馬氏體轉(zhuǎn)變課件

第四章馬氏體轉(zhuǎn)變

MartensiteandItsTransformation王建剛第四章馬氏體轉(zhuǎn)變

MartensiteandIts11.馬氏體轉(zhuǎn)變是由鋼經(jīng)A化后快速冷卻抑制其擴(kuò)散型分解，在降低的溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變。M轉(zhuǎn)變是鋼件熱處理強(qiáng)化的主要手段，產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。因此，M轉(zhuǎn)變的理論研究與熱處理生產(chǎn)實(shí)踐有十分密切的關(guān)系。2.由于鋼的成分及熱處理?xiàng)l件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對(duì)鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。通過對(duì)M的形成規(guī)律的了解，可以指導(dǎo)熱處理生產(chǎn)實(shí)踐，充分發(fā)揮鋼材潛力。3.馬氏體相變的含義很廣泛，不僅金屬材料，在陶瓷材料中也發(fā)現(xiàn)馬氏體相變。因此，凡是相變的基本特征屬于切變共格型的相變都稱為馬氏體相變，其相變產(chǎn)物都稱為馬氏體。

概述1.馬氏體轉(zhuǎn)變是由鋼經(jīng)A化后快速冷卻抑制其擴(kuò)散型分解，在降2我國早在戰(zhàn)國時(shí)代就已進(jìn)行了鋼的淬火，出土西漢劍具有淬火馬氏體組織。到19世紀(jì)中葉，索拜（Sorby）首先用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種硬相。1895年法國人Osmond將其命名為馬氏體（Martensite)。1926～1927年Γ．B．庫爾久莫夫等用X射線技術(shù)測得鋼中馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，并認(rèn)為馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史我國早在戰(zhàn)國時(shí)代就已進(jìn)行了鋼的淬火，出土西漢劍具有淬火320世紀(jì)20年代以來，馬氏體相變是金屬學(xué)最活躍的研究領(lǐng)域之一。發(fā)現(xiàn)不僅鋼中存在馬氏體相變，在有色金屬及合金、陶瓷材料中都可發(fā)生馬氏體相變。1924年，Bain提出了馬氏體相變的應(yīng)變模型，稱為貝茵模型。1929年，周志宏等首先將電解鐵淬入水銀，獲得馬氏體組織。此舉證明，馬氏體也可以是體心立方結(jié)構(gòu)，不是碳在α-Fe中過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史20世紀(jì)20年代以來，馬氏體相變是金屬學(xué)最活躍的研41930年，Γ.B．庫爾久莫夫和G．薩克斯（Sacks）首先測得Fe-C合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，即K-S關(guān)系。1933年，R.E．邁爾（Mehl)測得在中、高碳鋼中馬氏體在奧氏體的｛225｝，晶面上形成，被稱為慣習(xí)面。1934年，西山測得Fe-Ni合金馬氏體相變時(shí)存在西山關(guān)系。1949年，Greniger和Troiano測定了Fe-22%、Ni-0.8C％合金中的馬氏體位向，發(fā)現(xiàn)了G-T關(guān)系。1951年，J.W.Christian首先提出了馬氏體相變的層錯(cuò)形核模型。1953年，F(xiàn)rank首先提出Fe-C｛225｝，馬氏體與母相間的位錯(cuò)界面模型。它促成了K-D位錯(cuò)胞核胚模型的提出。馬氏體研發(fā)史1930年，Γ.B．庫爾久莫夫和G．薩克斯（Sa51952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體的孿晶。1953～1954年，同時(shí)獨(dú)立地提出兩個(gè)馬氏體相變的表象學(xué)假說，其一稱為“W-L-R理論”；另一個(gè)稱為“B-M理論”。1964年，Bogers-Burgers雙切變模型被提出。

20世紀(jì)60年代末，70年代初先后提出馬氏體相變的協(xié)作形變“理論”和范性協(xié)作模型，以及多次切變模型。到20世紀(jì)末就馬氏體相變機(jī)制已經(jīng)提出10余種模型，但均不夠成熟。近一個(gè)世紀(jì)馬氏體及馬氏體相變的研究已經(jīng)取得了輝煌的成就。馬氏體相變熱力學(xué)、馬氏體相變動(dòng)力學(xué)、馬氏體相變組織學(xué)、馬氏體相變晶體學(xué)、馬氏體的性能及其材料開發(fā)應(yīng)用等各方面的研究均獲得了顯著的進(jìn)展。馬氏體研發(fā)史1952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體6但是，就馬氏體相變機(jī)制的研究，尚未形成完整而成熟的理論體系，假說較多。馬氏體的概念尚不確切，馬氏體相變的概念尚存在缺點(diǎn)，需要使其更加正確。馬氏體相變的自組織機(jī)制尚需要進(jìn)一步地深入研究。Cohen教授曾經(jīng)指出：馬氏體相變可能是自然界中最為神奇美妙的過程之一。馬氏體相變是材料科學(xué)中重要的轉(zhuǎn)變之一。其研究具有巨大的理論和實(shí)際價(jià)值。馬氏體相變相對(duì)于珠光體分解來說，是在低溫下進(jìn)行的無擴(kuò)散相變，因此，馬氏體相變具有一系列的相變特征，不僅在鋼中，在有色金屬及合金、陶瓷材料中也發(fā)生馬氏體相變。馬氏體研發(fā)史但是，就馬氏體相變機(jī)制的研究，尚未形成完整而成熟的理論體系，7緒言§4-1鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4-2馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)§4-3馬氏體的組織形態(tài)及物理本質(zhì)§4-4馬氏體相變熱力學(xué)§4-5馬氏體相變動(dòng)力學(xué)§4-6奧氏體的穩(wěn)定化

§4-7馬氏體的力學(xué)性能復(fù)習(xí)思考題主要內(nèi)容緒言主要內(nèi)容8重點(diǎn)：1.馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)；2.Ms點(diǎn)定義及影響因素；3.馬氏體的組織形態(tài)及力學(xué)性能。難點(diǎn)：1.馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)；2.馬氏體產(chǎn)生異常正方度的原因以及馬氏體相變的晶體學(xué)位向關(guān)系。3.影響馬氏體轉(zhuǎn)變的因素。重點(diǎn)與難點(diǎn)重點(diǎn)：重點(diǎn)與難點(diǎn)9§4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)變特點(diǎn)馬氏體的概念（用晶體結(jié)構(gòu)的角度）：C在α-Fe中的過飽和間隙固溶體。

鋼中M的性質(zhì)主要取決于其晶體結(jié)構(gòu)。經(jīng)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，M具有體心正方點(diǎn)陣，-＇轉(zhuǎn)變只有晶格改組而無成分變化，即奧氏體中固溶的C全部保留在M點(diǎn)陣之中。隨著M碳含量的不同，其點(diǎn)陣常數(shù)也相應(yīng)發(fā)生變化。

α-Fe的含碳量：最大在727℃，0.0218％C。室溫下，≈0.006％C§4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)10(一)馬氏體的晶胞及點(diǎn)陣常數(shù)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)—C原子—Fe原子碳原子在點(diǎn)陣中分布的可能位置是α-Fe體心立方晶胞的各棱邊的中央和面心處，即八面體間隙處。(一)馬氏體的晶胞及點(diǎn)陣常數(shù)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)—114.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)12ca碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的八面體間隙位置。這使得c軸伸長，a軸縮短，晶體結(jié)構(gòu)變?yōu)轶w心正方。軸比c/a——馬氏體的正方度。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)ca碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的軸比c/a——馬氏體的正方度。13C%越高，正方度越大，正方畸變?cè)絿?yán)重。當(dāng)＜0.20%C時(shí)，c/a=1，馬氏體為體心立方晶格碳含量對(duì)正方度的影響上述關(guān)系也可用下列公式表示：

式中，a0＝2.861?（-Fe點(diǎn)陣常數(shù)）

＝0.116

β＝0.013

＝0.046

ρ-馬氏體碳含量(重量百分?jǐn)?shù))C%越高，正方度越大，正方畸變?cè)絿?yán)重。碳含量對(duì)正方度的影響14(二)馬氏體的反常正方度1.亞點(diǎn)陣概念并非所有的C原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一組都構(gòu)成一個(gè)八面體，C原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點(diǎn)。由C原子構(gòu)成的八面體點(diǎn)陣稱為亞點(diǎn)陣。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)(二)馬氏體的反常正方度1.亞點(diǎn)陣概念4.1.1馬氏體15若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時(shí)，馬氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實(shí)際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率必然不相等，表明C原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個(gè)亞點(diǎn)陣而呈有序分布。研究表明，C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣的。但是C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣時(shí)與前式的測量結(jié)果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，20%C原子分布在另外兩個(gè)亞點(diǎn)陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部分有序分布(或部分無序分布)的。2.產(chǎn)生反常正方度的原理4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時(shí)，16因此：具有反常低正方度的新生馬氏體，是因?yàn)椴糠钟行蚍植荚诘诙虻谝粊嘃c(diǎn)陣的C原子增加的結(jié)果，而當(dāng)兩個(gè)亞點(diǎn)陣上C原子分布幾率不相等時(shí)，出現(xiàn)a≠b的正交點(diǎn)陣。溫度回升到室溫，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馬氏體，其C原子接近全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣。但計(jì)算表明，即使C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，馬氏體正方度也不能達(dá)到實(shí)驗(yàn)測得的正方度，所以有人認(rèn)為，Al鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元素的有序分布有關(guān)。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)因此：具有反常低正方度的新生馬氏體，是因?yàn)椴糠钟行蚍植荚诘诙?7一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格二、無擴(kuò)散性三、具有特定的位向關(guān)系

四、慣習(xí)面的不變性五、馬氏體相變具有一個(gè)形成溫度范圍六、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)18一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格（200～196℃）4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)馬氏體形成時(shí)試樣表面浮凸現(xiàn)象一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格（200～196℃）4.1.2馬19切變共格既屬于母相（A）又屬于新相（M）相變過程不是通過原子擴(kuò)散，而是通過切變方式使母相（A）原子協(xié)同式的遷移到新相（M）中，遷移的距離小于一個(gè)原子距離，并且兩相間保持共格關(guān)系的一種相變。協(xié)同移動(dòng)，如“軍隊(duì)式轉(zhuǎn)變”，原來相鄰的原子轉(zhuǎn)變后仍相鄰。切變的原子共格的原子4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)切變共格既屬于母相（A）又屬于新相（M）相變過程不是通過原子20切變模型馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，一邊凹陷，一邊凸起,并牽動(dòng)奧氏體突出表面。切變模型馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，一邊凹陷，21第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件22共格：相界面上的原子即屬于新相，又屬于母相，這種相界面上原子的緊密聯(lián)系就稱為共格，其界面稱共格界面。

位錯(cuò)型馬氏體共格界面產(chǎn)生孿晶馬氏體時(shí)共格界面共格：相界面上的原子即屬于新相，又屬于母相，這種相界面上原子23①切變：M轉(zhuǎn)變時(shí)，由母相（A）變?yōu)樾孪啵∕）的晶格改組過程是以切變方式來進(jìn)行的，即：新相與母相界面上的原子以協(xié)同的、集體的、定向的、有次序的方式從母相向新相中的移動(dòng)來實(shí)現(xiàn)的。相鄰原子間的相對(duì)移動(dòng)距離不超過原子間距。這一過程就為切變。②保持位相關(guān)系：在切變過程中，新相和母相晶格間始終保持著嚴(yán)格的位向關(guān)系，其晶面和晶向相互平行。4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)①切變：M轉(zhuǎn)變時(shí)，由母相（A）變?yōu)樾孪啵∕）的晶格改組過程是24從觀察到的馬氏體相變時(shí)出現(xiàn)的宏觀均勻切變現(xiàn)象，可以設(shè)想，在馬氏體相變過程中原子是集體運(yùn)動(dòng)的，原來相鄰的原子相變后仍然相鄰，它們之間的相對(duì)位移不超過一個(gè)原子間距，即馬氏體相變是在原子基本上不發(fā)擴(kuò)散的情況下發(fā)生的。其主要實(shí)驗(yàn)證據(jù)為：1.鋼中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，僅由面心立方點(diǎn)陣通過切變改組為體心立方(或體心正方)點(diǎn)陣，而無成分變化；2.馬氏體相變可以在相當(dāng)?shù)偷臏囟确秶鷥?nèi)（甚至在4K)以極快的速度進(jìn)行，在這樣低的溫度下，原子擴(kuò)散速度極小，相變已不可能以擴(kuò)散方式進(jìn)行；3.原子協(xié)調(diào)移動(dòng)，原來相鄰的原子仍相鄰（軍隊(duì)式轉(zhuǎn)變），相鄰原子的移動(dòng)距離不超過一個(gè)原子間距。二、無擴(kuò)散性4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)從觀察到的馬氏體相變時(shí)出現(xiàn)的宏觀均勻切變現(xiàn)象，可以設(shè)想，在馬25相變晶體學(xué)是相變機(jī)制的核心內(nèi)容。它提供相變時(shí)晶體結(jié)構(gòu)的變化過程，揭示相變產(chǎn)物的物理本質(zhì)。因此，如果說相變熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)的研究是外圍戰(zhàn)，那么，晶體學(xué)的研究則是攻堅(jiān)戰(zhàn)。一個(gè)世紀(jì)以來，對(duì)馬氏體相變晶體學(xué)研究進(jìn)行了大量的工作，但尚未形成統(tǒng)一的成熟理論。大多為模型和假說。本節(jié)僅作概略地介紹。三、新舊兩相間具有一定的晶體學(xué)關(guān)系4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)相變晶體學(xué)是相變機(jī)制的核心內(nèi)容。它提供相變261.K-S(Kurdjumov-Sachs)關(guān)系20世紀(jì)30年代初，庫氏和Sachs確定了1.4%C鋼中奧氏體與馬氏體之間的位向關(guān)系為：密排面｛111｝A//｛011｝M；方向<110>A//<111>M此稱K-S關(guān)系。據(jù)此設(shè)計(jì)了K-S切變模型。4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)目前，鋼中馬氏體與奧氏體中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)的晶體學(xué)取向關(guān)系有K-S關(guān)系、西山關(guān)系和G-T關(guān)系等。這個(gè)模型說明了新舊相存在位向關(guān)系的來由。但是，按此模型，慣習(xí)面應(yīng)為｛111}γ，而實(shí)際上Fe-C合金馬氏體的慣習(xí)面為{557}γ,{225}γ，{259}γ，同時(shí)也不能解釋亞結(jié)構(gòu)及浮凸現(xiàn)象。1.K-S(Kurdjumov-Sachs)關(guān)系4.1272.西山(Nishiyama)關(guān)系

西山在Fe-30％Ni合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間存在K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的馬氏體則具有下列位向關(guān)系，即西山關(guān)系：｛111｝γ//｛110｝αˊ<112>γ//<110>αˊ按照西山關(guān)系，在每個(gè){111}γ面上馬氏體只可能有三種不同的取向，所以4種｛111｝γ面上總共只有3×4＝12種可能的馬氏體取向。西山關(guān)系和K-S關(guān)系相比較，晶面的平行關(guān)系相同，而晶向卻有5o16′之差。2.西山(Nishiyama)關(guān)系283.G-T(Greninger-Troiaon)關(guān)系

Greninger和Troiaon精確測量了Fe-0.8％、C-22％Ni合金奧氏體單晶中的馬氏體位向，結(jié)果發(fā)現(xiàn)K-S關(guān)系中的平行晶面和平行晶向?qū)嶋H上均略有偏差，即｛111｝γ//｛110｝α差1o；＜110＞γ//＜111＞α差2o3.G-T(Greninger-Troiaon)關(guān)系29馬氏體相變不僅新相和母相之間有嚴(yán)格的位向關(guān)系，而且馬氏體是在母相的一定晶面上開始形成的，這個(gè)晶面即稱為慣習(xí)面，通常以母相的晶面指數(shù)表示。鋼中馬氏體的慣習(xí)面常見的有三種：{111}γ、{225}γ、和{259}γ。慣習(xí)面隨碳含量及形成溫度不同而異：碳含量小于0.6％時(shí)為{111}γ，碳含量在0.6％～1.4％之間為{225}γ，碳含量高于1.4％時(shí)為{259}γ。四、慣習(xí)面和不變平面馬氏體相變不僅新相和母相之間有嚴(yán)格的位向關(guān)系，而且馬氏體是在30第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件31第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件32第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件33隨馬氏體形成溫度的降低，慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢。所以，同一成分的鋼也可能出現(xiàn)兩種慣習(xí)面的馬氏體，如先形成的馬氏體慣習(xí)面為{225}γ，而后形成的馬氏體慣習(xí)面為{259}γ。隨馬氏體形成溫度的降低，慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢。所34五、馬氏體相變具有一個(gè)形成溫度范圍必須將奧氏體快速冷卻(大于臨界冷卻速度)至某一溫度以下才能發(fā)生馬氏體相變，這一溫度稱為馬氏體相變開始點(diǎn)，以Ms表示。1.有Ms和Mf，即有一個(gè)轉(zhuǎn)變溫度范圍；2.轉(zhuǎn)變不徹底性，有殘余A。冷處理促使A轉(zhuǎn)變，但仍然會(huì)有剩余A。溫度→圖4-6馬氏體轉(zhuǎn)變量與轉(zhuǎn)變溫度的示意圖五、馬氏體相變具有一個(gè)形成溫度范圍溫度→35六、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性冷卻時(shí)，奧氏體可以通過馬氏體相變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時(shí)，馬氏體也可以通過逆向馬氏體相變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即馬氏體相變具有可逆性。一般將加熱時(shí)馬氏體向奧氏體的相變稱為逆相變。逆相變與冷卻時(shí)的馬氏體相變具有相同的特點(diǎn)，與冷卻時(shí)的Ms及Mf相對(duì)應(yīng)，逆相變時(shí)也有相變開始點(diǎn)As及相變終了點(diǎn)Af。六、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性36通常，As比Ms高，兩者之差視合金成分而異。如：Au-Cd、Ag-Cd等合金的As與Ms之差較小，僅為20～50℃；而Fe-Ni等合金的As與Ms之差就很大，大于400℃。綜上所述，馬氏體相變區(qū)別于其他相變最基本的特點(diǎn)只有兩個(gè)：一是相變以切變共格方式進(jìn)行；二是相變的無擴(kuò)散性。其他特點(diǎn)均可由這兩個(gè)基本特點(diǎn)派生出來。通常，As比Ms高，兩者之差視合金成分而異。如：A374.2.1Bain模型4.2.2K-S切變模型4.2.3G-T模型§4.2馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型4.2.1Bain模型4.2.2K-S切變模型4.2.38f.c.c可看作體心正方其軸比c/a=1.414A點(diǎn)陣只需適當(dāng)變形，調(diào)整軸比，使之達(dá)到與含碳量對(duì)應(yīng)的M正方度時(shí)，A即可轉(zhuǎn)變成M。4.2.1Bain模型f.c.c可看作體心正方其軸比c/a=1.414A點(diǎn)陣只需適39（111）A(011)MXMYMZMXAYAZA模型不能解釋表面浮凸效應(yīng)和慣習(xí)面。（111）A(011)MXMYMZMXAYAZA模型不能解釋40——如何由fcc轉(zhuǎn)變?yōu)閎cc點(diǎn)陣？先看奧氏體{111}面4.2.2K-S模型——如何由fcc轉(zhuǎn)變?yōu)閎cc點(diǎn)陣？先看奧氏體{111}面4.41第一層第二層第三層將三層相鄰(111)A晶面對(duì)某一層作垂直投影<112><011><011>120°第一層第二層第三層將三層相鄰(111)A晶面對(duì)某一層作垂直投42馬氏體{011}面馬氏體{011}面43第一層第二層第三層<110><111><111>將三層相鄰（011）面對(duì)某一層作垂直投影109°28′第一層第二層第三層<110><111><111>將三層相鄰（44第一層第二層第三層<011><011><112>120°{111}A<111><111>第二層原子沿<112>方向做第一次切變沿<011>方向做第二次切變{110}M<110>109°28′第一層第二層第三層<011><011><112>120°{145第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件46相變經(jīng)一次宏觀均勻切變和一次宏觀非均勻切變4.2.3G-T模型相變經(jīng)一次宏觀均勻切變和一次宏觀非均勻切變4.2.3G-T47第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件48第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件49§4.3馬氏體的組織形態(tài)經(jīng)淬火獲得馬氏體組織是鋼件強(qiáng)韌化的重要基礎(chǔ)。由于鋼的成分及熱處理?xiàng)l件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對(duì)鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。下面介紹鋼及鐵合金中存在的幾種典型的馬氏體組織。§4.3馬氏體的組織形態(tài)經(jīng)淬火獲得馬氏體組織是鋼件強(qiáng)韌化504.3.1馬氏體的形態(tài)板條狀M片狀M最為常見不常見的有：蝴蝶狀M、透鏡片狀M、薄板狀M、薄片狀M(一)板條狀馬氏體低中碳鋼及馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼、Fe-Ni合金中一種典型的馬氏體組織。低碳板條狀馬氏體每個(gè)單元的形狀呈窄而細(xì)長的板條，許多板條總是成群地相互平行地連在一起。4.3.1馬氏體的形態(tài)板條狀M片狀M最為常見不常見的有：蝴51光鏡下馬氏體束馬氏體群一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以有3~5個(gè)馬氏體板條束(圖中A、B、C、D)，一個(gè)板條束內(nèi)又可以分成幾個(gè)平行的板條塊(如B區(qū)域)；板條塊間成大角晶界，塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊界平行；每個(gè)板條塊由若干個(gè)板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.5×5.0×20μm。板條馬氏體的慣習(xí)面接近{111}γ；馬氏體和奧氏體符合介于K-S關(guān)系。光鏡下馬氏體束馬氏體群一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以有3~5個(gè)馬氏體52板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯(cuò)，位錯(cuò)形成位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)(纏結(jié))，位錯(cuò)密度隨含碳量增加而增大，常為(0.3～0.9)×1012㎝/cm3.故稱位錯(cuò)馬氏體。板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯(cuò)，位錯(cuò)形成位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)(纏結(jié)53不同腐蝕劑顯示的板條狀馬氏體組織(a)Fe-23.8Ni合金(硝酸酒精腐蝕);(b)Fe-24.5Ni合金(先用硝酸酒精后用NaHSO3水溶液腐蝕馬氏體板條之間存在薄膜狀的殘余奧氏體，厚度約為100～200×10-1nm。低碳鋼板條馬氏體中有2%～4%的殘余奧氏體。不同腐蝕劑顯示的板條狀馬氏體組織(a)Fe-23.8Ni54(二)片狀馬氏體

片狀M是鐵基合金中的另一種典型的M組織，多出現(xiàn)在淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，其光學(xué)顯微組織形態(tài)如圖。Fe-32Ni合金的片狀M組織片狀M的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，又稱為透鏡片狀M。因其與試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀或竹葉狀馬氏體。(二)片狀馬氏體Fe-32Ni合金的片狀M組織片55第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件56第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件57第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件581.顯微結(jié)構(gòu)：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個(gè)原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，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。2.亞結(jié)構(gòu)：主要為孿晶，所以又稱為孿晶型馬氏體。根據(jù)內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的差異，可將片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)(中間部分)和無孿晶區(qū)(片的周圍部分，存在位錯(cuò))。孿晶區(qū)所占的比例隨合金成分變化而異。孿晶的結(jié)合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊高密度的相變孿晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。孿晶間距約為50?，一般不擴(kuò)展到馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復(fù)雜的位錯(cuò)；也有的片狀馬氏體無中脊。1.顯微結(jié)構(gòu)：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿593.位向關(guān)系：片狀馬氏體中?？梢姷接忻黠@的中脊，片狀馬氏體慣習(xí)面接近{225}γ或{259}γ；馬氏體與母相奧氏體的位向關(guān)系符合K-S關(guān)系或西山(N)關(guān)系。4.與C%的關(guān)系：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對(duì)于碳鋼：

C%＜0.3%時(shí)，板條馬氏體；

0.3%＜C＜1.0%時(shí)，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；

1.0%時(shí)＜C%時(shí)，全部為片狀馬氏體組織。并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孿晶馬氏體傾向。5.與奧氏體晶粒的關(guān)系：奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。3.位向關(guān)系：片狀馬氏體中?？梢姷接忻黠@的中脊，片狀馬氏體慣60第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件61隱晶馬氏體：工具鋼不完全淬火將得到所謂“隱晶”馬氏體，它是在馬氏體的基體上分布著剩余碳化物。其馬氏體經(jīng)硝酸酒精侵蝕后難以在光學(xué)顯微鏡下觀察到馬氏體的形態(tài)，故得其名。它也是片狀馬氏體，在電子顯微鏡下可觀察到它的片狀特征，但由于奧氏體中尚有許多剩余碳化物，而且成分不均，故馬氏體片長大受限，尺寸較短。隱晶馬氏體：621.蝶狀馬氏體在Fe-Ni合金和Fe-Ni(-Cr)-C合金中，當(dāng)馬氏體在板條狀M和片狀M的形成溫度范圍之間的溫度區(qū)域形成時(shí)，會(huì)出現(xiàn)具有特異形態(tài)的M。這種M的立體形態(tài)為“V”形柱狀，其斷面呈蝴蝶形，故稱為蝶狀馬氏體或多角狀馬氏體。圖4-11Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶狀馬氏體(三)其他馬氏體形態(tài)蝶狀馬氏體兩翼的慣習(xí)面為{225}γ，兩翼相交的結(jié)合面為{100}γ。電鏡觀察證實(shí)，蝶狀馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)，無孿晶存在，與母相的晶體學(xué)位向關(guān)系大體上符合K-S關(guān)系。1.蝶狀馬氏體圖4-11Fe-18Ni-0.7Cr-0.63第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件64第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件652．薄片狀馬氏體在Ms點(diǎn)極低的Fe-Ni-C合金中可觀察到一種厚度約為3～10μm的薄片狀馬氏體，其立體形態(tài)為薄片狀，與試樣磨面相截呈寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)。Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體

薄片狀馬氏體的慣習(xí)面為{259}γ，與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為{112}αˊ孿晶，孿晶的寬度隨碳含量升高而減小。平直的帶中無中脊，這是它與片狀馬氏體的不同之處。2．薄片狀馬氏體Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體66第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件673.ε馬氏體上述各種馬氏體都是具有體心立方(正方)點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的馬氏體(α')。而在奧氏體層錯(cuò)能較低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的ε馬氏體。ε馬氏體呈極薄的片狀，厚度僅為100～300nm，其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度層錯(cuò)。Fe-16.4Mn-0.09C合金的ε馬氏體ε馬氏體的慣習(xí)面為：{111}γ，與奧氏體之間的位向關(guān)系為：{111}γ//{0001}ε，＜110＞γ//＜1120＞ε3.ε馬氏體Fe-16.4Mn-0.09C合金的ε馬氏體ε684.3.2影響馬氏體形態(tài)和內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素(一)馬氏體的形成溫度（Ms）隨馬氏體的形成溫度降低：M的形態(tài)將按照板條狀→蝶狀→透鏡片狀→薄片狀的順序轉(zhuǎn)化；亞結(jié)構(gòu)則由位錯(cuò)逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。這是由于馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms~Mf溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，對(duì)于一定成分奧氏體，有可能轉(zhuǎn)變成幾種不同形態(tài)的馬氏體。Ms點(diǎn)高(C%＜0.3%)的鋼：板條狀馬氏體；Ms點(diǎn)略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體；Ms點(diǎn)更低的鋼：板條狀M不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺頜；Ms點(diǎn)極低的鋼：片狀M不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)楸“鍫頜。4.3.2影響馬氏體形態(tài)和內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素(一)馬氏體的69(二)奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體的層錯(cuò)能低時(shí)，易于形成ε馬氏體。但層錯(cuò)能對(duì)其他形態(tài)馬氏體的影響尚不統(tǒng)一。一般認(rèn)為，奧氏體的層錯(cuò)能越低，越難于形成相變孿晶，而越趨向于形成位錯(cuò)型馬氏體。如層錯(cuò)能極低的18-8不銹鋼在液氮溫度下也只能形成位錯(cuò)板條狀馬氏體。(三)奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ms點(diǎn)處的奧氏體的屈服強(qiáng)度以及馬氏體的強(qiáng)度有關(guān)。(二)奧氏體的層錯(cuò)能70馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力是新相馬氏體(α`)與母相奧氏體()的化學(xué)自由能差。4.4.1馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力§4.4馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)分析當(dāng)溫度T<T0:Gr→a′=Ga′-Gr<0存在A→M轉(zhuǎn)變傾向Gr→a是A→M轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，但與過冷度△T的大小有關(guān),應(yīng)達(dá)到：△T=（T0-Ms）各相自由能與隨溫度的關(guān)系馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力是新相馬氏體(α`)與母相奧氏體()的71當(dāng)馬氏體形成時(shí)，除了因形成新的界面而消耗界面能外，還要考慮其它能量消耗。如：因新相的比容增大和維持切變共格面引起的彈性應(yīng)變能;產(chǎn)生宏觀均勻切變而作功;產(chǎn)生宏觀不均勻切變而在馬氏體中形成高密度位錯(cuò)和細(xì)微孿晶(以能量的形式儲(chǔ)存于馬氏體中)；使鄰近的奧氏體發(fā)生協(xié)作形變而作功。必須有較大的過冷度△T=T0-MS(深度過冷)當(dāng)馬氏體形成時(shí)，除了因形成新的界面而消耗界面能外，還要考慮其72深度過冷：過冷度△T=T0-MS。MS為馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度。MS點(diǎn)的物理意義即為奧氏體和馬氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需的最小化學(xué)驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度；MS點(diǎn)反映了使馬氏體轉(zhuǎn)變得以進(jìn)行所需要的最小過冷度。4.4.2Ms點(diǎn)的物理意義深度過冷：過冷度△T=T0-MS。MS為馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度73①生產(chǎn)中制訂等溫淬火、分級(jí)淬火、雙液淬火工藝以及冷處理工藝時(shí)必須參照Ms點(diǎn)；②Ms點(diǎn)的高低直接影響到淬火鋼中殘余奧氏體量以及淬火變形和開裂的傾向；③Ms點(diǎn)的高低往往影響著淬火馬氏體的形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)，從而影響著鋼的性能．Ms點(diǎn)在生產(chǎn)中具有的重要意義4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素①生產(chǎn)中制訂等溫淬火、分級(jí)淬火、雙液淬火工藝以及冷處理工藝741.碳強(qiáng)烈地降低Ms點(diǎn)(一)奧氏體的化學(xué)成分碳含量對(duì)碳鋼Ms和Mf點(diǎn)的影響2.除鋁、鈷外，其余合金元素都不同程度降低Ms點(diǎn)合金元素對(duì)Ms點(diǎn)的影響4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素1.碳強(qiáng)烈地降低Ms點(diǎn)(一)奧氏體的化學(xué)成分碳含量對(duì)碳鋼M75采用“實(shí)驗(yàn)-統(tǒng)計(jì)法”確定鋼Ms點(diǎn)的經(jīng)驗(yàn)公式：4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素(一)奧氏體的化學(xué)成分采用“實(shí)驗(yàn)-統(tǒng)計(jì)法”確定鋼Ms點(diǎn)的經(jīng)驗(yàn)公式：4.4.3影響76(二)應(yīng)力和塑性形變4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素1.應(yīng)力的影響多向壓應(yīng)力會(huì)阻止M形成，使Ms↓（阻礙M轉(zhuǎn)變時(shí)的體膨脹），拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力有利于M形成而使Ms↑，真空淬火將使Ms↑。2.形變的影響在Ms以上附近進(jìn)行塑性變形時(shí)促使Ms↑，這是因?yàn)椴糠中巫兡苻D(zhuǎn)化為M相變驅(qū)動(dòng)力。在Ms～Mf進(jìn)行塑性變形時(shí)促使馬氏體轉(zhuǎn)變量M%↑，并隨著變形量↑，M%↑。當(dāng)溫度超過Md進(jìn)行形變就不能產(chǎn)生M，這個(gè)溫度界限稱為Md點(diǎn)。生產(chǎn)應(yīng)用這一現(xiàn)象進(jìn)行形變強(qiáng)化處理，在Ms點(diǎn)以上將A形變?cè)黾覣中位錯(cuò)，使K沿位錯(cuò)沉淀析出，固溶體中C、合金元素含量降低，而Ms↑。(二)應(yīng)力和塑性形變4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素1.應(yīng)力77加熱溫度和時(shí)間對(duì)Ms點(diǎn)的影響是復(fù)雜的。溫度T↑，時(shí)間t↑，一方面會(huì)使C和合金元素更多地溶解到A中，使Ms↓；另一方面使A晶粒長大和成分均勻化，使A形成時(shí)因體積變化產(chǎn)生的晶格畸變大為減少，而減小M形成時(shí)的切變阻力，導(dǎo)致Ms↑。（前者作用強(qiáng)，后者作用弱）。對(duì)于接近共析成分的鋼和過共析鋼：T↑和t↑主要使溶入A中的C及合金元素↑，導(dǎo)致Ms↓。對(duì)于含C量較低的亞共析鋼，通常加熱到Ac3使其完全A化。因此隨T↑和t↑，一般對(duì)Ms點(diǎn)影響不大或提高幾度到十幾度。(三)奧氏體化條件4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素加熱溫度和時(shí)間對(duì)Ms點(diǎn)的影響是復(fù)雜的。(三)奧氏體化條件478

若在馬氏體轉(zhuǎn)變前奧氏體己預(yù)先部分地轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織，將會(huì)使Ms點(diǎn)升高；珠光體優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，而剩余的奧氏體則相對(duì)地屬于貧碳區(qū)。若在馬氏體轉(zhuǎn)變前奧氏體已預(yù)先部分地轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，將會(huì)使Ms點(diǎn)降低．貝氏體優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成，而剩余的奧氏體則相對(duì)地屬于富碳區(qū)。(四)存在先馬氏體的組織轉(zhuǎn)變4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素若在馬氏體轉(zhuǎn)變前奧氏體己預(yù)先部分地轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織，將會(huì)使79由于貝氏體的強(qiáng)度和韌性較高，比容又較馬氏體為小，因而經(jīng)等溫淬火的高速鋼刃具具有高強(qiáng)度、高韌性和良好的切削性能，并且變形小，能防止開裂，可用于處理大型復(fù)雜的刃具。(四)存在先馬氏體的組織轉(zhuǎn)變4.4.3影響Ms點(diǎn)的因素由于貝氏體的強(qiáng)度和韌性較高，比容又較馬氏體為小，因而經(jīng)等溫淬804.5.1．馬氏體轉(zhuǎn)變的形核4.5.2．馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型§4.5馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)形核和長大，轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)由形核率和長大速度決定。形核率是轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的一個(gè)主要控制因素。4.5.1．馬氏體轉(zhuǎn)變的形核§4.5馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)形核81這是一種經(jīng)典的形核理論，其基本出發(fā)點(diǎn)是把馬氏體轉(zhuǎn)變看作為單元素的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，認(rèn)為形核率決定于形成臨界尺寸核胚的激活能即形核功(△W)和原子從母相轉(zhuǎn)入新相所需克服的能壘即核胚長大激活能(U)。形核功來源于熱起伏，核胚的長大是靠原子一個(gè)個(gè)地從母相轉(zhuǎn)入新相來實(shí)現(xiàn)。

不適用于馬氏體轉(zhuǎn)變(一)熱形核說4.5.1馬氏體轉(zhuǎn)變的形核這是一種經(jīng)典的形核理論，其基本出發(fā)點(diǎn)是把馬氏體轉(zhuǎn)變看作為單元82實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，馬氏體的核胚在合金中一些有利的位置優(yōu)先形成。這種有利于形核的位置是那些結(jié)構(gòu)不均勻的區(qū)域，如位錯(cuò)、層錯(cuò)等晶體缺陷，晶界、亞晶界或由夾雜物造成的內(nèi)表面以及由于晶體成長或塑性形變所造成的畸變區(qū)等。從能量的觀點(diǎn)看，是由于上述區(qū)域具有較高的自由能，因而可作為馬氏體的核胚。(二)缺陷形核說4.5.1馬氏體轉(zhuǎn)變的形核實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，馬氏體的核胚在合金中一些有利的位置優(yōu)先形成。(二)83奧氏體中已存在馬氏體時(shí)能促發(fā)未轉(zhuǎn)變的母相形核。據(jù)此，提出了馬氏體轉(zhuǎn)變的自促發(fā)形核模型。自促發(fā)形核實(shí)際上是因先生成的馬氏體使其周圍奧氏體發(fā)生協(xié)作形變而產(chǎn)生位錯(cuò)，從而促成了馬氏體核胚所致。(三)自促發(fā)形核說4.5.1馬氏體轉(zhuǎn)變的形核奧氏體中已存在馬氏體時(shí)能促發(fā)未轉(zhuǎn)變的母相形核。據(jù)此，提出了馬84(一)變溫(降溫)轉(zhuǎn)變(二)等溫轉(zhuǎn)變(三)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變(四)表面轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型(一)變溫(降溫)轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型85連續(xù)冷卻(變溫或降溫)過程中進(jìn)行，亦即在Ms點(diǎn)以下，隨溫度的下降馬氏體形成量不斷增加；若停止降溫，轉(zhuǎn)變即告中止，而繼續(xù)降溫，則轉(zhuǎn)變復(fù)又進(jìn)行，直至冷到Mf點(diǎn)為止。馬氏體的轉(zhuǎn)變量決定于冷卻到達(dá)的溫度Tq，即決定于Ms點(diǎn)以下的過冷度(△T=Ms-Tq)，而與等溫停留時(shí)間無關(guān)。(一)變溫(降溫)轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型連續(xù)冷卻(變溫或降溫)過程中進(jìn)行，亦即在Ms點(diǎn)以下，隨溫度的86非熱學(xué)性轉(zhuǎn)變，由于馬氏體形成時(shí)相變驅(qū)動(dòng)力較大，相變的共格性和原子的近程遷移等特點(diǎn)決定了其長大激活能較小，故其長大速度極快。在連續(xù)降溫過程中馬氏體轉(zhuǎn)變量的增加是靠一批批新的馬氏體片的不斷形成，而不是靠已有馬氏體片的繼續(xù)長大。(一)變溫(降溫)轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型非熱學(xué)性轉(zhuǎn)變，由于馬氏體形成時(shí)相變驅(qū)動(dòng)力較大，相變的共格性和87某些Fe-Ni-Mn，F(xiàn)e-Ni-Cr合金或某些高合金鋼，在一定條件下恒溫保持，經(jīng)過一段孕育期也會(huì)產(chǎn)生馬氏體，并隨著時(shí)間的延長，馬氏體量增加，此稱為馬氏體的等溫轉(zhuǎn)變。(二)等溫轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型等溫轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：①在Ms點(diǎn)以下某一溫度停留，過冷奧氏體需經(jīng)過一定孕育期后才開始形成馬氏體；②隨等溫時(shí)間增長，馬氏體轉(zhuǎn)變量不斷增多，即轉(zhuǎn)變量是時(shí)間的函數(shù)。③隨轉(zhuǎn)變溫度的降低，開始時(shí)轉(zhuǎn)變速率增大，且孕育期減少，但到達(dá)某一轉(zhuǎn)變溫度后轉(zhuǎn)變速率反而減慢，且孕育期增長。某些Fe-Ni-Mn，F(xiàn)e-Ni-Cr合金或某些高合金鋼，在88(二)等溫轉(zhuǎn)變Fe-Ni-Mn合金馬氏體

的等溫轉(zhuǎn)變IT圖Fe—Ni—Mn合金馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖：①必須通過熱激活過程才能形核，故也稱其為熱學(xué)性轉(zhuǎn)變。②在任一溫度下等溫，馬氏體的轉(zhuǎn)變都是有限的，即轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底。4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型(二)等溫轉(zhuǎn)變Fe-Ni-Mn合金馬氏體

的等溫轉(zhuǎn)變IT89軸承鋼等溫馬氏體軸承鋼等溫馬氏體90馬氏體點(diǎn)低于室溫的某些合金，當(dāng)冷卻到一定溫度MB(MB<Ms)時(shí)，在瞬間形成大量馬氏體，T—f曲線的開始階段呈垂直上升的勢態(tài)。此稱爆發(fā)型馬氏體相變。轉(zhuǎn)變伴有響聲，并釋放出大量相變潛能。(三)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型Fe-Ni-C合金馬氏體轉(zhuǎn)變曲線慣習(xí)面{259}g自促發(fā)形核爆發(fā)式長大Fe-Ni-C合金馬氏體組織馬氏體點(diǎn)低于室溫的某些合金，當(dāng)冷卻到一定溫度MB(MB<Ms91試樣表面在比試樣內(nèi)部的Ms點(diǎn)高出幾度到五六十度的溫度下會(huì)自發(fā)的形成馬氏體，其金相形態(tài)、長大速度和晶體學(xué)特征都和試樣內(nèi)部在Ms點(diǎn)以下所形成的馬氏體不同，這種只產(chǎn)生于表層的馬氏體稱為表面馬氏體。表面馬氏體也是在等溫條件下形成，深度一般小于30μm，形態(tài)為條狀，長大速度慢。形成原因，由于表面不受壓應(yīng)力，以致相對(duì)于內(nèi)部有利于馬氏體形成，表面的Ms點(diǎn)要比內(nèi)部高。(四)表面轉(zhuǎn)變4.5.2馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型試樣表面在比試樣內(nèi)部的Ms點(diǎn)高出幾度到五六十度的溫度下會(huì)自發(fā)92淬火鋼的組織主要是馬氏體，鋼的機(jī)械性能主要由它所決定，掌握馬氏體的各種性能及其影響因素，對(duì)于分析淬火鋼的性能變化規(guī)律，設(shè)計(jì)或選用新鋼種以及合理制定鋼的熱處理工藝都有重要意義?！?.6馬氏體的機(jī)械性能4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度4.6.2馬氏體的塑性和韌性4.6.3馬氏體的相變誘發(fā)塑性淬火鋼的組織主要是馬氏體，鋼的機(jī)械性能主要由它所決定，掌握馬93鋼中馬氏體的主要性能特點(diǎn)是高強(qiáng)度、高硬度，其硬度隨著含碳量的增加而提高。合金元素對(duì)馬氏體的硬度影響不大。如圖所示。含碳量進(jìn)一步增加時(shí)，雖然馬氏體的硬度仍然有所提高，但是由于鋼中殘留奧氏體量增加，使鋼的硬度反而下降。4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度鋼中馬氏體的主要性能特點(diǎn)是高強(qiáng)度、高硬度，其硬度隨著含碳量的94許多研究表明：鋼的屈服強(qiáng)度也隨碳含量的增加升高。馬氏體具有高的硬度和強(qiáng)度，是由以下幾方面原因造成：(一)過飽和碳引起的固溶強(qiáng)化(二)馬氏體中亞結(jié)構(gòu)(三)馬氏體的時(shí)效強(qiáng)化4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度許多研究表明：鋼的屈服強(qiáng)度也隨碳含量的增加升高。馬氏體具有高95(一)過飽和碳引起強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化

間隙式溶入的過飽和碳原子將強(qiáng)烈地引起點(diǎn)陣畸變，從而形成以碳原子為中心的應(yīng)力場，這個(gè)應(yīng)力場與位錯(cuò)發(fā)生交互作用而成為碳釘扎位錯(cuò)，使馬氏體顯著強(qiáng)化。馬氏體中含碳量越高，強(qiáng)化越甚。作為置換的合金元素原子由于對(duì)晶格產(chǎn)生畸變的作用較小，因而對(duì)強(qiáng)度和硬度的貢獻(xiàn)較小。4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度(一)過飽和碳引起強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化間隙式溶入的過飽和碳原子96由于馬氏體轉(zhuǎn)變的切變性而使晶體中產(chǎn)生大量位錯(cuò)、孿晶等亞結(jié)構(gòu)。在碳含量小于0.3％的碳鋼中，其馬氏體基本上屬于板條狀(位錯(cuò)型)，這時(shí)它主要靠碳釘扎位錯(cuò)引起固熔強(qiáng)化。4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度當(dāng)碳含量大于0.3％后，將出現(xiàn)片狀馬氏體，這時(shí)馬氏體亞結(jié)構(gòu)中的孿晶量將增多，而孿晶界往往是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，故孿晶的存在將引起附加的強(qiáng)化。(二)馬氏體中亞結(jié)構(gòu)引起的強(qiáng)化由于馬氏體轉(zhuǎn)變的切變性而使晶體中產(chǎn)生大量位錯(cuò)、孿晶等亞結(jié)構(gòu)。97(三)時(shí)效強(qiáng)化

工業(yè)生產(chǎn)中所得的馬氏體的強(qiáng)度，實(shí)際上包含了時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)。馬氏體在淬火過程中，或淬火后在室溫停留期間，或在外力作用下，等等，都會(huì)發(fā)生“自回火”，即碳原子通過擴(kuò)散發(fā)生偏聚甚至使碳化物彌散析出，使馬氏體晶體內(nèi)產(chǎn)生超顯微結(jié)構(gòu)的不均勻性，從而引起時(shí)效強(qiáng)化碳含量越高，時(shí)效強(qiáng)化效果就越顯著4.6.1馬氏體的硬度和強(qiáng)度(三)時(shí)效強(qiáng)化工業(yè)生產(chǎn)中所得的馬氏體的強(qiáng)度，實(shí)際上包含了98低碳鋼淬火得到位錯(cuò)型馬氏體，由于位錯(cuò)的可動(dòng)性，使該類馬氏體具有一定的塑性，裂紋擴(kuò)展的阻力增大，可產(chǎn)生韌性斷裂，因而斷裂韌性較高。4.6.2馬氏體的塑性和韌性低碳鋼淬火得到位錯(cuò)型馬氏體，由于位錯(cuò)的可動(dòng)性，使該類馬氏體具99高碳的孿晶馬氏體硬而脆，在馬氏體轉(zhuǎn)變的過程中易于在馬氏體片間產(chǎn)生顯微裂紋，另外，由于不能產(chǎn)生塑性變形使裂紋擴(kuò)展阻力減小，可導(dǎo)致準(zhǔn)解理或解理斷裂，因而斷裂韌性較低。0.17%C及0.35%C的Cr鋼的強(qiáng)度和斷裂韌性的關(guān)系4.6.2馬氏體的塑性和韌性高碳的孿晶馬氏體硬而脆，在馬氏體轉(zhuǎn)變的過程中易于在馬氏體片間100位錯(cuò)型(板條狀)馬氏體具有相當(dāng)高的強(qiáng)度、硬度和良好的塑性、韌性，即有高的強(qiáng)韌性；孿晶型(片狀)馬氏體則強(qiáng)度、硬度很高，塑性、韌性很低。因此通過各種手段在保證足夠強(qiáng)度、硬度的前提下盡可能減少孿晶馬氏體的數(shù)量，可改善強(qiáng)韌性。4.6.2馬氏體的塑性和韌性位錯(cuò)型(板條狀)馬氏體具有相當(dāng)高的強(qiáng)度、硬度和良好的塑性、韌101高碳片狀馬氏體中易出現(xiàn)顯微裂紋，是由于馬氏體片在高速長大時(shí)互相撞擊，或與奧氏體晶界相撞，產(chǎn)生了很高的應(yīng)力場，而高碳片狀馬氏體本身又很脆，不能借塑性形變來松弛應(yīng)力，故產(chǎn)生顯微裂紋。這種顯微裂紋既可能穿過馬氏體片，也可能沿馬氏體片的邊界出現(xiàn)。4.6.2馬氏體的塑性和韌性高碳片狀馬氏體中易出現(xiàn)顯微裂紋，是由于馬氏體片在高速長大時(shí)互102這種顯微裂紋形成的傾向主要與以下兩點(diǎn)有關(guān)①奧氏體晶粒大小奧氏體晶粒愈粗大，則早期形成的馬氏體片就愈大，其受別的馬氏體片撞擊的機(jī)會(huì)也越多，故顯微裂紋形成傾向愈大；②奧氏體的碳含量

奧氏體的碳含量愈高，其Ms點(diǎn)越低，從而使形成片狀馬氏體的傾向增大，故顯微裂紋形成傾向也愈大。生產(chǎn)中為了防止在高碳馬氏體中出現(xiàn)顯微裂紋，使高碳鋼獲得良好的綜合機(jī)械性能，往往采用較低的淬火加熱溫度和縮短保溫時(shí)間，以求獲得隱針馬氏體(指尺寸十分細(xì)小的馬氏體)和減少馬氏體的碳含量。4.6.2馬氏體的塑性和韌性這種顯微裂紋形成的傾向主要與以下兩點(diǎn)有關(guān)生產(chǎn)中為了防止在高碳103某些合金在馬氏體轉(zhuǎn)變過程中塑性有所增長，這種現(xiàn)象稱為相變誘發(fā)塑性，引起這種現(xiàn)象的原因：由于應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生，提高了加工硬化率，使已發(fā)生塑性形變的區(qū)域難于繼續(xù)發(fā)生形變，阻抑了頸縮形成，即提高了均勻形變的塑性。由于塑性形變而引起的應(yīng)力集中處產(chǎn)生了應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，而馬氏體的比容比母相為大，使該處的應(yīng)力集中得到松弛，從而有利于防止微裂紋的形成，有助于抑制微裂紋的擴(kuò)展，其結(jié)果表現(xiàn)為使合金的塑性增長。4.6.3馬氏體的相變誘發(fā)塑性某些合金在馬氏體轉(zhuǎn)變過程中塑性有所增長，這種現(xiàn)象稱為相變誘發(fā)104低合金TRIP鋼中相變誘發(fā)塑性機(jī)制示意圖

殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)可解釋為：①應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變，使局部強(qiáng)度提高，難以繼續(xù)變形，導(dǎo)致變形向未發(fā)生馬氏體相變的其它部位轉(zhuǎn)移，推遲了頸縮的形成；②塑性變形時(shí)造成的局部應(yīng)力集中因馬氏體相變而松馳，推遲了裂紋的產(chǎn)生；宏觀效應(yīng)表現(xiàn)為拉伸、伸長率，特別是均勻伸長率的提高。

TransformationInducedPlasticity，(TRIP)相變誘發(fā)塑性低合金TRIP鋼中相變誘發(fā)塑性機(jī)制示意圖殘余奧氏體的TRI105鋼在淬火時(shí)一般不能獲得100％的M組織，還保留一部分未轉(zhuǎn)變的A，即殘余A。因此，對(duì)于某些零件（如量具、軸承等），必須進(jìn)行冷處理，使殘余A在零下溫度繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)镸。實(shí)踐表明，許多鋼的冷處理必須在淬火后立即進(jìn)行，因?yàn)樵谑覝赝Ａ魧⑹筂轉(zhuǎn)變發(fā)生困難，即發(fā)生了A穩(wěn)定化現(xiàn)象。例如：對(duì)于高碳鋼件，常常因殘余A量較大而使硬度降低；有時(shí)在使用過程中因其轉(zhuǎn)變?yōu)镸使工件體積脹大而引起尺寸變化或時(shí)效開裂。§4.7奧氏體的穩(wěn)定化4.7.1奧氏體的穩(wěn)定化現(xiàn)象鋼在淬火時(shí)一般不能獲得100％的M組織，還保留一部分106

過冷奧氏體的穩(wěn)定化：指奧氏體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生某種變化而使奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。通常把奧氏體的穩(wěn)定化分為熱穩(wěn)定化和機(jī)械穩(wěn)定化兩類。4.7.1奧氏體的穩(wěn)定化現(xiàn)象過冷奧氏體的穩(wěn)定化：指奧氏體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生107熱穩(wěn)定化：淬火時(shí)因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起奧氏體的穩(wěn)定性提高，使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。前面介紹過，在一般冷卻條件下降溫形成馬氏體的轉(zhuǎn)變量只取決于最終冷卻溫度，而與時(shí)間無關(guān)。但若在淬火過程中于某一溫度停留一段時(shí)間后再繼續(xù)冷卻，則馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系會(huì)發(fā)生變化。4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化熱穩(wěn)定化：淬火時(shí)因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起奧氏體的穩(wěn)108如圖所示，在Ms點(diǎn)以下TA溫度停留一段時(shí)間后再繼續(xù)冷卻，則馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即恢復(fù)，而是要冷至Ms＇溫度后才重新形成馬氏體，即要滯后θ(θ=TA-Ms＇)度相變才能繼續(xù)進(jìn)行。Ms點(diǎn)以下A熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化如圖所示，在Ms點(diǎn)以下TA溫度停留一段時(shí)間后再繼續(xù)冷卻，109與正常冷卻相比，在相同溫度TR(如室溫)下的轉(zhuǎn)變量減少了δ(δ=M1-M2)或殘余奧氏體量增加了δ，δ值的大小與測定溫度TR有關(guān)。奧氏體的熱穩(wěn)定化程度可以用滯后溫度間隔θ或某一溫度下殘余奧氏體增量δ來度量。Ms點(diǎn)以下A熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化與正常冷卻相比，在相同溫度TR(如室溫)下的轉(zhuǎn)變1101.等溫溫度的影響研究表明，奧氏體的熱穩(wěn)定化有一個(gè)溫度上限，常以Mc表示。在Mc點(diǎn)以上等溫停留時(shí)并不產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，只有在Mc點(diǎn)以下等溫停留或緩慢冷卻時(shí)才會(huì)引起熱穩(wěn)定化。對(duì)于不同的鋼種，Mc點(diǎn)可以低于Ms點(diǎn)，也可以高于Ms點(diǎn)。對(duì)于Mc點(diǎn)高于Ms點(diǎn)的鋼種，在Ms點(diǎn)以上等溫或緩慢冷卻時(shí)也會(huì)產(chǎn)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。一般情況下：等溫溫度越高，淬火后獲得的M量就越少，即δ值就越大，這說明奧氏體熱穩(wěn)定化程度也就越高。等溫溫度超過一定限度后，隨等溫溫度的升高，奧氏體穩(wěn)定化的程度反而下降，這種現(xiàn)象稱為反穩(wěn)定化。4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化1.等溫溫度的影響4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化111

2.已轉(zhuǎn)變的M量的影響已轉(zhuǎn)變的馬氏體量對(duì)奧氏體的熱穩(wěn)定化程度也有很大影響，奧氏體的熱穩(wěn)定化程度隨已轉(zhuǎn)變馬氏體量的增多而增大。這說明馬氏體形成時(shí)對(duì)周圍奧氏體的機(jī)械作用促進(jìn)了奧氏體熱穩(wěn)定化程度的發(fā)展。所以，研究奧氏體熱穩(wěn)定化的影響因素時(shí)，均需固定馬氏體的轉(zhuǎn)變量。4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化2.已轉(zhuǎn)變的M量的影響4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化1123.等溫停留時(shí)間的影響等溫停留時(shí)間對(duì)熱穩(wěn)定化程度也有明顯的影響。在一定的等溫溫度下，停留時(shí)間越長，則達(dá)到的奧氏體熱穩(wěn)定化程度就越高，如圖(含碳0．96％的低合金鋼)。比較圖中不同等溫溫度下的曲線可以看出，等溫溫度越高，達(dá)到最大熱穩(wěn)定化程度所需的時(shí)間就越短。可見，熱穩(wěn)定化動(dòng)力學(xué)過程是同時(shí)與等溫溫度和等溫時(shí)間有關(guān)的。4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化3.等溫停留時(shí)間的影響4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化1134.化學(xué)成分的影響化學(xué)成分對(duì)奧氏體的熱穩(wěn)定化有明顯的影響，其中尤以C和N最為重要。在Fe-Ni合金中，只有當(dāng)C和N的總含量>0.01％時(shí)才能發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。無碳的Fe-Ni合金無熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。在鋼中，碳含量增加可使奧氏體的熱穩(wěn)定化程度增大。鋼中常見的碳化物形成元素Cr、Mo、V等有促進(jìn)熱穩(wěn)定化的作用；而非碳化物形成元素Ni、Si等對(duì)熱穩(wěn)定化的影響不大。

4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化4.化學(xué)成分的影響4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化114奧氏體熱穩(wěn)定化產(chǎn)生機(jī)理：人們從大量的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象推測，熱穩(wěn)定化可能與原子的熱運(yùn)動(dòng)有關(guān)，即認(rèn)為是由于C、N原子在適當(dāng)溫度下向晶體點(diǎn)陣缺陷處偏聚(C、N原子釘扎位錯(cuò))，因而強(qiáng)化了奧氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。根據(jù)馬氏體相變的位錯(cuò)形核理論，在等溫停留時(shí)，C、N原子向馬氏體核胚的位錯(cuò)界面偏聚，包圍馬氏體核胚，直至足以釘扎它，阻止其長大成馬氏體晶核。所以滯后溫度θ值的意義是為了獲得額外的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力以克服由于C、N原子釘扎位錯(cuò)界面而增加的相變阻力所需要的過冷度。4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化奧氏體熱穩(wěn)定化產(chǎn)生機(jī)理：4.7.2奧氏體的熱穩(wěn)定化115

按照這個(gè)模型，熱穩(wěn)定化程度應(yīng)與界面釘扎強(qiáng)度(或界面上溶質(zhì)原子濃度)成正比。這種理論上預(yù)見的熱穩(wěn)定化動(dòng)力學(xué)與實(shí)驗(yàn)結(jié)果基本符合。在Fe-Ni合金中測得，奧氏體熱穩(wěn)定化時(shí)屈服強(qiáng)度升高13％，因而使馬氏體相變的切變阻力增大，引起Ms點(diǎn)下降，而需要的相變驅(qū)動(dòng)力相應(yīng)地提高18％。

反穩(wěn)定化：按上述模型，若將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱至一定溫度以上時(shí)，由于原子熱運(yùn)動(dòng)增強(qiáng)，溶質(zhì)原子又會(huì)擴(kuò)散離去，使熱穩(wěn)定化作用下降甚至消失，這就是所謂的反穩(wěn)定化。出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度因鋼種和熱處理工藝不同而異。高速鋼中出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度約為500～550C。實(shí)際上，高速鋼多次回火工藝即為反穩(wěn)定比理論的實(shí)際應(yīng)用。按照這個(gè)模型，熱穩(wěn)定化程度應(yīng)與界面釘扎強(qiáng)度(或界面上溶116熱穩(wěn)定化奧氏體經(jīng)反穩(wěn)定化處理后，如重新冷卻，隨溫度下降，原子熱運(yùn)動(dòng)減弱，溶質(zhì)原子向界面偏聚的傾向又逐漸增大，因此，熱穩(wěn)定化現(xiàn)象會(huì)再次出現(xiàn)。試驗(yàn)證明，高碳鋼(W18Cr4V，Crl2Mo)的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的確是可逆的。在熱處理實(shí)踐中，利用奧氏體的熱穩(wěn)定化可以協(xié)調(diào)淬火后工件變形和硬度這一對(duì)矛盾，因而具有重要意義。如：冷卻速度越快，鋼中馬氏體量越多，殘留奧氏體量越少，硬度越高，同時(shí)工件淬火變形加??；反之，冷卻速度慢，雖然淬火變形小，但硬度可能不足。因此，恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚰饶軡M足硬度要求，又能把淬火變形控制在合理的范圍內(nèi)。熱穩(wěn)定化奧氏體經(jīng)反穩(wěn)定化處理后，如重117機(jī)械穩(wěn)定化：在Ms點(diǎn)以上溫度對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，超過一定變形量時(shí)會(huì)使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難，Ms點(diǎn)降低，殘余奧氏體量增多，引起奧氏體穩(wěn)定化，這種現(xiàn)象稱為機(jī)械穩(wěn)定化。產(chǎn)生機(jī)理：馬氏體相變是通過原子間相互有聯(lián)系的規(guī)則運(yùn)動(dòng)來完成的，由于塑性變形引入的晶體缺陷會(huì)破壞母相和新相(或其核胚)之間的共格關(guān)系，使M相變時(shí)的原子運(yùn)動(dòng)發(fā)生困難，因此增大了奧氏體的穩(wěn)定性。4.7.3奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化機(jī)械穩(wěn)定化：在Ms點(diǎn)以上溫度對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，超過一定變118影響機(jī)械穩(wěn)定化因素：

①已轉(zhuǎn)變馬氏體量。已轉(zhuǎn)變馬氏體量增加，對(duì)周圍奧氏體機(jī)械作用增強(qiáng)，奧氏體切變阻力增大，機(jī)械穩(wěn)定化程度增加。②馬氏體相變會(huì)造成母相塑性變形引入缺陷(或使缺陷增加)，破壞了母相與新相(或其核坯)之間的共格關(guān)系，因而產(chǎn)生機(jī)械穩(wěn)定化。Ms點(diǎn)以下等溫停留，熱穩(wěn)定化和機(jī)械穩(wěn)定化往往同時(shí)產(chǎn)生。4.7.3奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化影響機(jī)械穩(wěn)定化因素：4.7.3奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化1194.8.1．熱彈性馬氏體4.8.2．熱彈性馬氏體的偽彈性行為4.8.3．形狀記憶效應(yīng)§4.8熱彈性馬氏體與形狀記憶效應(yīng)馬氏體轉(zhuǎn)變具有可逆性，在一些非鐵合金中呈現(xiàn)一種“熱彈性馬氏體”，這種馬氏體的發(fā)現(xiàn)稱為發(fā)展新型功能材料——形狀記憶合金的基礎(chǔ)。4.8.1．熱彈性馬氏體§4.8熱彈性馬氏體與形狀記憶效120在一些非鐵合金中，馬氏體形成時(shí)產(chǎn)生的形狀變化始終依靠相鄰母相的彈性變形來協(xié)調(diào)，保持著界面的共格性，馬氏體片可隨溫度降低而長大，隨溫度升高而縮小。亦即溫度的升降可引起馬氏體片的消長，具有這種特性的馬氏體稱為熱彈性馬氏體。4.8.1熱彈性馬氏體在一些非鐵合金中，馬氏體形成時(shí)產(chǎn)生的形狀變化始終依靠相鄰母相121熱彈性馬氏體形成的本質(zhì)性特征是：馬氏體和母相的界面在溫度降低及升高時(shí)，作正向和反向移動(dòng)，并可以多次反復(fù)。從Ms降到Mf，再升溫到As、Af，每一片馬氏體都可以觀察到形核—長大—停止—縮小—消失這樣一個(gè)完整的消長過程。4.8.1熱彈性馬氏體熱彈性馬氏體形成的本質(zhì)性特征是：4.8.1熱彈性馬氏體122并非任何變溫馬氏體都具有可逆性。在鋼中，奧氏體可轉(zhuǎn)變?yōu)樽儨伛R氏體。1）由于相變熱滯很大，難以發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。2）在馬氏體相變過程中，碳原子已經(jīng)擴(kuò)散，或馬氏體隨即自回火；3）馬氏體和奧氏體的共格界面已經(jīng)破壞，當(dāng)然難以逆轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體了。4.8.1熱彈性馬氏體并非任何變溫馬氏體都具有可逆性。4.8.1熱彈性馬氏體123加載時(shí)先發(fā)生彈性變形，隨后因發(fā)生了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變使試樣產(chǎn)生宏觀變形；卸載時(shí)，首先引起彈性恢復(fù)，繼之便發(fā)生逆轉(zhuǎn)變使宏觀變形得到恢復(fù)；最后再發(fā)生彈性恢復(fù)。這種由應(yīng)力變化引起的非線性彈性行為，稱為偽彈性。Au-Cd合金拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線4.8.2熱彈性馬氏體的偽彈性行為加載時(shí)先發(fā)生彈性變形，隨后因發(fā)生了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變使試樣產(chǎn)124某些合金在馬氏體狀態(tài)下進(jìn)行塑性變形后→加熱到Af溫度以上，便會(huì)自動(dòng)恢復(fù)到母相原來的形狀；如將合金→再次冷到Ms溫度以下，它又自動(dòng)恢復(fù)到原來經(jīng)塑性交形后馬氏體的形狀，形狀記憶效應(yīng)形狀記憶效應(yīng)示意圖(a)單程；(b)雙程4.8.3形狀記憶效應(yīng)某些合金在馬氏體狀態(tài)下進(jìn)行塑性變形后→加熱到Af溫度以上，便125馬氏體相變研究與應(yīng)用展望

－徐祖耀馬氏體相變研究與應(yīng)用展望

126復(fù)習(xí)思考題

1．熟悉以下基本概念：正方度、熱穩(wěn)定化、機(jī)械穩(wěn)定化、反穩(wěn)定化。2．試述馬氏體相變的主要特征及馬氏體相變的判據(jù)。3.Ms點(diǎn)的物理意義及影響Ms點(diǎn)的主要因素有哪些？4．馬氏體的定義？以往馬氏體的定義有哪些？復(fù)習(xí)思考題1．熟悉以下基本概念：正方度、熱穩(wěn)定化、機(jī)械穩(wěn)定1275．高碳鋼淬火馬氏體的物理本質(zhì)及0.2%C馬氏體的物理本質(zhì)有哪些？6．試述鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和形貌。7.馬氏體中的位向關(guān)系有哪些？8．繪圖說明馬氏體在奧氏體中的24種不同取向。5．高碳鋼淬火馬氏體的物理本質(zhì)及0.2%C馬氏體的物理本質(zhì)128第四章馬氏體轉(zhuǎn)變

MartensiteandItsTransformation王建剛第四章馬氏體轉(zhuǎn)變

MartensiteandIts1291.馬氏體轉(zhuǎn)變是由鋼經(jīng)A化后快速冷卻抑制其擴(kuò)散型分解，在降低的溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變。M轉(zhuǎn)變是鋼件熱處理強(qiáng)化的主要手段，產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。因此，M轉(zhuǎn)變的理論研究與熱處理生產(chǎn)實(shí)踐有十分密切的關(guān)系。2.由于鋼的成分及熱處理?xiàng)l件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對(duì)鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。通過對(duì)M的形成規(guī)律的了解，可以指導(dǎo)熱處理生產(chǎn)實(shí)踐，充分發(fā)揮鋼材潛力。3.馬氏體相變的含義很廣泛，不僅金屬材料，在陶瓷材料中也發(fā)現(xiàn)馬氏體相變。因此，凡是相變的基本特征屬于切變共格型的相變都稱為馬氏體相變，其相變產(chǎn)物都稱為馬氏體。

概述1.馬氏體轉(zhuǎn)變是由鋼經(jīng)A化后快速冷卻抑制其擴(kuò)散型分解，在降130我國早在戰(zhàn)國時(shí)代就已進(jìn)行了鋼的淬火，出土西漢劍具有淬火馬氏體組織。到19世紀(jì)中葉，索拜（Sorby）首先用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種硬相。1895年法國人Osmond將其命名為馬氏體（Martensite)。1926～1927年Γ．B．庫爾久莫夫等用X射線技術(shù)測得鋼中馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，并認(rèn)為馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史我國早在戰(zhàn)國時(shí)代就已進(jìn)行了鋼的淬火，出土西漢劍具有淬火13120世紀(jì)20年代以來，馬氏體相變是金屬學(xué)最活躍的研究領(lǐng)域之一。發(fā)現(xiàn)不僅鋼中存在馬氏體相變，在有色金屬及合金、陶瓷材料中都可發(fā)生馬氏體相變。1924年，Bain提出了馬氏體相變的應(yīng)變模型，稱為貝茵模型。1929年，周志宏等首先將電解鐵淬入水銀，獲得馬氏體組織。此舉證明，馬氏體也可以是體心立方結(jié)構(gòu)，不是碳在α-Fe中過飽和固溶體。馬氏體研發(fā)史20世紀(jì)20年代以來，馬氏體相變是金屬學(xué)最活躍的研1321930年，Γ.B．庫爾久莫夫和G．薩克斯（Sacks）首先測得Fe-C合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，即K-S關(guān)系。1933年，R.E．邁爾（Mehl)測得在中、高碳鋼中馬氏體在奧氏體的｛225｝，晶面上形成，被稱為慣習(xí)面。1934年，西山測得Fe-Ni合金馬氏體相變時(shí)存在西山關(guān)系。1949年，Greniger和Troiano測定了Fe-22%、Ni-0.8C％合金中的馬氏體位向，發(fā)現(xiàn)了G-T關(guān)系。1951年，J.W.Christian首先提出了馬氏體相變的層錯(cuò)形核模型。1953年，F(xiàn)rank首先提出Fe-C｛225｝，馬氏體與母相間的位錯(cuò)界面模型。它促成了K-D位錯(cuò)胞核胚模型的提出。馬氏體研發(fā)史1930年，Γ.B．庫爾久莫夫和G．薩克斯（Sa1331952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體的孿晶。1953～1954年，同時(shí)獨(dú)立地提出兩個(gè)馬氏體相變的表象學(xué)假說，其一稱為“W-L-R理論”；另一個(gè)稱為“B-M理論”。1964年，Bogers-Burgers雙切變模型被提出。

20世紀(jì)60年代末，70年代初先后提出馬氏體相變的協(xié)作形變“理論”和范性協(xié)作模型，以及多次切變模型。到20世紀(jì)末就馬氏體相變機(jī)制已經(jīng)提出10余種模型，但均不夠成熟。近一個(gè)世紀(jì)馬氏體及馬氏體相變的研究已經(jīng)取得了輝煌的成就。馬氏體相變熱力學(xué)、馬氏體相變動(dòng)力學(xué)、馬氏體相變組織學(xué)、馬氏體相變晶體學(xué)、馬氏體的性能及其材料開發(fā)應(yīng)用等各方面的研究均獲得了顯著的進(jìn)展。馬氏體研發(fā)史1952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體134但是，就馬氏體相變機(jī)制的研究，尚未形成完整而成熟的理論體系，假說較多。馬氏體的概念尚不確切，馬氏體相變的概念尚存在缺點(diǎn)，需要使其更加正確。馬氏體相變的自組織機(jī)制尚需要進(jìn)一步地深入研究。Cohen教授曾經(jīng)指出：馬氏體相變可能是自然界中最為神奇美妙的過程之一。馬氏體相變是材料科學(xué)中重要的轉(zhuǎn)變之一。其研究具有巨大的理論和實(shí)際價(jià)值。馬氏體相變相對(duì)于珠光體分解來說，是在低溫下進(jìn)行的無擴(kuò)散相變，因此，馬氏體相變具有一系列的相變特征，不僅在鋼中，在有色金屬及合金、陶瓷材料中也發(fā)生馬氏體相變。馬氏體研發(fā)史但是，就馬氏體相變機(jī)制的研究，尚未形成完整而成熟的理論體系，135緒言§4-1鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4-2馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)§4-3馬氏體的組織形態(tài)及物理本質(zhì)§4-4馬氏體相變熱力學(xué)§4-5馬氏體相變動(dòng)力學(xué)§4-6奧氏體的穩(wěn)定化

§4-7馬氏體的力學(xué)性能復(fù)習(xí)思考題主要內(nèi)容緒言主要內(nèi)容136重點(diǎn)：1.馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)；2.Ms點(diǎn)定義及影響因素；3.馬氏體的組織形態(tài)及力學(xué)性能。難點(diǎn)：1.馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)；2.馬氏體產(chǎn)生異常正方度的原因以及馬氏體相變的晶體學(xué)位向關(guān)系。3.影響馬氏體轉(zhuǎn)變的因素。重點(diǎn)與難點(diǎn)重點(diǎn)：重點(diǎn)與難點(diǎn)137§4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)變特點(diǎn)馬氏體的概念（用晶體結(jié)構(gòu)的角度）：C在α-Fe中的過飽和間隙固溶體。

鋼中M的性質(zhì)主要取決于其晶體結(jié)構(gòu)。經(jīng)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，M具有體心正方點(diǎn)陣，-＇轉(zhuǎn)變只有晶格改組而無成分變化，即奧氏體中固溶的C全部保留在M點(diǎn)陣之中。隨著M碳含量的不同，其點(diǎn)陣常數(shù)也相應(yīng)發(fā)生變化。

α-Fe的含碳量：最大在727℃，0.0218％C。室溫下，≈0.006％C§4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)§4.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)138(一)馬氏體的晶胞及點(diǎn)陣常數(shù)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)—C原子—Fe原子碳原子在點(diǎn)陣中分布的可能位置是α-Fe體心立方晶胞的各棱邊的中央和面心處，即八面體間隙處。(一)馬氏體的晶胞及點(diǎn)陣常數(shù)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)—1394.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)140ca碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的八面體間隙位置。這使得c軸伸長，a軸縮短，晶體結(jié)構(gòu)變?yōu)轶w心正方。軸比c/a——馬氏體的正方度。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)ca碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的軸比c/a——馬氏體的正方度。141C%越高，正方度越大，正方畸變?cè)絿?yán)重。當(dāng)＜0.20%C時(shí)，c/a=1，馬氏體為體心立方晶格碳含量對(duì)正方度的影響上述關(guān)系也可用下列公式表示：

式中，a0＝2.861?（-Fe點(diǎn)陣常數(shù)）

＝0.116

β＝0.013

＝0.046

ρ-馬氏體碳含量(重量百分?jǐn)?shù))C%越高，正方度越大，正方畸變?cè)絿?yán)重。碳含量對(duì)正方度的影響142(二)馬氏體的反常正方度1.亞點(diǎn)陣概念并非所有的C原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一組都構(gòu)成一個(gè)八面體，C原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點(diǎn)。由C原子構(gòu)成的八面體點(diǎn)陣稱為亞點(diǎn)陣。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)(二)馬氏體的反常正方度1.亞點(diǎn)陣概念4.1.1馬氏體143若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時(shí)，馬氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實(shí)際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率必然不相等，表明C原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個(gè)亞點(diǎn)陣而呈有序分布。研究表明，C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣的。但是C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣時(shí)與前式的測量結(jié)果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，20%C原子分布在另外兩個(gè)亞點(diǎn)陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部分有序分布(或部分無序分布)的。2.產(chǎn)生反常正方度的原理4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時(shí)，144因此：具有反常低正方度的新生馬氏體，是因?yàn)椴糠钟行蚍植荚诘诙虻谝粊嘃c(diǎn)陣的C原子增加的結(jié)果，而當(dāng)兩個(gè)亞點(diǎn)陣上C原子分布幾率不相等時(shí)，出現(xiàn)a≠b的正交點(diǎn)陣。溫度回升到室溫，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馬氏體，其C原子接近全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣。但計(jì)算表明，即使C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，馬氏體正方度也不能達(dá)到實(shí)驗(yàn)測得的正方度，所以有人認(rèn)為，Al鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元素的有序分布有關(guān)。4.1.1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)因此：具有反常低正方度的新生馬氏體，是因?yàn)椴糠钟行蚍植荚诘诙?45一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格二、無擴(kuò)散性三、具有特定的位向關(guān)系

四、慣習(xí)面的不變性五、馬氏體相變具有一個(gè)形成溫度范圍六、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)146一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格（200～196℃）4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)馬氏體形成時(shí)試樣表面浮凸現(xiàn)象一、表面浮凸現(xiàn)象和切變共格（200～196℃）4.1.2馬147切變共格既屬于母相（A）又屬于新相（M）相變過程不是通過原子擴(kuò)散，而是通過切變方式使母相（A）原子協(xié)同式的遷移到新相（M）中，遷移的距離小于一個(gè)原子距離，并且兩相間保持共格關(guān)系的一種相變。協(xié)同移動(dòng)，如“軍隊(duì)式轉(zhuǎn)變”，原來相鄰的原子轉(zhuǎn)變后仍相鄰。切變的原子共格的原子4.1.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)切變共格既屬于母相（A）又屬于新相（M）相變過程不是通過原子148切變模型馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，一邊凹陷，一邊凸起,并牽動(dòng)奧氏體突出表面。切變模型馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，一邊凹陷，149第四章馬氏體轉(zhuǎn)變課件150共格：相界面上的