熱處理原理及工藝馬氏體貝氏體轉變

熱處理原理及工藝馬氏體貝氏體轉變第1頁/共41頁§5－6馬氏體的性能淬火得到馬氏體是強化鋼制工件的重要手段。淬成馬氏體后，雖然還要進行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍決定于淬火所得的馬氏體的性能。對工模具，重要是硬度和耐磨性，對結構件，需要硬度、強度與塑性、韌性的配合。第五章馬氏體轉變第2頁/共41頁一、馬氏體的硬度與強度馬氏體的硬度與屈服強度之間有很好的線性對應關系，將二者一并討論。1、馬氏體的硬度與強度美國4320鋼滲碳淬火后碳含量與顯微硬度、納米壓痕硬度和殘余奧氏體的關系鋼中M最重要的特點是具有高硬度和高強度。實驗證明，M的硬度決定于M的碳含量，而與M的合金元素含量關系不大。第3頁/共41頁2、馬氏體的高硬度、高強度的本質

由固溶強化、相變（亞結構）強化和時效強化等因素引起。（1）相變（亞結構）強化

馬氏體相變的特性造成在晶體內產生大量微觀缺陷（位錯、孿晶及層錯等），使馬氏體強化，即相變強化。如：無碳M的屈服極限為284MPa與強化F的σS很接近，而退火的F的σS僅為98~137MPa，相變強化使強度提高了147~186MPa。第4頁/共41頁（2）固溶強化為嚴格區(qū)分C原子的固溶強化效應與時效強化效應，Winchell專門設計了一套Ms點很低的C%不同的Fe-Ni-C合金，以保證M轉變能在C原子不可能發(fā)生時效析出的低溫下淬火，后在該溫度下測量M的強度，以了解C原子的固溶強化效果。結果表明：C%<0.4%時的σs隨碳含量增加急劇升高，超過0.4%后σs不再增加。第5頁/共41頁

為什么固溶于A中的C原子強化效果不大，而固溶于M中的C原子強化效果顯著呢？C原子溶入M點陣中，使扁八面體短軸方向上的Fe原子間距增長了36%，而另外兩個方向上則收縮4%，從而使體心立方變成了體心正方點陣，由間隙C原子所造成的這種不對稱畸變稱為畸變偶極，可以視其為一個強烈的應力場，C原子就在這個應力場的中心，這個應力場與位錯產生強烈的交互作用，而使M的強度提高。當C%超過0.4%后，由于碳原子靠得太近，相鄰碳原子所造成的應力場相互重迭，以致抵消而降低了強化效應。合金元素對M也有固溶強化作用，相對碳來說要小很多，據估計，僅與合金元素對F的固溶強化作用大致相當。第6頁/共41頁（3）時效強化

理論計算得出，在室溫下只要幾分鐘甚至幾秒鐘即可通過C原子擴散而產生時效強化，在-60℃以上，時效就能進行，發(fā)生碳原子偏聚現象，是M自回火的一種表現，C原子含量越高時效強化效果越大。曲線2－－時效強化第7頁/共41頁（4）馬氏體形態(tài)及大小對強度的影響

孿晶亞結構能有效阻止位錯運動，對強度有一附加的貢獻，C%相同時，孿晶M的硬度與強度略高于位錯M的硬度與強度，且C%增高，孿晶亞結構對M強度的貢獻增大。

原A晶粒大小和M束的大小對M的強度也有一定的影響，

σ0.2=608+69dγ-1/2

σ0.2=449+60dαˊ-1/2

dγA晶粒的平均直徑；dαˊM板條群的平均直徑對中碳低合金結構鋼，A晶粒由單晶細化至10級晶粒時，強度增加不大于245MPa，因此常規(guī)處理工藝中晶粒尺寸的影響沒前三種強化方式明顯。第8頁/共41頁低碳的馬氏體的強度主要靠其中碳的固溶強化，在一般淬火過程中，伴隨自回火而產生的M時效強化也具有相當的強化效果；隨M中碳及合金元素含量的增加，孿晶亞結構將有附加的強化，細化奧氏體晶粒及馬氏體束的大小，也能提高一些馬氏體的強度。綜合結果第9頁/共41頁二、馬氏體的韌性（1）通常C%＜0.4%時M具有較高的韌性，碳含量越低，韌性越高；

C%＞0.4%時，M的韌性很低，變得硬而脆，即使經低溫回火韌性仍不高。第10頁/共41頁（2）除C%外，M的韌性與其亞結構有著密切的關系，在相同的屈服極限的條件下，位錯型M的韌性比孿晶M的韌性高很多。第11頁/共41頁總結

馬氏體的強度主要決定于馬氏體的碳含量及組織結構（包括自回火時的時效強化），馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結構，低碳的位錯型馬氏體具有相當高的強度和良好的韌性，高碳的孿晶馬氏體具有高的強度，但是韌性很差。第12頁/共41頁三、馬氏體相變塑性

金屬及合金在相變過程中屈服強度顯著下降，塑性顯著增加，這種現象稱為相變塑性。馬氏體的相變塑性：鋼在馬氏體轉變時也會產生相變塑性現象，稱為馬氏體的相變塑性。Fe-15Cr-15Ni合金在不同溫度下進行拉伸，在Ms～Md溫度，延伸率有了明顯升高，這是形變誘發(fā)馬氏體相變，馬氏體形成又誘發(fā)塑性所致。

Fe-15Cr-15Ni合金在的相變誘發(fā)塑性第13頁/共41頁

近年來的研究工作表明，M相變誘發(fā)的塑性還可以顯著提高鋼的韌性。

Fe-9Cr-8Ni-2Mn-0.6C鋼的斷裂韌度與測定溫度的關系結果如圖在100～200℃的高溫區(qū)，因為在斷裂過程中沒有發(fā)生馬氏體相變，所以斷裂韌度KIC很低；在20～－196℃的低溫區(qū)，因在斷裂過程中伴隨有馬氏體相變，結果使KIC顯著升高。試驗條件：Fe-9Cr-8Ni-2Mn-0.6C鋼，1200℃A化、水冷，后在460℃擠壓變形75％，試樣仍為A狀態(tài)，最后在-196～200℃之間測定其斷裂韌度第14頁/共41頁馬氏體的相變誘發(fā)塑性原因

1、塑性變形而引起的局部區(qū)域的應力集中，將由于M的形成而得到松馳，因而能防止微裂紋的形成;

即使微裂紋已經產生，裂紋尖端的應力集中也會因M的形成而得到松馳，故能抑制裂紋的擴展，使塑性和斷裂韌性得到提高；

2、在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有形變M形成，隨形變M量的增多，形變強化指數不斷提高，這比純A經大量變形后接近斷裂時的形變強化指數要大，使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域繼續(xù)發(fā)生變形困難，故能抑制頸縮的形成。有利于均勻變形。第15頁/共41頁相變誘發(fā)塑性應用加壓淬火應變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）條件：Md＞20＞Ms.

室溫變形，形變誘發(fā)M。M轉變誘發(fā)塑性性能：高強度高塑性第16頁/共41頁四、馬氏體的物理性能1、比容

M組織的比容較大，M形成時比容的增大，造成鋼淬火時產生較大的組織應力，從而促進M顯微裂紋的擴展。2、磁性

M具有鐵磁性，具有很高的磁矯頑力。3、電阻

M的電阻比P的大很多，稍高于A，且隨C%增加M的電阻值增大。第17頁/共41頁五、高碳片狀馬氏體的顯微裂紋

M形成時互相碰撞形成的，M形成速度極快，相互碰撞或與A晶界相撞時，將因沖擊而形成相當大的應力場，又因為高碳片狀M很脆不能通過滑移或孿生變形來消除應力，因此容易形成撞擊裂紋，導致高碳附加了脆性。度量：鋼中M顯微裂形成的難易程度用馬氏體顯微裂紋敏感度來表示。以單位M體積中出現裂紋的面積作為馬氏體內形成顯微裂紋的敏感度，用SV（mm-1)表示。第18頁/共41頁第19頁/共41頁1、影響顯微裂紋敏感度的因素（1）碳含量的影響影響SV的主要因素，C%小于1.4%時隨C%的增加SV急劇增加，當C%大于1.4%時SV隨C%的增加反而下降。C%小于1.4%，M為{225}γ慣習面，M長而窄；

C%大于1.4%，后M為{259}γ慣習面，M短而寬。第20頁/共41頁（2）奧氏體晶粒大小的影響隨A晶粒直徑的增大SV急劇增加?！喔咛间揂溫度不得過高第21頁/共41頁（3）淬火冷卻溫度的影響冷卻溫度越低，M轉變量越多，殘余奧氏體量越少，SV越大。高碳鋼深冷處理時應慎重第22頁/共41頁（4）馬氏體轉變量的影響隨M量的增加SV增大，但當M的體積份數f大于0.27后，SV不再隨f增大。V—每一片M的平均體積；NV—單位體積中M片的數目。因為后形成的M片很細小，不致引起顯微裂紋第23頁/共41頁（5）馬氏體片長度的影響

SV隨M片長度（即片的最大尺寸）的增大而升高。第24頁/共41頁2、減少顯微裂紋的途徑（1）降低高碳鋼A化的溫度。細化晶粒，減少A含C量（2）淬火過程中已產生了顯微裂紋的工件，應及時回火，這樣可以使部分裂紋消失。第25頁/共41頁

在珠光體轉變與馬氏體轉變溫度范圍之間，中溫轉變。鐵原子已難以擴散，而碳原子還能進行擴散。為紀念美國著名冶金學家Bain，被命名為貝氏體轉變，轉變所得產物則被稱為貝氏體。英文名稱Bainite，用B表示第六章貝氏體轉變第26頁/共41頁一、貝氏體轉變的基本特征（一）貝氏體轉變溫度范圍貝氏體轉變上限Bs點，下限溫度Bf點，Bf與Ms無關。（二）貝氏體轉變產物由α相與碳化物組成的機械混合物非層片狀組織，組織形態(tài)與轉變溫度密切相關，α相的形態(tài)、大小以及碳化物的類型及分布等均隨轉變溫度而異。（三）貝氏體轉變動力學形核長大過程，可以等溫形成，也可以連續(xù)冷卻形成，等溫形成需要孕育期，等溫轉變動力學曲線具有S形，等溫形成圖也呈C字形。第27頁/共41頁（四）貝氏體轉變的不完全性一般不能進行到底，通常隨轉變溫度的升高，轉變的不完全程度增大，在等溫時有可能出現二次珠光體轉變。（五）貝氏體轉變的擴散性只有碳原子的擴散，而Fe及合金元素的原子均不發(fā)生擴散。（六）貝氏體轉變晶體學特征

B中F形成時也能產生表面浮凸，說明F的形成與母相的宏觀切變有關，母相與新相之間維持第二類共格（切變共格）關系。但表面浮凸為V形，馬氏體表面浮凸為N形。（七）貝氏體中F的碳含量

B中F的碳含量過飽和，且隨轉變溫度的降低過飽和程度增大。第28頁/共41頁

（一）上貝氏體1、形成溫度范圍在B轉變區(qū)的較高溫度范圍內形成，對于中、高碳鋼約在350~550℃范圍內形成，也稱高溫貝氏體。2、組織形態(tài)兩相組織，由α相和滲碳體組成的，大致平行的成束的α相板條自A晶粒晶界的一側或兩側向A晶粒內部長大，滲碳體分布于α相板條之間，整體看呈羽毛狀。二、貝氏體的組織形態(tài)和晶體學第29頁/共41頁影響組織形態(tài)的因素

(1)C%：隨鋼中碳含量的↑，上貝氏體中的α相板條更多、更薄，Cem的形態(tài)由粒狀、鏈球狀而成為短桿狀，Cem數量增多，不但分布于α相之間，還可能分布于各α相內部。

(2)形成溫度：隨形成溫度↓，α相變薄，滲碳體更小，且更密集。3、晶體學特征及亞結構

F的慣習面為{111}，位向關系接近于K—S關系亞結構為位錯，位錯密度較高，能形成纏結。第30頁/共41頁（二）下貝氏體1、形成溫度范圍一般在350℃~Ms之間的低溫區(qū)。2、組織形態(tài)兩相組織，由α相與碳化物組成。

α相的立體形態(tài)呈片狀，光鏡下呈針狀，與片狀M相似。形核部位大多在A晶界上，也有位于A晶內。碳化物為Cem或ε-碳化物，碳化物呈細片狀或顆粒狀，排列成行，約以55°~60°角度與下貝氏體的長軸相交，并且僅分布在F片內部。

鋼的化學成份、A晶粒度和均勻化程度對下貝氏體的組織形態(tài)影響較小。下貝氏體電鏡照片第31頁/共41頁第32頁/共41頁3、晶體學特征及亞結構下貝氏體中α相與A之間的位向關系為K-S關系，慣習面不確定，{110}γ、{254}γ及{259}γ。亞結構為位錯，無孿晶，α相中碳的含量是過飽和的，隨轉變溫度降低，過飽和程度增大。下貝氏體電鏡照片第33頁/共41頁（三）無碳化物貝氏體1、形成溫度范圍在B轉變的最高溫度范圍內形成。2、組織形態(tài)單相組織，由大致平行的F板條組成，F板條自A晶界形成，成束地向一側晶粒內長大，在F板條之間為富碳的A。F板條較寬、間距較大.隨轉變溫度下降，F板條變窄、間距縮小。第34頁/共41頁

富碳的A在隨后的冷卻過程中可能轉變?yōu)镻、B、M或保持不變。無碳化物貝氏體不能單獨存在。3、無碳化物貝氏體晶體學特征及亞結構慣習面為{111}，位向關系為K—S關系；F內有一定數量的位錯。

第35頁/共41頁（四）粒狀貝氏體低碳和中碳合金鋼