原理第7章馬氏體相變ppt課件

1、第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 一、馬氏體相變的主要特征一、馬氏體相變的主要特征 二、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)二、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 三、鋼中馬氏體的主要形態(tài)三、鋼中馬氏體的主要形態(tài) 四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學 五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學 六、馬氏體的機械性能六、馬氏體的機械性能 七、奧氏體的穩(wěn)定化七、奧氏體的穩(wěn)定化 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 馬氏體相變是在低溫下進行的一種相變。對于鋼來說，此時不僅鐵原子以及置換型原子不能擴散，而且間隙型碳原子也較難以擴散但尚有一定程度的擴散）。故馬氏體相變具有一系列不同于擴散型相變的特征。 馬氏體相變是熱處理強化的主要

2、手段，對工業(yè)生產(chǎn)有十分重要的意義，除了鋼以外的鐵合金、非鐵合金、陶瓷材料等也可發(fā)生馬氏體相變。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 一、馬氏體相變的主要特征一、馬氏體相變的主要特征 馬氏體的定義：馬氏體的定義： 馬氏體是馬氏體是C 在在-Fe 中的過飽和中的過飽和間隙式固溶體。具有體心立方點陣間隙式固溶體。具有體心立方點陣(C%極低鋼極低鋼)或體心正方或體心正方(淬火亞穩(wěn)淬火亞穩(wěn)相相)點陣。點陣。 馬氏體的形成條件：馬氏體的形成條件： （1)快冷快冷V Vc避免避免A向向P、B轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變 （2)深冷深冷 T MS提供足提供足夠的驅(qū)動力夠的驅(qū)動力 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 馬氏體轉(zhuǎn)變具有下

3、列五個特征： 1、非恒溫性 奧氏體以大于某一臨界速度V的速度冷卻到某一溫度，不需孕育，轉(zhuǎn)變立即發(fā)生，并且以極大速度進行，但很快停止。 為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫的條件下才能進行。 馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。 由于到馬氏體相變終了點時，有殘余奧氏體存在的現(xiàn)象，稱為馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性。要使殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，可采用冷處理。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線 馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關系 馬氏體轉(zhuǎn)變是在MsMf溫度范圍內(nèi)進行的，馬氏體的轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間沒有關系。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時馬

4、氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關系 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學曲線 闡明： （1馬氏體轉(zhuǎn)變是在某一溫度突然發(fā)生并在一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的馬氏體，伴有響聲 并放出大量潛熱。 （2)馬氏體轉(zhuǎn)變可以用類似C曲線T-等溫圖來描述。有孕育期，但等溫轉(zhuǎn)變不完全。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2、切變共格性和表面浮凸現(xiàn)象： （1馬氏體轉(zhuǎn)變時在預先磨光的表面上產(chǎn)生有規(guī)則的表面浮凸。 （2馬氏體形成有慣習面，馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體之間保持共 格關系(第二類共格) 。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3 3、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性 馬氏體轉(zhuǎn)變前后碳濃度不變，即馬氏體中的碳濃度馬氏體轉(zhuǎn)變前后碳濃

5、度不變，即馬氏體中的碳濃度與原奧氏體中的碳濃度完全相同。且碳原子在馬氏體和與原奧氏體中的碳濃度完全相同。且碳原子在馬氏體和奧氏體中的相對于鐵原子保持不變的間隙位置，把這一奧氏體中的相對于鐵原子保持不變的間隙位置，把這一特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性。特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性。 但近年來，一些實驗和計算結(jié)果對上述觀點提出了但近年來，一些實驗和計算結(jié)果對上述觀點提出了疑問：疑問：ThomasThomas發(fā)現(xiàn)在含碳發(fā)現(xiàn)在含碳0.27%0.27%的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)含含C C量高達量高達0.4%0.4%1.04%1.04%，遠遠大于鋼的平均含碳量，說，遠遠大于鋼的平均含碳量，

6、說明碳原子有可能從馬氏體擴散到奧氏體。明碳原子有可能從馬氏體擴散到奧氏體。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 4、位向關系和慣習面、位向關系和慣習面 馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體存在著嚴格的晶體學關系。馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體存在著嚴格的晶體學關系。 、位向關系、位向關系 相變時，整體相互移動一段距離，相鄰原子的相對位置無變化，相變時，整體相互移動一段距離，相鄰原子的相對位置無變化，作小于一個原子間距位置的位移，因此奧氏體與馬氏體保持一定作小于一個原子間距位置的位移，因此奧氏體與馬氏體保持一定的嚴格的晶體學位向關系。的嚴格的晶體學位向關系。 K-S關系（關系（110M /111A；M/A ）

7、 西山西山N關系（關系（110M/111A；M/A ） G-T關系關系 K-V-N關系關系 西山關系與西山關系與K-S關系相比，晶面關系相同，晶向關系相差關系相比，晶面關系相同，晶向關系相差516 。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 G-T關系：關系： 1994年，年，Grenigen與與Troiano 在在Fe-Ni-C合金中合金中發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體的位向接近發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體的位向接近K-S關系，但略有關系，但略有偏差，其中晶面差偏差，其中晶面差1度，晶向差度，晶向差2度，稱為度，稱為G-T關系。關系。即：即： 110M /111A ，差，差1度度 M/A，差，差2度度 第四章第四章

8、 馬氏體相變馬氏體相變 慣習面：慣習面： 慣習面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨慣習面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化：奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化： （A A當當C C含量小于含量小于0.6%0.6%時，慣習面為時，慣習面為111A111A； （B B當當C C含量處于含量處于0.6%0.6%1.4%1.4%時，慣習面為時，慣習面為225A225A； （C C當當C C含量處于含量處于1.4%1.4%2.0%2.0%時，慣習面為時，慣習面為259A259A。 慣習面也可因馬氏體形成溫度而變化，

9、慣習面也可因馬氏體形成溫度而變化，M M形成溫度下降，慣習面有向高指數(shù)變形成溫度下降，慣習面有向高指數(shù)變化的趨勢。對于化的趨勢。對于C C量較高的鋼，先形成的馬氏體的慣習面為量較高的鋼，先形成的馬氏體的慣習面為225A225A，后形成，后形成的馬氏體的慣習面為的馬氏體的慣習面為259A259A。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 5 5、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性：、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性： 在某些合金中，在某些合金中，A A冷卻時冷卻時AMAM，而重新加熱時馬氏體又能，而重新加熱時馬氏體又能MAMA，這種特點稱，這種特點稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。 逆轉(zhuǎn)變開始的溫度稱為逆轉(zhuǎn)變開始的溫度

10、稱為AsAs，結(jié)束的溫度稱為，結(jié)束的溫度稱為Af Af 。 MAMA的逆轉(zhuǎn)變也是在一定的溫度范圍內(nèi)的逆轉(zhuǎn)變也是在一定的溫度范圍內(nèi)As-AfAs-Af進展。形狀記憶合金的熱進展。形狀記憶合金的熱彈性馬氏體就是利用了這個特點。彈性馬氏體就是利用了這個特點。 綜上所述，馬氏體轉(zhuǎn)變具有很多不同于珠光體的特點，其中最主要的和最基綜上所述，馬氏體轉(zhuǎn)變具有很多不同于珠光體的特點，其中最主要的和最基本的只有兩個：切變共格性和無擴散性。其他的特點可由這兩個特點派生出本的只有兩個：切變共格性和無擴散性。其他的特點可由這兩個特點派生出來。來。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 二、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)二、馬氏體的晶體

11、結(jié)構(gòu) 鋼中馬氏體的本質(zhì)：鋼中馬氏體的本質(zhì)： 馬氏體是碳溶于馬氏體是碳溶于-Fe-Fe中的過飽和間隙式固中的過飽和間隙式固溶體，記為溶體，記為M M或或。其中的碳擇優(yōu)分布在。其中的碳擇優(yōu)分布在c c軸方向軸方向上的八面體間隙位置。這使得上的八面體間隙位置。這使得c c軸伸長，軸伸長，a a軸縮短，軸縮短，晶體結(jié)構(gòu)為體心正方。其軸比晶體結(jié)構(gòu)為體心正方。其軸比c/ac/a稱為正方度，馬稱為正方度，馬氏體含碳量愈高，正方度愈大。氏體含碳量愈高，正方度愈大。 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型兩種）：馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型兩種）： 體心立方結(jié)構(gòu)體心立方結(jié)構(gòu)WC0.2%WC0.2%WC0.2%） 第四章第四章 馬氏體相變

12、馬氏體相變 1 1 、馬氏體點陣常數(shù)與碳含量的關系、馬氏體點陣常數(shù)與碳含量的關系 轉(zhuǎn)變只有晶格改組而無成分變化，即奧氏體中固溶的碳全部轉(zhuǎn)變只有晶格改組而無成分變化，即奧氏體中固溶的碳全部保留在馬氏體點陣中。隨馬氏體碳含量不同，其點陣常數(shù)相應發(fā)生保留在馬氏體點陣中。隨馬氏體碳含量不同，其點陣常數(shù)相應發(fā)生變化。變化。 -Fe-Fe的含碳量：的含碳量：0.02180.0218C C，727727 0.006 0.006C C， 室溫室溫 X X射線分析測定，點陣常數(shù)射線分析測定，點陣常數(shù)c c、a a以及以及c/ac/a與鋼中碳含量呈線性關系，與鋼中碳含量呈線性關系，碳含量增加，馬氏體點陣常數(shù)碳含量

13、增加，馬氏體點陣常數(shù) c c ，a a ，c/a c/a 。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 奧氏體和馬氏體的點陣常數(shù) 與碳含量的關系 碳原子在馬氏體點陣中的 可能位置第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2、馬氏體的點陣結(jié)構(gòu)及畸變 馬氏體中 C 原子處于 Fe 原子組成的扁八面體間隙中心，此間隙在短軸方向的半徑為0.19，碳原子半徑為0.77，室溫下 C 在-Fe 中的溶解度為0.006%，但鋼中馬氏體的含碳量遠遠高于此數(shù)。C 原子溶入-Fe 后使體心立方變成體心正方，并造成-Fe非對稱畸變，這個畸變可視為一個強烈應力場，C 原子位于此應力場中心。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 c/a

14、為正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸變程度的參數(shù)。 碳極少或無碳馬氏體時： 體心立方、 ca； C0.0218時： 體心正方、 abc，c/a1； C0.0218時： 正交 abc、c/a1、棱邊夾角仍是90； 碳原子溶入這個扁八面體間隙后，力圖使其變?yōu)檎嗣骟w。結(jié)果使短軸方向上Fe原子的間距伸長36，而在另外兩個方向上則收縮4，從而使體心立方點陣轉(zhuǎn)變成體心正方點陣。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3、新生馬氏體異常正方度 實驗證明，許多鋼新生成的馬氏體(淬火溫度得到的馬氏體而不是室溫)的正方度與公式計算結(jié)果不符： c/a相當?shù)蜁r稱為異常低正方度(Mn 鋼)，其點陣是體心正交的(abc，

15、a、b 軸縮短，c 軸伸長)；c/a相當高時稱為異常高正方度(Al鋼、高Ni鋼)；其點陣是體心正方的(a=bc，a、b軸伸長，c軸縮短)。 當溫度恢復到室溫，正方度又恢復到接近公式計算的正方度。C%添加，正方度偏差增加。 馬氏體正方度與含碳量呈直線關系，含碳量愈高，正方度愈大，即： c/a=10.046wc 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 4 4、C C 原子在馬氏體點陣中的分布原子在馬氏體點陣中的分布 正方度的偏離是由于正方度的偏離是由于C C原子在間隙點陣中的有序與無序分布造成的。原子在間隙點陣中的有序與無序分布造成的。C C原子原子在在-Fe-Fe中有三組可能的位置，依其短軸所在方向

16、而定。中有三組可能的位置，依其短軸所在方向而定。 X X位置短軸平行于位置短軸平行于a a軸方向；軸方向； Y Y位置短軸平行于位置短軸平行于b b軸方向；軸方向； Z Z位置短軸平行于位置短軸平行于c c軸方向；軸方向； 當當80%80%的的C C原子位于原子位于Z Z位置，剩下的位置，剩下的C C原子均勻分布在原子均勻分布在X X、Y Y二個位置時，才會二個位置時，才會出現(xiàn)正常的正方度。出現(xiàn)正常的正方度。 合金元素對馬氏體的正方度影響不大。合金元素對馬氏體的正方度影響不大。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變亞點陣概念 第三亞點陣 第二亞點陣 第一亞點陣 (X位置) (Y位置) (Z位置)

17、 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 產(chǎn)生異常正方度的原理：產(chǎn)生異常正方度的原理： 若若C C原子在三個亞點陣上分布的幾率相等，即原子在三個亞點陣上分布的幾率相等，即C C原子為無序分布時，馬氏體原子為無序分布時，馬氏體應為體心立方結(jié)構(gòu)；實際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則應為體心立方結(jié)構(gòu)；實際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C C 原子在三個亞點原子在三個亞點陣上分布的幾率必然不相等，表明陣上分布的幾率必然不相等，表明C C 原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個亞點陣原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個亞點陣而呈有序分布。研究表明，而呈有序分布。研究表明，C C 原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點陣的。原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點陣的。第四

18、章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 三、鋼中馬氏體的主要形態(tài) 鋼中馬氏體的形態(tài)很多，但就其單元的形態(tài)特征和亞結(jié)構(gòu)的特點來看有五種，其中以板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見。 1、板條狀馬氏體 常見于低碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板條組成，稱板條馬氏體。亞結(jié)構(gòu)為位錯，也稱位錯馬氏體。 板條單晶板條塊板條束馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著高度變形的、非常穩(wěn)定的、厚度約200的殘余奧氏體。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變板條馬氏體組織結(jié)構(gòu)示意圖第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 與與C%的關系：馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對的關系：馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而

19、改變。對于碳鋼：于碳鋼： C%0.3%時，板條束和板條塊比較清楚；時，板條束和板條塊比較清楚； 0.3%C%0.5%時，板條束清楚而板條塊不清楚；時，板條束清楚而板條塊不清楚； 0.6%C%0.8 %時，無法辨認板條束和板條塊，板條時，無法辨認板條束和板條塊，板條組織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過渡。組織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過渡。 與奧氏體晶粒的關系：奧氏體晶粒越大，板條束越大，而一個原奧與奧氏體晶粒的關系：奧氏體晶粒越大，板條束越大，而一個原奧氏體晶粒內(nèi)板條束個數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對板條寬度幾氏體晶粒內(nèi)板條束個數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對板條寬度幾乎沒影響。乎沒影響。 與冷卻速度的

20、關系：冷卻速度越大，板條束和塊寬同時減小，組織與冷卻速度的關系：冷卻速度越大，板條束和塊寬同時減小，組織變細，因此提高冷卻速度有利于細化馬氏體晶粒。變細，因此提高冷卻速度有利于細化馬氏體晶粒。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯，局部也有少量的孿晶。亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯，局部也有少量的孿晶。 位向關系：在一個板條束內(nèi)，馬氏體慣習面接近位向關系：在一個板條束內(nèi)，馬氏體慣習面接近111111；馬氏體和奧氏體；馬氏體和奧氏體符合介于符合介于K-S K-S 關系和西山關系和西山(N)(N)關系之間的關系之間的G-TG-T關系最多；符合關系最多；符合K-SK-S關系和西山關系和西山(N)

21、(N)關系的較少，在一個板條束內(nèi)，存在幾種位向關系的原因尚不清楚。關系的較少，在一個板條束內(nèi)，存在幾種位向關系的原因尚不清楚。 形成板條馬氏體的鋼和合金：低、中碳鋼中形成板條馬氏體的鋼和合金：低、中碳鋼中WC0.3%WC350MS350； 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 板條的立體形態(tài)可以是扁條狀，也可以是薄片狀 。馬氏體板條的兩種立體形態(tài) a)扁條狀 b)薄板狀第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2、片狀馬氏體、片狀馬氏體 常見于淬火高、中碳鋼、及常見于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-CFe-Ni-C鋼?？臻g形態(tài)呈凸鋼?？臻g形態(tài)呈凸透鏡片形狀，稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨透鏡片

22、形狀，稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱針狀馬氏體或面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶馬氏體。竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶馬氏體。 片狀馬氏體的形成溫度：片狀馬氏體的形成溫度： MS200MS200100100（WC1.0WC1.01.4%1.4%） MS100MS350Ms200100Ms100C%0.30.31時為混合型11.41.42第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 組織形態(tài)條寬為0.10.3m慣習面指數(shù)相同的馬氏體構(gòu)成馬氏體群，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可形成34個馬氏體群，而在一個馬氏體群內(nèi)含有

23、36個馬氏體塊，塊間為大角度晶界呈凸透鏡片狀，中間稍厚，初生片橫貫奧氏體晶粒，次生片較小，互成交角，相互撞擊，接合處有微裂紋，片的中央有中脊，常將之看成慣習面。同左，在兩個初生片之間見到“Z”字形分布的細薄片亞結(jié)構(gòu)高密度位錯網(wǎng)絡，形成位錯胞，常見到少量細小孿晶寬度50 的細小孿晶，以中脊為中心，隨 MS下降，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣為復雜的直線式螺位錯列殘奧呈薄片膜狀存在于片的周圍，隨含量增加而增加形成過程各自獨立形核，10-4s/片MS高，無爆發(fā)轉(zhuǎn)變降溫形成，長大速率高10-7s/片，MS低時，有爆發(fā)轉(zhuǎn)變0A第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 與與C%C%的關系：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成

24、分的變化而改變。對于碳鋼：的關系：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼： C%C%0.3%0.3%時，板條馬氏體；時，板條馬氏體； 0.3%0.3%C%C%1.0%1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織； 1.0%1.0%時時C%C%時，全部為片狀馬氏體組織。時，全部為片狀馬氏體組織。 并且隨著并且隨著C%C%添加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素添加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素CrCr、MoMo、MnMn、NiNi增加形成孿晶馬氏體傾向。增加形成孿晶馬氏體傾向。 與奧氏體晶粒的關系：奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。與奧氏體晶粒的

25、關系：奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 片狀馬氏體存在顯微裂紋：片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時產(chǎn)生的，先形成片狀馬氏體存在顯微裂紋：片狀馬氏體顯微裂紋是其形成時產(chǎn)生的，先形成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片大小受到限制，的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體片不斷撞擊先形成的馬氏體，由因此馬氏體片的大小不同。后形成的馬氏體片不斷撞擊先形成的馬氏體，由于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時還與奧氏體晶界撞擊，產(chǎn)生相當大于馬氏體形成速度極快，相互撞擊，同時還與奧氏體晶界撞擊，產(chǎn)生相

26、當大的應力場，另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不能通過滑移或?qū)\生等變形方的應力場，另外由于片狀馬氏體含碳量較高，不能通過滑移或?qū)\生等變形方式消除應力，因此片狀馬氏體出現(xiàn)顯微裂紋。式消除應力，因此片狀馬氏體出現(xiàn)顯微裂紋。 值得提出的是：板條馬氏體板條之間夾角很小，基本相互平行，相互撞擊的值得提出的是：板條馬氏體板條之間夾角很小，基本相互平行，相互撞擊的幾率很小，即使偶有撞擊，由于殘余奧氏體的存在可以緩解應力，因此，板幾率很小，即使偶有撞擊，由于殘余奧氏體的存在可以緩解應力，因此，板條馬氏體沒有出現(xiàn)顯微裂紋。條馬氏體沒有出現(xiàn)顯微裂紋。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 在FeNiC合金系中， C%，

27、Ms； 形狀：條狀條狀與片狀蝶狀片狀片狀+薄片狀薄片狀； 亞結(jié)構(gòu)：則由位錯逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。 Fe-Ni-C馬氏體形態(tài)與碳含量的關系第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學 1、相變的驅(qū)動力、相變的驅(qū)動力 理論上馬氏體相變的驅(qū)動力理論上馬氏體相變的驅(qū)動力: GV=GMGA0 AM，GV必須小于零，必須小于零， 即轉(zhuǎn)變溫度必須低于即轉(zhuǎn)變溫度必須低于T0以下，以下， 需要過冷度很大，但要滿足需要過冷度很大，但要滿足 該條件必須降低到很低溫度該條件必須降低到很低溫度 Ms，Ms點很低。點很低。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2、相變特征點、相變特征點

28、1 1Ms Ms 點定義點定義 奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力值對應的溫度稱奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力值對應的溫度稱為為MsMs點。對于一定成分的合金，點。對于一定成分的合金，T0T0一定，一定，MsMs越低，則越低，則T0-MsT0-Ms越大，相變所需越大，相變所需的驅(qū)動力越大。反之，相變所需的驅(qū)動力越小。因此：的驅(qū)動力越大。反之，相變所需的驅(qū)動力越小。因此： (1)(1)對于鋼和對于鋼和FeFe合金，合金，GG很大，馬氏體快速長大或爆發(fā)式轉(zhuǎn)變；很大，馬氏體快速長大或爆發(fā)式轉(zhuǎn)變； (2)(2)對于有色合金對于有色合金( (如如Au-Cd)Au-

29、Cd)，GG很小，形成熱彈性馬氏體。很小，形成熱彈性馬氏體。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2AsAs點定義點定義 馬氏體和奧氏體兩相自由能之差達到逆轉(zhuǎn)變所需的最小驅(qū)動力值對應的馬氏體和奧氏體兩相自由能之差達到逆轉(zhuǎn)變所需的最小驅(qū)動力值對應的溫度稱為溫度稱為AsAs點。逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動力的大小與點。逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動力的大小與T0-AsT0-As成正比。成正比。 3 3MdMd點定義點定義 獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。 4 4AdAd點定義點定義 獲得形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變的最低溫度。獲得形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變的最低溫度。 按上述定義，按上述定義，T0T0為為MdMd上限溫

30、度上限溫度( (理論溫度理論溫度) )；也是；也是AdAd下限溫度下限溫度( (理論溫度理論溫度) )。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 形變誘發(fā)馬氏體的解釋：形變誘發(fā)馬氏體的解釋： 如下圖所示，馬氏體相變所需的驅(qū)動力為如下圖所示，馬氏體相變所需的驅(qū)動力為GG，對應相變點為，對應相變點為MsMs。在。在T1 T1 溫度溫度(T1(T1Ms)Ms)，馬氏體相變的驅(qū)動力為，馬氏體相變的驅(qū)動力為G2G2，達不到，達不到GG，經(jīng)形變補充的機械驅(qū)，經(jīng)形變補充的機械驅(qū)動力動力G1 G1 與化學驅(qū)動力與化學驅(qū)動力G2 G2 疊加，滿足疊加，滿足G=G1+G2G=G1+G2，因此在，因此在T1T1溫度下溫

31、度下形變，馬氏體相變能夠進行，即在形變，馬氏體相變能夠進行，即在T1T1溫度下可獲得形變誘發(fā)馬氏體。溫度下可獲得形變誘發(fā)馬氏體。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3 3、影響、影響MsMs點的主要因素點的主要因素 1 1化學成分化學成分 (1)C%(1)C%影響影響 C%C%的影響最為明顯。的影響最為明顯。 C%C%升高，升高，Ms Ms 和和MfMf均下降，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余均下降，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余奧氏體量增加。奧氏體量增加。 C%C%添加，添加，MsMs呈連續(xù)下降趨勢，當呈連續(xù)下降趨勢，當C%C%0.6%0.6%時，時，MsMs下降比下降比MfMf下降下降顯

32、著，當顯著，當C%C%增加到增加到C%0.6%C%0.6%時，時，MfMf下降緩慢直至基本不變。下降緩慢直至基本不變。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 C還是穩(wěn)定相的元素，故強烈地降低Ms點。 5507730Xc Xc0.04 Ms= () 5056670Xc 0.04Xc0.06MsMf 碳含量對Ms、Mf的影響第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 (2) (2)合金元素合金元素 合金元素對合金元素對MsMs點影響比較復雜，多種合金元素同時作用的影響和一種點影響比較復雜，多種合金元素同時作用的影響和一種合金元素的影響也不相同?？傮w上：合金元素的影響也不相同?？傮w上： 除了除了CoCo、Al

33、Al 提高提高MsMs外，合金元素均有降低外，合金元素均有降低MsMs作用。作用。 強碳化物形成元素加熱時溶入奧氏體中很少，對強碳化物形成元素加熱時溶入奧氏體中很少，對MsMs點影響不大。點影響不大。 合金元素對合金元素對MsMs點的影響表現(xiàn)在影響平衡溫度點的影響表現(xiàn)在影響平衡溫度T0T0和對奧氏體的強和對奧氏體的強化作用?；饔?。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 合金元素對Ms的影響第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3奧氏體化條件奧氏體化條件 對對MS的影響具有雙重性，加熱溫度高和保溫時間長，有利于的影響具有雙重性，加熱溫度高和保溫時間長，有利于C 及合金元素原子充分溶入到奧氏體中及合金

34、元素原子充分溶入到奧氏體中(固溶強化固溶強化)，降低，降低Ms點；點；但同時奧氏體晶粒長大，缺陷減少，晶界強化作用降低，切變阻但同時奧氏體晶粒長大，缺陷減少，晶界強化作用降低，切變阻力減小，力減小，Ms點有提高趨勢。點有提高趨勢。 4淬火速度淬火速度目前觀點不統(tǒng)一目前觀點不統(tǒng)一 一般認為：淬火速度較低時，即淬火溫度較高，一般認為：淬火速度較低時，即淬火溫度較高，“C 原子氣團原子氣團可以形成足夠大的尺寸并在缺陷處偏聚，強化奧氏體，使可以形成足夠大的尺寸并在缺陷處偏聚，強化奧氏體，使Ms點點降低，淬火速度較高時，即淬火溫度較低，抑制了降低，淬火速度較高時，即淬火溫度較低，抑制了“C 原子氣團原子

35、氣團構(gòu)成，對奧氏體強化作用降低，使構(gòu)成，對奧氏體強化作用降低，使Ms點升高。也有人為：高點升高。也有人為：高速淬火速淬火Ms點升高是淬火應力引起的。點升高是淬火應力引起的。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 5 5磁場磁場 (1)(1)增加磁場只是提高增加磁場只是提高MsMs點，對點，對MsMs點以下的馬氏體轉(zhuǎn)點以下的馬氏體轉(zhuǎn)變和總的轉(zhuǎn)變量無影響。變和總的轉(zhuǎn)變量無影響。 (2)(2)轉(zhuǎn)變過程中增加磁場，轉(zhuǎn)變量的增加趨勢與未加轉(zhuǎn)變過程中增加磁場，轉(zhuǎn)變量的增加趨勢與未加磁場相同，撤去磁場，轉(zhuǎn)變量又回到未加磁場狀態(tài)。磁場相同，撤去磁場，轉(zhuǎn)變量又回到未加磁場狀態(tài)。 (3)(3)磁場對磁場對MsMs點影

36、響與形變誘發(fā)馬氏體影響相似，增點影響與形變誘發(fā)馬氏體影響相似，增加磁能補充了相變所需的驅(qū)動力，使馬氏體相變能夠產(chǎn)生。加磁能補充了相變所需的驅(qū)動力，使馬氏體相變能夠產(chǎn)生。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學 馬氏體相變由于其具有轉(zhuǎn)變速度快的特點，研究其動力學轉(zhuǎn)變特點很困難，馬氏體相變由于其具有轉(zhuǎn)變速度快的特點，研究其動力學轉(zhuǎn)變特點很困難，可以將馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學分成三種情況?？梢詫ⅠR氏體轉(zhuǎn)變的動力學分成三種情況。 1、馬氏體降溫形成、馬氏體降溫形成(降溫形核、瞬間長大降溫形核、瞬間長大) 馬氏體形成速度極快，瞬間形核，瞬間長大，可以認為轉(zhuǎn)變速度取決于

37、形核馬氏體形成速度極快，瞬間形核，瞬間長大，可以認為轉(zhuǎn)變速度取決于形核率率 I 而與長大速度無關。而與長大速度無關。 (1)由于降溫形成的由于降溫形成的G 很大，共格關系勢壘低，界面阻力很小，因此很大，共格關系勢壘低，界面阻力很小，因此形核率形核率I 很大，轉(zhuǎn)變速度極快，可認為與長大速度無關；很大，轉(zhuǎn)變速度極快，可認為與長大速度無關； (2)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變，總轉(zhuǎn)變量與溫度有關爆發(fā)式轉(zhuǎn)變，總轉(zhuǎn)變量與溫度有關 (3)細晶粒爆發(fā)量較少，晶界是爆發(fā)傳遞的障礙。細晶粒爆發(fā)量較少，晶界是爆發(fā)傳遞的障礙。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2、等溫轉(zhuǎn)變、等溫轉(zhuǎn)變( (等溫形核、瞬間長大等溫形核、瞬間長大)

38、) 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變最初在馬氏體等溫轉(zhuǎn)變最初在0.7%C-6.5%Mn-2%Cu0.7%C-6.5%Mn-2%Cu合金中發(fā)現(xiàn)，現(xiàn)在高碳鋼或高碳合金中發(fā)現(xiàn)，現(xiàn)在高碳鋼或高碳高合金鋼高合金鋼( (軸承鋼、高速鋼軸承鋼、高速鋼) )也發(fā)現(xiàn)馬氏體等溫轉(zhuǎn)變。也發(fā)現(xiàn)馬氏體等溫轉(zhuǎn)變。 (1) (1) 等溫轉(zhuǎn)變的動力學曲線呈等溫轉(zhuǎn)變的動力學曲線呈“C C曲線，有孕育期，通過熱激活成核；曲線，有孕育期，通過熱激活成核； (2(2合金元素含量增加，合金元素含量增加，“C C曲線右移，反之左移；曲線右移，反之左移； (3) (3) 等溫轉(zhuǎn)變前預冷誘發(fā)少量馬氏體，可使等溫轉(zhuǎn)變開始具有較大速度等溫轉(zhuǎn)變前預冷誘發(fā)少量馬氏體

39、，可使等溫轉(zhuǎn)變開始具有較大速度而不需要孕育期，預先轉(zhuǎn)變馬氏體可催化等溫轉(zhuǎn)變的馬氏體。而不需要孕育期，預先轉(zhuǎn)變馬氏體可催化等溫轉(zhuǎn)變的馬氏體。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3、表面轉(zhuǎn)變 定義：在稍高于合金Ms溫度時，試樣表面會自發(fā)形成馬氏體，其組織形態(tài)、形成速率、晶體學特征都與在Ms溫度下試樣內(nèi)部形成的馬氏體不同，這種馬氏體稱表面馬氏體。 舉例：Ms點略低于0的Fe-Ni-C 合金放置在0一段時間，產(chǎn)生表面馬氏體，磨去表面試樣仍為奧氏體。 解釋：因為試樣表面不受壓應力作用，內(nèi)部受三向壓應力作用(冷縮熱脹的熱應力)，使Ms點降低(測定的Ms點為試樣內(nèi)部的Ms點而不是表面Ms點)。(1)表面轉(zhuǎn)變

40、與內(nèi)部等溫轉(zhuǎn)變都有孕育期，因此屬于等溫轉(zhuǎn)變；(2表面馬氏體形態(tài)為條狀，長大速度較慢，慣習面112，內(nèi)部馬氏體為片狀，長大速度較快，慣習面225；(3)表面轉(zhuǎn)變會促發(fā)內(nèi)部轉(zhuǎn)變，對馬氏體轉(zhuǎn)變動力學研究有干擾。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 六、馬氏體的機械性能六、馬氏體的機械性能 1 1、強度和硬度、強度和硬度 1 1硬度硬度 鋼中馬氏體的硬度隨含碳量的增高而增大，但當鋼中馬氏體的硬度隨含碳量的增高而增大，但當C%0.6%C%0.6%，淬火鋼的硬，淬火鋼的硬度接近最大值，度接近最大值，C%C%進一步增加，殘余奧氏體含量增加，硬度值增加緩慢甚至進一步增加，殘余奧氏體含量增加，硬度值增加緩慢甚至下

41、降。下降。 合金元素對馬氏體的硬度影響不大。合金元素對馬氏體的硬度影響不大。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2強度 (1)相變強化：馬氏體切變形成大量的位錯、孿晶及層錯等使馬氏體強化稱相變強化。 (2)固溶強化：C 原子過飽和地溶入到-Fe 中產(chǎn)生晶格嚴重畸變，形成畸變應力場，應力場與其它缺陷交互作用使馬氏體強化。 (3)時效強化：C 原子偏聚到位錯線附近，“釘扎位錯引起馬氏體強化。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 (4)馬氏體形變強化：-Fe 本身強度不高，由于馬氏體相變產(chǎn)生塑性變形， 塑性變形產(chǎn)生加工硬化使馬氏體強化。 (5)孿晶對馬氏體強度貢獻：孿晶存在時，馬氏體的有效滑移系僅為體

42、心立方 金屬的四分之一，因此孿晶存在有阻礙滑移，提高變形抗力作用。 (6)原奧氏體晶粒大小和馬氏體板條束大小對強度的影響：奧氏體晶粒細小， 馬氏體晶粒細小(雖然板條塊不變，但板條束變小)，馬氏體強度增高，但 總的來看影響不大。細化晶粒對提高馬氏體強度作用不明顯。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 馬氏體硬度和屈服強度與碳含量的關系 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2、馬氏體的韌性、馬氏體的韌性 馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)：馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)： 低碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為位錯；低碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為位錯； 高碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為孿晶。高碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為孿晶。 1 1高

43、碳鋼板條馬氏體的韌性低高碳鋼板條馬氏體的韌性低 (1)(1)亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。 (2)(2)回火時碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。回火時碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。 (3)(3)馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 2 2低碳鋼板條馬氏體的韌性高低碳鋼板條馬氏體的韌性高 (1)(1)馬氏體形成時容易產(chǎn)生馬氏體形成時容易產(chǎn)生“自回火自回火”，松弛了淬火，松弛了淬火應力，碳化物分布比較均勻應力，碳化物分布比較均勻( (合金鋼合金鋼) )； (2)(2)位錯網(wǎng)形成的胞狀位錯亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在位錯網(wǎng)形成的胞

44、狀位錯亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在低密度位錯區(qū)，為位錯移動提供了余地，而位錯開動可低密度位錯區(qū)，為位錯移動提供了余地，而位錯開動可以緩解應力集中提高塑性；以緩解應力集中提高塑性； (3)(3)無顯微裂紋存在。無顯微裂紋存在。 (4)(4)塑性變形時，位錯的運動塑性變形時，位錯的運動( (滑移滑移) )比孿生容易進行。比孿生容易進行。 綜上所述，馬氏體的韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)，而亞綜上所述，馬氏體的韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)，而亞結(jié)構(gòu)取決于結(jié)構(gòu)取決于C%C%。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 3、馬氏體的相變塑性 相變塑性：金屬及合金在相變過程中塑性增大，往往在低于母相屈服極限時發(fā)生塑性變形，這種現(xiàn)象稱相變

45、塑性。 馬氏體的相變塑性：鋼在馬氏體相變的同時產(chǎn)生相變塑性的現(xiàn)象稱馬氏體的相變塑性。 (1)馬氏體形成時可緩解或松弛局部應力集中，防止裂紋形成，即使形成裂 紋也會由于馬氏體相變使裂紋尖端應力集中得到松弛，從而抑制微裂紋 擴展，提高塑性和斷裂韌性。 (2)由于塑性變形區(qū)有形變馬氏體形成，隨著形變量的增加，形變強化指數(shù) 提高，變形抗力增加，導致已塑性變形區(qū)再發(fā)生塑性變形困難，從而抑 制頸縮的形成，使隨后的變形發(fā)生其它部位，提高了塑性變形能力。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 綜上所述：綜上所述： 馬氏體的強度主要決定于碳含量固溶強化和時效強化），馬氏體的韌性主馬氏體的強度主要決定于碳含量固溶強化

46、和時效強化），馬氏體的韌性主要決定于亞結(jié)構(gòu)。要決定于亞結(jié)構(gòu)。 高碳孿晶型馬氏體強度高，但韌性很差。高碳孿晶型馬氏體強度高，但韌性很差。 低碳位錯型馬氏體具有較高的強度和良好韌性，而且還具有脆性轉(zhuǎn)折溫度低、低碳位錯型馬氏體具有較高的強度和良好韌性，而且還具有脆性轉(zhuǎn)折溫度低、缺口敏感性低等優(yōu)點。缺口敏感性低等優(yōu)點。 提高合金強韌性的重要途徑在于：在強化馬氏體的同時，使馬氏體的亞結(jié)構(gòu)提高合金強韌性的重要途徑在于：在強化馬氏體的同時，使馬氏體的亞結(jié)構(gòu)基本保持位錯型?；颈３治诲e型。 第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 七、奧氏體的穩(wěn)定化七、奧氏體的穩(wěn)定化 定義：奧氏體由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界條件的影響下發(fā)生

47、了定義：奧氏體由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界條件的影響下發(fā)生了某種變化，使其向馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏某種變化，使其向馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體穩(wěn)定化。體穩(wěn)定化。 分類：分類： 奧氏體熱穩(wěn)定化奧氏體熱穩(wěn)定化 奧氏體機械穩(wěn)定化奧氏體機械穩(wěn)定化第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 熱穩(wěn)定化程度可用滯后溫度間隔和殘余奧氏體增量來表示。第四章第四章 馬氏體相變馬氏體相變 1 1、奧氏體的熱穩(wěn)定化、奧氏體的熱穩(wěn)定化 1 1定義：淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留引起過冷奧氏體穩(wěn)定性提定義：淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留引起過冷奧氏體穩(wěn)定性提高，使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯現(xiàn)象成為過冷奧氏體的熱穩(wěn)定化。高，使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯現(xiàn)象成為過冷奧氏體的熱穩(wěn)定化。 2 2產(chǎn)生機理：產(chǎn)生機理：C C、N N 原子在適當溫度下原子在適當溫度下( (熱穩(wěn)定化溫度熱穩(wěn)定化溫度) )向點陣位錯處偏聚，向點陣位錯處偏聚，釘扎位錯，不僅強化奧氏體，使馬氏體相變切變阻力增大，同時釘扎馬氏體釘扎位錯，不僅強化奧氏體，使馬氏體相變切變阻力增大，同時釘扎馬氏體核