钢中马氏体组织形态、稳定化.ppt

10.2.2钢及铁合金中马氏体的组织形态,经淬火获得马氏体组织是钢件强韧化的重要基础。由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和机械性能产生影响。,各种淬火方法,45钢(含0.45%C)正常淬火组织,35钢（含0.35%C）亚温淬火组织,35钢（含0.35%C）亚温淬火组织,T12钢（含1.2%C）正常淬火组织,1板条状马氏体2片状马氏体3其他马氏体形态4影响马氏体形态及其内部亚结构的因素,1板条状马氏体,板条状马氏体是低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢和不锈钢等合金中形成的一种典型的马氏体组织，因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板条状马氏体。又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，通常也称为位错型马氏体。其光学显微组织形态如图10.18所示。,图10.1818Ni马氏体时效钢的板条马氏体组织,板条马氏体,光镜下,电镜下,图10.19板条马氏体显微组织构成示意图,相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群，尺寸大约为20-35微米。,一个板条群又可分成几个平行的区域，每一个小块内的板条均具有相同的取向。一个惯习面上可以有六个不同的取向。也有人认为，一个板条内只可能形成两种不问取间的块。金相呈现为黑白交替的块。,每个板条为一个马氏体单晶体,一个板条群也可以只由一种同位向束所组成,惯习面为(111),板条状马氏体由板条群所组成（图中A），一个原始奥氏体晶粒内可有几个板条群。板条群由若干尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所组成，一个板条群又可分成几个平行的区域（图中B），称为同位向束，同位向束之间呈大角晶界。一个板条群也可以只由一种同位向束所组成（图中C）。,每个同位向束由若干个平行板条所组成（图中D），每个板条为一个马氏体单晶体。马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于奥氏体的111，即其惯习面。相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群。,马氏体板条多被连续的残余奥氏体薄膜（20纳米）所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产生显著影响。相邻马氏体板条一般以小角晶界相间，也可以呈孪晶关系，呈孪晶关系时板条间无残余奥氏体存在。,亚结构：马氏体板条内具有高密度位错，其密度约为0.30.91012cm-2，与剧烈冷作硬化的铁相似，有时也会有少量相变孪晶。位向关系：在一个马氏体板条群内，马氏体与奥氏体的位向关系均在K-S和西山关系之间，并以处于二者之间的G-T关系最多。,板条状马氏体的显微组织构成随钢的成分变化而改变。碳含量小于0.3时，马氏体板条群及群中的同位向束均很清晰；碳含量在0.30.6，板条群清晰，而同位向束不清晰；碳含量在0.60.8，板条混杂生成的倾向性很强，无法辨认板条群和同位向束。,改变奥氏体化温度可显著改变奥氏体晶粒大小，但对马氏体板条宽度几乎无影响。而板条群大小随奥氏体晶粒增大而增大，且两者之比大致不变。所以一个奥氏体晶粒内生成的马氏体板条群的数量基本不变。随淬火冷却速度增大，马氏体的板条群径和同位向束宽同时减小。所以，淬火时加速冷却有细化板条状马氏体组织的作用。,2片状马氏体,片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体组织，常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，也称透镜片状马氏体，其光学显微组织形态如图10.20所示。,图10.20Fe-32Ni合金的片状马氏体组织,马氏体片之间不相互平行,片状马氏体,光镜下,片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，也称为透镜片状马氏体。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称为针状或竹叶状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称为孪晶型马氏体。,片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间不相互平行。在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，冷却至稍低于Ms点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马氏体的大小受到限制。因此片状马氏体的大小不一，越是后形成的马氏体片就越小。,图10.21片状马氏体显微组织示意图,惯习面为(225)或(259),片状马氏体的惯习面为(225)或(259)，与母相的位向关系为K-S关系或西山关系。片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分的带状薄筋称为中脊，中脊为高密度的相变孪晶区。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距大约为5nm，一般不扩展到马氏体边界上，在马氏体片边缘区域则为复杂的位错组列。,根据亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分）和无孪晶区（片的周围部分，存在位错）。孪晶区所占比例随合金成分变化而异。在Fe-Ni合金中，Ni含量越高（Ms点越低），则孪晶区所占比例就越大。对同一成分合金，随Ms点降低（如改变奥氏体化温度）孪晶区所占比例也增大。,3其他马氏体形态,1）蝶状马氏体在FeNi合金和FeNi(Cr)C合金中，当马氏体在板条状马氏体和片状马氏体的形成温度范围之间的温度区域形成时，会出现具有特异形态的马氏体，这种马氏体的立体形态为“V”形柱状，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多角状马氏体。,图10.22Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体,蝶状马氏体两翼的惯习面为225，两翼相交的结合面为100。电镜观察证实，蝶状马氏体的内部亚结构为高密度位错，无孪晶存在，与母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系。,2）薄片状马氏体,在Ms点极低的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚度约为310m的薄片状马氏体，其立体形态为薄片状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态，如图10.23所示。,图10.23Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体,薄片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，内部亚结构为112孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。平直的带中无中脊，这是它与片状马氏体的不同之处。,电镜下,3）马氏体,上述各种马氏体都是具有体心立方（正方）点阵结构的马氏体()。而在奥氏体层错能较低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方点阵结构的马氏体。马氏体的光学显微组织如图10.24所示。,图10.24Fe-16.4Mn-0.09C合金的马氏体,马氏体呈极薄的片状，厚度仅为100300nm，其内部亚结构为高密度层错。马氏体的惯习面为111，与奥氏体之间的位向关系为：1110001，。,4影响马氏体形态及其内部亚结构的因素,1）化学成分母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。在Fe-C合金中,0.3C以下,1.0C以上,0.31.0C,板条状马氏体,片状马氏体,板条状和片状的混和组织,马氏体形态与含碳量的关系,在其它合金元素中:凡能缩小相区的均能促使得到板条状马氏体；凡能扩大相区的将促使马氏体形态从板条状转化为片状。能显著降低奥氏体层错能的合金元素（如Mn）将促使转化为马氏体。,2）马氏体的形成温度,随马氏体的形成温度降低,由于马氏体相变是在MsMf之间进行的，因此，对于一定成分的奥氏体来说，有可能转变成几种不同形态的马氏体（图10.25）。,图10.25Fe-Ni-C合金马氏体形态与碳含量的关系,Ms点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体；Ms点略低的奥氏体，可能形成板条状与片状的混合组织；Ms点更低的奥氏体，不再形成板条状马氏体，相变一开始就形成片状马氏体；Ms点极低的奥氏体，片状马氏体也不再形成，而只能形成薄片状马氏体。,3）奥氏体的层错能,奥氏体的层错能低时，易形成马氏体。但层错能对其它形态马氏体的影响尚不统一。一般认为，奥氏体的层错能愈低，愈难于形成相变孪晶，而愈趋向于形成位错型马氏体。如层错能极低的18-8不锈钢在液氮温度下也只能形成位错板条状马氏体。,4）奥氏体与马氏体的强度,马氏体的形态还与Ms点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关。当奥氏体屈服强度200MPa时，则形成强度较高的259惯习面的片状马氏体。,此现象的相变理论基础是：相变应力的松弛，若在奥氏体和马氏体内都以滑移变形方式进行，则形成111板条状马氏体；若在奥氏体内以滑移变形方式，而在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成225片状马氏体；若只在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成259片状马氏体。,5）滑移和孪生变形的临界分切应力的大小,马氏体的内部亚结构取决于相变时的变形方式是滑移变形还是孪生变形。合金成分和温度决定滑移变形和孪生变形的临界分切应力的大小，因而决定马氏体的亚结构和形态，即滑移变形和孪生变形的临界分切应力大小是控制马氏体亚结构及其形态的因素。,图10.26滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系,若T0位于MsMf之间，,在较高温度（MsT0），滑移变形的临界分切应力小于孪生变形的临界分切应力，马氏体相变的二次切变将以滑移变形的方式进行，所以形成位错型马氏体；而在较低温度（T0Mf），孪生变形的临界分切应力较低，马氏体相变的二次切变则以孪生变形的方式进行，所以形成孪晶型马氏体。,若MsMf均高于T0，则全部形成位错型马氏体；相反，若MsMf均低于T0，则全部形成孪晶型马氏体。,10.2.3奥氏体的稳定化,所谓奥氏体的稳定化系指奥氏体的内部结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。通常把奥氏体的稳定化分为热稳定化和机械稳定化两类。,1奥氏体的热稳定化,淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。,前已述及，在一般冷却条件下降温形成马氏体的转变量只取决于最终冷却温度，而与时间无关。但若在Ms点以下TA温度停留一段时间后再继续冷却，则马氏体转变并不立即恢复，而是要冷至Ms温度后才重新形成马氏体，即要滞后（TA-Ms）度相变才能继续进行（如图10.27所示）。,图10.27Ms点以下奥氏体热稳定化现象示意图,转变量减少了（M1M2）,瞬时形核，瞬时长大，而与时间无关,C、N原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足以钉扎它，阻止其长大成马氏体晶核。,与正常冷却相比，在相同温度TR（如室温）下的转变量减少了（M1M2）或残余奥氏体量增加了，值的大小与测定温度TR有关。奥氏体的热稳定化程度可以用滞后温度间隔或某一温度下残余奥氏体增量来度量。主要与等温温度、奥氏体转变量和等温时间、化学成分等有关。,奥氏体的热稳定化有一个温度上限，常以Mc表示。在Mc点以上等温停留时并不产生热稳定化，只有在Mc点以下等温停留或缓慢冷却时才会引起热稳定化。对于不同的钢种，Mc点可以低于Ms点，也可以高于Ms点。对于Mc点高于Ms点的钢种，在Ms点以上等温或缓慢冷却时也会产生热稳定化现象。,一般情况下，等温温度越高，淬火后获得的马氏体量就越少，即值就越大，这说明奥氏体热稳定化程度也就越高。但当等温温度超过一定限度后，随等温温度的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现象称为反稳定化。,已转变的马氏体量对奥氏体的热稳定化程度也有很大影响，奥氏体的热稳定化程度随已转变马氏体量的增多而增大。这说明马氏体形成时对周围奥氏体的机械作用促进了奥氏体热稳定化程度的发展。所以，研究奥氏体热稳定化的影响因素时，均需固定马氏体的转变量。,在一定的等温温度下，停留时间越长，则达到的奥氏体热稳定化程度就越高，如图10.28所示。比较图中不同等温温度下的曲线可以看出，等温温度越高，达到最大热稳定化程度所需的时间就越短。可见，热稳定化动力学过程是同时与温度和时间有关的。,图10.28等温停留时间对热稳定化程度的影响(含碳0.96%的低合金钢),停留时间越长，则达到的奥氏体热稳定化程度就越高。等温温度越高，达到最大热稳定化程度所需的时间就越短。可见，热稳定化动力学过程是同时与温度和时间有关的。,化学成分对奥氏体的热稳定化有明显的影响，其中尤以C和N最为重要。在Fe-Ni合金中，只有当C和N的总含量超过0.01时才能发生热稳定化现象。无碳的Fe-Ni合金无热稳定化现象。在钢中，碳含量增高可使奥氏体的热稳定化程度增大。钢中常见的碳化物形成元素Cr、Mo、V等有促进热稳定化的作用；而非碳化物形成元素Ni、Si等对热稳定化的影响不大。,奥氏体热稳定化的机制,一般认为与原子的热运动有关，即认为是由于C、N原子在适当温度下向晶体点阵缺陷处偏聚（C、N原子钉扎位错），因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。,根据马氏体相变的位错形核理论，在等温停留时，C、N原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足以钉扎它，阻止其长大成马氏体晶核。所以滞后温度值的意义是为了获得额外化学驱动力以克服由于C、N原子钉扎位错界面而增加的相变阻力所需要的过冷度。,按照这个模型，热稳定化程度应与界面钉扎强度（或界面上溶质原子浓度）成正比。这种理论上预见的热稳定化动力学与实验结果基本符合。实验证据：在Fe-Ni合金中测得，奥氏体热稳定化时屈服强度升高l3，因而使马氏体相变的切变阻力增大，引起Ms点下降，而需要的相变驱动力相应地提高l8。,按上述模型，若将已经热稳定化的奥氏体加热至一定温度以上时，由于原子热运动增强，溶质原子又会扩散离去，使热稳定化作用下降甚至消失，这就是所谓的反稳定化。出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而异。高速钢中出现反稳定化的温度约为500550。实际上，高速钢多次回火工艺即为反稳定化理论的实际应用。,热稳定化奥氏体经反稳定化处理后，如重新冷却，随温度下降，原子热运动减弱，溶质原子向界面偏聚的倾向又逐渐增大，因此，热稳定化现象会再次出现。试验证明，高碳钢（W18Cr4V，Crl2Mo）的热稳定化现象的确是可逆的。,2奥氏体的机械稳