熱處理馬氏體轉變

＜0.6％C0.6％～1.4％C正火F＋P偽組織組織P偽正火組織不能用Fe-C相圖分析當前第1頁\共有75頁\編于星期二\11點馬氏體轉變馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和的固溶體.其成分與高溫相奧氏體完全相同.馬氏體的晶體結構為體心正方(>0.2％C)。馬氏體組織形態(tài)板條馬氏體(位錯)片狀馬氏體(孿晶)0.3％～1.0％C＜0.3％C>1.0％C板條+片狀混合馬氏體2當前第2頁\共有75頁\編于星期二\11點

鋼的馬氏體轉變的特點表面浮凸效應和切變共格性(晶體切變在慣析面上進行)無擴散性新相與母相間具有一定的晶體學位向關系(板條和片狀馬氏體(1～1.4%C)均符合K-S關系，但它們的慣析面不同)轉變的不完全性當前第3頁\共有75頁\編于星期二\11點4.1馬氏體的晶體結構與特點4.2馬氏體轉變的切變模型4.3馬氏體的組織形態(tài)4.4馬氏體轉變的熱力學分析4.5馬氏體轉變動力學4.6馬氏體的機械性能4.7奧氏體的穩(wěn)定化第4章馬氏體轉變4當前第4頁\共有75頁\編于星期二\11點第4章馬氏體轉變鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻，抑制過冷奧氏體發(fā)生珠光體和貝氏體等擴散型轉變，在較低溫度下發(fā)生的無擴散型相變叫做馬氏體轉變。γ-Fe(C)→α'-Fe(C)面心立方體心正方回主頁5當前第5頁\共有75頁\編于星期二\11點4.1馬氏體的晶體結構與特點4.1.1馬氏體的晶體結構

馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，以符號α'或M表示。α-Fe是體心立方點陣，其溶碳量極少(0.006～0.0218％C)。含碳量＜0.2%－馬氏體呈體心立方結構(低碳馬氏體)。含碳量>0.2%～1.9%－馬氏體呈體心正方結構馬氏體的正方度(c/a>1)隨碳含量的增加而增大。上一頁下一頁6當前第6頁\共有75頁\編于星期二\11點

馬氏體的晶格常數(shù)

α0為α-Fe的點陣常數(shù)，p為馬氏體的碳含量，α、β、γ為常數(shù)；α和β的數(shù)值表示碳在α-Fe點陣中引起局部畸變的程度。上一頁下一頁跳過7當前第7頁\共有75頁\編于星期二\11點4.1.2馬氏體轉變的特點（1）表面浮凸效應和切變共格性馬氏體轉變時在預先磨光的表面上產生有規(guī)則的表面浮凸。

上一頁下一頁圖4.1馬氏體轉變時在晶體

表面引起的傾折

8當前第8頁\共有75頁\編于星期二\11點馬氏體轉變是新相馬氏體在母相特定的晶面(慣習面)上產生晶體切變的過程。馬氏體轉變時，保持新相和母相具有一定位向關系的晶面稱為慣習面。它是一個無畸變、不發(fā)生轉動的平面。上一頁下一頁圖4.2馬氏體轉變時產生表面浮凸示意圖(a)9當前第9頁\共有75頁\編于星期二\11點慣習面通常以母相的晶面指數(shù)表示，常見的有三種：｛111｝γ，｛225｝γ和｛259｝γ。鋼中馬氏體的慣習面隨碳含量及形成溫度不同而異。含碳量小于0.6％→｛111｝γ，含碳量在0.6～1.4％之間→｛225｝γ，含碳量高于1.4％→｛259｝γ。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。所以，同一成分的鋼也可能出現(xiàn)兩種慣習面的馬氏體，如先形成的馬氏體慣習面為｛225｝γ，而后形成的馬氏體的慣習面為｛259｝γ。由于馬氏體的慣習面不同，將會帶來馬氏體組織形態(tài)上的變異。上一頁下一頁10當前第10頁\共有75頁\編于星期二\11點

中脊面

如果慣析面不是奧氏體和馬氏體的相界面，稱為為中脊面。上一頁下一頁圖4.3馬氏體轉變時產生表面浮凸示意圖(b)11當前第11頁\共有75頁\編于星期二\11點馬氏體轉變必定在其周圍奧氏體點陣中產生一定的彈性應變，而積蓄一定的彈性應變能，這種應變能隨馬氏體尺寸的增大而增大。上一頁下一頁圖4.4馬氏體轉變在其周圍奧氏體點陣中引起的應變場12當前第12頁\共有75頁\編于星期二\11點(2)無擴散性

馬氏體轉變只有點陣改組而無成分的改變。在馬氏體相變過程中原子是集體移動的，它們之間的相對位移不超過一個原子間距。上一頁下一頁圖4.5馬氏體轉變時原子的集體移動

13當前第13頁\共有75頁\編于星期二\11點(3)新相與母相間具有一定的晶體學位向關系

K-S關系(庫爾久莫夫和薩克斯關系){110}α′∥{111}γ<111>α′∥<110>γ

在｛111｝γ晶面族中每個晶面上馬氏體可有6種不同的取向，而立方點陣的{111}γ晶面族中有4種晶面，故馬氏體在奧氏體中總共可能有24種取向。

上一頁下一頁圖4.6馬氏體在奧氏體(111)面上形成時可能有的取向14當前第14頁\共有75頁\編于星期二\11點西山(Nishiyama)關系

{110}α′∥{111}γ<110>α′∥<112>γ在奧氏體的每個{111}上，各有三個不同的<112>方向。在每個方向上，馬氏體只可能有一個取向，故每個{111}γ面上只能有三個不同的馬氏體取向，四個{111}γ面共有12個可能的馬氏體取向。圖4.7馬氏體在(111)γ面上形成時可能有的三種不同的西山取向上一頁下一頁15當前第15頁\共有75頁\編于星期二\11點兩者的晶面平行關系相同;晶向平行關系相差5o16'。上一頁下一頁圖4.8西山關系與K－S關系的比較K-S關系與西山關系對比16當前第16頁\共有75頁\編于星期二\11點G-T關系(格倫寧格-特賴雅諾關系)Greniger和Troiano精確測量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奧氏體與馬氏體的位向接近K-S關系：{110}α'∥{111}γ差1°<111>α'∥<110>γ差2°上一頁下一頁17當前第17頁\共有75頁\編于星期二\11點（4）轉變的不完全性

馬氏體轉變主要為降溫轉變，過冷奧氏體冷至Ms溫度時開始馬氏體轉變，冷至Mf時馬氏體轉變終止。

此時并未得到100％的馬氏體組織，仍保留部分未轉變的奧氏體，稱為殘余奧氏體。

含碳0.6～1.0％Ar<10％含碳1.3～1.5％Ar為30～50％

上一頁下一頁18當前第18頁\共有75頁\編于星期二\11點（5）轉變的可逆性

在某些合金中奧氏體冷卻時發(fā)生A→M，而重新加熱時馬氏體又發(fā)生M→A，這種特點稱為馬氏體轉變的可逆性。對鋼來說，一般情況下觀察不到馬氏體的逆轉變，這是因為馬氏體被加熱時在溫度尚未到達As點的過程中即已發(fā)生分解(回火)，因而不存在直接轉變?yōu)閵W氏體的可能性。As點－發(fā)生M→A逆轉變時的開始溫度。上一頁下一頁19當前第19頁\共有75頁\編于星期二\11點4.2馬氏體轉變的切變模型Bain模型K-S切變模型G-T模型

上一頁下一頁只能說明點陣的改組，不能說明轉變時出現(xiàn)的表面浮凸和慣習面。

能較好的解釋馬氏體轉變的浮凸效應、慣習面、取向關系及亞結構變化等問題，但它不能解釋含碳量小于1.4％鋼的取向關系。

20當前第20頁\共有75頁\編于星期二\11點圖4.8G-T模型示意圖上一頁下一頁21當前第21頁\共有75頁\編于星期二\11點圖4.9G-T模型切變過程這種模型是以兩次切變?yōu)樵O想。第一次切變是沿著慣析面在母相奧氏體中發(fā)生均勻切變，產生宏觀變形，在磨光的試樣表面形成浮凸(如圖a,b)。(a)切變前(b)均勻切變上一頁下一頁22當前第22頁\共有75頁\編于星期二\11點圖4.9G-T模型切變過程

第二次切變是宏觀不均勻切變，在(112)α′面的［111］α′方向上發(fā)生12～13o的切變，如圖c和d。這一次切變轉變成體心正方的馬氏體結構。當轉變溫度高時，是以滑移方式進行第二次切變；當轉變溫度低時，則以孿生方式進行第二次切變。第二次切變的結果便形成了馬氏體的亞結構?？梢姷诙吻凶兊膬煞N方式與馬氏體的兩種基本形態(tài)是對應的。(c)滑移切變(d)孿生切變上一頁下一頁23當前第23頁\共有75頁\編于星期二\11點4.3馬氏體的組織形態(tài)4.3.1板條狀(位錯)馬氏體

由許多成群的板條組成亞結構主要為位錯

晶體學位向關系符合K-S關系返回上一頁下一頁特征24當前第24頁\共有75頁\編于星期二\11點圖4.1020CrMnTi鋼的淬火組織，板條馬氏體圖4.11板條馬氏體顯微組織示意圖返回上一頁下一頁25當前第25頁\共有75頁\編于星期二\11點4.3.2片狀(孿晶)馬氏體空間形態(tài)呈凸透鏡(片)狀亞結構主要為孿晶晶體學位向關系返回上一頁下一頁特征高溫形成符合K-S關系低溫形成符合西山關系可爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊26當前第26頁\共有75頁\編于星期二\11點圖4.12T12鋼的過熱淬火組織，片狀馬氏體圖4.13片狀馬氏體顯微組織示意圖上一頁下一頁27當前第27頁\共有75頁\編于星期二\11點特征板條狀馬氏體片狀馬氏體慣習面（111）γ（225）γ（259）γ位向關系K—S關系K—S關系西山關系形成溫度MS>350℃MS≈200~100℃MS<100℃合金成分%C＜0.31~1.41.4~20.3~1時為混合型亞結構位錯（纏結）,有時亦可見到少量的細小孿晶細小孿晶，以中脊為中心組成相變孿晶區(qū),隨MS點降低，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣部分為復雜的位錯組列.形成過程降溫形成，新的馬氏體片（板條）只在冷卻過程中產生長大速度較低，一個板條體約在10-4S內形成長大速度較高，一個片體大約在10-7S內形成無“爆發(fā)性”轉變，在小于50%轉變量內降溫轉變率約為1%/℃

MS<0℃時有“爆發(fā)性”轉變。新馬氏體片不隨溫度下降均勻產生，伴有響聲.28當前第28頁\共有75頁\編于星期二\11點4.3.4影響馬氏體形態(tài)和內部結構的因素(1)化學成分的影響(2)馬氏體形成溫度M板條→在Ms以下較高溫度區(qū)形成M片狀→在較低溫度區(qū)形成

含碳量在0.2％～1.0％的奧氏體，先在馬氏體區(qū)上部形成板條馬氏體，然后在馬氏體區(qū)下部形成片狀馬氏體。含碳量越高，Ms點越低，形成板條馬氏體量越少，而片狀馬氏體量越多。馬氏體組織形態(tài)板條馬氏體(位錯)片狀馬氏體(孿晶)0.3％～1.0％C＜0.3％C>1.0％C板條+片狀混合馬氏體當前第29頁\共有75頁\編于星期二\11點(3)奧氏體的層錯能

奧氏體的層錯能越低，相變孿晶生成越困難，形成板條狀馬氏體的傾向越大。(4)奧氏體和馬氏體的強度凡是在Ms點處奧氏體的屈服強度大于某一極限值(約為206MPa)時，就形成慣析面為｛259｝γ片狀馬氏體；而小于該極限值時，則形成慣習面為｛111｝γ的板條狀馬氏體或慣習面為｛225｝γ的片狀馬氏體。上一頁下一頁30當前第30頁\共有75頁\編于星期二\11點4.4馬氏體轉變的熱力學分析

4.4.1馬氏體轉變的驅動力上一頁下一頁圖4.15M和A的自由能與溫度的關系

馬氏體相變驅動力是新相馬氏體(α')與母相奧氏體(γ)的化學自由能差?Gγ→α'＝Gα'-Gγ。若發(fā)生馬氏體相變，必須使系統(tǒng)總的自由能變化?Gγ→α'＜0。即馬氏體轉變時需要相當大的過冷度?T=To-Ms。31當前第31頁\共有75頁\編于星期二\11點新相與母相的化學自由能差：?Gγ→α′＝－?G體＋（?G表＋?G彈）當－?G體＝（?G表＋?G彈）馬氏體轉變立即中止；當－?G體＞（?G表＋?G彈）轉變又繼續(xù)進行，直到終了（指再降溫，轉變也不能進行）為止。上一頁下一頁32當前第32頁\共有75頁\編于星期二\11點4.4.2影響Ms點的因素(1)奧氏體的化學成分(a)碳含量

C％↑→A強度↑→通過切變轉變成M愈困難→需要相變推動力↑(過冷度↑)→Ms↓

上一頁下一頁圖4.16碳含量對碳鋼MS、Mf點的影響

Ms點的物理意義：Ms點是開始發(fā)生馬氏體轉變的溫度。奧氏體和馬氏體兩相自由能差達到相變所需要的最小驅動力值時的溫度。33當前第33頁\共有75頁\編于星期二\11點(b)合金元素除Al、Co提高Ms點外，其余大多數(shù)合金元素都不同程度地降低Ms點。

上一頁下一頁圖4.17合金元素對MS點的影響34當前第34頁\共有75頁\編于星期二\11點(2)應力和塑性變形

應力拉應力→促進馬氏體轉變→Ms點↑原因：馬氏體比容大，轉變時產生體積膨脹，因而拉應力必然會促進馬氏體形成，表現(xiàn)為使Ms點升高。壓應力→阻止馬氏體形成→Ms點↓上一頁下一頁35當前第35頁\共有75頁\編于星期二\11點

塑性變形

在Ms點以上一定的溫度范圍內進行塑性形變會促使奧氏體在形變溫度下發(fā)生馬氏體轉變，這種因形變而促成的馬氏體又稱為應變誘發(fā)馬氏體。產生應變誘發(fā)馬氏體的溫度有一個最高限，稱為Md點。

Md的物理意義：獲得應變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。若在高于Md點的溫度對奧氏體進行塑性變形，就會失去誘發(fā)馬氏體轉變的作用。上一頁下一頁36當前第36頁\共有75頁\編于星期二\11點在Md～MS之間對奧氏體塑性變形塑性變形↑→MS點↑→形變誘發(fā)M量↑→對隨后冷卻發(fā)生的M轉變有抑制作用當形變度為72％時→奧氏體完全穩(wěn)定化→馬氏體轉變幾乎被完全抑制在Md點以上對奧氏體進行塑性形變雖不能誘發(fā)形成馬氏體，但對隨后冷卻時的馬氏體轉變發(fā)生影響。其一般規(guī)律是少量的塑性形變能促進隨后冷卻時的馬氏體轉變(使Ms點提高)，而超過一定限度的塑性形變則起著相反的作用，甚至使奧氏體完全穩(wěn)定化。上一頁下一頁37當前第37頁\共有75頁\編于星期二\11點(3)奧氏體化條件

在完全奧氏體化的前提下，提高加熱溫度、延長保溫時間，將使MS點有所提高。原因：加熱溫度和保溫時間↑→A均勻性和晶粒尺寸↑→A強度↓→M轉變阻力↓→Ms點↑在不完全奧氏體化加熱條件下，提高溫度或延長時間將使奧氏體中的碳及合金元素含量增加，導致Ms點下降。上一頁下一頁38當前第38頁\共有75頁\編于星期二\11點若在馬氏體轉變前奧氏體已預先部分地轉變?yōu)樨愂象w，將會使Ms點降低。原因--貝氏體優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成(詳見第五章)，而剩余的奧氏體則相對地屬于富碳區(qū)，結果表現(xiàn)為Ms點下降。（4）存在先馬氏體的組織轉變

若在馬氏體轉變前奧氏體己預先部分地轉變?yōu)橹楣怏w組織，將會使Ms點升高。

原因--珠光體優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，而剩余的奧氏體則相對地屬于貧破區(qū)，結果表現(xiàn)為Ms點升高。

上一頁下一頁39當前第39頁\共有75頁\編于星期二\11點4.5馬氏體轉變動力學上一頁下一頁

馬氏體轉變也是形核和長大的過程，馬氏體一旦形核迅速長大，因此形核率是轉變動力學的主要控制因素。40當前第40頁\共有75頁\編于星期二\11點

4.5.1馬氏體轉變的形核

(1)熱形核說形核功來源于熱起伏，核胚的長大是靠原子一個個地從母相轉入新相來實現(xiàn)。

(2)缺陷形核說形核位置是結構不均勻的區(qū)域，如位錯、層錯，晶界、亞晶界或由夾雜物造成的畸變區(qū)等。

(3)自促發(fā)形核說因先生成的馬氏體使其周圍奧氏體發(fā)生協(xié)同形變而產生位錯，促成馬氏體核胚所致。上一頁下一頁41當前第41頁\共有75頁\編于星期二\11點4.5.2馬氏體轉變動力學類型1.變溫(或降溫)轉變(對大多數(shù)鋼)特點：(1)奧氏體過冷到Ms點以下，馬氏體量隨溫度下降而增加。

馬氏體轉變量只決定于轉變溫度，而與保溫時間無關。上一頁下一頁圖4.18連續(xù)冷卻時馬氏體轉變動力學曲線

42當前第42頁\共有75頁\編于星期二\11點（2）馬氏體長大激活能小，一經形核則高速長大；（3）隨溫度降低而繼續(xù)進行的馬氏體相變，不是依靠已有馬氏體單晶的進一步長大，而是依靠形成新的馬氏體晶核，長成新的馬氏體。綜上所述，把馬氏體變溫轉變的動力學特點歸結為變溫形成、瞬間形該(無孕育期)和高速長大(長到極限尺寸)。上一頁下一頁43當前第43頁\共有75頁\編于星期二\11點

馬氏體轉變體積分數(shù)f與在Ms點以下過冷度?T(?T＝Ms-Tq)之間的經驗關系式：

f＝1-6.96×10-15(455-?T)5.32

(適用于碳含量接近于1.0％的碳鋼和低合金鋼)f＝1-exp[-(1.10×10-2?T)](適用于碳含量為0.37~1.1％的碳鋼)上一頁下一頁44當前第44頁\共有75頁\編于星期二\11點2等溫轉變(對Fe-Ni合金)

上一頁下一頁特點：1）在Ms點以下某一溫度停留，過冷奧氏體需經過一定的孕育期后才開始形成馬氏體；2）隨等溫時間增長，馬氏體轉變量不斷增多，即轉變量是時間的函數(shù)；圖4.19馬氏體等溫轉變IT圖45當前第45頁\共有75頁\編于星期二\11點3）隨轉變溫度的降低，開始時轉變速率增大，且孕育期減少，但到達某一轉變溫度后轉變速率反而減慢，且孕育期增長。4）在任一溫度下等溫，馬氏體轉變都不能進行到底。上一頁下一頁圖4.20馬氏體等溫轉變動力學曲線46當前第46頁\共有75頁\編于星期二\11點上一頁下一頁圖4.21爆發(fā)式轉變時馬氏體轉變量與溫度的關系(3)爆發(fā)式轉變條件：

Ms<0，F(xiàn)e-Ni、Fe-Ni-C合金；特點：瞬間驟然發(fā)生馬氏體大量轉變，伴有響聲，并釋放出大量相變潛熱，使試樣溫度升高。

47當前第47頁\共有75頁\編于星期二\11點馬氏體的慣習面為{259}γ，有明顯的中脊，顯微組織呈“Z”字形。經過爆發(fā)式轉變后，隨溫度降低，又呈現(xiàn)為正常的變溫轉變。上一頁下一頁

原因--在｛259｝γ馬氏體的尖端有很高的應力場，據(jù)此認為，這種爆發(fā)式轉變行為是由一片馬氏體的形成在其尖端處的應力促進了另一片馬氏體按別的有利取向形成，即所謂“自促發(fā)”形核，以致出現(xiàn)連鎖反應態(tài)勢，因此可以把這類轉變的動力學特點歸結為自促發(fā)形核、爆發(fā)式長大。48當前第48頁\共有75頁\編于星期二\11點(4)表面轉變

定義：有些鋼或合金的表面在比其內部Ms點高的溫度下會自發(fā)形成馬氏體，且其形態(tài)、長大速度和晶體學特征均與其內部在Ms點以下形成的馬氏體不同，這種只產生于表層的馬氏體稱為表面馬氏體。

特征表面馬氏體：(＜30μm)是在等溫條件下形成的，其形態(tài)為條狀，長大速度較慢；產生原因：材料自由表面不受壓應力．而內部受三向壓應力，使表層相對于內部更有利于馬氏體的形成，即表現(xiàn)出表面的Ms點比內部高。49當前第49頁\共有75頁\編于星期二\11點4.6馬氏體的機械性能4.6.1馬氏體的硬度和強度1高于Ac3或Accm淬火鋼硬度2

Ac1~Accm之間淬火鋼硬度3馬氏體的硬度亞共析鋼

如果T>Ac3→M+Ar(＜5%)鋼的硬度=M的硬度如果T在Ac3~Ac1之間→F+M+Ar鋼的硬度＜M的硬度原因：組織中存在游離的F硬度低，導致鋼的整體硬度下降;50當前第50頁\共有75頁\編于星期二\11點1高于Ac3或Accm淬火鋼硬度2

Ac1~Accm之間淬火鋼硬度3馬氏體的硬度過共析鋼如果T>Accm→M+Ar(10~50%)鋼的硬度＜M的硬度原因：碳化物大量溶入奧氏體中，使Ms點下降，Ar量增多，導致鋼的硬度下降;51當前第51頁\共有75頁\編于星期二\11點如果T在Accm～Ac1之間→M+Fe3C+Ar(減少)鋼的硬度不等于M的硬度，是這種組織的綜合硬度。鋼的硬度隨碳含量的變化不大。

結論

鋼的硬度取決于組織狀態(tài)，M的硬度取決于M(A)中的含碳量。1高于Ac3或Accm淬火鋼硬度2

Ac1~Accm之間淬火鋼硬度3馬氏體的硬度52當前第52頁\共有75頁\編于星期二\11點馬氏體強化的原因

亞結構強化

M<0.3％C→C釘扎位錯引起固溶強化M>0.3％C→M中出現(xiàn)孿晶→阻礙位錯運動→引起附加強化圖2.23碳含量對碳鋼馬氏體硬度的影響上一頁下一頁53當前第53頁\共有75頁\編于星期二\11點固溶強化

以間隙式溶入馬氏體中的過飽和碳原子將引起強烈地點陣畸變，形成以碳原子為中心的應力場，這個應力場與位錯發(fā)生交互作用而使碳釘扎位錯，故馬氏體顯著強化。

馬氏體中碳含量愈多，強化也愈大。當碳含量超過0.4％以后，馬氏體的屈服強度不再隨碳含量增加而升高。這可能是由于碳原子之間的距離太近，以致相鄰碳原子所造成的應力場相互抵消，使馬氏體進一步強化的效果減小。

合金元素以置換式溶入馬氏體中，對點陣引起的畸變遠不如碳強烈，固溶強化效果較小。上一頁下一頁54當前第54頁\共有75頁\編于星期二\11點時效強化馬氏體形成后，碳及合金元素的原子向位錯或其他晶體缺陷處擴散偏聚或以碳化物彌散析出，釘扎位錯，使位錯難以運動引起的強化稱為時效強化。

時效強化的本質是由C原子擴散偏聚釘扎位錯所引起的。除上述強化外，原始奧氏體晶粒愈細，則馬氏體的強度愈高。馬氏體板條束或馬氏體片尺寸愈小，則馬氏體強度愈高。這是由于馬氏體相界面阻礙位錯運動而造成的。上一頁下一頁55當前第55頁\共有75頁\編于星期二\11點綜上述得出結論：鋼的成分(主要是碳含量)和亞結構是影響馬氏體強度和硬度的決定性因素。低碳馬氏體的強化主要依靠碳的固溶強化，淬火時因自回火而引起的時效強化亦有一定效果。隨馬氏體中碳和合金元素含量的增加，除固溶強化效果增大外，孿晶亞結構對強化的貢獻也增大。上一頁下一頁56當前第56頁\共有75頁\編于星期二\11點4.6.2馬氏體的塑性和韌性

馬氏體的塑性和韌性主要取決于它的亞結構。孿晶馬氏體具有高強度，但韌性很差，其性能特點是硬而脆。主要原因:(1)孿晶亞結構中的滑移系減少，位錯通過孿晶形變阻力增加，易引起應力集中；(2)在孿晶馬氏體中易產生顯微裂紋。馬氏體片在高速長大時發(fā)生互相撞擊，或與奧氏體晶界相撞，產生很高的應力場，而高碳片狀馬氏體本身又很脆，不能借塑性形變來松弛應力，故產生顯微裂紋。57當前第57頁\共有75頁\編于星期二\11點奧氏體晶粒愈粗大，則早期形成的馬氏體片就愈大，其受別的馬氏體片撞擊的機會也愈多，故顯微裂紋形成傾向愈大。奧氏體的碳含量愈高，其Ms點愈低，從而使形成片狀馬氏體的傾向增大，故顯微裂紋形成傾向也愈大。為防止在高碳馬氏體中出現(xiàn)顯微裂紋，常采用較低的加熱溫度和縮短保溫時間，以獲得細小的奧氏體晶粒，淬火后得到低碳隱針馬氏體。（隱針馬氏體指尺寸十分細小的馬氏體，以致在光學顯微鏡下難以辨認其形態(tài)）58當前第58頁\共有75頁\編于星期二\11點4.6.3馬氏體相變誘發(fā)塑性概念：某些合金或鋼在馬氏體相變過程中塑性增加的現(xiàn)象稱為馬氏體相變誘發(fā)塑性。圖4.24Fe-15Cr-15Ni合金在Ms～Md溫度范圍的相變誘發(fā)塑性

位錯馬氏體具有較高的強度及良好的韌性。主要原因：馬氏體板條平行生長，不易相互撞擊，減少裂紋的產生。59當前第59頁\共有75頁\編于星期二\11點鋼經過850oC奧氏體化后，其Ms點為307℃，奧氏體的屈服強度為137MPa。當鋼奧氏體化后在307和323℃下施加應力，所加應力低于鋼的屈服強度時，即產生塑性變形，且塑性隨應力的加大而增長。在307℃施加應力時，溫度已達鋼的Ms點，故有馬氏體相變發(fā)生。而馬氏體相變一旦發(fā)生，即貢獻出塑性，所以隨應力增長，馬氏體相變在應力誘發(fā)下不斷進行，因而相變塑性也就不斷產生和增長。在323℃加應力時，雖然在Ms點以上，但因應力誘發(fā)形成馬氏體，所以所呈現(xiàn)的高塑性也是由馬氏體相變引起的。0.3%C-4%Ni-1.3%Cr鋼在不同溫度下應力和總伸長率的關系60當前第60頁\共有75頁\編于星期二\11點

產生原因：由于塑性變形而引起的局部區(qū)域的應力集中處產生了應變誘發(fā)馬氏體，而馬氏體的比容比母相大，使該處的應力集中得到松弛，故能抑制微裂紋的擴展，從而使塑性和韌性得到提高。在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有應變誘發(fā)馬氏體的形成，隨應變誘發(fā)馬氏體量的增多，加工硬化指數(shù)不斷增大，使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域難于繼續(xù)發(fā)生變形，抑制了縮頸的形成，提高了均勻形變的塑性。上一頁下一頁61當前第61頁\共有75頁\編于星期二\11點形成條件：研究表明，只有在殘余奧氏體含量高于30％～40％的鋼中才會表現(xiàn)出明顯的效果。

應用：高速鋼拉刀奧氏體化后在Md~Ms溫度內進行熱校直。根據(jù)這一原理設計出多種相變誘發(fā)塑性鋼(即TRIP鋼)，簡稱變塑鋼，其Md＞20℃，Ms＜20℃。這樣鋼在室溫下形變時即可誘發(fā)形成馬氏體，從而誘發(fā)出塑性，使鋼獲得很高的強韌性。62當前第62頁\共有75頁\編于星期二\11點4.7奧氏體的穩(wěn)定化

奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，由于內部結構發(fā)生了某種變化而使奧氏體向馬氏體的轉變出現(xiàn)遲滯而引起馬氏體轉變能力降低的現(xiàn)象。4.7.1奧氏體的熱穩(wěn)定化淬火冷卻時，因緩慢冷卻或在冷卻過程中暫時中斷而引起奧氏體的穩(wěn)定性的提高，使馬氏體轉變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。上一頁下一頁63當前第63頁\共有75頁\編于星期二\11點

(1)現(xiàn)象若將淬火試樣在淬火過程中于某一溫度等溫停留一定時間，再繼續(xù)冷卻時，其馬氏體轉變量與溫度的關系便會發(fā)生變化。

圖4.25Ms點以下奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象64當前第64頁\共有75頁\編于星期二\11點

（2）度量

奧氏體熱穩(wěn)定化程度，用滯后溫度間隔θ度量，或用少形成的馬氏體量即殘余奧氏體量的增值δ來度量。θ和δ值越大說明奧氏體的穩(wěn)定化程度越高。

（3）規(guī)律性

產生熱穩(wěn)定化的必要條件：鋼中含有碳與氮。不含碳、氮的鋼一般不產生熱穩(wěn)定化，即使產生熱穩(wěn)定化，程度也很輕微；上一頁下一頁65當前第65頁\共有75頁\編于星期二\11點原因-由于在適當溫度停留的過程中，奧氏體中的N、C原子向晶體點陣缺陷處偏聚，并與位錯相互作用，形成了柯氏氣團，因而強化了奧氏體，使馬氏體轉變的切變阻力增大所致。

滯后溫度θ值的意義由于C、N原子釘扎位錯，因此要求提供附加的化學驅動力以克服C、N原子的釘扎力，為獲得這個附加的化學驅動力所需的過冷度。上一頁下一頁66當前第66頁\共有75頁\編于星期二\11點熱穩(wěn)定化有一上限溫度，用MC表示。在MC以上等溫停留，不產生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象，只有在MC以下的溫度等溫停留或緩慢冷卻才會引起熱穩(wěn)定化；原因-若停留溫度過高，由于碳原子擴散能力顯著增大，足以使之脫離位錯而逸出，使柯氏氣團破壞，以致造成穩(wěn)