馬氏體相變理論和結構

1、馬氏體相變理論和結構53-2 -碳在-Fe 中的過飽和固溶體。 成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩(wěn)相。 碳原子位于-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。 體心正方點陣 bct - 4.1 馬氏體的晶體結構53-3圖4-1 奧氏體的正八面體間隙 a) 馬氏體的扁八面體間隙 b) 馬氏體點陣常數(shù)和碳含量的關系53-4c、a、及 正方度 c/a 與鋼中碳含量成線性關系： c = a0 + P a = a0 - P （4-1） c/a = 1 + P 其中： a0 = 2.861 （-Fe點陣常數(shù)） 、 為常數(shù) P - 馬氏體的含碳量（wt%）53-5圖4-2 點陣常數(shù)與碳含量的關

2、系 馬氏體的正方度53-6 c/a = 1 + 0.046 P （4-2） 碳原子在馬氏體點陣中的分布：碳原子發(fā)生有序分布，80%優(yōu)先占據(jù)c軸方向的八面體間隙位置，20%占據(jù)其它兩個方向的八面體間隙位置，此時出現(xiàn)（4-2）式的正方度。4.2 馬氏體相變的主要特征53-7（1）馬氏體相變的無擴散性 鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發(fā)生點陣改組。 可以在很低的溫度范圍內進行，并且相變速度極快。 原子以切變方式移動，相鄰原子的相對位移不超過原子間距，近鄰關系不變。（2）表面浮凸現(xiàn)象和不變平面應變53-8圖4-3 馬氏體形成時引起的表面傾動 表面浮凸現(xiàn)象傾動面53-9圖4-4 直線劃痕的變形情況 （a）

3、實驗結果 （b）在界面處失去共格 （c）劃痕扭曲 慣習面和不變平面53-10 馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習面。 鋼中：0.5%C，慣習面為111，0.51.4%C，為225，1.51.8%C，為259。 直線劃痕在傾動面處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。說明馬氏體與母相保持切變共格，慣習面未經(jīng)宏觀可測的應變和轉動，即慣習面為不變平面。 不變平面應變 53-11 傾動面一直保持為平面。 發(fā)生馬氏體相變時，雖發(fā)生了變形，但原來母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。 造成均勻切變且慣習面為

4、不變平面的應變即為不變平面應變。53-12不變平面圖4-5 三種不變平面應變 a）膨脹 b）孿生時的切變 c）馬氏體相變時-切變 + 膨脹（3）馬氏體和奧氏體具有一定的位向關系53-13 相變以共格切變方式進行所至。 K-S 關系： 111110M ; M 由于3個奧氏體方向上(每個方向上有2種馬氏體取向)可能有6種不同的馬氏體取向,而奧氏體的 111 晶面族中又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。 西山關系：53-14 111110M ; M 按西山關系，在每個111面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取 向（變體）。53-15 G-T關系： 和 K-S關系略有偏差 11

5、1110M 差10 M 差20 K-S關系和西山關系的比較： 晶面關系相同，只是晶面內的方向相差 5016。（4）馬氏體相變的變溫性53-16圖4-10 轉變量-時間關系 MS-馬氏體相變開始點。Mf -馬氏體相變終了點。 MS 點以下，無需孕育，轉變立即開始，且以極大速度進行，但很快停止，不能進行到終了，需進一步降溫。53-17圖4-11 轉變量-溫度關系 在Mf點以下，雖然轉變量未達到100%，但轉變已不能進行。 如Mf點低于室溫，則淬火到室溫將保留相當數(shù)量的未轉變奧氏體，稱為殘余奧氏體。（5）馬氏體相變的可逆性53-18 A M Ms , Mf ; As , Af ; As Ms 鋼中馬

6、氏體加熱時，容易發(fā)生回火分解， 從馬氏體中析出碳化物。 Fe-0.8%C鋼以5000/S快速加熱，抑制回火轉變，則在590600發(fā)生逆轉變。4.3 馬氏體的形態(tài)及其亞結構53-194.3.1 板條馬氏體 在低、中碳鋼，馬氏體時效鋼中出現(xiàn)，形成溫度較高。 基本單元板條為一個個單晶體。圖4-12 板條馬氏體示意圖53-20 許多相互平行的板條組成一個板條束，它們具有相同的慣習面。 板條馬氏體的慣習面為111，位向關系為K-S關系。由于有四個不同的111面，所以一個奧氏體晶粒內可能形成四種馬氏體板條束。 每個慣習面上可能有六種不同的取向，板條束內具有相同取向的小塊稱為板條塊，常常呈現(xiàn)為黑白相間的塊。

7、53-21 板條馬氏體的亞結構為高密度位錯，所以板條馬氏體也稱為位錯馬氏體 。 不呈孿晶關系的板條間存在一層殘余奧氏體薄膜，這種微量的殘余奧氏體對板條馬氏體的韌性貢獻很大。 呈孿晶關系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。53-22圖4-13 （a）板條馬氏體 （b）片狀馬氏體4.3.2 片狀馬氏體53-23圖4-14 片狀馬氏體示意圖225或 259 在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較低。片狀馬氏體形成53-24 先形成的第一片馬氏體橫貫整個奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內進一步分割奧氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來越短小。

8、片狀馬氏體的立體外形呈雙凸透鏡狀，多數(shù)馬氏體片的中間有一條中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。53-25 慣習面：隨形成溫度的下降，由225變?yōu)?59，位向關系由K-S關系變?yōu)槲魃疥P系。 亞結構為細小孿晶，一般集中在中脊面附近，片的邊緣為位錯。隨形成溫度下降，孿晶區(qū)擴大。 馬氏體片互成交角，后形成的馬氏體片對先形成的馬氏體片有撞擊作用，接觸處產(chǎn)生顯微裂紋。4.3.3 影響馬氏體形態(tài)及其亞結構的因素53-26（1）Ms點 Ms點高 - 形成板條馬氏體。 Ms點低 - 形成片狀馬氏體。 C% Ms 板條M 板條M+片狀M 片狀M 位錯M 孿晶M（2）奧氏體與馬氏體

9、的強度53-27圖4-15 滑移和孿生的臨界分切應力與溫度的關系 53-28 當馬氏體在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應力較低，滑移比孿生更易于發(fā)生，從而在亞結構中留下大量位錯，形成亞結構為位錯的板條馬氏體。 由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強度均較低。相變時，相變應力的松馳可以同時在奧氏體和馬氏體中以滑移方式進行，故慣習面為 (111) 。 53-29 隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進行，形成亞結構為孿晶的片狀馬氏體。 若奧氏體的S低于206MPa，應力在奧氏體中以滑移方式松弛。由于形成的馬氏體強度較高，應力在馬氏體中只能以孿生方式松弛，則形成慣習面為 (

10、225)的片狀馬氏體。 若奧氏體的S超過206MPa，相變應力在兩相中均以孿生方式松弛，則形成慣習面為 (259)的片狀馬氏體。 4.3.4 工業(yè)用鋼淬火馬氏體的金相形態(tài)53-30 C%0.2%的低碳鋼、低碳低合金 鋼，如20#、15MnVB鋼等，組織為板條馬氏體，具有高強度、高韌性、低的冷脆轉化溫度。（1）低碳鋼中的馬氏體（2）中碳結構鋼中的馬氏體53-31 如45#、40Cr 鋼等，淬火后為板條馬氏體+片狀馬氏體的混合組織。 由于通常選用較低的奧氏體化溫度，淬火后獲得的組織極細，光學顯微鏡較難分辨。（3）高碳工具鋼中的馬氏體53-32 如 T8、T12鋼，為片狀馬氏體。 通常采用不完全加熱

11、淬火（在Ac1稍上加熱，保留一定量未溶滲碳體顆粒），獲得隱晶馬氏體+滲碳體顆粒的混合組織。 隱晶馬氏體極細，光學顯微鏡較難分辨。4.4 馬氏體相變熱力學53-33 T0為相同成分的馬氏體和奧氏體兩相熱力學平衡溫度，此時 G = 0G 稱為馬氏體相變驅動力。圖4-16 自由能-溫度關系4.4.1 相變驅動力53-34 相變化學驅動力用來提供切變能量、亞結構儲存能、膨脹應變能、共格應變能、界面能等，所以要有足夠大的相變驅動力。 Ms點為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅動力（臨界驅動力）時的溫度。4.4.2 影響鋼的Ms 點的因素53-35 碳含量C% Ms ，Mf 圖4-18 Ms

12、 與碳含量關系A3無擴散轉變（1）奧氏體的化學成分53-36 合金元素 除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 點。 解釋： 碳或者合金元素降低A3點，降低奧氏體的自由能并提高馬氏體（過飽和鐵素體）的自由能，也降低了T0 溫度，從而降低Ms 點。碳或者合金元素固溶強化了奧氏體，s ，使切變所需能量增高，Ms 。（2）其它因素對Ms 點的影響53-37 奧氏體的晶粒大小 奧氏體晶粒細化 Ms 晶粒細化 s 切變阻力 Ms 彈性極限以內的應力 多向壓應力阻礙馬氏體轉變， Ms 拉應力促進馬氏體轉變， Ms 4.4.3 應變誘發(fā)馬氏體53-38 在Ms點以上一定溫度范圍內，因塑性變形而促生的馬氏體

13、稱為應變誘發(fā)馬氏體。 塑性變形能促生馬氏體的最高溫度稱為Md 點，高于此溫度的塑性變形將不會產(chǎn)生應變誘發(fā)馬氏體。53-39 在MsMd之間對奧氏體進行塑性變形，為向馬氏體轉變提供了機械驅動力，從而使相變可以在較高的溫度發(fā)生，即相當于升高了Ms溫度。 在MsMd溫度范圍的塑性變形度越大，由形變誘發(fā)的馬氏體量越大。但對未轉變的奧氏體，在隨后的冷卻過程中，馬氏體相變卻受到了抑制（發(fā)生了機械穩(wěn)定化）。4.4.4 奧氏體的機械穩(wěn)定化53-40 在 Ms 點以上，對奧氏體進行塑性變形，當形變量足夠大時，將抑制隨后冷卻時的馬氏體轉變，Ms點降低，殘余奧氏體量增多，稱為奧氏體的機械穩(wěn)定化。 少量塑性變形對馬氏

14、體轉變有促進作用，而超過一定量的塑性變形將對馬氏體轉變產(chǎn)生抑制作用。原因：53-41 當變形度小時，增加了奧氏體中有利于馬氏體形核的晶體缺陷。 當變形度較大時，在奧氏體中形成大量亞晶界和高密度位錯區(qū)，奧氏體產(chǎn)生加工硬化，屈服強度提高，阻礙切變過程，從而使奧氏體穩(wěn)定化。4.5 馬氏體相變動力學53-424.5.1 馬氏體的變溫形成 馬氏體相變也是通過形核與長大進行。 變溫時，在Ms點以下，無孕育期，瞬時形核，瞬時長大。 馬氏體量隨溫度下降而增加。 53-43 降溫時，馬氏體量的增加是靠新馬氏體的不斷產(chǎn)生，而不是靠先形成馬氏體的長大。4.5.2 殘余奧氏體53-44 馬氏體轉變通常不能進行到底，有

15、一部分未轉變的奧氏體殘留下來，稱為殘余奧氏體。 AR - retained austenite 通常淬火只淬到室溫為止，高于很多鋼的Mf 點，冷卻不充分，形成AR 。53-45 為了減少淬火至室溫后鋼中的AR量，可將其繼續(xù)冷卻至零下（Mf 點以下）進行處理，稱為冷處理。 凡是降低Ms 點的因素均提高AR 量。 AR量和Ms 點一樣，主要取決于奧氏體的化學成分： C% Ms AR 合金元素 Ms AR 殘余奧氏體的作用：53-46 因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度； 不穩(wěn)定，易使零件產(chǎn)生變形開裂； 降低硬磁鋼的磁感應強度； 可提高某些鋼的韌性和塑性。4.5.3 奧氏體的熱穩(wěn)定化53-47定義：使奧

16、氏體轉變?yōu)轳R氏體能力減低的一切現(xiàn)象，稱為奧氏體的穩(wěn)定化。表現(xiàn)為點降低、AR 量增多。有三大類： 化學穩(wěn)定化-化學成分引起 機械穩(wěn)定化-塑性變形引起 熱穩(wěn)定化53-48 淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起的奧氏體穩(wěn)定化，稱為熱穩(wěn)定化。圖4-21 奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖 在Ms 點以下等溫停留 將引起點降低以及 AR 量增多。等溫停留 奧氏體熱穩(wěn)定化的本質：53-49 奧氏體的熱穩(wěn)定化是由于在適當溫度停留過程中，奧氏體中的碳、氮原子與位錯發(fā)生交互作用形成柯氏氣團，從而強化了奧氏體，使馬氏體相變的阻力增大所致。4.6 馬氏體的性能特點53-50 C% 硬度 C 0.6%以后，淬火鋼硬度下降的原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。4.6.1 馬氏體的強度和硬度 馬氏體的強化機制：53-51