热处理原理之马氏体转变.pptx

1硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化Martensite Martensite M M马氏体第1页/共127页2 马氏体的晶体结构6.1 6.1 马氏体的晶体结构和转变特点固溶碳马氏体奥氏体Fe-CFe-C合金的马氏体是C C在-Fe-Fe中的过饱和固溶体面心立方体心立方铁素体 马氏体的晶格类型第2页/共127页3C C在-Fe-Fe体心立方点阵中分布的可能位置是晶胞的各棱边的中央和面心处；这些位置实际上是由FeFe原子构成的扁八面体的间隙碳原子在马氏体点阵中的位置第3页/共127页40.500a00.707a0 ab=90铁素体的体心立方点阵 ab =90马氏体的体心正方点阵第4页/共127页5马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示式中：a a0 0为-Fe的点阵常数 a0.861 =0.116 0.002；=0.113 0.002；=0.046 0.001；-马氏体的碳含量（wt.%wt.%）正方度第5页/共127页6新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称为马氏体异常正方度。异常高正方度：新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度碳原子发生有序化转变异常低正方度：新形成马氏体的正方度远低于公式给出的正方度 碳原子不发生有序化转变 马氏体的异常正方度第6页/共127页7 马氏体转变的主要特点 马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 马氏体转变的无扩散性 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面 马氏体转变的不完全性 马氏体转变的可逆性第7页/共127页8在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象在显微镜光线照射下，浮凸两边呈现明显的山阴和山阳.第8页/共127页9表面浮凸现象表明，奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生了重组，即马氏体转变是通过奥氏体均匀切变进行的。马氏体形成时引起的表面倾动第9页/共127页10马氏体形成时引起的表面倾动马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。第10页/共127页11M M转变只有点阵改组而无成分变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。马氏体转变的无扩散性其主要实验证据有：钢钢中中奥奥氏氏体体转转变变为为马马氏氏体体转转变变时时，仅仅由由面面心心立立方方点点阵阵通通过过切切变变改改组组为为体体心心正正方方点点阵阵，而而无无成成分分的的变化；变化；马马氏氏体体转转变变可可以以在在相相当当低低的的温温度度（甚甚至至在在4K）以以极快速度进行。极快速度进行。第11页/共127页12 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面A.位向关系通过均匀切变形成的马氏体，与母相奥氏体之间存在着严格的位向关系。在钢中已观察到的主要有K-SK-S关系、西山关系和G-TG-T关系。K-S关系库尔久莫夫(Kurdjumov)和萨克斯(Sachs)用X射线极图法，测得了含碳1.4%的钢中，马氏体与奥氏体间之间存在下列位相关系，即K-S关系。110 110 111111；第12页/共127页13按K-SK-S关系，马氏体在奥氏体中共有2424种不同的空间取向。在每个111111面上马氏体可能有6 6种不同的取向，而立方点阵中有4 4种111111面。第13页/共127页14 110 110111111；西山关系西山在Fe-30%NiFe-30%Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在K-SK-S关系，而在-70-70以下形成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关系，即西山关系：110 110 111111；K-S可见，西山关系与K-S关系之间，两者晶面的平行关系相同，而晶向却有516之差。第14页/共127页15按西山关系，马氏体在奥氏体中只有4 431212种不同的空间取向。第15页/共127页16 110 110 111 111 差差 11 差差 22 G-T关系格伦宁格(Greninger)和特赖恩诺(Troiano)精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体与奥氏体之间的位向关系，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即第16页/共127页17马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。B.惯习面钢中常见的惯习面有三种：(111)(111)、(225)(225)、(259)(259)。惯习面指数随马氏体的形成温度降低而增大。C%0.6%C%1.4%C%1.4%为为(259)(259)。惯习面随含碳量和形成温度不同而不同：第17页/共127页18 马氏体转变的不完全性马氏体转变是在Ms sMf f之间进行的。当Ms s点低于室温时，则淬火到室温将得到100A由于一般钢材的M Mf f都低于室温，因此，在生产中常为了获得更多的M M而采用深冷处理工艺。当Ms s点在室温以上、Mf f在室温以下时，则淬火到室温时将保留相当数量的残余A A，若继续冷却到室温以下，则残余A A将继续转变为M M。一般情况下，冷却到M Mf f点以下仍不能得到100100马氏体，还保留着一部分A A。第18页/共127页19冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。马氏体转变的可逆性与M Ms sM Mf f相对应，逆相变有A As sA Af f分别表示逆转变的开始和终了温度。第19页/共127页20M M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成份变化。因此，可以把M M转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构过程。6.2 6.2 马氏体转变的切变模型人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过程，以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不少模型，其中主要有BainBain模型、K-SK-S模型和G-TG-T模型。第20页/共127页21早在19421942年，BainBain就注意到可以把面心立方点阵看成是轴比为c/a=1.41(c/a=1.41(即20.5:1)的体心正方点阵。如果把面心立方点阵沿着Z Z轴压缩，沿着X X、Y Y轴伸长，使轴比变为1 1，则面心立方点阵就可变为体心正方点阵。贝茵(Bain)模型第21页/共127页22BainBain模型给出了奥氏体的面心立方点阵变化为马氏体的体心立方点阵的清淅的模型，且奥氏体和马氏体之间的晶体学关系正好与后来提出的K-SK-S关系相符。但BainBain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，也不能解释马氏体内部的亚结构。第22页/共127页23库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（Sachs）测出含碳量为1.4%1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存在的位向关系，即K KS S关系。为了满足这一取向关系必须有点阵的切变，于是他们在19301930年提出了轴比相当于1.061.06的点阵转换模型，即K KS S模型。KS切变模型首先考虑没有C C存在的情况，设想马氏体分以下几个步骤转变为马氏体：第23页/共127页24 第第一一次次切切变变：在在(111)(111)面面上上沿沿-211211方方向向产产生生第第一一次次切切变变，第第二二层层原原子子(B(B层层原原子子)移移动动1/121/12-211211，而而更更高高层层原原子子则则按按比比例例增增加加，但但相相邻邻两两层层原原子子的的相相对对位位移移都都是相同的。第一次切变角是是相同的。第一次切变角是19281928。第24页/共127页25 第第二二次次切切变变：在在垂垂直直于于(111)(111)面面的的(11(11-2)2)面面上上，沿沿11-1010方方向向产产生生10301030的的切切变变。第第二二次次切切变变后后，使顶角由使顶角由120120变为变为1093010930或或6060角增至角增至70307030。第25页/共127页26 经经两两次次切切变变后后，再再作作一一些些小小的的调调整整，使使晶晶面面间间距距和测得结果相符合。和测得结果相符合。第26页/共127页27K-SK-S切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶体学取向关系。但是高碳钢的实际惯习面与K-SK-S切变模型得到的惯习面不同，此外，按K-SK-S模型引起的表面浮凸也与实测结果相差较大。由于没有C C原子存在，得到的是铁素体的体心立方点阵。在有C C原子存在的情况下，面心立方点阵改建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次切变的切变量都要略小一些，第一次为15151515，第二次为99。第27页/共127页28格伦宁格和特赖恩诺于19491949年提出的另一个两次切变模型。G-T模型 首首先先在在接接近近于于(259)(259)的的面面上上发发生生均均匀匀切切变变，产产生生整整体体的的宏宏观观变变形形，使使表表面面出出现浮凸。现浮凸。这这个个阶阶段段的的转转变变产产物物是是复复杂杂的的三三棱棱结结构构，还还不不是是马马氏氏体体，不不过过它它有有一一组组晶晶面面间间距距及及原原子子排排列列和和马马氏氏体体的的(112)(112)面相同。面相同。第28页/共127页29 在在(112)(112)面面的的111111-方方向向发发生生12121313的的第第二二次次切切变变，这这次次切切变变限限制制在在三三棱棱点点阵阵范范围围内内，并并且且是是宏宏观观不不均均匀匀切切变变(均均匀匀范范围围只只有有1818个个原原子子层层)。对对于于第第一一次次切切变变所所形形成成的的浮浮凸凸也也没没有有可可见见的的影影响响。经经第第二二次次切切变变后后，点点阵阵转转变变成成体体心心立立方方点点阵阵，取取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。向和马氏体一样，晶面间距也差不多。第29页/共127页30 最最后后作作一一些些微微小小的的调调整整，使使晶晶面面间间距距和和试试验验测测得得的符合。的符合。G-TG-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢(1.40%C)(1.40%C)的位向关系。第30页/共127页316.3 6.3 马氏体的组织形态 马氏体的形态研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。板条状M片状M其它类型M马氏体的形态蝶状M薄板状M薄片状M第31页/共127页32板条M是低碳钢，中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。板条状马氏体它是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条M。第32页/共127页33对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块状，所以有时也称为块状M M，又因为这种M M的亚结构主要为位错，也常称之为位错型M M，这种M M是由许多板条群组成的，也称为群集状M M。第33页/共127页34M M呈板条状，板条一束束地排列在原奥氏体晶粒内。显微组织在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向一定的排列。由平行排列的板条M M组成的较大区域称为板条群。在一个原A A晶粒内可包含3 35 5个板条群。A晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能改变板条群的尺寸。由平行排列的M板条组成的同色调区域称为同位向束。第34页/共127页35惯习面为(111)(111)，晶体学位向关系符合K-SK-S关系。晶体学特征同板条群内，不同位向束之间的马氏体板条是以小角度晶界相间的；而不同板条群之间的马氏体板条则是以大角度晶界相间的。第35页/共127页36第36页/共127页37亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达0.30.30.9100.9101212/cm/cm2 2，板条边缘有少量孪晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。常见于淬火态的中碳钢、高碳钢、高NiNi的Fe-NiFe-Ni合金中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体组织。亚结构 片状马氏体第37页/共127页38M M片大小不一，M M片间不平行，互成一定夹角，第一片M M形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的M M片逐渐变小，即M M形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，M M片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。显微组织第38页/共127页39第39页/共127页40第40页/共127页41第41页/共127页42惯习面(225)(225)时位向关系为K KS S关系；惯习面(259)(259)时位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。晶体学特征片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。孪晶的间距大约为5050，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。亚结构第42页/共127页43不同的片状M M，内部亚结构是不同的,可以将其分为：以中脊为中心的相变孪晶区和片边缘的无孪晶区(高密度位错)。孪晶区所占比例与马氏体的形成温度有关,形成温度越低,相变孪晶区所占比例越大。相变孪晶区无孪晶区第43页/共127页44铁碳合金马氏体类型及其特征铁碳合金马氏体类型及其特征第44页/共127页452020世纪6060年代初，首先在Fe-30%NiFe-30%Ni的合金中发现，近年在Fe-CFe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。其它类型的马氏体 蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）立体外形呈V V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136136，两翼的惯习面为(225)(225)而两翼相交的结合面为100100。与奥氏体的位向关系为K-SK-S关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。第45页/共127页46形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。第46页/共127页47这种马氏体是在MsMs点低于-100-100的Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中观察到的；薄板状马氏体它是一种厚度约为3 310m10m的薄板形马氏体，三维形貌很象方形薄板，而金相形貌为很细的带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。第47页/共127页48薄板状马氏体的惯习面为(259)(259)，位向关系为K-SK-S关系，亚结构为(112)(112)M M孪晶，无位错，无中脊。随转变温度降低，转变进行时即有新马氏体的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。第48页/共127页49出现在Fe-Mn-CFe-Mn-C或Fe-Cr-NiFe-Cr-Ni合金中（合金的层错能低）。马氏体的晶体结构为密排六方点阵，呈极薄的片状。薄片状马氏体（马氏体）第49页/共127页50惯习面 ：111111 位向关系：00010001M M111111 M M亚结构：大量层错和少量位错薄片状马氏体沿111111呈魏氏组织形态分布。第50页/共127页51 影响马氏体形态及其内部亚结构的因素化学成份形成的温度奥氏体层错能大小奥氏体与马氏体的强度马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小 碳含量合金元素第51页/共127页52在Fe-CFe-C合金中：C%0.3%C%1%1%：为片状M M。碳含量的影响在Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中：马氏体的形态也是随着C C含量的增加，由板条状向片状以及薄片状转化。第52页/共127页53凡凡是是能能缩缩小小相相区区的的合合金金元元素素（CrCr、MoMo、W W、V V），），均促使得到板条状均促使得到板条状M M；（铁素体形成元素）；（铁素体形成元素）凡凡是是能能扩扩大大相相区区的的合合金金元元素素（C C、NiNi、MnMn、CuCu、CoCo），将促进片状，将促进片状M M形成形成；（奥氏体形成元素）；（奥氏体形成元素）凡凡是是能能显显著著降降低低A A层层错错能能的的合合金金元元素素，都都将将促促进进薄片状薄片状的形成。的形成。合金元素的影响第53页/共127页54 形成的温度的影响M形成温度M形态M亚结构板条状薄片状片状蝶状位错孪晶第54页/共127页55由于M M相变只能在s sf f之间进行，因此对于一定成分的A A来说，有可能转变成几种不同形态的M M：s s点较高的A，可能只形成板条状M；s s点略低的A，形成板M和片M的混合组织；s s点更低的A，只形成片状M；s s点极低的A，只形成薄片状M。但A层错能对其它形态M M的影响，目前还没有统一认识。层错是一种低能量界面，A A层错能越低，相变孪晶的生成越困难，形成位错亚结构的板M M倾向越大。奥氏体层错能大小的影响第55页/共127页56研究表明，马氏体的形态还与s点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关：奥氏体与马氏体的强度的影响当当奥奥氏氏体体屈屈服服强强度度小小于于200MPa时时：如如果果形形成成的的M的的强强度度较较低低，则则得得到到111惯惯习习面面的的板板条条状状M；如如果果形形成成的的M的的强强度度较较高高，则则得得到到225惯惯习习面的片状面的片状M；当当奥奥氏氏体体屈屈服服强强度度大大于于200MPa时时，则则形形成成强强度度较高的较高的259惯习面的片状惯习面的片状M。第56页/共127页57还有一种观点认为，马氏体内部的亚结构，取决于相变时的变形方式是滑移还是孪生，即是受二者的临界切应力大小所支配。马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响第57页/共127页58马氏体相变也符合一般相变的相变规律，遵循相变的热力学条件。马氏体相变的驱动力是新相马氏体与母相奥氏体之间的体积自由能差。6.4 6.4 马氏体转变的热力学分析 马氏体转变的驱动力第58页/共127页59在M M形成时，除形成新的界面而增加一项界面能GS外，还因相变时比容增大和维持第二类共格关系而增加了一项弹性应变能GE。因此，系统总的自由能变化G可以用下式表示：G=GG=GV V+(G+(GS S+G+GE E)GV是M M与A A的体积自由能差，是相变的驱动力。弹性应变能GE一项数值很大，比界面能GS大10多倍，是相变的主要阻力。因此，只有深冷到M MS S点以下，使GV增大到足以补偿(GS+GE)时，M转变才能发生。这就是M转变必须在很大的过冷度下才能发生的原因。第59页/共127页60 影响钢Ms点的因素钢的化学成份变形和应力奥氏体化条件淬火冷却速度外加磁场影响因素Ms点在生产中的意义制定分级淬火工艺制度的依据淬火马氏体的亚结构和性能钢在工作温度时的使用组织淬火后得到的残余奥氏体的量第60页/共127页61一般说来，M Ms s点主要取决于钢的化学成份，其中又以碳的影响最为显著。在含碳量小于0.6%0.6%左右时，M Mf f比M Ms s的下降更为显著。因而扩大了马氏体的转变温度范围；当碳含量大于0.6%0.6%时，M Mf f下降很缓慢，且因M Mf f点已降到00以下，致使这类钢在淬火冷至室温的组织中将存在较多的残余奥氏体。钢的化学成份对MS的影响 碳的影响第61页/共127页62N、C在在钢钢中中都都形形成成间间隙隙固固溶溶体体，对对相相和和相相都都有有固固溶溶强强化化作作用用，其其中中对对相相的的强强化化作作用用更更为为显显著著，因因而而增增大大了了马马氏氏体体转转变变的的切切变变阻阻力力，使相变需要的驱动力增大；使相变需要的驱动力增大；C、N都都是是稳稳定定相相的的元元素素，它它们们降降低低奥奥氏氏体体向向马氏体转变的平衡温度马氏体转变的平衡温度T T0 0。N的影响N对Ms和Mf的影响与C基本相似，它们强烈降低Ms点。原 因第62页/共127页63一般规律：钢中常见的合金元素，除AlAl和CoCo可以提高M Ms s外，其它合金元素均使M Ms s降低。合金元素的影响降低M Ms s点的元素，按其影响的强烈顺序排列如下：MnMn、CrCr、NiNi、MoMo、CuCu、W W、V V、TiTi第63页/共127页64钢中单独加入SiSi时，对M Ms s影响不大，但是在Ni-CrNi-Cr钢中可以降低钢的M Ms s点。其中W W、V V、TiTi等强碳化物形成元素在钢中多以碳化物形式存在，淬火加热时一般溶于奥氏体中的量非常少，故对M Ms s影响不大。第64页/共127页65合金元素对MsMs的影响，主要取决于合金元素对平衡转变温度T T0 0、以及对奥氏体强化效应的影响。凡强烈降低T T0 0及强化奥氏体的元素，就强烈降低M Ms s，如MnMn、CrCr、NiNi、CuCu和C C类似，既降低T T0 0温度又稍增加奥氏体的屈服强度，所以降低M Ms s点。AlAl、CoCo、SiSi、MoMo、W W、V V、TiTi等均提高T T0 0温度，但也不同程度地增加奥氏体屈服强度：若提高T T0 0的作用大时，则使M Ms s点升高，如AlAl、CoCo；若强化奥氏体的作用大时，则使M Ms s点降低；若两方面作用大致相当时，则对M Ms s影响不大，如SiSi第65页/共127页66 C Mn Cr Ni Mo V Cu Si Co Al-330 -45 -35 -30 -26 -25 -7 0 +12 +18钢中每增加1%的合金元素对Ms产生的影响另外，合金元素的影响程度还与C%C%有关，随C%C%的增加合金元素的影响程度增大，多种合金元素同时加入时的影响情况更加复杂。第66页/共127页67一般来说，形变量越大，形变温度越低，则形变诱发M M转变量越多，即可使M Ms s升高，M M转变提前发生。变形和应力对MS点的影响 形变的影响由于M M转变时必然发生体积膨胀，因此，多向压应力阻碍M M转变，使M Ms s降低。而拉应力和单向的压应力都促进M M转变，使M Ms s升高。应力的影响第67页/共127页68加热温度和保温时间对加热温度和保温时间对M Ms s影响较为复杂。影响较为复杂。奥氏体化条件对Ms的影响一般情况下，在完全A A化条件下，加热温度升高和保温时间延长将使M Ms s有所提高；而在不完全A化条件下，加热温度升高和保温时间延长将使A中的碳和合金元素含量增加，导致Ms下降。加热温度升高和保温时间延长碳和合金元素溶入奥氏体奥氏体晶粒长大Ms降低Ms升高第68页/共127页69 淬火冷却速度对MS S的影响在一般的生产条件下，冷却速度对MsMs无影响。在高速淬火时，M Ms s随冷却速度的增大而升高。第69页/共127页70u冷冷却却速速度度增增加加，使使过过冷冷度度增增大大，从从而而促促进进马马氏氏体体的的形成；形成；u冷冷却却速速度度增增加加，抑抑制制了了“碳碳原原子子气气团团”的的形形成成，使使马氏体相变时的切变阻力降低，而使马氏体相变时的切变阻力降低，而使MS点升高。点升高。第70页/共127页71磁场的存在可使M Ms s升高，在相同温度下马氏体转变量增加，但磁场对M Ms s以下的转变行为无影响。磁场对MS S的影响第71页/共127页72外加磁场使具有铁磁性的M相趋于更稳定，从而使M相自由能降低，而磁场对非磁相A无影响。因此，M与A的平衡温度T0升高，从而Ms点也随之升高。外加磁场影响马氏体相变的原因第72页/共127页73虽然马氏体相变是切变共格型转变，但马氏体转变也是一个成核和长大的过程。大量研究表明，马氏体相变是非均匀形核。一般认为，马氏体的核胚是通过能量起伏和结构起伏在高温母相中的晶体缺陷处等某些有利位置形成的，当奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能够发展成为晶核，进而长大成为一片马氏体。马氏体核胚的形态，一般认为呈薄圆片状。6.5 6.5 马氏体转变动力学第73页/共127页74马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。铁合金中马氏体形成的动力学是多种多样的，大体可分为四种类型。降温瞬时形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大表面马氏体第74页/共127页75这是碳钢和低合金钢中最常见的一类马氏体转变。降温瞬时形核、瞬时长大lM M转转变变必必须须在在连连续续不不断断的的降降温温过过程程中中才才能能进进行行，瞬瞬时时形形核核，瞬瞬时时长长大大，形形核核后后以以极极大大的的速速度度长长大到极限尺寸；大到极限尺寸；l相相变变时时M量量的的增增加加，是是由由于于降降温温过过程程中中新新马马氏氏体片的形成，而不是已有体片的形成，而不是已有M片的长大。片的长大。l等温停留，转变立即停止。等温停留，转变立即停止。动力学特点第75页/共127页76根根据据M M相相变变的的热热力力学学理理论论，钢钢及及铁铁系系合合金金中中M M相相变变的热滞的热滞(T(T0 0-M-MS S)很大，即相变的驱动力很大很大，即相变的驱动力很大;M M长长大大过过程程中中，其其共共格格界界面面上上存存在在的的弹弹性性应应力力使使界界面面移移动动的的势势垒垒很很低低，而而且且原原子子只只需需作作不不超超过过一一个个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。所以马氏体长大速度极快，马氏体片长大到极限尺寸的时间一般在1010-4-41010-7-7S S内。因此可认为相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关。相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关的原因第76页/共127页77马氏体的等温形核、瞬时长大，又称为马氏体的等温形成。等温形核、瞬时长大 M M的的晶晶核核可可以以等等温温形形成成，形形核核需需要要一一定定的的孕孕育育期期，形形核核率率随随过过冷冷度度增增大大而而先先增增后后减减，动动力力学学曲曲线线具具有有S S形形，等等温温形形成成图图具具有有C C字字形形，符符合合一一般般的的热热激活形核规律；激活形核规律；动力学特点Fe-23.2%Ni-3.62%MnFe-23.2%Ni-3.62%Mn合金的马氏体等温转变“C C”曲线第77页/共127页78马马氏氏体体晶晶核核形形成成后后，马马氏氏体体的的长长大大速速度度仍仍然然极极快快，且且长长大大到到一一定定尺尺寸寸后后也也不不再再长长大大，故故马马氏氏体体相相变变的的体体积积分分数数同同样样也也取取决决于于马马氏氏体体的的形形核核率，与其长大速度无关；率，与其长大速度无关；因因M M可可以以等等温温形形成成，因因此此马马氏氏体体转转变变量量可可随随等等温温时时间间延延长而增加；长而增加；第78页/共127页79等等温温转转变变不不能能进进行行到到底底，只只能能有有一一部部分分A A可可以以等等温转变为温转变为M M；与与珠珠光光体体转转变变一一样样，等等温温马马氏氏体体相相变变也也可可以以被被快速冷却所抑制。快速冷却所抑制。第79页/共127页80马氏体的自触发形核、瞬时长大，又称为马氏体的爆发式转变。自触发形核、瞬时长大M Ms s点低于0 0的Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金，在M Ms s点以下将形成惯习面为259259的透镜片状M M。当第一片M M形成时，有可能激发出大量M M而引起爆发式转变，通常用M Mb b代表发生爆发式转变温度。马氏体的爆发式转变首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金的A中发现的。第80页/共127页81爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系马氏体的爆发式转变曲线和马氏体的降温转变的转变曲线有很大的差别，如下图所示。第81页/共127页82爆爆发发式式转转变变有有一一固固定定的的温温度度M Mb b，M Mb bMMs s，一一次次爆爆发中形成一定数量的发中形成一定数量的M M；转转变变中中伴伴有有响响声声，转转变变时时急急剧剧放放出出相相变变潜潜热热，引引起起试试样样温温度度升升高高。在在合合适适的的条条件件下下，一一次次爆爆发发转转变量可超过变量可超过70%70%，温度可上升，温度可上升3030。马氏体爆发式转变的特点M M的惯习面为259259，有明显的中脊，显微组织呈“Z Z”形。显微组织如图所示：组织形态第82页/共127页83第83页/共127页84爆发式转变的形核为自触发形核，即一片惯习面为259259的M M形成后，可以在周围的其它259259面上造成很高的应力，从而促进新的259259上上M M的形成，是一种链锁式的转变过程，转变速度极快，一次完全的爆发约需1010-4-41010-3-3S S。动力学特征晶粒大小：具有位向差不规则特点的晶界是爆发转变传递的障碍。因此，细晶粒材料中爆发转变量将受到晶界的限制，在同样的M Mb b温度下，细晶粒钢的爆发转变量较少。影响爆发转变量的因素第84页/共127页85在稍高于M Ms s点的温度下等温，往往会在试样表面层形成M M，其组织形态、晶体学特征、形成速率都和M Ms s点温度以下试样内部形成的M M不同，这种只产生于表面层的M M称为“表面马氏体”。表面马氏体相变表表面面M M的的形形成成，是是一一种种等等温温转转变变，形形核核也也需需要要孕育期，但长大速度极慢；孕育期，但长大速度极慢；惯习面为惯习面为112112，位向关系为西山关系；，位向关系为西山关系；组织形态为条状。组织形态为条状。表面马氏体相变的特点第85页/共127页86试样表面层与心部的受力状态不同是引起表面马氏体形成的主要原因。在试样内部形成马氏体时，由于马氏体的比容大于周围的奥氏体而造成三向压应力，使马氏体形成困难，而在试样表面层形成马氏体时不受三向压应力的约束，因此，表面马氏体的M Ms s点要比大块试样内部的M Ms s高，因此引发表面层在比整体M Ms s点稍高的温度范围内发生马氏体转变，从而形成表面马氏体。表面马氏体形成的原因第86页/共127页87在淬成马氏体后，虽然还要根据需要重新加热到不同温度进行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍决定于淬火所得的马氏体的性能。6.6 6.6 马氏体的机械性能通过淬火得到马氏体，是强化钢件的重要手段。对于一个结构件来说，重要的不仅仅是硬度和强度，而是硬度、强度与塑性、韧性的配合。因此有必要对马氏体的强度和韧性作全面的了解。第87页/共127页88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，M M的硬度决定于马氏体的碳含量，而与其中的合金元素含量关系不大。马氏体的硬度与强度M M的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系M的硬度高于Ac1淬火高于Ac3 或Accm淬火第88页/共127页89由于M M中的过饱和C C极容易从M M晶体中析出而引起时效强化，为严格区分C C原子的固溶强化效应与时效强化效应，WinchellWinchell专门设计了一套M Ms s点很低的、碳含量不同的Fe-Ni-CFe-Ni-C合金，以保证M M转变能在C C原子不可能发生时效析出的低温下进行。C%不同的试样，在淬火后立即在该温度下测量M M的强度，以了解C C原子的固溶强化效果。固溶强化马氏体的高硬度、高强度的本质 时效强化 相变强化第89页/共127页90结果表明：C%0.4%0.4%时，M M的S S随碳含量增加急剧升高；C%0.4%0.4%后，M的S S不再随碳含量增加而增加。第90页/共127页91C C原子溶入M M点阵中，使其扁八面体短轴方向上的FeFe原子间距伸长了36%36%，而另外两个方向上则收缩4%4%，形成以C C原子为中心的强烈应力场，这个应力场与位错产生交互作用而成为碳钉扎位错，从而使M M的强度提高；当C%C%超过0.4%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；形成置换式固溶体的合金元素也有固溶强化作用，但相对碳来说要小很多。碳原子引起固溶强化的原因第91页/共127页92M M相变的切变特性，造成在马氏体晶体内产生大量微观缺陷，如位错、孪晶等亚结构，从而使M M强化，即相变强化。试验证明，无碳M M的屈服极限为284MPa284MPa，与形变强化F F的S S很接近，而退火态F F的S S仅为9898137MPa137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了147147186MPa186MPa。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。相变强化第92页/共127页93理论计算表明，在室温下只要几分钟甚至几秒钟，即可通过C C原子扩散引起碳原子的偏聚和析出，从而对位错的运动产生钉扎作用而产生时效强化。时效在-60-60以上就能进行，这是M M自回火的一种表现，C C原子含量越高时效强化效果越大。时效强化第93页/共127页94一般认为，马氏体的塑性和韧性很差，而实际上，低碳的位错型M M就具有较高的塑性和韧性；M M的塑性和韧性，随着碳含量的增加而急剧降低。马氏体的塑性和韧性第94页/共127页95位错型M M的塑性和韧性要比孪晶马氏体好得多，即使经过回火后，也仍然具有这种规律。孪晶亚结构的存在使滑移系减少第95页/共127页96通常，C%C%0.4%0.4%时，位错型M M具有较高的韧性，且随C%C%的增加而显著下降；当C%C%0.4%0.4%时，M M的韧性很低，变得硬而脆，即使经低温回火韧性仍不高。低温回火未低温回火第96页/共127页97综上所述，位错型的板条马氏体具有相当高的强度、硬度和良好的塑性、韧性，即具有良好的强韧性；而孪晶型的片状马氏体具有高的强度和硬度，但是塑性和韧性很差。因此，通过各种手段，在保证足够强度和硬度的前提下，尽可能减少挛晶马氏体的数量，是改善强韧性、充分发挥材料潜力的有效途径。第97页/共127页98金属及合金在相变过程中塑性增加，往往在低于母相屈服极限的条件下即可发生塑性变形，这种现象称为相变诱发塑性。由M相变所产生的相变诱发塑性，称为M的相变诱发塑性。马氏体的相变诱发塑性形变诱发M相变开始温度第98页/共127页99M M相变诱发的塑性还可以显著提高钢的断裂韧性。0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn诱发未诱发第99页/共127页100l塑塑性性变变形形所所引引起起的的局局部部区区域域的的应应力力集集中中，将将由由于于M M的的形形成成而而得得到到松松驰驰，因因而而能能防防止止微微裂裂纹纹的的形形成成、抑抑制制裂裂纹纹的的扩扩展展，从从而而使使塑塑性性和和断断裂裂韧韧性性得得到到提提高；高；l在在发发生生塑塑性性变变形形的的区区域域，有有形形变变M M形形成成，随随形形变变M M量量的的增增多多，形形变变强强化化指指数数不不断断提提高高，这这比比纯纯A A经经大大量量变变形形后后接接近近断断裂裂时时的的形形变变强强化化指指数数还还要要大大，从从而而使使已已发发生生塑塑性性变变形形的的区区域域继继续续发发生生变变形形困困难难，故能抑制颈缩的形成。故能抑制颈缩的形成。M M相变诱发塑性的原因第100页/共127页101并并不不是是所所有有能能产产生生应应变变诱诱发发马马氏氏体体的的钢钢都都会会具具有明显的相变诱发塑性的效果；有明显的相变诱发塑性的效果；研研究究表表明明，只只有有在在残残A A含含量量高高于于30304040的的钢钢中，才会表现出明显的相变诱发塑性效果。中，才会表现出明显的相变诱发塑性效果。通过M M相变诱发塑性原理设计开发出的钢，称为相变诱发塑性钢，简称变塑钢，即TRIPTRIP钢。第101页/共127页102所谓奥氏体的稳定化，是指在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化而使向转变呈现迟滞的现象。根据引起稳定化的原因不同，可以把的稳定化分为热稳定化和机械稳定化两种。6.7 6.7 奥氏体的稳定化在淬火冷却过程中时，因缓慢冷却或途中等温停留而引起向转变呈现迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化。奥氏体的热稳定化第102页/共127页103若将淬火钢试样在淬火过程中，于某一温度停留一定时间后，再继续冷却，其转变量与温度的关系便会发生变化。奥氏体热