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第七章马氏体转变 当奥氏体以大于临界速度冷却到MS点以下时 在显微镜下可以看到一种针状组织 为了纪念最先观察到这种组织的德国冶金学家阿道夫 马丁 将其命名为马氏体 曾一度认为所谓马氏体即碳在 Fe中的过饱和间隙固溶体 二十世纪四十年代前后 Fe Ni Fe Mn合金及许多有色金属及其合金中也发现了马氏体相变 凡符合马氏体相变基本特征的转变过程 均称为马氏体相变 其相变产物均称为马氏体 获得马氏体的工艺方法称为淬火 而将马氏体重新加热到临界温度以下并保温的工艺称为回火 第一节马氏体组织与性能 第七章马氏体转变 低碳钢 中碳钢 高碳钢淬火得到的马氏体组织结构不同 晶粒粗细不同 成分均匀性不同的奥氏体转变为马氏体的组织也不同 碳素钢 合金钢 有色金属及合金的马氏体 它们在晶体结构 亚结构 金相形态 与母相的晶体学关系等方面均不尽相同 呈现出形形色色的形态及非常复杂的物理本质 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 7 1 1马氏体的形态 1 形态 板条状马氏体和透镜片状马氏体 第七章马氏体转变 1 板条马氏体 1 低碳钢 低碳合金钢 马氏体时效钢以及不锈钢等淬火后可以得到板条状马氏体 因为板条马氏体主要出现在低碳钢中 所以也称为低碳马氏体 2 板条马氏体的亚结构 高密度的位错 故又称为位错马氏体 这些位错分布不均 相互缠结 形成胞状亚结构 称为位错胞 第七章马氏体转变 3 板条马氏体的组成 由许多马氏体板条集合而成的 扁条状和薄板状 每一个板或条均为一个单晶 相邻板条间夹有厚约200 的薄壳状残余奥氏体 残余奥氏体的碳含量较高 也很稳定 在一些合金中 即使深冷至 196 也不转变 第七章马氏体转变 4 板条马氏体的基本单元和位向关系 板或条 不论板还是条 在光镜下和透射电镜中观察到的形状均呈长条形 板条宽度范围在0 025 3 25 m之间 多数板条宽度在0 1 0 2 m之间 板条马氏体的惯习面为 111 位向关系为K S关系 第七章马氏体转变 2 透镜片状马氏体 1 形成 透镜片状马氏体是在中 高碳钢及wNi 29 的Fe Ni合金中形成的一种典型马氏体组织 2 形状 透镜片状马氏体的立体形状为双凸透镜状 与试样磨面相截 在光学显微镜下则呈针状或竹叶状 故又称为针状马氏体 3 形成过程 在原奥氏体品粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒 但一般不穿过晶界 将奥氏体晶粒分割 以后陆续形成的马氏体片由于受到限制而越来越小 马氏体片的周围存在着残余奥氏体 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 4 片状马氏体尺寸决定因素 奥氏体晶粒越粗大 则马氏体片越大 奥氏体晶粒越细小 则马氏体片越小 当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜无法分辨时 便称为隐晶马氏体 例 高碳钢尤其是高碳合金钢 由于正常淬火时有大量未溶碳化物 阻碍了奥氏体晶粒的长大 晶粒细小 淬火得到的马氏体一般都是隐晶马氏体 第七章马氏体转变 5 透镜片状马氏体的亚结构 主要是孪晶 孪晶间距约为5 10nm 因此片状马氏体又称为孪晶马氏体 孪晶仅存在于马氏体片的中部 在片的边缘则为复杂的位错网络 形成温度愈低 孪晶区所占比例就愈大 片状马氏体的惯习面及位向关系与形成温度有关 形成温度高时 惯习面为 225 位向关系为K S关系 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 形成温度低时 惯习面为 259 位向关系为西山关系 在马氏体针的中间有一直线 称为中脊 在电子显微镜下可以看清楚 这个中脊面是密度很高的微细孪晶区 第七章马氏体转变 3 其他形态的马氏体 1 蝶状马氏体 在板条马氏体与透镜片状马氏体的形成温度范围之间形成 2 形态 蝶状马氏体的立体形状为v形柱状 横截面则呈蝶状 两翼之间的夹角为136 3 位向关系 两翼的惯习面为 225 两翼相交的结合面是 100 与奥氏体之间的位向关系为K S关系 在翼中可能有中脊也可能没有中脊 4 亚结构 蝶状马氏体的亚结构为位错 无孪晶 5 蝶状马氏体最早是在Fe Ni C及Fe Ni合金中被观察到的 后来碳钢中也观察到了蝶状马氏体 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 1 薄板状马氏体 MS低于 100 的Fe Ni C合金中观察到 厚约3 10 m 2 形态 立体形态呈薄板状 与金相试样磨面相截得到宽窄一致的平直带 薄板状马氏体可以弯曲 分枝和交叉 3 位向关系 薄板状马氏体的惯习面为 259 与奥氏体之间的位向关系为K S关系 亚结构为 112 孪晶 4 在Fe Mn C或Fe Cr C合金中有可能观察到具有密排六方点阵的薄片状马氏体 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 7 1 2影响马氏体形态的因素 碳含量 随着含碳量的增加 板条马氏体数量相对减少 片状马氏体的数量相对增加 残余奥氏体量增加 含碳量小于0 2 的奥氏体几乎全部形成板条马氏体 而含碳量大于1 0 的奥氏体几乎只形成片状马氏体 含碳量为0 2 1 0 的奥氏体则形成板条马氏体和片状马氏体的混合组织 第七章马氏体转变 一般认为板条马氏体大多在200 以上形成 片状马氏体主要在200 以下形成 含碳量为0 2 1 0 的奥氏体在马氏体区较高温度先形成板条马氏体 然后在较低温度形成片状马氏体 合金元素 溶入奥氏体中的合金元素除Co A1外 大多数都使MS点下降 因而都促进片状马氏体的形成 Co虽然提高MS点 但也促进片状马氏体的形成 形变 如果在MS点以上不太高的温度下进行塑性变形 将会显著增加板条马氏体的数量 提高亚共析钢奥氏体形成温度也提高板条马氏体量 第七章马氏体转变 7 1 3马氏体的强度和硬度 马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量 当马氏体中含碳量小于0 4 时 随含碳量增加其硬度急剧升高 含碳量大于0 4 时 随含碳量增加其硬度缓慢升高 这就是大多数结构钢的含碳量在0 4 左右的原因 含碳量低了硬度显著下降 含碳量高了 硬度提高不多 但塑性和韧性下降的比较多 当钢的含碳量高于共析成分时 尽管马氏体的硬度在增加 但钢的硬度却随钢中含碳量的增加而降低 这是因为随含碳量增加 残余奥氏体量增加 从而降低了淬火钢的硬度 第七章马氏体转变 低碳和中碳钢通常采用完全淬火 而高碳钢一般采用不完全 亚温 淬火的原因 高碳钢淬火前先进行球化退火得到粒状珠光体组织 淬火时不加热到单相奥氏体区而是加热到两相区 这样碳化物溶解得慢 奥氏体中含碳量低 一般可控制到0 5 0 6 淬火后的硬度反而高 图7 13中曲线2 塑性韧性也较高 大量未溶的碳化物能提高耐磨性 在完全奥氏体化情况下 当含碳量达到0 6 时 淬火钢硬度接近最大值 含碳量进一步增加 显然马氏体的硬度会有所提高 但由于残余奥氏体量增加 反而使钢的硬度有所下降 第七章马氏体转变 2 马氏体具有高硬度 高强度的原因 固溶强化 碳对马氏体的固溶强化 过饱和的间隙原子碳在 相晶格中造成晶格的正方畸变 形成一个强烈的应力场 该应力场与位错发生强烈的交互作用 阻碍位错的运动 从而提高马氏体的硬度和强度 位错等晶体缺陷的强化 相变强化 板条马氏体中高密度的位错 片状马氏体中的孪晶等 这些缺陷都将阻碍位错的运动 第七章马氏体转变 时效强化 淬火过程中及在室温停留时 或在外力作用下 马氏体会发生 自回火 即碳原子和合金原子向位错及其他晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出 钉轧位错 使位错难以运动 从而造成马氏体时效强化 细晶强化 原始奥氏体晶粒越细小 马氏体板条束越小 则马氏体强度越高 这是由于相界面阻碍位错运动造成的马氏体强化 第七章马氏体转变 7 1 4马氏体的韧性 1 马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的含碳量和亚结构 当wC0 4 时 马氏体韧性很低 变得硬而脆 即使经过低温回火 韧性仍不高 碳含量愈低 冷脆转变温度也愈低 马氏体的碳含量不宜大于0 4 0 5 第七章马氏体转变 强度相同时 位错马氏体的断裂韧性显著高于孪晶马氏体 这是因为孪晶马氏体滑移系少 位错不易运动 容易造成应力集中而使断裂韧性下降 基于这一因素 生产中总是想办法获得位错马氏体 第七章马氏体转变 7 1 5马氏体转变超塑性 1 金属及合金在相变过程中塑性增大 往往在低于母相的屈服强度下发生塑性形变 这种特性称为相变塑性 2 钢在马氏体相变时有明显的相变塑性现象 而且随外加应力的增大 塑性增大 第七章马氏体转变 7 1 6马氏体的物理性能 1 马氏体的比容最大 奥氏体的比容最小 这是淬火时产生淬火应力 导致变形 开裂的主要原因 随着含碳量的增加 珠光体和马氏体的比容差增大 含碳量增加 淬火时钢的体积增加 2 马氏体具有铁磁性和高的矫顽力 磁饱和强度随马氏体中碳及合金元素含量的增加而下降 3 由于马氏体是碳在 Fe中的过饱和固溶体 故其电阻比奥氏体和珠光体的高 第七章马氏体转变 7 1 7高碳马氏体的显微裂纹形成原因 马氏体高速形成时互相撞击或马氏体与晶界撞击造成的 马氏体片越大 显微裂纹就越多 显微裂纹的存在增加了高碳钢的脆性 高碳钢经较高温度淬火后容易开裂的原因 第二节马氏体转变主要特征 第七章马氏体转变 7 2 1马氏体转变的非恒温性 1 马氏体转变开始温度 将奥氏体以大于临界冷却速度的冷速过冷到某一温度以下才能发生马氏体转变 用MS表示 2 马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行 3 在冷却过程中 温度降低到MS以下发生相变 不断降温 不断转变 转变量取决于冷却到达的温度 而与在某一温度停留的时间无关 马氏体转变的这一特征称为非恒温性 第七章马氏体转变 4 当温度降到某一温度以下时 虽然马氏体转变量 还未达到100 但转变已不能进行 该温度称为马氏体转变终了点 用Mf表示 5 当MS高于室温而Mf在室温以下 则冷至室温时还将保留较多的残余奥氏体 如继续冷至室温以下 未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直至Mf点 深冷至室温以下在生产上称为冷处理 第七章马氏体转变 6 马氏体点低于室温的某些合金 当冷却到一定温度MB MB MS 时 在瞬间形成大量马氏体 称爆发型马氏体相变 爆发量与MS温度高低有关 爆发后继续降低温度 将呈现变温马氏体的转变特征 第七章马氏体转变 7 2 2马氏体转变的表面浮凸现象和共格性预先抛光的试样 当冷至MS点以下形成马氏体时表面出现皱纹 第七章马氏体转变 将高碳钢试样的垂直两面抛光 经马氏体形成后将一个侧面浸蚀 仔细观察马氏体和表面相交的情况 可见 试样表面因马氏体的形成而有倾动的现象 与马氏体相交一边陷凹 一边突出 并牵动邻近奥氏体也出现倾突现象 第七章马氏体转变 马氏体转变时 新相和母相的点阵间保持共格关系 即相界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体 而且整个界面是互相牵制的 这种界面称为 切变共格 界面 它是以母相切变维持共格关系的 故称为第二类共格界面 第七章马氏体转变 7 2 3马氏体转变的无扩散性 1 马氏体转变时出现浮凸说明铁原子有移动 无扩散指的是母相以均匀切变方式转变为新相 此时每一个原子均相对于相邻原子以相同的矢量移动 且移动距离不超过原子间距 移动后仍保持原有的近邻关系 2 扩散型相变 相界面向母相推移时 原子以散乱方式由母相转移到新相 每一个原子移动的方向都是任意的 相邻原子的相对位移超过原子间距 原子的近邻关系遭到破坏 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 7 2 4马氏体转变的位向关系及惯习面 1 马氏体转变不仅新相和母相有一定的位向关系 而且马氏体在奥氏体的特定晶面上形成 这个晶面称为惯习面 2 钢中马氏体的惯习面随奥氏体的含碳量及马氏体的形成温度而变化 C 0 5 时 惯习面为 111 C 0 5 1 4 时 惯习面为 225 C 1 4 时 惯习面为 259 3 马氏体在变温过程中形成 所以同一成分的钢也可能出现两种惯习面 第七章马氏体转变 7 2 5马氏体转变的可逆性 1 奥氏体可以在冷却时转变为马氏体 而已形成的马氏体重新加热时又能无扩散地转变为奥氏体 这种现象称为马氏体转变的可逆性 2 马氏体的逆转变也发生在一定的温度范围内 逆转变开始温度用AS表示 终了温度用Af表示 通常AS温度高于MS温度 对于不同的合金AS与MS之间的温差不同 第三节马氏体转变的晶体学和转变机制 第七章马氏体转变 7 3 1马氏体的晶体结构 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 a0 2 861 第七章马氏体转变 马氏体的正方度 c a 1 0 046P碳原子在马氏体点阵中的分布 碳原子发生有序分布 80 优先占据c轴方向的八面体间隙位置 20 占据其它两个方向的八面体间隙位置 此时出现上式的正方度 第七章马氏体转变 7 3 2马氏体的异常正方度 1 c a值低于或高于c a 1 0 046P的正方度 2 原因 主要由于碳原子在x y z三个方向的分布发生了改变 当奥氏体中存在着某些晶体缺陷时以及马氏体转变过程有所变更时 有可能改变马氏体中碳原子所在的位置 从而改变马氏体的正方度 但在马氏体形成以后 还可能发生碳原子的有序或无序转变 改变原子所在的位置 并改变马氏体的正方度 第七章马氏体转变 7 3 3惯析面与位向关系 1 K S关系 110 111 第七章马氏体转变 由于3个奥氏体 方向上 每个方向上有2种马氏体取向 可能有6种不同的马氏体取向 而奥氏体的 111 晶面族中又有4种晶面 从而马氏体共有24种取向 变体 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 2 西山关系 110 111 按西山关系 在每个 111 面上 马氏体可能有3种取向 故马氏体共有12种取向 变体 第七章马氏体转变 K S关系和西山关系的比较 晶面关系相同 只是晶面内的方向相差5016 第七章马氏体转变 3 G T关系 和K S关系 略有偏差 111 110 差10 差20 第七章马氏体转变 7 3 4马氏体转变的形核理论 许多实验现象揭示马氏体相变不是均匀形核的 形核位置可能是晶体缺陷 位错 层错 内表面 由夹杂物造成 以及由于晶体生长或塑性变形所造成的形变区等 而不是晶界或相界面 目前一般认为在奥氏体中已预先存在具有马氏体结构的微区 这些微区是在高温下母相奥氏体中的某些与各种晶体学缺陷有关的有利位置上 通过能量和结构起伏形成的 这些微区随温度降低而被冻结到低温 成为马氏体的核胚 第七章马氏体转变 7 3 5马氏体转变的切变模型1 Bain模型早在1924年Bain就注意到可以把面心立方点阵看成是轴比为c a 1 41的体心正方点阵 同样 也可以把稳定的体心立方的铁素体看成是体心正方点阵 其轴比等于1 Bain认为由面心立方的奥氏体转变为体心正方的马氏体时 只要将面心立方点阵的Z轴压缩而将垂直于Z轴的x 及y 轴拉长 使点阵参数接近于马氏体的点阵参数 即可得到马氏体点阵 第七章马氏体转变 Bain模型的缺点 给出了点阵变化的清淅的模型 但不能解释宏观切变和惯习面的存在 也不能解释马氏体内部的亚结构 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 2 K S切变模型库尔久莫夫和萨克斯测出含C为1 4 的碳钢中马氏体与奥氏体存在的位向关系 即K S关系 为了满足这一取向关系必须有点阵的切变 他们于1930年提出了轴比相当于1 06的点阵转换模型 即K S模型 1 在 111 面上沿方向产生第一次切变 第二层原子 B层原子 移动1 12 而更高层原子则按比例增加 但相邻两层原子的相对位移都是相同的 第一次切变角是19 28 第七章马氏体转变 2 第二次切变 第二次切变是在面上 垂直于 111 面 沿方向产生10 30 的切变 第二次切变后 使顶角由120 变为109 30 或60 角增至70 30 第七章马氏体转变 3 经两次切变后 再作一些小的调整 使晶面间距和测得结果相符合 K S切变模型的成功之处 在于它导出了所测得的点阵结构和位向关系 给出了面心立方的奥氏体点阵改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型 但是惯习面和宏观切变与事实不符 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 3 马氏体相变的G T模型 G T模型指出 假定有一个沿着惯习面的切变满足倾动角要求而不能满足晶体结构的要求时 可以在主切变的基础上沿着 马氏体 一定的晶面进行第二次切变 以便满足两方面的要求 沿着惯习面的第一次切变为主切变 是均匀切变 而第二次切变是非均匀切变 如图7 30所示 均匀应变总是晶格类型的改变或晶格参数的变化 非均匀应变就是系统内各部分应变量不同 如金属的塑性变形在微观上是不均匀的 第七章马氏体转变 第一次切变宏观均匀切变 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 第二次切变微观不均匀切变 也称为晶格不变切变 可以是滑移 也可以是孪生 切变的结果 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 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 图7 30a表示以惯习面 中脊面 为基准的均匀切变 主切变 图7 30b表示二次切变 滑移 的发生面 以及切变后外形的变化 二次切变是在经过主切变 马氏体 中沿着 211 晶面上的 111 方向反复地进行滑移 G T模型认为 当非均匀切变区间距 小于一定数值时 配以适当的切变量s 二次切变不仅能调整马氏体外形 发生宏观为 的切变 而且 还可以对晶格和位向起调整作用 使其能基本上符合新相的要求 如果从图7 30的K方向看去 二次切变的情形如图7 31所示 其中 为12 13 有十几个原子层厚 第七章马氏体转变 第一节马氏体转变的热力学和动力学 第七章马氏体转变 1 马氏体转变相变的驱动力 马氏体与母相之间的体积自由焓之差 成分相同的奥氏体与马氏体的化学自由焓G均随温度升高而下降 但下降的速率不同 故必相交于某一温度T0 低于T0 马氏体是稳定相 故奥氏体应转变为同成分的马氏体 高于T0 马氏体应转变为同成分的奥氏体 T0随碳含量的增加而下降 第七章马氏体转变 马氏体转变与加热等转变不同 当母相被过冷到略低于T0时 马氏体转变并不能发生 必须过冷到低于T0的某一温度MS以下时才能通过马氏体转变成为马氏体 MS与T0之差值称为热滞 第七章马氏体转变 2 形变诱发马氏体 概念 奥氏体在T0与MS之间不会转变为马氏体 但如果对奥氏体进行塑性变形 在奥氏体发生塑性变形的同时将转变为马氏体 决定因素 马氏体转变量与形变温度有关 温度越高 形变能诱发的马氏体量越少 高于某一温度时 形变不再能诱发马氏体 该温度被称为形变马氏体点 用Md表示 塑性变形同样也能使逆转变在T0与As之间发生 变形诱发逆转变的下限温度用Ad表示 Md与Ad同样也随合金成分而异 第七章马氏体转变 3 形变能够诱发马氏体转变的原因 设 G 为马氏体转变所必须的驱动力 在MS点有化学自由焓所提供的驱动力已达到马氏体转变所需的驱动力 第七章马氏体转变 高于MS点时 化学自由焓所提供的驱动力小于 G 故转变不能进行 但塑性变形可以提供机械驱动力 如果该能量与化学驱动力相互叠加 能够达到相变所需的最小驱动力 则相变就可以提前发生 若机械驱动力可全部代替化学驱动力 Md点已上升到T0 但这要求一种合适的变形方式 以提供足够的机械驱动力 第七章马氏体转变 7 4 2马氏体转变的驱动力 1 奥氏体转变为马氏体的条件 过冷奥氏体的冷却速度必须大于临界冷却速度Vf 快速冷却是为了抑制其发生珠光体和贝氏体转变 过冷奥氏体必须深度过冷 低于MS点以下才能发生马氏体转变 深度过冷是为了获得足够的马氏体转变驱动力 第七章马氏体转变 2 马氏体转变的驱动力 新相和母相的化学自由焓差 Gv Gv GM G 式中GM为马氏体的自由焓 G 为奥氏体的自由焓 由热力学得知 同一成分奥氏体与马氏体的自由焓与温度的关系如图7 32所示 奥氏体和马氏体的自由焓随温度变化曲线相交于T0 T0为两相热力学平衡温度 即在T0温度时 G GM 当温度降至T0以下时 马氏体的自由焓低于奥氏体的自由焓 即GM G 此时系统自由焓的变化 Gv GM G 0 奥氏体有转变为马氏体的趋势 第七章马氏体转变 3 马氏体转变需要过冷到远低于T0的MS点以下的原因 马氏体转变时除了形成新的界面 而增加一项界面能以外 还增加一项弹性应变能 因此 系统总的自由焓变化为 G Gv Gs Ge 其中 Gv是马氏体与奥氏体的体积化学自由焓差 为负值 是相变的趋动力 Gs为表面能 由于马氏体和奥氏体之间存在共格界面 所以 Gs一项数值很小 不是相变的主要阻力 Ge为弹性应变能 它除由于马氏体转变时新相与母相的比容变化而引起的以外 还包括维持第二类共格所消耗的弹性能 这一项数值很大 比表面能 Gs大几倍 是相变的主要阻力 因此 只有深冷 使 G增大到足以补偿 Gs Ge 时 马氏体转变才能发生 这就是必须过冷到MS点以下的原因 第七章马氏体转变 7 4 3影响MS点的因素1 奥氏体化学成分的影响MS点主要取决于钢的化学成分 其中又以碳的影响最为显著 奥氏体的化学成分与钢的化学成分有区别 它不仅与钢的成分有关而且与奥氏体的形成温度 保温时间等有关 1 碳的影响图5 9表明了碳含量对Mf及MS的影响 可见随碳含量增加Mf及MS均不断下降 但下降趋势不同 在含碳量小于0 6 左右时Mf比MS的下降更为显著 因而扩大了马氏体的转变温度范围 当碳含量大于0 6 时 Mf下降很缓慢 且因Mf点已降到0 第七章马氏体转变 以下 致使这类钢在淬火冷至室温的组织中将存在较多的残余奥氏体 第七章马氏体转变 2 合金元素的影响一般规律 钢中常见的合金元素 除Al和Co可以提高MS外 其它合金元素均使Ms降低 如图5 10所示 降低MS点的元素 按其影响的强烈顺序排列如下 Mn Cr Ni Mo Cu W V Ti 钢中单独加Si时 对MS影响不大 但是在Ni Cr钢中可以降低钢的MS点 第七章马氏体转变 2 奥氏体化条件对MS的影响Ms点的影响加热温度和保温时间对MS影响较为复杂 温度高时间长 有利于奥氏体的合金化 会使MS降低 温度高时间长 又会引起奥氏体晶粒长大 晶体学缺陷减少 这样马氏体形成时的切变阻力减小 而使MS升高 在完全奥氏体化条件下 温度高时间长 将使MS有所提高 约在几度到几十度范围内 第七章马氏体转变 3 冷却速度的影响在一般的生产条件下 冷却速度对Ms无影响 在高速淬火时 MS随冷却速度的增大而升高 第七章马氏体转变 7 4 4马氏体转变动力学1 变温瞬时形核长大 1 特点 变温瞬时形核长大是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变 其动力学特点是 马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行 瞬时形核 瞬时长大 形核后以极大的速度长大到极限尺寸 相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新马氏体片的形成 而不是已有马氏体的长大 第七章马氏体转变 2 残余奥氏体量的决定因素 钢经淬火至室温时的残余奥氏体量由MS Mf来决定 当Mf在室温以下时 将有较多的残留奥氏体 碳含量对残余奥氏体的影响也十分显著 一般认为淬火钢wC 0 4 就应考虑残余奥氏体对性能的影响 奥氏体化温度 冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响 第七章马氏体转变 2 等温形核 瞬时长大 1 等温转变的特点是 马氏体的晶核可以等温形成 形核需要一定的孕育期 形核率随过冷度增大 先增后减 动力学曲线具有S形 如图7 37 等温形成图具有C形 如图7 38 附合一般的热激活形核规律 等温转变不能进行到底 只能有一部分奥氏体可以等温转变为马氏体 第七章马氏体转变 3 自触发形核 瞬时长大 1 MS点低于室温的某些合金 当冷却到一定温度MB MB MS 时 在瞬间形成大量马氏体 在t 曲线开始阶段呈垂直上升的势态 此称爆发型马氏体相变 这类相变又称为自促发形核 瞬间长大 2 形状 爆发形成的马氏体的惯习面为 259 有明显的中脊 显微组织呈 Z 形 3 转变特点 一片惯习面为 259 的马氏体形成后 可以在周围的其他 259 面上造成很高的应力 从而促进新的 259 马氏体形核并且长大形成 是一种链锁式的转变过程 转变速度极快 一次完全的爆发约需10 4 10 3s 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 4 表面马氏体 1 在稍高于MS的温度下等温 往往会在试样表面形成马氏体 如将其磨去 则试样内部仍是奥氏体 故称为表面马氏体 2 外形特点及位向关系 表面马氏体的形成也是一种等温转变 但与等温形核 瞬时长大的等温转变不同 表面转变的形核也需要孕育期 但长大极慢 且惯习面不是 225 而是 112 位向关系为西山关系 形态不是片状而呈条状 第七章马氏体转变 3 形成原因 在表面形成马氏体时可以不受三向压应力的阻碍 而在内部形成马氏体时 将由于马氏体的比容大于周围奥氏体而造成三向压应力 使马氏体难于形成 故表面马氏体的MS点要比内部高 因此引发了表面层在整体MS点稍高的温度范围内发生了马氏体转变 形成了表面马氏体 第七章马氏体转变 5 奥氏体稳定化 1 概念 奥氏体稳定化是指奥氏体在外界因素作用下 由于内部结构发生了某种变化 而使奥氏体向马氏体转变温度降低和残余奥氏体量增加的转变迟滞现象 2 危害 会使零件在冷到室温时的残余奥氏体增多 因此硬度降低或在使用时几何尺寸不稳定 因为在使用时残余奥氏体会发生转变而使零件体积增加 3 分类 热稳定化和机械稳定 第七章马氏体转变 4 热稳定化 热稳定化的概念 奥氏体在冷却过程中 因在某一温度下停留 使未转变的奥氏体变得更稳定 如继续冷却 奥氏体向马氏体转变并不立即开始 而是滞后一段时间 才能恢复转变 而且转变量也比连续冷却转变量减小 未转变的残余奥氏体量增多 奥氏体热稳定化程度通常是用滞后温度 度量 也可以用少形成的马氏体量 度量 如图7 38所示 这种因等温停留引起奥氏体稳定性提高 而使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 热稳定化的临界值 发生热稳定化现象的温度有一个临界值 以MC表示 只有低于MC点等温时才会引起热稳定化 MC点可低于MS点 因钢种而异 另外 淬火时在MC点以下降低冷却速度也会发生奥氏体的热稳定化现象 发生热稳定化的原因 钢中奥氏体热稳定化现象与C N等间隙原子热运动有关 C N原子在等温停留或缓慢冷却时 向点阵缺陷处偏聚 并钉轧位错 使奥氏体强化 从而增大马氏体相变阻力 第七章马氏体转变 奥化体稳定化影响因素 奥化体稳定化程度与MC点以下停留的温度和时间有关 在某一温度下停留时间越长或在相同停留时间下停留温度越低 奥氏体稳定化程度越大 最终得到马氏体数量越少 已转变的马氏体量越多 等温停留时所产生的热稳定化程度越大 第七章马氏体转变 5 机械稳定化 机械稳定化的概念及分类 机械强化作用使奥氏体稳定化的现象称为机械稳定化 主要有相变强化机械稳定化和形变强化机械稳定化两种情况 相变强化机械稳定化 奥氏体淬火至MS点以下连续冷却时 由于马氏体转变量不断增加 体积膨胀 使剩余的奥氏体受到压应力 发生塑性变形 产生强化 而出现的稳定化现象 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 3 奥氏体稳定化规律在生产中的应用为减少工件淬火变形而有意使其保持一定的残余奥氏体量 常用的方法有 分级淬火 利用在MS点以上某一温度下适当停留 使奥氏体发生一定的稳定化效果 以控制残余奥氏体量 等温淬火 利用在MS点以上的等温停留 使钢发生一定量的下贝氏体转变 或者先冷至MS点以下使之生成一定数量的马氏体 随后再升温至MS点以上进行适当停留 有效地控制残余奥氏体量 提高奥氏体化温度 使碳化物较多地溶入 以提高奥氏体的碳含量 降低其MS点 第七章马氏体转变 为了保证工件有较高的硬度和耐磨性 而尽量减少其残余奥氏体量 采用冷却较快的普通淬火 油淬或水淬 它可以使奥氏体具有最小的稳定化程度 但这仅适用于形状简单的工件 采用在MS点附近作短时停留的分级淬火 这时奥氏体稳定化程度比在较高温度的分级淬火来得要小 第七章马氏体转变 第五节热弹性马氏体与形状记忆效应7 5 1形状记忆效应 1 概念 通过马氏体相变及其逆相变所呈现的形状记忆效应 2 当具有一定形状的母相材料 经马氏体相变成为马氏体后将马氏体变形 再加热到A3以上 在逆相变成为母相的同时 回复原母相的形状 称为单程 one way 记忆效应 3 有些材料 或经过一定处理 称为 训练 后 不但对母相的形状具有记忆效应 而且当再冷至MS以下 又呈马氏体经过形变后的形状 称双程 two way 记忆效应 第七章马氏体转变 4 形状记忆效应能够回复的变形量约为6 8 最高可达百分之十几 变形量过大时不能完全回复 第七章马氏体转变 7 5 2热弹性马氏体 1 概念 马氏体片可以随温度的降低而长大 随温度的升高而缩小 2 出现热弹性马氏体的必要条件 界面共格联系未被破坏 为此 母相和马氏体的比容差要小 因比容差小 弹性应力也小 母相的弹性极限要高 因弹性极限高 靠切应变维持的共格关系就不易被破坏 母相应呈有序化状态 因有序化程度愈高 原子排列规律性愈强 愈容易维持共格关系 第七章马氏体转变 7 5 3伪弹性温度升降可以引起热弹性马氏体的消长 外加应力的改变也可以引起马氏体片的消长 即随应力增加 马氏体片长大 随应力减小 马氏体片缩小 由于由外力促发的马氏体片往往具有相同的空间取向 故马氏体片的长大 即随马氏体量的增加将伴随宏观的形状改变 随应力减小 马氏体发生逆转变 宏观变形又恢复 这种现象称为伪弹性 第七章马氏体转变 第七章马氏体转变 7 5 4形状记忆效应本