热处理原理之马氏体转变

1第六章马氏体转变2最初，将钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变。如今，马氏体相变的含义已经十分广泛。凡是相变的特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都统称为马氏体。3硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化MartensiteM—马氏体4㈠马氏体的晶体结构6.1马氏体的晶体结构和转变特点固溶碳马氏体奥氏体Fe-C合金的马氏体是C在α-Fe中的过饱和固溶体面心立方体心立方铁素体⑴马氏体的晶格类型5C在α-Fe体心立方点阵中分布的可能位置是晶胞的各棱边的中央和面心处；这些位置实际上是由Fe原子构成的扁八面体的间隙碳原子在马氏体点阵中的位置60.500a00.707a0a＝b＝ｃα=β=γ=90铁素体的体心立方点阵a＝b≠ｃα=β=γ=90马氏体的体心正方点阵7马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示式中：a0为α-Fe的点阵常数a0＝２.861Åα=0.116±0.002；β=0.113±0.002；γ=0.046±0.001；ρ-马氏体的碳含量（wt.%）1/00acaaac正方度8新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称为马氏体异常正方度。异常高正方度：新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度－－－碳原子发生有序化转变异常低正方度：新形成马氏体的正方度远低于公式给出的正方度－－－碳原子不发生有序化转变1/00acaaac⑵马氏体的异常正方度9㈡马氏体转变的主要特点⑴马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象⑵马氏体转变的无扩散性⑶马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面⑷马氏体转变的不完全性⑸马氏体转变的可逆性10在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。⑴马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象在显微镜光线照射下，浮凸两边呈现明显的山阴和山阳.11表面浮凸现象表明，奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生了重组，即马氏体转变是通过奥氏体均匀切变进行的。马氏体形成时引起的表面倾动12马氏体形成时引起的表面倾动马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。13M转变只有点阵改组而无成分变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。⑵马氏体转变的无扩散性其主要实验证据有：①钢中奥氏体转变为马氏体转变时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心正方点阵，而无成分的变化；②马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在4K）以极快速度进行。14⑶马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面A.位向关系通过均匀切变形成的马氏体，与母相奥氏体之间存在着严格的位向关系。在钢中已观察到的主要有K-S关系、西山关系和G-T关系。①K-S关系库尔久莫夫(Kurdjumov)和萨克斯(Sachs)用X射线极图法，测得了含碳1.4%的钢中，马氏体与奥氏体间之间存在下列位相关系，即K-S关系。{110}α′∥{111}γ；111α′∥110γ15按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取向。在每个{111}γ面上马氏体可能有6种不同的取向，而立方点阵中有4种{111}γ面。16{110}α′∥{111}γ；110α′∥112γ②西山关系西山在Fe-30%Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关系，即西山关系：{110}α′∥{111}γ；111α′∥110γK-S可见，西山关系与K-S关系之间，两者晶面的平行关系相同，而晶向却有5°16′之差。17按西山关系，马氏体在奥氏体中只有4×3＝12种不同的空间取向。18{110}α′∥{111}γ差1°111α′∥110γ差2°③G-T关系格伦宁格(Greninger)和特赖恩诺(Troiano)精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体与奥氏体之间的位向关系，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即19马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。B.惯习面钢中常见的惯习面有三种：(111)γ、(225)γ、(259)γ。惯习面指数随马氏体的形成温度降低而增大。C%0.6%为(111)γ，0.6-1.4%C为(225)γ，C%1.4%为(259)γ。惯习面随含碳量和形成温度不同而不同：20⑷马氏体转变的不完全性马氏体转变是在Ms～Mf之间进行的。当Ms点低于室温时，则淬火到室温将得到100％A由于一般钢材的Mf都低于室温，因此，在生产中常为了获得更多的M而采用深冷处理工艺。当Ms点在室温以上、Mf在室温以下时，则淬火到室温时将保留相当数量的残余A，若继续冷却到室温以下，则残余A将继续转变为M。一般情况下，冷却到Mf点以下仍不能得到100％马氏体，还保留着一部分A。21冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。⑸马氏体转变的可逆性与Ms～Mf相对应，逆相变有As～Af分别表示逆转变的开始和终了温度。22M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成份变化。因此，可以把M转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构过程。6.2马氏体转变的切变模型人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过程，以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不少模型，其中主要有Bain模型、K-S模型和G-T模型。23早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方点阵看成是轴比为c/a=1.41(即20.5:1)的体心正方点阵。如果把面心立方点阵沿着Z′轴压缩，沿着X′、Y′轴伸长，使轴比变为1，则面心立方点阵就可变为体心正方点阵。㈠贝茵(Bain)模型24Bain模型给出了奥氏体的面心立方点阵变化为马氏体的体心立方点阵的清淅的模型，且奥氏体和马氏体之间的晶体学关系正好与后来提出的K-S关系相符。但Bain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，也不能解释马氏体内部的亚结构。25库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（Sachs）测出含碳量为1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存在的位向关系，即K－S关系。为了满足这一取向关系必须有点阵的切变，于是他们在1930年提出了轴比相当于1.06的点阵转换模型，即K－S模型。㈡K－S切变模型首先考虑没有C存在的情况，设想马氏体分以下几个步骤转变为马氏体：26①第一次切变：在(111)γ面上沿[-211]方向产生第一次切变，第二层原子(B层原子)移动1/12[-211]，而更高层原子则按比例增加，但相邻两层原子的相对位移都是相同的。第一次切变角是19°28′。27②第二次切变：在垂直于(111)γ面的(11-2)γ面上，沿[1-10]方向产生10°30′的切变。第二次切变后，使顶角由120°变为109°30′或60°角增至70°30′。28③经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距和测得结果相符合。29K-S切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶体学取向关系。但是高碳钢的实际惯习面与K-S切变模型得到的惯习面不同，此外，按K-S模型引起的表面浮凸也与实测结果相差较大。由于没有C原子存在，得到的是铁素体的体心立方点阵。在有C原子存在的情况下，面心立方点阵改建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次切变的切变量都要略小一些，第一次为15°15′，第二次为9°。30格伦宁格和特赖恩诺于1949年提出的另一个两次切变模型。⑶G-T模型①首先在接近于(259)γ的面上发生均匀切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。这个阶段的转变产物是复杂的三棱结构，还不是马氏体，不过它有一组晶面间距及原子排列和马氏体的(112)α面相同。31②在(112)α面的[111-]α方向发生12°～13°的第二次切变，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均匀切变(均匀范围只有18个原子层)。对于第一次切变所形成的浮凸也没有可见的影响。经第二次切变后，点阵转变成体心立方点阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。32③最后作一些微小的调整，使晶面间距和试验测得的符合。G-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢(1.40%C)的位向关系。336.3马氏体的组织形态㈠马氏体的形态研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。板条状M片状M其它类型M马氏体的形态蝶状M薄板状M薄片状M34板条M是低碳钢，中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。⑴板条状马氏体它是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条M。35对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块状，所以有时也称为块状M，又因为这种M的亚结构主要为位错，也常称之为位错型M，这种M是由许多板条群组成的，也称为群集状M。36M呈板条状，板条一束束地排列在原奥氏体晶粒内。①显微组织在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向一定的排列。由平行排列的板条M组成的较大区域称为板条群。在一个原A晶粒内可包含3～5个板条群。A晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能改变板条群的尺寸。由平行排列的M板条组成的同色调区域称为同位向束。37惯习面为(111)γ，晶体学位向关系符合K-S关系。②晶体学特征同板条群内，不同位向束之间的马氏体板条是以小角度晶界相间的；而不同板条群之间的马氏体板条则是以大角度晶界相间的。3839亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量孪晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。常见于淬火态的中碳钢、高碳钢、高Ni的Fe-Ni合金中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体组织。③亚结构⑵片状马氏体40M片大小不一，M片间不平行，互成一定夹角，第一片M形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的M片逐渐变小，即M形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，M片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。①显微组织41424344惯习面(225)γ时位向关系为K—S关系；惯习面(259)γ时位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。②晶体学特征片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。孪晶的间距大约为50Å，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。③亚结构45不同的片状M，内部亚结构是不同的,可以将其分为：以中脊为中心的相变孪晶区和片边缘的无孪晶区(高密度位错)。孪晶区所占比例与马氏体的形成温度有关,形成温度越低,相变孪晶区所占比例越大。相变孪晶区无孪晶区46铁碳合金马氏体类型及其特征4720世纪60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中发现，近年在Fe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。⑶其它类型的马氏体①蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）立体外形呈V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136º，两翼的惯习面为(225)γ而两翼相交的结合面为{100}γ。与奥氏体的位向关系为K-S关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。48形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。49这种马氏体是在Ms点低于-100℃的Fe-Ni-C合金中观察到的；②薄板状马氏体它