原理第7章馬氏體相變

1、第四章 馬氏體相變 一、馬氏體相變的主要特征 二、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 三、鋼中馬氏體的主要形態(tài) 四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué) 五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué) 六、馬氏體的機(jī)械性能 七、奧氏體的穩(wěn)定化 第四章 馬氏體相變 馬氏體相變是在低溫下進(jìn)行的一種相變。對(duì)于鋼來(lái)說(shuō)，此時(shí)不僅 鐵原子以及置換型原子不能擴(kuò)散，而且間隙型碳原子也較難以擴(kuò)散 （但尚有一定程度的擴(kuò)散）。故馬氏體相變具有一系列不同于擴(kuò)散型 相變的特征。 馬氏體相變是熱處理強(qiáng)化的主要手段，對(duì)工業(yè)生產(chǎn)有十分重要的 意義，除了鋼以外的鐵合金、非鐵合金、陶瓷材料等也可發(fā)生馬氏體 相變。 第四章 馬氏體相變 一、馬氏體相變的主要特征 馬氏體的定義： 馬氏體是C

2、在-Fe 中的過(guò)飽和間隙式固溶體。具有體心立方點(diǎn) 陣(C%極低鋼)或體心正方(淬火亞穩(wěn)相)點(diǎn)陣。 馬氏體的形成條件： （1)快冷避免A向P、B轉(zhuǎn)變 （2)深冷 提供足夠的驅(qū)動(dòng)力 第四章 馬氏體相變 馬氏體轉(zhuǎn)變具有下列五個(gè)特征： 1 1、非恒溫性 奧氏體以大于某一臨界速度V的速度冷卻到某一溫度，不需孕育，轉(zhuǎn) 變立即發(fā)生，并且以極大速度進(jìn)行，但很快停止。 為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷 降溫的條件下才能進(jìn)行。 馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。 由于到馬氏體相變終了點(diǎn)時(shí)，有殘余奧氏體存在的現(xiàn)象，稱為馬氏 體轉(zhuǎn)變不完全性。要使殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，可采用冷處理。

3、 第四章 馬氏體相變 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線 馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系 馬氏體轉(zhuǎn)變是在MsMf溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，馬氏體的轉(zhuǎn)變量是溫度的函 數(shù)，與等溫時(shí)間沒(méi)有關(guān)系。 第四章 馬氏體相變 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時(shí)馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線 說(shuō)明： （1）馬氏體轉(zhuǎn)變是在某一溫度突然發(fā)生并在一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的馬氏體，伴有響聲 并放出大量潛熱。 （2)馬氏體轉(zhuǎn)變可以用類(lèi)似C曲線T-等溫圖來(lái)描述。有孕育期，但等溫轉(zhuǎn)變不完全。 第四章 馬氏體相變 2、切變共格性和表面浮凸現(xiàn)象： （1）馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)在預(yù)先磨光的表面上產(chǎn)生有規(guī)則的表面浮凸。 （2）馬氏體形成有慣習(xí)面，馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)馬氏體與奧氏體之間

4、保持共 格關(guān)系(第二類(lèi)共格) 。 第四章 馬氏體相變 3 3、馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性 馬氏體轉(zhuǎn)變前后碳濃度不變，即馬氏體中的碳濃度與原奧氏體中 的碳濃度完全相同。且碳原子在馬氏體和奧氏體中的相對(duì)于鐵原子保 持不變的間隙位置，把這一特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。 但近年來(lái)，一些實(shí)驗(yàn)和計(jì)算結(jié)果對(duì)上述觀點(diǎn)提出了疑問(wèn)： Thomas發(fā)現(xiàn)在含碳0.27%的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)含C量高達(dá)0.4% 1.04%，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于鋼的平均含碳量，說(shuō)明碳原子有可能從馬氏體擴(kuò)散 到奧氏體。 第四章 馬氏體相變 4 4、位向關(guān)系和慣習(xí)面 馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)馬氏體與奧氏體存在著嚴(yán)格的晶體學(xué)關(guān)系。 、位向關(guān)系 相變時(shí)，整體相互移動(dòng)一段距

5、離，相鄰原子的相對(duì)位置無(wú)變化，作小于 一個(gè)原子間距位置的位移，因此奧氏體與馬氏體保持一定的嚴(yán)格的晶體學(xué)位向 關(guān)系。 K-S關(guān)系（110M /111A；M/A ） 西山（N）關(guān)系（110M/111A；M/A ） G-T關(guān)系 K-V-N關(guān)系 西山關(guān)系與K-S關(guān)系相比，晶面關(guān)系相同，晶向關(guān)系相差516 。 第四章 馬氏體相變 G-TG-T關(guān)系： 1994年，Grenigen與Troiano 在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體的位 向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-TG-T關(guān)系。 即： 110M /111A ，差1度 M/A，差2度 第四章 馬氏體相變 慣習(xí)面：

6、 慣習(xí)面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨 奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化： （A）當(dāng)C含量小于0.6%時(shí)，慣習(xí)面為111A； （B）當(dāng)C含量處于0.6%1.4%時(shí)，慣習(xí)面為225A； （C）當(dāng)C含量處于1.4%2.0%時(shí)，慣習(xí)面為259A。 慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化，M形成溫度下降，慣習(xí)面有向高指數(shù)變 化的趨勢(shì)。對(duì)于C量較高的鋼，先形成的馬氏體的慣習(xí)面為225A，后形成的 馬氏體的慣習(xí)面為259A。 第四章 馬氏體相變 5 5、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性： 在某些合金中，A冷卻時(shí)AM，而重新加熱時(shí)馬氏體又能MA，這種特點(diǎn)稱 為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。 逆轉(zhuǎn)變開(kāi)始的

7、溫度稱為AsAs，結(jié)束的溫度稱為AfAf 。 MA的逆轉(zhuǎn)變也是在一定的溫度范圍內(nèi)（AsAs-AfAf）進(jìn)行。形狀記憶合金的熱 彈性馬氏體就是利用了這個(gè)特點(diǎn)。 綜上所述，馬氏體轉(zhuǎn)變具有很多不同于珠光體的特點(diǎn)，其中最主要的和最基 本的只有兩個(gè)：切變共格性和無(wú)擴(kuò)散性。其他的特點(diǎn)可由這兩個(gè)特點(diǎn)派生出 來(lái)。 第四章 馬氏體相變 二、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 鋼中馬氏體的本質(zhì)： 馬氏體是碳溶于-Fe中的過(guò)飽和間隙式固溶體，記為M或。 其中的碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的八面體間隙位置。這使得c軸伸長(zhǎng)， a軸縮短，晶體結(jié)構(gòu)為體心正方。其軸比c/a稱為正方度，馬氏體含碳 量愈高，正方度愈大。 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類(lèi)型（兩種）：

8、 體心立方結(jié)構(gòu)（WC0.2%） 第四章 馬氏體相變 1 1 、馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系 轉(zhuǎn)變只有晶格改組而無(wú)成分變化，即奧氏體中固溶的碳全部保留在馬 氏體點(diǎn)陣中。隨馬氏體碳含量不同，其點(diǎn)陣常數(shù)相應(yīng)發(fā)生變化。 -Fe的含碳量：0.0218C，727 0.006C， 室溫 X射線分析測(cè)定，點(diǎn)陣常數(shù)c、a以及c/a與鋼中碳含量呈線性關(guān)系，碳含量增 加，馬氏體點(diǎn)陣常數(shù) c ，a ，c/a 。 第四章 馬氏體相變 奧氏體和馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù) 與碳含量的關(guān)系 碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中的 可能位置 第四章 馬氏體相變 2 2、馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)及畸變 馬氏體中 C 原子處于 Fe 原子組成的扁八面體間隙中心，此

9、間隙在 短軸方向的半徑為0.19，碳原子半徑為0.77，室溫下 C 在-Fe 中的溶解度為0.006%，但鋼中馬氏體的含碳量遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于此數(shù)。C 原子 溶入-Fe 后使體心立方變成體心正方，并造成-Fe非對(duì)稱畸變，這 個(gè)畸變可視為一個(gè)強(qiáng)烈應(yīng)力場(chǎng)，C 原子位于此應(yīng)力場(chǎng)中心。 第四章 馬氏體相變 c/ac/a為正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸變程度的參數(shù)。 碳極少或無(wú)碳馬氏體時(shí)： 體心立方、 ca； C0.0218時(shí)： 體心正方、 abc，c/a1； C0.0218時(shí)： 正交 abc、c/a1、棱邊夾角仍是90； 碳原子溶入這個(gè)扁八面體間隙后，力圖使其變?yōu)檎嗣骟w。結(jié)果使短軸方向 上Fe原子的間距伸

10、長(zhǎng)3636，而在另外兩個(gè)方向上則收縮4 4，從而使體心立方 點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變成體心正方點(diǎn)陣。 第四章 馬氏體相變 3 3、新生馬氏體異常正方度 實(shí)驗(yàn)證明，許多鋼新生成的馬氏體(淬火溫度得到的馬氏體而不是室溫)的正 方度與公式計(jì)算結(jié)果不符： c/a相當(dāng)?shù)蜁r(shí)稱為異常低正方度(Mn 鋼)，其點(diǎn)陣是體心正交的(abc，a、 b 軸縮短，c 軸伸長(zhǎng))；c/a相當(dāng)高時(shí)稱為異常高正方度(Al鋼、高Ni鋼)；其 點(diǎn)陣是體心正方的(a=bc，a、b軸伸長(zhǎng)，c軸縮短)。 當(dāng)溫度恢復(fù)到室溫，正方度又恢復(fù)到接近公式計(jì)算的正方度。C%增加，正方 度偏差增加。 馬氏體正方度與含碳量呈直線關(guān)系，含碳量愈高，正方度愈大，即： c/a

11、=10.046wc 第四章 馬氏體相變 4 4、C C 原子在馬氏體點(diǎn)陣中的分布 正方度的偏離是由于C原子在間隙點(diǎn)陣中的有序與無(wú)序分布造成的。C原子在 -Fe中有三組可能的位置，依其短軸所在方向而定。 X X位置短軸平行于a軸方向； Y Y位置短軸平行于b軸方向； Z Z位置短軸平行于c軸方向； 當(dāng)80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均勻分布在X、Y二個(gè)位置時(shí)，才會(huì)出 現(xiàn)正常的正方度。 合金元素對(duì)馬氏體的正方度影響不大。 第四章 馬氏體相變 亞點(diǎn)陣概念 第三亞點(diǎn)陣 第二亞點(diǎn)陣 第一亞點(diǎn)陣 (X位置) (Y位置) (Z位置) 第四章 馬氏體相變 產(chǎn)生異常正方度的原理： 若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分

12、布的幾率相等，即C原子為無(wú)序分布時(shí)， 馬氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實(shí)際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C 原子 在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率必然不相等，表明C 原子可能優(yōu)先占據(jù)其 中某一個(gè)亞點(diǎn)陣而呈有序分布。研究表明，C 原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞 點(diǎn)陣的。 第四章 馬氏體相變 三、鋼中馬氏體的主要形態(tài) 鋼中馬氏體的形態(tài)很多，但就其單元的形態(tài)特征和亞結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)來(lái)看有五種， 其中以板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見(jiàn)。 1 1、板條狀馬氏體 常見(jiàn)于低碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板條 組成，稱板條馬氏體。亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，也稱位錯(cuò)馬氏體。 板條單晶板條塊板條束馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著高度變

13、形的、非常穩(wěn)定的、厚度約200的殘余奧氏體。 第四章 馬氏體相變 板條馬氏體組織結(jié)構(gòu)示意圖 第四章 馬氏體相變 與C%C%的關(guān)系：馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對(duì)于碳鋼： C%0.3%時(shí)，板條束和板條塊比較清楚； 0.3%C%0.5%時(shí)，板條束清楚而板條塊不清楚； 0.6%C%0.8 %時(shí)，無(wú)法辨認(rèn)板條束和板條塊，板條組織逐漸消失 并向片狀馬氏體組織過(guò)渡。 與奧氏體晶粒的關(guān)系：奧氏體晶粒越大，板條束越大，而一個(gè)原奧氏體晶粒 內(nèi)板條束個(gè)數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對(duì)板條寬度幾乎沒(méi)影響。 與冷卻速度的關(guān)系：冷卻速度越大，板條束和塊寬同時(shí)減小，組織變細(xì)，因 此提高冷卻速度有利于細(xì)化馬氏體晶粒

14、。 第四章 馬氏體相變 亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯(cuò)，局部也有少量的孿晶。 位向關(guān)系：在一個(gè)板條束內(nèi)，馬氏體慣習(xí)面接近111；馬氏體和 奧氏體符合介于K-S 關(guān)系和西山(N)關(guān)系之間的G-T關(guān)系最多；符合K- S關(guān)系和西山(N)關(guān)系的較少，在一個(gè)板條束內(nèi)，存在幾種位向關(guān)系的 原因尚不清楚。 形成板條馬氏體的鋼和合金：低、中碳鋼中（ 板條馬氏體的形成溫度： 第四章 馬氏體相變 板條的立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄片狀 。 馬氏體板條的兩種立體形態(tài) a)扁條狀 b)薄板狀 第四章 馬氏體相變 2 2、片狀馬氏體 常見(jiàn)于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-C鋼?？臻g形態(tài)呈凸透鏡片形狀， 稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏

15、體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或 竹葉狀，又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶 馬氏體。 片狀馬氏體的形成溫度： 第四章 馬氏體相變 顯微結(jié)構(gòu)：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個(gè)原奧氏 體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因 此馬氏體片的大小不同。 片狀馬氏體組織示意圖 第四章 馬氏體相變 相變孿晶：片狀馬氏體內(nèi)有許多相變孿晶，孿晶接合部分的帶狀薄筋 稱為中脊。相變孿晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。孿晶間距 約為5nm，一般不擴(kuò)展到馬氏體邊界上，在馬氏體片邊緣區(qū)域則為復(fù)雜 的位錯(cuò)組列。 亞結(jié)構(gòu)：根據(jù)內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的差異，可將片狀馬氏

16、體的亞結(jié)構(gòu)分為以中 脊為中心的相變孿晶（中間部分）和無(wú)孿晶區(qū)（片的周?chē)糠?，存?位錯(cuò)）。 位向關(guān)系：片狀馬氏體慣習(xí)面接近225 或259；馬氏體和奧 氏體符合K-S關(guān)系或西山(N)關(guān)系。 第四章 馬氏體相變 鋼的馬氏體的類(lèi)型及其特征對(duì)比 C%，Ms，條狀片狀，位錯(cuò)孿晶 特征條狀馬氏體片狀馬氏體 慣習(xí)面（111）（225）（259） 位向關(guān)系 KS關(guān)系 111110M （110）（111）M KS關(guān)系 111110M （110）（111）M 西山關(guān)系 （111） 110 M （211）（110）M 形成溫度Ms350Ms200100Ms100 C% 0.3 0.31時(shí)為混合型 11.41.42

17、 第四章 馬氏體相變 組織形態(tài) 條寬為0.10.3m慣 習(xí)面指數(shù)相同的馬氏體 構(gòu)成馬氏體群，在一個(gè) 奧氏體晶粒內(nèi)可形成 34個(gè)馬氏體群，而在 一個(gè)馬氏體群內(nèi)含有 36個(gè)馬氏體塊，塊間 為大角度晶界 呈凸透鏡片狀，中間稍厚， 初生片橫貫奧氏體晶粒， 次生片較小，互成交角， 相互撞擊，接合處有微裂 紋，片的中央有中脊，常 將之看成慣習(xí)面。 同左，在兩個(gè)初生片 之間見(jiàn)到“Z”字形分 布的細(xì)薄片 亞結(jié)構(gòu) 高密度位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，形成 位錯(cuò)胞，常見(jiàn)到少量細(xì) 小孿晶 寬度50 的細(xì)小孿晶，以中脊為中心，隨 MS下降， 相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣為復(fù)雜的直線式螺位 錯(cuò)列 殘奧呈薄片膜狀存在于片的周?chē)?，隨含量增加而增加

18、 形成過(guò)程 各自獨(dú)立形核，10-4s/ 片MS高，無(wú)爆發(fā)轉(zhuǎn)變 降溫形成，長(zhǎng)大速率高10-7s/片，MS低時(shí)，有爆發(fā) 轉(zhuǎn)變 0 A 第四章 馬氏體相變 與C%C%的關(guān)系：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對(duì)于碳鋼： C%0.3%時(shí)，板條馬氏體； 0.3%C%1.0%時(shí)，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織； 1.0%時(shí)C%時(shí)，全部為片狀馬氏體組織。 并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、 Ni增加形成孿晶馬氏體傾向。 與奧氏體晶粒的關(guān)系：奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。 第四章 馬氏體相變 片狀馬氏體存在顯微裂紋：片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時(shí)產(chǎn)生的，先形成 的第

19、一片馬氏體貫穿整個(gè)原奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片大小受到限制， 因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體片不斷撞擊先形成的馬氏體，由 于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時(shí)還與奧氏體晶界撞擊，產(chǎn)生相當(dāng)大 的應(yīng)力場(chǎng)，另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不能通過(guò)滑移或?qū)\生等變形方 式消除應(yīng)力，因此片狀馬氏體出現(xiàn)顯微裂紋。 值得提出的是：板條馬氏體板條之間夾角很小，基本相互平行，相互撞擊的 幾率很小，即使偶有撞擊，由于殘余奧氏體的存在可以緩解應(yīng)力，因此，板 條馬氏體沒(méi)有出現(xiàn)顯微裂紋。 第四章 馬氏體相變 在FeNiC合金系中， C%，Ms； 形態(tài)：條狀條狀與片狀蝶狀片狀片狀+薄片狀薄片狀； 亞結(jié)構(gòu)：則由位錯(cuò)

20、逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。 Fe-Ni-C馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系 第四章 馬氏體相變 四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué) 1 1、相變的驅(qū)動(dòng)力 理論上馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力: GV=GMGA0 AM，GV必須小于零， 即轉(zhuǎn)變溫度必須低于T0以下， 需要過(guò)冷度很大，但要滿足 該條件必須降低到很低溫度 Ms，Ms點(diǎn)很低。 第四章 馬氏體相變 2 2、相變特征點(diǎn) 1 1）Ms Ms 點(diǎn)定義 奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值對(duì)應(yīng)的 溫度稱為Ms點(diǎn)。對(duì)于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，則T0-Ms越大， 相變所需的驅(qū)動(dòng)力越大。反之，相變所需的驅(qū)動(dòng)力越小。因此： (1)對(duì)于鋼和Fe合金，G很大，馬氏體快

21、速長(zhǎng)大或爆發(fā)式轉(zhuǎn)變； (2)對(duì)于有色合金(如Au-Cd)，G很小，形成熱彈性馬氏體。 第四章 馬氏體相變 2 2）AsAs點(diǎn)定義 馬氏體和奧氏體兩相自由能之差達(dá)到逆轉(zhuǎn)變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值 對(duì)應(yīng)的溫度稱為As點(diǎn)。逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力的大小與T0-As成正比。 3 3）MdMd點(diǎn)定義 獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。 4 4）AdAd點(diǎn)定義 獲得形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變的最低溫度。 按上述定義，T0為Md上限溫度(理論溫度)；也是Ad下限溫度(理 論溫度)。 第四章 馬氏體相變 形變誘發(fā)馬氏體的解釋?zhuān)?如下圖所示，馬氏體相變所需的驅(qū)動(dòng)力為G，對(duì)應(yīng)相變點(diǎn)為Ms。在T1 溫度 (T1Ms)，馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力為G2

22、，達(dá)不到G，經(jīng)形變補(bǔ)充的機(jī)械驅(qū)動(dòng) 力G1 與化學(xué)驅(qū)動(dòng)力G2 疊加，滿足G=G1+G2，因此在T1溫度下形變， 馬氏體相變能夠進(jìn)行，即在T1溫度下可獲得形變誘發(fā)馬氏體。 第四章 馬氏體相變 3 3、影響MsMs點(diǎn)的主要因素 1 1）化學(xué)成分 (1)C%(1)C%影響 C%的影響最為明顯。 C%升高，Ms 和Mf均下降，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余 奧氏體量增加。 C%增加，Ms呈連續(xù)下降趨勢(shì)，當(dāng)C%0.6%時(shí)，Ms下降比Mf下降顯 著，當(dāng)C%增加到C%0.6%時(shí)，Mf下降緩慢直至基本不變。 第四章 馬氏體相變 C還是穩(wěn)定相的元素，故強(qiáng)烈地降低Ms點(diǎn)。 5507730Xc Xc0.04 Ms=

23、 () 5056670Xc 0.04Xc0.06 M s M f 碳含量對(duì)Ms、Mf的影響 第四章 馬氏體相變 (2)(2)合金元素 合金元素對(duì)Ms點(diǎn)影響比較復(fù)雜，多種合金元素同時(shí)作用的影響和一種合金元素 的影響也不相同。總體上： 除了Co、Al 提高M(jìn)s外，合金元素均有降低Ms作用。 強(qiáng)碳化物形成元素加熱時(shí)溶入奧氏體中很少，對(duì)Ms點(diǎn)影響不大。 合金元素對(duì)Ms點(diǎn)的影響表現(xiàn)在影響平衡溫度T0和對(duì)奧氏體的強(qiáng)化作用。 第四章 馬氏體相變 合金元素對(duì)Ms的影響 第四章 馬氏體相變 3 3）奧氏體化條件 對(duì)MS的影響具有雙重性，加熱溫度高和保溫時(shí)間長(zhǎng)，有利于C 及合 金元素原子充分溶入到奧氏體中(固溶強(qiáng)

24、化)，降低Ms點(diǎn)；但同時(shí)奧氏 體晶粒長(zhǎng)大，缺陷減少，晶界強(qiáng)化作用降低，切變阻力減小，Ms點(diǎn)有 提高趨勢(shì)。 4 4）淬火速度目前觀點(diǎn)不統(tǒng)一 一般認(rèn)為：淬火速度較低時(shí)，即淬火溫度較高，“C 原子氣團(tuán)”可 以形成足夠大的尺寸并在缺陷處偏聚，強(qiáng)化奧氏體，使Ms點(diǎn)降低，淬 火速度較高時(shí)，即淬火溫度較低，抑制了“C 原子氣團(tuán)”形成，對(duì)奧 氏體強(qiáng)化作用降低，使Ms點(diǎn)升高。也有人為：高速淬火Ms點(diǎn)升高是淬 火應(yīng)力引起的。 第四章 馬氏體相變 5 5）磁場(chǎng) (1)增加磁場(chǎng)只是提高M(jìn)s點(diǎn)，對(duì)Ms點(diǎn)以下的馬氏體轉(zhuǎn)變 和總的轉(zhuǎn)變量無(wú)影響。 (2)轉(zhuǎn)變過(guò)程中增加磁場(chǎng)，轉(zhuǎn)變量的增加趨勢(shì)與未加磁 場(chǎng)相同，撤去磁場(chǎng)，轉(zhuǎn)變量又

25、回到未加磁場(chǎng)狀態(tài)。 (3)磁場(chǎng)對(duì)Ms點(diǎn)影響與形變誘發(fā)馬氏體影響相似，增加 磁能補(bǔ)充了相變所需的驅(qū)動(dòng)力，使馬氏體相變能夠產(chǎn)生。 第四章 馬氏體相變 五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué) 馬氏體相變由于其具有轉(zhuǎn)變速度快的特點(diǎn)，研究其動(dòng)力學(xué)轉(zhuǎn)變特點(diǎn)很困難， 可以將馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)分成三種情況。 1 1、馬氏體降溫形成( (降溫形核、瞬間長(zhǎng)大) ) 馬氏體形成速度極快，瞬間形核，瞬間長(zhǎng)大，可以認(rèn)為轉(zhuǎn)變速度取決于形核 率 I 而與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)。 (1)由于降溫形成的G 很大，共格關(guān)系（勢(shì)壘低，界面阻力很小，因 此形核率I 很大，轉(zhuǎn)變速度極快，可認(rèn)為與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)； (2)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變，總轉(zhuǎn)變量與溫度有關(guān) (3)細(xì)晶粒

26、爆發(fā)量較少，晶界是爆發(fā)傳遞的障礙。 第四章 馬氏體相變 2 2、等溫轉(zhuǎn)變( (等溫形核、瞬間長(zhǎng)大) ) 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變最初在0.7%C-6.5%Mn-2%Cu合金中發(fā)現(xiàn)，現(xiàn)在高碳鋼 或高碳高合金鋼(軸承鋼、高速鋼)也發(fā)現(xiàn)馬氏體等溫轉(zhuǎn)變。 (1) 等溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線呈“C”曲線，有孕育期，通過(guò)熱激 活成核； (2）合金元素含量增加，“C”曲線右移，反之左移； (3) 等溫轉(zhuǎn)變前預(yù)冷誘發(fā)少量馬氏體，可使等溫轉(zhuǎn)變開(kāi)始具有較 大速度而不需要孕育期，預(yù)先轉(zhuǎn)變馬氏體可催化等溫轉(zhuǎn)變的馬氏體。 第四章 馬氏體相變 3 3、表面轉(zhuǎn)變 定義：在稍高于合金Ms溫度時(shí)，試樣表面會(huì)自發(fā)形成馬氏體，其組織形態(tài)、形成速率

27、、 晶體學(xué)特征都與在Ms溫度下試樣內(nèi)部形成的馬氏體不同，這種馬氏體稱表面馬氏體。 舉例：Ms點(diǎn)略低于0的Fe-Ni-C 合金放置在0一段時(shí)間，產(chǎn)生表面馬氏體，磨去表面 試樣仍為奧氏體。 解釋?zhuān)阂驗(yàn)樵嚇颖砻娌皇軌簯?yīng)力作用，內(nèi)部受三向壓應(yīng)力作用(冷縮熱脹的熱應(yīng)力)，使 Ms點(diǎn)降低(測(cè)定的Ms點(diǎn)為試樣內(nèi)部的Ms點(diǎn)而不是表面Ms點(diǎn))。(1)表面轉(zhuǎn)變與內(nèi)部等溫轉(zhuǎn)變 都有孕育期，因此屬于等溫轉(zhuǎn)變；(2）表面馬氏體形態(tài)為條狀，長(zhǎng)大速度較慢，慣習(xí)面 112，內(nèi)部馬氏體為片狀，長(zhǎng)大速度較快，慣習(xí)面225；(3)表面轉(zhuǎn)變會(huì)促發(fā)內(nèi)部 轉(zhuǎn)變，對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)研究有干擾。 第四章 馬氏體相變 六、馬氏體的機(jī)械性能 1

28、 1、強(qiáng)度和硬度 1）硬度 鋼中馬氏體的硬度隨含碳量的增高而增大，但當(dāng)C%0.6%，淬 火鋼的硬度接近最大值，C%進(jìn)一步增加，殘余奧氏體含量增加，硬度 值增加緩慢甚至下降。 合金元素對(duì)馬氏體的硬度影響不大。 第四章 馬氏體相變 2 2）強(qiáng)度 (1)相變強(qiáng)化：馬氏體切變形成大量的位錯(cuò)、孿晶及層錯(cuò)等使馬氏 體強(qiáng)化稱相變強(qiáng)化。 (2)固溶強(qiáng)化：C 原子過(guò)飽和地溶入到-Fe 中產(chǎn)生晶格嚴(yán)重畸變， 形成畸變應(yīng)力場(chǎng)，應(yīng)力場(chǎng)與其它缺陷交互作用使馬氏體強(qiáng)化。 (3)時(shí)效強(qiáng)化：C 原子偏聚到位錯(cuò)線附近，“釘扎”位錯(cuò)引起馬氏 體強(qiáng)化。 第四章 馬氏體相變 (4)馬氏體形變強(qiáng)化：-Fe 本身強(qiáng)度不高，由于馬氏體相變

29、產(chǎn)生塑性變形， 塑性變形產(chǎn)生加工硬化使馬氏體強(qiáng)化。 (5)孿晶對(duì)馬氏體強(qiáng)度貢獻(xiàn)：孿晶存在時(shí)，馬氏體的有效滑移系僅為體心立方 金屬的四分之一，因此孿晶存在有阻礙滑移，提高變形抗力作用。 (6)原奧氏體晶粒大小和馬氏體板條束大小對(duì)強(qiáng)度的影響：奧氏體晶粒細(xì)小， 馬氏體晶粒細(xì)小(雖然板條塊不變，但板條束變小)，馬氏體強(qiáng)度增高，但 總的來(lái)看影響不大。細(xì)化晶粒對(duì)提高馬氏體強(qiáng)度作用不明顯。 第四章 馬氏體相變 馬氏體硬度和屈服強(qiáng)度與碳含量的關(guān)系 第四章 馬氏體相變 2 2、馬氏體的韌性 馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)： 低碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)； 高碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為孿晶。 1 1）高碳鋼板條馬氏體的

30、韌性低 (1)亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。 (2)回火時(shí)碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。 (3)馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。 第四章 馬氏體相變 2 2）低碳鋼板條馬氏體的韌性高 (1)馬氏體形成時(shí)容易產(chǎn)生“自回火”，松弛了淬火應(yīng)力，碳化 物分布比較均勻(合金鋼)； (2)位錯(cuò)網(wǎng)形成的胞狀位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在低密度位錯(cuò) 區(qū)，為位錯(cuò)移動(dòng)提供了余地，而位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)可以緩解應(yīng)力集中提高塑性； (3)無(wú)顯微裂紋存在。 (4)塑性變形時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)(滑移)比孿生容易進(jìn)行。 綜上所述，馬氏體的韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)，而亞結(jié)構(gòu)取決于C%。 第四章 馬氏體相變 3 3、馬氏體的相變塑性 相變塑性：金屬及合金在相變過(guò)程中塑性增大，往往在低于母相屈服極限時(shí)發(fā)生塑性 變形，這種現(xiàn)象稱相變塑性。 馬氏體的相變塑性：鋼在馬氏體相變的同時(shí)產(chǎn)生相變塑性的現(xiàn)象稱馬氏體的相變塑性。 (1)馬氏體形成時(shí)可緩解或松弛局部應(yīng)力集中，防止裂紋形成，即使形成裂 紋也會(huì)由于馬氏體相變使裂紋尖端應(yīng)力集中得到松弛，從而抑制微裂紋 擴(kuò)展，提高塑性和斷裂韌性。 (2)由于塑性變形區(qū)有形變馬氏體形成，隨著形變量的增加，形變強(qiáng)化指數(shù) 提高，變形抗力增加，導(dǎo)致已塑性變形區(qū)再發(fā)