较高时,则形成225惯习面的片状马氏体。,（一）马氏体转变的热力学条件1、相变驱动力 马氏体转变与其它类型的转变有

19、许多不同之处，但仍然是热学性的，即相变的驱动力仍是马氏体与母相之间的体积自由能之差。,四、马氏体转变的热力学,GV=GMGA0,马氏体转变的热力学条件是必须在一定的过冷度下转变才能进行。 通常把Ms与T0之差称为马氏体转变的热滞。热滞的大小，视合金的种类和合金的成份而异，Fe系合金的热滞可高达200以上，而有的合金，其热滞仅十几度到几十摄氏度，例如：AuCd、AgCd。,Fe系合金马氏体转变的热力学特点是具有很大的热滞，换句话说，就是必须在很大的过冷度下才能发生马氏体转变，一般的马氏体转变都须要在降温过程中不断进行，等温保持马氏体转变将终止进行。 逆转变的热力学特征与冷却时的刚好相反，过热度，

20、逆转变是在升温过程中进行的。 As是逆转变的开始点，终了点为Af，As与Ms之差视合金的种类不同而不同。2、Ms的物理意义 母相和马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。,3、T0、Ms、As之间的关系： T0、Ms、As都是合金成分的函数，不同的合金系As与Ms之差是不同的，例如，Fe-Ni合金中As较Ms高420，Au-Cd合金中As较Ms仅高16。,4、形变诱发马氏体转变 实验证明：Ms和As之间的温度差可以因为引入塑性变形而减小. 如果在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形会诱发马氏体转变而引起Ms点升高达到Md点,同样塑性变形也可以使As下降到Ad点。 Md, A

21、d分别称为形变马氏体点和形变奥氏体点。因为形变诱发马氏体转变而产生的马氏体,常称为形变马氏体,同样形变诱发马氏体逆转变而产生的奥氏体，称为形变奥氏体。,（二）影响钢Ms点的因素 Ms 点在生产实践中具有很重要的意义。分级淬火的分级温度，水油淬火的转油温度都应在 Ms点附近。Ms 点还决定着淬火马氏体的亚结构和性能。对于碳钢和低合金钢，如Ms点低一般较容易淬裂，而且马氏体性能硬而脆；如Ms点高，淬火后有可能获得高的韧性和强度。对要求在奥氏体状态下使用的钢则要求Ms点低于室温（或工作温度） Ms的高低还决定着淬火后得到的残余奥氏体量的多少，而控制一定量的残余奥氏体则可以达到减小变形开裂，稳定尺寸及

22、提高产品质量等不同的目的。,1、奥氏体化学成份的影响 奥氏体化学成份对Ms点的影响十分显著。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。（1）碳的影响,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。,N对Ms和Mf的影响与C的基本相似。 原因：N、C在钢中形成间隙固溶体，对A和M都有固溶强化作用，其中对M的强化作用更为显著，因而增大了马氏体转变的切变阻力，使相变驱动力增大。同时C、N还是稳定A的元素，降低T0温

23、度，故强烈降低Ms。（2）合金元素的影响 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。 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 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。,原因： 主要取决于合金元素对平衡温度T0的影响及对奥氏体的强化效应。 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

24、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的影响不大，如Si 。,钢中每增加1%的合金元素对Ms产生的影响 C Mn Cr Ni Mo V Cu Si Co Al-330 -45 -35 -30 -26 -25 -7 0 +12 +18 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。,2、奥氏体化条件对Ms的影响 加热温度和保温时间对Ms影响较为复杂。温度高时间长，有利于奥氏体的和金化，会使Ms降低；温度高时间长，又会引起奥氏体晶粒长大

25、，晶体学缺陷减少，这样马氏体形成时的切变阻力减小，而使Ms升高。 在完全奥氏体条件下，温度高时间长，将使Ms有所提高（约在几度到几十度范围内）,3、冷却速度的影响 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。对碳钢来说，当冷却速度小于6.6103S时, Ms没有变化；当冷却速度大于15 103S时Ms也没有变化，但升高80135；而当冷却速度在两者之间时，Ms随冷却速度的增而升高。,原因：（1）冷却速度增加，使内应力增大，促进马氏体的形成；（2）冷却速度增加，抑制了“碳原子气团”的形成。,、形变的影响 在Md 、Ms之间对奥氏体进行塑性变形，可使Ms

26、升高，马氏体转变提前发生。,5、应力的影响 单向的拉应力和压应力都促进马氏体转变，使Ms升高。 多向压应力阻碍马氏体转变，使Ms降低。,6、磁场的影响 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。,马氏体转变也是成核和长大过程，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。（一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大） 是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。其动力学特点是：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

27、的长大。等温停留转变立即停止。,五、马氏体转变动力学,原 因： 按马氏体相变的热力学理论，钢及铁系合金中马氏体相变的热滞很大，即相变的驱动力很大，同时，马氏体长大过程中其共格界面上存在弹性应力，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。正因为驱动力大，而长大的激活能很小，所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于成核率，而与长大速度无关。马氏体片一般在10-410-7S时间内即长大到极限尺寸。,注意以下几个问题： 1、 降温形成M的转变量主要取决于冷却所达到的温度，即Ms以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行。这一特点意味着成核似

28、乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以，也称其为非热学性转变。 2、奥氏体的化学成份虽然对Ms具有很大影响，但对M转变动力学的影响几乎完全是通过Ms点起作用的，在Ms以下的转变过程不随A成份发生显著变化。,3、冷却速度对Ms以下的转变过程有明显的影响。只要是在M转变完成之前，无论是缓慢冷却，还是冷却中断，都会引起M转变迟滞，导致M转变温度下降、M转变量减少。这种现象称为A稳定化。 4、影响Ms点和M转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残余奥氏体数量的多少，例如：化学成份对Ms有显著影响，导致室温下残余奥氏体量的巨大差异。如下表所示： 每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化 C Mn C

29、r Ni Mo W Si Co Al +50 +20 +11 +10 +9 +8 +6 -3 -4,碳含量对残余奥氏体的影响十分显著，一般认为淬火钢C%大于0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。 奥氏体化温度、冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响，可定性地归纳如下： 因 素 A多 A少 C% 高碳 低碳 A化温度 高温 低温 淬火冷却 油冷 水冷 MsMf之间冷却 缓冷 急冷 应 力 压应力 拉应力,（二）马氏体的暴发式转变（自触发形核、瞬时长大） 首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金的A中发现的。 当Ms低于0后它们的转变曲线和降温转变的转变曲线有很大的差别。如下图所示：,特点

30、： 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。组织形态： 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：,动力学特征： 爆发式转变的形核为自促发形核，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259M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。影响爆发转变量的因素： 晶界具有位向差不规则的特点，而成为爆发转变传递的障碍。因此，细晶粒材料中爆发转变

31、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。,（三）马氏体的等温形成（等温形核、瞬时长大） 马氏体的等温转变最早是在0.7%C、6.5%Mn、2%Cu的Mn-Cu钢中发现的，目前已发现在许多钢中都有存在着M的等温转变。如，Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr、高碳高Mn钢、GCr15、W18Cr4V等。特 点： 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，先增后减，动力学曲线具有S形，等温形成图具有C字形，附合一般的热激活形核规律。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。,Fe23.2%Ni3.62%Mn合金的马氏体等温转变“C”曲线,五

32、、马氏体转变机制（一）马氏体转变的形核理论 自从发现了的等温转变以后，人们便提出转变也是一个形核及核长大过程，并用经典相变理论来分析的转变过程。按这种处理，转变可以被看作为单元系的同素异构转变。,、经典成核理论 有人计算出Fe30%Ni （原子百分比）合金在Ms点（233K）时的临界晶核尺寸半径Rc=490中心厚度Cc=22临界形核功G=5.4108J/mol。,按经典形核理论，形核功是由系统能量起伏提供的，但是在这样低的温度下，要靠原子的热动力来获得这样大的激活能是很困难的。另外按经典形核理论系统提供的M长大的激活能为2510-4184J/mol，但实际上M的长大激活能很小，几乎为零。 上述

33、分析说明，用经典形核理论来解释转变是不合适的。2、马氏体成核的位错理论 根据金相观察，人们发现M核胚在合金中不是均匀分布的，而是在其中一些有利的位置上优先形成。试 验：把小颗粒（100m以下）的Fe-Ni-C合金A化后淬火到M转变温度范围内。这时发现，各个颗粒的开始转变温度可以有相当大的差别。对于某些尺寸和成份都相同的小颗粒，甚至在降低到很低的温度以后，也不发生转变。,(二)马氏体转变的切变模型 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、近程迁动完成的，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

34、程。 自从1942年以来，由Bain开始，人们便根据M相变的特征，设想了各种相变机制。因为相变时母相发生明显的切变，所以早期提出的机制常常是从简单的切变过程推导出来的，企图通过简单的切变便可以得到与实验事实相符合的M。,1、贝茵（Bain）模型 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21/2:1)的体心正方点阵。同样，也可以把稳定的体心立方的铁素体看成是体心正方点阵，其轴比等于1。,Bain模型给出了点阵变化的清淅的模型，但不能解释宏观切变和惯习面的存在，也不能解释M内部的亚结构。,2、KS切变模型 库尔久莫夫和萨克斯测出含C为1.4%的碳钢中M与A存

35、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。他们于1930年提出了轴比相当于1.06的点阵转换模型，即KS模型。 首先考虑没有C存在的情况，设想A分以下几个步骤转变为M：,（1）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。,（2）第二次切变：第二次切变是在（11-2）面上（垂直于（111）面），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。,（3）经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距和测

36、得结果相符合。 由于没有C原子存在，得到的是体心立方点阵的M。在有C原子存在的情况下，对于面心立方点阵改建为体心立方点时，两次切变量都略小一些，第一次为1515，第二次为9。,KS切变模型的成功之处，在于它导出了所测得的点阵结构和位向关系，给出了面心立方的奥氏体点阵改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型，但是惯习面和宏观切变与事实不符。,七、马氏体的性能 通过淬火得到马氏体是强化钢制工件的重要手段。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，因此，有必要对马氏体的性能进行了解。 对于一个结构件来说，重要的不仅仅是硬度和强

37、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。,（一）马氏体的硬度与强度 马氏体的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系，因此可以很方便的将二者一并讨论。1、 马氏体的硬度 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，马氏体的硬度决定于马氏体的碳含量，而与马氏体的合金元素含量关系不大。,2、 马氏体的高硬度、高强度的本质（1）相变强化 马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错等），使马氏体强化，即相变强化。 无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的S很接近，而退火的F的S仅为98137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了

38、147186MPa。,（2）固溶强化 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C%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淬火后在该温度下测量M的强度，以了解C原子的固溶强化效果，结果表明C%0.4%时的S随碳含量增加急剧升高，超过0.4%后S不再增加。,原 因： C原子溶入M点阵中，使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%，而另外两个方向上则收缩4%，从而使体心立方变成了体心正方点阵，由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为畸变偶极，可以视其为一个强烈的应力场，C原子就在这个应力场的中心，这个应力场与位错产

39、生强烈的交互作用，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。 合金元素也有固溶强化作用，相对碳来说要小很多，据估计，仅与合金元素对F的固溶强化作用大致相当。,（3）时效强化 理论计算得出，在室温下只要几分钟甚至几秒钟即可通过C原子扩散而产生时效强化，在-60以上，时效就能进行发生碳原子偏聚现象，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。,（4）动态应变时效： M 本来比较软，在外力作用下通过应变时效才能使强度显著提高，碳含量越高，应变时效作用越明显。 0.2几乎与C%无关且数值也不高只有196MPa，

40、而2 则随C%增加而急剧增加。,（5）马氏体形态及大小对强度的影响 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。 原A晶粒大小和M群的大小对M的强度也有一定的影响， 0.2=608+69d-1/2 0.2=449+60d-1/2单位 ：Mpa;其中dA晶粒的平均直径；dM板条群的平均直径 对中碳低合金结构钢，A晶粒由单晶细化至10级晶粒时，强度增加不大于245MPa，因此在一般钢中以细化A晶粒的方法来提高M的强度作用不大。,总 结： 低碳的马氏体的强度主要靠其中碳的固溶强化，在一般淬火过程中，伴随自回火而产生

41、的M时效强化也具有相当的强化效果，随M中碳及合金元素含量的增加，孪晶亚结构将有附加的强化，细化奥氏体晶粒及马氏体群的大小，也能提高一些马氏体的强度。,（二）马氏体的韧性 位错型M具有良好的塑性和韧性。由图中可以看出，随C%的增加韧性显著下降，对C%为0.6%的M，即使经低温回火，冲击韧性还是很低。,通常C%小于0.4%时M具有较高的韧性，碳含量越低，韧性越高； C%大于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。 除C%外，M的韧性与其亚结构有着密切的关系，在相同的屈服极限的条件下，位错型M的韧性比孪晶M的韧性高很多。,（四）马氏体的物理性能1、比容 M组织的比容较大，M形

42、成时比容的增大，造成钢淬火时产生较大的组织应力，从而促进M显微裂纹的扩展。2、磁性 M具有铁磁性，具有很高的磁矫顽力。3、电阻 M的电阻比P的大很多，稍高于A，且随C%增加M的电阻值增大。,（五）高碳片状马氏体的显微裂纹 是由于M形成时互相碰撞形成的，M形成速度极快，相互碰撞或与A晶界相撞时，将因冲击而形成相当大的应力场，又因为高碳片状M很脆不能通过滑移或孪生变形来消除应力，因此容易形成撞击裂纹，这种先天性的缺陷使高碳附加了脆性。度 量：钢中M显微裂形成的难易程度用马氏体显微裂纹敏感度来表示。以单位M体积中出现裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度，用SV（mm-1)表示。,作业,P1151，2，4，5，9,