第五章马氏体转变

第五章 马氏体转变研究目的：淬火高的强韧性、硬脆不是 M的唯一特性 ----低碳马氏体高强度、高硬度，较低的塑韧性 ----------中碳马氏体很高的强度、高脆性、低塑韧性 ----------高碳马氏体研究内容：1.组织形态与性能关系；2.影响组织形态的因素及控制形态的方法；3.影响残余 A量的因素及控制方法重点：1.马氏体转变的主要特点； 2.马氏体的组织形态；3.马氏体的热力学分析； 4.马氏体的力学性能难点：1.马氏体转变的特点； 2.影响马氏体转变的因素§5-1 马氏体相变的主要特征一、马氏体的晶体结构AM 无扩散型相变 只有点阵重构而无成分变化 C在 -Fe中的过饱和固溶体 M或 ´1.晶体结构 ----体心正方点阵短轴方向空隙： 0.038nm 碳原子有效直径： 0.154nm水平： 0.707a垂直： 0.5a c轴伸长、 a轴缩短 体心正方（ a=b＜ c）c/a---正方度或轴比 取决于含碳量： cc/ac＞ 0.2%-----体心正方c＜ 0.2%-----体心立方无序分布、完全有序分布、部分有序分布2.马氏体的反常正方度 ----M正方度与碳含量的关系不符合上式1）无序分布， c/a反常低正方度 碳原子在 M中有序化转变2） c原子几乎都处于同一组空隙位置（完全有序化）：T回升至室温 无序转变 c/ac=a0+a=a0-c/a=1+（（ 5-1））二、马氏体转变的特点1.切变共格和表面浮凸现象① 与 M相交的表面，一边凹陷，一边突起，牵动相邻 A也呈倾突现象；② 刻划一条直线，马氏体形成后变成一条折线说明： ① 马氏体转变以切变的方式实现； ② M和 A的界面为共格界面切变共格M形成 伴随弹性应变产生、蓄积弹性应变能（共格弹性能） M尺寸 当 M长大到一定尺寸，使界面上 A中弹性应力超过其弹性极限 两相间的共格关系遭破坏 M停止生长2.无扩散性实验依据： ① 马氏体转变前后，碳浓度无变化；② Fe-Ni合金在极低温度（ -190℃ ）下， M长大速度仍可达到 105㎝ /s。

在低碳钢中存在 C的扩散现象3.具有特定的位向关系和惯习面1）取向关系① K-S关系： {011}’//{111}； ’//  24种取向② 西山关系： {011}’//{111}； ’//  差 516’ 12种取向③ G-T关系： {011}’//{111}差 1； ’//  差 2 对 K-S关系的修正仅适合 {259}马氏体，有局限性2）惯习面位错密度较大，畸变能高，而所需形核功小，易于形核特征：不应变、不转动的平面c＜ 0.6%-----惯习面为 {111}0.6%＜ c＜ 1.4%-----{225}c＞ 1.4%-----惯习面为 {259}T ＞ 0 ℃ -----{111}或 {225}T ＜ 0 ℃ -----{259}板条状 M----低碳 {111}、中碳 {225}片状 M-------中高碳 {225}、高碳 {259}惯习面与 c的关系惯习面与 T的关系惯习面与 M形状 的关系4.转变的非恒温性和不完全性Ms点以下形成 M----在连续冷却条件下未获 100%M，有残余奥氏体存在 —A R冷处理 — 针对高碳钢、高碳合金钢和某些中碳合金钢的 Mf点低于室温，将此类钢继续深冷至零下温度的操作。

5.转变的可逆性Fe-Ni、 Ag-Cd、 Ni-Ti冷却时 AM；重新加热时 MAAs----逆转变开始温度； Af----逆转变终止温度 快速加热一般观察不到 —M 加热时在温度尚未到达 As点的过程中发生分解（回火）6.相变产物内部具有亚结构① 低碳马氏体：密度较高的位错② 高碳马氏体：细的孪晶③ 有色金属 M的亚结构为孪晶或层错相变时不均匀切变的产物§5-2 马氏体相变热力学一、马氏体相变热力学条件马氏体转变为什么需要深度过冷？热力学条件： G0转变时的能量消耗（相变阻力）：① 形成新的界面而消耗界面能；② 因新相的比容增大和维持切变共格而引起的弹性应变能；③ 产生宏观均匀切变而作功；④ 产生宏观不均匀切变而在马氏体中形成高密度位错和细微孪晶（以能量的形式储存于 M中）；⑤ 使邻近的奥氏体发生协作变形而作功相变热力学表达式： G=－ G’+ GS+GE+ GPGs— ① GE-- ② （弹性应变能消耗） GP-- ③ ④ ⑤ （塑性应变能消耗）M形成条件： G0 则 G’ GS+GE+ GPM转变的驱动力主要是为了克服相变时的切变和形变（塑性 +弹性）的阻力母相中缺陷的作用（两个相反效果）： ① 形成一定的组态而提高母相的强度，使相变阻力增大； ② 为相变提供能量，使相变驱动力增大。

二、 Ms点的物理意义奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需的最小化学驱动力值时的温度，或反映了使马氏体转变得以进行所需要的最小过冷度 马氏体转变为什么需要不断降温 ?三、影响 Ms点的因素Ms点在生产中的重要意义 :①②③1.化学成分的影响c0.2% c Ms点线性降低c0.6% c Mf点急剧降低c0.6% c Mf点下降缓慢且降至 0℃ 以下合金元素：除 Al、 Co提高 Ms点外，其余大多不同程度降低 Ms强碳化物形成元素（ V、 Ti、 W）：大部分以碳化物的形式析出，很少溶入 A中，对 Ms点影响不大淬火冷至室温存在较多淬火冷至室温存在较多 AR2.形变与应力的影响拉应力、单向压应力 ----Ms点 多向压应力 ----Ms点 塑性变形 Ms点 ----应变诱发马氏体 转变的温度最高限： MdMd则不会产生应变诱发 M 原因： ① 形变能为马氏体转变提供附加的驱动力（机械驱动力），补偿了所需要的部分化学驱动力，因而使转变可以在较高的温度下发生，即相当于 Ms点  ② 适当的塑性变形可以提供有利于 M的形核的晶体缺陷（层错、位错），从而促进 M的形成。

应变诱发 M与形变度的关系： 在 Ms~Md温度范围内塑性形变度越大，则形变诱发 M的形成量越多，但形变对随后冷却时继续发生的 M转变起抑制作用原因 ：大量塑性变形在 A中引起的晶体缺陷组态强化了母相，阻碍 M的形成在  Md进行塑变 少量塑变 ----促进 M转变大量塑变 ----抑制 M转变3.奥氏体化条件T  t  利于 C及合金元素溶入 A，成分均匀 ---- MsA晶粒长大， C原子活动能力 在 A中位错线上偏聚  ---- MsA晶粒的大小不是影响 Ms点的主要因素4.存在先马氏体的组织转变 应用：高速钢的等温淬火工艺1）部分转变为 P剩余 A为贫碳区（相对） ----Ms2） 部分 转变为 B剩余 A为富碳区（相对） ----Ms§5-3 马氏体转变的切变模型一、 Bain模型将面心立方点阵看作体心正方点阵 ----轴比 c/a=1.41Z’轴收缩X’、 Y’伸长M： c/a=1.00~1.08优点： ① 解释了 AM时，原子作最小距离的简单移动； ② 取向关系确定缺点：不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在二、 K-S模型过程： ① 在（ 111） 面上沿 [112]方向第一次切变，切变角 1144’② 在（ 211） 面上沿 [011]方向第二次切变， 12010928’③ 线性调整 ----膨胀或收缩 使晶面间距和测得的相符合优点： ① 清晰展示了切变过程； ② 很好反映了晶体学取向关系缺点： ① 惯习面的问题； ② 表面浮凸与实测结果相差较大c/a=1 体心立方体心立方三、 G-T模型① 在接近 {259}晶面上发生第一次切变，产生整体宏观变形，表面出现浮凸 — 均匀切变，确定惯习面；② 在（ 112） ‘晶面的 [11-1] ‘方向上发生 12~13的第二次切变 体心正方点阵 — 宏观不均匀切变；③ 微小调整，使晶面间距符合实验结果优点：可解释浮凸效应、惯习面、取向关系和亚结构变化缺点：不能解释 c1.4%的取向关系四、 K-N-V模型全位错分解形成滑移型不全位错 +堆垛层错铬镍不锈钢、高锰钢和 Fe-Ni-Mn合金： A（ fcc)中间相  M（体心正方）层错作为 M二维核胚，即     ‘取向关系 （ 111） //（ 0001） //（ 011） ‘；[10-1]  //[11-20]  //[1-11]‘§5-4 马氏体的组织形态一、马氏体的形态1.板条状马氏体： 低中碳钢、 M时效钢、不锈钢、 Fe-Ni合金1）光镜分析：群集状 M、位错 M束、块、板条 ---板条 M的组织单元束： 指惯习面晶面指数相同而在形态上呈现平行排列的板条集团。

大角度晶界块： 指惯习面晶面指数相同与母相取向相同的板条集团大角度晶界 60并非所有 M束中都有 “块 ”存在板条长： 2~5m 宽： 0.1~0.2m2）晶体学关系： K-S关系 惯习面 {111}束只可能有四种取向3）亚结构：高密度位错 0.3~0.9×1012㎝ -2切变以滑移方式进行4）残余奥氏体：薄膜状 厚： 100~200埃 断裂韧性 形成原因 :① 机械稳定化； ② 碳原子扩散使得奥氏体中碳浓度升高A晶粒大小对板条的宽度无影响晶粒大小对板条的宽度无影响2.片状马氏体： 中高碳（合金）钢、 Fe-Ni（ 29%）光镜下：针（竹叶）状立体形态：双凸透镜片状特征： 1）首先形成的 M晶粒贯穿整个 A晶粒，尺寸较大较厚，后形成的 M多取向分布 尺寸 ，大小不均匀 --取决于 ① A晶粒的大小（结构钢） ② 第二相质点的数量和大小（工具钢）； ③ 母相的晶体缺陷密度 隐晶马氏体2）惯习面与取向关系形成温度高 {225} K-S关系形成温度低 {259} 西山关系3）中脊 — 片状 M中间一条明显的筋厚度： 0.5~1 m c1.4% 明显 相当于惯习面？4） M的片之间总有残余奥氏体的存在 — 相变的不完全性5）亚结构 : 孪晶 +少量位错 孪晶 M孪晶面： {112}’ 孪晶方向： [111]’ 孪晶 — 中脊面附近的中央地带（孪晶区）间距： 50~100埃Ms点高 ,则孪晶区范围缩小位错 — 片的边沿地带（非孪晶区） 高密度位错小结：比较片状 M和板条 M的区别3.其它形态的马氏体1）混合马氏体2）蝶状马氏体Fe-Ni合金或 Fe-Ni-C立体形态：细长杆状断面：蝴蝶形两翼结合部分 — 像片 M的中脊，向两侧长成取向不同（孪晶）的两片 M亚结构：高密度位错，未发现孪晶 符合 K-S关系混合混合 M 蝶状蝶状 Mc0.3% 板条 M0.3%c1% 板条 M+片 Mc1% 片 M 3）薄片状马氏体： Ms点极低的 Ni钢立体形状：薄片状金相：细带状，相互交叉、分枝、曲折亚结构：由 {112}’孪晶组成，但无中脊惯习面： {259} 符合 K-S关系4） 马氏体 :Cr-Ni（ Mn）不锈钢、高锰钢密排六方结构立体形态：极薄片状 厚 1000~3000埃亚结构：大量层错 层错能低易形成取向关。