第五章馬氏體相變與鋼的淬火主要內容

馬氏體的晶體學馬氏體的類型及組織形態(tài)馬氏體轉變的主要特點馬氏體轉變機理淬火時的奧氏體穩(wěn)定化

淬火馬氏體的性能及其應用

共析碳鋼CCT曲線MfMsA1Vc

奧氏體化的鋼，以>Vc的速度冷卻時，過冷奧氏體冷卻到Ms溫度以下，轉變?yōu)轳R氏體，這種操作叫淬火。馬氏體是強化鋼材的重要組織。共析碳鋼奧氏體向馬氏體轉變式：

A→Mf.c.c,0.77C%→b.c.corb.c.t,0.77C%

﹂只有晶格改組而無成分變化非擴散型轉變

1.馬氏體與馬氏體相變的定義馬氏體—對于鋼而言，馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體相變—替換原子經無擴散位移(均勻和不均勻形變)、由此產生形狀改變和表面浮突、呈不變平面應變特征的一級、形核長大型相變。C在α-Fe中的過飽和固溶體

——亞穩(wěn)；單相C位置：扁八面體間隙，

R間隙0.19?，RC0.77?——晶格畸變較嚴重bac——扁八面體間隙位置晶體結構類型：

體心立方或體心正方等結構后者存在正方度：c/a

2.馬氏體的晶體結構①c=a0+αWc;②a=a0?βWc;③c/a=1+γWcWc—含碳量；a0—α-Fe晶格常數(shù)α、β、γ—常數(shù)——正方度基本只與含碳量有關，并隨C%增加而升高。正方度與含碳量的關系正方度已被作為馬氏體碳含量定量分析的依據(jù)反常軸比現(xiàn)象：

實際中馬氏體的晶體結構除與C含量有關外，還與C原子位置的變化有關，在某些條件下可能出現(xiàn)反常軸比現(xiàn)象：①低軸比：

C原子同時占據(jù)八面體和四面體間隙位置

Ms<0℃的高碳鋼、Fe-Mn-C合金等中②高軸比：

C原子只占據(jù)一個立方軸方向上的八面體間隙,造成間隙C原子分布的極度有序化。鋁鋼、高鎳鋼通過均勻切變形成的馬氏體與母相奧氏體之間存在嚴格的位向關系。在鋼中已經發(fā)現(xiàn)的位向關系有K-S關系、西山關系和G-T關系。3.馬氏體的取向關系和慣習面K-S關系Kurdjumov和Sachs采用X射線極圖法測出1.4%C鋼中馬氏體與奧氏體之間存在下列位向關系，即K-S關系：西山關系N-W關系Nishiyama(西山)和Wassermann在研究Fe-30%Ni合金單晶時發(fā)現(xiàn)，該合金在室溫以上具有K-S關系，而在-70?C以下形成的馬氏體具有以下關系：G-T關系Greninger和Troiaon精確測量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奧氏體單晶中的馬氏體位向，結果發(fā)現(xiàn)K-S關系中的平行晶面和平行晶向實際上均略有偏差，即：差1?差2?

慣習面馬氏體轉變時，新相和母相保持一定位向關系，馬氏體在母相的一定晶面上開始形成，此晶面稱為慣習面，通常以母相的晶面指數(shù)表示。鋼中馬氏體的慣習面隨著碳質量分數(shù)和形成溫度不同而異，有(111)

(碳含量小于0.6%)、(225)、(259)

(碳含量高于1.4%)。

隨馬氏體形成溫度的降低，慣習面有向高指數(shù)變化的趨勢。

M板條單晶M板條束①單元體的立體形態(tài)細長板條狀，每個板條為一個M單晶，尺寸0.5*5.0*20m，慣習面{111}γ

。②結合特怔

a)在一個奧氏體中，可形成幾個不同位向的馬氏體群(通常3~5個)；群內含數(shù)量不等、位向大體一致但呈大角度的馬氏體束(塊)；束由眾多細小平行的板條單晶排列而成。

b)板條多被殘余A薄膜（20nm厚度）隔開。M板條M板條束立體外形為V形柱狀，橫截面為蝶狀高碳Fe-C合金特殊淬火處理后：從粗片針狀M晶粒邊沿或周圍奧氏體中長出(Butterfly)>——實質是轉變溫度的影響——隨轉變溫度的下降——隨C↑：

Ms將↓；

M實際轉變溫度↓——奧氏體強度低易于形成位錯型馬氏體奧氏體強度越高，越易于形成孿晶型馬氏體——層錯能低易于形成位錯亞結構的馬氏體例如薄板狀ε′馬氏體、板條馬氏體。實際中發(fā)現(xiàn)：

——淬火馬氏體金相形態(tài)與轉變溫度相關轉變溫度高于200℃——板條狀馬氏體；轉變溫度低于200℃——片狀馬氏體由于C%↑，Ms及Mf↓，實際轉變溫度區(qū)間會變化→形態(tài)與C%關系:

低碳——板條狀高碳——片狀中碳——板條狀+片狀————Mf>200℃————Ms<200℃——Ms>200℃>Mf——切變共格性馬氏體轉變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關馬氏體轉變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關轉變開始溫度轉變終了溫度有一定數(shù)量的殘余奧氏體剩余?！狢含量越高，Ms越低，殘余奧氏體越多無擴散性并不是說轉變時原子不發(fā)生移動，馬氏體轉變時出現(xiàn)浮凸說明鐵原子不僅有移動，而且產生了肉眼能觀察到的移動。

所謂無擴散，指的是母相以均勻切變方式轉變?yōu)樾孪?。非擴散相變——原子發(fā)生切變位移，但相對位置沒有發(fā)生變化——軍隊式轉變界面擴散型相變——原子不切變，位置由于擴散而改變——平民式轉變界面形狀改變形狀不改變馬氏體轉變時能在預先磨光的表面上形成有規(guī)則的表面浮凸，這個現(xiàn)象說明馬氏體是通過奧氏體的均勻切變方式進行的。三種不變平面應變a)膨脹c)馬氏體相變時的切變+膨脹b)孿生時的切變不變平面注意：馬氏體相變的最基本的特征：（1）切變共格性（2）無擴散性其他特點均由這兩個基本特點派生而來。

應變能∑E包括幾個方面：1、切變能；

2、比容變化而使M體積膨脹增加的能量；

3、維持M-A兩相共格所需要的能量；

4、M和A內部儲存能。界面能+應變能——M內部高密度的位錯或孿晶增加的能量；——M形成時因體積膨脹，對周圍A有作用力，使其發(fā)生變形，位錯密度增加而增加的能量很大

馬氏體轉變主要受應變能控制，（界面能和擴散激活能很小）

而珠光體轉變主要受界面能和擴散激活能控制。雖共格界面，S·σ

很小，但∑E很大——馬氏體相變需要大的過冷度+Sσ+ΣEGα′GαGγMsToA3℃GV△GT0點的物理意義：M和A自由能相等時的溫度MS點的物理意義：M和A的體積自由能差剛好克服相變阻力(相變所需最小驅動力)時的溫度ΔGγ→α′=ΔS(T0-Ms)3影響鋼中Ms點的主要因素

Ms點對于馬氏體轉變的重要性：

1、Ms點的高低決定其亞結構，進而決定了馬氏體的機械性能；

2、Ms點的高低決定鋼淬火冷卻到室溫時的M轉變量和殘余奧氏體量；

3、制定淬火工藝（如分級淬火或等溫淬火）時，必須參照Ms點。等等。

——

因此重點討論影響Ms的各種因素。(一)奧氏體的化學成分1、碳含量：

C％↑，Ms↓，且擴大M形成溫度范圍。

原因：①C對A和M均有固溶強化作用，增大了A→M轉變時的切變阻力，需要更大的過冷度以獲得更大的相變驅動力，使Ms↓；②C是穩(wěn)定A的元素，使A3點↓，故使Ms↓。碳含量對鋼中Ms點的影響2、合金元素

除Co、Al外，其余合金元素都不同程度地降低Ms點。原因：①影響了平衡溫度T0②提高A的σs，使切變阻力增加。

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↑用經驗公式可大致求出某種材料的Ms:Ms(℃)=538-317×(％C)-33×(％Mn)-28×(％Cr)-17(％Ni)-11(％Si+％Mo+％W)

奧氏體晶粒越細小，Ms越低。原因：

σs=σi+kyd-1/2

d↓，σs↑，奧氏體強度↑，使切變困難，需要更大的相變驅動力，Ms↓。1奧氏體晶粒（二）奧氏體化條件的影響2加熱溫度和保溫時間正常淬火加熱溫度下：

亞共析鋼，完全奧氏體化，加熱溫度高，

——

隨著T↑，τ↑，d長大↑，使Ms↑

共析、過共析鋼、高合金鋼

——

不完全奧氏體化，加熱溫度較低，d不易長大；隨著T↑，τ↑，C、合金元素溶入較多，總體使Ms↓。

當T↑，τ↑時，

一方面：A中溶入合金元素較多，使Ms↓；另方面：A晶粒d↑，缺陷密度↓，切變阻力↓，使Ms↑。(三)形變與應力的影響

塑性變形的影響(1)Ms~Md之間塑性變形的影響在Ms點以上不太高的溫度范圍內(Ms~Md)對過冷A變形，可促使M轉變，在Ms點以上即可形成一部分M，叫形變誘發(fā)M，相當于提高了Ms點。形成M數(shù)量取決于形變溫度和形變量。形變溫度越低，形變量越大，誘發(fā)M數(shù)量越多。

形變誘發(fā)M的上限溫度稱之為Md點。Md不能大于T0。(2)Ms~Mf之間塑性變形的影響

若在Ms～Mf溫度范圍內的某一溫度進行塑性變形也會促進奧氏體在該溫度下向馬氏體轉變。(3)Md以上塑性變形的影響若在Md以上某一溫度范圍內經塑性變形不會產生應變誘發(fā)馬氏體。變溫型馬氏體轉變的鐵基合金，奧氏體的預先變形會降低Ms點，并減少冷卻時產生的馬氏體量。變形溫度愈高，作用愈大。混合型轉變的合金：微小變形度促進馬氏體的轉變，Ms↑，馬氏體量↑較大變形度阻礙甚至完全制止隨后冷卻時的馬氏體轉變。

多向壓應力─由于M轉變使體積膨脹，多向壓應力使轉變阻力增加，Ms↓；

拉應力─促進M轉變，使Ms↑

彈性應力的影響（四）淬火冷卻速度的影響——有爭議？

一般工業(yè)用淬火介質所能達到的冷卻速度對Ms沒有影響。（五）磁場的影響外加磁場，誘發(fā)M轉變，Ms點↑。原因：磁場中M的自由能降低，而A的自由能影響不大，T0↑，Ms點↑，類似形變誘發(fā)M相變。4.形變誘發(fā)M當在Ms點以上一定溫度范圍內(T0~Ms)對過冷奧氏體進行塑性變形時，會出現(xiàn)馬氏體轉變，這樣的馬氏體稱為形變誘發(fā)馬氏體。Md點：形變馬氏體開始點形變誘發(fā)M形成原因①形變造成晶體結構缺陷增多，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點升高。②形變造成局部應力集中，提供M形核的附加能量，成為形核的有利位置，從而促進M轉變，提高Ms點。驅動力：化學驅動力(-自由能)+機械驅動力(-形變能)

在Ms~Md溫度范圍形變，雖然可使Ms點升高，但往往使隨后形成的M量減少。

原因：塑性變形提供有利于馬氏體形核的晶體結構缺陷，促使形成馬氏體，但缺陷增多使馬氏體長大受到阻礙，轉變速率變小。大量塑性變形使缺陷組態(tài)強化母相，就會形成穩(wěn)定化，減少M量。冷至375℃-1%M冷至345℃-30%M大多數(shù)鋼具有變溫M相變特點變溫馬氏體的特點注意與變溫M、奧氏體形成動力學曲線的相同與不同：等溫——有孕育期但很短，且瞬時長大；變溫——無孕育期，瞬時長大；

A——孕育期相對長，約50%處轉變快等溫馬氏體的特點一些Ms溫度低于0oC的合金冷至一定溫度MB(MB≤Ms)時，可瞬間(幾分之一秒)劇烈地形成大量馬氏體，這種馬氏體形成的方式稱為爆發(fā)式轉變。綜上：三種方式長大速度均極大，主要差別是形核及形核率不同。可逆不可逆可逆不可逆對比，有：熱滯大——不可逆可逆——熱滯小(1)熱彈性可逆轉變所需熱滯小，所需驅動力小；(2)連續(xù)冷卻時兩種轉變的轉變量均隨溫度下降而連續(xù)增加，但熱彈性轉變中量的增加既依賴新核心的形成與長大，也依賴于原較高溫形成的新晶粒在隨后冷卻中的繼續(xù)長大；(3)熱彈性轉變的新相在形核與長大中與母相始終保持界面共格關系不被破壞，且界面推移速度受冷卻速度控制，而非熱彈性轉變在各溫度形核后即迅速長大到極限，界面共格關系破壞，界面推移速度只與驅動力或過冷度有關；(4)熱彈性馬氏體發(fā)生逆轉變時，無需形核過程，而是馬氏體片的連續(xù)收縮直至消失，而非熱彈性馬氏體逆轉變時往往會碎裂成多個小片，相當于需形核與長大過程。

宇宙飛船天線很大，發(fā)射不方便。形狀記憶Ti-Ni合金，在M狀態(tài)很軟，在母相A狀態(tài)很硬。在母相狀態(tài)下制成，降溫使其發(fā)生M轉變，并折成一小團，當飛船達到一定位置時，天線因受太陽光線的熱而發(fā)生M→A逆轉變，并恢復形狀二)K-S均勻切變模型——均勻切變模型①第一次較大量的均勻切變(主切變)：

第二次小量切變：

晶格調整：K-S機制問題：①和實際表面浮凸現(xiàn)象、慣習面有差異；②未解釋亞結構①第一次切變

——為宏觀均勻切變，發(fā)生宏觀變形，產生表面浮凸；并發(fā)生點陣改組，形成馬氏體點陣結構。(3)G-T模型——兩次切變模型②第二次切變

——為微觀不均勻切變，也稱為晶格不變切變，可以是滑移，也可以是孿生。切變結果:無宏觀變形，晶格不變。同時，降低了應變能（應力松弛），在馬氏體內產生位錯或孿晶亞結構。G-T模型切變過程a)切變前b)均勻切變(宏觀切變)c)滑移切變d)孿生切變G-T模型示意圖K-S與G-T機制共同點：

宏觀主切變+微切變+尺寸調整G-T內容：①表面浮凸由第一次宏觀切變（225）γ產生；②慣習面為（225）γ

；③兩種不同亞結構由第二次微切變產生。

問題：無法解釋（111）γ慣習面。一、馬氏體的強度和硬度特點：總體：高硬度、高強度注意：Ⅰ、硬度、強度主要取決于C%，Me影響小。

C%↑,馬氏體HRC↑。Ⅱ、須注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異。

C%↑，淬火鋼HRC↑，0.6%C后基本趨于定值。馬氏體硬度-高于ACm淬火后深冷高于AC1淬火高于ACm淬火—AR%↑—Fe3C↑

馬氏體高硬度、高強度的原因：①相變強化，相變造成M內高密度的位錯或孿晶，起到強化效果；②固溶強化，M是碳的過飽和固溶體，有很強的固溶強化效果；③時效強化，馬氏體在淬火冷卻過程中或淬火后在室溫停留過程中都會析出彌散的碳化物，對位錯起釘扎作用，從而起強化作用。二、馬氏體的塑性和韌性以前認為M塑性低、韌性小、脆性大。這是因為過去很長一段時間都是用高碳M。

片狀M：硬而脆；板條M：強而韌∟與亞結構有關板條M塑韌性好的原因①含碳量低，過飽和度??；②淬火內應力小，形成微裂紋的敏感度小③低碳M亞結構是位錯，有一定滑移變形的能力。高碳片狀M塑韌性差的原因：①C過飽和度高，畸變大，②淬火內應力大，形成微裂紋的敏感度高。

③亞結構是孿晶，有效滑移系少，塑變能力差

馬氏體的塑性和韌性主要取決于亞結構；

馬氏體的硬度和強度主要取決于含碳量。

一般來說，板條M不但有較高的強度，而且有一定的韌性；而片狀M雖然硬度、強度很高，但脆性較大。因此在保證足夠硬度的前提下，盡可能減少孿晶M數(shù)量，是改善強韌性，充分發(fā)揮材料潛力的有效途經。

馬氏體的比容遠大于奧氏體鋼在淬火時要發(fā)生體積膨脹，產生內應力、變形、開裂。三馬氏體的物理性能②馬氏體具有鐵磁性鋼淬火后，矯頑力升高，導磁率下降，電阻增大；馬氏體的含碳量越高，矯頑力越高。5.6.2奧氏體的機械穩(wěn)定化

在Ms點以上不太高的溫度范圍內(Ms~Md)對過冷A變形，可促使M轉變，在Ms點以上即可形成一部分M，叫形變誘發(fā)M，相當于提高了Ms點。在Md點以上溫度對A進行塑性變形，超過一定變形量后隨后M轉變發(fā)生困難，Ms點下降，殘余A量增多，引起A穩(wěn)定化，這種現(xiàn)象稱為機械穩(wěn)定化。原因：

1）破壞母相與新相的共格關系，發(fā)生M相變困難，增大A穩(wěn)定；

2）彈性應力作用；