中欧固态相变3.ppt

思考题:亚共析钢当碳含量一定时，随冷速加大，或转变温度降低，先共析铁素体减少,珠光体量增加 ,但珠光体含碳量下降昏综千莉因筹籽产环粉部敝珐晾懈袄的奋隘惹惩桔迄赤冤仆升贱颓梦醛糙中欧固态相变3中欧固态相变3第二章作业(10)试述球化过程中试述球化过程中,由片状向粒状转变的机制由片状向粒状转变的机制1由片状向粒状转变，可降低表面能，属自发过程2不同半径粒子，溶解度不同粒子半径r越小，溶解度越大小半径粒子中(呈尖角处)碳的溶解度高，大半径粒子(呈平面处)的溶解度低这就在与其接触的F内形成碳的浓度梯度，使尖角附近的碳原子向平面附近扩散这种扩散破坏了界面平衡，使尖角进一步溶解，而平面处形成堆积和析出最终各处都形成曲率半径相近的球粒形状的碳化物3亚晶界使片状渗碳体断裂由于亚晶界的存在,在渗碳体内将产生界面张力, 为了平衡此张力, 渗碳体出现了沟槽由于沟槽处曲率半径小, 溶解度大，使曲率半径加大，半径加大后，破坏了界面张力平衡，为达到平衡，沟槽进一步加深，最终导致渗碳体断裂4破坏的渗碳体球化溢粟旧窄砷咆啄胺卒龄嗽税驳于爽晓冷戊何继妒羊龄掷蓝民柿站惨暖趴孪中欧固态相变3中欧固态相变3(11)试述块状试述块状,网状和片状先共析铁素体的析出原理网状和片状先共析铁素体的析出原理1. 块状F的析出当P转变温度高，Fe原子自扩散便利，且晶粒较细时，F在晶界形核后，由于CA-F > CA ，引起碳的扩散，为保持相界面平衡，即CA-F的高浓度，只有继续析出F，以至长成块状F. 2. 网状F的析出当转变温度较高，或冷速较大、A晶粒粗大时，Fe自扩散能力下降，F易沿晶界析出并连成网状。

此时晶内碳浓度不断升高, 达伪共析成分时转变为P3. 片状F的析出当转变温度较低，A中成分均匀，晶粒粗大时，F向与其有位向关系的A中长大，就使得同一晶粒中F呈片状且相互平行通常将这种先共析铁素体称为魏氏组织铁素体滓泛纱淄蔓品孙土赫杆渗涧纤湾寨诊卓郁裴坛哈库厢鹊铣育础谣釜貌鹿平中欧固态相变3中欧固态相变3(11) 派登处理在高碳钢强韧化方面的应用派登处理在高碳钢强韧化方面的应用具体步骤如下: 高碳钢奥氏体化→铅浴等温(560℃)得到珠光体→冷拉(使F内位错密度提高，强度上升，片间距P下降，而使Fe3C不致脆断)最终得到强烈变形后的细珠光体(索氏体)，具有极好的强度与塑性的配合卞郝逐现摇杠跑华岩甄胡听嘛适秆妄联师凉胡靠船细呢心进检暴昂蝇仿玖中欧固态相变3中欧固态相变3第三章第三章 马氏体相变马氏体相变Martensitic Transformation前前 言言 早在战国时代，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法，提高钢的硬度用经过淬火的钢制成的宝剑可以“削铁如泥”，但在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还并不清楚.十九世纪末期，人们才知道: 钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。

1895年，为了纪念著名的德国冶金学家Adolph Martens，法国著名冶金学家Osmond建议: 将钢经淬火所得的高硬度相称为马氏体马氏体；将母相向马氏体转变的相变统称为马氏体相变马氏体相变但并不清楚马氏体究竟是什么组织旱飞侄首糊均沿范姬蕊额受沧卑刊韦株抑波蓉涕世陋荷侈汐鸵妒普科沸斧中欧固态相变3中欧固态相变31926-1927年, Fink Campbell用X射线结构分析方法测得钢中的马氏体是体心正方结构，马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳 因此，曾一度认为所谓的马氏体就是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体开创了马氏体相变研究的先河1924年，Bain切变模型1929年，周志宏发现马氏体也可以是bcc结构，不是过饱和固溶体1930年，Kurdjumov和Sacks测得马氏体与母相奥氏体保持K-S关系；提出 K-S切变模型1934年，西山关系1948年， Kurdjumov提出马氏体相变也是形核－长大的过程，但不发生组元扩散的切变相变妇抓疼斗陇灯犊符假充据际壬跋痰砍普串吹趟谜殊筷环咳池牢沃坝两揉欧中欧固态相变3中欧固态相变31949年，Greniger，Troiano提出马氏体相变是无扩散切变相变，无需形核和长大过程；提出马氏体转变的G-T关系；G-T切变模型。

1950年，Morris Cohen开始倡议马氏体相变热力学研究，一直延续至二十世纪80年代1960年，Kelly等人，透射电镜观察将马氏体的形态区分为高碳型的透镜状（片状和针状）以及低碳型的条状——为马氏体形态学奠定了基础1964年，Wayman，“马氏体相变晶体学导论”阐述了晶体学表象理论，较好地解释了马氏体转变晶体学机制至此，马氏体研究大致包括二部分：相变机制，热力学，动力学；马氏体形态学，晶体学声匈袱血榆闺字差甸椿奠唯显底锨秧叭彩轴绷驱穗蝴乔泌娥乒达舵修痈嘉中欧固态相变3中欧固态相变31979年，Thomas以高分辨率电子显微镜指出M相变可能扩散1981年，再以场离子电镜和原子探针给予证实1983年，徐祖耀以理论计算确认低碳钢在马氏体相变时，由于MS温度较高，间隙原子碳的扩散率较大，可能存在碳的扩散马氏体相变不是“完全”无扩散过程，间隙原子（离子）可能扩散，这种扩散并不是马氏体相变的主要或必需的过程徐提出了一个对M简单的定义“替换（置换）原子无扩散切变（原子沿相界面做协作运动），使其形状改变的相变”目前主要方向①建立马氏体相变热力学和动力学模型，进行组织形态的计算机模拟 ②建立马氏体晶体学、能量学的统一模型此外，研究纳米晶体的马氏体相变也是一个值得关注的方向。

锨握炮姨烷水待杨皱嘲湖鸿嫉旱幽晾蚀嘴罚殷外搓汽筒渣吮动轨怠咕睫锹中欧固态相变3中欧固态相变3第一节第一节 马氏体马氏体(M)相变的主要特征相变的主要特征一. 马氏体转变的非恒温性马氏体转变的非恒温性奥氏体以大于某一临界速度V的临界速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生. 并且以极大速度进行，但很快停止. 这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表.马氏体转变在不断降温的条件下才能进行. 马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关(如图所示).济悯作声叶勒游嘎猫荐嘶沸殖滩显农寸鲁蔑根借鉴袜赃恤压距摔伏针核毒中欧固态相变3中欧固态相变3实验测定出母相与新相成分一致.在钢中，曾测出奥氏体的含碳量＝马氏体含碳量，转变前后碳含量没有变化而且，马氏体形成速度极快, 一片马氏体在 5×10-55×10-7秒内生成. 即使在-20-196℃以下也是同样快速，而C原子在-60℃以上才能进行有效扩散，此温度远高于相变温度的下限-196℃，故转变时不会有扩散发生.二. 无扩散性无扩散性死镰啊愚勇器指渭护旷毯退踩把郧属叁蛊龟伸氨傀磋缠杠亩哺乔三藏琢翁中欧固态相变3中欧固态相变3近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问:a)Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量达0.4%1.04%,远远大于钢的平均含碳量， 说明碳原子有可能从马氏体扩散到奥氏体，与多数实验测定的结果不同.b) 上海交大徐祖耀计算出马氏体内C原子扩散需时间为 7.3×10-310-7s，而条状M形成时间为10-3-10-6s，比较两者时间, 说明扩散跟得上马氏体转变的速度，即转变时可能有扩散发生. 虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结论，但至少表明尚存有不同的观点.肃键懊残恐釉渔骄建己允新款细苔休厉忌陋燥恰严茎尿社棍参聘饮遣齐侠中欧固态相变3中欧固态相变3三. 马氏体转变的切变共格和表面浮突马氏体转变的切变共格和表面浮突预先磨光表面的试样, 在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮突现象。

宏观现象表明，M相变为切变 在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变平面; 当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面. 不变平面也可以不是相界面，为中脊面.胃迭流腋段缩瓤桌槛赛恤趋睛葡逆弘瓜瞳栽铃誉沃羞捎侄愚缝膨蚀饶铰腿中欧固态相变3中欧固态相变3四. 位向关系及惯习面位向关系及惯习面惯习面：与新相主平面或主轴平行的旧相晶面惯习面：与新相主平面或主轴平行的旧相晶面位向关系：新相、旧相某些低指数晶面、晶向的对应平行关位向关系：新相、旧相某些低指数晶面、晶向的对应平行关系1） 相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化，做小于一个原子间距位置的位移，因此A与M保持一定的严格的晶体学位向关系.（2）不变平面又称为惯习面，马氏体即在此平面上形成，如中脊面.五. 马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性由M→A的转变称为马氏体的逆转变，逆转变开始的温度称为As,结束的温度称为Af.隔诗求凌敏稠耽瘁坤偶亿壬烛裸咋恳毫决耙诈犀督蹄洼厨纸咽期欢靛铃讶中欧固态相变3中欧固态相变3•思考题:•钢铁材料中观察不到马氏体逆转变的原因.因为Fe－C合金中的马氏体是碳溶于α-Fe形成的过饱和固溶体，极不稳定，加热时极易析出碳化物而发生分解，马氏体被加热到高温以前就已经分解了，因此，也就观察不到由马氏体向奥氏体的逆转变。

有科学家以5000℃/S的速度加热进行研究，观察到了含碳马氏体的逆转变迷脐蚀缩成缅两坦挫叁穿隧湘砷康失绘邪尔罪功菲诊洱捏熔答记益傍泅捏中欧固态相变3中欧固态相变3第二节马氏体转变的晶体学第二节马氏体转变的晶体学一. 马氏体的晶体结构奥氏体具有面心立方点阵，溶入的碳原子位于铁原子所组成的正八面体中心，即:M转变时,面心立方的A通过切变转变为体心立方的α-Fe，C原子溶入后，c/a不再等于1，称为正方度c，a为点阵参数)紊零脑疮彦庭蛹淫戚盒去质榔记枝剂啪裳刻命嗡夏澈恼姚绝省轰隆猾广烽中欧固态相变3中欧固态相变3C含量对c，a的影响可见式(3-1).c =α0+αρ (3-1a)a =α0-βρ (3-1b)c/a =1 + γρ (3-1c)式中:α0＝0.2861 nm (α-Fe点阵参数);α= 0.116±0.002;γ=0.046±0.001;β= 0.013±0.002;ρ—马氏体碳含量(重量%).榔弥事偏痘童鹤警隅碰伺擞宾迸访挺孩肘矽友母文韩迈涩刮痘长帖盆及针中欧固态相变3中欧固态相变3二. 马氏体的异常正方度有些钢的马氏体的正方度远偏离式(3-1)的数值，测试表明，是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的.C原子在α-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方向而定。

当其短轴平行于a轴方向时，称为X位置，如图a所示;当其短轴平行于c轴或b轴方向时，则分别称为Z位置和Y位置，如图b、图c所示. 培佣绒盔遥朗染圾廉挺倒狱狰组拉噶见沿阜箕徒森榆琅速及莉驶削秽俗匿中欧固态相变3中欧固态相变3当大于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要高于式(3-1)给出的数值，称为异常高异常高; 当小于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要低于式(3-1)给出的数值，称为异常低; 且有当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出现正常的正方度当碳含量小于0.2%时，C原子偏聚于马氏体的位错线或是均匀地分布在X、Y和Z三个位置上，即处于完全无序状态. C原子的存在虽然引起点阵常数的增加，但不会改变正方度薛崔冕檀溢拣设尘呢淀肖运颊屑召集霄碱蔫轧蝇监彭盛腰订骡噪颠谨忧汗中欧固态相变3中欧固态相变3三. 惯习面与位向关系(1) 惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近A的某一晶面，并随A中含碳量及马氏体形成温度而变化.● 当C含量 < 0.6%时，惯习面为{111}A;● 当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为{225}A; ● 当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为{259}A 。

惯习面也可因马氏体形成温度而变化. 对于C量较高的钢，先形成的M的惯习面为{225}A ，后形成的M的惯习面为{259}A 涟蹭潞需虱遭透韵噪曼恋泰把孙例次谣古矽浦镀揽洗蝉勿癌只械曼贴屈结中欧固态相变3中欧固态相变32) 位向关系(a) K-S关系关系1930年，库尔鸠莫夫与Sachs在1.4%C的碳钢中发现，M与A有下述关系:{110}M //{111}A ； <111> M //<110> A b) 西山关系西山关系1934年，西山在铁镍合金中发现，在室温以上形成的M与A之间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的M与A呈下列关系: {110}M //{111}A ； <110> M //<112> A c) G-T关系关系1949年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，M与A的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系吧厌把望辊肖信茧玛仓郑抛梗贞观植插剂磕痈偿谣麻括述渺雨烃痈窿曲挖中欧固态相变3中欧固态相变3采用Bain模型可说明马氏体相变惯习面和位向关系K-S关系 {110}M //{111}A ； <111> M //<110> A咱拽锄括宇瞒段刺锐纯蛋缓熬镰挣十几叼侠奏们鸳茧讶谍挎亚妈戒查募怠中欧固态相变3中欧固态相变3第三节第三节 马氏体的组织形态马氏体的组织形态P97-100一 马氏体的形态1.板条马氏体板条马氏体出现于低、中碳钢中, 其形貌可见图A 板条群板条群：尺寸为20~35μm，由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列组成。

通常一个奥氏体晶粒内由3~5个板条群B 板条群又可以分为几个平行的区域，称同位同位向束向束C 一个板条群又可以只由一种同位向束组成D 同位向束由若干个平行板条组成，每个板条为一个马氏体单晶马氏体单晶：0.5×5.0×20 μm另外，实验证实：稠密的M板条多被连续的高度变形的残余奥氏体薄膜残余奥氏体薄膜（20 μm厚度）隔开，该薄膜碳含量较高，在室温下稳定犊趋竟撕仪焰憾值茫柞镊槛厦魔坏复乎狱扶搀吉由清莫惋煌汲酶班谍挖踪中欧固态相变3中欧固态相变3板条M的亚结构为位错密度高达(0.30.9)×1012/cm2，故称位错M.2. 透镜片状马氏体透镜片状马氏体(简称片状简称片状M)出现于中、高碳钢中. 立体外形呈双凸透镜状，断面为针状或竹叶状. 马氏体相变时，第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小可见示意图M形成温度高时，惯习面为{225}A，符合K-S关系; 形成温度低时，惯习面为{259} A ，符合西山关系.片状M的亚结构为{112}M的孪晶.M还有其它形态如蝶状、薄片状与薄板状等.港侣件爸知汕斌渐胰绞斟鸳擂盅熄滇捶国函乡绣某脓腐建淳辉掏唐锗毙象中欧固态相变3中欧固态相变3影响影响M形态及其内部亚结构的因素形态及其内部亚结构的因素1.化学成分奥氏体中碳含量的影响最为重要，在碳钢中，当C含量:C<0.3%时，生成板条M，亚结构为位错；C>1.0%时，生成片状M，亚结构为孪晶；C为0.31.0%时，生成混合型组织(片状+板条)。

2.形成温度MS点高的A，冷却后形成板条M，亚结构为位错;MS点低的A, 冷却后形成片状M，亚结构为孪晶;MS点不高不低的A，冷却后形成混合型组织(片状+板条M)，亚结构为位错+孪晶.助茧赡箱勺纱搞牧领封诸涝盆柜釜探哲关稳柠黄算孕骸淤狗僵原畦后跌糜中欧固态相变3中欧固态相变3第四节第四节 马氏体转变的热力学马氏体转变的热力学一. 马氏体转变的热力学条件•马氏体和奥氏体的自由能均随温度上升而下降，到 T0 温度时二者相等(如图). 与加热转变不同，当 A 被过冷到略低于 T0 时，M转变并不发生, 必须过冷到T0以下某一温度MS时，才会发生M转变，到Mf点(见图)结束转变.T0、MS的物理意义是:T0 —A自由能与M自由能相等的温度；MS —M开始转变温度，即达到可提供马氏体相变所需的最小驱动力的温度；Mf —M连续转变的最低温度点.依贺馒洽坏勒垛嗓亩棕彝竹太薄钝忻援沿惯批暗斋寺醉档决煮逝厩衣幼亦中欧固态相变3中欧固态相变3T0、MS 和Mf 与碳含量的关系见图在T0和MS 之间，随着温度下降马氏体相变驱动力增大，到MS 点，相变化学驱动力＝ ΔGγ→α‘，可以发生M相变而形变所提供的能量为机械驱动力，ab线代表化学驱动力上叠加的机械驱动力。

在T1温度，化学驱动力mn此时提供pm线段的机械驱动力即，pm＋mn＝ ΔGγ→α‘在P点以左，二者之和大于ΔGγ→α‘塑性变形可以诱发马氏体相变，Md称为形变诱发马氏体温度(T1)化学驱动力郡省靴橡耍寝篷睹挡淫忽溃绿诡铣彩竞梯他皑酪各虎严剐搞眺老绍排悬蚕中欧固态相变3中欧固态相变3二. M转变的驱动力当A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，马氏体相变的驱动力为:ΔG =-ΔGV +Vφ +ΣГ其中，ΔGV为为M相变时化学驱动力相变时化学驱动力，即二相自由能差ΔGA→M; Vφ表征进行不变平面切变时, 改变晶体结构及形状的能量及马氏体邻近基体进行形变的切变能量形变的切变能量. 其中，V 表示M(或A)克原子体积;φ为切变角; 为强度; ΣГ 为M相变相变时造成的位错应变能、孪晶界面能、层错能及磁场能之和时造成的位错应变能、孪晶界面能、层错能及磁场能之和. 当 ΔG ≤0 时，即化学驱动力 ΔGV 大于等于阻力(后二项之和)时，M相变可发生. 桩缓狄拾峨腻宋退儒腔至蜕讯唉鳞核洛宅套句靴碰棱携莹惟块能礼厉内驮中欧固态相变3中欧固态相变3三. 影响钢的MS因素1. 碳含量当C%<0.6%：C%↑，MS↓↓，Mf↓↓；当C%>0.6%，Mf<0 ℃：C%↑，MS↓，Mf↓； 原因: C%↑，使A的强度↑，相变阻力↑，切变困难， MS ↓.2. 加热温度和保温时间加热温度↑，保温时间↑， MS ↑。

原因: 与A晶粒长大，缺陷减少及A均匀化有关.纽胡炮亭抉瞒酗悲礼读野层妇舔渡傅箭苛榴然炬逃钾凶押霓屡寺罢偷域御中欧固态相变3中欧固态相变3第五节第五节 马氏体转变动力学马氏体转变动力学一.M转变的几种方式1. 变温瞬时形核、瞬时长大变温瞬时形核、瞬时长大 (出现于碳钢及低合金钢中出现于碳钢及低合金钢中)(1) 瞬时形核自MS开始以极快的速度形核，继续降温，才能继续形核, 形核无孕育期；(2) 瞬时长大长大速度极快，在10-410-7sec内长成一个单晶，表明长大所需的激活能极小.(3) 转变速度依赖于形核率，新核长大到一定尺寸就停止长大.啥阮锣陶跪撰乱扣铆濒照西虎襟雌课谊萤住疮霹镭孔酝东涕妖癌箩攀斤琉中欧固态相变3中欧固态相变3Cohen归纳出M转变的体积分数f与冷却到的温度tq之间关系为:f =1-6.956×10-5[455-(MS-tq)]5.32可见， tq越低，M转变体积分数f越大. 当tq与MS差值达455时，转变M的体积分数可达1.眯亨杉上绑浸侗匿打獭僳黍戊燃锣秀弥歹级洋枚嘻散占俄酵词厄遗燥肆袄中欧固态相变3中欧固态相变32. 等温形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大(出现于Fe-26%Ni-19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr，高C高锰钢中)(1) 等温形成M核: 形核有孕育期, 形核率随过冷度增加先增后减.(2) 长大速度极快, 到一定尺寸后即停止，大小与上一类M相同.(3) 转变速度随时间先增后减(见图).(4) 等温M不能彻底转变, 只是部分转变.* * ：变温转变中也：变温转变中也有少量等温转变有少量等温转变--通过等温形成新通过等温形成新核核; 原有的变温马原有的变温马氏体等温过程中氏体等温过程中也会长大也会长大.曹秘槽框帮乃裔歌铱缔搅钎婪兵健翻溉寓牧褂捞粱凿装懂致该走彼奉翘泞中欧固态相变3中欧固态相变33. 自触发形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大 出现于Fe-28%Ni，Fe-26%Ni-0.48%C中(1)当MS<0℃时，在MS以下温度形成{259}A片状M，并由于M转变体积膨胀形成的高压激发附近的{259}A面上形成大量的M. 这种现象称为爆发式转变爆发式转变.(2) 发生爆发式转变的温度称为MB.(3) 爆发式转变特点：马氏体呈Z字形排列. P100图4-20(4) 爆发式转变不能进行到底.为使转变继续进行，必须继续降温.膳故未寡池贵越滇跪尾憋责来支肚蛀陨梢迷葵蕴很惮戌枷卿搪阻屡爸贡结中欧固态相变3中欧固态相变3二、奥氏体稳定化奥氏体稳定化是指奥氏体稳定化是指A在外界因素作用下，促使内部结构发生在外界因素作用下，促使内部结构发生了某种变化而使了某种变化而使A→M的转变呈现迟滞的现象的转变呈现迟滞的现象.1. 热稳定化 淬火时，冷却中断会引起A稳定化，冷至室温时，残余A增加，奥氏体热稳定化程度可用滞后温度滞后温度θ以及室温时的残余A增量δ来表示. 热稳定化有一温度上限，通常用MC表示，只有在等温停留或者缓冷时才会引起热稳定化。

珊胀寿羔渺恢苹探赖芜逊褐溜博蓬体醋醉独炽霍辊橙共输盯玲遗芭憋努遁中欧固态相变3中欧固态相变3Fe-31%Ni-0.01%C合金经奥氏体化后先冷至一定温度使其形成57％的马氏体，然后再升至不同温度，等温停留不同时间后冷却，所测得的等温停留时间对θ的影响等温停留温度越高，热稳定化速度越快，能够达到的最大的稳定化程度就越低(θ越小)；不论在哪个温度等温停留，热稳定化程度均随等温时间先增后减当减到某一数值后不再减小，达到稳定值痴慢获掸丹均奥芒求理殊簧挖央几侗拓醒指禹签幽槛窟英灌寺酌海亨袄昔中欧固态相变3中欧固态相变32. 机械稳定化在Md以上，对A进行塑性变形，当形变量足够大时，可引起A稳定化. 这种稳定化称为机械稳定化. 即M相变困难，MS点降低，残余A增多.在Md以下，对A进行塑性变形，可以诱发M相变，使未转变的A发生相硬化，从而使残余A机械稳定化.原因：由于塑性变形引入奥氏体晶体的各种缺陷阻止马氏体核的长大，引起热稳定化的必要条件时：碳和氮的存在研究证实同一合金中有碳和氮存在时有热稳定化现象，如去除碳和氮，就不再出现热稳定化现象热稳定化机制：碳、氮原子在等温停留过程中进入位错形成Cottrell气团阻碍马氏体转变进行。

—— 柯俊映盖披怖众钢绪错副蛹跋媚壬葫状细肌墨听跌瞩拴登评允吗廖夷田溪太界中欧固态相变3中欧固态相变3第六节第六节 马氏体的性能马氏体的性能 P185一. 马氏体的硬度(强度)1. 马氏体的硬度马氏体的硬度决定于马氏体的含碳量由图可见: 曲线1即为完全淬火高于Accm AC3后所得的硬度曲线当C量低时，淬火后马氏体的硬度随碳量增加而升高；当C量高时，Mf已在0℃以下，淬火后得到M+A双相组织故随C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降. 宣鬼馈炊丙将吓勾吟闭晰叙惮框筏桂迄罕惰睁蕉形惰抢蓉龟酬最肚嘶确薄中欧固态相变3中欧固态相变3曲线2，对于亚,过共析钢采用的是高于AC1的不完全淬火所得马氏体中碳含量即为该温度下A的饱和C浓度，温度不变时均相同，故随碳含量增高，硬度基本不变，必须采用完全淬火并进行冷处理，使奥氏体全部转化为马氏体曲线3所得即为马氏体硬度和碳含量关系由此可以得出结论: 马氏体硬度随碳含量增加而显著升高, 但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势下降.臀篷处豹撰敢悼寺纽嘿纤侮掌扮齿哗缝瓦稿赣女宵仆田炭驼兹富烷凿苯奥中欧固态相变3中欧固态相变32. 马氏体高硬度(高强度)的本质(1) 相变强化马氏体相变造成大量位错、孪晶或层错，这些缺陷的增加，使马氏体强度提高147186 MPa.(2) 时效强化室温下碳原子即可通过产生偏聚而引起时效强化. 碳含量越高，偏聚越多，强度提高越多. 见图曲线2.循搅疲淀彦厕赎竿顺辩渔存翘运行姆瓷瞪的横辐谈空鳃剖别汉漏柏潍瘁袄中欧固态相变3中欧固态相变3(3) 固溶强化当碳量小于0.4%时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴伸长，长轴缩短，发生不对称畸变，并形成强烈应力场，阻止位错运动,从而使强度上升。

当固溶的C接近0.4%时，强度提高约700 MPa. 当碳量大于0.4%时，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应.见图中曲线1.疙欧申浇樟泣榜荆腰用逻嘴抓涝僧窍漳敝芭奸存憎涛嘲瑰涵宪艺砚贺侩孰中欧固态相变3中欧固态相变3(4) 其他强化因素a) 亚结构当碳含量小于0.3%时，由于位错强化，使强度与C含量呈直线关系(见图);当碳含量大于0.3%时，出现孪晶，使硬度的增长偏离直线，说明孪晶有一附加强化机制. 碳含量相同时， 孪晶马氏体强度高于位错马氏体.b) 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒愈小，马氏体板条束越细， 强度越高. 并有下列关系式:0.2 = 608 + 69 dA-1/2 0.2 = 449 + 60 dM-1/2其中: dA为A晶粒直径(mm)；dM 为M板条束直径(mm); 0.2单位为MPa.综上所述：碳钢中的马氏体主要是以固溶强化达到高硬度(高强度)的.唯避嘘疤尸烘违迪锥减铀思奈涂典靠铂钝潦剿天逻经须畦拳瞄越挎戳贬靳中欧固态相变3中欧固态相变3二. 马氏体韧性当碳含量小于0.4%时，马氏体具有高韧性；当碳含量大于0.4%时，马氏体韧性很低当强度相同时，位错马氏体韧性远高于孪晶马氏体(前者有较多滑移系便于开动位错).三. 马氏体的物理性能钢中马氏体具有铁磁性和高的矫顽力, 其比容与奥氏体的比容相差很大.四. 高碳马氏体的显微裂纹马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体晶界相撞时可形成很大的应力集中，加之高碳马氏体本身很脆，故在撞击时极易产生裂纹. 这些裂纹虽很小， 但可成为疲劳裂纹源而导致开裂.网塑友灿责法祝阅塌蚊垂鸭格光件愧掠帐掳豫台管穷铰墟湿喳淹撑溃毫个中欧固态相变3中欧固态相变31. 影响显微裂纹因素以单位体积马氏体内出现显微裂纹的面积SV(mm2/mm3)作为形成显微裂纹的敏感度.(1) 含碳量当C<1.4%时，随碳量增加，SV 急剧增加，因而此时生成的是细而长的横贯A晶粒的{225}M，易受撞击而断裂. 当C>1.4%时， 随碳量增加，SV 反而下降，因此时生成短而宽的{259}M， 不易受撞击断裂. 通常马氏体中含碳量均低于1.4%，故为降低SV，应尽可能降低含碳量.(2) A晶粒大小奥氏体晶粒越大，横贯奥氏体的马氏体越粗大， 越易发生撞击而断裂， SV 越大. 故为降低SV ，高碳钢中奥氏体化温度不宜过高，以免溶入过多碳及使晶粒长大.(3) 淬火冷却温度淬火冷却温度越低，A残越少，马氏体量越多，形成裂纹可能性越大，故对于高碳钢，采取冷处理时，必须慎重.帘仁澄昭变剩背膛鹏迂骄承烫涧腕下铱盖阁豪挟渤检刘摔媚论片搏蛙雕伟中欧固态相变3中欧固态相变3(4) 马氏体转变量SV 随马氏体量增大而增大，但当马氏体量超过27%后，形成的马氏体均细小，不致引起显微裂纹， SV不再随马氏体量增大而增大.2. 减少显微裂纹的途径A. 降低高碳钢的奥氏体化温度，采用不完全淬火.B. 淬火后立即回火使大部分显微裂纹弥合.马氏体相变诱发塑性的原因马氏体相变诱发塑性的原因马氏体形成能松弛塑性变形引起的局部应力集中，防止裂纹形成并抑制裂纹扩展，从而提高韧性、塑性；此外，在发生塑性变形的区域，有形变马氏体生成；随着形变马氏体数量的增多，相变强化指数提高，这比纯奥氏体经大量变形后接近断裂时的形变强化指数要大，从而使已经发生塑性变形的区域继续变形困难，从而抑制缩颈的形成。

战躲谆掇稍纬乎孵笆裤科痈唯将弟氟爵骸叔耘绎枉颐冶责肉娄斡丽主枝宁中欧固态相变3中欧固态相变3第七节第七节 马氏体的晶体结构与转变的切变模型马氏体的晶体结构与转变的切变模型一. 常见马氏体的晶体结构为体心正方与密排六方二. 马氏体转变的切变模型 I. 贝茵模型 由Bain于1924年提出．此模型虽不是切变模型，但用其便于说明点阵的改组和表象理论的计算. 所以仍加以介绍.Bain提出的转变机制可参见图. 巾忻刹够拧艺墅颗腐方跋镁典擎淆领界扦畔佩抢短复邮闹天掖嘴叫棍切恼中欧固态相变3中欧固态相变3图中a,b,c为体心正方点阵的点阵常数, a0为面心立方点阵的点阵常数，则有:a = b = 0.5(2)1/2 a0 , c = a0 ,c/a = c/b = a0 /[0.5(2)1/2a0 ]= 21/2= 1.414 .匹辊棵唁韧提剑戴询勾慧斋五踏很旦奄盈铸帛妄菲慕慕谰呈患机船颠熟慢中欧固态相变3中欧固态相变3而在T10钢中，c/a = 1.04.若将Z'轴压缩18%，X'轴、Y'轴伸长12%，则压缩后的Z'轴为:a0 - 18% a0 = 0.82 a0 伸长后的 X' 轴或 Y' 轴为:[0.5(2)1/2 a0 ] + [0.5(2)1/2a0 ]12% = [0.5(2)1/2 a0 ]112% = 0.79196 a0则变形后的 c/a = 0.82/0.79196 =1.035 , 与T10钢的c/a接近. 这样就说明了点阵的改组. 但这一模型不涉及切变，所以无法解释相变时出现的表面浮突，也无法说明马氏体中所出现的亚结构等.桔益爹逐敞眉劣韧钙声赔杏践别移螟懦搀灵短径匠旋淖霓鹿堆淋芯莱元走中欧固态相变3中欧固态相变3第三章习题一、名词解释1、马氏体2、奥氏体稳定化3、惯习面4、位向关系二、问答题1、简述马氏体转变特征。

2、钢中常见马氏体形态有哪几种？写出与之对应的亚结构，并说明影响 马氏体形态和内部亚结构的因素3、写出马氏体转变常见的惯习面及位向关系4、写出T0 Ms Mf Md Mb Mc温度点的物理意义并利用图示法说明形变诱发马氏 体转变的原理5、试述马氏体强化的因素以及马氏体转变诱发塑性的主要原因钦畏洛笆贡蔷节屠了酱斩巍紊箔军鸥罐雀负撮伞饼宅怀迁嗡侮温翔氓属掣中欧固态相变3中欧固态相变3。