马氏体转变

第四章马氏体转变4-1 M转变的主要特征1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性实验依据(1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同(2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M(3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距（b）在M转变前的原子的相对位置不变（c）转变过程原子协同移动（军队式转变）2．M转变的共格切变性在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明：（1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似（2）A/M界面为共格或半共格（3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。

以母相的晶面指数表示。

M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。

位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。

称之为M转变。

其转变产物为M。

马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。

3 M相变属一级相变，有体积效应。

（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。

属于有核相变。

4 M转变动力学具有多样性，变温形成。

等温形成，爆发形成等。

5 M转变具有不完全性。

组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。

6 M的转变的可逆性，A M。

As~~Af。

As高于Ms，Au—ed，Ag—cu，As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。

C。

Fe—C合金未发现逆变。

7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。

4—2M的晶体结构1M点阵常数。

早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe晶格严重畸变，定量分析M中碳含量，即可通过测出M点阵常数和正方度来求得M中的含C量1965年以后测定<0.2%c的低碳钢的点阵常数发现其c/a=1称它为立方M对于c/a 1的正方M 此时c含量.0.2%c2.碳在A中位于八面体间隙的中心，当A M时，碳原子仍然处于原来的6个Fe原子之间，偏八面体间隙长轴为a短轴为a短轴的八面体间隙为直径0.38AO碳原子直径为1.54AOM转变的碳原子不动，Fe原子进行改动M的晶格畸大室温溶碳仅为0.006%偏八面体间隙在M中有三套位置（短轴的方向有abc轴）称之为三个垂点亚点阵：点阵中某些性质其中碳原子所在的位置相同的位置构成新的点阵，称之为亚点阵65年测出形成的M 点阵常数时发现通常测量的M 的点阵常数代表8%c原子分不第三点阵上，而另外的原子则分布在第一和第三点阵上，碳原子在M 中的分布是有序的。

3.M点阵类型。

（2）—M有成流放M存在于Fe—Mn，18-8不锈钢，Fe—Ru Fe—Ir.合金中，是密排六结构。

（3）通常正方M —反常轴比M。

存在与低于室温的条件下，当被重新加热至室温其c/a增大，一般认为有完全无序转变为有序分布。

加热后可能转变为正方M或立方M二者之一，发现与Mn钢，er钢。

铑钢和铼钢中。

5---3M组织形态，M的形成条件不同，其组织形态亦不同。

半条M出现在低碳钢中所以成为低碳钢。

（1）基本形貌：单动轴扁板条：宽度为0.125~~~0.25um。

（2）组合方式平行排列，若干板条两相平行排列组成同为向东，东内各板条间为小扁度晶界，几个同位相东构成一个板条群与板条群为大角度晶界，板条群的大小随A晶粒增大而增大。

（3）亚结构在板条的内部存在着大量位错，p=0.3~~0.9*1012cc/cm2孪晶板力，故又称之为位错M 。

（4）形成温度0.2%c的钢其Ms>=300oc,所以又称高温M . （5）形成速度慢，长大速度为102mm/scc，所以又称低速M。

（6）位向关系，k—s关系，贯习面为（111）。

（7）M板条间可能存在很薄的Ar（200Ao）很稳定。

总之板条M含碳量低，由板条组成互相平行排列，尺寸均匀，亚结构为高密度的位错，内含有少量的AR(极少)。

2.片状M（1）特点1基本单元形貌，单晶呈片状，断面呈针状立体形状，双凸透镜状，又称透镜M.2组合方式，M生成一定角度，大小不一先大后小，有Ar3有中脊面其厚度为0.5~~0.7um4亚结构：分布在中脊面两侧的微细孪晶。

孪晶面为[112]故又称孪晶M，孪晶厚度为50~~60Ao，M的边缘位高密度的位错，随形成温度降低孪晶区的比例上升。

5形成为温度降低又含碳>1%,其Ms<接近室温。

所以又称低温M。

6形成速度快：形成一片M只需10-5~~10-7秒，长大速度为105cm/s又称为高速M。

7.位向关系与惯习面.形成温度低时为西山关系，形成温度高时为K-S关系。

<1.4%时贯习面（225）A >1.4%时（259）A.8.M中有显微裂纹总之，片状M含碳量高，各片非平行生成。

互成一定角度，大小不一，亚结构以孪晶为主，有较多的AR且内部有显微裂纹。

（2）关于高碳片状M的显微裂纹1危害，使M的塑性降低，显微裂纹的策源地。

2微裂纹可能出现的位置，见图。

3片状M形成微裂纹的原因（a）M片互成一定角度，彼此有撞击。

（b）形成速度快，当受到晶界，夹杂物，K的阻力时撞击应力大。

（c）亚结构为孪晶，临界切应力大变形能力低，含碳量多。

塑韧性差（d）微裂纹度量方法，用微裂纹敏感度sv来表示Sv=片状M中微裂纹总面积/片状M的体积即单位体积中的微裂纹面积（e）影响sv的因素。

A晶粒粗大时，M片亦粗大sv增大A中含碳量升高时，Ms下降形成片状M 的百分数上升.sv上升。

由过共析钢的A的温度为Ae+30~50可以保证A晶粒细小，A中含碳量不致太高，可以使sv下降对片状M可以使微裂纹得到填合。

3蝶状M，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中（1）形成温度范围板条M与片状M形成温度之间（2）立体形态，细长棒，截面呈蝶状（3）亚结构，高密度的位错未发现有孪晶（4）位向关系：k-s关系4薄板状M（1）形成温度小于负100度，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中（2）空间形态为真正的薄板，无中脊包办边缘垂直（3）各薄板可以交叉，铰接，合并，分叉（4）薄板内布满[112]m孪晶（5）惯习面（259）A（6）对A进行塑性变形时可以诱发生成，由于塑变诱发生成的M成为形变诱发M碳钢板条M片状M是两种最常见的M组织形态。

5工业钢实际淬火时形成M的形貌工业钢的正常淬火加热温度下，过共析钢为ac1+30-50所得的A晶粒细小，淬火后M也极为细小，在一般的光学显微镜下无法看清，的片状和板条，这种组织成为隐晶M，一般M的含碳量0.6%的碳钢快速加热时也得到隐晶M。

6控制M的形态及其亚结构的因素。

（1）含碳量对Ms及形态的影响碳钢中随含碳量的上升，淬火所得如下组织C%<0.2% Ms>300.c板条C%》0.5% 75%板条+25%片状C%=0.77% 50%板条+50%片状C%=1.0% 片状一般碳钢时全部板条：0.3~1.0%之间为混合M，大于1.0%为全部片状M。

除此之外ame除co，ai都使Ms下降使M片上升。

（2）压应力下使M3下降M片上升。

总之，含碳量的增加M3下降，淬火组织由板条M~混合M 到片状M过度压应力增加100%使Ms下降，片状M上升。

7奥氏体层错的影响A层错能的时，易形成薄片状M使层错的大小对M的影响上存在争议keiiy1961年提出的观点，对Ms点较低的合金A的层错能较低，发生相变孪晶越困难趋向形成板条M。

8A与M在Ms点处屈服强度的影响Davise与earr得出：M的形态与Ms点的屈服强度有关。

（1）当时形成（111）惯习面板条相变应力将以滑移方式松弛，位错（225）透镜片状M，形成M的A的强度，以相变应力仪位错滑移方式松弛，另一部分以孪晶得以松弛。

（2）当时形成透镜片状M此时相变应力以孪晶形式得到松弛，亚结构为孪晶，惯习面为（259）A由于碳可以有效的强化A与M，所以很好的说明Fe-c合金中随着A中含碳量的增加Ms 的惯习面由（111）到(225)到（259）的变化趋势。

9.M滑移孪晶与临界分切应力大小有关，以为多数公认，这种观点强调M的亚结构取决于变形方式是为错还是孪晶，而这种变形方式的临界切应力大小决定着最后的亚结构。

5-4马氏体的性能一.M的硬度和强度。

1.M的硬度主要取决于M谈的含量与合金元素的加入关系不大。

当钢含碳量为.6%~0.7%时，淬火后钢的硬度可达最大值。

含碳量再增加刚的硬度值基本不变。

过共析钢au加热淬火时会使组织中A%增加是钢的硬度下降，M的硬度随其含碳量的增加而加大。

如3所示为保证钢淬火后有较钢的硬度，过共析钢的淬火温度不宜过高一般将用ac1+30~50以使A 中的碳含量降低，保留一部分碳化物增加耐磨性M中c%不至于过高阻止sv上升。

2.M的硬度M有很多的硬度，但因其周围总存在残余Ar很难测量，一般先测出钢的强度，再减去AR 的影响所以数据是推测出来的。

（1）相变强化当A转变M 时由于发生共格切变，使M内部长生大量的缺陷，如位错，孪晶等，使其得到强化，M的强化与其内不为错容度的关系为M中的孪晶使晶体变形时的位错滑移方向，发生转折，因而增大了位错运动的阻力，钢的亚结构为孪晶时，位错滑移较所需切应力是无孪晶时的10.2~1.20倍。

实验数据是10.8~1030倍，若有k沿孪晶面分布时，孪晶对强度贡献上升，当含碳量相同时孪晶M的强度略高于位错M。

（2）固溶强化主要谈在Fe中形成过饱和的间隙固溶体的强化作用，当碳溶入时形成的碳原子占据位置中心的强大应力场，当晶体变形使位错通过将受到强烈的阻碍作用是强度上升。

当c%》0.4%时随含碳量的上升强度上升的明显。

（3）时效强化析出现象：过饱和的固溶体在室温下溶质原子会自发的在固溶体点阵的一定区域内聚集或者形成第二相这种过程成为析出，他是溶解的逆过程。

时效：在析出过程中钢的性能随之发生改变的现象。

时效强化：伴随析出过程金属强度提高的现象。

有理论计算得知。

在钢中只需几秒碳原子就可以通过短距离的扩散形成碳的偏聚区，这些偏聚区对位错有定扎作用，可以阻碍为错的移动。