第五章-马氏体转变(14-1)

第五章马氏体相变共析碳钢CCT曲线MfMsA1Vc奥氏体化的钢，以Vc的速度冷却时，过冷奥氏体冷却到Ms温度以下，转变为马氏体，这种操作叫淬火。马氏体是强化钢材的重要组织。共析碳钢奥氏体向马氏体转变式：A→Mf.c.c,0.77C%→b.c.corb.c.t,0.77C%﹂只有晶格改组而无成分变化非扩散型转变1钢中马氏体晶体结构特点C在α-Fe中的过饱和固溶体。——亚稳；单相C位置：扁八面体间隙，R间隙0.19Å，RC0.77Å——晶格畸变较严重bac——扁八面体间隙位置5.1.2马氏体的晶体结构晶体结构类型：体心立方或体心正方等结构后者存在正方度：c/ac/a=1+0.046C%——与C含量有关(1)α马氏体体心立方(b.c.c),C%0.1%，c/a=1体心正方(b.c.t),C%：0.1%~1.4%,c/a1；b＝a体心斜方(b.c.p),C%1.4%,c/a1,b/a1其它类型马氏体(2)ε马氏体：密排六方(h.c.p)，淬火中常见中间相(3)ε′马氏体：密排菱面体,γ→ε的中间相，缺陷多时易出现；(4)κ′马氏体：bcc、bcp,与α马氏体相似但晶格常数不同(c/a小得多，又称反常轴比马氏体)，只存在于低温条件(0℃)下，温度升至室温κ′→α(5)φ相马氏体：单斜晶系，极不稳定，易转化成κ′实际常用碳钢、合金钢的马氏体转变：①γ→αM(Ms0℃)；②γ→κ′→αM(Ms0℃)；具体由C%定③马氏体晶体结构不完整性：M转变中存在较大内应力→各种缺陷(位错、层错等)①c=a0+αP;②a=a0-βP;③c/a=1+γpP—含碳量；a0—α-Fe晶格常数α、β、γ—常数2马氏体正方度与含碳量的关系——正方度基本只与含碳量有关，并随C%增加而升高。（1）正方度与含碳量的关系造成正方度的主要原因：C原子择优占据、有序分布于立方C轴的八面体间隙位置。——若C原子无序分布→立方结构。——体心正方结构时存在正方度，而体心立方结构时正方度为1（2）反常轴比现象：实际中马氏体的晶体结构除与C含量有关外，还与C原子位置的变化有关，在某些条件下可能出现反常轴比现象：①低轴比：C原子同时占据八面体和四面体间隙位置┗Ms0℃的高碳钢、Fe-Mn-C合金等中②高轴比：C原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙,造成间隙C原子分布的极度有序化。┗铝钢、高镍钢与K-S关系比较差1°差2°＇＇）（111,110)111(011＇＇）（111,110)111(011＇＇）（111,110)111(011K-S关系西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差5°16′西山关系G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1°和2°M形成时，不仅和母相A有一定的位相关系，而且总是在A一定的晶面上形成，该A晶面叫惯习面特征：①不转动；②不畸变——是一不变平面。三种不变平面应变a)膨胀c)马氏体相变时的切变+膨胀b)孪生时的切变不变平面M板条单晶M板条束①单元体的立体形态细长板条状，每个板条为一个M单晶，尺寸0.5*5.0*20m，惯习面{111}γ。②结合特怔a)在一个奥氏体中，可形成几个不同位向的马氏体群(通常3~5个)；群内含数量不等、位向大体一致但呈大角度的马氏体束(块)；束由众多细小平行的板条单晶排列而成。b)板条多被残余A薄膜（20nm厚度）隔开。M板条M板条束立体外形为V形柱状，横截面为蝶状高碳Fe-C合金特殊淬火处理后：从粗片针状M晶粒边沿或周围奥氏体中长出——实质是转变温度的影响——随转变温度的下降——随C↑：Ms将↓；M实际转变温度↓——奥氏体强度低易于形成位错型马氏体奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体——层错能低易于形成位错亚结构的马氏体例如薄板状ε′马氏体、板条马氏体。例如：——参见P98实际中发现：——淬火马氏体金相形态与转变温度相关转变温度高于200℃——板条状马氏体；转变温度低于200℃——片状马氏体由于C%↑，Ms及Mf↓，实际转变温度区间会变化→形态与C%关系:低碳——板条状高碳——片状中碳——板条状+片状————Mf200℃————Ms200℃——Ms200℃MfMs↑，A强度低(210Mpa)，易滑移(所需应力小)→位错,板条；Ms↓,A强度高(210Mpa)，易孪生(所需应力小)→孪晶,片状。分界温度大约为200℃滑移或孪生所需应力与温度及马氏体亚结构的关系临界分切应力温度孪生滑移板条状片状200℃本质：奥氏体变形方式的分界温度200℃总体：钢及铁合金中马氏体的组织形态一、板条M成分：低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢和不锈钢显微组织：许多成群的板条细晶粒组成亚结构：主要是高密度的位错二、片状M成分：高碳钢、中碳钢、高Ni的Fe-Ni合金显微组织：大小不等、互成一定角度的双凸透镜形、片状、针状晶粒亚结构：主要是孪晶----孪晶MM时效钢：典型钢种：如铁基中含17%～19%Ni，7%～9%Co，4.5%～5%Mo和0.6%～0.9%Ti（无碳或微碳）。这类合金经淬火成马氏体，然后在480～500℃回火。回火中，由于合金元素在马氏体中过饱和，沉淀析出后形成金属间化合物，导致强的沉淀强化效果。优点：良好冷变形能力，焊接性能，高强度运用：火箭及导弹外壳。——切变共格性——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多非扩散相变——原子发生切变位移，但相对位置没有发生变化——军队式转变界面扩散型相变——原子不切变，位置由于扩散而改变——平民式转变界面形状改变形状不改变注意：马氏体相变的最基本的特征：（1）切变共格性（2）无扩散性其他特点均由这两个基本特点派生而来。应变能∑E包括几个方面：1、切变能；2、比容变化而使M体积膨胀增加的能量；3、维持M-A两相共格所需要的能量；4、M和A内部储存能。界面能+应变能——M内部高密度的位错或孪晶增加的能量；——M形成时因体积膨胀，对周围A有作用力，使其发生变形，位错密度增加而增加的能量很大马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩散激活能很小）而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。∑E虽共格界面，S·γ很小，但∑E很大——马氏体相变需要大的过冷度Gα´GαGγMsToA3℃GV△GT0点的物理意义：M和A自由能相等时的温度MS点的物理意义：M和A的体积自由能差刚好克服相变阻力(相变所需最小驱动力)时的温度3影响钢中Ms点的主要因素Ms点对于马氏体转变的重要性：1、Ms点的高低决定其亚结构，进而决定了马氏体的机械性能；2、Ms点的高低决定钢淬火冷却到室温时的M转变量和残余奥氏体量；3、制定淬火工艺（如分级淬火或等温淬火）时，必须参照Ms点。等等。——因此重点讨论影响Ms的各种因素。（一）、化学成分1、碳含量：C％↑，Ms↓，且扩大M形成温度范围。原因：①C对A和M均有固溶强化作用，增大了A→M转变时的切变阻力，需要更大的过冷度以获得更大的相变驱动力，使Ms↓；②C是稳定A的元素，使A3点↓，故使Ms↓。碳含量对钢中Ms点的影响——每增加1％C，使Ms点-300℃。20℃2、合金元素除Co、Al外，其余合金元素都不同程度地降低Ms点。原因：①影响了平衡温度T0②提高A的σs，使切变阻力增加。如Mn、Ni、Cr,溶入A中使T0↓，σs↑，使Ms↓Mo、W、V、Ti溶入A中使T0↓，σs↑，使Ms↓Co、Al、溶入A中使T0↑，σS↑，使Ms↑用经验公式可大致求出某种材料的Ms:Ms(℃)=538-317×(％C)-33×(％Mn)-28×(％Cr)-17(％Ni)-11(％Si+％Mo+％W)（二）形变与应力的影响1、塑性变形①在Ms点以上不太高的温度范围内(Ms~Md)对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。形成M数量取决于形变温度和形变量。形变温度越低，形变量越大，诱发M数量越多。形变诱发M的上限温度称之为Md点。预先变形对变形温度下以及随后冷却时马氏体转变的影响ψ=0形变诱发M原因——Ms点升高①形变造成晶体结构缺陷增多，引起C、N原子在缺陷附近偏聚，促使C或N的化合物析出，使A中C及合金元素含量降低，Ms点升高。②形变造成局部应力集中，提供M形核的附加能量，成为形核的有利位置，从而促进M转变，提高Ms点。驱动力：化学驱动力(-自由能)+机械驱动力(-形变能)在Ms~Md温度范围形变，虽然可使Ms点升高，但往往使随后形成的M量减少。2弹性应力多向压应力─由于M转变使体积膨胀，多向压应力使转变阻力增加，Ms↓；拉应力─促进M转变，使Ms↑原因：塑性变形提供有利于氏体形核的晶体结构缺陷，促使形成马氏体，但缺陷增多使马氏体长大受到阻碍，转变速率变小。大量塑性变形使缺陷组态强化母相，就会形成稳定化，减少M量。奥氏体晶粒越细小，Ms越低。原因：σs=σi+kyd-1/2d↓，σs↑，奥氏体强度↑，使切变困难，需要更大的相变驱动力，Ms↓。1奥氏体晶粒（三）奥氏体化条件的影响2加热温度和保温时间正常淬火加热温度下：亚共析钢，完全奥氏体化，加热温度高，——随着T↑，τ↑，d长大↑，使Ms↑共析、过共析钢、高金金钢——不完全奥氏体化，加热温度较低，d不易长大；随着T↑，τ↑，C、合金元素溶入较多，总体使Ms↓。当T↑，τ↑时，一方面：A中溶入合金元素较多，使Ms↓；另方面：A晶粒d↑，缺陷密度↓，切变阻力↓，使Ms↑。（四）淬火冷却速度的影响——有争议？一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度对Ms没有影响。（五）磁场的影响外加磁场，诱发M转变，Ms点↑。原因：磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不大，T0↑，Ms点↑，类似形变诱发M相变。淬火冷却温度常数数转变为马氏体的体积分qqSTfTMf)34()](exp[1淬火冷却温度常数数转变为马氏体的体积分qqSTfTMf)34()](exp[1冷至375℃-1%M冷至345℃-30%M注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的同与不同：等温——有孕育期但很短，且瞬时长大；变温——无孕育期，瞬时长大；A——孕育期相对长，约50%处转变快综上：三种方式长大速度均极大，主要差别是形核及形核率不同。可逆可逆对比，有：热滞大——不可逆可逆——热滞小(1)热弹性可逆转变所需热滞小，所需驱动力小；(2)连续冷却时两种转变的转变量均随温度下降而连续增加，但热弹性转变中量的增加既以来新核心的形成与长大，也依赖于原较高温形成的新晶粒在随后冷却中的继续长大；(3)热弹性转变的新相在形核与长大中与母相始终保持界面共格关系不被破坏，且界面推移速度受冷却速度控制，而非热弹性转变在各温度形核后即迅速长大到极限，界面共格关系破坏，界面推移速度只与驱动力或过冷度有关；(4)热弹性马氏体发生逆转变时，无需形核过程，而是马氏体片的连续收缩直至消失，而非热弹性马氏体逆转变时往往会碎裂成多个小片，相当于需形核与长大过程。宇宙飞船天线很大，发射不方便。形状记忆Ti-Ni合金，在M状态很软，在母相A状态很硬。在母相状态下制成，降温使其发生M转变，并折成一小团，当飞船达到一定位置时，天线因受太阳光线的热而发生M→A逆转变，并恢复形状＇＇）（111,110)111(011＇＇）（111,110)111(011＇＇）（111,110)111(011二)K-S均匀切变模型——均匀切变模型①第一次较大量的均匀切变(主切变)：。进行，切变角为方向面为滑移面，沿以'1515]112[)111(0_。变为，使底面内角由切变角为方向进行，面为滑移面，沿以000__69609]110[)121(②第二次小量切变：③晶格调整：。，含轴膨胀轴收缩Cac%4.106.1/%4.5]121[%9.1]110[__K-S机制问题：①和实际表面浮凸现象、惯习面有差异；②未解释亚结构①第一次切变——为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构。(3)G-T