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1、第四章 钢的马氏体转变,主要内容,M转变的晶体学 M的组织形态 M转变的特点 M转变热力学、动力学 M转变机制 M的性能与影响因素,马氏体,原子经无扩散切变的不变平面应变的晶格改组，得到的与母相具有严格晶体学关系和惯习面的含有高密度位错、层错或孪晶等晶体缺陷的组织。 凡是相变的基本特征属于切变共格型相变都称为M相变，产物称M，铜、钛合金中也存在M相变 钢的M：C在-Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方或体心立方点阵。 钢的主要强化手段 产生M相变的工艺淬火,1 马氏体转变的晶体结构和特点,一 、晶体结构 1、晶胞 C可能所处的位置及分布： 面心、棱边中点，即扁八面体中心 分布不均匀 80%位于Z
2、轴扁八面体中心 wc%0.2% 体心正方,Fe-C合金M是C在-Fe中的过饱和固溶体。具有体心正方或体心立方点阵。,正方度c/a,体心立方：c/a1 M的正方度与碳含量有关，总是大于1 wc %高 c/a 大（线性关系4-1公式）,2、晶格常数,3、反常正方度 反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符合4-1式 反常低(Mn 钢) 低温时ab（正交），碳在A中部分无序分布，c/a低 室温时，碳在A中重新分布，有序度增加， c/a接近4-1公式。 反常高 (高Al 钢) 低温时，碳处于同一组空隙位置（完全有序状态） c/a高 室温时，温度回升，碳无序分布， c/a下降,二、马氏体转变的特点,
3、1、表面浮凸和切变共格,共格界面上的原子为M和A两相共有 Fe原子协调切变， 相邻Fe原子位置保持不变 切变推移小于一个原子间距 界面共格弹性应变能大 当弹性应变超过弹性极限共格关系破坏M长大停止,2、无扩散性,-196仍有M转变发生 在A与M中C%相同 速度极快，为510-510-7 s 低碳钢M转变存在微量扩散特点，但以Fe的切变为主,3、新/母相取向关系及惯习面,（1）取向关系 K-S关系 X射线极图测定24种可能取向，常见形式。 011 111 西山关系 12种可能取向，一般工业用钢难见 Fe-Ni 合金及-70以下形成的M存在 011 111 G-T关系（与K-S关系比较）： 011
4、 111差1 差2,K-S关系： 011 111 ,西山关系： 011 111 ,（2）惯习面（交界面、共格面）,基本不畸变和转动 以母相的晶面指数表示 与Wc %和形成温度有关 不同惯习面上形成的M形态不同 存在原因无法解释 Wc%1.4% 259 Wc% 居中225,四、转变不完全性,M%是温度的函数，M增加是新形成M的贡献，不需要孕育期 等温M相变有时也会出现，但只形成少量M 残余A 转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不彻底 改善措施冷处理、回火,五、可逆性,加热可以使M按照原来的路径转变为母相的现象 有些Fe合金或非Fe合金中存在 钢中一般观察不到（因为加热分解），加热极快有可能冷却时
5、，高温相可以通过马氏体相变机制转变为M，开始点Ms，终了点Mf加热时，马氏体可通过逆转变转变为高温相，开始点As，终了点Af 通常As Ms，二者之差取决于合金成分,2 马氏体转变的切变模型,一、Bain模型 在A的八面体中心恰好存在bcc晶胞 压缩A的Z轴、拉长X和Y轴，晶体结构即为M的bcc 与K-S关系相符合 C所处的位置被继承 Fe原子通过简单、小距离切变可以实现晶格改组,Bain认为由fcc-A转变为M时，只要 将面心立方点阵的Z轴压缩，而将垂直于Z轴的XY轴拉长，使c接近于a、b，即可得到bct-M点阵。 优点：说明点阵的改组 缺点：不能说明转变时出现的表面浮凸、 惯习面和M中出现
6、的亚结构。,二、K-S模型,M（011） ,三层M（011） ,M中三层原子投影,第一次切变,第二次切变,切变过程,第一次切变：令-Fe点阵中各层(111) 晶面上的原子相对于其相邻下层沿112 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、三层原子的投影位置重叠起来。 第二次切变：在(211) 晶面上(垂直于(111) 晶面)沿011 方向发生第二次切变，使菱形面的夹角由60 变为7032 线性调整：使菱形面的尺寸作膨胀或收缩。,取向关系明确 转变前后相邻原子位置不变 局限性： 对225、259马氏体无法解释 浮凸与实际不符合,三、G-T模型,第一次切变： 接近259宏观变形(浮凸
7、)三菱结构（非M），它与M112晶体结构相同 第二次切变： 在M112面上111方向体心正方微观尺度、不均匀产生滑移或孪生 微调形成M结构 与实验结果一致，可以解释浮凸、取向、亚结构 C%1.4的钢不适合,四、K-N-V模型,FCC某些不全位错分解形成层错（六方点阵）核胚 M在层错的二维核胚上形成 层错处的堆垛与hcp相同层错在相邻面上扩展和点阵微调M 实验结果得到验证： Cr-Ni不锈钢；高Mn钢；Fe-Ni-Mn钢,3 M的组织形态,钢中马氏体根据成分（含碳量）和冷却条件呈现不同的形态 按照亚结构分为位错型马氏体、孪晶马氏体 根据形态分为板条马氏体、针片状马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体、
8、薄片状马氏体,1、板条M（Lath）,（1）构成： 板条：窄而细的M单晶；基本单元；条/ 条之间小角度，平行成群分布；有残余A薄膜 束：尺寸相近、平行、成群分布的板条群，它们的惯习面指数相同（4个方向对应于4个111）。束/束之间大角度。 块：在一个束中黑白相间的板条 ，有时不存在。惯习面指数、与母相取向关系相同的板条构成。块/块之间大角度。,（2）亚结构：位错，又称位错M （3）晶体学取向：K-S （4）惯习面：111、225 （5）形成温度高，又称高温M （6）含碳%低，又称低碳M （7） A化温度（晶粒大小）对板条宽度影响不大；但对束尺寸有影响 （8）板条各自单独形核，随后长大合并,2、
9、透镜片（针）状M（Lenticular）,形貌：立体为透镜状、相互不平行，中间分布残余A。形成时容易产生撞击，故韧性差。 亚结构：中脊孪晶（形成温度越低此区大）、边缘少量位错。又称孪晶M 惯习面与形成温度有关： 温度较高时为225，位向关系符合K-S关系 温度较低时为259，位向关系符合西山关系 形成温度低，又称低温M 碳%高，又称高碳M,3、其他形态M,1）蝶状M（Bitterfly）（Fe-Ni合金） 立体V型柱状，断面蝶状。两翼为取向不同的片状M，两片之间呈孪晶关系。 存在于Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中 形成温度在板条和透镜马氏体形成温度之间 位向关系符合K-S关系 亚结构：以位
10、错为主，有少量孪晶 惯习面：蝶状的两翼为225，两翼的结合面100,2）薄片M（Ni钢）,立体：薄片； 平面：细带状，还有交叉、分枝等 无中脊 孪晶亚结构 K-S； 259,3）马氏体,出现在层错能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中 极薄片状 亚结构：大量层错 晶体结构：密排六方结构hcp 惯习面：111 有时与体心M共存，体心M在其内部形成,小结（钢）,二、影响M形态及亚结构的因素,1、成分： C%：0.31.0%为混合M 缩小区的合金元素板条M增加 降低层错能的合金元素 马氏体增加 2、形成温度（MS ） 随温度降低板条M减少（ C% ） 合金钢MS 低板条M减少,3、
11、A的层错能 低不容易形成孪晶M 容易形成板条M、马氏体 4、A的强度（ Ms点时） A的屈服强度 206MPa 强度高的片M 259,4马氏体转变的热力学,一、相变条件 1、驱动力 2、相变阻力 新相界面能 弹性应变能（维持共格） 宏观均匀切变功 形成亚结构功 相变时邻近A协作变形功,母相中缺陷的作用 可能提高母相的强度相变阻力 也可能是相变驱动力 综上所述：相变过冷度大 为什么马氏体相变需要很大的过冷度？,M转变的热力学条件,温度必须过冷到Ms点以下才能发生M转变，转变需要过冷度：T=T0Ms T视合金成分而定， 几十度到几百度，铁系合金M转变很大,二、Ms意义,物理意义：M相变所需要的最小
12、过冷度对应的温度 工程意义 制订等温、分级淬火的依据 Ms点的高低决定残余AR %，影响变形 Ms点的高低决定M的形态、亚结构，影响性能,三、影响Ms的因素,1、A的成分 碳：影响显著，随C%，Ms，Mf，且Mf比Ms下降得快 氮：与碳相似 合金： 除Co、Al外，其余使Ms下降 以碳化物形式存在影响不大（比如过共析钢） 各种元素相互影响（经验公式）,2、应力和塑性变形,拉应力：Ms升高诱发M 应变诱发M： MdMs之间塑性变形Ms升高诱发M 原因：产生的晶体缺陷有利于M形核 变形量诱发M%，但抑制后续M转变 Md：高于该温度形变不再能诱发马氏体的形成，与成分、工艺有关。少量变形促进后面M转变
13、。反之，阻碍M的形成。 Ms以下塑性变形影响同上,3、奥氏体化条件,温度、时间 成分均匀 母相强化 Ms 晶粒粗大、碳偏聚少 易切变Ms 完全A化后，温度升高、时间增加 Ms略升高，影响不明显 成分一定时，A细晶Ms降低，但不明显,4、先形成组织对M转变的影响,先形成的P A贫碳 Ms升高 先形成B A富碳 Ms降低,5马氏体转变的动力学,一、形核（主导） 1、热形核：可视为同素异构 临界尺寸取决于形核功、核胚长大激活能（能垒） 局限性：不能解释M低温形成的原因,2、缺陷形核： 非均匀形核：颗粒粉实验证实 观点：认为在A中已经存在具有M结构的微区，这些微区是在高温下母相A中的某些与晶体缺陷有关
14、的有利位置，通过能量起伏及结构起伏形成的。它们随温度降低而被冻结到低温，可称为核胚。 形核位置：位错等晶体缺陷；夹杂；塑性变形区,3、自促发形核： 先形成M尖端A形成位错可以促使周围M转变,二、M转变动力学类型,1、降温转变(变温M转变) 多数钢 取决于过冷度，对时间不敏感；无孕育期 速度快 M%增加是新相形成的贡献，非长大所致 中断或停止冷却 M%减少 综上所述，瞬时形核，高速长大。M转变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关,2、等温转变,某些钢M转变与P转变相似有孕育期和C曲线 时间增加M%增加，对时间敏感 任意温度下 M% 有限（不能进行到底，与P转变不同），只有部分A可以转变为M 等温
15、形核，瞬时长大 某些钢先变温转变，再等温转变,奥氏体Fe-31%Ni-0.4%Cr合金的等温马氏体生长的背散射SEM照片(-196等温) a) 等温3min, b) 等温6min,3、爆发式转变,Ms小于0 MB温度下瞬时、大量产生，随后以正常速度转变 伴有大量潜热释放、声响 有中脊、Z字形状、259惯习面 原因：尖端高应力促使取向有利另一M的形成自触发形核、瞬时长大 细晶粒爆发M%减少,4、表面M转变,在稍高于Ms点温度下等温，往往会在试样表面形成M，而内部仍为A。 表面M形成是等温转变，但长大速度极慢其形态、晶体学与内部形成的M不同 西山关系、惯习面111或112 形貌：呈条状 原因：表面
16、不受三向压应力Ms高于内部 对研究M转变有干扰,6马氏体的机械性能,一、硬度和强度 1、硬度：M中的C%硬度,1高于Ac3及Acm淬 火（完全淬火） 2高于Ac3或Ac1淬 火（不完全淬火） 3完全淬火后深冷 得到完全M,2、强度高,强化机理： 固溶强化：碳作用大，0.4C%以上效果 ；合金作用小 亚结构强化：低C C钉扎位错；高C 、合金Ms低 孪晶强化 时效强化：低碳钢自回火C偏聚或析出引起；C%高 效果显著 细晶强化：作用不显著 思考：为什么同为碳的固溶体，A中的固溶强 化效果远低于M中的固溶效果？,二、 塑性和韧性,C%增加塑性、韧性降低 位错M高塑性、韧性 容易变形 板条相互不碰撞
17、孪晶M塑性、韧性差 滑移系少 显微裂纹 隐晶M 混合M比例对性能影响,三、相变诱发塑性,M相变过程中塑性增加的现象 原因： 应变诱发M相变加工硬化均匀变形 塑性变形发生在应力集中处应变诱发M应力松弛开裂和扩展倾向小 M在A缺陷处形核A应力松弛贡献塑性 不是所有应变诱发M钢都有以上作用， AR%在3040%的钢效果明显,7奥氏体的稳定化,一、稳定化 指A在外界因素作用下，由于内部结构发生某种变化而使A向M的转变呈现迟滞现象。 特征：引起残余A增加，使硬度下降，零件尺寸稳定性下降 。 产生条件：冷却过程中，在Ms点上、下某温度： 停留 缓冷 一定的塑性变形(冷加工或相变时),二、分类（按稳定性质分
18、） A热稳定化：淬火时缓冷或停留，M转变迟滞 A机械稳定化：淬火过程中，因塑性变形使M转变迟滞 Md点以上+大量塑性变形 相变A协作形变 M相变残留的多向压应力变形区 实际：二者相互影响，综合作用，停留温度热稳定化作用。,三、 A热稳定化,因缓慢冷却或在冷却过程中停留引起使马氏体转变迟滞。 实验：20时停留时间Ms滞后温度、M%减少 热稳定化程度：用滞后温度和残余A增量表示 影响因素： Ms以上，停留温度高明显，高于某温度反稳定化 C%增加明显 停留时间增加明显 冷却速度增加稳定化不明显,原 因,柯氏气团钉扎位错强化A 柯氏气团C、N偏聚阻碍M核坯长大 稳定化；但 过高碳扩散 柯氏气团破坏稳定
19、化（反稳定化） 无法解释无间隙原子合金的稳定化现象，形成原因有待进一步研究,四、 A的机械稳定化,Md点以下+少量塑性变形诱发M转变，但也使未转变A稳定 Md点以上+大量塑性变形抑制M转变，形变温度越高变形%对稳定化影响越小 原因： 小变形A层错、晶界、位错网、胞状结构增加 大变形A中高位错密度、亚晶母相强化 M转变A稳定化，M%多明显,五、应用,1、减少淬火变形增加残余A Ms以上分级淬火 Ms以上等温淬火 提高淬火温度降低Ms 2、提高硬度、耐磨性减少残余A 简单零件快冷 复杂零件在M s附近短时分级淬火（A稳定化影响小） 在淬火后马上冷处理（高碳钢除外） 回火冷却时A转变为M,3、稳定性
20、尺寸 残余A%？ 精密零件、工具低于回火温度后，长时间加热（时效） A稳定化,4、提高强韧性 使用A稳定性好的材料受力不容易诱发M 提高韧性 采用A稳定性差的材料受力容易诱发M 提高强度,8热弹性马氏体与形状记忆效应,一、热弹性M M随温度升降而消长，形状变化由母相协调 特点 相变引起的变形是弹性的可逆 界面始终维持共格 形成条件 两相比容差小保证弹性范围维持共格 母相点阵结构有序化规律保证取向关系相变完全可逆 母相弹性极限非常高共格容易保持、不破坏,二、热弹性M的伪弹性,定义： 在MsMd 应力诱发M 应力周期变化（增、减）M（消、长）非线性宏观弹性变形 特点：大范围变形，又称超弹性 与前者
21、相比，引起变形的因素是应力 应力诱发M近于相同取向，故伴随宏观形状的变化,三、形状记忆效应,现象： M下塑性变形加热恢复原母相A形状再冷却回到原M塑性变形后形状 单程记忆 新相M状态变形（伪弹性）加热Af （可逆转变） 再冷却对M无记忆效应 双程记忆,原 理,一般M多种取向多方向宏观变形形状不变（自协作效应） 若是孪晶、层错结构M 相临不同取向M片呈孪晶关系应力作用推移某取向M长大（择优取向）出现宏观形状变化卸载、加温可逆变形（伪弹性）恢复母相形状 应力诱发M与外力方向有一定依赖关系，施加外力可以择优再取向，引起形状变化,单程记忆原理 多数合金卸载后伪弹性恢复，不能逆转变，要借助加热才能实现形
22、状记忆 冷却后不能恢复M形状 双程记忆原理 多次循环重复训练： 母相冷却时加应力母相形成择优取向晶体缺陷不产生自协作效应 这种晶体缺陷可以作为热弹性M的形核位置记忆M的形状 因对外做功，记忆不完全,形状记忆合金具备的条件,母相具有热弹性M转变维持共格 母相孪晶或层错亚结构择优取向 母相具有有序化结构维持特定取向,应 用,宇航天线（Ni-Ti） 母相天线形状冷却M（软、团状） 飞机液压管路接头紧固件 液氮M下扩孔装配室温收缩正常孔径 医疗TiNi合金的生物相容性很好，牙齿矫形丝、脑动脉瘤夹、接骨板、人工关节、心脏修补元件等。 热敏装置温控开关,小结及作业,钢的马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体。正方度增加，晶格畸变严重。 马氏体相变是切变；无扩散相变；转变速度极快；转变具有不彻底性。 Ms主要与材料成分有关，通常碳%越高，其值越低。马氏体的性能与其形貌关系密切，低碳M形貌为板条状、强韧性好；高碳M硬度高，但韧性差。 C%超过0.4%，残余A%明显增加，材料的耐磨性下降。冷却速度较慢、冷却过程停留或合金含量高时，残余A%含量增加。 作业：Page 115：2、4、5、8、9,返回,返回,薄片M,蝶状M,返回,返回,马氏体,返回,返回,返回,返回,返回,Ag-Cd合金在恒温下的拉伸应力应变曲线,返回,返回,