材料工程基础讲稿6.ppt

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1、,第四章 马氏体转变 M是碳溶于Fe而形成的过饱和固溶体。 碳在Fe中的过饱和间隙固溶体，M转变产物是硬而脆的。 Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了M转变。不仅观察到了冷却过程中发生M转变，还观察到了加热过程中所 发生的M逆转变。 M转变的定义为：在冷却过程中所发生的M转变的产物统称为M。 M转变和其它转变不同点的基础上又进一步认识到M转变和其它 转变的共同点，由此确定了M转变与一般固态相变之间的一系列共 同特征，可以从固态转变一般规律来认识M转变，而在M转变进行 的条件中去寻求M转变与一般固态转变的不同点的原因。 不仅在金属材料中有M转变，在陶瓷材料、有机材料，甚至生

2、物材 料中都有M类型的转变。基于这个认识，把M转变定义为：凡符合 M转变基本特征的转变统称为M转变。,41 马氏体转变的主要特征 M转变是在低温下进行的一种转变。 1转变的非恒温性 转变是在某一特定的温度Ms以下才发生的，当到达某一温度时 便以极大的速度形成一定数量的M。 转变量是温度的函数。 转变具有的不完全性 残余奥氏体Ar。 M有可能爆发形成 。 少数M等温转变。,2转变的共格性和表面浮凸现象 浮凸效应 在预先磨光的表面上刻划的直线STS在转变后既不弯曲，也不折 断，而是形成了折线STTS 表面浮凸表明，M转变是通过切 变的方式实现的。 M和A间界面上的原子为两相所 共有，新母相间保持共

3、格关系。 界面是以切变维持的共格界面 切变共格界面。M的长大是靠母 相中原子作有规律的迁移，使界 面推移而不改变界面上共格关系的结果。 共格界面的界面能，弹性应变能E，随着M的形成其周围A 点阵中产生一定的E，从而积蓄一定的E，而且E随M尺寸的增大而 增大。 M长大到一定尺寸，使界面上A中弹性应力超过其弹性极限 时，两相间的共格关系即遭破坏，这时M便停止长大。,3马氏体转变的无扩散性 实验表明，Fe-Ni合金在极低的温度（196）下，M长大速 度仍可达到105cm/s数量级。足以证实，M转变时铁原子的迁移不 可能超过一个原子间距，即相变不可能以扩散的方式进行。 另外，M中的碳含量与原A完全一致

4、，表明M转变时也没有发生 碳的扩散。因此，M转变属于无扩散型相变。这是它与其它类型相 变区别的一个重要特点。,4马氏体转变的位向关系和惯习面 1）取向关系 钢中M与A中已经发现的晶体学取向关系有KS关系、西山 （N）关系和GT关系等。 KS关系 Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4C 钢中M（）和A（）之间存在的取向关系为： 110111,。在111晶面族中每 个晶面M可能有6种不同取向，而立方点阵的111晶面族中可能 有4种晶面，故M在A中总共可能有24种取向。 西山（Nishiyama）关系 011111, 与KS关系相比，两者的晶面 平行关系相同，但晶向平行关系 却相

5、差5o16。在111晶面族 中每个晶面上马氏体只可能有3种 不同的取向，故马氏体在奥氏体 中总共可能有12种取向。,GT关系 Greninger和Troiano精确地测量了Fe-0.8C-22Ni合金 奥氏体单晶中M的取向，发现KS关系中的平行晶面和晶向实际上 还略有偏差，即：110111差1o, 差2o。 2）惯习面 由于M转变是以共格区别的方式进行的，所以M相变时的惯习面 也就是两相的交界面，即共格面。正因如此，惯习面应是不畸变平 面，即不发生畸变和转动。钢中M的惯习面随碳含量的不同而异， 常见的有三种： 碳含量0.6%为111，0.61.4%为225，1.4%为 259。 另外，随M形成

6、温度的下降，惯习面向高指数变化，例如碳含量 较高的A在较高温度形成的M的惯习面为225，而在较低温度形 成的M的惯习面为259。由于M的惯习面不同，将会带来M组织 形态上的差异。,5转变的可逆性 冷却时，高温相可以通过M转变而转变为M。同样，加热时M也 可以通过M转变而转变为高温相，即M转变具有可逆性。一般称加 热时的M转变为逆转变。逆转变与冷却时所发生的M转变具有相同 的特点。与冷却时的Ms及Mf相对应，逆转变时也有转变开始温度 As及转变终了温度Af。As较Ms为高，两者之差视合金而异，如Au- Cd ,Ag-Cd等合金较小，仅2050，而Fe-Ni等合金就很大，大于 400。对钢来说，在

7、一般情况下观察不到M的逆转变，这是因为M 被加热时在温度尚未到达As点的过程中已发生了分解（回火），因 而不存在直接转变为A的可能性。只有在采用极快的加热速度，使 之来不及分解的情况下才会发生逆转变。据报导，含0.8%C钢以 5000/s的速度加热时，可以在590600发生逆转变。,42 马氏体转变的晶体学 Fe-C合金M是由A直接转变的，M与A的成分完全相 同。X射线分析证实，M是碳在-Fe中的过饱和固溶 体，以表示。-Fe是体心立方点阵溶碳量碳 在-Fe中处于过饱和状态。 1马氏体的晶胞及点阵常数 Afcc，碳原子位于铁原子所组成的 正八面体中心。M转变fcc的A通过切 变体心立方的-Fe

8、。碳原子仍然停 留在六个铁原子所组成的八面体中心。 碳原子在点阵中的可能位置是-Fe体 心立方晶胞的各棱边的中央和面心处 由铁原子组成的扁八面体的空隙。,体心立方点阵中的八面体不是正八面体，而是扁八面体。 在八面体的三个轴中有一个是短轴。在短轴方向上的空 隙为3.8102nm，碳原子直径0.154nm。在平衡状态下 碳在-Fe中的溶解度0.006%C。M转变成分不变，碳原 子仍固溶在-Fe的点阵中而形成过饱和的间隙固溶体。 在-Fe点阵八面体中心的碳原子使扁八面体发生畸 变：短轴伸长，长轴缩短。把所有的八面体按短轴的取 向分为三组：短轴平行于X轴的称为X取向，其中心称为X 位置。同样，短轴平行

9、于Y（Z）轴的称为Y（Z）取向， 其中心称为Y（Z）位置。,位于X位置的碳原子a，b和c。 如M中的碳原子均匀分布在X、Y、Z碳原子的存在引起bcc的 点阵常数。 转变的切变特征碳原子都落在-Fe点阵内的同一个位置上 Z位置点阵常数c，a与b，ca和b。bcc体心正方。M中 C%c，a与b，正方度c/a。 c=a0+ a=a0- c/a=1+ (4-1) 式中 a0=0.2861nm(-Fe的点阵常数)； =0.1160.002；=0.0130.002； =0.0460.001； -马氏体的碳含量（Wt%）。 可以通过c/a计算马氏体的碳含量（Wt%）。,2M的异常正方度 有些钢中M的正方度与

10、其C%量的关系不符合（41）式异 常正方度。 正方度高于（41）规律的，如高碳铝钢和高镍钢中新淬火态 M。但温度回升到室温时：c轴，a轴正方度。 有的正方度低于（41）规律的，如Ms点低于0的锰钢，制成 A单晶淬入液氮，在液氮温度下M的正方度低于（41）规律 异常低正方度 正交点阵，即ab。但当温度回升到室温时，则c 轴、a轴，使正方度渐趋近（41）式。 当碳原子在M点阵中呈部分无序分布时，表现出正方度较低； 无序分布程度正方度。原因：部分碳原子在另外两组空隙位 置上分布的概率不等，就必然造成ab形成正交点阵。,新淬火态M成异常高正方度的原因：碳原子几乎都处于同一组 空隙位置上呈完全有序态，当

11、温度回升至室温时，发生无序转变 正方度。 式（41）表达的规律：80的碳原子位于Z位置，其余20的 位于X、Y位置。 对于碳含量小于0.2%M，在室温下M中的碳原子或是偏聚于位 错线附近，或是均匀地分布在X、Y、Z三个位置完全无序状 态。原因：含碳低于0.2%M，有序无序转变温度在室温以下。 M碳含量大于0.2%时，正方度由（41）计算，小于0.2%时，碳 原子呈无序分布，正方度为1体心正方点阵。 M异常正方度的发现，对于研究M的形成过程和转变机理有着重 要的意义。,43 M组织形态 化学成分和热处理条件显著影响组织形态、内部亚结构和显微 裂纹形成倾向，这些因素又决定着钢的力学性能。 已经明确

12、，M的组织形态随碳含量、合金元素含量以及M的形成 温度等改变。 钢中M的形态有五种：板条状M、透镜片状M、蝴蝶状M、薄板 状M及薄片状M。 1板条状马氏体 成分条件：低中碳钢、铁镍合金及不锈钢。 板条状M是由许多M板条集合而成。立体形态是扁条状或是薄板 状。每一个板或条均为一单晶。相邻板条如不呈孪晶关系，则将在 其间夹有厚20nm的薄壳状残余A。Ar的碳含量较高，也很稳定，在 合金钢中冷却到196也不转变。,43 M组织形态 化学成分和热处理条件显著影响组织形态、内部亚结构和显微 裂纹形成倾向，这些因素又决定着钢的力学性能。 已经明确，M的组织形态随碳含量、合金元素含量以及M的形成 温度等改变

13、。 钢中M的形态有五种：板条状M、透镜片状M、蝴蝶状M、薄板 状M及薄片状M。 1板条状马氏体 成分条件：低中碳钢、铁镍合金及不锈钢。 板条状M是由许多M板条集合而成。立体形态是扁条状或是薄板 状。每一个板或条均为一单晶。相邻板条如不呈孪晶关系，则将在 其间夹有厚20nm的薄壳状残余A。Ar的碳含量较高，也很稳定，在 合金钢中冷却到196也不转变。,许多相互平行的板条组成一个板条束。 一个A晶粒可以转变成几个板条束。在一 个板条束内常常可以观察到黑白相间的块 板条块。 即：一个A晶粒可以转变成几个束 （Packet），一个束又可以分为几个块 （Block），块由板或条组成。板和条 是板条M的基

14、本单元。 在光镜和透射电镜中所观察到的M形状 均呈长条状。板条的宽度范围在0.025 2.25m之间，多数板条宽度在0.1 0.2m之间。透镜观察表明，板条M的亚结构主要是位错。用电阻 法测定其位错密度约为（0.30.9）1012cm-2。 在板条M内部有时也可以观察到孪晶，数量。故又称板条M 为位错型M。板条M的惯习面为111,位向关系为KS关系。,板条M束是指惯习面相同且形态上呈现相互平行 的M板条群集在一起所组成。按照KS关系， 011中的晶面与惯习面（111）相平行的相 邻板条组成一个束，而与惯习面（ ）相平行 组成另一个束，对一个单晶体（晶粒）来说，面心 立方点阵有四个不同的111面

15、，故一个A晶粒内 有可能形成四种不同的取向的M束。M束之间是以 大角度界面（束界）分开。,M块：指惯习面晶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。在维持KS关系的情况下，一个惯习面上可以有六个不同的取向。各块之间以大角度界面（块界）分开，并在光镜下呈现黑白交替的色调。 当板条束内呈现块时，每一个小块内的板条均具有相同的取向，故块又可称为同位向束。如果在板条束内不出现块，则相邻的板条有可能绕轴，从一个取向转向另一个取向，在一个惯习面上，最多可以有六个取向，故最多转动六次后就将恢复到最初的取向。但在实际情况下不一定所有的六个取向均能出现。,2透镜片状马氏体 成分条件：中、高碳钢

16、及高镍的Fe-Ni合金。 透镜片状的立体外形呈双凸透镜状，与试样磨面相截呈针状或竹叶状片针状M。 当A被过冷到Ms点以下时，最先形成的第一片M将贯穿整个A晶粒，而将晶粒分为两半。 但如晶界两侧的晶粒的取向很相近时，则M片也有可能穿过A晶界而贯穿两个甚至三个A晶粒。以后形成的M片将受阻于已形成的M片，故后形成的M片愈来愈短小。,片状M的惯习面及位向关系与形成温度有关，形 成温度高时，惯习面为225，与A的位向关系为 KS关系；形成温度低时，惯习面为259，位 向关系为西山关系，且在M片的中间有一直线中脊。225M可以爆发形成。爆发形成的M常呈Z 字形。 片状M内的亚结构主要为112孪晶，孪 晶间

17、距为510nm。但孪晶仅存在于片的中部， 在片的边缘则为复杂的位错组列。孪晶区所占比 例与M形成温度有关，形成温度愈低，孪晶区所占 的比例愈大。,蝴蝶状M、薄板状M及薄片状M p95-96,3影响M形态及其亚结构的因素 1）化学成分 A的化学成分是影响形态和亚结构的主要因素。在A 的化学成分中以碳含量最为重要。碳钢中含0.3%C以下为板条M， 1.0%C以上为透镜片状M，0.31.0%C之间为板条M与透镜片状M 的混合组织。在Fe-Ni-C合金中，M的形态及亚结构也与碳含量有 关。随A中碳含量的增加，M的形态由板条状向透镜片状M转化。在 其它合金元素中，凡能缩小相区的，将促使得到板条M；凡能扩

18、 大相区的，将促使M形态从板条M转化为片针状M。,2）M形成温度 随形成温度降低，形态：板条状片针状M转化。 亚结构则由位错转化为孪晶。由于M转变是在MsMf的温度范围内 进行的，因此，对于一定成分的A来说，也有可能转变成几种不同 形态的M。 3）A的层错能 A层错能低时，易于形成-M。一班认为，层错能愈低，愈难形 成相变孪晶，愈趋向形成位错板条M。 4）A与M的强度 M的形态与Ms点处A的屈服强度有关，屈服极限196MPa时惯习 面为111的板条M或惯习面为225的透镜片状M。196MPa 时惯习面为259的透镜片状M。此外，M的形态还与形成M的强 度有关。当A的屈服极限小于196MPa时，

19、所形成的M的强度较低时， 则将得到111板条M，如所形成的M的强度较高时，则得到 225透镜片状M。,44马氏体转变的热力学 1M转变的驱动力 根据相变规律，要使相变得以进行，必须满足系统的自由焓小于 0。M转变也不例外，根据相变热力学，M转变的驱动力是M与A的 化学自由焓差。当温度为T0时，两相自由焓差 0，即 表示两相处于热力学平衡状态。当温度低于T0时 0， 说明M比A稳定，A应转变为同成分的M。 即为M转变的 驱动力，它与(T0-Ms)值有关。,当母相被过冷到略低于T0温度时，M转变并不发生，必须过冷到 低于T0的某一温度Ms以下时才能发生M转变，并且大部分合金的M 转变必须在不断的降

20、温过程中转变量才能不断增加。 Ms与T0温度的差值称为热滞，其大小随合金种类和成分而异。铁 系合金的热滞可达二百多摄氏度，而有的合金如Au-Cd,Ag-Cd合金 等仅十几摄氏度到几十摄氏度。 与T0一样，Ms也视合金成分而异。Fe-C合金的Ms随碳含量的增加 而下降。Mf也表现出相同的变化规律。,M转变在两相自由焓略低的温度下不发生转变，而必须过冷到Ms 温度以下M转变才能开始，且大多数合金的M转变必须在不断降温 过程中转变量才能不断增加。 当M形成时，相变驱动力除了与其它相变一样，需克服新形成界 面的界面能等阻力以外，还需克服： 维持共格切变所需的共格切变能； 实现表明浮凸所需的宏观均匀切变

21、能； 因新相比容增大而引起的膨胀应变能； 与M相邻的A产生顺应变产生的协作应变能； 在M内部形成高密度位错和微细孪晶的宏观不均匀切变能 M转变时原子协作移动的摩擦阻力（热能）等等。,即为了实现同成分的的转变： 相变自由能缺陷能界面能共格切变能宏 观均匀切变能膨胀应变能协作应变能宏观不 均匀切变能热能等。 A向M的转变才可能进行。为了满足上述条件， 就必须在两相自由焓相等的温度下有较大的过冷度 （TT0Ms），以便为M转变提供足够的化学驱动 力。这就是M转变存在热滞温度的原因。,2Ms点的物理意义 A和M两相自由焓差达到相变所需的最小化学驱动力值时的温 度。或者说，Ms点反映了使M转变得以进行所

22、需要的最小过冷度。 根据Ms点的物理意义，可以进一步明确： 由M转变的无扩散性，转变温度一旦达到Ms温度，即可克服相 变阻力，转变可快速进行。表现在动力学上为不需要孕育期以及转 变的爆发性。 因为的转变需消耗驱动力以克服相变阻力，所以 转变需不断降温，以补偿驱动力的消耗，表现在动力学上是在不断 降温过程中M转变量才能不断增加。同时使更小的核胚成为临界晶 核，使M转变得以进行下去。,3影响Ms点的因素 1）A化学成分的影响 A的化学成分是影响Ms点的最主要的因素。 碳对Ms点的影响最为显著。随含碳量的增加，Ms及Mf均不断下 降，但下降趋势不同。碳量小于0.6%时，Mf 比Ms下降得快，故能 扩

23、大M转变的温度范围。大于0.6%时，Mf已低于室温，故冷却到室 温时，将保留较多的未转变的残余A。 与碳一样，氮也能强烈降低Ms点。 钢中常见的合金元素，除Al与Co可 提高Ms点外，其余合金元素均可降低 Ms点 。 2加热规范的影响 提高在A单相加热温度或者延长加热时间， 能使Ms有所提高。,3应力和塑性变形 实验证实，对A进行弹性弯曲时，在受拉应力的一侧发生了M转 变，而在受压应力一侧仍保持为A状态。这是因为M的比容大，转 变时产生体积膨胀，因而拉应力（包括单向拉应力）促进M形成， 从而表现为使Ms点升高，而多向压应力则阻止M形成。 在Ms点以上一定温度范围内进行塑性变形会促使A在形变温度

24、下 转变为M，即相当于塑性变形使Ms点提高。这种因形变而促成的M又 称应变诱发M。 产生应变诱发M的温度有一个最高限， 称为Md点，高于Md点，便不会产生应变 诱发M。这是因为形变能为M转变提供了 附加的机械驱动力，补偿了所需要的部 分化学驱动力，因而使转变可以在较高 的温度下发生，即相当于Ms点提高了。,也可以解释为适当的塑性形变可以提供有利于M形核的 晶体缺陷（层错、位错），从而促进了M的形成。若高于 Md点，则因化学驱动力不足而不会发生上述转变。Md点的 温度低于T0温度。 应变也可以诱发M逆转变。应变诱发M逆转变的下限温 度称为Ad。Md和Ad同样随合金成分而异。通常近似认为 T0=1/2(Md+ Ad)。,