馬氏體轉變課件

1、第四章 馬氏體轉變 Martensite and Its Transformation王建剛1. 馬氏體轉變是由鋼經(jīng)A化后快速冷卻抑制其擴散型分解，在降低的溫度下發(fā)生的無擴散型相變。M轉變是鋼件熱處理強化的主要手段，產生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。因此，M轉變的理論研究與熱處理生產實踐有十分密切的關系。2. 由于鋼的成分及熱處理條件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結構亦不同，繼而對鋼的組織和力學性能產生影響。通過對M的形成規(guī)律的了解，可以指導熱處理生產實踐，充分發(fā)揮鋼材潛力。3. 馬氏體相變的含義很廣泛，不僅金屬材料，在陶瓷材料中也發(fā)現(xiàn)馬氏體相變。因此，凡是相變的基本特征屬于切變共格型的相變都

2、稱為馬氏體相變，其相變產物都稱為馬氏體。 概述 我國早在戰(zhàn)國時代就已進行了鋼的淬火，出土西漢劍具有淬火馬氏體組織。到19世紀中葉，索拜（Sorby）首先用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種硬相。1895年法國人Osmond將其命名為馬氏體（Martensite) 。 19261927年 B庫爾久莫夫等用X射線技術測得鋼中馬氏體為體心正方結構，并認為馬氏體是碳在-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史 20世紀20年代以來，馬氏體相變是金屬學最活躍的研究領域之一。發(fā)現(xiàn)不僅鋼中存在馬氏體相變，在有色金屬及合金、陶瓷材料中都可發(fā)生馬氏體相變。 1924年，Bain提出了馬氏體相變的應變模型，稱為貝茵模型。

3、1929年，周志宏等首先將電解鐵淬入水銀，獲得馬氏體組織。此舉證明，馬氏體也可以是體心立方結構，不是碳在-Fe中過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史 1930年，. B庫爾久莫夫和G薩克斯（Sacks）首先測得Fe-C合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學位向關系，即K-S關系。 1933年，R. E邁爾（Mehl )測得在中、高碳鋼中馬氏體在奧氏體的225，晶面上形成，被稱為慣習面。 1934年，西山測得Fe-Ni合金馬氏體相變時存在西山關系。 1949年，Greniger和Troiano測定了Fe-22 % 、Ni-0.8C合金中的馬氏體位向，發(fā)現(xiàn)了G-T關系。 1951年，J. W. Christ

4、ian首先提出了馬氏體相變的層錯形核模型。1953年，F(xiàn)rank首先提出 Fe-C225，馬氏體與母相間的位錯界面模型。它促成了K-D位錯胞核胚模型的提出。馬氏體研發(fā)史1952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體的孿晶。19531954年，同時獨立地提出兩個馬氏體相變的表象學假說，其一稱為“W-L-R理論”；另一個稱為“B-M理論”。1964年，Bogers-Burgers雙切變模型被提出。 20世紀60年代末，70年代初先后提出馬氏體相變的協(xié)作形變“理論”和范性協(xié)作模型，以及多次切變模型。到20世紀末就馬氏體相變機制已經(jīng)提出10余種模型，但均不夠成熟。近一個世紀馬氏體及馬氏體

5、相變的研究已經(jīng)取得了輝煌的成就。馬氏體相變熱力學、馬氏體相變動力學、馬氏體相變組織學、馬氏體相變晶體學、馬氏體的性能及其材料開發(fā)應用等各方面的研究均獲得了顯著的進展。 馬氏體研發(fā)史但是，就馬氏體相變機制的研究，尚未形成完整而成熟的理論體系，假說較多。馬氏體的概念尚不確切，馬氏體相變的概念尚存在缺點，需要使其更加正確。馬氏體相變的自組織機制尚需要進一步地深入研究。Cohen教授曾經(jīng)指出：馬氏體相變可能是自然界中最為神奇美妙的過程之一。馬氏體相變是材料科學中重要的轉變之一。其研究具有巨大的理論和實際價值。馬氏體相變相對于珠光體分解來說，是在低溫下進行的無擴散相變，因此，馬氏體相變具有一系列的相變特

6、征，不僅在鋼中，在有色金屬及合金、陶瓷材料中也發(fā)生馬氏體相變。馬氏體研發(fā)史緒言4-1 鋼中馬氏體的晶體結構4-2 馬氏體轉變的主要特點4-3 馬氏體的組織形態(tài)及物理本質4-4 馬氏體相變熱力學4-5 馬氏體相變動力學4-6 奧氏體的穩(wěn)定化 4-7 馬氏體的力學性能復習思考題主要內容重點： 1. 馬氏體轉變的主要特點； 2. Ms點定義及影響因素； 3. 馬氏體的組織形態(tài)及力學性能。難點： 1. 馬氏體轉變的特點； 2. 馬氏體產生異常正方度的原因以及馬氏 體相變的晶體學位向關系。 3. 影響馬氏體轉變的因素。重點與難點4.1.1 馬氏體的晶體結構4.1 馬氏體的晶體結構和轉變特點 馬氏體的概念

7、（用晶體結構的角度）：C在-Fe中的過飽和間隙固溶體。 鋼中M的性質主要取決于其晶體結構。經(jīng)實驗證實，M具有體心正方點陣，-轉變只有晶格改組而無成分變化，即奧氏體中固溶的C全部保留在M點陣之中。隨著M碳含量的不同，其點陣常數(shù)也相應發(fā)生變化。 -Fe的含碳量：最大在727， 0.0218C。 室溫下，0.006C(一) 馬氏體的晶胞及點陣常數(shù)4.1.1 馬氏體的晶體結構C原子Fe原子碳原子在點陣中分布的可能位置是-Fe體心立方晶胞的各棱邊的中央和面心處，即八面體間隙處。4.1.1 馬氏體的晶體結構ca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，a軸縮短，晶體結構變?yōu)轶w心正方。軸比c/

8、a 馬氏體的正方度。4.1.1 馬氏體的晶體結構C% 越高，正方度越大，正方畸變越嚴重。當0.20%C時，c/a=1，馬氏體為體心立方晶格碳含量對正方度的影響上述關系也可用下列公式表示： 式中，a0 2.861（-Fe點陣常數(shù)） 0.116 0.013 0.046 -馬氏體碳含量(重量百分數(shù)) (二) 馬氏體的反常正方度1. 亞點陣概念并非所有的C 原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一組都構成一個八面體，C 原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點。由C 原子構成的八面體點陣稱為亞點陣。4.1.1 馬氏體的晶體結構若C原子在三個亞點陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時，馬氏體應為體心立

9、方結構；實際上馬氏體為體心正方結構，則C原子在三個亞點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)其中某一個亞點陣而呈有序分布。研究表明，C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點陣的。但是C原子全部占據(jù)第三亞點陣時與前式的測量結果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點陣，20%C原子分布在另外兩個亞點陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部分有序分布(或部分無序分布)的。 2. 產生反常正方度的原理4.1.1 馬氏體的晶體結構因此：具有反常低正方度的新生馬氏體，是因為部分有序分布在第二或第一亞點陣的C原子增加的結果，而當兩個亞點陣上C原子分布幾率不相等時，出現(xiàn)ab 的正交點陣。溫度回升到室溫，C 原子重新分

10、布，有序度增加，正方度升高。 具有反常高正方度的新生馬氏體，其C原子接近全部占據(jù)第三亞點陣。但計算表明，即使C原子全部占據(jù)第三亞點陣，馬氏體正方度也不能達到實驗測得的正方度，所以有人認為，Al鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元素的有序分布有關。4.1.1 馬氏體的晶體結構一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格二、無擴散性三、具有特定的位向關系 四、慣習面的不變性五、馬氏體相變具有一個形成溫度范圍六、馬氏體轉變的可逆性4.1.2 馬氏體轉變的特點一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格（200196）4.1.2 馬氏體轉變的特點馬氏體形成時試樣表面浮凸現(xiàn)象切變共格既屬于母相（A）又屬于新相（M）相變過程不是通過原子擴散，而

11、是通過切變方式使母相（A）原子協(xié)同式的遷移到新相（M）中，遷移的距離小于一個原子距離，并且兩相間保持共格關系的一種相變。協(xié)同移動，如“軍隊式轉變”，原來相鄰的原子轉變后仍相鄰。切變的原子共格的原子4.1.2 馬氏體轉變的特點切變模型馬氏體形成時，和它相交的試樣表面發(fā)生轉動，一邊凹陷，一邊凸起,并牽動奧氏體突出表面。共格：相界面上的原子即屬于新相，又屬于母相，這種相界面上原子的緊密聯(lián)系就稱為共格，其界面稱共格界面。 位錯型馬氏體共格界面 產生孿晶馬氏體時共格界面切變：M轉變時，由母相（A）變?yōu)樾孪啵∕）的晶格改組過程是以切變方式來進行的，即：新相與母相界面上的原子以協(xié)同的、集體的、定向的、有次

12、序的方式從母相向新相中的移動來實現(xiàn)的。 相鄰原子間的相對移動距離不超過原子間距。這一過程就為切變。保持位相關系：在切變過程中，新相和母相晶格間始終保持著嚴格的位向關系，其晶面和晶向相互平行。4.1.2 馬氏體轉變的特點從觀察到的馬氏體相變時出現(xiàn)的宏觀均勻切變現(xiàn)象，可以設想，在馬氏體相變過程中原子是集體運動的，原來相鄰的原子相變后仍然相鄰，它們之間的相對位移不超過一個原子間距，即馬氏體相變是在原子基本上不發(fā)擴散的情況下發(fā)生的。其主要實驗證據(jù)為：1. 鋼中奧氏體轉變?yōu)轳R氏體時，僅由面心立方點陣通過切變改組為體心立方(或體心正方)點陣，而無成分變化；2. 馬氏體相變可以在相當?shù)偷臏囟确秶鷥龋ㄉ踔猎?

13、K) 以極快的速度進行，在這樣低的溫度下，原子擴散速度極小，相變已不可能以擴散方式進行；3. 原子協(xié)調移動，原來相鄰的原子仍相鄰（軍隊式轉變），相鄰原子的移動距離不超過一個原子間距。二、無擴散性4.1.2 馬氏體轉變的特點 相變晶體學是相變機制的核心內容。它提供相變時晶體結構的變化過程，揭示相變產物的物理本質。因此，如果說相變熱力學、動力學的研究是外圍戰(zhàn)，那么，晶體學的研究則是攻堅戰(zhàn)。一個世紀以來，對馬氏體相變晶體學研究進行了大量的工作，但尚未形成統(tǒng)一的成熟理論。大多為模型和假說。本節(jié)僅作概略地介紹。 三、新舊兩相間具有一定的晶體學關系4.1.2 馬氏體轉變的特點1. K-S (Kurdjum

14、ov-Sachs) 關系20世紀30年代初，庫氏和Sachs確定了1.4%C鋼中奧氏體與馬氏體之間的位向關系為：密排面 111A /011M；方向 A / M此稱K-S關系。據(jù)此設計了K-S切變模型。 4.1.2 馬氏體轉變的特點目前，鋼中馬氏體與奧氏體中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)的晶體學取向關系有K-S關系、西山關系和G-T關系等。 這個模型說明了新舊相存在位向關系的來由。但是，按此模型，慣習面應為111，而實際上Fe-C合金馬氏體的慣習面為557, 225，259，同時也不能解釋亞結構及浮凸現(xiàn)象。2. 西山 (Nishiyama) 關系 西山在Fe-30Ni合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間

15、存在K-S關系，而在-70以下形成的馬氏體則具有下列位向關系，即西山關系： 111 /110 / 按照西山關系，在每個111面上馬氏體只可能有三種不同的取向，所以4種111面上總共只有3412種可能的馬氏體取向。 西山關系和K-S關系相比較，晶面的平行關系相同，而晶向卻有516之差。 3. G-T (Greninger-Troiaon)關系 Greninger和Troiaon精確測量了 Fe-0.8、C-22Ni合金奧氏體單晶中的馬氏體位向，結果發(fā)現(xiàn)K-S關系中的平行晶面和平行晶向實際上均略有偏差，即 111 /110 差1 ； 110 / 111 差2馬氏體相變不僅新相和母相之間有嚴格的位向

16、關系，而且馬氏體是在母相的一定晶面上開始形成的，這個晶面即稱為慣習面，通常以母相的晶面指數(shù)表示。鋼中馬氏體的慣習面常見的有三種：111 、225、和259。慣習面隨碳含量及形成溫度不同而異： 碳含量小于 0.6時為111， 碳含量在 0.61.4之間為225， 碳含量高于 1.4時為259 。四、慣習面和不變平面隨馬氏體形成溫度的降低，慣習面有向高指數(shù)變化的趨勢。所以，同一成分的鋼也可能出現(xiàn)兩種慣習面的馬氏體，如先形成的馬氏體慣習面為225，而后形成的馬氏體慣習面為259。五、馬氏體相變具有一個形成溫度范圍 必須將奧氏體快速冷卻(大于臨界冷卻速度)至某一溫度以下才能發(fā)生馬氏體相變，這一溫度稱為

17、馬氏體相變開始點，以Ms表示。1.有Ms和Mf，即有一 個轉變溫度范圍；2.轉變不徹底性，有殘 余A。冷處理促使A轉 變，但仍然會有剩余A。 溫度圖4-6 馬氏體轉變量與轉變溫度的示意圖六、馬氏體轉變的可逆性 冷卻時，奧氏體可以通過馬氏體相變機制轉變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時，馬氏體也可以通過逆向馬氏體相變機制轉變?yōu)閵W氏體，即馬氏體相變具有可逆性。 一般將加熱時馬氏體向奧氏體的相變稱為逆相變。逆相變與冷卻時的馬氏體相變具有相同的特點，與冷卻時的Ms及Mf相對應，逆相變時也有相變開始點As及相變終了點Af。 通常，As比Ms高，兩者之差視合金成分而異。如：Au-Cd、Ag-Cd等合金的As與Ms

18、之差較小，僅為2050； 而Fe-Ni等合金的As與Ms之差就很大，大于400。 綜上所述，馬氏體相變區(qū)別于其他相變最基本的特點只有兩個：一是相變以切變共格方式進行；二是相變的無擴散性。其他特點均可由這兩個基本特點派生出來。 4.2.1 Bain 模型4.2.2 K-S切變模型4.2.3 G-T模型4.2 馬氏體轉變的切變模型 f.c.c可看作體心正方其軸比c/a=1.414A點陣只需適當變形，調整軸比，使之達到與含碳量對應的M正方度時，A即可轉變成M。4.2.1 Bain模型（111）A(011)MXMYMZMXAYAZA模型不能解釋表面浮凸效應和慣習面。如何由fcc轉變?yōu)閎cc點陣？先看奧

19、氏體111面4.2.2 K-S模型第一層第二層第三層將三層相鄰(111)A晶面對某一層作垂直投影120馬氏體011面第一層第二層第三層將三層相鄰（011）面對某一層作垂直投影10928第一層第二層第三層120111A第二層原子沿方向做第一次切變沿方向做第二次切變110M10928相變經(jīng)一次宏觀均勻切變和一次宏觀非均勻切變4.2.3 G-T模型4.3 馬氏體的組織形態(tài) 經(jīng)淬火獲得馬氏體組織是鋼件強韌化的重要基礎。由于鋼的成分及熱處理條件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結構亦不同，繼而對鋼的組織和力學性能產生影響。下面介紹鋼及鐵合金中存在的幾種典型的馬氏體組織。4.3.1 馬氏體的形態(tài)板條狀M片狀M最

20、為常見不常見的有：蝴蝶狀M、透鏡片狀M、薄板狀M、薄片狀M(一) 板條狀馬氏體低中碳鋼及馬氏體時效鋼、不銹鋼、Fe-Ni合金中一種典型的馬氏體組織。低碳板條狀馬氏體每個單元的形狀呈窄而細長的板條，許多板條總是成群地相互平行地連在一起。光鏡下馬氏體束馬氏體群一個原奧氏體晶粒內可以有35個馬氏體板條束 (圖中A、B、C、D)，一個板條束內又可以分成幾個平行的板條塊 (如B區(qū)域) ； 板條塊間成大角晶界，塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊界平行；每個板條塊由若干個板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.55.020m。板條馬氏體的慣習面接近111；馬氏體和奧氏體符合介于K-S 關系。 板條馬氏體的亞結構主要為

21、高密度的位錯，位錯形成位錯網(wǎng)絡(纏結)，位錯密度隨含碳量增加而增大，常為(0.30.9)1012/cm3.故稱位錯馬氏體。不同腐蝕劑顯示的板條狀馬氏體組織 (a) Fe-23.8Ni合金(硝酸酒精腐蝕);(b) Fe-24.5Ni合金(先用硝酸酒精后用NaHSO3水溶液腐蝕馬氏體板條之間存在薄膜狀的殘余奧氏體，厚度約為10020010-1nm。低碳鋼板條馬氏體中有2%4%的殘余奧氏體。(二) 片狀馬氏體 片狀M是鐵基合金中的另一種典型的M組織，多出現(xiàn)在淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，其光學顯微組織形態(tài)如圖。Fe-32Ni合金的片狀M組織 片狀M的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，又稱為透鏡片狀

22、M。因其與試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀或竹葉狀馬氏體。 1.顯微結構：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，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。 2.亞結構：主要為孿晶，所以又稱為孿晶型馬氏體。 根據(jù)內部亞結構的差異，可將片狀馬氏體的亞結構分為以中脊為中心的相 變孿晶區(qū)(中間部分)和無孿晶區(qū)(片的周圍部分，存在位錯)。孿晶區(qū)所占的比例隨合金成分變化而異。 孿晶的結合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊高密度的相變孿晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。孿晶間距約為50，一般不擴展到馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復雜

23、的位錯；也有的片狀馬氏體無中脊。3.位向關系：片狀馬氏體中?？梢姷接忻黠@的中脊，片狀馬氏體慣習面接近225 或259；馬氏體與母相奧氏體的位向關系符合K-S關系或西山(N)關系。4.與C%的關系：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼： C%0.3%時，板條馬氏體； 0.3%C1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織； 1.0%時C%時，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。5.與奧氏體晶粒的關系：奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。隱晶馬氏體： 工具鋼不完全淬火將得到所謂“隱晶”馬氏體，它是在馬氏

24、體的基體上分布著剩余碳化物。 其馬氏體經(jīng)硝酸酒精侵蝕后難以在光學顯微鏡下觀察到馬氏體的形態(tài)，故得其名。它也是片狀馬氏體，在電子顯微鏡下可觀察到它的片狀特征，但由于奧氏體中尚有許多剩余碳化物，而且成分不均，故馬氏體片長大受限，尺寸較短。 1. 蝶狀馬氏體 在Fe-Ni合金和Fe-Ni(-Cr)-C合金中，當馬氏體在板條狀M和片狀M的形成溫度范圍之間的溫度區(qū)域形成時，會出現(xiàn)具有特異形態(tài)的M。這種M的立體形態(tài)為“V”形柱狀，其斷面呈蝴蝶形，故稱為蝶狀馬氏體或多角狀馬氏體 。圖4-11 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶狀馬氏體(三) 其他馬氏體形態(tài)蝶狀馬氏體兩翼的慣習面為225，兩翼相交的

25、結合面為100。電鏡觀察證實，蝶狀馬氏體的內部亞結構為高密度位錯，無孿晶存在，與母相的晶體學位向關系大體上符合K-S關系。2薄片狀馬氏體 在Ms點極低的Fe-Ni-C合金中可觀察到一種厚度約為310m 的薄片狀馬氏體，其立體形態(tài)為薄片狀，與試樣磨面相截呈寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)。 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體 薄片狀馬氏體的慣習面為259，與奧氏體之間的位向關系為K-S關系，內部亞結構為112孿晶，孿晶的寬度隨碳含量升高而減小。平直的帶中無中脊，這是它與片狀馬氏體的不同之處。3. 馬氏體 上述各種馬氏體都是具有體心立方(正方)點陣結構的馬氏體()

26、。而在奧氏體層錯能較低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方點陣結構的馬氏體。馬氏體呈極薄的片狀，厚度僅為100300nm，其內部亞結構為高密度層錯。Fe-16.4Mn-0.09C合金的馬氏體馬氏體的慣習面為： 111，與奧氏體之間的位向關系為： 111/0001， 110 /11204.3.2 影響馬氏體形態(tài)和內部亞結構的因素(一) 馬氏體的形成溫度（Ms）隨馬氏體的形成溫度降低：M的形態(tài)將按照板條狀蝶狀透鏡片狀薄片狀的順 序轉化；亞結構則由位錯逐步轉化為孿晶。這是由于馬氏體轉變是在MsMf溫度范圍內進行的，對于一定成分奧氏體，有可能轉變成幾種不同形態(tài)的馬氏體。 Ms

27、點高(C%0.3%)的鋼：板條狀馬氏體； Ms點略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體； Ms點更低的鋼：板條狀M不再能形成，轉變?yōu)槠瑺頜； Ms點極低的鋼：片狀M不再能形成，轉變?yōu)楸“鍫頜。(二) 奧氏體的層錯能 奧氏體的層錯能低時，易于形成馬氏體。但層錯能對其他形態(tài)馬氏體的影響尚不統(tǒng)一。一般認為，奧氏體的層錯能越低，越難于形成相變孿晶，而越趨向于形成位錯型馬氏體。如層錯能極低的18-8不銹鋼在液氮溫度下也只能形成位錯板條狀馬氏體。(三) 奧氏體與馬氏體的強度 研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ms點處的奧氏體的屈服強度以及馬氏體的強度有關。馬氏體相變驅動力是新相馬氏體()與母相奧氏體( )的化學自由能

28、差。4.4.1 馬氏體轉變的驅動力4.4 馬氏體轉變的熱力學分析 當溫度TT0: Gra= Ga-Gr 0存在AM轉變傾向 Gra是AM轉變的驅動力，但與過冷度T的大小有關, 應達到：T =（T0-Ms） 各相自由能與隨溫度的關系當馬氏體形成時，除了因形成新的界面而消耗界面能外，還要考慮其它能量消耗。如：因新相的比容增大和維持切變共格面引起的彈性應變能;產生宏觀均勻切變而作功;產生宏觀不均勻切變而在馬氏體中形成高密度位錯和細微孿晶(以能量的形式儲存于馬氏體中)；使鄰近的奧氏體發(fā)生協(xié)作形變而作功。必須有較大的過冷度T=T0-MS (深度過冷)深度過冷：過冷度T=T0-MS 。MS為馬氏體開始轉變

29、溫度。MS點的物理意義即為奧氏體和馬氏體兩相自由能差達到相變所需的最小化學驅動力值時的溫度； MS點反映了使馬氏體轉變得以進行所需要的最小過冷度。4.4.2 Ms點的物理意義 生產中制訂等溫淬火、分級淬火、雙液淬火工藝以及冷處理工藝時必須參照Ms點； Ms點的高低直接影響到淬火鋼中殘余奧氏體量以及淬火變形和開裂的傾向； Ms點的高低往往影響著淬火馬氏體的形態(tài)和亞結構，從而影響著鋼的性能Ms點在生產中具有的重要意義4.4.3 影響Ms點的因素1.碳強烈地降低Ms點(一) 奧氏體的化學成分碳含量對碳鋼Ms和Mf點的影響2.除鋁、鈷外，其余合金元素都不同程度降低Ms點合金元素對Ms點的影響4.4.3

30、 影響Ms點的因素采用“實驗-統(tǒng)計法”確定鋼Ms點的經(jīng)驗公式：4.4.3 影響Ms點的因素(一) 奧氏體的化學成分(二) 應力和塑性形變4.4.3 影響Ms點的因素1. 應力的影響 多向壓應力會阻止M形成，使Ms（阻礙M轉變時的體膨脹），拉應力或單向壓應力有利于M形成而使Ms，真空淬火將使Ms。2. 形變的影響在Ms以上附近進行塑性變形時促使Ms，這是因為部分形變能轉化為M相變驅動力。在MsMf進行塑性變形時促使馬氏體轉變量M%，并隨著變形量，M%。當溫度超過Md進行形變就不能產生M，這個溫度界限稱為Md點。生產應用這一現(xiàn)象進行形變強化處理，在Ms點以上將A形變增加A中位錯，使K沿位錯沉淀析出

31、，固溶體中C、合金元素含量降低，而Ms。加熱溫度和時間對Ms點的影響是復雜的。溫度T，時間t，一方面會使C和合金元素更多地溶解到A 中，使Ms；另一方面使A晶粒長大和成分均勻化，使A形成時因體積變化產生的晶格畸變大為減少，而減小M形成時的切變阻力，導致Ms。（前者作用強，后者作用弱）。對于接近共析成分的鋼和過共析鋼：T和t主要使溶入A中的C及合金元素，導致Ms。 對于含C量較低的亞共析鋼，通常加熱到Ac3使其完全A化。因此隨T和t，一般對Ms點影響不大或提高幾度到十幾度。(三) 奧氏體化條件4.4.3 影響Ms點的因素 若在馬氏體轉變前奧氏體己預先部分地轉變?yōu)橹楣怏w組織，將會使Ms點升高；珠光

32、體優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，而剩余的奧氏體則相對地屬于貧碳區(qū)。若在馬氏體轉變前奧氏體已預先部分地轉變?yōu)樨愂象w，將會使Ms點降低貝氏體優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成，而剩余的奧氏體則相對地屬于富碳區(qū)。(四) 存在先馬氏體的組織轉變4.4.3 影響Ms點的因素由于貝氏體的強度和韌性較高，比容又較馬氏體為小，因而經(jīng)等溫淬火的高速鋼刃具具有高強度、高韌性和良好的切削性能，并且變形小，能防止開裂，可用于處理大型復雜的刃具。(四) 存在先馬氏體的組織轉變4.4.3 影響Ms點的因素4.5.1馬氏體轉變的形核4.5.2馬氏體轉變動力學的類型4.5馬氏體轉變的動力學 形核和長大，轉變動力學由形核率和長大速度決定。形

33、核率是轉變動力學的一個主要控制因素。這是一種經(jīng)典的形核理論，其基本出發(fā)點是把馬氏體轉變看作為單元素的同素異構轉變，認為形核率決定于形成臨界尺寸核胚的激活能即形核功(W)和原子從母相轉入新相所需克服的能壘即核胚長大激活能(U)。形核功來源于熱起伏，核胚的長大是靠原子一個個地從母相轉入新相來實現(xiàn)。 不適用于馬氏體轉變(一) 熱形核說4.5.1 馬氏體轉變的形核實驗發(fā)現(xiàn)，馬氏體的核胚在合金中一些有利的位置優(yōu)先形成。這種有利于形核的位置是那些結構不均勻的區(qū)域，如位錯、層錯等晶體缺陷，晶界、亞晶界或由夾雜物造成的內表面以及由于晶體成長或塑性形變所造成的畸變區(qū)等。從能量的觀點看，是由于上述區(qū)域具有較高的自

34、由能，因而可作為馬氏體的核胚。(二) 缺陷形核說4.5.1 馬氏體轉變的形核奧氏體中已存在馬氏體時能促發(fā)未轉變的母相形核。據(jù)此，提出了馬氏體轉變的自促發(fā)形核模型。自促發(fā)形核實際上是因先生成的馬氏體使其周圍奧氏體發(fā)生協(xié)作形變而產生位錯，從而促成了馬氏體核胚所致。(三) 自促發(fā)形核說4.5.1 馬氏體轉變的形核(一) 變溫(降溫)轉變(二) 等溫轉變(三) 爆發(fā)式轉變(四) 表面轉變4.5.2 馬氏體轉變動力學的類型連續(xù)冷卻(變溫或降溫)過程中進行，亦即在Ms點以下，隨溫度的下降馬氏體形成量不斷增加；若停止降溫，轉變即告中止，而繼續(xù)降溫，則轉變復又進行，直至冷到Mf點為止。馬氏體的轉變量決定于冷卻

35、到達的溫度Tq，即決定于Ms點以下的過冷度(T =Ms -Tq) ，而與等溫停留時間無關。(一) 變溫(降溫)轉變4.5.2 馬氏體轉變動力學的類型非熱學性轉變，由于馬氏體形成時相變驅動力較大，相變的共格性和原子的近程遷移等特點決定了其長大激活能較小，故其長大速度極快。在連續(xù)降溫過程中馬氏體轉變量的增加是靠一批批新的馬氏體片的不斷形成，而不是靠已有馬氏體片的繼續(xù)長大。(一) 變溫(降溫)轉變4.5.2 馬氏體轉變動力學的類型某些Fe-Ni-Mn，F(xiàn)e-Ni-Cr合金或某些高合金鋼，在一定條件下恒溫保持，經(jīng)過一段孕育期也會產生馬氏體，并隨著時間的延長，馬氏體量增加，此稱為馬氏體的等溫轉變。(二)

36、 等溫轉變4.5.2 馬氏體轉變動力學的類型等溫轉變特點： 在Ms點以下某一溫度停留，過冷奧氏體需經(jīng)過一定孕育期后才開始形成馬氏體； 隨等溫時間增長，馬氏體轉變量不斷增多，即轉變量是時間的函數(shù)。 隨轉變溫度的降低，開始時轉變速率增大，且孕育期減少，但到達某一轉變溫度后轉變速率反而減慢，且孕育期增長。(二) 等溫轉變 Fe-Ni-Mn合金馬氏體的等溫轉變IT圖FeNiMn合金馬氏體等溫轉變動力學圖： 必須通過熱激活過程才能形核，故也稱其為熱學性轉變。 在任一溫度下等溫，馬氏體的轉變都是有限的，即轉變不能進行到底。4.5.2 馬氏體轉變動力學的類型軸承鋼等溫馬氏體馬氏體點低于室溫的某些合金，當冷卻

37、到一定溫度MB(MB0.01時才能發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。無碳的Fe-Ni合金無熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。在鋼中，碳含量增加可使奧氏體的熱穩(wěn)定化程度增大。鋼中常見的碳化物形成元素Cr、Mo、V等有促進熱穩(wěn)定化的作用；而非碳化物形成元素Ni、Si等對熱穩(wěn)定化的影響不大。 4.7.2 奧氏體的熱穩(wěn)定化 奧氏體熱穩(wěn)定化產生機理：人們從大量的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象推測，熱穩(wěn)定化可能與原子的熱運動有關，即認為是由于C、N原子在適當溫度下向晶體點陣缺陷處偏聚(C、N原子釘扎位錯)，因而強化了奧氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。根據(jù)馬氏體相變的位錯形核理論，在等溫停留時，C、N原子向馬氏體核胚的位錯界面偏聚，包圍馬氏體核胚，直至足

38、以釘扎它，阻止其長大成馬氏體晶核。所以滯后溫度值的意義是為了獲得額外的化學驅動力以克服由于C、N原子釘扎位錯界面而增加的相變阻力所需要的過冷度。4.7.2 奧氏體的熱穩(wěn)定化 按照這個模型，熱穩(wěn)定化程度應與界面釘扎強度(或界面上溶質原子濃度)成正比。這種理論上預見的熱穩(wěn)定化動力學與實驗結果基本符合。在Fe-Ni合金中測得，奧氏體熱穩(wěn)定化時屈服強度升高13，因而使馬氏體相變的切變阻力增大，引起Ms點下降，而需要的相變驅動力相應地提高18。 反穩(wěn)定化：按上述模型，若將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱至一定溫度以上時，由于原子熱運動增強，溶質原子又會擴散離去，使熱穩(wěn)定化作用下降甚至消失，這就是所謂的反穩(wěn)定化。

39、 出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度因鋼種和熱處理工藝不同而異。高速鋼中出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度約為500550C。實際上，高速鋼多次回火工藝即為反穩(wěn)定比理論的實際應用。 熱穩(wěn)定化奧氏體經(jīng)反穩(wěn)定化處理后，如重新冷卻，隨溫度下降，原子熱運動減弱，溶質原子向界面偏聚的傾向又逐漸增大，因此，熱穩(wěn)定化現(xiàn)象會再次出現(xiàn)。 試驗證明，高碳鋼(W18Cr4V，Crl2Mo)的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的確是可逆的。 在熱處理實踐中，利用奧氏體的熱穩(wěn)定化可以協(xié)調淬火后工件變形和硬度這一對矛盾，因而具有重要意義。如：冷卻速度越快，鋼中馬氏體量越多，殘留奧氏體量越少，硬度越高，同時工件淬火變形加劇；反之，冷卻速度慢，雖然淬火變形小，但硬度可能不足。因此，恰當?shù)臒崽幚砉に嚰饶軡M足硬度要求，又能把淬火變形控制在合理的范圍內。機械穩(wěn)定