原理第7章马氏体相变

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1、第四章 马氏体相变一、马氏体相变的主要特征二、马氏体的晶体结构三、钢中马氏体的主要形态四、马氏体转变的热力学五、马氏体转变的动力学六、马氏体的机械性能七、奥氏体的稳定化第四章 马氏体相变马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时不仅铁原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子也较难以扩散（但尚有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特征。马氏体相变是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义，除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等也可发生马氏体相变。第四章 马氏体相变一、马氏体相变的主要特征 马氏体的定义： 马氏体是C 在-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。

2、具有体心立方点 阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。马氏体的形成条件： （1)快冷 V V VcVc 避免A向P、B转变 （2)深冷 T M/A ）西山（N）关系（110M/111A；M/A ）G-T关系K-V-N关系 西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差516 。第四章 马氏体相变G-T关系： 1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，马氏体与奥氏体的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。即：110M /111A ，差1度M/A，差2度 第四章 马氏体相变惯习面：惯习面即马氏体转变的不变平面，总是

3、平行或接近奥氏体的某一晶面，并随奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化：（A）当C含量小于0.6%时，惯习面为111A； （B）当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为225A； （C）当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为259A。 惯习面也可因马氏体形成温度而变化，M形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势。对于C量较高的钢，先形成的马氏体的惯习面为225A，后形成的马氏体的惯习面为259A。第四章 马氏体相变5、马氏体转变的可逆性： 在某些合金中，A冷却时AM，而重新加热时马氏体又能MA，这种特点称为马氏体转变的可逆性。 逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af 。 MA的逆转变也是

4、在一定的温度范围内（As-Af）进行。形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。 综上所述，马氏体转变具有很多不同于珠光体的特点，其中最主要的和最基本的只有两个：切变共格性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。 第四章 马氏体相变二、马氏体的晶体结构钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或。其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长，a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含碳量愈高，正方度愈大。 马氏体的晶体结构类型（两种）： 体心立方结构（WC0.2%） 第四章 马氏体相变1 、马氏体点阵常数与碳含量的关系转

5、变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的碳全部保留在马氏体点阵中。随马氏体碳含量不同，其点阵常数相应发生变化。-Fe的含碳量：0.0218C，7270.006C， 室温 X射线分析测定，点阵常数c、a以及c/a与钢中碳含量呈线性关系，碳含量增加，马氏体点阵常数 c ，a ，c/a 。 第四章 马氏体相变奥氏体和马氏体的点阵常数与碳含量的关系碳原子在马氏体点阵中的可能位置第四章 马氏体相变2、马氏体的点阵结构及畸变马氏体中 C 原子处于 Fe 原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在短轴方向的半径为0.19，碳原子半径为0.77，室温下 C 在-Fe 中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳

6、量远远高于此数。C 原子溶入-Fe 后使体心立方变成体心正方，并造成-Fe非对称畸变，这个畸变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。第四章 马氏体相变c/a为正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸变程度的参数。碳极少或无碳马氏体时： 体心立方、 ca；C0.0218时： 体心正方、 abc，c/a1；C0.0218时： 正交 abc、c/a1、棱边夹角仍是90；碳原子溶入这个扁八面体间隙后，力图使其变为正八面体。结果使短轴方向上Fe原子的间距伸长36，而在另外两个方向上则收缩4，从而使体心立方点阵转变成体心正方点阵。 第四章 马氏体相变3、新生马氏体异常正方度实验证明，许多钢新生成的马氏

7、体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与公式计算结果不符：c/a相当低时称为异常低正方度(Mn 钢)，其点阵是体心正交的(abc，a、b 轴缩短，c 轴伸长)；c/a相当高时称为异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其点阵是体心正方的(a=bc，a、b轴伸长，c轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近公式计算的正方度。C%增加，正方度偏差增加。马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即： c/a=10.046wc 第四章 马氏体相变4、C 原子在马氏体点阵中的分布正方度的偏离是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的。C原子在-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方

8、向而定。X位置短轴平行于a轴方向；Y位置短轴平行于b轴方向；Z位置短轴平行于c轴方向；当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出现正常的正方度。 合金元素对马氏体的正方度影响不大。 第四章 马氏体相变亚点阵概念第三亚点阵 第二亚点阵 第一亚点阵(X位置) (Y位置) (Z位置) 第四章 马氏体相变产生异常正方度的原理：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

9、阵的。第四章 马氏体相变三、钢中马氏体的主要形态钢中马氏体的形态很多，但就其单元的形态特征和亚结构的特点来看有五种，其中以板条马氏体和片状马氏体最为常见。 1、板条状马氏体常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。板条单晶板条块板条束马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形的、非常稳定的、厚度约200的残余奥氏体。第四章 马氏体相变板条马氏体组织结构示意图第四章 马氏体相变与C%的关系：马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%0.3%时，板条束和板条块比较清楚；0.3%C%0.5%时，板条束清楚而板条块不

10、清楚；0.6%C%0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。第四章 马氏体相变亚结构：高密度位错，局部也有少量的孪晶。位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近111；马氏体和奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关系的原因尚不清楚。形成板条马氏

11、体的钢和合金：低、中碳钢中（WC350MS350； 第四章 马氏体相变板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状 。马氏体板条的两种立体形态 a)扁条状 b)薄板状第四章 马氏体相变2、片状马氏体常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。片状马氏体的形成温度： MS200MS200100100（WC1.0WC1.01.4%1.4%） MS350Ms200100Ms100C%0.3 0.31时为 混合型11.41.42第四章 马氏体相变组织形 态

12、条宽为0.10.3m 惯习面指数相同的马 氏体构成马氏体群， 在一个奥氏体晶粒内 可形成34个马氏体 群，而在一个马氏体 群内含有36个马氏 体块，块间为 大角度 晶界呈凸透镜片状，中间稍 厚，初生片横贯奥氏体 晶粒，次生片较小，互 成交角，相互撞击，接 合处有微裂纹，片的中 央有中脊，常将之看成 惯习面。同左，在两个初生 片之间见到“Z”字 形分布的细薄片亚结构高密度位错网络，形 成位错胞，常见到少 量细小孪晶宽度50 的细小孪晶，以中脊为中心，随 MS 下降，相变孪晶区增大，片的边缘为 复杂的 直线式螺位错列残奥呈薄片膜状存在于片的周围，随含量增加而增加形成过程各自独立形核，10-4s/

13、片MS高，无爆发转变降温形成，长大速率高10-7s/片，MS低时，有 爆发转变第四章 马氏体相变与C%的关系：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%0.3%时，板条马氏体；0.3%C%1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；1.0%时C%时，全部为片状马氏体组织。并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。第四章 马氏体相变片状马氏体存在显微裂纹：片状马氏体显微裂纹是其形成时产生的，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片

14、的大小不同。后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，由于马氏体形成速度极快，相互撞击，同时还与奥氏体晶界撞击，产生相当大的应力场，另外由于片状马氏体含碳量较高，不能通过滑移或孪生等变形方式消除应力，因此片状马氏体出现显微裂纹。值得提出的是：板条马氏体板条之间夹角很小，基本相互平行，相互撞击的几率很小，即使偶有撞击，由于残余奥氏体的存在可以缓解应力，因此，板条马氏体没有出现显微裂纹。第四章 马氏体相变在FeNiC合金系中， C%，Ms；形态：条状条状与片状蝶状片状片状+薄片状薄片状；亚结构：则由位错逐步转化为孪晶。Fe-Ni-C马氏体形态与碳含量的关系第四章 马氏体相变四、马氏体转变的热力学 1

15、、相变的驱动力理论上马氏体相变的驱动力:GV=GMGA0AM，GV必须小于零，即转变温度必须低于T0以下，需要过冷度很大，但要满足该条件必须降低到很低温度Ms，Ms点很低。 第四章 马氏体相变2、相变特征点 1）Ms 点定义奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力值对应的温度称为Ms点。对于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，则T0-Ms越大，相变所需的驱动力越大。反之，相变所需的驱动力越小。因此： (1)对于钢和Fe合金，G很大，马氏体快速长大或爆发式转变；(2)对于有色合金(如Au-Cd)，G很小，形成热弹性马氏体。第四章 马氏体相变2）As点定义马氏体和奥氏体两相自由能之差达到逆转变所需的最小驱动力值 对应的温度称为As点。逆转变驱动力的大小与T0-As成正比。3）Md点定义获得形变诱发马氏体的最高温度。4）Ad点定义获得形变诱发马氏体逆转变的最低温度。按上述定义，T0为Md上限温度(理论温度)；也是Ad下限温度(理论温度)。 第四章 马氏体相变形变诱发马氏体的解释：如下图所示，马氏体相变所需的驱动力为G，对应相变点为Ms。在T1 温度(T1Ms)，马氏体相变的驱动力为G2，达不到G，经形变补充的机械驱动力G1 与化学驱动力G2 叠加，满足G=G1+G2，因此在T1温度下形变，