第3章馬氏體轉(zhuǎn)變

1、第3章 馬氏體（martensite）轉(zhuǎn)變（transformation）主要講授內(nèi)容3.1 馬氏體相變的主要特征3.2 馬氏體相變熱力學(xué)3.3 馬氏體相變晶體學(xué)的經(jīng)典模型3.4 馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)3.5 鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 3.6 鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)3.7 奧氏體的穩(wěn)定化3.8 馬氏體的機(jī)械性能3.1 馬氏體相變的馬氏體相變的主要特征主要特征1 切變共格和表面浮凸現(xiàn)象 切變共格型相變：在相變過程中，晶體點陣的重組是通過切變即基體原子集體有規(guī)律的近程遷移所完成，并且新相與母相保持共格關(guān)系。2 無擴(kuò)散性 轉(zhuǎn)變前后不發(fā)生化學(xué)成分的變化；相變溫度很低（4K）。3 具有特定的位向關(guān)系和慣習(xí)

2、面（1）K-S關(guān)系 111 110； (2) 西山關(guān)系 111 110； (3) G-T關(guān)系 (4) 慣習(xí)面:馬氏體在母相上開始形成的晶面。 111 、225 、259 ，隨含碳量增加和形成溫度降低，向高指數(shù)變化。4 在一個溫度范圍內(nèi)完成相變在一個溫度范圍內(nèi)完成相變 馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms ：奧氏體必須被過冷到 Ms 點以下才開始轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體； 不需要孕育期；轉(zhuǎn)變速度極快； 降溫形成，轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與時間無關(guān)； 馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf ： 馬氏體轉(zhuǎn)變在一定的溫度區(qū)間( Ms-Mf )完成。 馬氏體轉(zhuǎn)變具有不完全性； 殘余奧氏體：奧氏體冷卻到Mf溫度以下仍不能得到100%

3、馬氏體，而保留一部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體。 冷處理：在室溫下冷卻使殘奧繼續(xù)轉(zhuǎn)變成M的工藝。 5 可逆性可逆性 在加熱時馬氏體會逆向轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體(轉(zhuǎn)變開始與終了溫度分別為 As 與 Af, 且 As 高于 Ms )，稱為逆相變。但在鋼中, 由于加熱時馬氏體的分解而不能表現(xiàn)出轉(zhuǎn)變的可逆性。3.2 3.2 馬氏體相變熱力學(xué)馬氏體相變熱力學(xué)1 馬氏體相變熱力學(xué)條件圖3-1 奧氏體與馬氏體的自由能和溫度的關(guān)系示意圖）G=-VGv+S+E式中：G - 轉(zhuǎn)變時整個體系自由能的變化；Gv - 形成單位體積馬氏體時的自由能差；V - 轉(zhuǎn)變的總體積；S - 相應(yīng)于轉(zhuǎn)變體積 V 時的相界面積；- 相界面的表面張力；E-

4、應(yīng)變能。馬氏體相變阻力： 切變阻力；馬氏體中產(chǎn)生大量位錯或?qū)\晶等晶體缺陷；周圍奧氏體產(chǎn)生塑性變形，消耗能量。Ms點物理意義：A和M兩相自由能差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動力時的溫度。As點的物理意義： M和A 兩相自由能差達(dá)到逆相變所需的最小驅(qū)動力時的溫度。Md點：形變誘發(fā)馬氏體相變的開始溫度。（教材圖4.6 機(jī)械驅(qū)動力和化學(xué)驅(qū)動力之和）Ad點：形變誘發(fā)奧氏體相變的開始溫度。2影響鋼中影響鋼中Ms點的主要因素點的主要因素（1）化學(xué)成分的影響）化學(xué)成分的影響 C含量提高，含量提高，Ms點點下降。下降。 N對對 Ms點影響與點影響與C類似，降低類似，降低AM轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)變的平衡溫度變的平衡溫度T0，降低降低Ms

5、點。點。 圖3-2 碳含量對Ms和Mf的影響（1 1）化學(xué)成分的影響化學(xué)成分的影響除鈷、鋁提高 Ms 點以外, 絕大多數(shù)合金元素均不同程度地降低 Ms 點。硅 ( 還有硼） 基本上不影響 Ms 點。凡降低Ms點的合金元素也同樣降低Mf點。 圖3-3 合金元素對Ms點的影響（ 2 ）形變與應(yīng)力的影響M s-Md 之間塑性變形的影響 塑性變形會不同程度地促使奧氏體在變形溫度下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。變形度愈大, 變形溫度愈低 (愈接近 Ms 點), 對馬氏體的促生作用愈大。Md 點以上塑性變形的影響 奧氏體的預(yù)先變形會降低 Ms 點，并減少冷卻時產(chǎn)生的馬氏體量。變形溫度愈高, 此作用愈大。圖3-4 預(yù)變形

6、對變形溫度下及隨后冷卻時馬氏體轉(zhuǎn)變的影響圖3-5 預(yù)變形（Md以上）對Fe-29%Ni合金馬氏體轉(zhuǎn)變的影響（ 2 ）形變與應(yīng)力的影響多向壓縮應(yīng)力阻止馬氏體的形成，降低Ms點；拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力利于馬氏體的形成，提高M(jìn)s點。（3）奧氏體化條件）奧氏體化條件的的影響影響 提高加熱溫度，延長保溫時間，增大奧氏體的晶粒尺寸，使 Ms 點升高；表3-1 奧氏體晶粒大小對Ms點的影響 （3）奧氏體化條件）奧氏體化條件的的影響影響提高加熱溫度，延長保溫時間，利于碳和合金元素進(jìn)一步溶入奧氏體，使 Ms 點降低；同時，增大奧氏體的晶粒尺寸，使 Ms 點升高；在不發(fā)生化學(xué)成分變化，即在完全奧氏體化條件下，提高加熱

7、溫度，延長保溫時間， Ms 點提高；在不完全加熱條件下，提高加熱溫度，延長保溫時間，使 Ms 點降低。（4 4）冷卻速度的影響）冷卻速度的影響 淬火速度低（正常淬火）：名義Ms點；淬火速度很高： Ms點高；中等淬火速度：隨V，Ms 。 抑制“氣團(tuán)”的形成，引起奧氏體弱化，M相變時切變阻力降低，Ms點。（5）磁場的影響外加磁場誘發(fā)馬氏體相變，使Ms點提高，相同溫度下的M轉(zhuǎn)變量增加。對Ms點以下的相變行為無影響。（5）磁場的影響外加磁場使具有最大磁飽和強度的馬氏體趨于穩(wěn)定，自由能降低；磁場對奧氏體自由能影響不大；A和M兩相平衡溫度提高，Ms點提高。3.3 馬氏體相變晶體學(xué)的經(jīng)典模型粗略了解自學(xué)3.

8、4 馬氏體相變動力學(xué)馬氏體相變動力學(xué)1 降溫瞬時形核、瞬時長大 奧氏體被過冷到奧氏體被過冷到Ms 點以下時點以下時, , 馬氏體晶核瞬時形馬氏體晶核瞬時形成，而且必須不斷降溫，馬氏體晶核才能不斷地成，而且必須不斷降溫，馬氏體晶核才能不斷地形成，晶核形成速度極快；形成，晶核形成速度極快；馬氏體長大速度極快，甚至在低溫下仍能高速長馬氏體長大速度極快，甚至在低溫下仍能高速長大；大；一個馬氏體單晶長大到一定極限尺寸后就不再長一個馬氏體單晶長大到一定極限尺寸后就不再長大；大；馬氏體轉(zhuǎn)變量只取決于冷卻所到達(dá)的溫馬氏體轉(zhuǎn)變量只取決于冷卻所到達(dá)的溫度，與該溫度下的停留時間無關(guān)。度，與該溫度下的停留時間無關(guān)。

9、一般碳鋼及合金鋼均具有變溫型的馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)。 圖3-6 連續(xù)冷卻時馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線圖3-7 Fe-Ni-Mn合金馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線（成分：25.7%Ni，2.95%Mn）2 等溫形核、瞬時長大 在 Ms 點以下某一溫度保溫時, 過冷奧氏體需經(jīng)一定的孕育期以后才開始形成馬氏體。隨著保溫時間的增長, 馬氏體量不斷增多, 即轉(zhuǎn)變量是時間的函數(shù)；馬氏體晶核形成后馬氏體的長大速度很快,但長大到一定尺寸后不再長大,馬氏體的轉(zhuǎn)變量取決于形核率；在任一等溫條件下, 馬氏體的轉(zhuǎn)變量都是有限的, 即不能完全（ 100% ）轉(zhuǎn)變。 Fe-Ni(22.5-26%)-Mn（2-4%）、 Fe-Ni(-26

10、% )-Cr（-3%）以及 Fe-5.2%Mn-1.1%C 合金中陸續(xù)發(fā)現(xiàn)了等溫馬氏體轉(zhuǎn)變。這類合金的 Ms 點均在 0以下。 3 自觸發(fā)形核、瞬時長大 Ms 點在 0以下的鐵基合金(如 Fe-Ni 和 Fe-Ni-C 系合金), 當(dāng)奧氏體過冷到某一定轉(zhuǎn)變溫度 (Mb) 時, 轉(zhuǎn)變就驟然發(fā)生, 在不到 1 秒鐘的時間內(nèi)會劇烈地形成相當(dāng)大量的馬氏體（形成一片馬氏體只需 1-2 107 秒）, 并伴隨可聽見的聲響和釋出大量的相變潛熱（能引起試樣溫升）, 這種現(xiàn)象稱為馬氏體的“爆發(fā)” 式形成；有些合金,如高碳鋼或 Fe-(30-33%)Ni合金等, 由于馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變而使其動力學(xué)曲線具有階梯狀。

11、另外, 爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變也常常伴有馬氏體的等溫形成； 3 自觸發(fā)形核、瞬時長大爆發(fā)轉(zhuǎn)變時馬氏體晶核是由轉(zhuǎn)變開始時形成的第一片馬氏體觸發(fā)形成，故稱為自觸發(fā)形核。晶界是爆發(fā)轉(zhuǎn)變傳遞的障礙，在相同Mb溫度下，細(xì)晶粒合金的爆發(fā)轉(zhuǎn)變量較小。在稍高于合金的Ms點溫度下，往往在試樣表面會自發(fā)地形成馬氏體，其組織形態(tài)、形成速率、晶體學(xué)特征都和Ms點以下試樣內(nèi)部形成的馬氏體不同，這種只產(chǎn)生于表層的馬氏體稱為“表面馬氏體”。表面轉(zhuǎn)變實際上亦是等溫轉(zhuǎn)變。表面轉(zhuǎn)變的形核過程也需要有孕育期，長大速度極慢，馬氏體大多為條狀。 4 4 表面馬氏體轉(zhuǎn)變表面馬氏體轉(zhuǎn)變3.5 鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)1 馬氏體點陣常數(shù)和含碳量的關(guān)系

12、 隨著馬氏體中碳含量增高，c 值增大，a值減小 ,c/a軸比（或稱正方度）也隨之增大。c=a0+Pa=a0-Pc/a=1+P式中 P-含碳量 ( 重量百分?jǐn)?shù) )； 。 - 28.61nm(-Fe 的晶格常數(shù))； 、-常數(shù): =0.116, =0.013, =0.046 。 圖3-8 含碳量對馬氏體正方度的影響2 馬氏體的點陣結(jié)構(gòu)及其畸變 在室溫以上碳原子基本上是擇優(yōu)地占據(jù)立方軸c（或z 軸） 上的八面體間隙位置（Oz）, 這就相當(dāng)于沿 bcc 晶格間隙呈有序分布。 八面體間隙短軸方向上半徑僅為1.9nm,C原子有效半徑7.7nm。由體心立方體心正方點陣，由于C原子溶入造成非對稱畸變，可視為一個

13、應(yīng)力場， C原子在這個應(yīng)力場中心。圖3-9 馬氏體晶格模型及碳的位置3.6 鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)1 馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)(1)板條馬氏體（板條馬氏體（位錯馬氏體、高溫馬氏位錯馬氏體、高溫馬氏體體）一般形成于低、中碳鋼、馬氏體時效鋼以及F-10-28%Ni 合金中。 見動畫板條狀馬氏體由板條群組成（A）；板條群（也叫板條束或馬氏體束）由若干個尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行地排列所組成，一個奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個板條群（常為3-5個）；一個板條群可以分成幾個平行的區(qū)域（B），稱為同位向束，同位向束之間呈大角晶界；每個同位向束由若干個平行板條組成（D）；每一個板條為一個馬氏體

14、單晶體，具有平直界面，界面近似平行于奧氏體的111；板條間為殘余奧氏體薄膜；板條馬氏體的顯微組織構(gòu)成隨鋼的成分變化而改變。碳鋼中隨含碳量增加，同位向束和板條群變得不清晰；板條馬氏體的立體形態(tài), 目前認(rèn)為有兩種:(l)橫裁面為橢圓形, 呈扁條狀；(2)橫截面為矩形, 呈薄板狀；板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是由高密度纏結(jié)的位錯所組成, 位錯密度一般為 0.3-0.9 1012 厘米 厘米 3。 （2）片狀馬氏體（片狀馬氏體（針狀馬氏體針狀馬氏體, , 透鏡馬氏體透鏡馬氏體, , 孿晶馬氏體以及低溫馬氏體孿晶馬氏體以及低溫馬氏體 ）經(jīng)常在中、高碳鋼、不銹鋼以及 Fe-Ni(29%) 合金中存在。呈片狀,它

15、中間較厚,兩端漸尖削, 故被試樣磨面截為針狀或雙凸透鏡狀。相鄰的馬氏體片一般不平行, 而是呈一定角度排列。先后形成的馬氏體片尺寸相差很大。 在一個馬氏體片中間常有一條明顯的筋(在三維空間為一薄片), 稱為中脊。亞結(jié)構(gòu)是孿晶，孿晶不是遍布于整個馬氏體中, 而是往往集中在以中脊為中心的中央部分。在孿晶區(qū)的外圍存在較高密度的位錯。 見動畫 圖3-10 片狀馬氏體中的孿晶圖3-11 具有中脊的透鏡狀馬氏體（3）薄板狀馬氏體薄板狀馬氏體在 Ms 點低于 0的 Fe-Ni-C 合金中形成。在空間為薄板狀, 而顯微組織則呈很細(xì)的帶狀, 它們具有互相交叉或曲折等特殊形態(tài)。亞結(jié)構(gòu)是全部由 112M 型孿晶所組成

16、, 是一個完全的孿晶馬氏體無中脊存在。 圖3-12 薄板狀馬氏體（4） 蝶狀馬氏體蝶狀馬氏體最初是在 Fe-30%Ni 合金中冷到-10發(fā)現(xiàn)的, 后來在Fe- 31%Ni、Fe-29%Ni- 0.26%C 合金以及共析與過共析碳鋼中也看到?？捎衫鋮s生成, 也可由應(yīng)力促發(fā)或應(yīng)變誘發(fā)而生成。 立體形態(tài)為“V”形柱狀，斷面為蝴蝶狀。蝶狀馬氏體兩翼的慣習(xí)面為225，兩翼相交的結(jié)合面為100。內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯，無孿晶存在。 圖3-13 蝶狀馬氏體（a）Fe-18Ni-0.74Cr-0.5C，-10冷卻，35%Na2S2O5腐蝕（b）應(yīng)力誘生，F(xiàn)e-29Ni-0.26C，0，40%加工（5）馬氏體

17、在奧氏體層錯能較低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中形成密排六方點陣結(jié)構(gòu)的馬氏體；極薄的片狀，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為層錯。（1）化學(xué)成分Fe-C合金：C0.3%為板條馬氏體，C 1.0%為片狀馬氏體， 0.3- 1.0%之間為板條和片狀的混合組織。Fe-Ni-C合金：隨含C量增加，由板條片狀薄片狀。合金元素：縮小A區(qū)元素促使得到板條狀；擴(kuò)大A區(qū)元素促使得到片狀；顯著降低A層錯能的元素促使形成馬氏體。2 影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素（2）馬氏體形成溫度隨馬氏體形成溫度降低，形態(tài)將按照板條狀片狀薄片狀順序轉(zhuǎn)化，亞結(jié)構(gòu)由位錯逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。（3）奧氏體的層錯能奧氏

18、體的層錯能奧氏體的堆垛層錯能低時, 易于形成馬氏體；奧氏體的堆垛層錯能愈低，愈難于形成相變孿晶,而趨向于形成位錯型馬氏體。圖3-14 Fe-Ni-C合金不同形態(tài)馬氏體與形成溫度的關(guān)系圖3-15 滑移或?qū)\生所需應(yīng)力與溫度及馬氏體亞結(jié)構(gòu)的關(guān)系（4）奧氏體與馬氏體的強度奧氏體與馬氏體的強度 在Ms點溫度, 奧氏體的屈服極限小于200MPa時, 若形成的馬氏體強度較低，則得到慣習(xí)面為 111 的板條馬氏體；若馬氏體的強度較高，則得到慣習(xí)面為225 的片狀馬氏體；當(dāng)奧氏體的屈服極限大于200MPa時, 則形成慣習(xí)面為259 的片狀馬氏體。 （5）滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大

19、小 對低碳鋼（Ms點和Mf點均較高），引起滑移所需要的臨界切應(yīng)力低于引起孿生所需要的臨界切應(yīng)力。因而得到含高密度位錯的板條馬氏體。相反，如果是高碳鋼（Ms點和Mf點均較低），引起孿生所需要的臨界切應(yīng)力較小，從而得到含有大量孿晶的片狀馬氏體。 3.7 3.7 奧氏體的穩(wěn)定化奧氏體的穩(wěn)定化奧氏體奧氏體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生某種變化，而某種變化，而使奧氏體使奧氏體向向馬氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)呈現(xiàn)遲滯遲滯的現(xiàn)象的現(xiàn)象, , 稱為奧氏體的穩(wěn)定化。稱為奧氏體的穩(wěn)定化。因化學(xué)成分而引起奧氏體的穩(wěn)定化因化學(xué)成分而引起奧氏體的穩(wěn)定化, , 稱為稱為化學(xué)穩(wěn)定化；化學(xué)穩(wěn)定化；由

20、于塑性變形而引起奧氏體的穩(wěn)定化由于塑性變形而引起奧氏體的穩(wěn)定化, , 稱稱為機(jī)械穩(wěn)定化。為機(jī)械穩(wěn)定化。在馬氏體形成溫度范圍內(nèi)在馬氏體形成溫度范圍內(nèi)緩慢冷卻或在緩慢冷卻或在冷冷卻卻過程過程中中停留停留而引起的奧氏體的穩(wěn)定化而引起的奧氏體的穩(wěn)定化, , 則稱為熱穩(wěn)定化則稱為熱穩(wěn)定化。當(dāng)過冷奧氏體連續(xù)冷卻通過 Ms-Mf 溫度范圍時, 如果冷至中途暫時停頓并在該溫度下保溫, 則隨后再冷卻時馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即進(jìn)行, 而是必需在繼續(xù)降溫一定溫度以后, 馬氏體量才開始增多；而且最終形成的馬氏體量均有不同程度的減少。 1 奧氏體的熱穩(wěn)定化奧氏體的熱穩(wěn)定化從停止冷卻的溫度開始, 到重新發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變所需降低的

21、溫度（即表示熱穩(wěn)定化的滯后溫度）, 以表示。 值的大小可用來說明奧氏體熱穩(wěn)定化的程度。在某一溫度下停留的時間愈長, 奧氏體的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象愈嚴(yán)重, 最終所得的馬氏體總量愈少。當(dāng)停留時間相同時,停留溫度愈高, 達(dá)到最大熱穩(wěn)定化程度所需的時間就愈短?；瘜W(xué)成分對奧氏體的熱穩(wěn)定化有明顯影響，尤以C、N最為重要。在Fe-Ni合金中，只有當(dāng)C和N的總含量超過0.01%時才能發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象；無C的Fe-Ni合金無熱穩(wěn)定化現(xiàn)象；鋼中C含量增高熱穩(wěn)定化程度加大；鋼中常見的碳化物形成元素Cr、Mo、V等有促進(jìn)熱穩(wěn)定化作用。少量的塑性變形可以促進(jìn)馬氏體相變，大量塑性變形可以使馬氏體轉(zhuǎn)變量減少，產(chǎn)生機(jī)械穩(wěn)定化現(xiàn)象。塑

22、性變形溫度越高，形變量越大，奧氏體的層錯能越低，機(jī)械穩(wěn)定化效應(yīng)越大。馬氏體相變是通過原子間相互有聯(lián)系的規(guī)則運動來完成的，由于塑性變形引入的晶體缺陷會破壞母相和新相之間的共格關(guān)系，使馬氏體相變時的原子運動發(fā)生困難，因此增大了奧氏體穩(wěn)定性。少量的塑性變形促進(jìn)馬氏體相變,可以認(rèn)為是由于內(nèi)應(yīng)力集中所造成的,內(nèi)應(yīng)力集中有助于馬氏體核胚的形成,或者促進(jìn)已存在的馬氏體核胚長大。2 奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化3.8 馬氏體的性能特點馬氏體的性能特點1 馬氏體的強度與硬度馬氏體的強度與硬度（1）硬度 高硬度是鋼中馬氏體的主要特點之一。馬氏體的硬度主要決定于其含碳量,而合金元素含量的影響不大。 （2）馬氏體具有高強度的主要因素相變強化：馬氏體的切變特性使其內(nèi)產(chǎn)生大量的晶體缺陷（位錯、孿晶及層錯等），提高強度、硬度。固溶強化：過飽和的碳原子間隙式固溶造成。固溶的碳原子愈多, 強化作用愈大。時效強化：由于一般鋼的 Ms 點均在室溫以上, 所以鋼在淬火過程中、室溫停留期間以