马氏体转变

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第四章 马氏体转变,扩散型相变,非扩散型相变：,相变前后，相邻原子运动不超过一个原子间距。,马氏体转变是非扩散型相变中最重要的分支,。,战国时期，淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”，但淬火硬化机理？,十九世纪，金相显微镜发明，认清：钢加热和冷却过程，内部组织发生了变化，因而引起了钢性能的变化。为纪念著名德国冶金学家Adolph Martens，将获得M的转变过程称为M转变。,M转变研究不断深入，并在M转变的形核机制、长大过程、晶体学和形态学以及新材料设计等方面取得了丰硕成果，研究范围扩大到有色金属、陶瓷甚至生物物质。可以毫不夸张地说，M转变是相变研究领域最多姿多彩的一个分支。当然，正是这种奇妙，使M转变变得异常复杂，很多问题至今尚未澄清，需进一步研究。,第一节 马氏体转变的主要特征,何谓马氏体转变？,徐祖耀简化定义：,置换原子无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）、使其形状改变的转变。,晶体通过切变进行的非扩散性相变，,有如下特点：,一、切变共格性和表面浮凸现象,M转变时，预先磨光的试样表面出现倾动，形成表面浮凸：直线ACB，切变以后变成折线ACC,B,。在显微镜光线照射下，浮凸两边呈现明显的山阴和山阳，,M转变是通过A均匀切变进行的,。A中转变为M的部分发生宏观切变而使点阵发生改组，带动靠近界面的还未转变的A也发生弹塑性变形。,马氏体浮凸示意图,合金表面抛光试样在淬火冷却时形成M浮凸。可见，,M是以切变方式形成,的，同时M与A之间界面上的原子为两相共有，即整个相界面是共格的，称,切变共格,。,合金的马氏体浮凸,切变共格界面：界面能小，其弹性应变能却较大,。,M形成，周围A中弹性应变，积蓄弹性应变能（或称共格应变能）。,M长大到一定程度，A中弹性应力超过其弹性极限，共格关系破坏，M停止生长。,二、无扩散性,M成分与A成分完全一致；,M可在极低温（例如-196）进行，置换原子、间隙原子都极难扩散，而M生长速度可达10,3,m/s，音速，不可能依靠扩散来进行。,低碳钢M转变中存在碳扩散，无扩散指置换原子无扩散。间隙原子可能扩散，但不是M转变的主要过程和必要条件。,三、具有特定的位向关系和惯习面,均匀切变所得M与原A间存在严格晶体学位向关系：,钢中常见,K-S（kurdjumov-Sachs）关系,：111,/011,；,/,。,西山(Nishiyama)关系,：111,/011,；,/,。,G-T（Greninger-Troiano）关系,：与K-S关系接近，角度存在一定偏差：111,/011,差1,o,；,/,差2,o,。,M转变有惯习面,：M转变以切变共格方式进行，惯习面就是相界面。,惯习面为不畸变平面，或称,不变平面，转变中不发生畸变和转动,。,这种在不变平面上所产生的均匀应变称为,不变平面应变。,三种不变平面应变,：底面为不变平面，简单胀缩、切变、胀缩+切变。M转变属第三种。,三种不变平面应变示意图,钢中M转变的惯习面随含碳量不同,：111,、225,、259,，,含碳量小于0.4%C时为111,；0.51.4%C时为225,；1.51.8%C时为259,。,温度下降，M转变的惯习面向高指数面变化,，碳量较高的A在较高温度转变时，M惯习面是225,，较低温度转变时为259,。惯习面不同，M组织形态也将有所差异。,MA界面不都平直,。图中(a)为设想的台阶模型，(b)和(c)分别表示台阶结构不同造成的“宏观惯习面”与“微观惯习面”彼此异同的情况。实际上“,宏观惯习面,”是两相的界面，“,微观惯习面,”才是真正的惯习面。随着台阶密度或形貌的变化，可得到任意指数的“宏观惯习面”，而微观惯习面却始终不变。,MA界面的台阶模型和惯习面,四、马氏体的亚结构,亚结构：,M组织内出现的组织结构,低碳M,：高密度位错，,高碳M,： 细小孪晶；,有色金属M：孪晶或层错。,亚结构的意义：,是M的一个重要特征，对力学性能有直接影响。,，,五、马氏体转变的可逆性,母相以大于临界冷却速度的冷速（钢中是为了避免P转变）冷至某一温度以下才能发生M转变，这一温度称为M转变开始点，以,Ms,表示。,冷至Ms以下某一温度时，M转变不再继续进行，该温度称为M转变终了点，用,Mf,表示。,一般情况下，冷却到Mf点以下仍不能得到l00M，保留一部分未转变A，称为,残余奥氏体,。,M转变可逆性：加热时M可转变为A，称为,逆转变,。,逆转变与M转变有相同的特点，与,Ms,及,Mf,相对应，逆转变转变开始点,As,及终了点,Af,。,通常，As比Ms高，两者之差视合金成分而异。如Au-Cd合金的As与Ms之差较小，仅为几到几十；而Fe-Ni等合金大于400 。,钢中一般不出现M逆转变,：M在加热到As以前就会析出而向更稳定的状态转变。,最基本特点：切变共格；无扩散性。其他特点可由这两个基本特点派生。,Fe70Ni30和合金马氏体转变时的相对电阻变化,第二节 钢中马氏体转变的晶体学,一、马氏体的晶体结构,相中，扁八面体间隙为0.155D (D为Fe原子直径），远小于fcc点阵0.414 D。所以室温，碳在,相中溶解度（仅0.006%）低于,相。,体心立方中的八面体间隙,一般钢碳含量远高于,相溶解度,，M转变时，原A中碳原子保留在晶格中，畸变极大。,钢中M也被称为碳在,-Fe,中的过饱和间隙固溶体,。,间隙碳原子在,位置,择优,分布，,bcc点阵畸变成bct结构,，如图所示。,M最大含碳量仅2%，约1011个晶胞一个碳原子，但择优分布，对点阵畸变影响明显。一个方向伸长，垂直方向收缩，,轴比c/a,为,c/a = 1.005 + 0.045 x,x：碳原子重量分数，,据计算，约有80%的碳原子呈择优分布。,碳含量小于0.2%的Fe-C马氏体具有bcc结构；碳含量大于0.2%时M为bct。,可能是碳含量小于,0.2%,时，偏聚于位错附近形成科垂尔（Cottrell）气团；碳含量大于0.2%时，碳原子才在八面体间隙有序分布。,碳含量对钢奥氏体和马氏体点阵常数的影响,1. 贝茵（Bain）模型,Bain：把fcc点阵看成bct点阵，轴比（c/a）为1.41( )。,如将z向压缩20%，x和y拉长12%，该晶胞转变成bcc结构，c/a为1。,实际上，M含碳量不同时，轴比介于。因此转变过程中，只需将轴比调整到含碳量对应的数值，转变即告完成。,在图4-8中未标出碳原子的位置，但由于碳原子在bct中有序分布（在fcc中不存在），碳原子实际上作了非常小的挪动（shuffles）。,图4-8 Bain切变模型示意图,二、马氏体转变的经典切变模型,Bain模型成功之处：, M转变时，原子只进行很小距离的挪动；, 晶格改建中，原子进行集体协同、有规则的位移，转变前后原子间的相对位置不变，有如下关系：,(111),(011),，10 ,11 ,，1 0,100,，符合K-S关系；, 碳原子处于M晶格的八面体间隙位置。,Bain模型不足,：不能解释表面浮凸效应、惯习面和亚结构等，不能完整说明M转变特征,2. K-S模型,确定K-S关系后提出的，M转变通过两次切变完成,fcc点阵示意图，突出了(111),面的排列情况，阴影部分示出切变基面。,点阵以(111),面为底面的排列情况，示出了沿 11方向产生切变角为1928的第一次切变。B层原子移动 ，C层原子移动,第一次切变在(111),底面上的投影示于图。垂直于(111),面看，B层原子移到菱形底面的中心，C层原子移到与A层原子重合的位置，C层原子与A层原子的连线垂直于底面。,K-S切变模型示意图,第二次切变,在图4-9（）和图4-9（）中看到。它是在(11 ),面上（垂直于(111),面）沿1 0方向1032的切变，结果底面锐角从60增到7032，得到bcc点阵，如图4-9（c）。,第二次切变后需再对晶面间距作一些微小调整，使其符合实测数值，,转变完成。,含碳A，M转变过程与以上所述基本相同，只是由于含有碳，最后得到bct结构，且第一次切变角为1515，第二次切变角为9。,K-S切变后，(111),变为(110),，110,变为111,，,很好反映了新、母相晶体学关系。,不足：,此模型,惯习面,是(111),，只能解释低碳钢中的情况，不能解释高碳钢的惯习面为(225),和(259),的切变过程。,此外，表面浮凸也与实测结果不符。,在A中共有4个111,晶面，每个(111),晶面上有6个110,晶向，,K-S切变后，M在A中共有24种可能的取向。每个取向M称为一种马氏体变体,一个A单晶经过K-S切变后可能出现24种马氏体变体。,3. G-T模型,G-T模型切变也是,两次切变,第一次：,接近(259)面上宏观均匀切变，样品表面浮凸，确定M惯习面。,由于晶胞的变形和宏观变形相似，通常称为均匀切变，如图4-11(b)所示有宏观变形的切变。此时相变产物是复杂三菱结构，还不是M，但它有一组晶面间距及原子排列与M的(112),面相同。,第二次：,(112),面上沿1 1,方向产生1213的不均匀切变。如图4-11(c)滑移和图4-11(d)孪生的情形，只有点阵改组而无晶体外形改变。,图4-10中的不均匀切变使点阵转变为体心正方点阵，取向与马氏体一样，晶面间距也相近。由于不均匀切变限制在三菱点阵范围，对第一次均匀切变产生的浮凸没有影响。最后再作一些微小调整使晶面间距与实测值相符。,图4-10 G-T模型立体示意图,图4-11 马氏体转变中不均匀切变示意图,(a)奥氏体 (b)马氏体 (c)通过滑移来协调应变 (d)通过孪生来协调应变,G-T模型很好的解释了M的点阵改组、宏观变形、位向关系、表面浮凸，特别是预测了M内的两种主要的亚结构位错和孪晶，但不能解释惯习面是不变平面以及低、中碳钢的位向关系问题。,4.,马氏体转变切变模型,在Cr-Ni(Mn）不锈钢和高锰钢中，有hcp结构M，称为,-M,A密排面堆垛顺序为ABCABC，hcp,-M为ABAB。其中A、B、C为密排面。因此,-M转变实质上是密排面堆垛顺序的变化。这一转变，只需母相（111）面（密排面）上每隔一层滑过一个Shockley不全位错。对于层错能较低的铬镍不锈钢、高锰钢、Fe-Ni-Mn合金是完全可能。全位错很容易发生下面的分解： 1/2,101 1/6,1,12+1/6,211,结果，在两个Shockley不全位错之间夹着一层层错，层错的宽度随层错能的降低而增大。这也表明，发生,-M转变的合金中将存在较多的层错。,FCCHCP切变侧视示意图,第三节 马氏体的组织形态,材料性能：取决于成分、组织形态,M组织形态取决于钢的成分和热处理条件，了解M组织形态及其影响因素有重要实际意义,一、马氏体的组织形态,钢中M组织形态：主要是,板条状,、,透镜片状,、还有,蝶状,、,薄片状,。,(一) 板条状M,板条状(lath)M：低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中形成的一种典型M组织。图4-14是低碳钢淬火板条状M。,特征：每个单元形状为窄而细长的板条，许多板条总是成群地相互平行地聚一起。,亚结构：主要是位错，密度约为0.30.910,12,cm,-2,，也称,位错M,，,板条状M与A多为K-S关系，惯习面(111),。,图4-14 碳钢板条马氏体的金相显微组织,(a),Fe-0.0026C,(b),Fe-0.18C,(c),Fe-0.38C,(d),。,3%硝酸酒精腐蚀,Fe-21Ni-4Mn合金板条马氏体中位错网络,低碳板条马氏体组织示意图,束：,A晶粒由几个M“束”(Packet)构成，每一束对应111,晶面族中一个晶面。,块：,束由平行的“块”（Block）构成。一个束内有三个不同取向（取向差较大）的块；,板条：,块则由两种特定K-S取向的变体群构成，这两个变体群取向相差比较小，约10,左右。这种变体群称为板条群，是板条M的基本单元。,图4-16 板条M组织示意图（a）00.4%C（b）0.6%C,含碳量增加，束和块的尺寸均减小,在0.15%C钢中，板条的平均宽度大约在0.15,m，,束的尺寸则与原A晶粒尺寸有关。在较高含碳量的0.61%C钢中，M束由宽度仅为几个,m的细小块构成，在一个束中则共有6个块组成，每一个块由单一变体的板条构成，图4-16(b)。这些变化与协调各M变体间由切变引起的应变有关。,透镜片状（lenticular plate）M：,中、高碳钢及Fe-Ni(29%)合金中典型M组织,碳钢碳含量小于1.0%时，与板条M共存，大于1.0%时才单独存在。,立体形状是双凸透镜片状，表面相截成针状或竹叶状，又称片状M或针状M。,A过冷到Ms点以下，第一片M贯穿A晶粒，后形成的M生长受到限制（M不互相穿越，也不穿过母相晶界和孪晶界），因此M大小不一。,透镜片状马氏体示意图,典型透镜片状M的组织照片。,多数透镜片状M的中间有中脊线（按立体应为中脊面），其厚度约为0.51,m。中脊面是最先形成的，因此中脊面被视为转变的惯习面。,惯习面为225,或259,。 M周围往往存在残余A，表明M转变不能完全。,Fe-1.86%C合金中的,透镜片状马氏体,显微裂纹,残余奥氏体,亚结构主要是112,孪晶，如图所示，也称为孪晶M。,中脊面附近孪晶密度最高，在M边缘则存在高密度位错；,与M相邻的A区域也存在较高密度的位错，这是M转变引起的相变应力在A中产生形变所致。,Ms降低，孪晶比例增大，以至变成完全孪晶。,，,。,M与A的位向关系：,从中脊及其附近区域的G-T关系过渡到外围区的K-S关系。,透镜片状马氏体长大过程中位向关系与亚结构的变化,蝶状马氏体,Fe-29Ni合金在-30形变20%后的M组织。形状似蝴蝶（butterfly）。碳钢中也有。,从金相形态、内部组织和形成温度看，它是介于板条状M和透镜片状M之间的一种特殊形态M。,Fe-29Ni-0.26C(Ms-60)在-30形变20%所形成的蝶状马氏体,薄片状马氏体,在Ms点低于0 的Fe-Ni合金中，立体形状为薄片状（thin-plate）,片很薄，无中脊，亚结构全部为孪晶。,与A具有平直界面；惯习面接近259,，孪晶面为112,。,两片M相遇时，可以发生交叉、分枝、折褶等特异形态。,Fe-30%Ni-0.4%C合金薄片状马氏体内的完全孪晶,合金在-196形成的薄片状马氏体,-马氏体,在Fe-Cr-Ni（Mn）不锈钢或Fe-Mn-C合金中存在，,图为,高锰钢中,-M组织？,。,密排六方，与bct的,不同。,在层错能很低的合金中出现，并可能与,共存。惯习面111,，亚结构层错,Fe-24Mn-2Ge合金中的,马氏体,1. 化学成分和形成温度的影响,Fe-Ni-C合金（2535%Ni）随含,碳含量增加,及,温度降低,，M形态由板条状向透镜片状转化， -100 左右时，变成薄片状。,其它Me：,缩小,相区的，促进板条,M；,扩大,相区的，促进透镜片状,M。,某些钢中，随形成温度降低，M形态顺序：板条,蝶状,透镜片状,薄片状，亚结构则由位错转化为孪晶。,二、影响马氏体形态及其内部亚结构的因素,主要因素：,A化学成分,、,M形成温度,；,其它因素,。,Fe-Ni-C合金（2535Ni）形成的各类马氏体形态与形成温度和碳含量的关系,2. 奥氏体屈服强度的影响,研究发现，不论何种元素、Ms高低，只要,Ms点时A屈服极限,小于206 MPa，就形成惯习面为111,的板条M或225,的透镜片状M，大于此值，形成惯习面为259,的透镜片状M。相应的亚结构为：惯习面为111,的板条M为位错；惯习面为225,的透镜片状M为位错加孪晶；惯习面为259,的透镜片状M为单一孪晶。,A强度决定变形方式（滑移或孪生），导致形成位错M或孪晶M,。,3. 奥氏体的层错能,A层错能低，易形成位错；层错能高，易形成孪晶M。,M组织形态和亚结构表观上受多种因素影响，但M转变基本特征是切变，得出：,M转变的驱动力相当于切变应力；A屈服强度相当于切变阻力；A向M转变时由切变引起的应变，相当于转变时产生的额外应力，它们共同控制着M组织形态及其亚结构。,第四节 马氏体转变的热力学,一、马氏体转变的热力学特点,一般相变：系统自由能变化,G 0时，相变才能进行。,A与M自由能随温度的变化，T,0,相交：T,0,以上，A稳定；T,0,以下，M稳定,实际上，A向M转变过冷到T,0,以下,Ms,才能进行，即：,只有在足够大驱动力,G,作用下，M转变才能发生,。,奥氏体与马氏体自由能随温度的变化,Ms与T,0,之差称为,热滞,，代表转变所需驱动力，其大小视合金而异。钢M转变热滞很大，如图4-5所示；而Au-Cd、Ni-Mn-Ga、Ti-Ni等仅为几或十几。,与冷却时的A,M转变相同，加热时M,A逆转变也是在T,0,以上某一温度As才发生。,M转变的热滞取决于M转变时增加的界面能和弹性能之和。,一般M与A为共格界面，,弹性能,是主要的影响因素：,即：,新相与母相比体积不同和维持切变而引起的弹性应变能；,产生宏观均匀切变而作的功；,产生不均匀切变而在M内形成的高密度位错或孪晶消耗的能量；,近邻A基体协作形变而作的功。,可见，M转变时需要增加的能量比较多，因此阻力比较大，需要很大的过冷度才能进行。且中高碳钢中， Mf以下转变不能进行完全，也有残A存在。,二、影响Ms点的因素,Ms点是M转变的一个重要参数、制定热处理工艺主要依据之一。,决定钢中AM转变的温度范围、室温组织状态。,1. 母相化学成分,：影响Ms最主要因素。 A成分，不是钢的成分,图：Fe-C合金中C的影响，C增加，Ms和Mf均不断下降，但趋势不同。,碳含量对碳钢Ms和Mf的影响,C0.6%时，Mf低于室温，冷到室温时保留较多的,。,氮也强烈降低Ms点。多数Me降低Ms点，但作用相对较弱。,各元素作用叠加的经验公式：对一定成分的钢：,2. 母相晶粒大小和强度,母相成分相同，A晶粒的增大，Ms点升高。,加热温度高，A晶粒粗大，A屈服强度低，Ms高：母相切变时，需克服母相晶体的阻力小。,Fe-Ni及Fe-Ni-C合金Ms随奥氏体晶粒尺寸的变化,3. 冷却速度,大于临界冷速，A才能过冷到Ms点以下转变为M。,进一步提高冷速，Ms点也会变化。,冷速增到6600 /S（对Fe-0.5C%）时，Ms点将上升，硬度也会提高。,加入减小碳扩散的元素（如Co，W）则冷速增至5000 /S，即可使Ms点升高；加入加快碳扩散的元素（如Ni，Mn），则需增至13000 /S。,一般工业用淬火冷却速度对Ms点基本没有影响。,淬火冷却速度对Fe-C合金Ms的影响,4. 应力和形变,应力：,母相转变为马氏体时体积将膨胀，结果单向拉伸使M,s,点升高；单向压缩使M,s,点升高；三向压缩则使M,s,和M,B,下降。,表4-1,表明，实验值与将切应力作为部分相变驱动力计算所得结果符合得很好。,应力,单向拉伸,单向压缩,三向静水压,合金成分,Fe-0.5C-20Ni,Fe-0.5C-20Ni,Fe-30Ni,每0.7kg/mm,2,应力下,M,s,点的变化,+1.0(实验值),+1.07(计算值),+0.65(实验值),+0.72(计算值),-0.57(实验值),-0.38(计算值),表4-1,应力对Ms点的影响,塑性变形：,Ms点以上一定温度范围内，塑变会诱发M转变，称为,形变诱发马氏体,。M转变量与形变温度和形变量有关。一般形变量越大，形变诱发M越多；,形变温度超过一定值时，形变不再诱发M转变，这一温度称为,形变马氏体点Md,。,A的机械稳定化：,塑变虽能诱发形变M，但对随后冷却发生的M转变起抑制作用。,随着形变量的增加，随后冷却时所形成的M量愈来愈少。当形变量为72%时，随后冷却时的M转变几乎被完全抑制。,原因,：大塑性形变强化了A，阻碍M转变。机械稳定化在Ms点以下和Md以上同样存在。,预变形对变形温度下及随后冷却时Fe-22.7%Ni-3.1%Mn(Ms = -10)M转变影响,第五节 马氏体转变的动力学,也是,形核和长大,过程，转变速度取决于N和V。,但多数M长大较快，因此N成为M转变动力学的主要控制因素。,M转变的形核机制？多种模型，均不够完善。,一般认为，,M相变是不均匀形核,，是在A中通过能量及结构起伏在某些有利位置（如位错、层错、晶界等处）形成大小不同的具有马氏体结构的微区。这样的微区被称为核胚。从经典相变理论可知，冷却温度愈低，过冷度愈大，临界晶核尺寸就愈小。当奥氏体被过冷至某一温度，尺寸大于该温度下临界晶核尺寸的核胚就能成为晶核，长大成马氏体。,动力学特征主要如下：,一、变温转变,A过冷到Ms点以下某温度，M晶核瞬时形成，即刻长大到极限尺寸并停止。继续降温，转变继续。M量增加主要是通过新M片形成而不是原有M进一步长大。,M量取决于冷却到的温度，即Ms点以下的过冷度，与该温度保温时间无关。,表明M变温转变不存在热激活形核，称为非热学性转变。,由于M转变时的相变驱动力很大，而长大激活能极小，故长大速度极快。测得低、高碳M长大速度为10,2,mm/s和10,5,mm/s数量级。长成一片M仅10,-4,10,-7,s。,大多数碳钢和合金钢M转变属变温转变。,各类碳钢M形成的动力学曲线，以半对数坐标作图。图中曲线可以由下式表示：,1-f = exp,（,Ms Tq）,f M体积分数，,Tq为冷却（淬火）温度，, ,为一常数，决定于钢的成分。在碳钢中（,1.1%C），,为,。,高、中碳钢变温马氏体形成动力学曲线,二、等温转变,也有等温转变：等温时间延长，M量增多，是等温时间的函数。表明M核也能通过热激活形成。,主要特点：M形核也要孕育期，N随过冷度增加，先增后减，符合热激活形核规律。,图：Fe-Ni-Mn合金等温M转变动力学曲线。与P转变相似，也呈“C”形,不同：在任意温度下，等温M转变都不能进行到底。,等温M形成包括：原有M继续长大和新M形成。,Fe-Ni-Mn合金等温马氏体形成动力学曲线,三、爆发式转变,爆发式转变：,Ms低于0 的Fe-Ni，Fe-Ni-C等合金，A过冷到零下某一温度，形成惯习面259,的透镜片状,M。第一片M形成时，在几分之一秒内激发大量M。,伴有响声，大量相变潜热，爆发量达70%时，可以使温度上升30 。,Fe-Ni-C合金M转变曲线，直线部分为爆发式转变，随后降温又表现为正常的变温转变。随Ni量增加，爆发转变量先增后减，其最大值可达70%。,习惯上用M,B,( M,S,)表示发生爆发式转变时的温度。,除了合金成分的影响外，M,B,随冷却速度的提高和晶粒尺寸的减小而降低。,Fe-Ni-C合金的马氏体转变曲线,“自促发”形核,这种M惯习面为259，有中脊，M呈“Z”字形。,259马氏体的尖端存在很高的应力场，应力促使另一片M核在另一取向形成，以致呈现连锁反应式转变。,四、表面马氏体转变,在大尺寸块钢表面，往往在Ms点以上就能形成马氏体，其形态、长大速率和晶体学特征等都和整块试样在M,S,以下形成的马氏体不同，称为表面马氏体。,表面M形成：由于表面不存在静压力而使M,S,提高,五、奥氏体的热稳定化,1.17% C钢在室温停留对继续冷却时马氏体转变的影响,奥氏体的热稳定化：,冷却缓慢或中断引起的A稳定化,1.17% C钢淬至室温后停留不同时间再继续冷却（冷处理）时，对A转变为M的影响。,室温停留30 min后继续冷处理至-150 时，比不停留所得M数量少（纵坐标表示马氏体量）；,停留时间越长，在-150 得到的M量越少。,降低,M量增加,含C、N的铁基合金都会出现A热稳定化现象，淬火空位也使A呈现稳定化。,据此认为：,热稳定化是间隙原子与位错交互作用形成柯垂尔(Cottrell)气团，增加位错运动的阻力，阻碍转变的进行。,按此机制，若将已经热稳定化的A加热到一定温度以上，由于原子热运动加剧，原子将会脱离位错使柯垂尔气团消失，热稳定化作用降低或消失，即,反稳定化现象。,反稳定化温度因钢种和热处理工艺而异，高速钢约为500550 。利用高速钢的反稳定化，通过多次550 回火可以降低残余A含量，提高回火后硬度。,除柯垂尔气团机制外，停留过程中的应力弛豫对A稳定化也有一定作用。因为淬火应力在一定条件下会有助于M形核以及M自触发形核。,热处理中，利用A热稳定化可以协调淬火后工件变形和硬度这一矛盾，有重要意义。,冷速越快，钢M量越多，残A越少，硬度越高，但工件淬火变形的加剧。,恰当制定热处理工艺，既满足硬度要求，又控制淬火变形。,残A较高，使用中可能发生M转变，导致尺寸增大并使脆性增加。利用A热稳定化现象解决这些问题，如进行低温时效或回火等。,第六节 马氏体的性能,淬火成M是强化钢的主要手段。淬成M后，还要进行回火，但回火后的性能在很大程度上取决于淬火所得M性能，必须了解M性能,一、马氏体的硬度和强度,钢中M最主要特点：高硬、高强，硬度主要取决于碳含量而不是Me含量。,HV在碳含量低时随碳含量增加而提高，含碳量超过0.4%时趋于稳定，并与,量逐渐增多相对应。原因：,Hv测量中压头作用范围较大，包含了,的影响。,纳米压痕可准确测定M片硬度。含碳量小于0.8%时，M纳米硬度随含碳量增加而提高，可高至相当70 HRC，然后增长趋势减缓,0.2%C钢渗碳淬火后碳含量与显微硬度、纳米压痕硬度和残余奥氏体的关系,M高硬、高强原因：固溶强化、相变（亚结构）强化、时效强化等,1. 过饱和碳的固溶强化,钢中M是碳在,-,Fe中的过饱和固溶体。,碳原子溶入A只能使A点阵发生膨胀（对称畸变）而不产生畸变，对强度与硬度影响不大；,M中碳原子处于一个对角线的长度小于其它两个对角线长度的扁八面体中心，碳原子溶入不仅引起点阵膨胀，还使点阵发生不对称畸变，使短轴伸长，长轴稍有缩短，在点阵内造成一个强烈的应力场，能阻止位错运动，使M硬度和强度显著提高。,碳含量超过0.4%后，由于碳原子靠得太近，相近应力场互相抵消，以致减弱了部分强化作用。,Me在M中多为置换元素，对点阵畸变的影响远不如碳原子强烈，故固溶强化的作用较小。,2. 相变（亚结构）强化,M在形成过程中形成大量位错、孪晶等亚结构，提高M硬度和强度的重要因素。,碳含量小于0.3%的碳钢中，M为板条，亚结构为位错，主要靠碳原子钉扎位错引起固溶强化。,增加碳含量，孪晶增多，而孪晶能有效阻止位错运动，孪晶也将强化M。,图：碳含量对Fe-C合金M显微硬度的影响。虚线为0.3% C以下位错M硬度的延长线，表明碳原子钉扎位错的固溶强化作用，实测值高于延长线，说明孪晶对强度的附加贡献。可见在相同碳含量的条件下，孪晶M硬度和强度略高于位错M。,显微硬度与碳含量的关系，说明孪晶对硬度的额外贡献,室温时效（3h）对Fe-Ni-C合金0流变应力的影响,3. M时效强化,碳原子极易扩散，淬火中或淬火后室温停留过程中，碳原子在M中也可能发生偏聚甚至弥散析出碳化物，引起时效强化。,Fe-Ni-C合金在室温停留3h的屈服强度明显提高，且碳含量越高，提高得越多。,A晶粒尺寸对M屈服强度（200回火）的影响,，,，,此外，原始A晶粒大小、M束尺寸对M强度和硬度也有一定影响。越细小，M强度越高，但影响不很大。,二、马氏体的韧性,一般M硬而脆，韧性低。实际上取决于碳含量和亚结构，可以在很大范围内变化。,图4-39为碳含量对镍铬钼钢冲击韧性的影响。C%0.4%时，M韧性很低，变得硬而脆，即使低温回火，韧性也不高。,铬镍钼钢含碳量对冲击韧性的影响,4315: ；4320:,；,4330: ； 4340: ；,4360:,碳含量越低，冷脆转变温度也越低。从保证韧性考虑，M碳含量不宜大于0.40.5%。位错亚结构的影响见图4-40,。,0.17% C和0.35% C的铬钢淬成M后在不同温度回火，屈服强度与断裂韧性的关系。可见强度相同时，位错M的断裂韧性显著高于孪晶M。这是由于孪晶M滑移系少，位错不易开动，容易引起应力集中，从而使断裂韧性下降。,马氏体亚结构对钢断裂韧性的影响,0.17%C,0.35%C,三、马氏体的相变塑性,相变诱发塑性,：金属及合金在相变过程中屈服极限显著下降、塑性显著增加。,钢在M转变时也产生相变诱发塑性，称为,M相变诱发塑性,。,图4-41为Fe-15Cr-15Ni合金在不同温度下拉伸的延伸率。在MsMd温度范围内，延伸率明显提高：塑性形变诱发了M转变，M形成又诱发了塑性所致。,M相变所诱发的塑性还可显著提高钢的韧性。Fe-9%Cr-8%Ni-2%Mn-0.6%C钢的断裂韧性,K,IC,与测定温度的关系。钢经1200 A化后水冷，在460 挤压变形75%，此时试样仍处于A状态，最后在-196200 之间测断裂韧性。,两个明显的温度区间：在100200 高温区，断裂过程中没有M相变，K,IC,很低；,20-196 的低温区，断裂过程中伴随M相变，K,IC,显著升高,。,Fe-9%Cr-8%Ni-2%Mn-0.6%C钢的断裂韧性与测定温度的关系,M相变诱发塑性原因解释：,（） 塑性变形引起的局部区域应力集中，由于M形成而松驰，防止微裂纹的形成。,微裂纹已经产生，裂纹尖端应力集中亦会因M形成而松驰，抑制微裂纹扩展，塑性和断裂韧性提高。,（） 塑性变形区域，有形变M形成，随M量增多，形变强化指数不断提高，比纯A经大量变形后接近断裂时的形变强化指数还要大，已塑性变形区域难以继续变形，抑制颈缩形成。,M相变塑性生产应用,：例如加压淬火、加压回火、加压冷处理、高速钢拉刀淬火时的热校直等。都是在M转变时加外力，此时钢流变抗力小，延伸率大，工件在外力作用下能够按要求进行变形。,应用M相变诱发塑性理论还设计出相变诱发塑性钢（TRIP钢），这种钢符合Md20Ms.。,钢在室温变形时便会诱发出形变M，M转变又诱发出相变塑性。这类钢有很高的强度和塑性。,表4-2 碳钢各种组织的比体积（20）,四、马氏体的物理性能,钢中M：铁磁性、高的矫顽力，M钢是早期的永磁材料；M电阻率也较A和P高,钢的组织中，M与A比体积差最大。由表可以计算出，当含碳量为1%时，马氏体与奥氏体的比体积差为0.00525 cm,3,/g。这一比体积差将导致淬火零件的变形、扭曲和开裂。但利用这一效应，在淬火钢表面造成压应力，提高零件的疲劳强度。,组 织,比体积/cm,3,g,-1,组 织,比体积/cm,3,g,-1,铁素体,渗碳体,碳化物,马氏体,0.1271,0.1300.001,0.1400.002,0.1271+0.00265(C%),奥氏体,铁素体+渗碳体,贝氏体,0.25%C马氏体+,碳化物,0.1212+0.0033(C%),0.1271+0.0005(C%),0.1271+0.0015(C%),0.12776+0.0015(C%-0.25),五、马氏体中的显微裂纹,高碳钢在淬成透镜片状M时，常在M片边缘、M片内出现显微裂纹(图4-18)，是淬火钢开裂的重要原因之一，当回火不及时或不充分时，在淬火宏观应力的作用下，它可以发展成为晶内的宏观开裂或晶界开裂。,显微裂纹只在透镜片状M内产生。片状M形成时互相碰撞，体形成速度极快，相互撞击时形成相当大应力场，高碳M又很脆，不能通过相应的形变来消除应力，当应力足够大时就形成显微裂纹。,单位体积M体内的显微裂纹的面积Sv：受碳含量、A晶粒大小、淬火冷却温度和M转变量等影响。,A晶粒尺寸具有重要的影响，如图4-43所示：A晶粒越大，初期形成的M片越大，产生的内应力越高，被其它M片撞击的机会越多，显微裂纹也就越多。,A晶粒相同，碳含量越高，A与M比体积差越大，Sv越大。,淬火冷却温度越低，M形成量则越多，Sv越大。M分数超过27%后，Sv不再增加。后期形成M片较小，不致形成显微裂纹。,合金奥氏体晶粒尺寸对马氏体内形成微裂缝敏感度的影响,及时回火可使部分显微裂纹通过弥合而消失。M显微裂纹经200 回火大部分可以弥合，进一步提高回火温度没有效果。只有回火温度高于600 ，碳化物在裂纹处析出才能使裂纹消失。,生产中：通过改变钢的成分、低的淬火加热温度、缩短保温时间、等温淬火、淬火后及时回火等来降低或避免高碳马氏体中显微裂纹的产生。,六、超弹性与形状记忆效应,钢中M转变：形核后极快长到一定尺寸后就不再长大，因共格关系破坏。,热弹性M,：一些有色合金如Ni-Ti、Cu-Al、Ag-Cd、Cu-Al-Zn、Ni-Mn-Ga中，还存在一种M，与相邻母相始终保持共格联系，依靠自由能差与弹性能及界面能之间的平衡来控制M尺寸大小，温度降低长大，温度升高缩小。,转变时没有不可逆能量消耗，热滞很小，仅几度到几十度。,条件：,热弹性M为保持界面共格关系不被破坏，母相与M比体积差要小，减小共格应变；,母相弹性极限高，切变不是滑移而是孪生，亚结构通常是孪晶；,母相多呈有序结构，有序点阵中原子排列的规律性强，对称性低，易保持共格关系。,热弹性马氏体转变的示意图,形状记忆效应,：热弹性M在低于As温度下变形后，加热到Af以上温度，通过M逆转变，试样恢复到变形前形状的效应，当然能恢复的变形量有一定限度。,形状记忆效应机制：,单晶母相冷却到Mf以下，M以自协调的方式形成(b)，图中为两个孪晶变体，可使试样形状不变。孪晶界面易移动。如果外加应力，孪晶界开始移动，合金变成如图中(c)和(d)情形。应力足够高时，就变成应力作用下的单一变体，这样通过M孪晶变体的再取向，可以产生相当大的孪生切应变。然后将图(d)的试样加热到Af以上温度，出现晶体学可逆的转变，原始形状就可以恢复(e)。,形状记忆效应机制(a)初始母相单晶体(b)自协调马氏体(cd)马氏体的一个变体以消耗其他变体而长大的方式进行相变(e)加热到Af以上，各变体通过逆转变回复成原始取向的母相,具有热弹性马氏体的合金，在MsMd间施加应力，由母相应力诱发形成M，去除应力后，部分或全部应变因应力诱发M逆变为母相而回复，称为,伪弹性,（由相变和逆相变呈现的弹性）。当应变全部回复时，称为,超弹性,。,热弹性M应力-应变示意曲线。应力超过母相弹性极限后，应力诱发M转变。,外应力作用，形成的M孪晶变体与外力作用方向一致，倾向于获得单变体M组织，因此它与降温形成多变体孪晶M的自协调机理不同。,当外应力减小和去除时，应力诱发M逐步回复成A，并恢复原状。,热弹性马氏体的应力-应变示意曲线,Cu-34.7%Zn-3.0%Sn单晶体不同温度下应力-应变曲线,(Ms=221 K, Mf=208 K, As=223 K, Af=235 K),超弹性与形状记忆效应密切相关。如图4-48所示。原则上，只要滑移临界应力足够高，随着温度的变化，同一试样既可观察到形状记忆效应，又可呈现超弹性。在As以下形变，加热到Af以上可回复原状，即呈形状记忆效应；Af以上出现超弹性，此时M热力学不稳定。在AsAf之间，部分地兼有两者.,图4-48 形状记忆效应和超弹性出现的范围,图中正斜线是诱发M转变的临界应力，应力大于临界应力才能在Ms以上温度发生M转变。滑动临界应力表示所加应力引起晶体滑移的临界应力。只有外加应力低于这条线，或者说不发生晶体滑移的条件下，才能呈现超弹性和形状记忆效应。,呈现超弹性和形状记忆效应的合金称为形状记忆合金，包括Ni-Ti、Cu-Zn-Al等主要类别（此外有Fe-Mn-Si形状记忆合金，但不属热弹性马氏体相变，可参阅有关专著）。其中应用最成功的当属Ni-Ti，从卫星天线、航空管接头到心脏支架、牙齿校直器、脊椎矫正器等，可谓眼花缭乱。新的应用在不断开发，其中形状记忆合金薄膜在微机电系统上（MEMS）的应用令人瞩目。,复习思考题,1. 名词解释：马氏体转变，马氏体的逆转变，,不变平面应变，,热弹性马氏体，,伪弹性，,相变塑性，表面马氏体，形状记忆效应，热稳定化，反热稳定化，机械稳定化,2. 马氏体转变有哪些特点？,3,. 请说明钢中马氏体的晶体结构。马氏体的正方度取决于什么,？,4. 马氏体转变的切变模型主要有哪些？试说明它们的基本原理。,5. 简述钢中板条马氏体和片状马氏体的形貌特征、晶体学特点、亚结构及其机械性能的差异。,6. 影响Ms点的主要因素有哪些？,7. 钢中马氏体的转变动力学有哪几个类型？各有何特点？,8. Md点的物理意义是什么？形变诱发马氏体转变在什么条件下发生？对奥氏体进行塑性变形对随后冷却时的马氏体转变有何影响？,9. 钢中马氏体具有高硬度的原因有哪些？,10. 试说明形状记忆效应和超弹性的微观机制。,