第五章 马氏体相变及钢的淬火

第五章马氏体相变与钢的淬火主要内容

马氏体的晶体学马氏体的类型及组织形态马氏体转变的主要特点马氏体转变机理淬火时的奥氏体稳定化

淬火马氏体的性能及其应用

共析碳钢CCT曲线MfMsA1Vc

奥氏体化的钢，以>Vc的速度冷却时，过冷奥氏体冷却到Ms温度以下，转变为马氏体，这种操作叫淬火。马氏体是强化钢材的重要组织。共析碳钢奥氏体向马氏体转变式：

A→Mf.c.c,0.77C%→b.c.corb.c.t,0.77C%

﹂只有晶格改组而无成分变化非扩散型转变

1.马氏体与马氏体相变的定义马氏体—对于钢而言，马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。马氏体相变—替换原子经无扩散位移(均匀和不均匀形变)、由此产生形状改变和表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核长大型相变。C在α-Fe中的过饱和固溶体

——亚稳；单相C位置：扁八面体间隙，

R间隙0.19Å，RC0.77Å——晶格畸变较严重bac——扁八面体间隙位置晶体结构类型：

体心立方或体心正方等结构后者存在正方度：c/a

2.马氏体的晶体结构①c=a0+αWc;②a=a0−βWc;③c/a=1+γWcWc—含碳量；a0—α-Fe晶格常数α、β、γ—常数——正方度基本只与含碳量有关，并随C%增加而升高。正方度与含碳量的关系正方度已被作为马氏体碳含量定量分析的依据反常轴比现象：

实际中马氏体的晶体结构除与C含量有关外，还与C原子位置的变化有关，在某些条件下可能出现反常轴比现象：①低轴比：

C原子同时占据八面体和四面体间隙位置

Ms<0℃的高碳钢、Fe-Mn-C合金等中②高轴比：

C原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙,造成间隙C原子分布的极度有序化。铝钢、高镍钢通过均匀切变形成的马氏体与母相奥氏体之间存在严格的位向关系。在钢中已经发现的位向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系。3.马氏体的取向关系和惯习面K-S关系Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4%C钢中马氏体与奥氏体之间存在下列位向关系，即K-S关系：西山关系N-W关系Nishiyama(西山)和Wassermann在研究Fe-30%Ni合金单晶时发现，该合金在室温以上具有K-S关系，而在-70⁰C以下形成的马氏体具有以下关系：G-T关系Greninger和Troiaon精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体位向，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：差1⁰差2⁰

惯习面马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关系，马氏体在母相的一定晶面上开始形成，此晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。钢中马氏体的惯习面随着碳质量分数和形成温度不同而异，有(111)

(碳含量小于0.6%)、(225)、(259)

(碳含量高于1.4%)。

随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。

M板条单晶M板条束①单元体的立体形态细长板条状，每个板条为一个M单晶，尺寸0.5*5.0*20m，惯习面{111}γ

。②结合特怔

a)在一个奥氏体中，可形成几个不同位向的马氏体群(通常3~5个)；群内含数量不等、位向大体一致但呈大角度的马氏体束(块)；束由众多细小平行的板条单晶排列而成。

b)板条多被残余A薄膜（20nm厚度）隔开。M板条M板条束立体外形为V形柱状，横截面为蝶状高碳Fe-C合金特殊淬火处理后：从粗片针状M晶粒边沿或周围奥氏体中长出(Butterfly)>——实质是转变温度的影响——随转变温度的下降——随C↑：

Ms将↓；

M实际转变温度↓——奥氏体强度低易于形成位错型马氏体奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体——层错能低易于形成位错亚结构的马氏体例如薄板状ε′马氏体、板条马氏体。实际中发现：

——淬火马氏体金相形态与转变温度相关转变温度高于200℃——板条状马氏体；转变温度低于200℃——片状马氏体由于C%↑，Ms及Mf↓，实际转变温度区间会变化→形态与C%关系:

低碳——板条状高碳——片状中碳——板条状+片状————Mf>200℃————Ms<200℃——Ms>200℃>Mf——切变共格性马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关转变开始温度转变终了温度有一定数量的残余奥氏体剩余。——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多无扩散性并不是说转变时原子不发生移动，马氏体转变时出现浮凸说明铁原子不仅有移动，而且产生了肉眼能观察到的移动。

所谓无扩散，指的是母相以均匀切变方式转变为新相。非扩散相变——原子发生切变位移，但相对位置没有发生变化——军队式转变界面扩散型相变——原子不切变，位置由于扩散而改变——平民式转变界面形状改变形状不改变马氏体转变时能在预先磨光的表面上形成有规则的表面浮凸，这个现象说明马氏体是通过奥氏体的均匀切变方式进行的。三种不变平面应变a)膨胀c)马氏体相变时的切变+膨胀b)孪生时的切变不变平面注意：马氏体相变的最基本的特征：（1）切变共格性（2）无扩散性其他特点均由这两个基本特点派生而来。

应变能∑E包括几个方面：1、切变能；

2、比容变化而使M体积膨胀增加的能量；

3、维持M-A两相共格所需要的能量；

4、M和A内部储存能。界面能+应变能——M内部高密度的位错或孪晶增加的能量；——M形成时因体积膨胀，对周围A有作用力，使其发生变形，位错密度增加而增加的能量很大

马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩散激活能很小）

而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。虽共格界面，S·σ

很小，但∑E很大——马氏体相变需要大的过冷度+Sσ+ΣEGα´GαGγMsToA3℃GV△GT0点的物理意义：M和A自由能相等时的温度MS点的物理意义：M和A的体积自由能差刚好克服相变阻力(相变所需最小驱动力)时的温度ΔGγ→α′=ΔS(T0-Ms)3影响钢中Ms点的主要因素

Ms点对于马氏体转变的重要性：

1、Ms点的高低决定其亚结构，进而决定了马氏体的机械性能；

2、Ms点的高低决定钢淬火冷却到室温时的M转变量和残余奥氏体量；

3、制定淬火工艺（如分级淬火或等温淬火）时，必须参照Ms点。等等。

——

因此重点讨论影响Ms的各种因素。(一)奥氏体的化学成分1、碳含量：

C％↑，Ms↓，且扩大M形成温度范围。

原因：①C对A和M均有固溶强化作用，增大了A→M转变时的切变阻力，需要更大的过冷度以获得更大的相变驱动力，使Ms↓；②C是稳定A的元素，使A3点↓，故使Ms↓。碳含量对钢中Ms点的影响2、合金元素

除Co、Al外，其余合金元素都不同程度地降低Ms点。原因：①影响了平衡温度T0②提高A的σs，使切变阻力增加。

如Mn、Ni、Cr,溶入A中使T0↓，σs↑，使Ms↓Mo、W、V、Ti溶入A中使T0

↓

，σs↑，使Ms↓Co、Al、溶入A中使T0↑，σS↑，使Ms↑用经验公式可大致求出某种材料的Ms:Ms(℃)=538-317×(％C)-33×(％Mn)-28×(％Cr)-17(％Ni)-11(％Si+％Mo+％W)

奥氏体晶粒越细小，Ms越低。原因：

σs=σi+kyd-1/2

d↓，σs↑，奥氏体强度↑，使切变困难，需要更大的相变驱动力，Ms↓。1奥氏体晶粒（二）奥氏体化条件的影响2加热温度和保温时间正常淬火加热温度下：

亚共析钢，完全奥氏体化，加热温度高，

——

随着T↑，τ↑，d长大↑，使Ms↑

共析、过共析钢、高合金钢

——

不完全奥氏体化，加热温度较低，d不易长大；随着T↑，τ↑，C、合金元素溶入较多，总体使Ms↓。

当T↑，τ↑时，

一方面：A中溶入合金元素较多，使Ms↓；另方面：A晶粒d↑，缺陷密度↓，切变阻力↓，使Ms↑。(三)形变与应力的影响

塑性变形的影响(1)Ms~Md之间塑性变形的影响在Ms点以上不太高的温度范围内(Ms~Md)对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。形成M数量取决于形变温度和形变量。形变温度越低，形变量越大，诱发M数量越多。

形变诱发M的上限温度称之为Md点。Md不能大于T0。(2)Ms~Mf之间塑性变形的影响

若在Ms～Mf温度范围内的某一温度进行塑性变形也会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变。(3)Md以上塑性变形的影响若在Md以上某一温度范围内经塑性变形不会产生应变诱发马氏体。变温型马氏体转变的铁基合金，奥氏体的预先变形会降低Ms点，并减少冷却时产生的马氏体量。变形温度愈高，作用愈大。混合型转变的合金：微小变形度促进马氏体的转变，Ms↑，马氏体量↑较大变形度阻碍甚至完全制止随后冷却时的马氏体转变。

多向压应力─由于M转变使体积膨胀，多向压应力使转变阻力增加，Ms↓；

拉应力─促进M转变，使Ms↑

弹性应力的影响（四）淬火冷却速度的影响——有争议？

一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度对Ms没有影响。（五）磁场的影响外加磁场，诱发M转变，Ms点↑。原因：磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不大，T0↑，Ms点↑，类似形变诱发M相变。4.形变诱发M当在Ms点以上一定温度范围内(T0~Ms)对过冷奥氏体进行塑性变形时，会出现马氏体转变，这样的马氏体称为形变诱发马氏体。Md点：形变马氏体开始点形变诱发M形成原因①形变造成晶体结构缺陷增多，引起C、N原子在缺陷附近偏聚，促使C或N的化合物析出，使A中C及合金元素含量降低，Ms点升高。②形变造成局部应力集中，提供M形核的附加能量，成为形核的有利位置，从而促进M转变，提高Ms点。驱动力：化学驱动力(-自由能)+机械驱动力(-形变能)

在Ms~Md温度范围形变，虽然可使Ms点升高，但往往使随后形成的M量减少。

原因：塑性变形提供有利于马氏体形核的晶体结构缺陷，促使形成马氏体，但缺陷增多使马氏体长大受到阻碍，转变速率变小。大量塑性变形使缺陷组态强化母相，就会形成稳定化，减少M量。冷至375℃-1%M冷至345℃-30%M大多数钢具有变温M相变特点变温马氏体的特点注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的相同与不同：等温——有孕育期但很短，且瞬时长大；变温——无孕育期，瞬时长大；

A——孕育期相对长，约50%处转变快等温马氏体的特点一些Ms温度低于0ºC的合金冷至一定温度MB(MB≤Ms)时，可瞬间(几分之一秒)剧烈地形成大量马氏体，这种马氏体形成的方式称为爆发式转变。综上：三种方式长大速度均极大，主要差别是形核及形核率不同。可逆不可逆可逆不可逆对比，有：热滞大——不可逆可逆——热滞小(1)热弹性可逆转变所需热滞小，所需驱动力小；(2)连续冷却时两种转变的转变量均随温度下降而连续增加，但热弹性转变中量的增加既依赖新核心的形成与长大，也依赖于原较高温形成的新晶粒在随后冷却中的继续长大；(3)热弹性转变的新相在形核与长大中与母相始终保持界面共格关系不被破坏，且界面推移速度受冷却速度控制，而非热弹性转变在各温度形核后即迅速长大到极限，界面共格关系破坏，界面推移速度只与驱动力或过冷度有关；(4)热弹性马氏体发生逆转变时，无需形核过程，而是马氏体片的连续收缩直至消失，而非热弹性马氏体逆转变时往往会碎裂成多个小片，相当于需形核与长大过程。

宇宙飞船天线很大，发射不方便。形状记忆Ti-Ni合金，在M状态很软，在母相A状态很硬。在母相状态下制成，降温使其发生M转变，并折成一小团，当飞船达到一定位置时，天线因受太阳光线的热而发生M→A逆转变，并恢复形状二)K-S均匀切变模型——均匀切变模型①第一次较大量的均匀切变(主切变)：

第二次小量切变：

晶格调整：K-S机制问题：①和实际表面浮凸现象、惯习面有差异；②未解释亚结构①第一次切变

——为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构。(3)G-T模型——两次切变模型②第二次切变

——为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生。切变结果:无宏观变形，晶格不变。同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。G-T模型切变过程a)切变前b)均匀切变(宏观切变)c)滑移切变d)孪生切变G-T模型示意图K-S与G-T机制共同点：

宏观主切变+微切变+尺寸调整G-T内容：①表面浮凸由第一次宏观切变（225）γ产生；②惯习面为（225）γ

；③两种不同亚结构由第二次微切变产生。

问题：无法解释（111）γ惯习面。一、马氏体的强度和硬度特点：总体：高硬度、高强度注意：Ⅰ、硬度、强度主要取决于C%，Me影响小。

C%↑,马氏体HRC↑。Ⅱ、须注意马氏体硬度与钢硬度的差异。

C%↑，淬火钢HRC↑，0.6%C后基本趋于定值。马氏体硬度-高于ACm淬火后深冷高于AC1淬火高于ACm淬火—AR%↑—Fe3C↑

马氏体高硬度、高强度的原因：①相变强化，相变造成M内高密度的位错或孪晶，起到强化效果；②固溶强化，M是碳的过饱和固溶体，有很强的固溶强化效果；③时效强化，马氏体在淬火冷却过程中或淬火后在室温停留过程中都会析出弥散的碳化物，对位错起钉扎作用，从而起强化作用。二、马氏体的塑性和韧性以前认为M塑性低、韧性小、脆性大。这是因为过去很长一段时间都是用高碳M。

片状M：硬而脆；板条M：强而韧∟与亚结构有关板条M塑韧性好的原因①含碳量低，过饱和度小；②淬火内应力小，形成微裂纹的敏感度小③低碳M亚结构是位错，有一定滑移变形的能力。高碳片状M塑韧性差的原因：①C过饱和度高，畸变大，②淬火内应力大，形成微裂纹的敏感度高。

③亚结构是孪晶，有效滑移系少，塑变能力差

马氏体的塑性和韧性主要取决于亚结构；

马氏体的硬度和强度主要取决于含碳量。

一般来说，板条M不但有较高的强度，而且有一定的韧性；而片状M虽然硬度、强度很高，但脆性较大。因此在保证足够硬度的前提下，尽可能减少孪晶M数量，是改善强韧性，充分发挥材料潜力的有效途经。

马氏体的比容远大于奥氏体钢在淬火时要发生体积膨胀，产生内应力、变形、开裂。三马氏体的物理性能②马氏体具有铁磁性钢淬火后，矫顽力升高，导磁率下降，电阻增大；马氏体的含碳量越高，矫顽力越高。5.6.2奥氏体的机械稳定化

在Ms点以上不太高的温度范围内(Ms~Md)对过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。在Md点以上温度对A进行塑性变形，超过一定变形量后随后M转变发生困难，Ms点下降，残余A量增多，引起A稳定化，这种现象称为机械稳定化。原因：

1）破坏母相与新相的共格关系，发生M相变困难，增大A稳定；

2）弹性应力作用；