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1、第七章 钢的淬火和回火 （1）,7.1 马氏体相变的基本理论 7.2 钢中的马氏体相变 7.3 钢的淬火,引言,Times of cool-weapons or hot-weapons Performance of the quenched and/or tempered steels.,钢的淬火冷却方式及回火,辽阳三道壕出土的西汉钢剑具有神奇的高强度、高硬度，金相组织为淬火马氏体。但现代工程中，通常不直接应用M，一般为发挥潜力而采用再加热保温：时效/回火。,What is the change in microstructure?,7.1 马氏体相变的基本理论,德国冶金学家Adolph Ma
2、rtens首先在钢中观察到M。当钢的奥氏体以大于临界淬火速度冷却到从Ms点以下时，在显微镜下可看到一种针状组织，成分无变化。这种转变称M转变。马氏体组织可在纯金属和许多有色金属中出现。,7.1.1 马氏体相变的基本特征,1无扩散性 : 替代式原子的移动不超过一个原子间距。间隙式可能扩散（碳扩散不是M转变的控制因素）。 原子协同运动，相邻关 系不变。 晶体结构变化 化学成分不变化,切变式位移,2表面浮凸和形状改变,相变过程中发生宏观切应变 金相表现： 浮凸,Cu-18Zn-14Al合金M相变前后OM,3惯习面及其不应变性 Fe0.51.4C 225 钛合金 344 孪生切变 马氏体相变有宏观应变
3、 惯习面无宏观可测的应变,4新、旧相之间有位向关系 K-S关系（1.4%钢）： 111/110M (101) /(110)M N关系（Fe30%Ni合金 ）：西山关系 111/110M和(211) /(110)M ),不变平面应变,5马氏体内往往有亚结构 高密度位错或细微孪晶 （铁基合金） 孪晶或层错（有色合金） 应变在宏观上均匀，微观不均匀。 -M内的细微亚结构是相变时局部不均匀切应变的结果。新旧相之间的比容差异引起共格相界点阵弹性畸变和相界张应力，只依靠协调塑性变形来松弛。,6马氏体相变的可逆性 钢中M + Fe3C，但碳钢中奥氏体与马氏体间的可逆反应难以观察到，因为马氏体在加热过程中易分
4、解。有色合金中如铜合金、钛合金SMA中马氏体转变的可逆性易测,But for some alloys, e.g. Co-Ni alloy, the martensitic transformation Fcchcp is irreversible. And the surface relieves formed during forward transformation will not disappear upon the reverse transformation.,Is the formation of relief reversible?,OM, SEM, TEM images fo
5、r the Lath martensite in 0.13wt.%C Steel quenched from 1273K,TTE, GMG M 铁基合金马氏体相变的临界驱动力约为1050J/mol,7.1.2 马氏体相变的热力学,M和的GT曲线,M的形成属于形核长大过程,两温度处Gibbs能成分曲线,TE 线： 无扩散转变的理论温度线,中低碳马氏体的形成 T1TE 无 T2TE ,7.1.3 马氏体相变的形核,形核位置 ：非均匀形核，有利形 核的位置（如A孪晶及晶界、变形带 的交叉处 、原马氏体位置）。位置 不随意。,一种观点：依靠冷却获得驱动力 晶体缺陷胚芽(类马氏体结构) 弗兰克(Fran
6、k)模型: 非热激活 位错圈扩张 110 , 225 产生新位错圈554 Ref.：Olson and Cohen 层错形核：FCC to HCP in Co and Ni- Cr stainless steel.,M胚芽的Frank模型,7.1.4 马氏体相变的晶体学,1经典理论 贝茵(E C Bain) 模型：沿一个轴适当 收缩，沿另两个轴适当膨胀。 能解释无扩散性及结构转变，但不能 解释惯习面及其不变平面应变特征。 随后发展了多个模型，但有局限！,2马氏体相变晶体学的唯象理论 (三过程),Bain关系,2) 新点阵产生点阵不变的切变，以得到一个零畸变平面. 沿M的x1方向的膨胀收缩至原始
7、位置形成OAB零畸变平面。 微细区域的周期性滑移或孪生,3) 马氏体点阵作刚性转动，使零畸变平面回到原始位置，以获得无畸变、不转动的平面，即惯习面 OAB惯习面,1) 母相中产生改变点阵的形变，特定结 构单位转变成马氏体点阵的晶胞。 贝茵形变，点阵变化 ,点阵不变应变,7.1.5 马氏体相变的动力学,变温马氏体 随着温度降低，马氏体量增加。有效晶核取决于T，靠长大 非热激活形核+非热学性界面迁移： 马氏体与基体之间的共格界面遭到破坏 不需原子扩散 自发形变引起的基体加工硬化 位错，切变，长大快,多数碳钢 多数合金钢,恒温马氏体 Ms点以下的温度停留，马氏体数量依靠新核与长大逐渐增加。共格应变，
8、诱发新的M核心形成，热激活，长大快但相变慢。,爆发型马氏体 自触发， 形成速度极快,M等温转变动力学,爆发型M转变曲线,7.2 钢中的马氏体相变,7.2.1 钢中马氏体的晶体结构、组织形态和力学性能,1. 马氏体的晶体结构 M：碳在-Fe中的过饱和、间隙式固溶体 。含C量低时为BCC；高时为BCT（有时仍保持BCC结构）。 还有正交或其它M。,C占据BCC中的八面体间隙,2马氏体的组织形态 Type 1: Lath martensite 低碳钢、 低碳合金钢、 马氏体时效钢 不锈钢 Sub-microstructure: high- density dislocations 束内条间可能有31
9、0nm薄 膜A，在低C的中可富C 达0.41.04%C。可见铁原 子切变可容许C扩散。,Schematic structure of lath M,别名：位错M 位错源于点阵不变切变，为相变亚结构。,OM：,Fe-32Ni合金M电镜照片,Fe-32Ni合金中的片状M，500X,Type 2: Twin M（片状M） 协调相变体积效应协作亚结构 中脊面为中心 片边复杂的位错组列 在M周围有少量参余A,OM中片状M的组织示意图,影响马氏体形态的因素 含碳量: C%增加, 片状增多 1.0时, 全为片状马氏体,A中含C量对M形态的影响,Lath martensite in the 2.25Cr-1M
10、o low alloyed steel quenched in water after austenizing.,合金元素：Cr、Mo、Co、Ni%增加, 片状增加,Lenticular martensite in Fe-32%Ni alloy.,工艺参数：形成温度高, 板条状； 形成温度低, 片状,是否与Ms有关？,温度对滑移与孪生临界切应力的影响,LM stands for lath martensite, TM for twin martensite, and C for carbides in Fe1.4C1.6Cr1.5Al0.35Si0.42Mn heating at 900OC
11、for 30min then quenched in water.,(Continued), heated at 900OC for 60min then quenched,There are many other types of M in various alloys,Question? To analyze the effect of T for austenization on M formation in different carbon steels.,3Mechanical properties of M (1) Strengthening: From solid solutio
12、n 间隙原子: 非对称畸变中心(碳原子)的非均匀应力场会与位错产生强烈的交互作用，因而强烈阻碍位错运动，导致强化。 马氏体中溶入替代溶质原子导致强化,From aging 碳原子在马氏体界面、孪晶界面及其他点阵缺陷处偏聚或生成IMC From microstructures: Sub-structures and primary A grain 高密度位错、细微孪生，且碳原子往往偏聚于位错、板条界面或 孪晶面上，阻碍位错运动。 原始A晶粒尺寸影响M的晶粒尺寸。,Fe-Ni-C合金M在0OC时的流变 应力和含碳量之间的关系,(2) Plasticity and toughness 在相同强度下，
13、板条状马氏体的塑性和韧性均优于片状马氏体 （含碳量、原始晶粒大小）,含0.17%C与0.35%C的铬钢 经淬火和回火后的性能,Fe-Ni-C合金的强度、塑性、韧性 1：Ms=-25OC; 2: Ms=350OC,Reasoning: a. 板条状位错易沿滑移面运动，片状晶机械孪生变形受相变孪晶制约。 b. 板条状晶中的条界和领域界阻止裂纹扩展，片状晶中的孪晶界造成位错塞积，使孪晶界产生应力集中而出现微裂纹。 c. 平行的板在长大过程中不会互相冲撞，互成一定角度的片状晶在高速长大时可能互相冲撞，产生微裂纹。 d. 板条状晶中含有高密度位错，位错处的碳原子偏聚区或优先析出的碳化物相对地比较细小、均
14、匀。片状晶中碳原子偏聚于孪晶界，碳化物沉淀也多集中于孪晶界，在外力作用下，微裂纹易于沿孪晶界扩展。 e. 板条M低脆性转变温度、低缺口敏感,7.2.2 钢中马氏体相变的一些基本规律 1马氏体相变的温度范围及其影响因素 MsMf 含C%增大，M转变点下降。SSSS from higher C content! C%0.8%,下降慢 合金元素，降低Ms（Al、Co提高Ms） 奥氏体化温度高，Ms高? (Thermal Stress helps shear strain! But if the amount of defects reduces, nucleation of M will be mo
15、re difficult!) 冷却速度一般很少影响Ms 2马氏体相变的速度: 10-7s for a piece of M,3惯习面、孪晶面和位向关系 惯习面: 板条状 111，recently 557 片状: change with alloy, e.g. 0.51.4 C% 225, 1.51.8 C% 259 , For same steel, when TMs, 259changes to 225with T increase. 片状M的形态会由于惯析面不同而略有差异。,孪晶面: 片状 112M 110 位向关系: K-S关系或近K-S关系,4Remained Austenite 存在
16、原因：未转变的奥氏体高密度位错等晶体缺陷（协作形变）相变阻力增大（缺陷间的交互作用） 影响因素：温度、含C量、合金元素、冷却速度。 例如:上世纪90年代开发的高合金 超级M钢Fe-0.5Mn-0.2Si-12Cr-6Ni- 2.5Mo-0.2Cu-0.05N-0.01C中，淬火 后常含大量残余A. 作用：影响热处理质量 冷处理,5奥氏体的热稳定化 概念：奥氏体在冷却过程中因等温停留而使其继续转变成马氏体时呈现迟滞现象 。停留的温度可高可低! 影响因素：间隙溶质原子（、N)、淬火空位、等温停留的应力弛豫，Fe-Ni中不出现。？慢速冷和快冷 意义: 损害钢的性能,6塑性变形和应力对马氏体相变的影响 (TMd)外加应力促进或阻碍马氏体形成 大变形，降低MS，残奥氏体增多； 小变形，促进M形成。切应力分
