中歐固態(tài)相變

中歐固態(tài)相變第一頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第二章作業(yè)(10)試述球化過程中,由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變的機(jī)制1由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變，可降低表面能，屬自發(fā)過程。2不同半徑粒子，溶解度不同。粒子半徑r越小，溶解度越大。小半徑粒子中(呈尖角處)碳的溶解度高，大半徑粒子(呈平面處)的溶解度低。這就在與其接觸的F內(nèi)形成碳的濃度梯度，使尖角附近的碳原子向平面附近擴(kuò)散。這種擴(kuò)散破壞了界面平衡，使尖角進(jìn)一步溶解，而平面處形成堆積和析出。最終各處都形成曲率半徑相近的球粒形狀的碳化物。3亞晶界使片狀滲碳體斷裂由于亞晶界的存在,在滲碳體內(nèi)將產(chǎn)生界面張力,為了平衡此張力,滲碳體出現(xiàn)了溝槽。由于溝槽處曲率半徑小,溶解度大，使曲率半徑加大，半徑加大后，破壞了界面張力平衡，為達(dá)到平衡，溝槽進(jìn)一步加深，最終導(dǎo)致滲碳體斷裂。4破壞的滲碳體球化第二頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六(11)試述塊狀,網(wǎng)狀和片狀先共析鐵素體的析出原理1.塊狀F的析出當(dāng)P轉(zhuǎn)變溫度高，F(xiàn)e原子自擴(kuò)散便利，且晶粒較細(xì)時(shí)，F(xiàn)在晶界形核后，由于CA-F>CA，引起碳的擴(kuò)散，為保持相界面平衡，即CA-F的高濃度，只有繼續(xù)析出F，以至長成塊狀F.2.網(wǎng)狀F的析出當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高，或冷速較大、A晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)e自擴(kuò)散能力下降，F(xiàn)易沿晶界析出并連成網(wǎng)狀。此時(shí)晶內(nèi)碳濃度不斷升高,達(dá)偽共析成分時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镻。3.片狀F的析出當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低，A中成分均勻，晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)向與其有位向關(guān)系的A中長大，就使得同一晶粒中F呈片狀且相互平行。通常將這種先共析鐵素體稱為魏氏組織鐵素體第三頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六(11)派登處理在高碳鋼強(qiáng)韌化方面的應(yīng)用具體步驟如下:高碳鋼奧氏體化→鉛浴等溫(560℃)得到珠光體→冷拉(使F內(nèi)位錯(cuò)密度提高，強(qiáng)度上升，片間距P下降，而使Fe3C不致脆斷)。最終得到強(qiáng)烈變形后的細(xì)珠光體(索氏體)，具有極好的強(qiáng)度與塑性的配合。第四頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第三章馬氏體相變

MartensiticTransformation前言

早在戰(zhàn)國時(shí)代，人們已經(jīng)知道可以用淬火，即將鋼加熱到高溫后淬入水或油中急冷的方法，提高鋼的硬度。用經(jīng)過淬火的鋼制成的寶劍可以“削鐵如泥”，但在當(dāng)時(shí)，對(duì)于淬火能提高鋼的硬度的本質(zhì)還并不清楚.十九世紀(jì)末期，人們才知道:鋼在加熱與冷卻過程中，內(nèi)部相組成發(fā)生了變化，因而引起了鋼的性能的改變。1895年，為了紀(jì)念著名的德國冶金學(xué)家AdolphMartens，法國著名冶金學(xué)家Osmond建議:將鋼經(jīng)淬火所得的高硬度相稱為馬氏體；將母相向馬氏體轉(zhuǎn)變的相變統(tǒng)稱為馬氏體相變。但并不清楚馬氏體究竟是什么組織。第五頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六1926-1927年,FinkCampbell用X射線結(jié)構(gòu)分析方法測得鋼中的馬氏體是體心正方結(jié)構(gòu)，馬氏體中的固溶碳即原奧氏體中的固溶碳。因此，曾一度認(rèn)為所謂的馬氏體就是碳在α-Fe中的過飽和間隙固溶體。開創(chuàng)了馬氏體相變研究的先河。1924年，Bain切變模型1929年，周志宏發(fā)現(xiàn)馬氏體也可以是bcc結(jié)構(gòu)，不是過飽和固溶體。1930年，Kurdjumov和Sacks測得馬氏體與母相奧氏體保持K-S關(guān)系；提出K-S切變模型。1934年，西山關(guān)系。1948年，Kurdjumov提出馬氏體相變也是形核－長大的過程，但不發(fā)生組元擴(kuò)散的切變相變。第六頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六1949年，Greniger，Troiano提出馬氏體相變是無擴(kuò)散切變相變，無需形核和長大過程；提出馬氏體轉(zhuǎn)變的G-T關(guān)系；G-T切變模型。1950年，MorrisCohen開始倡議馬氏體相變熱力學(xué)研究，一直延續(xù)至二十世紀(jì)80年代。1960年，Kelly等人，透射電鏡觀察將馬氏體的形態(tài)區(qū)分為高碳型的透鏡狀（片狀和針狀）以及低碳型的條狀——為馬氏體形態(tài)學(xué)奠定了基礎(chǔ)。1964年，Wayman，“馬氏體相變晶體學(xué)導(dǎo)論”闡述了晶體學(xué)表象理論，較好地解釋了馬氏體轉(zhuǎn)變晶體學(xué)機(jī)制。至此，馬氏體研究大致包括二部分：相變機(jī)制，熱力學(xué)，動(dòng)力學(xué)；馬氏體形態(tài)學(xué)，晶體學(xué)。第七頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六1979年，Thomas以高分辨率電子顯微鏡指出M相變可能擴(kuò)散1981年，再以場離子電鏡和原子探針給予證實(shí)。1983年，徐祖耀以理論計(jì)算確認(rèn)低碳鋼在馬氏體相變時(shí)，由于MS溫度較高，間隙原子碳的擴(kuò)散率較大，可能存在碳的擴(kuò)散。馬氏體相變不是“完全”無擴(kuò)散過程，間隙原子（離子）可能擴(kuò)散，這種擴(kuò)散并不是馬氏體相變的主要或必需的過程徐提出了一個(gè)對(duì)M簡單的定義“替換（置換）原子無擴(kuò)散切變（原子沿相界面做協(xié)作運(yùn)動(dòng)），使其形狀改變的相變”目前主要方向①建立馬氏體相變熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)模型，進(jìn)行組織形態(tài)的計(jì)算機(jī)模擬②建立馬氏體晶體學(xué)、能量學(xué)的統(tǒng)一模型此外，研究納米晶體的馬氏體相變也是一個(gè)值得關(guān)注的方向。第八頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第一節(jié)馬氏體(M)相變的主要特征一.馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性奧氏體以大于某一臨界速度V的臨界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(jìn)行，但很快停止.這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，用Ms代表.馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)诓粩嘟禍氐臈l件下才能進(jìn)行.馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時(shí)間無關(guān)(如圖所示).第九頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六實(shí)驗(yàn)測定出母相與新相成分一致.在鋼中，曾測出奧氏體的含碳量＝馬氏體含碳量，轉(zhuǎn)變前后碳含量沒有變化。而且，馬氏體形成速度極快,一片馬氏體在5×10-55×10-7秒內(nèi)生成.即使在-20-196℃以下也是同樣快速，而C原子在-60℃以上才能進(jìn)行有效擴(kuò)散，此溫度遠(yuǎn)高于相變溫度的下限-196℃，故轉(zhuǎn)變時(shí)不會(huì)有擴(kuò)散發(fā)生.二.無擴(kuò)散性第十頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六近年來，一些實(shí)驗(yàn)和計(jì)算結(jié)果對(duì)上述觀點(diǎn)提出了疑問:Thomas發(fā)現(xiàn)在含碳0.27%的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)含C量達(dá)0.4%1.04%,遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于鋼的平均含碳量，說明碳原子有可能從馬氏體擴(kuò)散到奧氏體，與多數(shù)實(shí)驗(yàn)測定的結(jié)果不同.b)上海交大徐祖耀計(jì)算出馬氏體內(nèi)C原子擴(kuò)散需時(shí)間為7.3×10-310-7s，而條狀M形成時(shí)間為10-3-10-6s，比較兩者時(shí)間,說明擴(kuò)散跟得上馬氏體轉(zhuǎn)變的速度，即轉(zhuǎn)變時(shí)可能有擴(kuò)散發(fā)生.雖然這二個(gè)結(jié)果不足以推翻過去的馬氏體相變無擴(kuò)散的結(jié)論，但至少表明尚存有不同的觀點(diǎn).第十一頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六三.馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮突預(yù)先磨光表面的試樣,在馬氏體相變后表面產(chǎn)生突起，這種現(xiàn)象稱之為表面浮突現(xiàn)象。宏觀現(xiàn)象表明，M相變?yōu)榍凶冊(cè)谏鲜鱿嘧儠r(shí)，相界面宏觀上不轉(zhuǎn)動(dòng)，也不變形，所以相界面稱為不變平面;當(dāng)相界面為不變平面時(shí)，界面上原子既屬于新相，又屬于母相，這種界面稱為共格界面.不變平面也可以不是相界面，為中脊面.第十二頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六四.位向關(guān)系及慣習(xí)面慣習(xí)面：與新相主平面或主軸平行的舊相晶面位向關(guān)系：新相、舊相某些低指數(shù)晶面、晶向的對(duì)應(yīng)平行關(guān)系。（1）相變時(shí)，整體相互移動(dòng)一段距離，相鄰原子的相對(duì)位置無變化，做小于一個(gè)原子間距位置的位移，因此A與M保持一定的嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系.（2）不變平面又稱為慣習(xí)面，馬氏體即在此平面上形成，如中脊面.五.馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性由M→A的轉(zhuǎn)變稱為馬氏體的逆轉(zhuǎn)變，逆轉(zhuǎn)變開始的溫度稱為As,結(jié)束的溫度稱為Af.第十三頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六思考題:鋼鐵材料中觀察不到馬氏體逆轉(zhuǎn)變的原因.因?yàn)镕e－C合金中的馬氏體是碳溶于α-Fe形成的過飽和固溶體，極不穩(wěn)定，加熱時(shí)極易析出碳化物而發(fā)生分解，馬氏體被加熱到高溫以前就已經(jīng)分解了，因此，也就觀察不到由馬氏體向奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。有科學(xué)家以5000℃/S的速度加熱進(jìn)行研究，觀察到了含碳馬氏體的逆轉(zhuǎn)變。第十四頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)一.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)奧氏體具有面心立方點(diǎn)陣，溶入的碳原子位于鐵原子所組成的正八面體中心，即:M轉(zhuǎn)變時(shí),面心立方的A通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的α-Fe，C原子溶入后，c/a不再等于1，稱為正方度。(c，a為點(diǎn)陣參數(shù))第十五頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六C含量對(duì)c，a的影響可見式(3-1).c=α0+αρ(3-1a)a=α0-βρ(3-1b)c/a=1+γρ(3-1c)式中:α0＝0.2861nm(α-Fe點(diǎn)陣參數(shù));α=0.116±0.002;γ=0.046±0.001;β=0.013±0.002;ρ—馬氏體碳含量(重量%).第十六頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六二.馬氏體的異常正方度有些鋼的馬氏體的正方度遠(yuǎn)偏離式(3-1)的數(shù)值，測試表明，是由于C原子在間隙點(diǎn)陣中的有序與無序分布造成的.C原子在α-Fe中有三組可能的位置，依其短軸所在方向而定。當(dāng)其短軸平行于a軸方向時(shí)，稱為X位置，如圖a所示;當(dāng)其短軸平行于c軸或b軸方向時(shí)，則分別稱為Z位置和Y位置，如圖b、圖c所示.第十七頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六當(dāng)大于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測試得到的正方度要高于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常高;當(dāng)小于80%的C原子位于Z位置時(shí)，測試得到的正方度要低于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常低;且有當(dāng)80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均勻分布在X、Y二個(gè)位置時(shí)，才會(huì)出現(xiàn)正常的正方度。當(dāng)碳含量小于0.2%時(shí)，C原子偏聚于馬氏體的位錯(cuò)線或是均勻地分布在X、Y和Z三個(gè)位置上，即處于完全無序狀態(tài).C原子的存在雖然引起點(diǎn)陣常數(shù)的增加，但不會(huì)改變正方度。第十八頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六三.慣習(xí)面與位向關(guān)系(1)慣習(xí)面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近A的某一晶面，并隨A中含碳量及馬氏體形成溫度而變化.●當(dāng)C含量<0.6%時(shí)，慣習(xí)面為{111}A;●當(dāng)C含量處于0.6%1.4%時(shí)，慣習(xí)面為{225}A;●當(dāng)C含量處于1.4%2.0%時(shí)，慣習(xí)面為{259}A。慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化.對(duì)于C量較高的鋼，先形成的M的慣習(xí)面為{225}A，后形成的M的慣習(xí)面為{259}A。第十九頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六2)位向關(guān)系(a)K-S關(guān)系1930年，庫爾鳩莫夫與Sachs在1.4%C的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，M與A有下述關(guān)系:{110}M//{111}A；<111>M//<110>A。(b)西山關(guān)系1934年，西山在鐵鎳合金中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的M與A之間存在K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的M與A呈下列關(guān)系:{110}M//{111}A；<110>M//<112>A。(c)G-T關(guān)系1949年，Grenigen與Troiano在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，M與A的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-T關(guān)系。第二十頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六采用Bain模型可說明馬氏體相變慣習(xí)面和位向關(guān)系K-S關(guān)系{110}M//{111}A；<111>M//<110>A第二十一頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)P97-100一馬氏體的形態(tài)1.板條馬氏體出現(xiàn)于低、中碳鋼中,其形貌可見圖A板條群：尺寸為20~35μm，由若干個(gè)尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行排列組成。通常一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)由3~5個(gè)板條群。B板條群又可以分為幾個(gè)平行的區(qū)域，稱同位向束C一個(gè)板條群又可以只由一種同位向束組成D同位向束由若干個(gè)平行板條組成，每個(gè)板條為一個(gè)馬氏體單晶：0.5×5.0×20μm另外，實(shí)驗(yàn)證實(shí)：稠密的M板條多被連續(xù)的高度變形的殘余奧氏體薄膜（20μm厚度）隔開，該薄膜碳含量較高，在室溫下穩(wěn)定。第二十二頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六板條M的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)密度高達(dá)(0.30.9)×1012/cm2，故稱位錯(cuò)M.2.透鏡片狀馬氏體(簡稱片狀M)出現(xiàn)于中、高碳鋼中.立體外形呈雙凸透鏡狀，斷面為針狀或竹葉狀.馬氏體相變時(shí)，第一片分割?yuàn)W氏體晶粒，以后的馬氏體片愈來愈小?？梢娛疽鈭D。M形成溫度高時(shí)，慣習(xí)面為{225}A，符合K-S關(guān)系;形成溫度低時(shí)，慣習(xí)面為{259}A，符合西山關(guān)系.片狀M的亞結(jié)構(gòu)為{112}M的孿晶.M還有其它形態(tài)如蝶狀、薄片狀與薄板狀等.第二十三頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六影響M形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1.化學(xué)成分奧氏體中碳含量的影響最為重要，在碳鋼中，當(dāng)C含量:C<0.3%時(shí)，生成板條M，亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)；C>1.0%時(shí)，生成片狀M，亞結(jié)構(gòu)為孿晶；C為0.31.0%時(shí)，生成混合型組織(片狀+板條)。2.形成溫度MS點(diǎn)高的A，冷卻后形成板條M，亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò);MS點(diǎn)低的A,冷卻后形成片狀M，亞結(jié)構(gòu)為孿晶;MS點(diǎn)不高不低的A，冷卻后形成混合型組織(片狀+板條M)，亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)+孿晶.第二十四頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第四節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)一.馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件馬氏體和奧氏體的自由能均隨溫度上升而下降，到T0溫度時(shí)二者相等(如圖).與加熱轉(zhuǎn)變不同，當(dāng)A被過冷到略低于T0時(shí)，M轉(zhuǎn)變并不發(fā)生,必須過冷到T0以下某一溫度MS時(shí)，才會(huì)發(fā)生M轉(zhuǎn)變，到Mf點(diǎn)(見圖)結(jié)束轉(zhuǎn)變.T0、MS的物理意義是:T0—A自由能與M自由能相等的溫度；MS—M開始轉(zhuǎn)變溫度，即達(dá)到可提供馬氏體相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力的溫度；Mf—M連續(xù)轉(zhuǎn)變的最低溫度點(diǎn).第二十五頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六T0、MS和Mf與碳含量的關(guān)系見圖。在T0和MS之間，隨著溫度下降馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力增大，到MS點(diǎn)，相變化學(xué)驅(qū)動(dòng)力＝ΔGγ→α‘，可以發(fā)生M相變。而形變所提供的能量為機(jī)械驅(qū)動(dòng)力，ab線代表化學(xué)驅(qū)動(dòng)力上疊加的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。在T1溫度，化學(xué)驅(qū)動(dòng)力mn此時(shí)提供pm線段的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。即，pm＋mn＝ΔGγ→α‘。在P點(diǎn)以左，二者之和大于ΔGγ→α‘塑性變形可以誘發(fā)馬氏體相變，Md稱為形變誘發(fā)馬氏體溫度(T1)?；瘜W(xué)驅(qū)動(dòng)力第二十六頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六二.M轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力當(dāng)A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力為:ΔG=-ΔGV+Vφ+ΣГ其中，ΔGV為M相變時(shí)化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，即二相自由能差ΔGA→M;Vφ表征進(jìn)行不變平面切變時(shí),改變晶體結(jié)構(gòu)及形狀的能量及馬氏體鄰近基體進(jìn)行形變的切變能量.其中，V

表示M(或A)克原子體積;φ為切變角;為強(qiáng)度;ΣГ為M相變時(shí)造成的位錯(cuò)應(yīng)變能、孿晶界面能、層錯(cuò)能及磁場能之和.

當(dāng)ΔG≤0時(shí)，即化學(xué)驅(qū)動(dòng)力ΔGV大于等于阻力(后二項(xiàng)之和)時(shí)，M相變可發(fā)生.第二十七頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六三.影響鋼的MS因素1.碳含量當(dāng)C%<0.6%：C%↑，MS↓↓，Mf↓↓；當(dāng)C%>0.6%，Mf<0℃：C%↑，MS↓，Mf↓；原因:C%↑，使A的強(qiáng)度↑，相變阻力↑，切變困難，MS↓.2.加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度↑，保溫時(shí)間↑，MS↑。原因:與A晶粒長大，缺陷減少及A均勻化有關(guān).第二十八頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第五節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)M轉(zhuǎn)變的幾種方式1.變溫瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長大(出現(xiàn)于碳鋼及低合金鋼中)(1)瞬時(shí)形核自MS開始以極快的速度形核，繼續(xù)降溫，才能繼續(xù)形核,形核無孕育期；(2)瞬時(shí)長大長大速度極快，在10-410-7sec內(nèi)長成一個(gè)單晶，表明長大所需的激活能極小.(3)轉(zhuǎn)變速度依賴于形核率，新核長大到一定尺寸就停止長大.第二十九頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六Cohen歸納出M轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)f與冷卻到的溫度tq之間關(guān)系為:f=1-6.956×10-5[455-(MS-tq)]5.32可見，tq越低，M轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f越大.當(dāng)tq與MS差值達(dá)455時(shí)，轉(zhuǎn)變M的體積分?jǐn)?shù)可達(dá)1.第三十頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六2.等溫形核、瞬時(shí)長大(出現(xiàn)于Fe-26%Ni-19%Mn，F(xiàn)e-26%Ni-3%Cr，高C高錳鋼中)(1)等溫形成M核:形核有孕育期,形核率隨過冷度增加先增后減.(2)長大速度極快,到一定尺寸后即停止，大小與上一類M相同.(3)轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間先增后減(見圖).(4)等溫M不能徹底轉(zhuǎn)變,只是部分轉(zhuǎn)變.*

：變溫轉(zhuǎn)變中也有少量等溫轉(zhuǎn)變--通過等溫形成新核;原有的變溫馬氏體等溫過程中也會(huì)長大.第三十一頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六3.自觸發(fā)形核、瞬時(shí)長大出現(xiàn)于Fe-28%Ni，F(xiàn)e-26%Ni-0.48%C中當(dāng)MS<0℃時(shí)，在MS以下溫度形成{259}A片狀M，并由于M轉(zhuǎn)變體積膨脹形成的高壓激發(fā)附近的{259}A面上形成大量的M.這種現(xiàn)象稱為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變.(2)發(fā)生爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的溫度稱為MB.(3)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：馬氏體呈Z字形排列.P100圖4-20(4)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底.為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，必須繼續(xù)降溫.第三十二頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六二、奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指A在外界因素作用下，促使內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使A→M的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象.1.熱穩(wěn)定化淬火時(shí)，冷卻中斷會(huì)引起A穩(wěn)定化，冷至室溫時(shí)，殘余A增加，奧氏體熱穩(wěn)定化程度可用滯后溫度θ以及室溫時(shí)的殘余A增量δ來表示.熱穩(wěn)定化有一溫度上限，通常用MC表示，只有在等溫停留或者緩冷時(shí)才會(huì)引起熱穩(wěn)定化。第三十三頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六Fe-31%Ni-0.01%C合金經(jīng)奧氏體化后先冷至一定溫度使其形成57％的馬氏體，然后再升至不同溫度，等溫停留不同時(shí)間后冷卻，所測得的等溫停留時(shí)間對(duì)θ的影響。等溫停留溫度越高，熱穩(wěn)定化速度越快，能夠達(dá)到的最大的穩(wěn)定化程度就越低(θ越小)；不論在哪個(gè)溫度等溫停留，熱穩(wěn)定化程度均隨等溫時(shí)間先增后減。當(dāng)減到某一數(shù)值后不再減小，達(dá)到穩(wěn)定值。第三十四頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六2.機(jī)械穩(wěn)定化在Md以上，對(duì)A進(jìn)行塑性變形，當(dāng)形變量足夠大時(shí)，可引起A穩(wěn)定化.這種穩(wěn)定化稱為機(jī)械穩(wěn)定化.即M相變困難，MS點(diǎn)降低，殘余A增多.在Md以下，對(duì)A進(jìn)行塑性變形，可以誘發(fā)M相變，使未轉(zhuǎn)變的A發(fā)生相硬化，從而使殘余A機(jī)械穩(wěn)定化.原因：由于塑性變形引入奧氏體晶體的各種缺陷阻止馬氏體核的長大，引起熱穩(wěn)定化的必要條件時(shí)：碳和氮的存在。研究證實(shí)同一合金中有碳和氮存在時(shí)有熱穩(wěn)定化現(xiàn)象，如去除碳和氮，就不再出現(xiàn)熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。熱穩(wěn)定化機(jī)制：碳、氮原子在等溫停留過程中進(jìn)入位錯(cuò)形成Cottrell氣團(tuán)阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行。——柯俊第三十五頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六第六節(jié)馬氏體的性能P185一.馬氏體的硬度(強(qiáng)度)1.馬氏體的硬度馬氏體的硬度決定于馬氏體的含碳量。由圖可見:曲線1即為完全淬火高于AccmAC3后所得的硬度曲線當(dāng)C量低時(shí)，淬火后馬氏體的硬度隨碳量增加而升高；當(dāng)C量高時(shí)，Mf已在0℃以下，淬火后得到M+A雙相組織。故隨C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降.第三十六頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六曲線2，對(duì)于亞,過共析鋼采用的是高于AC1的不完全淬火所得馬氏體中碳含量即為該溫度下A的飽和C濃度，溫度不變時(shí)均相同，故隨碳含量增高，硬度基本不變，必須采用完全淬火并進(jìn)行冷處理，使奧氏體全部轉(zhuǎn)化為馬氏體。曲線3所得即為馬氏體硬度和碳含量關(guān)系。由此可以得出結(jié)論:馬氏體硬度隨碳含量增加而顯著升高,但當(dāng)碳含量超過0.6%時(shí)，硬度增長趨勢下降.第三十七頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六2.馬氏體高硬度(高強(qiáng)度)的本質(zhì)(1)相變強(qiáng)化馬氏體相變?cè)斐纱罅课诲e(cuò)、孿晶或?qū)渝e(cuò)，這些缺陷的增加，使馬氏體強(qiáng)度提高147186MPa.(2)時(shí)效強(qiáng)化室溫下碳原子即可通過產(chǎn)生偏聚而引起時(shí)效強(qiáng)化.碳含量越高，偏聚越多，強(qiáng)度提高越多.見圖曲線2.第三十八頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六(3)固溶強(qiáng)化當(dāng)碳量小于0.4%時(shí)，碳原子溶入到由馬氏體的鐵原子組成的扁八面體中心，使短軸伸長，長軸縮短，發(fā)生不對(duì)稱畸變，并形成強(qiáng)烈應(yīng)力場，阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),從而使強(qiáng)度上升。當(dāng)固溶的C接近0.4%時(shí)，強(qiáng)度提高約700MPa.當(dāng)碳量大于0.4%時(shí)，相鄰碳原子應(yīng)力場相應(yīng)抵消而會(huì)降低強(qiáng)化效應(yīng).見圖中曲線1.第三十九頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六(4)其他強(qiáng)化因素a)亞結(jié)構(gòu)當(dāng)碳含量小于0.3%時(shí)，由于位錯(cuò)強(qiáng)化，使強(qiáng)度與C含量呈直線關(guān)系(見圖);當(dāng)碳含量大于0.3%時(shí)，出現(xiàn)孿晶，使硬度的增長偏離直線，說明孿晶有一附加強(qiáng)化機(jī)制.碳含量相同時(shí)，孿晶馬氏體強(qiáng)度高于位錯(cuò)馬氏體.b)奧氏體晶粒度奧氏體晶粒愈小，馬氏體板條束越細(xì)，強(qiáng)度越高.并有下列關(guān)系式:0.2=608+69dA-1/2

0.2=449+60dM-1/2其中:dA為A晶粒直徑(mm)；dM為M板條束直徑(mm);

0.2單位為MPa.綜上所述：碳鋼中的馬氏體主要是以固溶強(qiáng)化達(dá)到高硬度(高強(qiáng)度)的.第四十頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六二.馬氏體韌性當(dāng)碳含量小于0.4%時(shí)，馬氏體具有高韌性；當(dāng)碳含量大于0.4%時(shí)，馬氏體韌性很低。當(dāng)強(qiáng)度相同時(shí)，位錯(cuò)馬氏體韌性遠(yuǎn)高于孿晶馬氏體(前者有較多滑移系便于開動(dòng)位錯(cuò)).三.馬氏體的物理性能鋼中馬氏體具有鐵磁性和高的矯頑力,其比容與奧氏體的比容相差很大.四.高碳馬氏體的顯微裂紋馬氏體片形成速度極快，互相撞擊或與奧氏體晶界相撞時(shí)可形成很大的應(yīng)力集中，加之高碳馬氏體本身很脆，故在撞擊時(shí)極易產(chǎn)生裂紋.這些裂紋雖很小，但可成為疲勞裂紋源而導(dǎo)致開裂.第四十一頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六1.影響顯微裂紋因素以單位體積馬氏體內(nèi)出現(xiàn)顯微裂紋的面積SV(mm2/mm3)作為形成顯微裂紋的敏感度.(1)含碳量當(dāng)C<1.4%時(shí)，隨碳量增加，SV急劇增加，因而此時(shí)生成的是細(xì)而長的橫貫A晶粒的{225}M，易受撞擊而斷裂.當(dāng)C>1.4%時(shí)，隨碳量增加，SV反而下降，因此時(shí)生成短而寬的{259}M，不易受撞擊斷裂.通常馬氏體中含碳量均低于1.4%，故為降低SV，應(yīng)盡可能降低含碳量.(2)A晶粒大小奧氏體晶粒越大，橫貫奧氏體的馬氏體越粗大，越易發(fā)生撞擊而斷裂，SV越大.故為降低SV

，高碳鋼中奧氏體化溫度不宜過高，以免溶入過多碳及使晶粒長大.(3)淬火冷卻溫度淬火冷卻溫度越低，A殘?jiān)缴伲R氏體量越多，形成裂紋可能性越大，故對(duì)于高碳鋼，采取冷處理時(shí)，必須慎重.第四十二頁，共四十七頁，編輯于2023年，星期六(4)馬氏體轉(zhuǎn)變量SV隨馬氏體量增大而增大，但當(dāng)馬氏體量超過27%后，形成的馬氏體均細(xì)小，不致引起顯微裂紋，SV不再隨馬氏體量增大而增大.2.減少顯微裂紋的途徑A.降低高碳鋼的奧氏體化溫度，采用不完全淬火.B.淬火后立即回火使大部分顯微裂紋彌合.馬