中歐固態(tài)相變3

1、思考題:亞共析鋼當(dāng)碳含量一定時，隨冷速加大，或轉(zhuǎn)變溫度降低，先共析鐵素體減少,珠光體量增加 ,但珠光體含碳量下降。第二章作業(yè)(10)試述球化過程中試述球化過程中,由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變的機制由片狀向粒狀轉(zhuǎn)變的機制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散。這種擴散破壞了界面平衡，使尖角進一步溶解，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

2、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，為達到平衡，溝槽進一步加深，最終導(dǎo)致滲碳體斷裂。4破壞的滲碳體球化(11)試述塊狀試述塊狀,網(wǎng)狀和片狀先共析鐵素體的析出原理網(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，fe原子自擴散便利，且晶粒較細時，f在晶界形核后，由于ca-f ca ，引起碳的擴散，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，fe自擴散能力下降，f易沿晶界析出并連成

3、網(wǎng)狀。此時晶內(nèi)碳濃度不斷升高, 達偽共析成分時轉(zhuǎn)變?yōu)閜。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，f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(11) 派登處理在高碳鋼強韌化方面的應(yīng)用派登處理在高碳鋼強韌化方面的應(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)位錯密度提高，強度上升，片間距p下降，而使fe3c不致脆斷)。最終得到強烈變形后的細珠光體(索氏體)，具有極好的強度與塑性的配合。第三章第三章 馬氏體相變馬氏體相變martensitic transformation前前 言言 早在戰(zhàn)

4、國時代，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，對于淬火能提高鋼的硬度的本質(zhì)還并不清楚.十九世紀末期，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，為了紀念著名的德國冶金學(xué)家adolph martens，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)稱為馬氏體相變馬氏體相變。但并不清楚馬氏體究竟是什么組織。1926-1927年, fink campbell用x射線結(jié)構(gòu)分析方法測得鋼中的馬氏體是體心

5、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，曾一度認為所謂的馬氏體就是碳在-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)生組元擴散的切變相變。1949年，greniger，troiano提出馬氏體相變是無擴散切變相變，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。195

6、0年，morris cohen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)機制。至此，馬氏體研究大致包括二部分：相變機制，熱力學(xué)，動力學(xué)；馬氏體形態(tài)學(xué)，晶體學(xué)。1979年，thomas以高分辨率電子顯微鏡指出m相變可能擴散1981年，再以場離子電鏡和原子探針給予證實。1983年，徐祖耀以理論計算確認低碳鋼在馬氏體相變時，由于ms溫度較高，間隙原子碳的擴散

7、率較大，可能存在碳的擴散。馬氏體相變不是“完全”無擴散過程，間隙原子（離子）可能擴散，這種擴散并不是馬氏體相變的主要或必需的過程徐提出了一個對m簡單的定義“替換（置換）原子無擴散切變（原子沿相界面做協(xié)作運動），使其形狀改變的相變”目前主要方向建立馬氏體相變熱力學(xué)和動力學(xué)模型，進行組織形態(tài)的計算機模擬 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值得關(guān)注的方向。第一節(jié)第一節(jié) 馬氏體馬氏體(m)相變的主要特征相變的主要特征一. 馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性馬氏體轉(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. 并且以極大速度進行，但很快

8、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)變在不斷降溫的條件下才能進行. 馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關(guān)(如圖所示).實驗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 510-5510-7秒內(nèi)生成. 即使在-20-196以下也是同樣快速，而c原子在-60以上才能進行有效擴散，此溫度遠高于相變溫度的下限-196，故轉(zhuǎn)變時不會有擴散發(fā)生.二. 無擴散性無擴散性近年來，一些實驗和計算結(jié)果對上述觀點提出了疑問:a)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0.4%1.

9、04%,遠遠大于鋼的平均含碳量， 說明碳原子有可能從馬氏體擴散到奧氏體，與多數(shù)實驗測定的結(jié)果不同.b) 上海交大徐祖耀計算出馬氏體內(nèi)c原子擴散需時間為 7.310-310-7s，而條狀m形成時間為10-3-10-6s，比較兩者時間, 說明擴散跟得上馬氏體轉(zhuǎn)變的速度，即轉(zhuǎn)變時可能有擴散發(fā)生. 雖然這二個結(jié)果不足以推翻過去的馬氏體相變無擴散的結(jié)論，但至少表明尚存有不同的觀點.三. 馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮突馬氏體轉(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?在上述相變時，相界面宏觀上不轉(zhuǎn)動，也不變形，所以相界面

10、稱為不變平面; 當(dāng)相界面為不變平面時，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.四. 位向關(guān)系及慣習(xí)面位向關(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、晶向的對應(yīng)平行關(guān)位向關(guān)系：新相、舊相某些低指數(shù)晶面、晶向的對應(yīng)平行關(guān)系。系。（1） 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，做小于一個原子間距位置的位移，因此a與m保持一定的嚴格的晶體學(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)變的可逆性馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆

11、性由ma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. 思考題: 鋼鐵材料中觀察不到馬氏體逆轉(zhuǎn)變的原因.因為fec合金中的馬氏體是碳溶于-fe形成的過飽和固溶體，極不穩(wěn)定，加熱時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的速度加熱進行研究，觀察到了含碳馬氏體的逆轉(zhuǎn)變。第二節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)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,面心立方的a通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的-fe，c原子溶入后，c/a不再

12、等于1，稱為正方度。(c，a為點陣參數(shù))c含量對c，a的影響可見式(3-1).c =0+ (3-1a)a =0- (3-1b)c/a =1 + (3-1c)式中:00.2861 nm (-fe點陣參數(shù));= 0.1160.002;=0.0460.001;= 0.0130.002;馬氏體碳含量(重量%).二. 馬氏體的異常正方度有些鋼的馬氏體的正方度遠偏離式(3-1)的數(shù)值，測試表明，是由于c原子在間隙點陣中的有序與無序分布造成的.c原子在-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，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，則分別稱為z位置和y位置，如

13、圖b、圖c所示. 當(dāng)大于80%的c原子位于z位置時，測試得到的正方度要高于式(3-1)給出的數(shù)值，稱為異常高異常高; 當(dāng)小于80%的c原子位于z位置時，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二個位置時，才會出現(xiàn)正常的正方度。當(dāng)碳含量小于0.2%時，c原子偏聚于馬氏體的位錯線或是均勻地分布在x、y和z三個位置上，即處于完全無序狀態(tài). c原子的存在雖然引起點陣常數(shù)的增加，但不會改變正方度。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)

14、c含量 0.6%時，慣習(xí)面為111a; 當(dāng)c含量處于0.6%1.4%時，慣習(xí)面為225a; 當(dāng)c含量處于1.4%2.0%時，慣習(xí)面為259a 。慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化. 對于c量較高的鋼，先形成的m的慣習(xí)面為225a ，后形成的m的慣習(xí)面為259a 。2) 位向關(guān)系(a) k-s關(guān)系關(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:110m /111a ； m / a 。(b) 西山關(guān)系西山關(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: 110m /111a ； m / a 。(c

15、) g-t關(guān)系關(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。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 110m /111a ； m / a第三節(jié)第三節(jié) 馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的組織形態(tài)p97-100一 馬氏體的形態(tài)1.板條馬氏體板條馬氏體出現(xiàn)于低、中碳鋼中, 其形貌可見圖a 板條群板條群：尺寸為2035m，由若干個尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行排列組成。通常一個奧氏體晶粒內(nèi)由35個板條群。b 板條群又可以分為幾個平行的區(qū)域，稱同位同位向束向束c 一個板條群

16、又可以只由一種同位向束組成d 同位向束由若干個平行板條組成，每個板條為一個馬氏體單晶馬氏體單晶：0.55.020 m另外，實驗證實：稠密的m板條多被連續(xù)的高度變形的殘余奧氏體薄膜殘余奧氏體薄膜（20 m厚度）隔開，該薄膜碳含量較高，在室溫下穩(wěn)定。板條m的亞結(jié)構(gòu)為位錯密度高達(0.30.9)1012/cm2，故稱位錯m.2. 透鏡片狀馬氏體透鏡片狀馬氏體(簡稱片狀簡稱片狀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，第一片分割奧氏體晶粒，以后的馬氏體片愈來愈小?？梢娛疽鈭D。m形成溫度高時，慣習(xí)面為225a，符合k-s關(guān)系; 形成溫度低時，慣習(xí)面為259 a

17、，符合西山關(guān)系.片狀m的亞結(jié)構(gòu)為112m的孿晶.m還有其它形態(tài)如蝶狀、薄片狀與薄板狀等.影響影響m形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素形態(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:c1.0%時，生成片狀m，亞結(jié)構(gòu)為孿晶；c為0.31.0%時，生成混合型組織(片狀+板條)。 2.形成溫度ms點高的a，冷卻后形成板條m，亞結(jié)構(gòu)為位錯;ms點低的a, 冷卻后形成片狀m，亞結(jié)構(gòu)為孿晶;ms點不高不低的a，冷卻后形成混合型組織(片狀+板條m)，亞結(jié)構(gòu)為位錯+孿晶.第四節(jié)第四節(jié) 馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)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

18、而下降，到 t0 溫度時二者相等(如圖). 與加熱轉(zhuǎn)變不同，當(dāng) a 被過冷到略低于 t0 時，m轉(zhuǎn)變并不發(fā)生, 必須過冷到t0以下某一溫度ms時，才會發(fā)生m轉(zhuǎn)變，到mf點(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，即達到可提供馬氏體相變所需的最小驅(qū)動力的溫度；mf m連續(xù)轉(zhuǎn)變的最低溫度點.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)動力增大，到ms 點，相變化學(xué)驅(qū)動力 g，可以發(fā)生m相變。而形變所提供的能量為機械驅(qū)動力，ab線代表化學(xué)驅(qū)動力上疊加的機械驅(qū)動力。在t1溫度，化學(xué)驅(qū)動力mn此時提供pm線

19、段的機械驅(qū)動力。即，pmmn g。在p點以左，二者之和大于g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)。化學(xué)驅(qū)動力二. m轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力當(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)動力為:g =-gv +v +其中，gv為為m相變時化學(xué)驅(qū)動力相變時化學(xué)驅(qū)動力，即二相自由能差gam; v表征進行不變平面切變時, 改變晶體結(jié)構(gòu)及形狀的能量及馬氏體鄰近基體進行形變的切變能量形變的切變能量. 其中，v 表示m(或a)克原子體積;為切變角; 為強度; 為m相變相變時造成的位錯應(yīng)變能、孿晶界面能、層錯能及磁場能之和時造成的位錯應(yīng)變能、孿晶界面能、層錯能及磁場能之和. 當(dāng) g 0

20、時，即化學(xué)驅(qū)動力 gv 大于等于阻力(后二項之和)時，m相變可發(fā)生. 三. 影響鋼的ms因素1. 碳含量當(dāng)c%0.6%，mf0 ：c%，ms，mf； 原因: c%，使a的強度，相變阻力，切變困難， ms .2. 加熱溫度和保溫時間加熱溫度，保溫時間， ms 。原因: 與a晶粒長大，缺陷減少及a均勻化有關(guān).第五節(jié)第五節(jié) 馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)1m轉(zhuǎn)變的幾種方式1. 變溫瞬時形核、瞬時長大變溫瞬時形核、瞬時長大 (出現(xiàn)于碳鋼及低合金鋼中出現(xiàn)于碳鋼及低合金鋼中)(1) 瞬時形核自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) 瞬時長大長大速度極快，在10-410-

21、7sec內(nèi)長成一個單晶，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.cohen歸納出m轉(zhuǎn)變的體積分數(shù)f與冷卻到的溫度tq之間關(guān)系為:f =1-6.95610-5455-(ms-tq)5.32可見， tq越低，m轉(zhuǎn)變體積分數(shù)f越大. 當(dāng)tq與ms差值達455時，轉(zhuǎn)變m的體積分數(shù)可達1.2. 等溫形核、瞬時長大等溫形核、瞬時長大(出現(xiàn)于fe-26%ni-19%mn，fe-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

22、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：變溫轉(zhuǎn)變中也有少量等溫轉(zhuǎn)變有少量等溫轉(zhuǎn)變-通過等溫形成新通過等溫形成新核核; 原有的變溫馬原有的變溫馬氏體等溫過程中氏體等溫過程中也會長大也會長大.3. 自觸發(fā)形核、瞬時長大自觸發(fā)形核、瞬時長大 出現(xiàn)于fe-28%ni，fe-26%ni-0.48%c中(1) 當(dāng)ms0時，在ms以下溫度形成259a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259a面上形成大量的m. 這種現(xiàn)象稱為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變爆發(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：馬氏體呈z字形排列. p100圖4-20(

23、4) 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變不能進行到底.為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降溫.二、奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體穩(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)生了某種變化而使了某種變化而使am的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象.1. 熱穩(wěn)定化 淬火時，冷卻中斷會引起a穩(wěn)定化，冷至室溫時，殘余a增加，奧氏體熱穩(wěn)定化程度可用滯后溫度滯后溫度以及室溫時的殘余a增量來表示. 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才會引起熱穩(wěn)定化。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，等溫停留不同時間后冷卻

24、，所測得的等溫停留時間對的影響。等溫停留溫度越高，熱穩(wěn)定化速度越快，能夠達到的最大的穩(wěn)定化程度就越低(越小)；不論在哪個溫度等溫停留，熱穩(wěn)定化程度均隨等溫時間先增后減。當(dāng)減到某一數(shù)值后不再減小，達到穩(wěn)定值。2. 機械穩(wěn)定化在md以上，對a進行塑性變形，當(dāng)形變量足夠大時，可引起a穩(wěn)定化. 這種穩(wěn)定化稱為機械穩(wěn)定化. 即m相變困難，ms點降低，殘余a增多.在md以下，對a進行塑性變形，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：碳和氮的存在。研究證實同一合金中有碳和氮存在時有熱穩(wěn)定化現(xiàn)象，如

25、去除碳和氮，就不再出現(xiàn)熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。熱穩(wěn)定化機制：碳、氮原子在等溫停留過程中進入位錯形成cottrell氣團阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變進行。 柯俊第六節(jié)第六節(jié) 馬氏體的性能馬氏體的性能 p185一. 馬氏體的硬度(強度)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accm ac3后所得的硬度曲線當(dāng)c量低時，淬火后馬氏體的硬度隨碳量增加而升高；當(dāng)c量高時，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. 曲線2，對于亞,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，溫度不變時均相同，

26、故隨碳含量增高，硬度基本不變，必須采用完全淬火并進行冷處理，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，硬度增長趨勢下降.2. 馬氏體高硬度(高強度)的本質(zhì)(1) 相變強化馬氏體相變造成大量位錯、孿晶或?qū)渝e，這些缺陷的增加，使馬氏體強度提高147186 mpa.(2) 時效強化室溫下碳原子即可通過產(chǎn)生偏聚而引起時效強化. 碳含量越高，偏聚越多，強度提高越多. 見圖曲線2.(3) 固溶強化當(dāng)碳量小于0.4%時，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)生不對稱畸變，

27、并形成強烈應(yīng)力場，阻止位錯運動,從而使強度上升。 當(dāng)固溶的c接近0.4%時，強度提高約700 mpa. 當(dāng)碳量大于0.4%時，相鄰碳原子應(yīng)力場相應(yīng)抵消而會降低強化效應(yīng).見圖中曲線1.(4) 其他強化因素a) 亞結(jié)構(gòu)當(dāng)碳含量小于0.3%時，由于位錯強化，使強度與c含量呈直線關(guān)系(見圖);當(dāng)碳含量大于0.3%時，出現(xiàn)孿晶，使硬度的增長偏離直線，說明孿晶有一附加強化機制. 碳含量相同時， 孿晶馬氏體強度高于位錯馬氏體.b) 奧氏體晶粒度奧氏體晶粒愈小，馬氏體板條束越細， 強度越高. 并有下列關(guān)系式:0.2 = 608 + 69 da-1/2 0.2 = 449 + 60 dm-1/2其中: da為a

28、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化達到高硬度(高強度)的.二. 馬氏體韌性當(dāng)碳含量小于0.4%時，馬氏體具有高韌性；當(dāng)碳含量大于0.4%時，馬氏體韌性很低。當(dāng)強度相同時，位錯馬氏體韌性遠高于孿晶馬氏體(前者有較多滑移系便于開動位錯).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.1.

29、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)c1.4%時， 隨碳量增加，sv 反而下降，因此時生成短而寬的259m， 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殘越少，馬氏體量越多，形成裂紋可能性越大，故對于高碳鋼，采取冷處理時，必須慎重.(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，形成的馬氏體均細小，不致引起顯微裂紋