【实用资料】马氏体的性能PPT

Click to edit Master title style,Click to edit Master text styles,Second level,Third level,Fourth level,Fifth level,*,*,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,*,马氏体的性能,（一）马氏体的硬度与强度,马氏体的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系，因此可以很方便的将二者一并讨论。,1、 马氏体的硬度,钢中马氏体最重要的特点是具有高硬度和高强度。实验证明，马氏体的硬度决定于马氏体的碳含量，而与马氏体的合金元素含量关系不大。,2、 马氏体的高硬度、高强度的本质,（1）相变强化,马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错等），使马氏体强化，即相变强化。,无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的,S,很接近，而退火的F的,S,仅为98137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了147186MPa。,（2）固溶强化,为严格区分C原子的固溶强化效应与时效强化效应，Winchell专门设计了一套Ms点很低的C%不同的Fe-Ni-C合金，以保证M转变能在C原子不可能发生时效析出的低温下淬火后在该温度下测量M的强度，以了解C原子的固溶强化效果，结果表明C%0.4%时的,S,随碳含量增加急剧升高，超过0.4%后S不再增加。,原 因：,C原子溶入M点阵中，使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%，而另外两个方向上则收缩4%，从而使体心立方变成了体心正方点阵，由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为,畸变偶极,，可以视其为一个强烈的应力场，C原子就在这个应力场的中心，这个应力场与位错产生强烈的交互作用，而使M的强度提高。,当C%超过0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相邻碳原子所造成的应力场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应。,合金元素也有固溶强化作用，相对碳来说要小很多，据估计，仅与合金元素对F的固溶强化作用大致相当。,（3）时效强化,理论计算得出，在室温下只要几分钟甚至几秒钟即可通过C原子扩散而产生时效强化，在-60以上，时效就能进行发生碳原子偏聚现象，是M自回火的一种表现，C原子含量越高时效强化效果越大。,（4）动态应变时效：,M 本来比较软，在外力作用下通过应变时效才能使强度显著提高，碳含量越高，应变时效作用越明显。,几乎与C%无关且数值也不高只有196MPa，而,2,则随C%增加而急剧增加。,（5）马氏体形态及大小对强度的影响,孪晶亚结构对强度有一附加的贡献，C%相同时，孪晶M的硬度与强度略高于位错M的硬度与强度，且C%增高，孪晶亚结构对M强度的贡献增大。,原A晶粒大小和M群的大小对M的强度也有一定的影响，,=608+69d,-1/2,=449+60d,-1/2,单位 ：Mpa;,其中d,A晶粒的平均直径；d,M板条群的平均直径,对中碳低合金结构钢，A晶粒由单晶细化至10级晶粒时，强度增加不大于245MPa，因此在一般钢中以细化A晶粒的方法来提高M的强度作用不大。,总 结：,低碳的马氏体的强度主要靠其中碳的固溶强化，在一般淬火过程中，伴随自回火而产生的M时效强化也具有相当的强化效果，随M中碳及合金元素含量的增加，孪晶亚结构将有附加的强化，细化奥氏体晶粒及马氏体群的大小，也能提高一些马氏体的强度。,（二）马氏体的韧性,位错型M具有良好的塑性和韧性。由图中可以看出，随C%的增加韧性显著下降，对C%为0.6%的M，即使经低温回火，冲击韧性还是很低。,通常C%小于0.4%时M具有较高的韧性，碳含量越低，韧性越高； C%大于0.4%时，M的韧性很低，变得硬而脆，即使经低温回火韧性仍不高。,除C%外，M的韧性与其亚结构有着密切的关系，在相同的屈服极限的条件下，位错型M的韧性比孪晶M的韧性高很多。,总 结,马氏体的强度主要决定于马氏体的碳含量及组织结构（包括自回火时的时效强化），而马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构，低碳的位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳的孪晶马氏体具有高的强度，但是韧性很差。,(三)马氏体转变超塑性,超塑性：,指高的延伸率及低的流变抗力。,相变塑性:,金属及合金在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发生了塑性变形，这种现象称为,相变塑性。,马氏体的相变塑性：,钢在马氏体转变时也会产生相变塑性现象，称为,马氏体的相变塑性。,0.3%C-4%Ni-1.3%Cr,钢的M相变塑性850A化,Ms为307 ,A的屈服强度为137MPa,近年来的研究工作表明，M相变诱发的塑性还可以显著提高钢的韧性。,0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn,原 因,1、由于塑性变形而引起的局部区域的应力集中，将由于,M,的形成而得到松驰，因而能防止微裂纹的形成，即使微裂纹已经产生，裂纹尖端的应力集中也会因,M,的形成而得到松驰，故能抑制裂纹的扩展，从机时使塑性和断裂韧性得到提高；,2、在发生塑性变形的区域，有形变,M,形成，随形变,M,量的增多，形变强化指数不断提高，这比纯,A,经大量变形后接近断裂时的形变强化指数要大，从而使已发生塑性变形的区域继续发生变形困难，故能抑制颈缩的形成。,（四）马氏体的物理性能,1、比容,M组织的比容较大，M形成时比容的增大，造成钢淬火时产生较大的组织应力，从而促进M显微裂纹的扩展。,2、磁性,M具有铁磁性，具有很高的磁矫顽力。,3、电阻,M的电阻比P的大很多，稍高于A，且随C%增加M的电阻值增大。,（1）钢材的化学成份：,以单位M体积中出现裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度，用SV（mm-1)表示。,（3）热能和机械能转换装置；,原A晶粒大小和M群的大小对M的强度也有一定的影响，,3、母相具有有序结构。,其中有的已经比较清楚，如沿晶析出理论，有的还在探讨之中。,度 量：钢中M显微裂形成的难易程度用马氏体显微裂纹敏感度来表示。,1、由于塑性变形而引起的局部区域的应力集中，将由于M的形成而得到松驰，因而能防止微裂纹的形成，即使微裂纹已经产生，裂纹尖端的应力集中也会因M的形成而得到松驰，故能抑制裂纹的扩展，从机时使塑性和断裂韧性得到提高；,经相变冷作硬化的A，在随后的冷却进行M转变时会使Ms点降，M转变量减少，即造成A的稳定化。,采用非平衡组织加热时，如果条件不当，A晶粒有可能部分或全部恢复到获得非平衡组织的A晶粒形状和大小，此现象称为组织遗传。,加热速度介于慢速与快速之间时称为中速加热。,=449+60d-1/2,（一）马氏体的硬度与强度,变形方式如何对于形状记忆效应是很重要的，在具有热弹性M可逆转变的合金中，M内部的变形方式为孪生变形，M和母相间的变形体现为M本身的长大和收缩，即两者均以界面移动的方式发生变形，这种界面的后高移动容易导致原来位向的完全恢复，而产生形状记忆效应。,其中dA晶粒的平均直径；,如果预淬火后再进行一次不充分的回火，则回火所得组织与回火规程，即回火温度及回火时间密切有关。,（五）高碳片状马氏体的显微裂纹,是由于M形成时互相碰撞形成的，M形成速度极快，相互碰撞或与A晶界相撞时，将因冲击而形成相当大的应力场，又因为高碳片状M很脆不能通过滑移或孪生变形来消除应力，因此容易形成撞击裂纹，这种先天性的缺陷使高碳附加了脆性。,度 量：,钢中M显微裂形成的难易程度用马氏体显微裂纹敏感度来表示。以单位M体积中出现裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度，用S,V,（mm,-1,)表示。,1、影响显微裂纹敏感度的因素,（1）碳含量的影响,是影响S,V,的主要因素，C%小于1.4%时随C%的增加SV急剧增加，当C%大于1.4%时S,V,随C%的增加反而下降。,C%小于1.4%，M为225惯习面，而当C%大于1.4%，后M为259惯习面。,（2）奥氏体晶粒大小的影响,随A晶粒直径的增大S,V,急剧增加。,（3）淬火冷却温度的影响,冷却温度越低，M转变量越多，残余奥氏体量越少，S,V,越大。,（4）马氏体转变量的影响,随M量的增加S,V,增大，但当M的体积份数f大于0.27后，S,V,不再随f增大。,V 每一片M的平均体积；,N,V,单位体积中M片的数目。,（5）马氏体片长度的影响,S,V,随M片长度（即片的最大尺寸）的增大而升高。,2、减少显微裂纹的途径,降低高碳钢A化的温度。,淬火过程中已产生了显微裂纹的工件，应及时回火，这样可以使部分裂纹消失。,八、马氏体的可逆转变及形状记忆效应,马氏体可逆转变，按其特点不同，可分为,热弹性马氏体的可逆转变和非热弹性马氏体的可逆转变两类,。热弹性马氏体的可逆转变是近代发展形状记忆材料的基础。而非热弹性马氏体可逆转变则导致材料的相变冷作硬化，成为材料强化的途径之一。,（一）马氏体的可逆转变,具有M可逆转变的不同合金，M相变的热滞后现象有明显的差异；例如：Fe-Ni合金（以此作为非热弹性M可逆转变的代表）中As较Ms高420，Au-Cd合金（以此作为热弹性M可逆转变的代表）中As较Ms高16。很明显这两种合金M相变的驱动力差别很大，前者的驱动力很大，而后者的驱动力很小，因此它们的相变行为也有很大的差别。,这两种合金的共同特点：,急冷或急热均不能抑制转变的进行，在连续冷却时，转变量随温度的变化都是连续的，即转变量是温度的函数，符合降温形成M动力学的一般规律。,在Ms以下两种合金M的长大方式有差明显的差别：,1、非热弹性M：,连续冷却时新M片不断形成，每一片M都是突然出现，并迅速长大到极限尺寸，相变速率是由形核率及每一片M长大后的大小决定的，而与M片长大速度无关。,2、热弹性M：,M核也是突然形成并以爆发式迅速长大到一定尺寸，但不是M片最始尺寸，当温度继续降低时，片的厚度和长度也将随之增加，并常常表现为跳跃方式。,热弹性M转变的特点：,热滞非常小，只有几度到2030，相变全过程中母相和新相始终维持共格关系，相变具有完全可逆性，即逆转变可以恢复到母相原来的点阵结构和原来的位向，或者说在晶体学上完全恢复到母相原来的状态。,出现热弹性M的必要条件：,（1）母相和M的比容差要小；,（2）母相的弹性极限要高；,（3）母相点阵应呈有序化状态。,3、逆转变的特点：,热弹性M的逆转变的热滞不大，加热时M片差不多是连续收缩的，具有完全可逆性。,非热弹性M的逆转变的热滞很大，是一个形核长大过程，完全逆转变后，原来的单晶体变成多晶体。,（二）形状记忆效应,指一定形状的合金在某种条件下经任意塑性变形，然后加热至该材料固有的某一临界以上时，又完全恢复其原来形状的现象。,具有形状记忆效应的合金称为形状记忆合金。,形状记忆效应的能恢复的变形量约为68%，最高可以达到百分之十几，变形量过大时不能完全恢复。,形状记忆合金可分为单程和双程记忆合金,所谓形状记忆效应实质上是指将完全或部分M相变的试样加热到Af以上时，则其恢复到原来母相状态所给予的形状。其原因是：由于变形所引起的组织上的变化，因可逆转变而完全消除，换句话说，只有逆转变使变形完全消除时才能看到该合金的形状记忆效应。,变形方式如何对于形状记忆效应是很重要的，在具有热弹性M可逆转变的合金中，M内部的变形方式为孪生变形，M和母相间的变形体现为M本身的长大和收缩，即两者均以界面移动的方式发生变形，这种界面的后高移动容易导致原来位向的完全恢复，而产生形状记忆效应。,具有形状记忆效应的合金应具备的条件：,1、必须是热弹性马氏体；,2、亚结构为孪晶或层错；,3、母相具有有序结构。,（三）形状记忆合金的应用,Ni-Ti,合金宇航天线、结固件；,（1）自动组装的结构件；,（2）热敏装置和安全装置；,（3）热能和机械能转换装置；,（4）医学上的应用。,（四）相变冷作硬化,马氏体形成时的体积效应会引起周围A产生塑性变形，同时M相变的切变特性，也将在晶体内产生大量微观缺陷，如位错、孪晶、层错等。,这些缺陷在M逆转变过程中会被继承，即母相的晶体学缺陷会遗传给新相，,这种现象称为相遗传。,性能上的变化：,强度明显升高，而塑性韧性下降，,这种现象被称为相变冷作硬化。,经相变冷作硬化的A，在随后的冷却进行M转变时会使Ms点降，M转变量减少，即造成A的稳定化。,九、粗大晶粒的遗传与切断,（一）非平衡组织加热A的形成,1、影响非平衡组织加热转变的因素,与平衡组织相比，非平衡组织可能具有以下一些不同：,1）可能存在残余奥氏体；,2）铁素体的成份及状态；,3）碳化物的种类、形态、大小、数量及分布等。,（1）钢材的化学成份：,钢料的化学成分不同，将影响非平衡态组织在加热过程中所发生的转变。其中包括过饱和,相的分解过程以及,基底的再结晶过程。对于不含合金元素的碳钢来说，再次加热时预淬火所得马氏体极易分解，,基底也极易再结晶。合金元素的加入将使分解及再结晶过程变慢。这将影响加热转变开始时的组织状态，从而影响加热转变过程。,钢中碳含量的不同还将影响淬火所得马氏体的形态，马氏体形态的不同也将影响再次加热时的加热转变。,（2）预处理A化温度及A化后的冷待温度,非平衡组织是通过预淬火得到的。,为获得非平衡组织所进行的处理称为预处理,。预处理时奥氏体化温度愈高，则碳化物溶解愈充分，碳及合金元素分布愈均匀，奥氏体晶粒愈粗大，奥氏体晶界上的偏聚集也愈少。,奥氏体化后冷至高于Ac3的某一温度停留片刻再快冷淬火称为冷待。,尽管冷待温度仍在奥氏体单相区，但在冷待过程中仍有可能析出某些特殊的碳氮化物，也可能在奥氏体晶界发生某些偏聚。这一切都将影响快冷所得的非平衡组织，当然也将影响再次加热时所发生的加热转变。,（3）淬火所得组织及淬火后的回火规程,钢料成分不同，预淬火所得的组织也可能不同。对于成分一定的钢料来说，也会由于淬火规程的不同而得到不同的淬火组织。如由高温直接淬至室温得到马氏体及少量残余奥氏体；如采用等温淬火，则将得到贝氏体和较多的残余奥氏体。如果预淬火后再进行一次不充分的回火，则回火所得组织与回火规程，即回火温度及回火时间密切有关。温度愈高，时间愈长，回火也就愈充分。,这一切都将影响残余奥氏体的量， 相的成分及状态以及碳化物的类型、大小、分布等等。,因此也将影响再次加热时的加热转变。,超塑性：指高的延伸率及低的流变抗力。,其中dA晶粒的平均直径；,采用非平衡组织加热时，如果条件不当，A晶粒有可能部分或全部恢复到获得非平衡组织的A晶粒形状和大小，此现象称为组织遗传。,经相变冷作硬化的A，在随后的冷却进行M转变时会使Ms点降，M转变量减少，即造成A的稳定化。,形状记忆效应的能恢复的变形量约为68%，最高可以达到百分之十几，变形量过大时不能完全恢复。,C原子溶入M点阵中，使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%，而另外两个方向上则收缩4%，从而使体心立方变成了体心正方点阵，由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为畸变偶极，可以视其为一个强烈的应力场，C原子就在这个应力场的中心，这个应力场与位错产生强烈的交互作用，而使M的强度提高。,以单位M体积中出现裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度，用SV（mm-1)表示。,马氏体的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系，因此可以很方便的将二者一并讨论。,1、非热弹性M：连续冷却时新M片不断形成，每一片M都是突然出现，并迅速长大到极限尺寸，相变速率是由形核率及每一片M长大后的大小决定的，而与M片长大速度无关。,2）铁素体的成份及状态；,加热转变终了，随温度的进一步提高及高温停留时间的延长，奥氏体晶粒将不断长大，形成粗大晶粒；,无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的S很接近，而退火的F的S仅为98137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了147186MPa。,（2）母相的弹性极限要高；,1）可能存在残余奥氏体；,而原奥氏体内部则将按慢速或快速加热方式转变成粗大奥氏体晶粒。,（4）最终加热时的加热速度,最终加热时的加热速度将影响非平衡组织在临界点以下加热所发生的转变过程。加热速度愈慢，加热转变愈充分，加热转变开始时的组织愈接近调质组织。加热速度愈快，则转变愈不充分，加热转变开始的组织的不平衡程度愈高。由于加热转变开始时的组织状态不同，加热转变当然也就不同。,在非平衡组织的加热转变中，加热速度是一个极为重要的影响因素。,（二）加热速度对非平衡组织加热转变的影响,1、慢速加热时的加热转变,以12/min的速度加热称为慢速加热。,用此速度从室温加热到700 需612小时。对于碳钢来说，不仅相中的碳已完全析出，且相可能也已发生再结晶而消除了板条特征，得到碳化物呈均匀分布的调质组织，这种组织的转变接近平衡状态。但是合金钢而言情况就不同了，在长达612小时的加热过程中，可能中的碳已全部析出，但相的再结晶并未发生，板条马氏体的特征依然存在。当这种组织发生加热转变时将发生组织遗传。,2、快速加热时的加热转变,以大于1000/S的速度加热称为快速加热。,淬火态的中碳结构钢以1000/S的速度进行快速加热时，将使原奥氏体晶粒得到完全恢复。用金相及X射线结构分析等方法证实奥氏体晶粒的大小、形状及取向等均得到恢复。不仅如此，加热后再淬火下来所得的马氏体也与预淬火所得的马氏体完全一样。这是又一种组织遗传现象。钢中所含能提高奥氏体稳定性的合金元素愈多，预淬火后所保留的残余奥氏体量愈多，等温淬火成贝氏体时这一现象愈易出现。如预淬火后先进行一次回火，则再快速加热时将不出现这种现象。,3、中速加热时的加热转变,加热速度介于慢速与快速之间时称为中速加热。,在生产中大多数加热均为中速加热。,淬火态中速加热时，加热转变将被移到较高的、接近Ac3的温度进行。此时奥氏体的晶核将在原奥氏体晶界、板条马氏体束界等处形成并成细小颗粒状奥氏体。而原奥氏体内部则将按慢速或快速加热方式转变成粗大奥氏体晶粒。沿奥氏体晶界出现细小颗粒状奥氏体晶粒的现象称为晶粒边界效应。,组织遗传,采用非平衡组织加热时，如果条件不当，A晶粒有可能部分或全部恢复到获得非平衡组织的A晶粒形状和大小，,此现象称为组织遗传。,快速加热时出现的组织遗传,左图37XH3A1300油淬；,右图1300 油淬后再快速加热到Ac3以上淬火,十、过热、过烧及其校正,加热转变终了，随温度的进一步提高及高温停留时间的延长，奥氏体晶粒将不断长大，形成粗大晶粒；随后，在粗大奥氏体晶粒边界还有可能发生一些变化而使奥氏体晶界弱化。这些都将影响冷却后所得组织与性能。,（一）过热及其校正,1、过热及组织遗传,如果仅仅是晶粒长大而在晶界上并未发生能使晶界弱化的某些变化，,则被称为过热,。过热将使随后冷却所得铁素体晶粒、珠光体团以及马氏体组织变粗。这将使钢的强度和韧性变坏。因此必须用再次热处理来校正由于加热不当而出现的过热。,2、过热组织的校正,（1）由于控温不当导致加热温度，在已经引起过热的情况下应采用较缓慢的冷却以获得平衡组织，再次加热到正常温度即可获得细晶粒奥氏体。,（2）如果过热后仍进行淬火，得到粗大的不平衡组织，则应采取以下方法进行校正以消除组织遗传。,1）采用中间退火已经淬火的过热钢。采用一次中间退火，得到细小的平衡组织。这种退火可用等温退火，也可用连续冷却退火，而以等温退火效果好。,2）多次加热和冷却。新旧相之间虽然有一定的位向关系，但每经一次转变，位向关系就可能遭到一些破坏。经过多次加热和冷却，晶体学位向关系就可能基本被破坏，从而使过热组织得到校正。,3）采用一次或多次高温回火。淬火粗大马氏体在高温回火时，会因碳化物析出，原始马氏体片,（一）过烧及其校正,由于加热温度过高，不仅奥氏体晶粒已经长大，而且在奥氏体晶界上也已发生了某些能使晶界弱化的变化，,则称为过烧。,过烧可以导致,断口遗传。,即在过烧的情况下，虽经再次适当加热淬火消除了粗大晶粒而得到了细晶粒奥氏体组织，但在中断时仍得到了与原粗大奥氏体晶粒相对应的粗晶断口。37CrNi3钢的实验照片。,1300 空冷,500,扫描断口照片,100,1300 空冷+中速850 油淬,80,扫描断口照片,100,1300 空冷+中速850 油淬+650 回火水冷,100,扫描断口照片,100,引起过烧与断口遗传的原因可能不止一个。其中有的已经比较清楚，如沿晶析出理论，有的还在探讨之中。,在奥氏体晶粒已经细化的情况下，断裂仍沿原奥氏体晶界发生，这表明第一次过热时在原奥氏体晶界上发生了某种使晶界弱化的变化，且这种弱化在再次加热时不能得到消除。,在晶界上可能发生的变化不外乎是沿晶界析出了某种相或是形成了某些杂质元素的偏聚。目前已经得到公认的一个原因，即沿原奥氏体晶界析出了MnS等第二相而使晶界弱化。即在第一次过热时由于温度足够高，钢中的MnS夹杂均已溶入奥氏体中，并由于内吸附而偏聚于原奥氏体晶界。在加热后如以不太快的冷却速度冷却，则随温度的降低， MnS在奥氏体中的溶解度的下降， MnS将沿奥氏体晶界析出，使晶界弱化，形成石状断口。已经析出的MnS再次加热到正常淬火以及淬火后回火时均不能重新溶解，故断裂仍易沿原奥氏体晶界发生出现断口遗传。,谢谢观看！,感谢观看,