1、第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 一、马氏体相变的主要特征 二、马氏体的晶体结构 三、钢中马氏体的主要形态 四、马氏体转变的热力学 五、马氏体转变的动力学 六、马氏体的机械性能 七、奥氏体的稳定化 第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时不仅铁原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子也较难以扩散（但尚有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特征。马氏体相变是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义，除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等也可发生马氏体相变。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 一、马氏体相变的主要
2、特征一、马氏体相变的主要特征 马氏体的定义：马氏体的定义：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。马氏体的形成条件：马氏体的形成条件：（1)快冷避免A向P、B转变 （2)深冷 提供足够的驱动力 第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系 马氏体等温转变动力学曲线 说明：（1）马氏体转变是在某一温度突然发生并在一次爆发中形成一定数量的马氏体，伴有响声 并放出大量潜热。（2)马氏体转变可以用类似C曲线T-等温图来描述。有孕育期，但等温转变不完全。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2、切变共格性和表面浮
3、凸现象：切变共格性和表面浮凸现象：（1）马氏体转变时在预先磨光的表面上产生有规则的表面浮凸。（2）马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共 格关系(第二类共格)。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、马氏体转变的无扩散性、马氏体转变的无扩散性 马氏体转变前后碳浓度不变，即马氏体中的碳浓度与原奥氏体中的碳浓度完全相同。且碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子保持不变的间隙位置，把这一特征称为马氏体转变的无扩散性无扩散性。但近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问：Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量高达0.4%1.04%，远远大于钢的平均含碳量
4、，说明碳原子有可能从马氏体扩散到奥氏体。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 4 4、位向关系和惯习面、位向关系和惯习面 马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系。、位向关系 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，作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严格的晶体学位向关系。K-S关系（110M/111A；M/A）西山（N）关系（110M/111A；M/A）G-T关系 K-V-N关系 西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差516。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 G-TG-T关系：关系：1994年，Grenigen与Troiano 在F
5、e-Ni-C合金中发现，马氏体与奥氏体的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-TG-T关系关系。即：110M/111A，差1度 M/A，差2度 第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 惯习面：惯习面：惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近奥氏体的某一晶面，并随奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化：（A）当C含量小于0.6%时，惯习面为111A；（B）当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为225A；（C）当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为259A。惯习面也可因马氏体形成温度而变化，M形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势。对于C量较高的钢，先形成的马氏体
6、的惯习面为225A，后形成的马氏体的惯习面为259A。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 5 5、马氏体转变的可逆性：、马氏体转变的可逆性：在某些合金中，A冷却时AM，而重新加热时马氏体又能MA，这种特点称为马氏体转变的可逆性。逆转变开始的温度称为AsAs，结束的温度称为AfAf。MA的逆转变也是在一定的温度范围内（AsAs-AfAf）进行。形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。综上所述，马氏体转变具有很多不同于珠光体的特点，其中最主要的和最基本的只有两个：切变共格性切变共格性和无扩散性无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 二、马氏体的晶体结构
7、二、马氏体的晶体结构 钢中马氏体的本质钢中马氏体的本质：马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或。其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长，a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含碳量愈高，正方度愈大。马氏体的晶体结构类型（马氏体的晶体结构类型（两种）：体心立方结构（WC0.2%）第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 1 1、马氏体点阵常数与碳含量的关系、马氏体点阵常数与碳含量的关系 转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的碳全部保留在马氏体点阵中。随马氏体碳含量不同，其点阵常数相应发生变化。-Fe的含碳量：0.0218C，727 0.
8、006C，室温 X射线分析测定，点阵常数c、a以及c/a与钢中碳含量呈线性关系，碳含量增加，马氏体点阵常数 c ，a，c/a。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 奥氏体和马氏体的点阵常数 与碳含量的关系 碳原子在马氏体点阵中的 可能位置第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、马氏体的点阵结构及畸变、马氏体的点阵结构及畸变 马氏体中 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0.19，碳原子半径为0.77，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高于此数。C 原子溶入-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
9、变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 c/ac/a为正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸变程度的参数。碳极少或无碳马氏体时：体心立方、ca；C0.0218时：体心正方、abc，c/a1；C0.0218时：正交 abc、c/a1、棱边夹角仍是90；碳原子溶入这个扁八面体间隙后，力图使其变为正八面体。结果使短轴方向上Fe原子的间距伸长3636，而在另外两个方向上则收缩4 4，从而使体心立方点阵转变成体心正方点阵。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、新生马氏体异常正方度、新生马氏体异常正方度 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
10、不是室温)的正方度与公式计算结果不符：c/a相当低时称为异常低正方度(Mn 钢)，其点阵是体心正交的(abc，a、b 轴缩短，c 轴伸长)；c/a相当高时称为异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其点阵是体心正方的(a=bc，a、b轴伸长，c轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近公式计算的正方度。C%增加，正方度偏差增加。马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即：c/a=10.046wc 第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 4 4、C C 原子在马氏体点阵中的分布原子在马氏体点阵中的分布 正方度的偏离是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的。C原子在-Fe中有三组可
11、能的位置，依其短轴所在方向而定。X X位置位置短轴平行于a轴方向；Y Y位置位置短轴平行于b轴方向；Z Z位置位置短轴平行于c轴方向；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。合金元素对马氏体的正方度影响不大。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变亚点阵概念 第三亚点阵 第二亚点阵 第一亚点阵 (X位置)(Y位置)(Z位置)第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 产生异常正方度的原理：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
12、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。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 三、钢中马氏体的主要形态三、钢中马氏体的主要形态 钢中马氏体的形态很多，但就其单元的形态特征和亚结构的特点来看有五种，其中以板条马氏体和片状马氏体最为常见。1 1、板条状马氏体、板条状马氏体 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。板条单晶板条单晶板条块板条块板条束板条束马氏体晶粒。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200的残余奥氏体。第四章第四章 马
13、氏体相变马氏体相变板条马氏体组织结构示意图第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 与与C%C%的关系：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：与奥氏体晶粒的关系：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：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。第
14、四章第四章 马氏体相变马氏体相变 亚结构：亚结构：高密度位错，局部也有少量的孪晶。位向关系：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。形成板条马氏体的钢和合金：低、中碳钢中（板条马氏体的形成温度：第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状。马氏体板条的两种立体形态 a)扁条状 b)薄板状第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、片状马氏体、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。
15、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。片状马氏体的形成温度：第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 显微结构：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。片状马氏体组织示意图第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 相变孪晶：相变孪晶：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分的带状薄筋称为中脊。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距约为5nm，一般不扩展到马氏体边界上，在
16、马氏体片边缘区域则为复杂的位错组列。亚结构：亚结构：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相变孪晶（中间部分）和无孪晶区（片的周围部分，存在位错）。位向关系位向关系：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。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变钢的马氏体的类型及其特征对比 C%，Ms，条状片状，位错孪晶特征条状马氏体片状马氏体惯习面（111）（225）（259）位向关系KS关系111110M（110）（111）M KS关系111110M（110）（111）M 西山关系（111）110 M（211）（110）M形成温度Ms350Ms
17、200100Ms100C%0.30.31时为混合型11.41.42第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 组织形态条宽为0.10.3m惯习面指数相同的马氏体构成马氏体群，在一个奥氏体晶粒内可形成34个马氏体群，而在一个马氏体群内含有36个马氏体块，块间为大角度晶界呈凸透镜片状，中间稍厚，初生片横贯奥氏体晶粒，次生片较小，互成交角，相互撞击，接合处有微裂纹，片的中央有中脊，常将之看成惯习面。同左，在两个初生片之间见到“Z”字形分布的细薄片亚结构高密度位错网络，形成位错胞，常见到少量细小孪晶宽度50 的细小孪晶，以中脊为中心，随 MS下降，相变孪晶区增大，片的边缘为复杂的直线式螺位错列残奥呈薄片膜状存
18、在于片的周围，随含量增加而增加形成过程各自独立形核，10-4s/片MS高，无爆发转变降温形成，长大速率高10-7s/片，MS低时，有爆发转变0A第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 与与C%C%的关系：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；1.0%时C%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。与奥氏体晶粒的关系：与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 片状马氏体
19、存在显微裂纹：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，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。值得提出的是：值得提出的是：板条马氏体板条之间夹角很小，基本相互平行，相互撞击的几率很小，即使偶有撞击，由于残余奥氏体的存在可以缓解应力，因此，板条马氏体没有出现显微裂纹。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 在Fe
20、NiC合金系中，C%，Ms；形态：条状条状与片状蝶状片状片状+薄片状薄片状；亚结构：则由位错逐步转化为孪晶。Fe-Ni-C马氏体形态与碳含量的关系第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 四、马氏体转变的热力学四、马氏体转变的热力学 1 1、相变的驱动力、相变的驱动力 理论上马氏体相变的驱动力:GV=GMGA0 AM，GV必须小于零，即转变温度必须低于T0以下，需要过冷度很大，但要满足 该条件必须降低到很低温度 Ms，Ms点很低。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、相变特征点、相变特征点 1 1）Ms Ms 点定义点定义 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M
21、s点。对于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，则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：(1)对于钢和Fe合金，G很大，马氏体快速长大或爆发式转变；(2)对于有色合金(如Au-Cd)，G很小，形成热弹性马氏体。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2）AsAs点定义点定义 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 3）MdMd点定义点定义 获得形变诱发马氏体的最高温度。4 4）AdAd点定义点定义 获得形变诱发马氏体逆转变的最低温度。按上述定义，T0为Md上限温度(理论温度)；也是A
22、d下限温度(理论温度)。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 形变诱发马氏体的解释：形变诱发马氏体的解释：如下图所示，马氏体相变所需的驱动力为G，对应相变点为Ms。在T1 温度(T1Ms)，马氏体相变的驱动力为G2，达不到G，经形变补充的机械驱动力G1 与化学驱动力G2 叠加，满足G=G1+G2，因此在T1温度下形变，马氏体相变能够进行，即在T1温度下可获得形变诱发马氏体。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、影响、影响MsMs点的主要因素点的主要因素 1 1）化学成分）化学成分 (1)C%(1)C%影响影响 C%的影响最为明显。C%升高，Ms 和Mf均下降，马氏体转变温度区间移向低温，残
23、余奥氏体量增加。C%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。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 C还是稳定相的元素，故强烈地降低Ms点。5507730Xc Xc0.04 Ms=()5056670Xc 0.04Xc0.06MsMf 碳含量对Ms、Mf的影响第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 (2)(2)合金元素合金元素 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。总体上：除了Co、Al 提高Ms外，合金元素均有降低Ms作用。强碳化物形成元素加热时溶入奥氏体中很少，对Ms点影
24、响不大。合金元素对Ms点的影响表现在影响平衡温度T0和对奥氏体的强化作用。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 合金元素对Ms的影响第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3）奥氏体化条件）奥氏体化条件 对MS的影响具有双重性，加热温度高和保温时间长，有利于C 及合金元素原子充分溶入到奥氏体中(固溶强化)，降低Ms点；但同时奥氏体晶粒长大，缺陷减少，晶界强化作用降低，切变阻力减小，Ms点有提高趋势。4 4）淬火速度）淬火速度目前观点不统一目前观点不统一 一般认为：淬火速度较低时，即淬火温度较高，“C 原子气团”可以形成足够大的尺寸并在缺陷处偏聚，强化奥氏体，使Ms点降低，淬火速度较高时，即淬火温
25、度较低，抑制了“C 原子气团”形成，对奥氏体强化作用降低，使Ms点升高。也有人为：高速淬火Ms点升高是淬火应力引起的。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 5 5）磁场）磁场 (1)增加磁场只是提高Ms点，对Ms点以下的马氏体转变和总的转变量无影响。(2)转变过程中增加磁场，转变量的增加趋势与未加磁场相同，撤去磁场，转变量又回到未加磁场状态。(3)磁场对Ms点影响与形变诱发马氏体影响相似，增加磁能补充了相变所需的驱动力，使马氏体相变能够产生。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 五、马氏体转变的动力学五、马氏体转变的动力学 马氏体相变由于其具有转变速度快的特点，研究其动力学转变特点很困难，可以将马
26、氏体转变的动力学分成三种情况。1 1、马氏体降温形成、马氏体降温形成(降温形核、瞬间长大降温形核、瞬间长大)马氏体形成速度极快，瞬间形核，瞬间长大，可以认为转变速度取决于形核率 I 而与长大速度无关。(1)由于降温形成的G 很大，共格关系（势垒低，界面阻力很小，因此形核率I 很大，转变速度极快，可认为与长大速度无关；(2)爆发式转变，总转变量与温度有关 (3)细晶粒爆发量较少，晶界是爆发传递的障碍。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、等温转变、等温转变(等温形核、瞬间长大等温形核、瞬间长大)马氏体等温转变最初在0.7%C-6.5%Mn-2%Cu合金中发现，现在高碳钢或高碳高合金钢(轴承
27、钢、高速钢)也发现马氏体等温转变。(1)等温转变的动力学曲线呈“C”曲线，有孕育期，通过热激活成核；(2）合金元素含量增加，“C”曲线右移，反之左移；(3)等温转变前预冷诱发少量马氏体，可使等温转变开始具有较大速度而不需要孕育期，预先转变马氏体可催化等温转变的马氏体。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、表面转变、表面转变 定义：定义：在稍高于合金Ms温度时，试样表面会自发形成马氏体，其组织形态、形成速率、晶体学特征都与在Ms温度下试样内部形成的马氏体不同，这种马氏体称表面马氏体。举例：举例：Ms点略低于0的Fe-Ni-C 合金放置在0一段时间，产生表面马氏体，磨去表面试样仍为奥氏体。解
28、释：解释：因为试样表面不受压应力作用，内部受三向压应力作用(冷缩热胀的热应力)，使Ms点降低(测定的Ms点为试样内部的Ms点而不是表面Ms点)。(1)表面转变与内部等温转变都有孕育期，因此属于等温转变；(2）表面马氏体形态为条状，长大速度较慢，惯习面112，内部马氏体为片状，长大速度较快，惯习面225；(3)表面转变会促发内部转变，对马氏体转变动力学研究有干扰。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 六、六、马氏体的机械性能马氏体的机械性能 1 1、强度和硬度强度和硬度 1）硬度 钢中马氏体的硬度随含碳量的增高而增大，但当C%0.6%，淬火钢的硬度接近最大值，C%进一步增加，残余奥氏体含量增加，硬
29、度值增加缓慢甚至下降。合金元素对马氏体的硬度影响不大。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2）强度强度 (1)相变强化：马氏体切变形成大量的位错、孪晶及层错等使马氏体强化称相变强化。(2)固溶强化：C 原子过饱和地溶入到-Fe 中产生晶格严重畸变，形成畸变应力场，应力场与其它缺陷交互作用使马氏体强化。(3)时效强化：C 原子偏聚到位错线附近，“钉扎”位错引起马氏体强化。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 (4)马氏体形变强化：-Fe 本身强度不高，由于马氏体相变产生塑性变形，塑性变形产生加工硬化使马氏体强化。(5)孪晶对马氏体强度贡献：孪晶存在时，马氏体的有效滑移系仅为体心立方 金属的四分
30、之一，因此孪晶存在有阻碍滑移，提高变形抗力作用。(6)原奥氏体晶粒大小和马氏体板条束大小对强度的影响：奥氏体晶粒细小，马氏体晶粒细小(虽然板条块不变，但板条束变小)，马氏体强度增高，但 总的来看影响不大。细化晶粒对提高马氏体强度作用不明显。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 马氏体硬度和屈服强度与碳含量的关系 第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、马氏体的韧性、马氏体的韧性 马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构：低碳钢马氏体亚结构为位错；高碳钢马氏体亚结构为孪晶。1 1）高碳钢板条马氏体的韧性低）高碳钢板条马氏体的韧性低 (1)亚结构为孪晶，有效滑移系少。(2)回火时碳化物沿孪晶界不均匀
31、析出增加脆性。(3)马氏体内部存在显微裂纹。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2）低碳钢板条马氏体的韧性高）低碳钢板条马氏体的韧性高 (1)马氏体形成时容易产生“自回火”，松弛了淬火应力，碳化物分布比较均匀(合金钢)；(2)位错网形成的胞状位错亚结构分布不均匀，存在低密度位错区，为位错移动提供了余地，而位错开动可以缓解应力集中提高塑性；(3)无显微裂纹存在。(4)塑性变形时，位错的运动(滑移)比孪生容易进行。综上所述，马氏体的韧性主要取决于亚结构，而亚结构取决于C%。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、马氏体的相变塑性、马氏体的相变塑性 相变塑性：金属及合金在相变过程中塑性增大，
32、往往在低于母相屈服极限时发生塑性变形，这种现象称相变塑性。马氏体的相变塑性：钢在马氏体相变的同时产生相变塑性的现象称马氏体的相变塑性。(1)马氏体形成时可缓解或松弛局部应力集中，防止裂纹形成，即使形成裂 纹也会由于马氏体相变使裂纹尖端应力集中得到松弛，从而抑制微裂纹 扩展，提高塑性和断裂韧性。(2)由于塑性变形区有形变马氏体形成，随着形变量的增加，形变强化指数 提高，变形抗力增加，导致已塑性变形区再发生塑性变形困难，从而抑 制颈缩的形成，使随后的变形发生其它部位，提高了塑性变形能力。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 综上所述：综上所述：马氏体的强度主要决定于碳含量（固溶强化和时效强化），马氏
33、体的韧性主要决定于亚结构。高碳孪晶型马氏体强度高，但韧性很差。低碳位错型马氏体具有较高的强度和良好韧性，而且还具有脆性转折温度低、缺口敏感性低等优点。提高合金强韧性的重要途径在于：在强化马氏体的同时，使马氏体的亚结构基本保持位错型。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 七、七、奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化 定义：奥氏体由于内部结构在外界条件的影响下发生了某种变化，使其向马氏体转变发生迟滞的现象称为奥氏体稳定化。分类：奥氏体热稳定化 奥氏体机械稳定化第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 热稳定化程度可用滞后温度间隔和残余奥氏体增量来表示。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 1 1、奥氏体的热稳定化、
34、奥氏体的热稳定化 1 1）定义：）定义：淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留引起过冷奥氏体稳定性提高，使马氏体转变迟滞现象成为过冷奥氏体的热稳定化。2 2）产生机理：）产生机理：C、N 原子在适当温度下(热稳定化温度)向点阵位错处偏聚，钉扎位错，不仅强化奥氏体，使马氏体相变切变阻力增大，同时钉扎马氏体核坯，阻碍其长大，因此发生必须附加化学驱动力以克服溶质原子的钉扎力。3 3）反稳定化：）反稳定化：将稳定化的过冷奥氏体加热到一定温度以上，由于原子的热运动增强，溶质原子会扩散离去，使稳定化作用下降甚至消失，称为反稳定化。这个加热温度称为反稳定化温度。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 4 4）影响热
35、稳定化的因素）影响热稳定化的因素 (1)等温温度：等温温度升高，C、N原子偏聚速度增大，达到最大稳定化时 间缩短，稳定化速度增大。(2)等温时间：等温时间延长，C、N原子偏聚量增加，奥氏体稳定化程度增 加。(3)化学成分：C、N原子影响最重要，无C 的Fe-Ni合金无热稳定化现象，C、N原子总 量大于0.01%就产生稳定化现象。C%增加，稳定化作用增加。强碳化物形成元素Cr、Mo、V促进热稳定化作用；Ni、Si等非碳化物形 成元素对热稳定化无影响。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 一定的等温温度下，停留时间越长，则达到的奥氏体热稳定化程度就越高，可见，热稳定化动力学过程是同时与温度和时间有关
36、的。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 2 2、奥氏体的机械稳定化、奥氏体的机械稳定化 1)1)定义：定义：在Ms点以上温度对过冷奥氏体进行塑性变形，会使随后的马氏体转变发生困难，Ms点下降，引起过冷奥氏体稳定化称为机械稳定化。2)2)产生机理：产生机理：由于塑性变形引入缺陷(或使缺陷增加)，破坏了母相与新相(或其核坯)之间的共格关系，使马氏体转变时原子运动发生困难。第四章第四章 马氏体相变马氏体相变 3 3、影响机械稳定化因素：、影响机械稳定化因素：已转变马氏体量。已转变马氏体量增加，对周围奥氏体机械作用增强，奥 氏体切变阻力增大，机械稳定化程度增加。马氏体相变会造成母相塑性变形引入缺陷(或使缺陷增加)，破坏了母相与 新相(或其核坯)之间的共格关系，因而产生机械稳定化。Ms点以下等温停 留，热稳定化和机械稳定化往往同时产生。奥氏体稳定化规律在生产中的应用：奥氏体稳定化规律在生产中的应用：1）保留一定残留奥氏体量，以减少工件变形；2）尽量减少奥氏体量，以提高工件的硬度和耐磨性；3）增加奥氏体的稳定性，以保证工件尺寸的稳定性和钢的强韧性。
