第四章马氏体转变精编版

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1、第四章马氏体转变MartensiteandItsTransformation 王建刚 1 马氏体转变是由钢经A化后快速冷却抑制其扩散型分解 在降低的温度下发生的无扩散型相变 M转变是钢件热处理强化的主要手段 产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火 因此 M转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系 2 由于钢的成分及热处理条件不同 所获得的马氏体形态和亚结构亦不同 继而对钢的组织和力学性能产生影响 通过对M的形成规律的了解 可以指导热处理生产实践 充分发挥钢材潜力 3 马氏体相变的含义很广泛 不仅金属材料 在陶瓷材料中也发现马氏体相变 因此 凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相

2、变 其相变产物都称为马氏体 概述 我国早在战国时代就已进行了钢的淬火 出土西汉剑具有淬火马氏体组织 到19世纪中叶 索拜 Sorby 首先用金相显微镜观察到淬火钢中的这种硬相 1895年法国人Osmond将其命名为马氏体 Martensite 1926 1927年 B 库尔久莫夫等用X射线技术测得钢中马氏体为体心正方结构 并认为马氏体是碳在 Fe中的过饱和固溶体 马氏体研发史 20世纪20年代以来 马氏体相变是金属学最活跃的研究领域之一 发现不仅钢中存在马氏体相变 在有色金属及合金 陶瓷材料中都可发生马氏体相变 1924年 Bain提出了马氏体相变的应变模型 称为贝茵模型 1929年 周志宏等

3、首先将电解铁淬入水银 获得马氏体组织 此举证明 马氏体也可以是体心立方结构 不是碳在 Fe中过饱和固溶体 马氏体研发史 1930年 B 库尔久莫夫和G 萨克斯 Sacks 首先测得Fe C合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系 即K S关系 1933年 R E 迈尔 Mehl 测得在中 高碳钢中马氏体在奥氏体的 225 晶面上形成 被称为惯习面 1934年 西山测得Fe Ni合金马氏体相变时存在西山关系 1949年 Greniger和Troiano测定了Fe 22 Ni 0 8C 合金中的马氏体位向 发现了G T关系 1951年 J W Christian首先提出了马氏体相变的层错形核

4、模型 1953年 Frank首先提出Fe C 225 马氏体与母相间的位错界面模型 它促成了K D位错胞核胚模型的提出 马氏体研发史 1952年 张经录首先用金相显微镜观察到Au Cd合金马氏体的孪晶 1953 1954年 同时独立地提出两个马氏体相变的表象学假说 其一称为 W L R理论 另一个称为 B M理论 1964年 Bogers Burgers双切变模型被提出 20世纪60年代末 70年代初先后提出马氏体相变的协作形变 理论 和范性协作模型 以及多次切变模型 到20世纪末就马氏体相变机制已经提出10余种模型 但均不够成熟 近一个世纪马氏体及马氏体相变的研究已经取得了辉煌的成就 马氏体

5、相变热力学 马氏体相变动力学 马氏体相变组织学 马氏体相变晶体学 马氏体的性能及其材料开发应用等各方面的研究均获得了显著的进展 马氏体研发史 但是 就马氏体相变机制的研究 尚未形成完整而成熟的理论体系 假说较多 马氏体的概念尚不确切 马氏体相变的概念尚存在缺点 需要使其更加正确 马氏体相变的自组织机制尚需要进一步地深入研究 Cohen教授曾经指出 马氏体相变可能是自然界中最为神奇美妙的过程之一 马氏体相变是材料科学中重要的转变之一 其研究具有巨大的理论和实际价值 马氏体相变相对于珠光体分解来说 是在低温下进行的无扩散相变 因此 马氏体相变具有一系列的相变特征 不仅在钢中 在有色金属及合金 陶瓷

6、材料中也发生马氏体相变 马氏体研发史 绪言 4 1钢中马氏体的晶体结构 4 2马氏体转变的主要特点 4 3马氏体的组织形态及物理本质 4 4马氏体相变热力学 4 5马氏体相变动力学 4 6奥氏体的稳定化 4 7马氏体的力学性能复习思考题 主要内容 重点 1 马氏体转变的主要特点 2 Ms点定义及影响因素 3 马氏体的组织形态及力学性能 难点 1 马氏体转变的特点 2 马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相变的晶体学位向关系 3 影响马氏体转变的因素 重点与难点 4 1 1马氏体的晶体结构 4 1马氏体的晶体结构和转变特点 马氏体的概念 用晶体结构的角度 C在 Fe中的过饱和间隙固溶体 钢中M的

7、性质主要取决于其晶体结构 经实验证实 M具有体心正方点阵 转变只有晶格改组而无成分变化 即奥氏体中固溶的C全部保留在M点阵之中 随着M碳含量的不同 其点阵常数也相应发生变化 Fe的含碳量 最大在727 0 0218 C 室温下 0 006 C 一 马氏体的晶胞及点阵常数 4 1 1马氏体的晶体结构 碳原子在点阵中分布的可能位置是 Fe体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处 即八面体间隙处 4 1 1马氏体的晶体结构 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 晶体结构变为体心正方 轴比c a 马氏体的正方度 4 1 1马氏体的晶体结构 C 越高 正方度越大 正方畸变越严重 当

8、 0 20 C时 c a 1 马氏体为体心立方晶格 碳含量对正方度的影响 上述关系也可用下列公式表示 式中 a0 2 861 Fe点阵常数 0 116 0 013 0 046 马氏体碳含量 重量百分数 二 马氏体的反常正方度 1 亚点阵概念并非所有的C原子都能占据可能位置 这些可能位置可分为三组 每一组都构成一个八面体 C原子分别占据着这些八面体的顶点 由C原子构成的八面体点阵称为亚点阵 4 1 1马氏体的晶体结构 若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等 即C原子为无序分布时 马氏体应为体心立方结构 实际上马氏体为体心正方结构 则C原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等 表明C原子可能优先占据其

9、中某一个亚点阵而呈有序分布 研究表明 C原子是优先占据第三亚点阵的 但是C原子全部占据第三亚点阵时与前式的测量结果也不吻合 而与80 C原子优先占据第三亚点阵 20 C原子分布在另外两个亚点阵较为符合 即C原子在马氏体中是部分有序分布 或部分无序分布 的 2 产生反常正方度的原理 4 1 1马氏体的晶体结构 因此 具有反常低正方度的新生马氏体 是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果 而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时 出现a b的正交点阵 温度回升到室温 C原子重新分布 有序度增加 正方度升高 具有反常高正方度的新生马氏体 其C原子接近全部占据第三亚点阵 但计算表明 即使C

10、原子全部占据第三亚点阵 马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度 所以有人认为 Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关 4 1 1马氏体的晶体结构 一 表面浮凸现象和切变共格二 无扩散性三 具有特定的位向关系四 惯习面的不变性五 马氏体相变具有一个形成温度范围六 马氏体转变的可逆性 4 1 2马氏体转变的特点 一 表面浮凸现象和切变共格 200 196 4 1 2马氏体转变的特点 马氏体形成时试样表面浮凸现象 切变共格 既属于母相 A 又属于新相 M 相变过程不是通过原子扩散 而是通过切变方式使母相 A 原子协同式的迁移到新相 M 中 迁移的距离小于一个原子距离 并且两相间保持共格

11、关系的一种相变 协同移动 如 军队式转变 原来相邻的原子转变后仍相邻 切变的原子 共格的原子 4 1 2马氏体转变的特点 切变模型 马氏体形成时 和它相交的试样表面发生转动 一边凹陷 一边凸起 并牵动奥氏体突出表面 共格 相界面上的原子即属于新相 又属于母相 这种相界面上原子的紧密联系就称为共格 其界面称共格界面 位错型马氏体共格界面 产生孪晶马氏体时共格界面 切变 M转变时 由母相 A 变为新相 M 的晶格改组过程是以切变方式来进行的 即 新相与母相界面上的原子以协同的 集体的 定向的 有次序的方式从母相向新相中的移动来实现的 相邻原子间的相对移动距离不超过原子间距 这一过程就为切变 保持位

12、相关系 在切变过程中 新相和母相晶格间始终保持着严格的位向关系 其晶面和晶向相互平行 4 1 2马氏体转变的特点 从观察到的马氏体相变时出现的宏观均匀切变现象 可以设想 在马氏体相变过程中原子是集体运动的 原来相邻的原子相变后仍然相邻 它们之间的相对位移不超过一个原子间距 即马氏体相变是在原子基本上不发扩散的情况下发生的 其主要实验证据为 1 钢中奥氏体转变为马氏体时 仅由面心立方点阵通过切变改组为体心立方 或体心正方 点阵 而无成分变化 2 马氏体相变可以在相当低的温度范围内 甚至在4K 以极快的速度进行 在这样低的温度下 原子扩散速度极小 相变已不可能以扩散方式进行 3 原子协调移动 原来

13、相邻的原子仍相邻 军队式转变 相邻原子的移动距离不超过一个原子间距 二 无扩散性 4 1 2马氏体转变的特点 相变晶体学是相变机制的核心内容 它提供相变时晶体结构的变化过程 揭示相变产物的物理本质 因此 如果说相变热力学 动力学的研究是外围战 那么 晶体学的研究则是攻坚战 一个世纪以来 对马氏体相变晶体学研究进行了大量的工作 但尚未形成统一的成熟理论 大多为模型和假说 本节仅作概略地介绍 三 新旧两相间具有一定的晶体学关系 4 1 2马氏体转变的特点 1 K S Kurdjumov Sachs 关系20世纪30年代初 库氏和Sachs确定了1 4 C钢中奥氏体与马氏体之间的位向关系为 密排面

14、111 A 011 M 方向A M此称K S关系 据此设计了K S切变模型 4 1 2马氏体转变的特点 目前 钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有K S关系 西山关系和G T关系等 这个模型说明了新旧相存在位向关系的来由 但是 按此模型 惯习面应为 111 而实际上Fe C合金马氏体的惯习面为 557 225 259 同时也不能解释亚结构及浮凸现象 2 西山 Nishiyama 关系西山在Fe 30 Ni合金单晶中发现 在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在K S关系 而在 70 以下形成的马氏体则具有下列位向关系 即西山关系 111 110 按照西山关系 在每个 111 面上马氏体

15、只可能有三种不同的取向 所以4种 111 面上总共只有3 4 12种可能的马氏体取向 西山关系和K S关系相比较 晶面的平行关系相同 而晶向却有5 16 之差 3 G T Greninger Troiaon 关系Greninger和Troiaon精确测量了Fe 0 8 C 22 Ni合金奥氏体单晶中的马氏体位向 结果发现K S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差 即 111 110 差1 110 111 差2 马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系 而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的 这个晶面即称为惯习面 通常以母相的晶面指数表示 钢中马氏体的惯习面常见的有三种 111 22

16、5 和 259 惯习面随碳含量及形成温度不同而异 碳含量小于0 6 时为 111 碳含量在0 6 1 4 之间为 225 碳含量高于1 4 时为 259 四 惯习面和不变平面 随马氏体形成温度的降低 惯习面有向高指数变化的趋势 所以 同一成分的钢也可能出现两种惯习面的马氏体 如先形成的马氏体惯习面为 225 而后形成的马氏体惯习面为 259 五 马氏体相变具有一个形成温度范围必须将奥氏体快速冷却 大于临界冷却速度 至某一温度以下才能发生马氏体相变 这一温度称为马氏体相变开始点 以Ms表示 1 有Ms和Mf 即有一个转变温度范围 2 转变不彻底性 有残余A 冷处理促使A转变 但仍然会有剩余A 温度 图4 6马氏体转变量与转变温度的示意图 六 马氏体转变的可逆性冷却时 奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体 同样 重新加热时 马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体 即马氏体相变具有可逆性 一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变 逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点 与冷却时的Ms及Mf相对应 逆相变时也有相变开始点As及相变终了点Af 通常 As比Ms高 两者之差视合金成