《材料工程基础讲》ppt课件

1、 第四章第四章 马氏体转变马氏体转变 M是碳溶于是碳溶于Fe而构成的过饱和固溶体。而构成的过饱和固溶体。 碳在碳在Fe中的过饱和间隙固溶体，中的过饱和间隙固溶体，M转变产物是硬而脆的。转变产物是硬而脆的。 Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了合金以及许多有色金属及合金中也发现了M转变。转变。不仅察看到了冷却过程中发生不仅察看到了冷却过程中发生M转变，还察看到了加热过程中所转变，还察看到了加热过程中所发生的发生的M逆转变。逆转变。 M转变的定义为：在冷却过程中所发生的转变的定义为：在冷却过程中所发生的M转变的产物统称为转变的产物统称为M。 M转变和其它转变不同点的根底上又进

2、一步认识到转变和其它转变不同点的根底上又进一步认识到M转变和其它转变和其它转变的共同点，由此确定了转变的共同点，由此确定了M转变与普通固态相变之间的一系列共转变与普通固态相变之间的一系列共同特征，可以从固态转变普通规律来认识同特征，可以从固态转变普通规律来认识M转变，而在转变，而在M转变进展转变进展的条件中去寻求的条件中去寻求M转变与普通固态转变的不同点的缘由。转变与普通固态转变的不同点的缘由。 不仅在金属资料中有不仅在金属资料中有M转变，在陶瓷资料、有机资料，甚至生物转变，在陶瓷资料、有机资料，甚至生物材材料中都有料中都有M类型的转变。基于这个认识，把类型的转变。基于这个认识，把M转变定义为

3、：凡符合转变定义为：凡符合M转变根本特征的转变统称为转变根本特征的转变统称为M转变。转变。 41 马氏体转变的主要特征 M转变是在低温下进展的一种转变。 1转变的非恒温性 转变是在某一特定的温度Ms以下才发生的，当到达某一温度时便以极大的速度构成一定数量的M。 转变量是温度的函数。 转变具有的不完全性 剩余奥氏体Ar。 M有能够迸发构成 。 少数M等温转变。 2转变的共格性和外表浮凸景象 浮凸效应 在预先磨光的外表上刻划的直线STS在转变后既不弯曲，也不折断，而是构成了折线STTS外表浮凸阐明，M转变是经过切变的方式实现的。 M和A间界面上的原子为两相所共有，新母相间坚持共格关系。 界面是以切

4、变维持的共格界面切变共格界面。M的长大是靠母相中原子作有规律的迁移，使界面推移而不改动界面上共格关系的结果。 共格界面的界面能，弹性应变能E，随着M的构成其周围A点阵中产生一定的E，从而积存一定的E，而且E随M尺寸的增大而增大。 M长大到一定尺寸，使界面上A中弹性应力超越其弹性极限时，两相间的共格关系即遭破坏，这时M便停顿长大。 3马氏体转变的无分散性 实验阐明，Fe-Ni合金在极低的温度196下，M长大速度仍可到达105cm/s数量级。足以证明，M转变时铁原子的迁移不能够超越一个原子间距，即相变不能够以分散的方式进展。 另外，M中的碳含量与原A完全一致，阐明M转变时也没有发生碳的分散。因此，

5、M转变属于无分散型相变。这是它与其它类型相变区别的一个重要特点。4马氏体转变的位向关系和惯习面1取向关系 钢中M与A中曾经发现的晶体学取向关系有KS关系、西山N关系和GT关系等。 KS关系 Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4C钢中M和A之间存在的取向关系为：110111,。在111晶面族中每个晶面M能够有6种不同取向，而立方点阵的111晶面族中能够有4种晶面，故M在A中总共能够有24种取向。 西山Nishiyama关系 011111, 与KS关系相比，两者的晶面平行关系一样，但晶向平行关系却相差5o16。在111晶面族中每个晶面上马氏体只能够有3种不同的取向，故马氏体在奥

6、氏体中总共能够有12种取向。 GT关系 Greninger和Troiano准确地丈量了Fe-0.8C-22Ni合金奥氏体单晶中M的取向，发现KS关系中的平行晶面和晶向实践上还略有偏向，即：110111差1o, 差2o。 2惯习面 由于M转变是以共格区别的方式进展的，所以M相变时的惯习面也就是两相的交界面，即共格面。正因如此，惯习面应是不畸变平面，即不发生畸变和转动。钢中M的惯习面随碳含量的不同而异，常见的有三种： 碳含量0.6%为111，0.61.4%为225，1.4%为259。 另外，随M构成温度的下降，惯习面向高指数变化，例如碳含量较高的A在较高温度构成的M的惯习面为225，而在较低温度形

7、成的M的惯习面为259。由于M的惯习面不同，将会带来M组织形状上的差别。5转变的可逆性 冷却时，高温相可以经过M转变而转变为M。同样，加热时M也可以经过M转变而转变为高温相，即M转变具有可逆性。普通称加热时的M转变为逆转变。逆转变与冷却时所发生的M转变具有一样的特点。与冷却时的Ms及Mf相对应，逆转变时也有转变开场温度As及转变终了温度Af。As较Ms为高，两者之差视合金而异，如Au-Cd ,Ag-Cd等合金较小，仅2050，而Fe-Ni等合金就很大，大于400。对钢来说，在普通情况下察看不到M的逆转变，这是由于M被加热时在温度尚未到达As点的过程中已发生了分解回火，因而不存在直接转变为A的能

8、够性。只需在采用极快的加热速度，使之来不及分解的情况下才会发生逆转变。据报导，含0.8%C钢以5000/s的速度加热时，可以在590600发生逆转变。42 马氏体转变的晶体学马氏体转变的晶体学 Fe-C合金合金M是由是由A直接转变的，直接转变的，M与与A的成分完全相的成分完全相同。同。X射线分析证明，射线分析证明，M是碳在是碳在-Fe中的过饱和固溶中的过饱和固溶体，以体，以表示。表示。-Fe是体心立方点阵是体心立方点阵溶碳量溶碳量碳碳在在-Fe中处于过饱和形状。中处于过饱和形状。 1马氏体的晶胞及点阵常数马氏体的晶胞及点阵常数 Afcc，碳原子位于铁原子所组成的，碳原子位于铁原子所组成的正八面

9、体中心。正八面体中心。M转变转变fcc的的A经过切经过切变变体心立方的体心立方的-Fe。碳原子依然停。碳原子依然停留在六个铁原子所组成的八面体中心。留在六个铁原子所组成的八面体中心。 碳原子在点阵中的能够位置是碳原子在点阵中的能够位置是-Fe体体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处心立方晶胞的各棱边的中央和面心处由铁原子组成的扁八面体的空隙。由铁原子组成的扁八面体的空隙。 体心立方点阵中的八面体不是正八面体，而是扁八面体。 在八面体的三个轴中有一个是短轴。在短轴方向上的空隙为3.8102nm，碳原子直径0.154nm。在平衡形状下碳在-Fe中的溶解度0.006%C。M转变成分不变，碳原子仍固溶在-

10、Fe的点阵中而构成过饱和的间隙固溶体。 在-Fe点阵八面体中心的碳原子使扁八面体发生畸变：短轴伸长，长轴缩短。把一切的八面体按短轴的取向分为三组：短轴平行于X轴的称为X取向，其中心称为X位置。同样，短轴平行于YZ轴的称为YZ取向，其中心称为YZ位置。 位于X位置的碳原子a，b和c。 如M中的碳原子均匀分布在X、Y、Z碳原子的存在引起bcc的点阵常数。 转变的切变特征碳原子都落在-Fe点阵内的同一个位置上Z位置点阵常数c，a与b，ca和b。bcc体心正方。M中C%c，a与b，正方度c/a。 c=a0+ a=a0- c/a=1+ (4-1)式中 a0=0.2861nm(-Fe的点阵常数)；=0.1

11、160.002；=0.0130.002；=0.0460.001；-马氏体的碳含量Wt%。可以经过c/a计算马氏体的碳含量Wt%。 2M的异常正方度 有些钢中M的正方度与其C%量的关系不符合41式异常正方度。 正方度高于41规律的，如高碳铝钢和高镍钢中新淬火态M。但温度上升到室温时：c轴，a轴正方度。 有的正方度低于41规律的，如Ms点低于0的锰钢，制成A单晶淬入液氮，在液氮温度下M的正方度低于41规律异常低正方度正交点阵，即ab。但当温度上升到室温时，那么c轴、a轴，使正方度渐趋近41式。 当碳原子在M点阵中呈部分无序分布时，表现出正方度较低；无序分布程度正方度。缘由：部分碳原子在另外两组空隙

12、位置上分布的概率不等，就必然呵斥ab构成正交点阵。 新淬火态M成异常高正方度的缘由：碳原子几乎都处于同一组空隙位置上呈完全有序态，当温度上升至室温时，发生无序转变正方度。 式41表达的规律：80的碳原子位于Z位置，其他20的位于X、Y位置。 对于碳含量小于0.2%M，在室温下M中的碳原子或是偏聚于位错线附近，或是均匀地分布在X、Y、Z三个位置完全无序状态。缘由：含碳低于0.2%M，有序无序转变温度在室温以下。 M碳含量大于0.2%时，正方度由41计算，小于0.2%时，碳原子呈无序分布，正方度为1体心正方点阵。 M异常正方度的发现，对于研讨M的构成过程和转变机理有着重要的意义。 43 M组织形状

13、 化学成分和热处置条件显著影响组织形状、内部亚构造和显微裂纹构成倾向，这些要素又决议着钢的力学性能。 曾经明确，M的组织形状随碳含量、合金元素含量以及M的构成温度等改动。 钢中M的形状有五种：板条状M、透镜片状M、蝴蝶状M、薄板状M及薄片状M。 1板条状马氏体 成分条件：低中碳钢、铁镍合金及不锈钢。 板条状M是由许多M板条集合而成。立体形状是扁条状或是薄板状。每一个板或条均为一单晶。相邻板条如不呈孪晶关系，那么将在其间夹有厚20nm的薄壳状剩余A。Ar的碳含量较高，也很稳定，在合金钢中冷却到196也不转变。 43 M组织形状 化学成分和热处置条件显著影响组织形状、内部亚构造和显微裂纹构成倾向，

14、这些要素又决议着钢的力学性能。 曾经明确，M的组织形状随碳含量、合金元素含量以及M的构成温度等改动。 钢中M的形状有五种：板条状M、透镜片状M、蝴蝶状M、薄板状M及薄片状M。 1板条状马氏体 成分条件：低中碳钢、铁镍合金及不锈钢。 板条状M是由许多M板条集合而成。立体形状是扁条状或是薄板状。每一个板或条均为一单晶。相邻板条如不呈孪晶关系，那么将在其间夹有厚20nm的薄壳状剩余A。Ar的碳含量较高，也很稳定，在合金钢中冷却到196也不转变。 许多相互平行的板条组成一个板条束。一个A晶粒可以转变成几个板条束。在一个板条束内经常可以察看到黑白相间的块板条块。 即：一个A晶粒可以转变成几个束Packe

15、t，一个束又可以分为几个块Block，块由板或条组成。板和条是板条M的根本单元。 在光镜和透射电镜中所察看到的M外形均呈长条状。板条的宽度范围在0.0252.25m之间，多数板条宽度在0.10.2m之间。透镜察看阐明，板条M的亚构造主要是位错。用电阻法测定其位错密度约为0.30.91012cm-2。 在板条M内部有时也可以察看到孪晶，数量。故又称板条M为位错型M。板条M的惯习面为111,位向关系为KS关系。 板条M束是指惯习面一样且形状上呈现相互平行的M板条群集在一同所组成。按照KS关系，011中的晶面与惯习面111相平行的相邻板条组成一个束，而与惯习面 相平行组成另一个束，对一个单晶体晶粒来

16、说，面心立方点阵有四个不同的111面，故一个A晶粒内有能够构成四种不同的取向的M束。M束之间是以大角度界面束界分开。111 M块：指惯习面晶面指数一样且与母相取向关系指晶面平行关系一样的板条集团。在维持KS关系的情况下，一个惯习面上可以有六个不同的取向。各块之间以大角度界面块界分开，并在光镜下呈现黑白交替的颜色。 当板条束内呈现块时，每一个小块内的板条均具有一样的取向，故块又可称为同位向束。假设在板条束内不出现块，那么相邻的板条有能够绕轴，从一个取向转向另一个取向，在一个惯习面上，最多可以有六个取向，故最多转动六次后就将恢复到最初的取向。但在实践情况下不一定一切的六个取向均能出现。2透镜片状马

17、氏体 成分条件：中、高碳钢及高镍的Fe-Ni合金。 透镜片状的立体外形呈双凸透镜状，与试样磨面相截呈针状或竹叶状片针状M。 当A被过冷到Ms点以下时，最先构成的第一片M将贯穿整个A晶粒，而将晶粒分为两半。 但如晶界两侧的晶粒的取向很相近时，那么M片也有能够穿过A晶界而贯穿两个甚至三个A晶粒。以后构成的M片将受阻于已构成的M片，故后构成的M片愈来愈短小。 片状M的惯习面及位向关系与构成温度有关，形成温度高时，惯习面为225，与A的位向关系为KS关系；构成温度低时，惯习面为259，位向关系为西山关系，且在M片的中间有不断线中脊。225M可以迸发构成。迸发构成的M常呈Z字形。 片状M内的亚构造主要为

18、112孪晶，孪晶间距为510nm。但孪晶仅存在于片的中部，在片的边缘那么为复杂的位错组列。孪晶区所占比例与M构成温度有关，构成温度愈低，孪晶区所占的比例愈大。蝴蝶状M、薄板状M及薄片状M p95-963影响M形状及其亚构造的要素 1化学成分 A的化学成分是影响形状和亚构造的主要要素。在A的化学成分中以碳含量最为重要。碳钢中含0.3%C以下为板条M，1.0%C以上为透镜片状M，0.31.0%C之间为板条M与透镜片状M的混合组织。在Fe-Ni-C合金中，M的形状及亚构造也与碳含量有关。随A中碳含量的添加，M的形状由板条状向透镜片状M转化。在其它合金元素中，凡能减少相区的，将促使得到板条M；凡能扩大

19、相区的，将促使M形状从板条M转化为片针状M。2M构成温度 随构成温度降低，形状：板条状片针状M转化。亚构造那么由位错转化为孪晶。由于M转变是在MsMf的温度范围内进展的，因此，对于一定成分的A来说，也有能够转变成几种不同形状的M。 3A的层错能 A层错能低时，易于构成-M。一班以为，层错能愈低，愈难形成相变孪晶，愈趋向构成位错板条M。4A与M的强度 M的形状与Ms点处A的屈服强度有关，屈服极限196MPa时惯习面为111的板条M或惯习面为225的透镜片状M。196MPa时惯习面为259的透镜片状M。此外，M的形状还与构成M的强度有关。当A的屈服极限小于196MPa时，所构成的M的强度较低时，那

20、么将得到111板条M，如所构成的M的强度较高时，那么得到225透镜片状M。44马氏体转变的热力学1M转变的驱动力 根据相变规律，要使相变得以进展，必需满足系统的自在焓小于0。M转变也不例外，根据相变热力学，M转变的驱动力是M与A的化学自在焓差。当温度为T0时，两相自在焓差 0，即表示两相处于热力学平衡形状。当温度低于T0时 0，阐明M比A稳定，A应转变为同成分的M。 即为M转变的驱动力，它与(T0-Ms)值有关。 GGG GGG G 当母相被过冷到略低于T0温度时，M转变并不发生，必需过冷到低于T0的某一温度Ms以下时才干发生M转变，并且大部分合金的M转变必需在不断的降温过程中转变量才干不断添

21、加。 Ms与T0温度的差值称为热滞，其大小随合金种类和成分而异。铁系合金的热滞可达二百多摄氏度，而有的合金如Au-Cd,Ag-Cd合金等仅十几摄氏度到几十摄氏度。 与T0一样，Ms也视合金成分而异。Fe-C合金的Ms随碳含量的添加而下降。Mf也表现出一样的变化规律。 M转变在两相自在焓略低的温度下不发生转变，而必需过冷到Ms温度以下M转变才干开场，且大多数合金的M转变必需在不断降温过程中转变量才干不断添加。 当M构成时，相变驱动力除了与其它相变一样，需抑制新构成界面的界面能等阻力以外，还需抑制： 维持共格切变所需的共格切变能； 实现阐明浮凸所需的宏观均匀切变能； 因新相比容增大而引起的膨胀应变

22、能； 与M相邻的A产生顺应变产生的协作应变能； 在M内部构成高密度位错和微细孪晶的宏观不均匀切变能 M转变时原子协作挪动的摩擦阻力热能等等。 即为了实现同成分的的转变： 相变自在能缺陷能界面能共格切变能宏观均匀切变能膨胀应变能协作应变能宏观不均匀切变能热能等。 A向M的转变才能够进展。为了满足上述条件，就必需在两相自在焓相等的温度下有较大的过冷度TT0Ms，以便为M转变提供足够的化学驱动力。这就是M转变存在热滞温度的缘由。2Ms点的物理意义 A和M两相自在焓差到达相变所需的最小化学驱动力值时的温度。或者说，Ms点反映了使M转变得以进展所需求的最小过冷度。 根据Ms点的物理意义，可以进一步明确： 由M转变的无分散性，转变温度一旦到达Ms温度，即可抑制相变阻力，转变可快速进展。表如今动力学上为不需求孕育期以及转变的迸发性。 由于的转变需耗费驱动力以抑制相变阻力，所以转变需不断降温，以补偿驱动力的耗费，表