金屬加熱冷卻時(shí)相變轉(zhuǎn)換

1、第三章 加熱金屬冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變加熱金屬冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變包括 1.珠光體相變 2.馬氏體相變 3.貝氏體相變 1. 珠光體相變1.1 珠光體及其形成機(jī)理1.1.1 研究珠光體型相變的意義 鐵素體和滲碳體組成的層片狀機(jī)械混合 物，鐵素體為體心立方，硬度低而塑性 高；滲碳體為正交晶系，質(zhì)硬而脆，兩 者合理的匹配，可得到良好的綜合力學(xué) 性能，是鋼中的重要相變。 可作為機(jī)加工的中間熱處理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工 作為最終熱處理，獲得一定形態(tài)的珠光體，使結(jié)構(gòu)件具有良好的綜合力學(xué)性能 用得更為廣泛的則是作為淬火的 預(yù)先熱處理，為淬火作好組織上的 準(zhǔn)備 對(duì)于要求高硬度、高強(qiáng)度的構(gòu) 件

2、，則希望獲得馬氏體，為避免因 工藝不當(dāng)使組織中出現(xiàn)珠光體，則 必須研究珠光體的形成動(dòng)力學(xué)1.1.2 珠光體的類型 片狀珠光體： 其F、Fe3C呈層狀分布 片狀珠光體(P) 150450nm 光鏡可分辨 索氏體(S) 80150nm 高倍 屈氏體(T) 3080nm 光鏡下不能分辨 形成溫度 P 650Ar1 S 600650 （共析碳鋼） T 550600 球狀珠光體 Fe3C呈顆粒狀分布 材料名稱：共析鋼。 浸蝕劑：4硝酸酒精溶液。 處理情況：820加熱保溫后緩冷。 組織說明：片狀珠光體-鐵素體與滲碳體成層片狀相間排列。 粒狀珠光體 Fe3C呈顆粒 狀分布于鐵 素體基體 片狀珠光體：片層方向

3、大致相同的珠光體稱為珠光體團(tuán)（或領(lǐng)域），在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成35個(gè)珠光體團(tuán)。 球狀珠光體：珠光體中的滲碳體呈球狀分布，其滲碳體的大小、形態(tài)及分布，對(duì)最終熱處理后的性能具有直接的影響，是球化退火驗(yàn)收的重要指標(biāo)。1.1.3珠光體的片層間距S S與T成反比： 珠光體型相變?yōu)閿U(kuò)散型相變，是受碳、鐵原子的擴(kuò)散控制的。當(dāng)珠光體的形成溫度下降時(shí)，T增加，擴(kuò)散變得較為困難，從而層片間距必然減?。ㄒ钥s短原子的擴(kuò)散距離），所以S與T成反比關(guān)系。原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難；若S過小，則由于相界面面積增大，而使表面能增大，這時(shí)GV不變，GS增加，必然使相變驅(qū)動(dòng)力過小，而使相變不易進(jìn)行?？梢?，S

4、與T必然存在一定的定量關(guān)系。 奧氏體晶界上珠光體團(tuán)示意圖 奧氏體的晶 粒尺寸主要 影響珠光體 團(tuán)的大小，A 晶粒越小P團(tuán) 越細(xì)小。1.1.4 珠光體的力學(xué)性能 片狀珠光體： 由于鐵素體的塑性變形受到阻礙，位錯(cuò)的移動(dòng)限于滲碳片之間的鐵素體中進(jìn)行，增加了變形抗力，使強(qiáng)度得到提高。 滲碳體片越薄，抵抗塑性變形的能力越強(qiáng)，其硬度越高； 厚的滲碳體不易變形，薄片滲碳體卻可以承受部分變形，故強(qiáng)度升高的同時(shí)，塑性也有所提高。 球狀珠光體 球狀珠光體中的滲碳體為球狀，其阻 礙鐵素體變形的能力大為下降，比起片狀 珠光體，它具有較低的強(qiáng)度以及較高的塑 性。 珠光體團(tuán)尺寸的減小，由Hall-Petch公式S=i+K

5、d-1/2知，強(qiáng)度將有所提高； 晶粒的細(xì)小，使參與滑移的晶粒數(shù)增多，雖然每一晶粒的變形量減少，但總變形量增加，從而塑性亦有所提高。1.1.5 珠光體的形成機(jī)理 珠光體相變是擴(kuò)散型相變、屬形 核長大型1.1.5.1相變的熱力學(xué)條件 F0.0218+Fe3C 母相奧氏體成分均勻時(shí)，往往優(yōu)先在原奧氏體相界面上形核，而當(dāng)母相成分不均勻時(shí)，則可能在晶粒內(nèi)的亞晶界或缺陷處形核。1.1.5.2 片狀珠光體的形成機(jī)理珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相 相或Fe3C相，從熱力學(xué)上講，均可成為領(lǐng) 先相。 由于形成領(lǐng)先相的驅(qū)動(dòng)力較小，所以起始相 往往與母相保持共格關(guān)系： 111/110/011Fe3C / Fe3C 從成分上講，

6、由于鋼的含碳量較低產(chǎn)生低碳區(qū)更為有利，即有利于為領(lǐng)先相 從結(jié)構(gòu)上講，在較高溫度，特別在高碳鋼中，往往出現(xiàn)先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒 一般認(rèn)為過共析鋼的領(lǐng)先相為Fe3C，而亞共析鋼的為F，共析鋼的并不排除F的可能性。 珠光體的形核： 依靠C原子的擴(kuò)散，滿足相變對(duì)成分的要求鐵原子的自擴(kuò)散，則完成點(diǎn)陣的改組。 生長的過程則是一個(gè)“互相促發(fā)，依次形核，逐漸伸展”的過程。 若在奧氏體晶界上形成了一片滲 碳體（領(lǐng)先相為片狀，主要是由于 片狀的應(yīng)變能較低，片狀在形核過 程中的相變阻力?。?同時(shí)向縱橫方向生長 由于橫向生長，使周圍碳原子在向滲碳 體聚集的同時(shí)，產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)其C%下降 到該溫度下

7、C/Fe3C濃度時(shí)，鐵素體即在 Fe3C/相界面上形核并長成片狀；隨著F 的橫向生長，又促使?jié)B碳體片的形核并生 長 如此不斷形核生長，從而形成鐵素體、滲 碳體相相同的片層。 片狀可以大面積獲得碳原子，同時(shí)使擴(kuò)散距離短，有利于擴(kuò)散。 珠光體的縱向生長形成/，/Fe3C相界面后，在的相界面上產(chǎn)生濃度差C/-C/Fe3C，從而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿?cái)U(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面C濃度的平衡，為了恢復(fù)碳濃度的平衡，在相界面上形成，F(xiàn)e3C相界面上形成Fe3C。 珠光體的橫向生長：由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而終止，滲碳體的橫向生長亦然，故珠光體片的橫向生長很快停止；而縱向生長繼續(xù)，直到與另一方向長來

8、的珠光體相遇為止。這就形成了層片狀的珠光體。 隨著溫度的降低，碳原子的擴(kuò)散能力下降，從而形成的鐵素體、滲碳體片逐漸變薄，片層間距縮短。由片狀PST。1.1.6 粒狀珠光體的形成機(jī)理 湯姆遜-弗雷德利西(Thomson-Frendlich)方程 Xr 、Xr=x 半徑為、新相粒子在溶劑中的飽和溶解度 m 原子量，表面能，密度 新相粒子的半徑愈小，在母相中的溶解度越大。 溝槽由于表面張力作用而處于平衡態(tài)。1.1.6.1 片狀珠光體的球化 碳原子獲得能量，產(chǎn)生擴(kuò)散，尖角處的粒子由于曲率半徑較小，在相中的溶解度較大，溝槽處碳化物的溶解引起溝槽的加深，導(dǎo)致表面張力處于不平衡狀態(tài)。 在界面張力的作用下，溝

9、槽不斷加深，最后滲碳體斷裂。滲碳體片溶斷后，按尖角溶解，平面析出的規(guī)律逐漸球化。1.1.6.2 在不均勻奧氏體中直接形成 富碳區(qū)：碳附于未溶滲碳體上呈球狀析出，其余區(qū)域轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。 貧碳區(qū)：先形成細(xì)片狀珠光體。 一部分在保溫過程中溶解，再在鄰近 粒狀滲碳體上析出 其余部分則在保溫過程中按上述的球 化機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙钪楣怏w。1.1.6.3 影響珠光體球化的因素 奧氏體均勻化程度：成分越均勻，越不易球化 加熱溫度和保溫時(shí)間：溫度愈高，保溫時(shí)間愈長，對(duì)球化愈不利。 增加鋼的含碳量或加入強(qiáng)碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W）：可增加未溶碳化物粒子，有利于球化過程。 第二階

10、段等溫時(shí)間：延長，將有助于原子的充分?jǐn)U散，可提高球化質(zhì)量。 引入位錯(cuò)，可增加滲碳體片溝槽的形成?？杉铀偾蚧^程。1.2 亞（過）共析鋼中的珠光體相變 偽共析轉(zhuǎn)變 先共析鐵素體析出 先共析滲碳體的形成 在A3（Acm）以下先形成鐵素體或 滲碳體 到達(dá)A1發(fā)生珠光體相變 隨冷速增加，出現(xiàn)偽共析組織， 且珠光體量增多，而先共析量減少。1.2.1亞共析鋼中的先共析鐵素體 奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格 形成溫度較高，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長成球冠狀 若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體 量較少，則鐵素體易長成網(wǎng)狀； 若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體 量較多，且單位體積排

11、出的碳原子較少， 非共格界面更易遷移，鐵素體長入奧氏體 呈塊狀分布。 形成溫度較低，鐵原子不易作長距離遷移，使非共格晶界不易遷移，鐵素體的長大，主要依靠共格晶界遷移。 共格界面與母相往往有一定的位向關(guān)系，且為減小應(yīng)變能，鐵素體呈條狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長。鐵素體彼此平行，或互成60，90。形成魏氏組織。 魏氏鐵素體1.2.2 過共析鋼中的滲碳體 粒狀滲碳體 網(wǎng)狀滲碳體 針狀滲碳體魏氏滲碳體 1.3.1形核率1.3 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué) 形成溫度較高時(shí)，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加；至一定溫度，擴(kuò)散影響占優(yōu)，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降。1.3.2 長大

12、線速度1.3.3 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線 為球狀時(shí)， 由A1550 b：4 2.5 T 孕育期縮短 ，開始及結(jié)束較小，中間較快。 在50%后， 達(dá)極大值。 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線與C曲線的關(guān)系1.3.4.1 鋼的化學(xué)成分1.3.4 影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素 亞共析鋼：C%，形成F先%，而P 大多在A/F先的相界面上形核，F(xiàn)先%， 使P的形核位置減少；且C% ，使 GAP ，從而驅(qū)動(dòng)力減小，故 C曲線右移。 含碳量 過共析鋼： 若加熱溫度高于Acm：C% ，有利于 先共析Fe3C形核長大，且C擴(kuò)散速度加 快，故Fe3C形成速度加快，從而P的孕 育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。 若加熱溫度在Ac1Acm：

13、C% ，獲 得不均勻奧氏體及Fe3C，有利于P的 形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲 線右移。 由此可見，在碳鋼中共析鋼的C曲線最 靠右。 合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入A ，均使A 穩(wěn)定性增大，從而減慢AP，C曲線右移，其 中Mo作用最大。 奧氏體成分的均勻化，減慢珠光體相 變（不易獲得相變所需的成分起 伏。） 奧氏體晶粒的粗化，減緩珠光體相變1.3.4.2 熱處理工藝 奧氏體成分的均勻性 奧氏體成分不均勻程度的增加，有利 于高碳區(qū)形成Fe3C，而低碳區(qū)形成F，并 加速碳原子的擴(kuò)散，可加速先共析相及 珠光體的形成。 未溶滲碳體的存在，既可作為先共析 滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相

14、 Fe3C的晶核，故可加速珠光體的形成。 奧氏體晶粒度 奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的 形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。 加熱溫度和保溫時(shí)間 T，奧氏體晶粒尺寸增大，且 成分趨于均勻化，減小了珠光體的 和 ，從而推遲珠光體相變。1.3.4.3 外界因素 應(yīng)力和塑性變形 拉應(yīng)力和塑性變形造成晶體的點(diǎn)陣畸 變及，有利于Fe、C原子的擴(kuò)散， 從而 ， 。形變溫度越低，這種 作用越明顯。 等向壓應(yīng)力 在等向壓應(yīng)力作用下，原子遷移阻力增 大，阻礙了Fe、C原子的擴(kuò)散，及點(diǎn)陣改組 的阻力增大。 0.38CCrMo鋼經(jīng)小壓應(yīng)力(30MPa)作用下，自900以冷卻速度 a)0.05/s；b)0.1/s；c)

15、0.15/s and d)0.2/s冷卻室溫后金相組織的模擬(a1，b1，c1，d1)和實(shí)驗(yàn)(a2，b2，c2和d2)的金相照片(白-鐵素體，黑-其它相)(100 x) 0.38C-Cr-Mo鋼經(jīng)900變形0.4(變形速率4/s)以冷卻速度 a)0.5/s; b)0.2/s c)0.1/s 和d)0.05/s 冷卻到室溫后，金相組織的模擬(a1，b1，c1和d1)和實(shí)驗(yàn)(a2，b2，c2和d2)的金相照片(白-鐵素體，黑-其它相)(100 x) 2.馬氏體相變 2.1 馬氏體相變的基本特征及 其分類 2.1.1馬氏體相變的基本特征 高碳型馬氏體中形成一片馬氏體只需0.5510-7s (1100

16、m/s )，80K，也達(dá)到103m/s的長大速率。 在80K的低溫下，原子不可能作超過一個(gè)原子間距的遷動(dòng)。 馬氏體和殘留奧氏體的含碳量相同，說明馬氏體相變時(shí)，不需要改變成分。 碳的相對(duì)位置沒有發(fā)生變化。2.1.1.1無擴(kuò)散型相變 所謂無擴(kuò)散相變，應(yīng)理解為相變本身不需 要原子的擴(kuò)散，相變的速度與原子擴(kuò)散的 速度無關(guān)，即使在相變過程中發(fā)生了間隙 型小原子的遷移，也只是相變的伴隨情 況，而與相變本身無關(guān)（既不改變相變的 本性，也不改變相變的速度）。 表面浮突效應(yīng) 表面出現(xiàn)皺紋。 在馬氏體相變后直線劃痕被折位移。 若在真空下實(shí)施馬氏體相變，由于真空蝕刻作用，可看到表面浮突，浮突兩側(cè)呈現(xiàn)明顯的山陰和山陽

17、。2.1.1.2 表面浮突效應(yīng)和不變平面應(yīng)變 慣習(xí)面均為非簡單指數(shù)面。 在FeC合金系中測得0.5%C,慣習(xí)面為111，0.51.4%C,為225，1.51.8%C，為259。 直線劃痕在傾動(dòng)面（馬氏體片的自由表面）處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。 這說明馬氏體片與母相保持切變共格，慣習(xí)面未經(jīng)宏觀（10-2范圍）可測的應(yīng)變和轉(zhuǎn)動(dòng)，即慣習(xí)面為不變平面。 慣習(xí)面和不變平面傾動(dòng)面一直保持為平面 發(fā)生馬氏體相變時(shí)，雖發(fā)生了變形，但母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻變形。造成均勻變形且慣習(xí)面為不變平面的應(yīng)變即為不變平面應(yīng)變。 不變平面應(yīng)變 1）KS關(guān)系 2.1.1.3

18、新舊相保持一定的位向關(guān)系 Kurdjumov 和Sachs在1930年應(yīng)用X 射線極圖法測得 由于馬氏體的101m面可能6中不同 的取向，而奧氏體點(diǎn)陣中有4種 111晶面，從而馬氏體共有24種取 向。 / Nishiyama 在1934年測得 按西山關(guān)系，在每個(gè)111面上，馬氏 體可能有三種取向，故馬氏體共有12種取 向。 2）西山關(guān)系 馬氏體組織內(nèi)往往由密度較高的位錯(cuò) 或較細(xì)的孿晶為其亞結(jié)構(gòu)。 這種亞結(jié)構(gòu)，例如孿晶，表明有些區(qū) 域經(jīng)過了切變，而有的區(qū)域則未經(jīng)切 變?？梢?，馬氏體內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)是相變時(shí) 不均勻（局部）切變的產(chǎn)物。2.1.1.4 馬氏體的亞結(jié)構(gòu)2.1.1.5 馬氏體相變的可逆性 在M

19、s點(diǎn)：AM ：在As點(diǎn) Fe-0.8%C鋼施以5000/S快速加熱， 抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590600發(fā)生 了逆轉(zhuǎn)變。2.1.2 關(guān)于馬氏體的概念 硬而脆的性能、針狀組織的形貌。 低碳鋼中發(fā)現(xiàn)了條狀馬氏體； 以高速冷卻獲得純鐵馬氏體并不表現(xiàn)為硬而 脆的性能，特別是在CuAl等有色金屬中獲得的馬氏體與上述概念差的更遠(yuǎn)。 馬氏體相變可定義為：置換原子無擴(kuò)散切變，使其形狀改變的相變。而其相變產(chǎn)物，即為馬氏體。 2.1.3馬氏體相變的類型1）按相變驅(qū)動(dòng)力分類 在 T0 ： 形成馬氏體時(shí)，尚需考慮進(jìn)行不變平面切變，不均勻切變的切變能，馬氏體的儲(chǔ)存能等。故相變溫度必然低于T0，在Ms：GMMs的差值（選為正

20、值）稱為相變驅(qū)動(dòng)力。 相變驅(qū)動(dòng)力較大的相變 一般達(dá)103J/mol數(shù)量級(jí)，如鋼中 的相變，驅(qū)動(dòng)力均在1100J/mol 以 上。 相變驅(qū)動(dòng)力較小的相變 一般達(dá)10102J/mol 數(shù)量級(jí)， 如Fe-Ru形成馬氏體的相變驅(qū)動(dòng)力 只有210J/mol ，而彈性馬氏體的相 變驅(qū)動(dòng)力則只有1020J/mol。 2）按形成方式分類 變溫馬氏體相變 轉(zhuǎn)變量是溫度的單值函 數(shù)。 等溫馬氏體相變 轉(zhuǎn)變量是溫度和時(shí)間的 函數(shù)：現(xiàn)有馬氏體的長大；新馬氏體的形核。 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變 低碳鎳鋼、鉻鋼、錳鋼， Ms0。在MB(MB Ms0)以下，瞬間（幾分 之一秒內(nèi)）劇烈地形成大量馬氏體，有的高達(dá) 70%M。 彈性馬氏體相變

21、 彈性馬氏體相變包括： 熱彈性：相變驅(qū)動(dòng)力小，相變熱滯?。?相變形狀應(yīng)變?yōu)閺椥詤f(xié)作，相界面 能往復(fù)（正、逆向）運(yùn)動(dòng)。 半熱彈性：部分滿足上述條件。 非熱彈性：完全不符合上述條件的，即相變 滯熱大；一片馬氏體瞬間長至完整 大?。ㄐ螤睿?；界面呈不動(dòng)界面； 常形成位錯(cuò)來協(xié)作相變所產(chǎn)生的形 狀應(yīng)變。 2.1.4馬氏體的類型 按形貌分類 條狀馬氏體 構(gòu)成馬氏體的最小單 元為條狀馬氏體，其交界面為平面。 片狀馬氏體 針片狀，大小不一， 互成交角。 其它馬氏體 蝶狀、薄片狀、等。 按亞結(jié)構(gòu)分類 位錯(cuò)型馬氏體 孿晶型馬氏體 按晶體結(jié)構(gòu)類型分類 鋼中馬氏體是碳在Fe中的過飽和固溶 體，由于碳的溶入，使馬氏體的點(diǎn)

22、陣常數(shù) 發(fā)生了變化，350Ms200100Ms100C%0.30.31時(shí)為混合型11.41.42組織形態(tài)條寬為0.10.3m慣習(xí)面指數(shù)相同的馬氏體構(gòu)成馬氏體群，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可形成34個(gè)馬氏體群，而在一個(gè)馬氏體群內(nèi)含有36個(gè)馬氏體塊，塊間為大角度晶界呈凸透鏡片狀，中間稍厚，初生片橫貫奧氏體晶粒，次生片較小，互成交角，相互撞擊，接合處有微裂紋，片的中央有中脊，常將之看成慣習(xí)面。同左，在兩個(gè)初生片之間見到“Z”字形分布的細(xì)薄片亞結(jié)構(gòu)高密度位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，形成位錯(cuò)胞，常見到少量細(xì)小孿晶寬度50埃的細(xì)小孿晶，以中脊為中心，隨MS下降，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣為復(fù)雜的直線式螺位錯(cuò)列殘奧呈薄片膜狀存在于片的

23、周圍，隨含量增加而增加形成過程各自獨(dú)立形核，10-4s/片MS高，無爆發(fā)轉(zhuǎn)變降溫形成，長大速率高10-7s/片，MS低時(shí)，有爆發(fā)轉(zhuǎn)變2.2.3影響形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的主要規(guī)律母相的化學(xué)成分 C%，位錯(cuò)孿晶；條狀條狀+片狀片狀 縮小相區(qū)的元素(V,Cr,Mo,W)促進(jìn)條狀馬氏體的形成 (C,N,Ni,At)，Me%,條狀片狀 (Mn,Ru,Ir,)，Me%,層錯(cuò)能，條狀 馬氏體（密排立方） Cu, 在Fe中固溶量小，對(duì)MS影響不大，仍為條狀 Co Co%，MS，促進(jìn)條狀馬氏體的形成 擴(kuò)大相區(qū)的元素： 在FeNiC合金系中， C%，Ms，形態(tài)：條狀條狀與片狀蝶狀片狀片狀+薄片狀薄片狀壓力 高壓促使低碳鋼

24、中出現(xiàn)孿晶馬氏體 如Fe-0.2C馬氏體，在常壓下富有韌性，高壓下卻具有高脆性。淬火冷卻速率 常用的冷速對(duì)馬氏體形態(tài)無顯著影 響，但0.76C14Ni鋼中，冷速 13200/s17050/s，條狀+片狀 片狀，且M% 。溫度形成 隨著馬氏體形成溫度的下降，形態(tài)由條狀片狀過渡，亞結(jié)構(gòu)由位錯(cuò)孿晶。 當(dāng)馬氏體在較高溫度形成時(shí)，滑移的臨界分切應(yīng)力較低，滑移比孿生更易于發(fā)生，從而亞結(jié)構(gòu)中留下大量位錯(cuò)。 由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強(qiáng)度均較低，相變時(shí)，應(yīng)力的松馳可以同時(shí)在奧氏體及馬氏體中以滑移方式松馳，故慣習(xí)面為（111）。 由于（111）晶系較少，使形成馬氏體的起始位向數(shù)較小，從而有利于條狀馬氏體的形

25、成。 隨著形成溫度的下降，不均勻切變的方式逐漸過渡為以孿生方式進(jìn)行。 若奧氏體的S超過206Mpa，則形成慣習(xí)面為（259）的片狀馬氏體，這是由于相變應(yīng)力在兩相中均只以孿生的方式松弛所致； 若奧氏體的S低于206Mpa，而形成馬氏體的強(qiáng)度較高，則應(yīng)力在奧氏體中以滑移方式松弛，而在馬氏體中卻以孿生方式松弛，則形成慣習(xí)面為（225）的片狀馬氏體。 2.2.4工業(yè)用鋼淬火馬氏體的金相形態(tài)低碳鋼中的馬氏體 為了獲得高強(qiáng)度、高韌性、低的冷脆轉(zhuǎn)化溫度，常得到條狀馬氏體。由于低碳馬氏體在300回火時(shí)，有致脆現(xiàn)象，故應(yīng)選用150200的低溫回火，以消除熱處理應(yīng)力。 中碳結(jié)構(gòu)鋼中的馬氏體 為了在回火后獲得優(yōu)良的

26、綜合力學(xué)性能，常選用較低的奧氏體化溫度，以獲得組織較細(xì)的條狀+片狀馬氏體的混合組織。 高碳工具鋼中的馬氏體 為了增加工具鋼的高硬度、高耐磨性，常選用較低的奧氏體化溫度，保留一定量未溶碳化物粒子，并在處理后獲得隱晶狀馬氏體與粒狀碳化物的混合組織。2.3馬氏體相變的開始和停止2.3.1馬氏體相變開始溫度(Ms)及其測定 在T0，兩相自由能相等，奧氏體與具有相同成分的鐵素體處于熱力學(xué)平衡，而MsT0，在Ms，比多出的那部分自由能用以提供馬氏體相變所需的切變能、界面能、應(yīng)變能等，即T0-Ms表示了相變的滯后程度，也間接表明了相變驅(qū)動(dòng)力的大小。 馬氏體的性能取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)（尤其是韌性）。 Ms越低

27、，鋼淬火到室溫時(shí)的AR越多，為了獲得足量馬氏體，必須選擇合適的鋼種，或?qū)Υ慊痄撟鞅涮幚怼?制訂淬火工藝離不開Ms溫度。 加工形變會(huì)誘發(fā)馬氏體的形成，其所 需切應(yīng)力，往往與Ms呈線性關(guān)系。 沉淀型不銹鋼，要求經(jīng)固溶處理后的 Ms較低，以便于軋制；但要求回火后具 有較高的Ms以求強(qiáng)化及穩(wěn)定，要了解其 變化規(guī)律。 形狀記憶合金的往往Ms決定了該合金 的工作溫度。 膨脹法：利用母相與馬氏體之間比容的不同 電阻法：利用兩相間電容的不同 磁性法：奧氏體不具有鐵磁性，馬氏體具有鐵 磁性。只可用于鋼鐵材料。 金相法：回火馬氏體易于腐蝕，淬火馬氏體不 易腐蝕。 溫度As=510510電阻溫度120Ms=120

28、電阻2.3.2 影響Ms溫度的因素2.3.2.1 母相的化學(xué)成分 碳是影響Ms溫度最為強(qiáng)烈的元素 5507730Xc Xc0.04Ms= () 5056670Xc 0.04Xc0.6%，馬氏 體硬度繼續(xù)升 高，而淬火鋼的 硬度并不升高 （圖中曲線2）， 甚至有所下降（圖中曲線1）。 這主要是由于殘 留奧氏體量增加 所致。 馬氏體具有高強(qiáng)度的強(qiáng)化機(jī)制，可以分為:固溶強(qiáng)化時(shí)效強(qiáng)化相變強(qiáng)化2.5.1.1 固溶強(qiáng)化 曲線1是淬火后立即在0測得的0.6 與含碳量關(guān)系。由曲線可見，隨含碳量增加，馬氏體強(qiáng)度升高，然而，含碳量在0.4%以上時(shí)，強(qiáng)度不再上升。 C原子造成了點(diǎn)陣的不對(duì)稱畸變引起的。 C原子的溶入

29、使扁八面體短軸方向膨脹 36%，而另兩個(gè)方向收縮4%，點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)變?yōu)?體心立（或正）方。這種由C原子造成的不 對(duì)稱畸變稱為畸變偶極，可將之視為一個(gè)強(qiáng) 烈的應(yīng)力場，C原子即處于該應(yīng)力場的中心。 該應(yīng)力場與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而 使馬氏體的強(qiáng)度提高。 當(dāng)含碳量超過0.4%時(shí)，由于C原子靠的太 近，以致畸變偶極應(yīng)力場之間因相互抵消而 降低了應(yīng)力。2.5.1.2 時(shí)效強(qiáng)化 曲線2是淬火后在0停留3小時(shí)測得的0.6 與含碳量關(guān)系。由曲線可見，在時(shí)效過程中由于C原子通過擴(kuò)散（只需數(shù)秒至數(shù)分鐘）在晶體孿晶界的偏聚，引起時(shí)效強(qiáng)化，使馬氏體的強(qiáng)度進(jìn)一步升高，并且，隨含碳量升高，時(shí)效強(qiáng)化效果愈顯著。2.5.1.

30、3 相變強(qiáng)化 位錯(cuò)和孿晶，使馬氏體得到強(qiáng)化。即相變強(qiáng)化 無碳馬氏體的屈服強(qiáng)度為284Mpa，而退火鐵素體的屈服強(qiáng)度僅為98137Ppa，即位錯(cuò)馬氏體的相變強(qiáng)化使強(qiáng)度提高了147186Mpa。此外，原始奧氏體晶粒大小（dA）和馬氏體（或塊）大?。╠m）對(duì)馬氏體的強(qiáng)度亦有貢獻(xiàn)晶粒愈細(xì)，強(qiáng)度愈高，并有下列關(guān)系：2.5.2 馬氏體的韌性 Ac3）內(nèi)進(jìn)行。（如曲線2） 中溫形變熱處理：形變在奧氏體的亞穩(wěn)溫度范圍（MsTAA1 ）內(nèi)進(jìn)行。（如曲線1） 混合形變熱處理： （如圖中曲線3）/sAcAT132Ms2.6.1.2 鋼經(jīng)不同處理并經(jīng)200回火2小時(shí) 后的性質(zhì)處理工藝維氏硬度 (kg/mm2) (kg

31、/mm2)不形變，在550時(shí)效60min，淬火65421817711中溫形變60%，在550時(shí)效60min，淬火72626122110高溫形變60%，在550時(shí)效60min，淬火71524520810.5混合形變各60%，在550時(shí)效60min，淬火73326522410 形變熱處理能使鋼的強(qiáng)度有顯著的提高，而塑性及韌性并不低 隨著形變量的增加，強(qiáng)度升高，至60%處，強(qiáng)度達(dá)極大值，而延伸率比經(jīng)一般熱處理只下降3%。 由表可見，混合形變熱處理后，強(qiáng)度最高；中溫形變熱處理次之；高溫形變熱處理再次之；然而比一般熱處理后的強(qiáng)度均有所提高，而延伸率則有所下降。 2.6.1.3 形變熱處理的強(qiáng)化機(jī)制 碳的

32、釘扎位錯(cuò)以及碳化物的彌散析出是鋼經(jīng)形變熱處理強(qiáng)化的基本原因。 高溫形變熱處理只使強(qiáng)度略為提高，是由于鋼經(jīng)熱加工后，鋼中的位錯(cuò)密度并不增加，只是細(xì)化了奧氏體晶粒，從而細(xì)化了馬氏體，使強(qiáng)度略為提高。 中溫形變使奧氏體內(nèi)具有較高的位錯(cuò)密度，使相變后的馬氏體內(nèi)也具有了較高的位錯(cuò)密度，從而強(qiáng)化了馬氏體；形變使晶粒細(xì)化，從而進(jìn)一步強(qiáng)化；奧氏體在亞穩(wěn)區(qū)經(jīng)形變使碳化物析出;碳化物粒子的析出，使奧氏體內(nèi)含碳及合金元素量下降，從而Ms點(diǎn)升高，使淬火后孿晶馬氏體量大為減少，對(duì)鋼的韌性作出有益的貢獻(xiàn)。 鋼經(jīng)混合形變熱處理后，強(qiáng)度最高，韌性最好。這是由于經(jīng)形變后再經(jīng)中溫形變不但使晶粒進(jìn)一步細(xì)化，并使碳化物的析出量更多，

33、孿晶馬氏體量進(jìn)一步減少，從而既提高了強(qiáng)度，又進(jìn)一步改善了斷口組織。 若分析形變熱處理的強(qiáng)化因素，只需抓住位錯(cuò)密度強(qiáng)化、碳的釘扎位錯(cuò)及碳化物的彌散析出幾個(gè)環(huán)節(jié)就行了；而分析韌性時(shí)，只需抓住孿晶馬氏體的量這個(gè)環(huán)節(jié)就行了。 形變熱處理應(yīng)用的局限性 鋼在500附近須有一段較長的孕育期可以進(jìn)行溫加工而不發(fā)生珠光體或貝氏體相變。可見，形變熱處理鋼往往含多種合金元素。普通碳鋼一般不能施行中溫形變熱處理。 由于大的工件在短時(shí)間內(nèi)不能達(dá)到大的形變量（），而焊接件又不能施加形變，從而它們都不能施行形變熱處理。 2.6.2 低碳馬氏體的應(yīng)用2.6.2.1 低碳馬氏體的性能特點(diǎn) 相當(dāng)高的強(qiáng)度（s100-130kg/m

34、m2， b 120-160kg/mm2） 很好的塑性（ 10 ，40 ）和韌性（ak6kgm/mm2 ） 良好的冷加工性、可焊性等優(yōu)良性能。 2.6.2.2 低碳馬氏體的應(yīng)用途徑 以低碳低合金鋼代替調(diào)質(zhì)鋼 0.25%C，需經(jīng)鹽水淬火 汽車某重要螺栓，原來選用40Cr調(diào)質(zhì) 后使用，現(xiàn)改用15MnVB鋼經(jīng)880油淬 及200回火后使用，性能更為優(yōu)越， 強(qiáng)韌性均有所提高，螺栓的最大拉力由 8000kg提高到13000kg，疲勞性能兩者 相同。 中碳合金鋼的高溫淬火 4340鋼（0.4%C-0.7%Cr-1.5%Ni- 0.2%Mo）先經(jīng)1200加熱再從870淬油 以代替870淬油，使馬氏體完全呈條

35、狀，條間存在一薄層殘留奧氏體（10 20nm）。當(dāng)均為160kg/mm2時(shí)，斷裂韌性 由35MN/m3/2提高到67.2 MN/m3/2。 40Mo2鋼經(jīng)1200淬火（Ms332）得 到全部板條狀馬氏體，在時(shí)，斷裂韌性為 100 MN/m3/2，大大優(yōu)于4340鋼，而接近 18Ni馬氏體時(shí)效鋼（115 MN/m3/2）。2.6.2.3 相變塑性鋼（TRIP） 相變塑性鋼是一種超高強(qiáng)度不銹鋼。 它綜合利用了馬氏體相變時(shí)產(chǎn)生的塑 性，及形變熱處理提供的強(qiáng)化而發(fā)展成 的兼具高強(qiáng)度（s150kg/mm2）和 良好塑性的結(jié)構(gòu)鋼。 相變塑性鋼經(jīng)處理后的力學(xué)性能試驗(yàn)號(hào)鋼的編號(hào)形 變冷卻溫度（）二次形變回火k

36、g/mm2kg/mm2%m1A180450-196152012030155175412A180450-196152012030205205263A220450-1961520120308511881 這種鋼的Ms點(diǎn)在-196以下，由于形 變使Ms（及Md）點(diǎn)升高，并使碳化物彌 散析出增加位錯(cuò)密度，經(jīng)冷卻后得到部 分馬氏體 在外力作用下，一方面由于馬氏體的 較高加工硬化率；另一方面由于相變塑 性，使應(yīng)變增加，從而縮頸開始較晚。 所以，這類鋼比0.4C鎳鉻鉬鋼具有較大 的強(qiáng)度和塑性。而且在相同強(qiáng)度水平 下，其斷裂韌性可望高于馬氏體時(shí)效 鋼。2.7 馬氏體相變熱力學(xué) 馬氏體相變時(shí)，自由能的變化G 鐵

37、碳二元系馬氏體相變熱力學(xué) 多元系馬氏體相變熱力學(xué)展望2.7.1 馬氏體相變時(shí)，自由能的變化G 由于自由能是狀態(tài)函數(shù)，可以將奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的相變過程想象為分三步進(jìn)行：奧氏體通過晶格改組為鐵素體；鐵素體中的碳原子有序化，變?yōu)轶w心正方點(diǎn)陣；最后轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體 M 馬氏體相變時(shí)的自由能變化可以寫為 G=GmGr(GG) (GG)(GmG) GG*G m2.7.2 T0溫度和Ms溫度的物理意義 以G0的溫度定義為T0 0溫 度，這是面心立方奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心正 方（立方）鐵素體的開始溫度。 以GmGG*G m0 的溫度定義為馬氏體開始形成的溫度 Ms。 第一項(xiàng)G的能量即用來穩(wěn)定體心核胚結(jié)構(gòu)使之成為“準(zhǔn)馬

38、氏體”的核心 G*用來使體心立方鐵素體中的碳原子有序化，使結(jié)構(gòu)微區(qū)成為體心正方結(jié)構(gòu)，稱為菲西爾有序化能量。 欲形成馬氏體尚需供給完成切變的切變能，構(gòu)成馬氏體內(nèi)部形態(tài)的儲(chǔ)存能以及由比容變化引起的膨脹應(yīng)變能、表面能，這些能量構(gòu)成上式中第三項(xiàng)G m 。 7.2.3 鐵碳二元系馬氏體相變熱力學(xué)T/T0ZT/T0ZT/T0ZT/T0Z1.0000.3770.3960.990.5020.6980.900.7421.5590.700.9242.5900.9990.4180.4840.980.5510.8430.880.7701.6930.650.9472.7640.9980.4340.5230.970.58

39、80.9620.860.7951.8190.600.9642.9110.9970.4460.5530.960.6191.0670.840.8181.9360.550.9783.0320.9960.4570.5790.950.6451.1620.820.8382.0460.500.9873.1260.9950.4660.6030.940.6681.2510.800.8562.1500.450.9933.1970.9940.4740.6240.930.6891.3330.780.8732.2490.400.9973.2460.9930.4820.6440.920.7081.4120.760.888

40、2.3420.350.9993.2750.9920.4890.6630.910.7261.4880.740.9012.4290.301.0003.2890.9910.4960.6810.900.7421.5590.720.9132.5120.251.0003.2950.9900.5020.6980.700.9242.5900.201.0003.296 計(jì)算 G m -相變動(dòng)力學(xué)的數(shù)學(xué)表達(dá)式 GmGG*G m0 通過某些熱力學(xué)數(shù)據(jù)，將材料截然不同的兩個(gè)性質(zhì)強(qiáng)度及馬氏體相變點(diǎn)Ms聯(lián)系到了一起。這是十分有意義的工作，說明相變點(diǎn)與材料的強(qiáng)度確實(shí)是有內(nèi)在聯(lián)系的。 多元系馬氏體相變熱力學(xué)展望XC0.010

41、.020.030.040.050.06計(jì)計(jì)算算值值Tc1025.9949.7872.5811.3764.2737.7Ms745.4667.9586.4512.4443.1380.7實(shí)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)值值Greninger(1942)756675593512450415Kaufman,Cohen (1962)738666594522450378張鴻冰張鴻冰(1981)746668591514444.53783. 貝氏體相變3.1 貝氏體的形成珠光體相變貝氏體相變 馬氏體相變原子擴(kuò)散鐵原子擴(kuò)散無擴(kuò)散無碳原子擴(kuò)散擴(kuò)散無點(diǎn)陣改組擴(kuò)散切變共格切變共格3.1.1 貝氏體的形貌及其亞結(jié)構(gòu)3.1.1.1 上貝氏體 其貝氏體鐵素體板條成束地自晶界向晶內(nèi)生長，在光學(xué)顯微鏡下形似羽毛狀，故有羽毛狀貝氏體之稱，板條間的滲碳體呈