热处理原理及工艺-马氏体转变

第四章马氏体转变重点：马氏体相变的主要特点；马氏体的力学性能；钢及铁合金中马氏体的组织形态。难点：马氏体相变的特点；影响马氏体转变的因素。马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens）,把这种组织命名为马氏体(Martensite)。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Ti、Ti-Ni等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体马氏体转变是由钢经奥氏体化后快速冷却抑制其扩散型分解，在降低的温度下发生的无扩散型相变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系。由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对马氏体的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材潜力。马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也发现马氏体相变。因此，凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都称为马氏体。一、马氏体的晶体结构和转变特点马氏体为碳在a-Fe中的过饱和固溶体，通常用M表示；马氏体的成分与奥氏体的成分完全相同；为什么？（一）马氏体的晶体结构碳原子在点阵中分布的可能位置是a-Fe体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处，实际上是由铁原子组成的扁八面体的空隙。在体心立方点阵中有三组扁八面体空隙（三个短轴分别平行于Z、Y、X轴）。但在一个a-Fe晶胞中只可能有某一组扁八面体空隙位置有碳原子存在。碳原子溶入a-Fe点阵八面体空隙位置，必然使点阵向垂直方向膨胀和向水平方向收缩，造成立方体的c轴伸长，a轴缩短而成为体心正方点阵。c/a比值称为正方度或轴比。马氏体的正方度取决于其碳含量，马氏体碳含量越高，其点阵中被填充的碳原子数量越多，则正方度便越大。马氏体的点阵常数、正方度与其碳含量的关系式如下：奥氏体、马氏体的点阵常数与钢中碳含量的关系马氏体的反常正方度1956年来，发现有些钢中马氏体的正方度与其碳含量的关系式不符合上面提到的关系式，即所谓的反常正方度。与上述公式计算值比，正方度低的称为反常低正方度，如Ms点低于0℃的锰钢，制成单晶奥氏体后淬入液氮，在液氮温度下马氏体的正方度。比公式计算值高的称为反常高正方度，如高碳铝钢和高镍钢中新淬火马氏体。Fe-Mn-C钢马氏体正方度与碳含量的关系，1、新生马氏体，2、回升至室温后，3、普通碳钢高Ni钢马氏体的异常高正方度，1、新生马氏体，2、回复至室温后原因：碳原子在马氏体点阵中呈部分无序分布时，正方度较低，无序分布程度越大，正方度越低；温度升高，碳原子重新分布，使有序度增加，从而使正方度增大，而正交对称性减小，甚至消失。（二）马氏体转变的特点马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时铁原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子也较难以扩散（但尚有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特征。切变共格和表面浮突现象马氏体相变时在预先磨光的试样表面上可出现倾动，形成表面浮突，这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。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改组，且一边凹陷，一边凸起，带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性切变应变。马氏体与奥氏体界面上的原子为两相所共有，即新相与母相之间保持着共格关系—切变共格；马氏体的长大是靠母相中原子作有规则的迁移（切变）使界面推移而不改变界面上共格关系；共格界面的弹性应变能较大，随着马氏体的形成，会在其周围奥氏体点阵中产生一定的弹性应变，积蓄一定的弹性应变能，当马氏体长大到一定尺寸，使界面上奥氏体中弹性应力超过其弹性极限时，两相间的共格关系即遭到破坏，马氏体便停止长大。有两个方面的证据转变可在温度很低的温度下进行；马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致。无扩散性当然，有观察到低碳马氏体在形成时周围奥氏体碳含量上升的现象。取向关系钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系等。新相与母相之间有一定的晶体学关系1、K-S关系Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4%C钢中马氏体与奥氏体之间存在下列位向关系，即K-S关系母相奥氏体的密排面{111}与马氏体的密排面{110}相平行；奥氏体的密排方向110与马氏体的密排方向111相平行。''111//110}110//{}111{aa2、西山关系西山（Nishiyama）在Fe-30Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体间具有K-S关系，而在-70℃以下形成的马氏体则具有西山关系。''011//211}011//{}111{aa西山关系与K-S关系相比，两者的晶面平行关系相同，但晶向平行关系却相差5°16′。3、G-T关系Greninger和Troiano精确地测量了Fe-0.8C-22Ni合金奥氏体单晶中马氏体的取向，发现K-S关系中的平行晶面和晶向实际上还略有偏差，即：2111//1101}110//{}111{''差差aa惯习面马氏体转变是以共格切变的方式进行的，所以马氏体形成时的惯习面也就是两相的交界面，即共格面。惯习面应该是不畸变面，不发生畸变和转动。钢中马氏体的惯习面随碳含量不同而异，碳含量小于0.6%时为{111}；碳含量0.6~1.4%时为{225}；1.5~1.8%时为{259}。另外，随着马氏体形成温度的下降，惯习面有向高指数变化的趋势。如，碳含量较高的奥氏体在较高温度形成的马氏体的惯习面为{225}，而在较低温度时惯习面为{259}。由于马氏体的惯习面不同，使马氏体组织形态上产生差异。转变的不完全性（是在一定温度范围内进行的）马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下，转变才能继续进行。冷却中断，转变立即停止。马氏体转变虽然有时也出现等温转变情况，但等温转变普遍都不能使马氏体转变进行到底，所以马氏体转变总是需要在一个温度范围内连续冷却时才能完成。在一般的冷却条件下，马氏体转变开始温度Ms与冷却速度无关。当冷至某一温度以下时，马氏体转变不再进行，这个温度用Mf表示，称为马氏体转变终了温度。转变的可逆性冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，同样，重新加热时，马氏体也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。一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变。逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点，与冷却时的Ms及Mf相对应，逆相变也有相变开始点As及相变终了点Af。马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在马氏体相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的近程移动完成的，而无成分变化。因此，可以把马氏体转变看成为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。自1924年以来，由Bain开始，人们根据马氏体相变的特征，设想了各种相变机制。二、马氏体转变的切变模型Bain模型Bain最先注意到，可把面心立方点阵看成体心正方点阵，其轴比为1.41；如果把面心立方点阵沿Z´轴压缩，沿X´、Y´轴伸长，使其轴比为1，即可使面心立方点阵变为体心立方点阵。Bain模型表明，通过原子作最小距离的简单移动即可完成从奥氏体到马氏体的转变，并展现出在转变前后新相和母相晶体结构中彼此对应的晶面和晶相。但它未能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，尚不能完整地说明马氏体转变的特征。K-S模型Kurdjumov（库尔久莫夫）和Sachs（萨克斯）在20世纪30年代初研究含1.4%C钢马氏体转变是发现所谓的K-S关系后，便提出了相应的转变晶体学模型。K-S模型清晰地展示了面心立方奥氏体改建为体心正方马氏体的切变过程，并能很好地反映出新相与母相间的晶体学取向关系。1、令-Fe点阵中各层（111）晶面上的原子相对于其相邻下层沿方向先发生第一次切变（原子移动小于一个原子间距），使第一、三两层原子的投影位置重叠起来（切变角为11°44′）2、再令其在晶面上沿方向发生第二次切变，使菱形面的夹角由120°变为109°28′，并使菱形面的尺寸作些线性调整，即可使点阵由面心立方变为体心立方。]211[)112(]101[G-T模型G-T模型也是一个经典模型，具有代表性。A.B.Grcninger、A.R.Troiano于1949年通过均匀切变和非均匀切变的合成来满足一种Fe-Ni-C合金马氏体相变的晶格重构、外形改变、惯习面等方面的要求，提出了G-T模型。切变过程：（1）首先在接近{259}晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。这阶段的转变产物是复杂的三菱结构，还不是马氏体，不过有一组晶面间距及原子排列情况与马氏体（112）a´晶面相同；（2）接着在（112）a´晶面的方向上发生12~13°的第二次切变，使之变成马氏体的体心正方点阵，这次切变是宏观的不均匀切变，只是在微观的有限范围内保持均匀切变以完成点阵的改建；（3）最后作一些微小的调整，使晶面间距符合实验的结果。']111[aG-T模型较好地解释了马氏体转变的浮凸效应、惯习面、取向关系及亚结构变化等问题，但它不能不能解释碳含量小于1.4%钢的取向关系。钢中马氏体的形态多种多样，根据马氏体单元的形态及亚结构的特点来看，主要有半条马氏体、片状马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体及e马氏体。三、马氏体转变的组织形态板条状马氏体半条马氏体是在低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中形成的马氏体组织。板条马氏体的特征是每个单元的形状呈窄而细长的板条，并且许多板条总是成群地、相互平行地连在一起。其亚结构为位错，故也称为位错马氏体。板条状马氏体的显微组织构成示意图板条状马氏体由板条束所组成（图中A），板条束由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所组成，一个原始奥氏体晶粒内可有几个板条束。马氏体束实际上是指惯习面晶面指数相同而在形态上呈现平行排列的板条集团。有时，马氏体束可由若干个马氏体块（图中B）所分割。也有马氏体束内不存在马氏体块的情况（图中C）。马氏体束，马氏体块都是由许多板条所构成。马氏体块是指惯习面指数相同且与母相取向关系（指晶面平行关系）相同的板条集团。马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，且其碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的力学性能会产生显著影响。残余奥氏体存在的原因有两种解释：（1）马氏体相变时，由于周围的奥氏体受到强烈的相变应变强化，使之难以变成马氏体而保留下来；（2）马氏体转变过程中，由于碳原子向周围奥氏体中扩散，使碳浓度增高而变得稳定，从而被残留下来。片状马氏体片状马氏体是在中、高碳（合金）钢及Fe-Ni（Ni含量大于29%）合金中形成的一种典型的马氏体组织。对碳钢来说，一般当碳含量小于1.0%时是与板条马氏体共存的，而大于1.0%时片状马氏体才单独存在。片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，又称为透镜片状马氏体。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为针状或竹叶状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称为孪晶型马氏体。片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间不互相平行。片状马氏体的形成：在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，冷却至稍低于Ms点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马氏体的大小收到限制。因此片状马氏体的大小不一，越是后形成的马氏体片就越小。片状马氏体中常可见到有明显的中脊，其惯