第章马氏体转变课件

1、第章马氏体转变第章马氏体转变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）1 马氏体转变的晶体结构和特点一 、晶体结构2、晶格常数C%晶体结构1.4Bcp( 体心斜方)2、晶格常数C%晶体结构0.2bcc低碳钢0.20.9b3、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。

2、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3、反常正方度二、马氏体转变的特点1、表面浮凸和切变共格二、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长大停止共格界面上的原子为M和A两相共有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2、无扩散性-196仍有M转变发生3、新/母相取向关系及惯习面（1）取向关系K-

3、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23、新/母相取向关系及惯习面（1）取向关系K-S关系K-S关系第章马氏体转变课件（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 （2）惯习面（交界面、共格面）基本不畸变和转动四、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

4、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2 马氏体转变的切变

5、模型 一、Bain模型第章马氏体转变课件二、K-S模型二、K-S模型M（011）三层M（011）M（011）三层M（011）M中三层原子投影M中三层原子投影第一次切变第二次切变第一次切变第二次切变第章马氏体转变课件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切变过程取向关系明确三、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的钢不适合三、G-T模型第一次

6、切变： 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钢四、K-N-V模型FCC某些不全位错分解形成层错（六3 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

7、角度。3 M的组织形态一、M的形态（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）亚结构：位错，又称位错M2、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M2、片（针）状M形貌：立体为透镜状、相互不平行，中间分布残余3、

8、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蝶状M（Fe-Ni合金）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； 2593、其他形态M薄片M（Ni钢）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3、其他形态M马氏体小结（钢）0.2C% bcc位错板条0.20.6C%bct位错+孪晶板条+片状0.61.0C% bct孪晶+位错板条+片状

9、1.01.4C% bct孪晶+位错片状1.5C% bct孪晶+位错凸透镜状18-8不锈钢 hcp层错薄片小结（钢）0.2C% bcc位错板条0.20.6C%bc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减少二、影响M形态及亚结构的因素1、成分：3、A的层错能低不容易形成孪晶M 容易形成板条M4、A与M的强度Ms点时A的屈服强度 206MPa 强度高的片M 2593、A的层错能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

10、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4马氏体转变的热力学 一、驱动力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3、相变二、Ms意义M相变所需要的最小过冷度对应的温度降温形成二、Ms意义三、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）三、影响Ms的因素1、A的成分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

11、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2、应力和塑性变形拉应力：Ms升高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3、奥氏体化条件 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4、先形成组织对M转变的影响先形成P A贫碳 Ms升高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

12、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4、表面M转变表面当 Ms时自发形成M（只存在于表面）6马氏体的机械性能 一、硬度和强度1、硬度：M中的C%硬度6马氏体的机械性能 一、硬度和强度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

13、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2、强度高C%增加强度升高二、 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比例对性能影响二、 塑性和韧性C%增加塑性、韧性降低三、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%的钢效果明显三、相变诱发塑性M相变过程中塑性增加

14、的现象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7奥氏体的稳定化 一、现象及产生条件二、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。二、分类（按稳定性质分）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AC、N钉扎位错面阻碍M核坯长大无法解释无间隙原

15、子合金的稳定化现象三、 A热稳定化实验：20时停留时间Ms滞后温度增加、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%多明显四、 A的机械稳定化Md点以上+大量塑性变形抑制M转变五、应用1、减少淬火变形增加残余AMs以上分级淬火Ms以上等温淬火提高淬火温度降低Ms2、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五、应用1、减少淬火变形增加残余A

16、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AA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3、保证尺寸稳定性减少残余A8热弹性马氏体与形状记忆效应 一、热弹性MM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8热弹性马氏体与形状记忆效应 一、热弹性M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

17、前者相比，引起变形的因素是应力二、热弹性M的伪弹性定义：应力周期变化非线性弹性变形三、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三、形状记忆效应现象：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不产生自协作效应原理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形状记忆合金具备的条件小结及作业钢的马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶