热处理原理之马氏体转变.ppt

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1、第六章马氏体转变1最最初初，将将钢钢经经奥奥氏氏体体化化后后快快速速冷冷却却，抑抑制制其其扩扩散散性性分分解解，在在较较低低温温度度下下发发生生的的无无扩扩散散型型相相变变称为马氏体相变。称为马氏体相变。如如今今，马马氏氏体体相相变变的的含含义已经十分广泛。义已经十分广泛。凡凡是是相相变变的的特特征征属属于于切切变变共共格格型型的的相相变变都都称称为为马马氏氏体体相相变变，其其相相变变产产物都统称为马氏体。物都统称为马氏体。2硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化Martensite Martensite M M马氏体马氏体3 马氏体的晶体结构马氏

2、体的晶体结构6.1 6.1 马氏体的晶体结构和转变特点马氏体的晶体结构和转变特点固溶碳固溶碳马氏体马氏体奥氏体奥氏体Fe-CFe-C合合 金金 的的马马氏氏体体是是C C在在-Fe-Fe中中的的过过饱和固溶体饱和固溶体面心立方面心立方体心立方体心立方铁素体铁素体 马氏体的晶格类型马氏体的晶格类型4C C在在-Fe-Fe体体心心立立方方点点阵阵中中分分布布的的可可能能位位置置是是晶晶胞胞的的各棱边的中央和面心处；各棱边的中央和面心处；这些位置实际上是由这些位置实际上是由FeFe原子构成的扁八面体的间隙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碳原子在马氏体点阵中的位置50.500a00.

3、707a0 ab=90铁素体的体心铁素体的体心立方点阵立方点阵 ab =90马氏体的体心马氏体的体心正方点阵正方点阵6马马氏氏体体的的点点阵阵常常数数和和钢钢中中碳碳含含量量的的关关系系也也可可用用下下列列公式表示公式表示式中：式中：a a0 0为为-Fe的点阵常数的点阵常数 a0.861 =0.116 0.002；=0.113 0.002；=0.046 0.001；-马氏体的碳含量（马氏体的碳含量（wt.%wt.%）正方度正方度7新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称为为马氏体异常正方度马氏体异常正方度。异异常常高高正正方方度度：新新形形成成

4、马马氏氏体体的的正正方方度度远远高高于于公公式式给出的正方度给出的正方度碳原子发生有序化转变碳原子发生有序化转变异异常常低低正正方方度度：新新形形成成马马氏氏体体的的正正方方度度远远低低于于公公式式给出的正方度给出的正方度 碳原子不发生有序化转变碳原子不发生有序化转变 马氏体的异常正方度马氏体的异常正方度8 马氏体转变的主要特点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不完全性 马氏体转变的可逆性马

5、氏体转变的可逆性9在在预预先先抛抛光光的的试试样样表表面面上上，马马氏氏体体转转变变时时在在马马氏氏体体形形成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。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马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象在在显显微微镜镜光光线线照照射射下下，浮浮凸凸两两边边呈呈现现明明显显的的山山阴和山阳阴和山阳.10表表面面浮浮凸凸现现象象表表明明，奥奥氏氏体体中中已已转转变变为为马马氏氏体体的的部部分分发发生生了了宏宏观观切切变变而而使使点点阵阵发发生生了了重重组组，即即马马氏氏体体转变是通过奥氏体均匀切变进行的。转变是通过奥氏体均匀切变进行的。

6、马氏体形成时引起的表面倾动马氏体形成时引起的表面倾动11马氏体形成时引起的表面倾动马氏体形成时引起的表面倾动马马氏氏体体长长大大是是以以切切变变方方式式进进行行的的，说说明明M和和A之之间间的的界界面面原原子子是是共共有有的的，而而且且整整个个相相界界面面是是互互相相牵牵制制的的，上上述述界界面面称称为为共共格格界界面面，它它是是以以母母相相的的切切变变来来维维持持共格关系的，因此称为第二类共格界面。共格关系的，因此称为第二类共格界面。12M M转转变变只只有有点点阵阵改改组组而而无无成成分分变变化化，转转变变时时原原子子做做有有规规律律的的整整体体迁迁移移，每每个个原原子子移移动动的的距距离

7、离不不超超过过一一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。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马氏体转变的无扩散性其主要实验证据有：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。13 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面A.位向关系位向关系通通过过均均匀匀切切变变形形成成的的

8、马马氏氏体体，与与母母相相奥奥氏氏体体之之间间存存在在着着严严格格的的位位向向关关系系。在在钢钢中中已已观观察察到到的的主主要要有有K-SK-S关系、西山关系和关系、西山关系和G-TG-T关系。关系。K-S关系关系库库尔尔久久莫莫夫夫(Kurdjumov)和和萨萨克克斯斯(Sachs)用用X射射线线极极图图法法，测测得得了了含含碳碳1.4%的的钢钢中中，马马氏氏体体与与奥奥氏氏体间之间存在下列位相关系，即体间之间存在下列位相关系，即K-S关系。关系。110 110 111111；14按按K-SK-S关关系系，马马氏氏体体在在奥奥氏氏体体中中共共有有2424种种不不同同的的空间取向。空间取向。在

9、在每每个个111111面面上上马马氏氏体体可可能能有有6 6种种不不同同的的取取向向，而而立立方方点点阵阵中中有有4 4种种111111面。面。15 110110111111；西山关系西山关系西西山山在在Fe-30%NiFe-30%Ni合合金金单单晶晶中中发发现现，在在室室温温以以上上形形成成的的马马氏氏体体和和奥奥氏氏体体之之间间存存在在K-SK-S关关系系，而而在在-70-70以以下下形形成成的的马马氏氏体体和和母母相相奥奥氏氏体体之之间间存存在在下下列列位位向向关关系，即西山关系：系，即西山关系：110 110 111111；K-S可可见见，西西山山关关系系与与K-S关关系系之之间间，两

10、两者者晶晶面面的的平平行行关系相同，而晶向却有关系相同，而晶向却有516之差。之差。16按按西西山山关关系系，马马氏氏体体在在奥奥氏氏体体中中只只有有4 431212种种不同的空间取向。不同的空间取向。17 110 110 111 111 差差 11 差差 22 G-T关系关系格格伦伦宁宁格格(Greninger)和和特特赖赖恩恩诺诺(Troiano)精精确确测测量量了了Fe-0.8%C-22%Ni合合金金奥奥氏氏体体单单晶晶中中的的马马氏氏体体与与奥奥氏氏体体之之间间的的位位向向关关系系，结结果果发发现现K-S关关系系中中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即的平行晶面和平行晶向实际上均略

11、有偏差，即18马马氏氏体体转转变变不不仅仅新新相相和和母母相相之之间间具具有有严严格格的的位位向向关关系系，而而且且马马氏氏体体总总是是在在母母相相的的一一定定晶晶面面上上开开始始形形成成，这这个个晶晶面面称称为为惯惯习习面面，通通常常以以母母相相的的晶晶面面指指数数表表示示。B.惯习面惯习面钢中常见的惯习面有三种：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惯习面指数随马氏体的形成温度降低而增大。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：惯习面随含碳量

12、和形成温度不同而不同：19 马氏体转变的不完全性马氏体转变的不完全性马氏体转变是在马氏体转变是在Ms sMf f之间进行的。之间进行的。当当Ms s点低于室温时，则淬火到室温将得到点低于室温时，则淬火到室温将得到100A由由于于一一般般钢钢材材的的M Mf f都都低低于于室室温温，因因此此，在在生生产产中中常常为了获得更多的为了获得更多的M M而采用深冷处理工艺。而采用深冷处理工艺。当当Ms s点点在在室室温温以以上上、Mf f在在室室温温以以下下时时，则则淬淬火火到到室室温温时时将将保保留留相相当当数数量量的的残残余余A A，若若继继续续冷冷却却到到室室温以下，则残余温以下，则残余A A将继

13、续转变为将继续转变为M M。一一般般情情况况下下，冷冷却却到到M Mf f点点以以下下仍仍不不能能得得到到100100马马氏体，还保留着一部分氏体，还保留着一部分A A。20冷冷却却时时奥奥氏氏体体通通过过马马氏氏体体相相变变机机制制可可以以转转变变为为马马氏氏体体，同同样样，重重新新加加热热时时马马氏氏体体可可以以通通过过逆逆向向马马氏氏体体相相变变机机制制转转变变为为奥奥氏氏体体，即即马马氏氏体体相相变变具具有有可逆性。可逆性。马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性与与M Ms sM Mf f相相对对应应，逆逆相相变变有有A As sA Af f分分别别表表示示逆逆转转变变的开始和终了温度。

14、的开始和终了温度。21M M转转变变的的无无扩扩散散性性及及在在低低温温下下仍仍以以很很高高的的速速度度进进行行等等事事实实，都都说说明明在在相相变变过过程程中中点点阵阵的的重重组组是是由由原原子子集集体体的的、有有规规律律的的、近近程程迁迁移移完完成成的的，而而无无成成份份变变化化。因因此此，可可以以把把M M转转变变看看作作为为晶晶体体由由一一种种结结构通过切变转变为另一种结构过程。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马氏体转变的切变模型人人们们为为了了认认识识马马氏氏体体转转变变时时晶晶体体结结构构的的变变化化过过程程，以以揭揭示示相相变变的的物物理理本本

15、质质，至至今今已已经经提提出出了了不不少少模模型，其中主要有型，其中主要有BainBain模型、模型、K-SK-S模型和模型和G-TG-T模型。模型。22早早在在19421942年年，BainBain就就注注意意到到可可以以把把面面心心立立方方点点阵阵看看成是轴比为成是轴比为c/a=1.41(c/a=1.41(即即20.5:1)的体心正方点阵。的体心正方点阵。如如果果把把面面心心立立方方点点阵阵沿沿着着Z Z轴轴压压缩缩，沿沿着着X X、Y Y轴轴伸伸长长，使使轴轴比比变变为为1 1，则则面面心心立立方方点点阵阵就就可可变变为为体体心正方点阵。心正方点阵。贝茵贝茵(Bain)模型模型23Bai

16、nBain模模型型给给出出了了奥奥氏氏体体的的面面心心立立方方点点阵阵变变化化为为马马氏氏体体的的体体心心立立方方点点阵阵的的清清淅淅的的模模型型，且且奥奥氏氏体体和和马马氏氏体体之之间间的的晶晶体体学学关关系系正正好好与与后后来来提提出出的的K-SK-S关关系系相符。相符。但但BainBain模模型型不不能能解解释释表表面面浮浮凸凸效效应应和和惯惯习习面面的的存存在在，也不能解释马氏体内部的亚结构。也不能解释马氏体内部的亚结构。24库库尔尔久久莫莫夫夫（Kurdjumov）和和萨萨克克斯斯（Sachs）测测出出含含碳碳量量为为1.4%1.4%的的碳碳钢钢中中马马氏氏体体与与奥奥氏氏体体之之间

17、间存存在在的的位位向向关关系系，即即K KS S关关系系。为为了了满满足足这这一一取取向向关关系系必必须须有有点点阵阵的的切切变变，于于是是他他们们在在19301930年年提提出出了了轴比相当于轴比相当于1.061.06的点阵转换模型，的点阵转换模型，即即K KS S模型模型。KS切变模型切变模型首首先先考考虑虑没没有有C C存存在在的的情情况况，设设想想马马氏氏体体分分以以下下几几个步骤转变为马氏体：个步骤转变为马氏体：25 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1/12

18、1/12-211211，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1919 2828。26 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1010 3030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109109 3030或或6060 角增至角增至7070 3030。27 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。

19、和测得结果相符合。28K-SK-S切切变变模模型型的的成成功功之之处处，在在于于它它给给出出了了由由奥奥氏氏体体的的面面心心立立方方点点阵阵改改建建为为马马氏氏体体的的体体心心正正方方点点阵阵的的清清晰晰模模型型，并并能能很很好好反反应应出出新新相相和和母母相相之之间间的的晶晶体学取向关系。体学取向关系。但但是是高高碳碳钢钢的的实实际际惯惯习习面面与与K-SK-S切切变变模模型型得得到到的的惯惯习习面面不不同同，此此外外，按按K-SK-S模模型型引引起起的的表表面面浮浮凸凸也也与与实测结果相差较大。实测结果相差较大。由由于于没没有有C C原原子子存存在在，得得到到的的是是铁铁素素体体的的体体心

20、心立立方方点点阵阵。在在有有C C原原子子存存在在的的情情况况下下，面面心心立立方方点点阵阵改改建建为为体体心心立立方方点点的的过过程程基基本本相相同同，区区别别在在于于两两次次切切变变的的切切变变量量都都要要略略小小一一些些，第第一一次次为为1515 1515，第二次为第二次为9 9。29格格伦伦宁宁格格和和特特赖赖恩恩诺诺于于19491949年年提提出出的的另另一一个个两两次次切切变模型。变模型。G-T模型模型 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

21、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。30 在在(112)(112)面面的的111111-方方向向发发生生1212 1313 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

22、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。31 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模模型型能能很很好好地地解解释释马马氏氏体体转转变变的的点点阵阵改改组组、宏宏观观变形、位向关系及亚结构的变化。变形、位向关系及亚结构的变化。但但不不能能解解释释惯惯习习面面不不应应变变不不转转动动，也也不不能能解解释释碳碳钢钢(1.40%C)(1.40%C)的位向关系。的位向关系。326.3 6.3 马氏体的组织形态马氏体的组织形态 马氏体的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

23、。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。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。板条状板条状M片状片状M其它类型其它类型M马氏体的形态马氏体的形态蝶状蝶状M薄板状薄板状M薄片状薄片状M33板板条条M是是低低碳碳钢钢，中中碳碳钢钢，马马氏氏体体时时效效钢钢，不不锈锈钢钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。板条状马氏体板条状马氏体它它是是由由许许多多成成群群的的、相相互互平平行行排排列列的的板板条条所所组组成成，故故称称为为板条板条M。34对对某某些些钢钢，因因板板条条不不易易浸浸蚀蚀显显现现出出来来而而往往往往呈呈块块

24、状状，所所以以有有时时也也称称为为块块状状M M，又又因因为为这这种种M M的的亚亚结结构构主主要要为为位位错错，也也常常称称之之为为位位错错型型M M，这这种种M M是是由由许许多多板板条条群组成的，也称为群集状群组成的，也称为群集状M M。35M M呈呈板板条条状状，板板条条一一束束束束地地排排列在原奥氏体晶粒内。列在原奥氏体晶粒内。显微组织显微组织在在一一个个板板条条群群内内各各板板条条的的尺尺寸寸大大致致相相同同，这这些些板板条条呈呈大大致致平平行行且且方方向向一定的排列。一定的排列。由由平平行行排排列列的的板板条条M M组组成成的的较较大区域称为板条群。大区域称为板条群。在在一一个个

25、原原A A晶晶粒粒内内可可包包含含3 35 5个个板板条条群群。A晶晶粒粒尺尺寸寸的的变变化化，对对板板条条群群的的数数量量无无影影响响，只只能能改变板条群的尺寸。改变板条群的尺寸。由由平平行行排排列列的的M板板条条组组成成的的同同色调区域色调区域称为同位向束。称为同位向束。36惯惯习习面面为为(111)(111)，晶晶体体学位向关系符合学位向关系符合K-SK-S关系。关系。晶体学特征晶体学特征同同板板条条群群内内，不不同同位位向向束束之之间间的的马马氏氏体体板板条条是是以小角度晶界相间的；以小角度晶界相间的；而而不不同同板板条条群群之之间间的的马马氏氏体体板板条条则则是是以以大大角角度度晶晶

26、界界相间的。相间的。3738亚亚结结构构主主要要是是高高密密度度的的位位错错缠缠结结构构成成的的位位错错胞胞，位位错错密密度度可可高高达达0.30.30.9100.9101212/cm/cm2 2，板板条条边边缘缘有有少少量量孪晶。孪晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。常常见见于于淬淬火火态态的的中中碳碳钢钢、高高碳碳钢钢、高高NiNi的的Fe-NiFe-Ni合合金金中中，是是铁铁系系合合金金中中出出现现的的另另一一种种典典型型形形态态的的马马氏氏体体组织。组织。亚结构亚结构 片状马氏体片状马氏体39M M片片大大小小不不一一，M M片片间间

27、不不平平行行，互互成成一一定定夹夹角角，第第一一片片M M形形成成时时惯惯穿穿整整个个奥奥氏氏体体晶晶粒粒，后后形形成成的的M M片片逐逐渐渐变变小小，即即M M形形成成时时具具有有分分割割奥奥氏氏体体晶晶粒粒的的作作用用。因因此此，M M片片的的大大小小取取决决于于奥氏体晶粒的大小。奥氏体晶粒的大小。在在马马氏氏体体片片中中常常能能看看到到明明显显的的中中脊脊，关关于于中中脊脊的的形形成成规律目前尚不清楚。规律目前尚不清楚。显微组织显微组织40414243惯习面惯习面(225)(225)时位向关系为时位向关系为KSKS关系；关系；惯惯习习面面(259)(259)时时位位向向关关系系为为西西山

28、山关关系系，可可以以爆爆发发形形成，马氏体片有明显的中脊。成，马氏体片有明显的中脊。晶体学特征晶体学特征片片状状马马氏氏体体的的主主要要亚亚结结构构是是孪孪晶晶，这这是是片片状状马马氏氏体体的重要特征。的重要特征。孪孪晶晶的的间间距距大大约约为为5050，一一般般不不扩扩展展到到马马氏氏体体片片的的边边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。亚结构亚结构44不不同同的的片片状状M M，内内部部亚亚结结构构是是不不同同的的,可可以以将将其其分分为为：以以中中脊脊为为中中心心的的相相变变孪孪晶晶区区和和片片边边缘缘的的无无孪孪晶晶区区(高高密密度位错度位

29、错)。孪孪晶晶区区所所占占比比例例与与马马氏氏体体的的形形成成温温度度有有关关,形形成成温温度度越越低低,相相变变孪孪晶区所占比例越大。晶区所占比例越大。相变孪晶区相变孪晶区无孪晶区无孪晶区45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462020世世纪纪6060年年代代初初，首首先先在在Fe-30%NiFe-30%Ni的的合合金金中中发发现现，近年在近年在Fe-CFe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。合金中也观察到了这种形态马氏体。其它类型的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）蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）立立体体外外形形呈呈V V形形柱柱状状，横横截截面面

30、呈呈蝶蝶状状，两两翼翼之之间间的的夹夹角角一一般般为为136136，两两翼翼的的惯惯习习面面为为(225)(225)而而两两翼翼相相交交的的结结合合面面为为100100。与与奥奥氏氏体体的的位位向向关关系系为为K-SK-S关关系系，亚亚结结构构为高密度的位错，无孪晶。为高密度的位错，无孪晶。47形形成成温温度度介介于于板板条条马马氏氏体体与与片片状状马马氏氏体体之之间间，形形态态特征和性能也介于两者之间。特征和性能也介于两者之间。48这这种种马马氏氏体体是是在在MsMs点点低低于于-100-100的的Fe-Ni-CFe-Ni-C合合金金中中观观察到的；察到的；薄板状马氏体薄板状马氏体它它是是一

31、一种种厚厚度度约约为为3 310m10m的的薄薄板板形形马马氏氏体体，三三维维形形貌貌很很象象方方形形薄薄板板，而而金金相相形形貌貌为为很很细细的的带带状状，带带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。49薄薄板板状状马马氏氏体体的的惯惯习习面面为为(259)(259)，位位向向关关系系为为K-SK-S关系，亚结构为关系，亚结构为(112)(112)M M孪晶，无位错，无中脊。孪晶，无位错，无中脊。随随转转变变温温度度降降低低，转转变变进进行行时时即即有有新新马马氏氏体体的的不不断断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。50

32、出出现现在在Fe-Fe-MnMn-C-C或或Fe-Cr-NiFe-Cr-Ni合合金金中中（合合金金的的层层错错能能低低）。马马氏氏体体的的晶晶体体结结构构为为密密排排六六方方点点阵阵，呈呈极极薄薄的片状。的片状。薄片状马氏体（薄片状马氏体（马氏体）马氏体）51惯习面惯习面 ：111111 位向关系：位向关系：00010001M M111111 M M亚结构：大量层错和少量位错亚结构：大量层错和少量位错薄片状马氏体沿薄片状马氏体沿111111呈魏氏组织形态分布。呈魏氏组织形态分布。52 影响马氏体形态及其内部亚结构的因素影响马氏体形态及其内部亚结构的因素化学成份化学成份形成的温度形成的温度奥氏体

33、层错能大小奥氏体层错能大小奥氏体与马氏体的强度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马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小 碳含量碳含量合金元素合金元素53在在Fe-CFe-C合金中：合金中：C%0.3%C%1%1%：为片状为片状M M。碳含量的影响碳含量的影响在在Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中：合金中：马马氏氏体体的的形形态态也也是是随随着着C C含含量量的的增增加加，由由板板条条状向片状以及薄片状转化。状向片状以及薄片状转化。54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

34、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。合金元素的影响合金元素的影响55 形成的温度的影响形成的温度的影响M形形成成温温度度M形态形态M亚结构亚结构板条状板条状薄片状薄片状片状片状蝶状蝶状位错位错孪晶孪晶56由由于于M M相相变变只只能能在在s sf f之之间间进进行行，因因此此对对于于一一定定成分的成分的A A来说，有可

35、能转变成几种不同形态的来说，有可能转变成几种不同形态的M M：s s点较高的点较高的A，可能只形成板条状，可能只形成板条状M；s s点略低的点略低的A，形成板，形成板M和片和片M的混合组织；的混合组织；s s点更低的点更低的A，只形成片状，只形成片状M；s s点极低的点极低的A，只形成薄片状，只形成薄片状M。但但A层层错错能能对对其其它它形形态态M M的的影影响响，目目前前还还没没有有统统一一认识。认识。层层错错是是一一种种低低能能量量界界面面，A A层层错错能能越越低低，相相变变孪孪晶晶的生成越困难，形成位错亚结构的板的生成越困难，形成位错亚结构的板M M倾向越大。倾向越大。奥氏体层错能大小

36、的影响奥氏体层错能大小的影响57研研究究表表明明，马马氏氏体体的的形形态态还还与与s点点处处的的奥奥氏氏体体的的屈服强度以及马氏体的强度有关：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。58还还有

37、有一一种种观观点点认认为为，马马氏氏体体内内部部的的亚亚结结构构，取取决决于于相相变变时时的的变变形形方方式式是是滑滑移移还还是是孪孪生生，即即是是受受二二者者的的临临界界切切应应力力大小所支配。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马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响59马马氏氏体体相相变变也也符符合合一一般般相相变变的的相相变变规规律律，遵遵循循相相变变的的热热力力学学条条件。件。马马氏氏体体相相变变的的驱驱动动力力是是新新相相马马氏氏体体与与母母相相奥奥氏氏体体之之间间的的体体积积自自由能差。由能差。6.4 6.4 马氏体转变的热力学分析马氏体转变的热力学分析 马氏

38、体转变的驱动力马氏体转变的驱动力60在在M M形形成成时时，除除形形成成新新的的界界面面而而增增加加一一项项界界面面能能GS外外，还还因因相相变变时时比比容容增增大大和和维维持持第第二二类类共共格格关关系系而而增增加加了了一一项项弹弹性性应应变变能能GE。因因此此，系系统统总总的的自自由由能变化能变化G可以用下式表示：可以用下式表示：G=GG=GV V+(G+(GS S+G+GE E)GV是是M M与与A A的体积自由能差，是相变的驱动力。的体积自由能差，是相变的驱动力。弹弹性性应应变变能能GE一一项项数数值值很很大大，比比界界面面能能GS大大10多多倍，是相变的主要阻力。倍，是相变的主要阻力

39、。因因此此，只只有有深深冷冷到到M MS S点点以以下下，使使GV增增大大到到足足以以补补偿偿(GS+GE)时时，M转转变变才才能能发发生生。这这就就是是M转转变变必必须在很大的过冷度下才能发生的原因。须在很大的过冷度下才能发生的原因。61 影响钢影响钢Ms点的因素点的因素钢的化学成份钢的化学成份变形和应力变形和应力奥氏体化条件奥氏体化条件淬火冷却速度淬火冷却速度外加磁场外加磁场影响因素影响因素Ms点在点在生产中生产中的意义的意义制定分级淬火制定分级淬火工艺制度的依据工艺制度的依据淬火马氏体的淬火马氏体的亚结构和性能亚结构和性能钢在工作温度时钢在工作温度时的使用组织的使用组织淬火后得到的残淬火

40、后得到的残余奥氏体的量余奥氏体的量62一一般般说说来来，M Ms s点点主主要要取取决决于于钢钢的的化化学学成成份份，其其中中又又以碳的影响最为显著。以碳的影响最为显著。在在含含碳碳量量小小于于0.6%0.6%左左右右时时，M Mf f比比M Ms s的的下下降降更更为为显显著著。因因而而扩扩大了马氏体的转变温度范围；大了马氏体的转变温度范围；当当碳碳含含量量大大于于0.6%0.6%时时，M Mf f下下降降很很缓缓慢慢，且且因因M Mf f点点已已降降到到00以以下下，致致使使这这类类钢钢在在淬淬火火冷冷至至室室温温的的组组织织中中将将存存在在较较多多的的残残余奥氏体。余奥氏体。钢的化学成份

41、对钢的化学成份对MS的影响的影响 碳的影响碳的影响63N、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的影响的影响N对对Ms和和Mf的的影影响响与与C基基本本相相似似，它它们们强强烈烈降低降低Ms点。点。原原 因因64一一般般规规律律：钢钢中中常常见见的

42、的合合金金元元素素，除除AlAl和和CoCo可可以以提高提高M Ms s外，其它合金元素均使外，其它合金元素均使M Ms s降低。降低。合金元素的影响合金元素的影响降降低低M Ms s点点的的元元素素，按按其其影影响的强烈顺序排列如下：响的强烈顺序排列如下：MnMn、CrCr、NiNi、MoMo、CuCu、W W、V V、TiTi65钢钢中中单单独独加加入入SiSi时时，对对M Ms s影影响响不不大大，但但是是在在Ni-CrNi-Cr钢中可以降低钢的钢中可以降低钢的M Ms s点。点。其其中中W W、V V、TiTi等等强强碳碳化化物物形形成成元元素素在在钢钢中中多多以以碳碳化化物物形形式式

43、存存在在，淬淬火火加加热热时时一一般般溶溶于于奥奥氏氏体体中中的的量量非非常少，故对常少，故对M Ms s影响不大。影响不大。66合合金金元元素素对对MsMs的的影影响响，主主要要取取决决于于合合金金元元素素对对平平衡衡转变温度转变温度T T0 0、以及对奥氏体强化效应的影响。以及对奥氏体强化效应的影响。凡凡强强烈烈降降低低T T0 0及及强强化化奥奥氏氏体体的的元元素素，就就强强烈烈降降低低M Ms s，如如MnMn、CrCr、NiNi、CuCu和和C C类类似似，既既降降低低T T0 0温温度度又又稍稍增加奥氏体的屈服强度，所以降低增加奥氏体的屈服强度，所以降低M Ms s点。点。AlAl

44、、CoCo、SiSi、MoMo、W W、V V、TiTi等等均均提提高高T T0 0温温度度，但但也也不同程度地增加奥氏体屈服强度不同程度地增加奥氏体屈服强度：若提高若提高T T0 0的作用大时，则使的作用大时，则使M Ms s点升高，如点升高，如AlAl、CoCo；若强化奥氏体的作用大时，则使若强化奥氏体的作用大时，则使M Ms s点点降低；降低；若两方若两方面面作用大致相当时，则对作用大致相当时，则对M Ms s影响不大，如影响不大，如SiSi67 C Mn Cr Ni Mo V Cu Si Co Al-330 -45 -35 -30 -26 -25 -7 0 +12 +18钢中每增加钢中

45、每增加1%的合金元素对的合金元素对Ms产生的影响产生的影响另另外外，合合金金元元素素的的影影响响程程度度还还与与C%C%有有关关，随随C%C%的的增增加加合合金金元元素素的的影影响响程程度度增增大大，多多种种合合金金元元素素同同时时加加入时的影响情况更加复杂。入时的影响情况更加复杂。68一一般般来来说说，形形变变量量越越大大，形形变变温温度度越越低低，则则形形变变诱诱发发M M转转变变量量越越多多，即即可可使使M Ms s升升高高，M M转转变变提提前前发生。发生。变形和应力对变形和应力对MS点的影响点的影响 形变的影响形变的影响由由于于M M转转变变时时必必然然发发生生体体积积膨膨胀胀，因因

46、此此，多多向向压压应应力力阻阻碍碍M M转转变变，使使M Ms s降降低低。而而拉拉应应力力和和单单向向的的压压应应力力都都促进促进M M转变，使转变，使M Ms s升高。升高。应力的影响应力的影响69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。奥氏体化条件对奥氏体化条件对Ms的影响的影响一一般般情情况况下下，在在完完全全A A化化条条件件下下，加加热热温温度度升升高高和和保保温温时时间间延延长长将将使使M Ms s有有所所提提高高；而而在在不不完完全全A化化条条件件下下，加加热热温温度度升升高高和和保保温温时时间间延延长长将将使使A中中的的碳碳和和合合金金

47、元元素含量增加，导致素含量增加，导致Ms下降。下降。加热温度升高和保温时间延长加热温度升高和保温时间延长碳和合金元素溶入奥氏体碳和合金元素溶入奥氏体奥氏体晶粒长大奥氏体晶粒长大Ms降低降低Ms升高升高70 淬火冷却速度对淬火冷却速度对MS S的影响的影响在在一一般般的的生生产产条条件件下下，冷冷却却速速度度对对MsMs无无影影响响。在在高速淬火时，高速淬火时，M Ms s随冷却速度的增大而升高。随冷却速度的增大而升高。71u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

48、，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。72磁磁场场的的存存在在可可使使M Ms s升升高高，在在相相同同温温度度下下马马氏氏体体转转变变量增加，但磁场对量增加，但磁场对M Ms s以下的转变行为无影响。以下的转变行为无影响。磁场对磁场对MS S的影响的影响73外外加加磁磁场场使使具具有有铁铁磁磁性性的的M相相趋趋于于更更稳稳定定，从从而而使使M相相自自由由能能降降低低，而而磁磁场场对对非非磁磁相相A无无影影响响。因因此此，M与与A的平衡温度的平衡温度T0升高，从而升高，从而Ms点也随之升高。点也随之升高。外加磁场影响马氏体相变的原因外加磁场影

49、响马氏体相变的原因74虽虽然然马马氏氏体体相相变变是是切切变变共共格格型型转转变变，但但马马氏氏体体转转变也是一个成核和长大的过程。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。大量研究表明，马氏体相变是非均匀形核。一一般般认认为为，马马氏氏体体的的核核胚胚是是通通过过能能量量起起伏伏和和结结构构起起伏伏在在高高温温母母相相中中的的晶晶体体缺缺陷陷处处等等某某些些有有利利位位置置形形成成的的，当当奥奥氏氏体体被被过过冷冷到到某某一一温温度度时时，尺尺寸寸大大于于该该温温度度下下的的临临界界晶晶核核尺尺寸寸的的核核胚胚就就能能够够发发展展成成为晶核，进而长大成为一片马氏体。为

50、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。马氏体核胚的形态，一般认为呈薄圆片状。6.5 6.5 马氏体转变动力学马氏体转变动力学75马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。铁铁合合金金中中马马氏氏体体形形成成的的动动力力学学是是多多种种多多样样的的，大大体可分为四种类型。体可分为四种类型。降温瞬时形核、瞬时长大降温瞬时形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大表面马氏体表面马氏体76这是碳钢和低合金钢中最常见的一类马氏体转变。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