第5章 马氏体相变

第5章马氏体相变主要内容：马氏体相变的主要特征；马氏体的组织结构及其力学性能；马氏体相变的热力学、动力学；重点内容：影响Ms点的因素、马氏体相变动力学、马氏体的组织结构、力学性能前言马氏体（M,Martensite）相变特点：相变过程中，晶体点阵的重组是通过基体原子的集体有规律近程迁移——切变，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构，而没有原子长距离的迁移，且新相与母相保持共格关系。钢中M相变：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散型分解，在较低温度下发生的无扩散型相变。在纯金属（Zr,Li,Co），合金（Fe-Ni,Ni-Ti,Cu-Zn）,陶瓷（ZrO2）中也有M转变。钢中马氏体：C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体。马氏体定义：凡相变的基本特性属于马氏体型的转变产物都称为马氏体。形成条件：淬火。淬火：将钢加热到Ac3或Ac1以上，保温后以大于临界冷却速度的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热处理工艺。马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变的最小冷却速度。马氏体的力学性能：高硬度、高强度。•C0.3%时为板条状马氏体；•C在0.3%~1.0%时为板条状马氏体和片状马氏体的混合组织。C1.0%时为片状马氏体；第一节马氏体相变的主要特征一、切变共格和表面浮突现象M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面浮凸，说明M相变是通过奥氏体均匀切变方式进行的，M和A之间的界面称为切变共格界面。结论：M相变是通过原子的协调运动使晶体结构发生变化的相变。马氏体形成是以切变方式实现的，马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，整个界面是互相牵制的，且是以母相切变来维持共格的。表面浮凸：由相变过程中均匀应变而导致的形状改变，是切变位移的特征。相界面：在相变中未发生转动，将此不应变平面称之为M相变的惯习面(habitplan)，说明M相的产生是通过母相的切变而获得的。亚结构：位错、孪晶、层错等，是M相变时局部切变的产物。二、马氏体相变的无扩散性在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难，马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原子之间的相对位移不超过一个原子间距。无扩散型相变所有参与转变的原子的运动是协调一致的，原有原子的邻居关系不被破坏。结构：晶体点阵发生改组。条件：低温下，原子已不能扩散。特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定的晶体学位相关系。马氏体相变无扩散的原因：C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体，体心正方结构，正方度随碳含量增加而线性增大。Fe-C合金中，A和M中碳原子相对铁原子的间隙位置没变。Fe-C合金中，在-20~-195ºC之间，每片M的形成时间约为：0.5~510-7s。转变结果：降低了系统能量，形成低温亚稳定相。形成条件：冷却速度大到能避免扩散型相变，所有金属及合金的高温相均可发生M相变。•马氏体相变时，新相和母相界面始终保持着切变共格，相变后两相之间的位向关系仍然保持；K—S关系：1.4%C钢中马氏体和奥氏体之间的位向关系，{111}//{110}’，〈110〉//〈111〉’•可见：M在A中可能有24种不同的取向。西山关系：{111}//{110}’，〈112〉//〈110〉’三、有一定的位向关系和惯习面(110)钢中马氏体的惯习面随碳含量和形成温度的不同而异，有{111}、{225}、{259}。惯习面是无畸变不转动的平面。四、在一个温度范围内完成相变当奥氏体过冷到马氏体相变开始点Ms点以下时，马氏体即刻开始转变，且转变速度极快，但需继续降温，否则转变停止。马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。当A过冷到马氏体相变终了点Mf以下时，马氏体停止转变，此时未转变的奥氏体称为残余奥氏体。马氏体转变的不彻底性。Ms点低于室温时淬火得A冷处理：若Ms点高于室温，Mf点低于室温，须冷却到室温以下，A'—M五、马氏体转变有可逆性逆相变：加热时马氏体向奥氏体的相变。As：马氏体逆转变开始点，马氏体和奥氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力值时的温度。六、亚结构相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶（高碳M）、位错（低碳M）、层错。马氏体相变的判据：1、相变以切变共格方式进行2、相变的无扩散性3、相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、层错马氏体定义：马氏体是原子经无需扩散切变位移的晶格改组过程、得到具有严格晶体学位向关系和惯习面的、形成相中伴生极高密度晶体缺陷的组织。第2节马氏体相变热力学一、马氏体相变热力学条件相变驱动力：新相与母相的自由能之差，由过冷提供。To：两相热力学平衡温度。相变的阻力：新相形成时的界面能和应变能。切变和晶体缺陷等均使马氏体相变阻力增大。Ms点：奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力值时的温度。To一定时，Ms点越低，相变所需的驱动力越大。G=S(T0-MS)As点：马氏体和奥氏体两相自由能差达到逆相变所需最小驱动力值时的温度。G=S(AS-T0)To、Ms、As与合金成分的关系如图。Ms、As之间的温度差因引入塑性变形而减小，使Ms点上升到Md、使As点下降到AdMd和Ad分别称为形变诱发马氏体相变开始点和形变诱发奥氏体相变开始点。Md和Ad的上下限为T0MdAd•当温度为Ms时，相变的化学驱动力刚好使马氏体发生相变；•形变所提供的能量为机械驱动力；•引入形变使Ms提高到T1但小于T0•结论：对奥氏体进行塑性变性可诱发马氏体相变。塑性变形诱发马氏体相变的原因二、影响钢中Ms点的主要因素1、化学成分的影响Ms点主要取决于钢的化学成分。碳含量的影响最显著，随钢中碳含量的增加，Ms点和Mf点的变化并不完全一致。N和C一样在钢中形成间隙固溶体，对相均有固溶强化作用，所以使马氏体相变阻力增大，且C、N还是稳定相的元素，所以强烈地降低Ms点。钢中常见的合金元素只有Al、Co使Ms点升高，其余均使Ms点降低。合金元素对Ms点的影响主要取决于它们对平衡温度的影响以及对奥氏体的强化作用。凡是剧烈降低To温度及强化奥氏体的元素均剧烈地降低Ms点。在Md~Ms之间进行塑性变形时会诱发马氏体相变，在Ms~Mf之间进行塑性变形时会促进马氏体相变。马氏体相变时产生体积膨胀，故多向压应力阻止马氏体的形成，降低Ms点；拉应力或单向压应力有利于马氏体形成，使Ms点升高。2、形变与应力的影响MdAd3、奥氏体化条件的影响完全奥氏体化时，提高加热温度和延长保温时间，一方面有利于碳及合金元素溶入奥氏体使Ms点下降，另一方面又引起奥氏体晶粒长大，相变阻力减小使Ms点升高，综合作用结果将使Ms点有所升高；不完全奥氏体化时，提高加热温度和延长保温时间使Ms下降；晶粒细化，则切变阻力增大，也使Ms下降。如图：在淬火速度较低或较高时，出现Ms点保持恒定的台阶，在两种淬火速度之间，Ms随淬火速度的增大而升高。4、淬火冷却速度的影响5、磁场的影响钢在磁场中淬火冷却时将诱发马氏体相变，但马氏体最终转变量不发生变化。外加磁场使马氏体的自由能降低，实际上是用磁能补偿了一部分化学驱动力。第三节马氏体相变晶体学的经典模型马氏体相变仍是一个形核和核长大的过程。马氏体的形核：由于能量起伏和结构起伏，在奥氏体的晶体缺陷处存在具有马氏体结构的微区——核胚。奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下临界晶核的核胚将成为晶核，长成一片马氏体。只有进一步降温才能使更小的核胚成为晶核而长大。即马氏体瞬时形核、瞬时长大。在等温时，某些尺寸小的核胚也有可能通过热激活长大到临界尺寸，即等温形核，瞬时长大。第四节钢中马氏体的晶体结构马氏体点阵常数和碳含量的关系如图钢中的马氏体是碳在—Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方点阵。随碳含量增大，正方度增大。低碳钢淬火马氏体具有体心立方结构马氏体的点阵结构及其畸变碳原子在马氏体点阵中的可能位置如图：碳在—Fe中的含量远远超过了其溶解度，所以引起点阵畸变，使体心立方点阵变成体心正方点阵。第五节马氏体相变动力学马氏体相变速度：取决于形核率和长大速度1、降温瞬时形核、瞬时长大：(碳钢、低合金钢)当奥氏体过冷到Ms点以下时，能形核的晶核瞬时形成，瞬时长大。需不断降温，晶核才能不断形成，形核速度极快。马氏体相变驱动力很大，原子近程迁移所需的激活能极小，所以形核后长大速度极快。10-4~10-7S马氏体晶粒长大到一定尺寸就不再长大，随温度降低，马氏体继续形核、长大。结论：1.降温瞬时形核、瞬时长大的马氏体相变速度仅取决于由冷却速度所决定的形核率，与长大速度无关；2.马氏体转变量仅取决于冷却时所达到的温度，与该温度下的停留时间无关；是碳钢和低合金钢马氏体相变的类型；当Ms点高于100C，则在Ms点以下的相变过程相似。2、等温形核、瞬时长大晶核形成过程：等温过程中，某些尺寸小于该温度下临界晶核尺寸的核胚有可能通过热激活而长大到临界尺寸。相变特点：马氏体晶核可等温形成；晶核形成有孕育期；形核率随过冷度增大而先增后减；马氏体晶核形成后长大速度极快，且长大到一定尺寸后也不再长大，所以转变量取决于形核率，与长大速度无关；马氏体的转变量随等温时间的延长而增加；马氏体等温转变动力学“C”曲线，随合金元素含量增加右移。形核率随过冷度增大而先增后减；相变速度随时间延长而先增后减、随等温温度降低也先增后减。形核后长大速度极快，且只长大到一定尺寸。时间等温马氏体相变的特点：相变不能进行到底，只有部分奥氏体可以等温转变为马氏体，需增大过冷度才能继续进行。等温马氏体相变可以被快速冷却所抑制。等温马氏体的形成，可以是原有马氏体片等温继续长大，也可以从奥氏体中重新形核长大。3、自触发形核、瞬时长大Md：爆发转变温度；相变突然发生，伴有响声，放出相变潜热使试样温度升高；一片M形成时，其尖端应力可使另一片马氏体形核和长大；转变量可达70%，继续降温才能继续转变，但转变量减小；马氏体长大速度极快，且与温度无关；细晶粒合金爆发转变量较小。上述三种相变的差别：形核和形核率4、表面马氏体相变条件：稍高于Ms点等温，在试样表面形成M；原因：表面形成马氏体时可以不受三向压应力的阻碍，所以表面的相变开始点较高；形核过程也需要孕育期，但长大速度极慢。小结1）降温瞬时形核、瞬时长大是变温马氏体相变，如碳钢、低合金钢；2）等温形核、瞬时长大是等温马氏体相变，如某些高碳钢、高合金钢3）自触发形核、瞬时长大是爆发型马氏体相变，如Fe-Ni-C合金。钢的成分、晶粒粗细、热处理条件不同马氏体的组织形态、晶体结构、亚结构不同钢的组织、性能不同一、板条状(位错型)马氏体常见于：低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢等亚结构：高密度的位错第六节钢及铁合金中马氏体的组织形态显微组织：条状排列分布，相邻的马氏体条大致平行，位向差较小，平行的马氏体条组成一个板条群一个奥氏体晶粒内可以形成几个板条群。20钢淬火板条状马氏体由若干20~35m、位向大致平行的板条群组成(A)一个板条群可分成几个呈大角晶界的平行的区域—同位向束(B)一个板条群也可只由一种同位向束组成(C)每个同位向束由若干个平行板条所组成(D)每一个板条为一个马氏体单晶体，0.55.020m马氏体板条具有平直界面，界面平行于奥氏体的{111}----惯习面相同惯习面的M板条平行排列构成马氏体板条群马氏体板条多被连续的高度变形残余A薄膜隔开一个奥氏体晶粒内可有3~5个板条群相邻马氏体板条一般以小角晶界相间,同位向束之间呈大角晶界.M板条内具有高密度位错板条状M的纤维组织构成随钢的成分而变化，随碳含量升高，板条状马氏体组织的同位向束趋于消失一个A晶粒内生成的M板条群的数量、板条宽度基本不变，但大小随奥氏体晶粒变化淬火时加速冷却有细化板条状马氏体组织的作用二、片状马氏体常见于淬火高、中碳钢及高镍合金钢中.显微组织呈双凸透镜片状，且马氏体片间不平行片状马氏体