第五章----马氏体相变与钢的淬火优质PPT.ppt

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,正方度与含碳量的关系,正方度已被作为马氏体碳含量定量分析的依据,反常轴比现象：

实际中马氏体的晶体结构除与C含量有关外，还与C原子位置的变化有关，在某些条件下可能出现反常轴比现象：

低轴比：

C原子同时占据八面体和四面体间隙位置Ms0的高碳钢、Fe-Mn-C合金等中高轴比：

C原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙,造成间隙C原子分布的极度有序化。

铝钢、高镍钢,通过均匀切变形成的马氏体与母相奥氏体之间存在严格的位向关系。

在钢中已经发现的位向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系。

3.马氏体的取向关系和惯习面,K-S关系,Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4%C钢中马氏体与奥氏体之间存在下列位向关系，即K-S关系：

西山关系N-W关系,Nishiyama（西山）和Wassermann在研究Fe-30%Ni合金单晶时发现，该合金在室温以上具有K-S关系，而在-70C以下形成的马氏体具有以下关系：

G-T关系,Greninger和Troiaon精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体位向，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即：

差1,差2,惯习面,马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关系，马氏体在母相的一定晶面上开始形成，此晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。

钢中马氏体的惯习面随着碳质量分数和形成温度不同而异，有（111）（碳含量小于0.6%）、（225）、（259）（碳含量高于1.4%）。

随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。

M板条单晶,M板条束,单元体的立体形态细长板条状，每个板条为一个M单晶，尺寸0.5*5.0*20m，惯习面111。

结合特怔a）在一个奥氏体中，可形成几个不同位向的马氏体群（通常35个）；

群内含数量不等、位向大体一致但呈大角度的马氏体束（块）；

束由众多细小平行的板条单晶排列而成。

b）板条多被残余A薄膜（20nm厚度）隔开。

M板条,M板条束,立体外形为V形柱状，横截面为蝶状,高碳Fe-C合金特殊淬火处理后：

从粗片针状M晶粒边沿或周围奥氏体中长出,（Butterfly）,实质是转变温度的影响,随转变温度的下降,随C：

Ms将；

M实际转变温度,奥氏体强度低易于形成位错型马氏体奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体,层错能低易于形成位错亚结构的马氏体例如薄板状马氏体、板条马氏体。

实际中发现：

淬火马氏体金相形态与转变温度相关,转变温度高于200板条状马氏体；

转变温度低于200片状马氏体,由于C%，Ms及Mf，实际转变温度区间会变化形态与C%关系:

低碳板条状高碳片状中碳板条状+片状,Mf200Ms200Mf,切变共格性,马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关,马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关,转变开始温度,转变终了温度,有一定数量的残余奥氏体剩余。

C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多,无扩散性并不是说转变时原子不发生移动，马氏体转变时出现浮凸说明铁原子不仅有移动，而且产生了肉眼能观察到的移动。

所谓无扩散，指的是母相以均匀切变方式转变为新相。

非扩散相变原子发生切变位移，但相对位置没有发生变化军队式转变,界面,扩散型相变原子不切变，位置由于扩散而改变平民式转变,界面,形状改变,形状不改变,马氏体转变时能在预先磨光的表面上形成有规则的表面浮凸，这个现象说明马氏体是通过奥氏体的均匀切变方式进行的。

注意：

马氏体相变的最基本的特征：

（1）切变共格性

（2）无扩散性其他特点均由这两个基本特点派生而来。

界面能+应变能,M内部高密度的位错或孪晶增加的能量；

M形成时因体积膨胀，对周围A有作用力，使其发生变形，位错密度增加而增加的能量,很大,马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩散激活能很小）而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。

+S+E,T0点的物理意义：

M和A自由能相等时的温度MS点的物理意义：

M和A的体积自由能差刚好克服相变阻力（相变所需最小驱动力）时的温度,G=S（T0-Ms）,3影响钢中Ms点的主要因素,Ms点对于马氏体转变的重要性：

1、Ms点的高低决定其亚结构，进而决定了马氏体的机械性能；

2、Ms点的高低决定钢淬火冷却到室温时的M转变量和残余奥氏体量；

3、制定淬火工艺（如分级淬火或等温淬火）时，必须参照Ms点。

等等。

因此重点讨论影响Ms的各种因素。

（一）奥氏体的化学成分1、碳含量：

C，Ms，且扩大M形成温度范围。

原因：

C对A和M均有固溶强化作用，增大了AM转变时的切变阻力，需要更大的过冷度以获得更大的相变驱动力，使Ms；

C是稳定A的元素，使A3点，故使Ms。

碳含量对钢中Ms点的影响,2、合金元素除Co、Al外，其余合金元素都不同程度地降低Ms点。

原因：

影响了平衡温度T0提高A的s，使切变阻力增加。

如Mn、Ni、Cr,溶入A中使T0，s，使MsMo、W、V、Ti溶入A中使T0，s，使MsCo、Al、溶入A中使T0，S，使Ms,用经验公式可大致求出某种材料的Ms:

Ms（）=538-317（C）-33（Mn）-28（Cr）-17（Ni）-11（Si+Mo+W）,奥氏体晶粒越细小，Ms越低。

s=i+kyd-1/2d，s，奥氏体强度，使切变困难，需要更大的相变驱动力，Ms。

1奥氏体晶粒,

（二）奥氏体化条件的影响,2加热温度和保温时间,正常淬火加热温度下：

亚共析钢，完全奥氏体化，加热温度高，随着T，d长大，使Ms共析、过共析钢、高合金钢不完全奥氏体化，加热温度较低，d不易长大；

随着T，C、合金元素溶入较多，总体使Ms。

当T，时，一方面：

A中溶入合金元素较多，使Ms；

另方面：

A晶粒d，缺陷密度，切变阻力，使Ms。

（三）形变与应力的影响,塑性变形的影响,

（1）MsMd之间塑性变形的影响,在Ms点以上不太高的温度范围内（MsMd）对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。

形成M数量取决于形变温度和形变量。

形变温度越低，形变量越大，诱发M数量越多。

形变诱发M的上限温度称之为Md点。

Md不能大于T0。

（2）MsMf之间塑性变形的影响,若在MsMf温度范围内的某一温度进行塑性变形也会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变。

（3）Md以上塑性变形的影响,若在Md以上某一温度范围内经塑性变形不会产生应变诱发马氏体。

变温型马氏体转变的铁基合金，奥氏体的预先变形会降低Ms点，并减少冷却时产生的马氏体量。

变形温度愈高，作用愈大。

混合型转变的合金：

微小变形度促进马氏体的转变，Ms，马氏体量较大变形度阻碍甚至完全制止随后冷却时的马氏体转变。

多向压应力由于M转变使体积膨胀，多向压应力使转变阻力增加，Ms；

拉应力促进M转变，使Ms,弹性应力的影响,（四）淬火冷却速度的影响有争议？

一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度对Ms没有影响。

（五）磁场的影响外加磁场，诱发M转变，Ms点。

磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不大，T0，Ms点，类似形变诱发M相变。

4.形变诱发M,当在Ms点以上一定温度范围内（T0Ms）对过冷奥氏体进行塑性变形时，会出现马氏体转变，这样的马氏体称为形变诱发马氏体。

Md点：

形变马氏体开始点,形变诱发M形成原因,形变造成晶体结构缺陷增多，引起C、N原子在缺陷附近偏聚，促使C或N的化合物析出，使A中C及合金元素含量降低，Ms点升高。

形变造成局部应力集中，提供M形核的附加能量，成为形核的有利位置，从而促进M转变，提高Ms点。

驱动力：

化学驱动力（-自由能）+机械驱动力（-形变能）,在MsMd温度范围形变，虽然可使Ms点升高，但往往使随后形成的M量减少。

塑性变形提供有利于马氏体形核的晶体结构缺陷，促使形成马氏体，但缺陷增多使马氏体长大受到阻碍，转变速率变小。

大量塑性变形使缺陷组态强化母相，就会形成稳定化，减少M量。

冷至375-1%M,冷至345-30%M,大多数钢具有变温M相变特点,变温马氏体的特点,注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的相同与不同：

等温有孕育期但很短，且瞬时长大；

变温无孕育期，瞬时长大；

A孕育期相对长，约50%处转变快,等温马氏体的特点,一些Ms温度低于0C的合金冷至一定温度MB（MBMs）时，可瞬间（几分之一秒）剧烈地形成大量马氏体，这种马氏体形成的方式称为爆发式转变。

综上：

三种方式长大速度均极大，主要差别是形核及形核率不同。

可逆,不可逆,可逆,不可逆,对比，有：

热滞大不可逆可逆热滞小,

（1）热弹性可逆转变所需热滞小，所需驱动力小；

（2）连续冷却时两种转变的转变量均随温度下降而连续增加，但热弹性转变中量的增加既依赖新核心的形成与长大，也依赖于原较高温形成的新晶粒在随后冷却中的继续长大；

（3）热弹性转变的新相在形核与长大中与母相始终保持界面共格关系不被破坏，且界面推移速度受冷却速度控制，而非热弹性转变在各温度形核后即迅速长大到极限，界面共格关系破坏，界面推移速度只与驱动力或过冷度有关；

（4）热弹性马氏体发生逆转变时，无需形核过程，而是马氏体片的连续收缩直至消失，而非热弹性马氏体逆转变时往往会碎裂成多个小片，相当于需形核与长大过程。

宇宙飞船天线很大，发射不方便。

形状记忆Ti-Ni合金，在M状态很软，在母相A状态很硬。

在母相状态下制成，降温使其发生M转变，并折成一小团，当飞船达到一定位置时，天线因受太阳光线的热而发生MA逆转变，并恢复形状,二）K-S均匀切变模型均匀切变模型,第一次较大量的均匀切变（主切变）：

第二次小量切变：

晶格调整：

K-S机制问题：

和实际表面浮凸现象、惯习面有差异；

未解释亚结构,第一次切变为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；

并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构。

（3）G-T模型两次切变模型,第二次切变为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生。

切变结果:

无宏观变形，晶格不变。

同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。

G-T模型切变过程a）切变前b）均匀切变（宏观切变）c）滑移切变d）孪生切变,G-T模型示意图,K-S与G-T机制共同点：

宏观主切变+微切变+尺寸调整,G-T内容：

表面浮凸由第一次宏观切变（225）产生；

惯习面为（225）；

两种不同亚结构由第二次微切变产生。

问题：

无法解释（111）惯习面。

一、马氏体的强度和硬度,特点：

总体：

高硬度、高强度注意：

、硬度、强度主要取决于C%，Me影响小。

C%,马氏体HRC。

、须注意马氏体硬度与钢硬度的差异。

C%，淬火钢HRC，0.6%C后基本趋于定值。

马氏体硬度-高于ACm淬火后深冷,高于AC1淬火,高于ACm淬火,AR%,Fe3C,马氏体高硬度、高强度的原因：

相变强化，相变造成M内高密度的位错或孪晶