馬氏體的組織形態(tài)

/第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)（本節(jié)建議時間:１5分鐘)一馬氏體的形態(tài)1.板條馬氏體?

出現(xiàn)于低、中碳鋼中,其形貌可見圖3－3-1，其中的板條束為慣習(xí)面相同的平行板條組成,板條間有一層A膜;板條的立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄片狀;一個奧氏體晶粒有幾個束，一個束內(nèi)存在位向差時，也會形成幾個塊.板條M的亞結(jié)構(gòu)為位錯，密度高達(dá)（0.3～0。9）×1０12/cｍ2，故稱位錯M.3—32．透鏡片狀馬氏體（簡稱片狀Ｍ)?

出現(xiàn)于中、高碳鋼中，其形貌可見圖3-3－2。立體外形呈雙凸透鏡狀，斷面為針狀或竹葉狀。馬氏體相變時，第一片分割奧氏體晶粒，以后的馬氏體片愈來愈小.M形成溫度高時,慣習(xí)面為{225｝A，符合Ｋ—S關(guān)系;形成溫度低時，慣習(xí)面為{２５9｝A，符合西山關(guān)系.片狀M的亞結(jié)構(gòu)為{112}M的孿晶。M還有其它形態(tài)如蝶狀、薄片狀與薄板狀等。3—3-２二影響M形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素

1?；瘜W(xué)成分?

奧氏體中碳含量的影響最為重要，在碳鋼中,當(dāng)C含量：

C〈0.3%時，生成板條Ｍ,亞結(jié)構(gòu)為位錯；

C＞1。０％時，生成片狀M,亞結(jié)構(gòu)為孿晶@ｃ000000255；

C為0.3～1.0%時,生成混合型組織(片狀+板條）.2。形成溫度

MS點(diǎn)高的A，冷卻后形成板條Ｍ，亞結(jié)構(gòu)為位錯；ＭS點(diǎn)低的A，冷卻后形成片狀M，亞結(jié)構(gòu)為孿晶;ＭS點(diǎn)不高不低的A,冷卻后形成混合型組織（片狀+板條M)，亞結(jié)構(gòu)為位錯+孿晶.9.5馬氏體轉(zhuǎn)變鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴(kuò)散分解,在較低溫度下發(fā)生無擴(kuò)散性相變－馬氏體相變,這一過程通常稱為淬火。9．５.1鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)軸比c/a稱為馬氏體的正方度9.5．2鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)無擴(kuò)散相變,以共格切變的方式進(jìn)行；

特點(diǎn)：?無擴(kuò)散性；?具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面：鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨奧氏體的含碳量及馬氏體的形成溫度不同而異;?表面浮凸現(xiàn)象；

轉(zhuǎn)變在一個溫度范圍內(nèi)完成；?不需要孕育期，高速長大。９。5。3鋼中馬氏體的形態(tài)及其結(jié)構(gòu)透射電鏡觀察，板條馬氏體內(nèi)有高密度位錯，故又稱位錯馬氏體。2、片狀馬氏體片狀馬氏體常見于淬火的高碳鋼、中碳鋼、高鎳的鐵鎳合金。3．影響馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)的因素?zé)崽幚韺つ＞咪?Cr8ＭoＶSi的影響［２004—７—１4１0：58：0０

]工模具鋼5Cr8MｏＶSi（0。55C，8.13Cｒ,1．38Mo，0.45V，0．７２Sｉ）經(jīng)840℃退火硬度為HB218，鋼中碳化物以Ｍ23C6為主，并有少量的ＭC和M7C3。該鋼合適的淬火溫度為980-1050℃,最高硬度為ＨＢC60—61.隨淬火溫度升高，淬火馬氏體由板條狀和針狀馬氏體組織過渡到板條狀馬氏體組織，剩余碳化物主要為MC和Ｍ

5Cr8NoVSi鋼是近年來我國應(yīng)用較多的新鋼種,主要用于耐沖擊性工模具和薄刃刀具上。但是，目前對5Cｒ８MoVＳｉ鋼的熱處理工藝研究較少,所生產(chǎn)的工模具常發(fā)生硬度不高和斷裂失效現(xiàn)象。因此,本文較詳細(xì)地研究了５Ｃr８MoＶSi鋼熱處理工藝對硬度和組織結(jié)構(gòu)的影響。實(shí)驗(yàn)材料及實(shí)驗(yàn)方法試樣退火、淬火、回火均在坩堝電阻爐中進(jìn)行，淬火采用油介質(zhì)冷卻。用Ｄ/maｘⅢAX射線衍射儀分析相結(jié)構(gòu)和殘余奧氏體量,定量金相法測量奧氏體晶粒數(shù)、碳化物體積分?jǐn)?shù)及尺寸、馬氏體尺寸，ＪXA－7３3電子探針分析顯微組織和成分。

工模具鋼5Cr８ＭoVSi化學(xué)成分：C

0。55

Ｍn0．4５

Si

0。72

Cr

8.1３

Ｍｏ

1.３8

V

0。45

Ｓ

≤０。０2

Ｐ

≤0。03

?

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

２．1退火

試樣經(jīng)840℃退火硬度為HB２18,退火顯微組織為球狀珠光體,碳化物的平均尺寸為０。９4μm，體積分?jǐn)?shù)約為0。3２。碳化物相以M23C6為主，其次有Ｍ７C3和MC。?

2．2淬火

淬火實(shí)驗(yàn)溫度為88０℃、900℃、9３0℃、95０℃、1０00℃、1050℃。隨淬火溫度升高，淬火硬度升高。１0０0℃淬火時,硬度為HRC60;1050℃淬火時，硬度為HＲC60。3。淬火組織為馬氏體、剩余碳化物和殘余奧氏體。在95０℃淬火時,馬氏體由針狀馬氏體和板條狀馬氏體組成,針對馬氏體的比例較大,剩余碳化物呈小顆粒狀或點(diǎn)狀分布;１０00℃淬火時馬氏體仍然由針狀馬氏體和板條狀馬氏體組成，剩余碳化物呈點(diǎn)狀分布，殘余奧氏體夾在馬氏體針或板條之間；1050℃淬火時，馬氏體以板條狀馬氏體為主，只有少量的針狀馬氏體(＜1０％),殘余奧氏體量增多，剩余碳化物極少,尺寸也更小。??

金相分析表明:隨溫度程式高，奧氏體晶粒度變大，馬氏體針變長,剩余碳化量減少,尺寸變小，淬火試樣殘余奧氏體量隨淬火溫度升高而升高,100０℃淬火時，殘余奧氏體量約１０%.奧氏體晶粒尺寸隨淬火溫度升高而升高,淬火馬氏體板條或針狀尺寸也與晶粒度尺寸對應(yīng)。

分析表明，淬火試樣以α'馬氏體為主要相，其次是殘余奧氏體γ’，剩余碳化物為M７C3、MC，并有微量的M２3Ｃ6。與退火碳化物相分析對照后可知,在10０0℃淬火時，M23Ｃ6大部分溶解，而原來少量的M7C3和MC型碳化物因難于溶解，成為主要剩余碳化物.?

2.３回火

回火溫度小于380℃時,隨回火溫度升高，回火硬度降低。在此區(qū)間,主要是馬氏體分解過程，馬氏體含碳量降低,馬氏體晶體結(jié)構(gòu)的正方度（c/a）下降。在４８０-500

4、結(jié)論

（1）工模具鋼5Cr8MoVSi8４0℃退火，硬度為HB218，碳化物顆粒平均尺寸為0.９４μm，碳化物體積分?jǐn)?shù)為0.32,碳化物類型以M2３C6為主，并有少量的MC和M７Ｃ3。??

(2)工模具鋼5Cr8MoＶSi合適的淬火溫度為９80—10５０℃，最高硬度為HRC６0-61.隨淬火溫度升高，淬火馬氏體由板條狀和針狀