7_马氏体转变

第7章马氏体转变概述钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体，六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻的认识；在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。AdolfMartens本章重点与难点重点：马氏体相变的主要特点、马氏体的组织形态及性能、Ms点定义及影响因素。难点：马氏体转变的主要特征、马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相变的晶体学位向关系7.1马氏体（Martensite）晶体学马氏体相变替换原子无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）使其形状改变的相变。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。马氏体的晶体结构马氏体是C在-Fe中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。马氏体为C在-Fe中的过饱和固溶体。C原子处于Fe原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在短轴方向的半径为0.19Ǻ，碳原子半径为0.77Ǻ，室温下C在-Fe中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远此数。C原子的溶入-Fe后使体心立方变成体心正方，并造成-Fe非对称畸变，这个畸变可视为一个强烈应力场，C原子位于此应力场中心。马氏体的点阵常数与C%的关系：a0：-Fe的点阵常数2.861Ǻ001.0046.0002.0113.0002.0116.0%][1/%][%][00CacCaaCac正方度c/a：正方结构中c轴与a的比值。0.40.81.21.62.002.842.923.04含碳量C%点阵常数acac/a随C%提高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与远偏离正常的正方度c/a。有的c/a相当低称异常低正方度(如Mn钢)，其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、b轴缩短c轴伸长)有的c/a相当高称异常高正方度(如Al钢、高Ni钢)，其点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长c轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到正常的正方度。而且C%增加，正方度偏差增加。新生马氏体异常正方度C原子在马氏体点阵中的分布亚点阵并非所有的C原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为三组，每一组都构成一个八面体，C原子分别占据着这些八面体的顶点。由C原子构成的八面体点阵称为亚点阵。c轴称为第三亚点阵；b轴称为第二亚点阵；a轴称为第一亚点阵。第三亚点阵第二亚点阵第一亚点阵产生异常正方度的原理若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C原子是优先占据第三亚点阵的。但是C原子全部占据第三亚点阵时与公式的测量结果也不吻合。而与80%C原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。具有异常低正方度的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果，而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时，出现a≠b的正交点阵。温度回升到室温，C原子重新分布，有序度增加，正方度升高。具有异常高正方度的新生马氏体，其C原子接近全部占据第三亚点阵。但计算表明，即使C原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有人认为，Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。马氏体的位向关系K-S关系：(1.4%碳钢){110}′∥{111}(密排面平行)；＜111＞′∥＜110＞(密排方向平行)。每一个奥氏体的{111}面上，马氏体有6种不同的取向，而(111)有四个，因此按K-S关系马氏体共有24种可能的取向。西山(N)关系：(Fe-30Ni合金){110}′∥{111}(密排面平行)；＜110＞′∥＜211＞(次密排方向平行)。每一个奥氏体{111}面上，马氏体有6中不同取向，而(211)有两个，因此按西山关系马氏体共有12种可能的取向；{111}γ＜101＞γ＜211＞γ{011}α′＜111＞α′＜110＞α′马氏体按K-S关系取向为35º16′，按西山(N)关系取向为30º，取向相差5º16′＜110＞γ＜211＞γ30º35º16′＜111＞α′＜101＞α′G-T关系：精确测量(Fe-0.8%C-22%Ni合金)发现，K-S关系为：{110}′∥{111}差1º；＜111＞′∥＜110＞差2º。马氏体的惯习面(111)(225)(259)马氏体板条或片总是平行于母相A的某个晶面。C%不同及形成温度不同，惯习面也不同：含碳量对惯习面有影响。当C%＜0.6%时，惯习面为(111)；0.6%＜C%＜1.4%时，惯习面为(225)；C%＞1.4%时，惯习面为(259)；随着温度的降低，惯习面为：(111)→(225)→(259)。惯习面为无畸变、无转动的平面。7.2马氏体的组织形态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、薄片状马氏体。1.板条状（Lath）马氏体常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。显微结构一个原奥氏体晶粒内可以有3~5个马氏体板条束，一个板条束内又可以分成几个平行的板条块；板条块间成大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为0.5×5.0×20m。即：板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形的、非常稳定的、厚度约200Ǻ的残余奥氏体。亚结构高密度位错(0.3~0.9×1012个)，局部也有少量的孪晶。位向关系在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}；马氏体和奥氏体符合介于K-S关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关系的原因尚不清楚。与C%的关系马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚；0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚；0.6%＜C%＜0.8%时，无法辨认板条束和板条块，板条混杂生长，板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。与奥氏体晶粒的关系试验表明，奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。与冷却速度的关系冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。2.透镜片状（Lenticular）马氏体常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。显微结构马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。亚结构孪晶，孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50Ǻ，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。位向关系片状马氏体惯习面接近{225}或{259}；马氏体和奥氏体符合K-S关系或西山(N)关系。与奥氏体晶粒的关系奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。与C%的关系片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢：C%＜0.3%时，板条马氏体；0.3%＜C%＜1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；C%＞1.0%时，全部为片状马氏体组织。并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。片状马氏体存在显微裂纹片状马氏体显微裂纹是其形成时产生的，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，由于马氏体形成速度极快，相互撞击，同时还与奥氏体晶界撞击，产生相当大的应力场另外由于片状马氏体含碳量较高，不能通过滑移或孪生等变形方式消除应力，因此片状马氏体出现显微裂纹。3.蝶状（Butterfly）马氏体4.薄板状（Flate）马氏体5.薄片状马氏体（′—马氏体）出现在层错能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中晶体结构：密排六方结构亚结构：层错惯习面：｛111｝位向关系：｛111｝‖｛0001｝′，〈110〉‖〈1120〉′′—马氏体沿着｛111｝呈魏氏组织分布影响马氏体形态及亚结构的因素1.化学成分2.马氏体形成温度（Ms）3.奥氏体的层错能4.奥氏体的强度1、化学成分2、马氏体形成温度（Ms）7.3马氏体相变的主要特征非恒温性与不完全性表面浮凸与界面共格基体原子的无扩散性马氏体可以发生可逆性转变马氏体转变的非恒温性与不完全性马氏体转变无孕育期，以极大速度进行，在一定温度下不能进行到底，需不断降温才能进行。马氏体转变有转变开始温度（Ms）和转变终了温度（Mf)。有些Ms在0℃以下的合金，可能爆发形成，有些可能等温形成，但不能转变完全。马氏体转变的表面浮凸与界面共格基体原子的无扩散性实验证据马氏体可以发生可逆性转变马氏体转变的主要特征：7.4马氏体转变机制7.4.1马氏体转变热力学相变的驱动力如图所示，马氏体相变的驱动力G必须小于零，即转变温度必须低于T0以下，马氏体转变的开始点Ms在T0以下。0GGG1.马氏体转变热力学条件2.Ms点的物理意义奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力值对应的温度称为Ms点。对于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，则热滞（T0-Ms）越大，相变所需的驱动力越大。反之，相变所需的驱动力越小。因此：ΔG=ΔS(T0-Ms)其中，ΔS为→′时的熵变。对于钢和Fe合金，ΔG很大，马氏体快速长大或爆发式转变；对于有色合金(如Au-Cd)，ΔG很小，形成热弹性马氏体。As点定义：马氏体和奥氏体两相自由能之差达到逆转变所需的最小驱动力值对应的温度称为As点。逆转变驱动力的大小与T0-As成正比。3.影响Ms点的主要因素化学成分形变与应力奥氏体化条件淬火速度磁场化学成分C%影响：①化学成分的影响以C%影响最为明显。②C%升高，Ms和Mf均下降，马氏体转变温度区间移向低温，残余奥氏体量增加。③C%增加，Ms呈连续下降趋势，当C%＜0.6%时，Ms下降比Mf下降显著，当C%增加到C%≥0.6%时，Mf下降缓慢直至基本不变。解释：①C%增加，溶入到奥氏体中的C原子增加，对奥氏体固溶强化作用增强，马氏体转变的切变阻力增加，相变所需的驱动力增加，Ms下降。②C%增加，T0降低，故增加了马氏体相变的驱动力，使Ms下降。合金元素：合金元素对Ms点影响比较复杂，多种合金元素同时作用的影响和一种合金元素的影响也不相同。①除了Co、Al提高Ms外合金元素均有降低Ms作用。②强碳化物形成元素加热时溶入奥氏体中很少，对Ms点影响不大。③合金元素对Ms点的影响表现在影响平衡温度T0和对奥