《马氏体转变》PPT课件.ppt

第四章 钢的马氏体转变,钢的主要强化手段 产生M相变的工艺淬火 M相变的定义：凡是相变的基本特征属于切变共格型相变都称为M相变，产物称M，铜、钛合金中也存在M相变 钢的M定义 成分、热处理影响M形态、亚结构,1 马氏体转变的晶体结构和特点,一 、晶体结构 1、晶胞 C可能所处的位置及分布： 面心、棱边中点，即扁八面体中心 分布不均匀 80%位于Z轴扁八面体中心 wc%0.2% 体心正方 正方度c/a ：C%高 c/a 大（线性关系4-1公式）,2、晶格常数,3、反常正方度 反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符合4-1式 反常低(Mn 钢) 低温时ab（正交），碳在A中部分无序分布，c/a低 室温时，碳在A中重新分布，有序度增加， c/a接近4-1公式。 反常高 (高Al 钢) 低温时，碳处于同一组空隙位置（完全有序状态） c/a高 室温时，温度回升，碳无序分布， c/a下降,二、马氏体转变的特点,1、表面浮凸和切变共格,共格界面上的原子为M和A两相共有 Fe原子协调切变， 相邻Fe原子位置保持不变 切变推移小于一个原子间距 界面共格弹性应变能大 当弹性应变超过弹性极限共格关系破坏M长大停止,2、无扩散性,-196仍有M转变发生 在A与M中C%相同 速度极快 低碳钢M转变存在微量扩散特点，但以Fe的切变为主,3、新/母相取向关系及惯习面,（1）取向关系 K-S关系 X射线极图测定24种可能取向，常见形式。 011 111 西山关系 12种可能取向，一般工业用钢难见 Fe-Ni 合金及-70以下形成的M存在 011 111 G-T关系（与K-S关系比较）： 011 111差1 差2,K-S关系,（2）惯习面（交界面、共格面）,基本不畸变和转动 以母相的晶面指数表示 与C%和形成温度有关 不同惯习面上形成的M形态不同 存在原因无法解释 Wc%1.4% 259 Wc% 居中225,四、转变不完全性,M%是温度的函数，M增加是新形成M的贡献，不需要孕育期 等温M相变有时也会出现，但只形成少量M 残余A 转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不彻底 改善措施冷处理,五、可逆性,加热可以使M按照原来的路径转变为母相的现象 有些Fe合金或非Fe合金中存在 钢中一般观察不到（因为加热分解），加热极快有可能,2 马氏体转变的切变模型,一、Bain模型 在A的八面体中心恰好存在bcc晶胞 压缩A的Z轴、拉长X和Y轴，晶体结构即为M的bcc 与K-S关系相符合 C所处的位置被继承 Fe原子通过简单、小距离切变可以实现晶格改组 局限性：不能解释浮凸；惯习面；应变超过弹性范围,二、K-S模型,M（011）,三层M（011）,M中三层原子投影,第一次切变,第二次切变,切变过程,取向关系明确 转变前后相邻原子位置不变 局限性： 对225、259马氏体无法解释 浮凸与实际不符合,三、G-T模型,第一次切变： 接近259宏观变形(浮凸)三菱结构（非M），它与M112晶体结构相同 第二次切变： 在M112面上111方向体心正方微观尺度、不均匀产生滑移或孪生 微调形成M结构 与实验结果一致，可以解释浮凸、取向、亚结构 C%1.4的钢不适合,四、K-N-V模型,FCC某些不全位错分解形成层错（六方点阵）核胚 M在层错的二维核胚上形成 层错处的堆垛与hcp相同层错在相邻面上扩展和点阵微调M 实验结果得到验证： Cr-Ni不锈钢；高Mn钢；Fe-Ni-Mn钢,3 M的组织形态,一、M的形态 1、板条M （1）构成： 板条：窄而细的单晶；基本单元；条/ 条之间小角度，平行成群分布；有残余A薄膜 束：尺寸相近、平行、成群分布的板条群，它们的惯习面指数相同（4个方向对应于4个111）。束/束之间大角度。 块：在一个束中黑白相间的板条 ，有时不存在。惯习面指数、与母相取向关系相同的板条构成。块/块之间大角度。,（2）亚结构：位错，又称位错M （3）晶体学取向：K-S （4）惯习面：111、225 （5）形成温度高，又称高温M （6）含碳%低，又称低碳M （7） A化温度（晶粒大小）对板条宽度影响不大；但对束尺寸有影响 （8）板条各自单独形核，随后长大合并,2、片（针）状M,形貌：立体为透镜状、相互不平行，中间分布残余A。形成时容易产生撞击，故韧性差。 亚结构：中脊孪晶（形成温度越低此区大）、边缘少量位错。又称孪晶M 取向及惯习面：K-S； 259、225 形成温度低，又称低温M 碳%高，又称高碳M,3、其他形态M,蝶状M（Fe-Ni合金） 立体V型柱状，断面蝶状。两翼为取向不同的片状M，两片之间呈孪晶关系。 片状M中是高密度位错 K-S 形成温度在上者之间,3、其他形态M,薄片M（Ni钢） 立体：薄片；平面：细带状，还有交叉、分枝等特征 无中脊 孪晶亚结构 K-S； 259,3、其他形态M,马氏体 不锈钢、高Mn钢存在 极薄片状 A层错能低容易形成 亚结构：大量层错 hcp 结构 111 有时与体心M共存，体心M在其内部形成,小结（钢）,二、影响M形态及亚结构的因素,1、成分： C% 缩小区的合金元素板条M增加 降低层错能的合金元素 马氏体增加 2、形成温度（MS ） 随温度降低板条M减少 合金钢MS 低板条M减少,3、A的层错能 低不容易形成孪晶M 容易形成板条M 4、A与M的强度 Ms点时A的屈服强度 206MPa 强度高的片M 259,4马氏体转变的热力学,一、驱动力 1、驱动力 2、相变阻力 新相界面能 弹性应变能（维持共格） 宏观均匀切变功 形成亚结构功 相变时邻近A协作变形功 综上所述：相变过冷度大,3、相变 热力学条件深度过冷 母相中缺陷的作用 可能提高母相的强度相变阻力 也可能是相变驱动力 外加应力相变阻力,二、Ms意义 M相变所需要的最小过冷度对应的温度 降温形成,三、影响Ms的因素,1、A的成分 碳： 氮：与碳相似 合金： 除Co、Al外，其余使Ms下降 以碳化物形式存在影响不大（比如过共析钢） 各种元素相互影响（经验公式）,2、应力和塑性变形,拉应力：Ms升高 应变诱发M： MdMs之间塑性变形Ms升高 MdMs之间增加变形量诱发M，但变形量过大抑制M 原因：产生的晶体缺陷有利于M形核 变形诱发M，对随后继续冷却M的转变有抑制 Ms以下塑性变形影响同上 Md以上塑性变形不诱发，少量变形促进后面M转变。反之，阻碍 Md与成分、工艺有关,3、奥氏体化条件,成分均匀 母相强化 Ms 温度、时间 晶粒粗大、碳偏聚少 易切变Ms 通常完全A化，温度升高、时间增加 Ms略升高 成分一定时，A细晶Ms降低，但不明显,4、先形成组织对M转变的影响,先形成P A贫碳 Ms升高 先形成B A富碳 Ms降低,5马氏体转变的动力学,一、形核（主导） 1、热形核：可视为同素异构 形核率取决于形核功、核胚长大激活能（能垒） 局限性：不能解释M低温形成的原因 2、缺陷形核： 非均匀形核：颗粒粉实验证实 形核位置：位错等晶体缺陷；夹杂；塑性变形区 3、自促发形核： 先形成M尖端A形成位错可以促使周围M转变（此区域这时的温度Ms）,二、M转变动力学类型,1、降温转变 多数钢 取决于过冷度，与时间无关；无孕育期 速度快 M%的增加是新相形成贡献，非长大所致 中断或停止冷却 M%减少 综上所述，瞬时形核，高速长大。,2、等温转变,某些钢M转变与P转变相似有孕育期和C曲线 时间增加M%增加 任意温度下 M% 有限（不能进行到底，与P转变不同） 等温形核，瞬时长大 某些钢先变温转变，再等温转变,3、爆发式转变,Ms小于0 MB温度下瞬时、大量产生 拌有大量潜热释放、声响 有中脊、Z字形状、259惯习面 原因：尖端高应力促使取向有利另一M的形成自触发形核、瞬时长大 细晶粒爆发M%减少,4、表面M转变,表面当 Ms时自发形成M（只存在于表面） 其形态、晶体学与内部形成的M不同 等温形成、长大较慢 西山关系、惯习面111或112 条状形态 原因：表面不受三向压应力Ms高于内部 对研究M转变有干扰,6马氏体的机械性能,一、硬度和强度 1、硬度：M中的C%硬度,2、强度高,C%增加强度升高 强化机理： 固溶强化：碳作用大，0.4C%以上效果 ；合金作用小 亚结构强化：低C C钉扎位错；高C 孪晶阻碍位错运动 时效强化：低碳钢自回火C偏聚或析出引起，C%高 效果显著 细晶强化：作用不显著,二、 塑性和韧性,C%增加塑性、韧性降低 位错M高塑性、韧性 容易变形 板条相互不碰撞 孪晶M塑性、韧性差 滑移系少 显微裂纹 隐晶M 混合M比例对性能影响,三、相变诱发塑性,M相变过程中塑性增加的现象 原因： 应变诱发M相变加工硬化均匀变形 塑性变形发生在应力集中处应变诱发M应力松弛开裂和扩展倾向小 M在A缺陷处形核A应力松弛贡献塑性 不是所有应变诱发M钢都有以上作用， AR%在3040%的钢效果明显,7奥氏体的稳定化,一、现象及产生条件 现象：Ms下降；残余A%增加 产生条件： 冷却过程中，在Ms点上、下某温度： 停留 缓冷 一定的塑性变形,二、分类（按稳定性质分） A热稳定化：淬火时缓冷或停留 A机械稳定化：Md点以上+大量塑性变形 实际：二者相互影响，综合作用。停留温度低热稳定化作用小。,三、 A热稳定化,实验：20时停留时间Ms滞后温度增加、M%减少 度量： 滞后温度 残余A%增值 影响因素： 停留温度高明显，高于某温度反稳定化 停留时间增加明显 C%增加明显 冷却速度增加稳定化不明显 原因： 柯氏气团钉扎位错强化A C、N钉扎位错面阻碍M核坯长大 无法解释无间隙原子合金的稳定化现象,四、 A的机械稳定化,Md点以上+大量塑性变形抑制M转变 Md点以下+少量塑性变形诱发M转变 形变温度越高变形%对稳定化影响越小 原因： 小变形层错、晶界、位错网、胞状结构增加 大变形A中高位错密度、亚晶母相强化 M转变形成压应力A稳定化。M%多明显,五、应用,1、减少淬火变形增加残余A Ms以上分级淬火 Ms以上等温淬火 提高淬火温度降低Ms 2、提高硬度、耐磨性减少残余A 简单零件快冷 复杂零件在M s附近短时分级淬火（A稳定化影响小） 冷处理 回火冷却时A转变为M,3、保证尺寸稳定性减少残余A 精密零件、工具低于回火温度加热（时效） A稳定化 4、提高强韧性控制残余A A稳定性好的材料受力不容易诱发M 提高韧性 A稳定性差的材料受力容易诱发M 提高强度,8热弹性马氏体与形状记忆效应,一、热弹性M M随温度升降而消长，形状变化由母相协调 特点 相变引起的变形是弹性的可逆 界面共格 形成条件 两相比容差小弹性范围维持共格 母相点阵结构具有有序化特征规律完全可逆 母相弹性极限非常高共格容易保持、不破坏,二、热弹性M的伪弹性,定义：应力周期变化非线性弹性变形 过程：MsMd应力诱发M 同取向宏观变形 大范围变形 又称超弹性 与前者相比，引起变形的因素是应力,三、形状记忆效应,现象： M下塑性变形加热恢复原母相A形状再冷却回到原M塑性变形后形状 单程记忆 新相M状态变形（伪弹性）加热Af （可逆转变） 再冷却对M无记忆效应 双程记忆,原理 自协作效应 一般M多种取向多方向宏观变形形状不变（自协作效应） 特殊结构M 应力作用孪晶推移某取向M长大（择优取向）出现宏观形状变化卸载、加温可逆变形（伪弹性） 单程记忆原理 双程记忆原理 母相转变M时加应力（多次训练）母相形成择优取向晶体缺陷温度变化产生的热弹性M不产生自协作效应,形状记忆合金具备的条件 母相具有热弹性M转变维持共格 母相孪晶或层错亚结构择优取向 母相具有有序化结构维持特定取向 应用 宇航天线（Ni-Ti） 母相天线形状冷却M（软、团状） 飞机液压管路接头紧固件 液氮M下扩孔装配室温收缩正常孔径 医疗智能关节 热敏装置温控开关,小结