第四章 马氏体相变
《马氏体相变》课件
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核化和形核
马氏体晶体生长
形核是马氏体相变的起始过程, 晶体结构中形成马氏体的小区域。
形核后的马氏体晶体开始在晶界 上生长,同时产生剩余奥氏体。
相变的影响因素
温度
相变温度是马氏体相变的一 个重要参数,不同温度下会 产生不同的相变行为。
合金化元素
添加合金元素可以调控马氏 体相变的速率和转变温度。
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相信大家对于马氏体相变并不陌生,但是真正了解它的人却寥寥无几。本课 件将带您深入了解马氏体相变的概述及其形成机理。
马氏体相变的概述
马氏体相变是材料在冷却或应力作用下从奥氏体晶体结构转变为马氏体晶体 结构的过程。这种相变具有显著的物理和机械性能改善效果。
马氏体的形成机理
弹性变形发生
形状记忆合金
马氏体相变可以用于制造形状记 忆合金,可以实现金属材料的形 状记忆和恢复功能。
金属焊接
马氏体相变可以应用于金属焊接, 提高焊接接头的强度和韧性。
相变过程的图解
1
奥氏体
材核化
马氏体晶体开始在晶界上形成小的马氏体区域。
3
马氏体生长
马氏体晶体在晶界上迅速生长,同时奥氏体产生剩余。
总结与展望
马氏体相变具有广泛的应用前景,为材料科学领域带来了新的突破和挑战。未来的研究将致力于探究更高效的 相变控制方法和应用领域的拓展。
晶体结构
晶体结构对于马氏体相变的 发生和转变过程起着重要作 用。
马氏体相变的分类
稳定马氏体相变 非稳定马氏体相变 自适应马氏体相变
通过淬火等方法形成的马氏体相变
通过应力作用下的马氏体相变
通过金属合金中微观结构变化而形成的马氏体相 变
第四章 马氏体相变
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第四章 马氏体相变随着科学技术的发展和人们对材料性能的要求越来越高,材料相变的研究也成为了一个热门的领域。
其中,固态相变是最为基础和广泛的相变形式之一。
在这其中,马氏体相变是一个相对特殊和有意义的相变过程。
一、马氏体相变的定义和分类马氏体相变,是指在含碳钢中,当钢经过一定的热处理过程后,在室温下形成一种具有变形性能的组织结构。
其核心原理是在高温下形成一种奥氏体,然后通过快速冷却过程,在室温下形成一种具有弹性、变形及塑性的马氏体组织结构。
根据马氏体相变的不同起始组织结构,其可以分为两种类型:一类是由完全奥氏体组成的马氏体相变,另一类是由贝氏体(以及在贝氏体上产生马氏体)组成的马氏体相变。
1.完全奥氏体马氏体相变当钢经过高温处理后,在其细小的晶粒中,完全转化为奥氏体组织。
通过钢的快速冷却 (通常在水、油、盐水等介质中进行),奥氏体中的部分碳原子被固溶,在马氏体的组织中重新排列,最终形成一种具有高强度和塑性的马氏体组织结构。
这种马氏体相变过程,称为完全奥氏体马氏体相变。
2.贝氏体马氏体相变贝氏体正常情况下是由冷却慢、回火温度低的钢中形成的。
它是由一种由铁与铁素体间化合物构成的细小晶粒组成的组织,这种组织强度比较低,韧性高,且具有较高的弹性变形和形变能力。
当这种钢经过高温处理后,由于组织发生了相变,大量贝氏体消失,而代替它的则是奥氏体组织。
这样在快速冷却的过程中,就会在奥氏体中形成一定数量的针状马氏体组织结构。
二、马氏体相变的影响因素马氏体相变的过程涉及到多个变量和影响因素,其中最重要的一些因素包括:1.冷却速度作为一种固态相变过程,马氏体相变的核心就是快速冷却过程。
通常来说,冷却速度越快,产生的马氏体组织也就越细小,强度也就越高。
2.合金元素含量合金元素在钢制造中有着重要的作用。
它们可以调节钢的合金成分和钢的性能,使钢的性能得到提升。
其中,加入Cr、Ni、Mn等元素可以有效地提高马氏体相变的开始和结束温度,这有利于得到良好的马氏体组织结构。
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2 条件的作用原理是什么?
马氏体相变的条件是实现马氏体相变的必要 前提,它们直接影响马氏体晶体结构和材料 性能的形成和转化。
马氏体相变的过程
1
马氏体相变的步骤和原理
马氏体相变包括两个基本过程——形变和回复过程,当材料由奥氏体转变为马氏 体时,晶体结构发生相应的改变。
2
过程中有哪些需要注意的地方?
马氏体相变的过程会受到多种因素的干扰,如温度、压力、组织性能等,需要注 意这些影响因素对相变的影响。
应用领域
哪些领域得到应用?
马氏体相变广泛应用于机械、电子、材料等领域, 如机械弹簧、手机天线、记忆合金等。
应用的优势和局限是什么?
马氏体相变具有自修复性、快速响应、压电性、形 状记忆等特性,但仍然存在加工困难和应用的局限 性等问题。
结论和展望
总结发现和成果
本课件详细介绍了马氏体相变的背景、条件、过程和应用,使人们更好地了解该领域的发展 现状。
展望未来的发展前景
马氏体相变技术在自动化、能源、环境等领域有广阔的应用前景,我们期待它能在未来发挥 更大的作用。
参考文献
• 李新. 材料科学[M]. 化学工业出版社, 2013. • 关辰. 马氏体相变的研究进展[C]// 2019第五届全国现代材料学术会议论文集. 2019: 254-259. • 郭宝昌, 焦彦龙. 马氏体晶体几何结构及马氏体相变过程的研究进展[J]. 您刊, 2018, 39(05): 57-63.
马氏体晶体结构
晶结构是什么?
马氏体的晶体结构是单斜晶体结构,其单斜晶体形 状由一维位错和孪晶形成。
性质和特点是什么?
马氏体晶体中存在位形、变形、弹性、能量等多种 耦合,与其他晶体类似,但具有独特的特点和性质。
马氏体相变热力学
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2、影响马氏体相变点的因素
T0 以及 Ms、Mf不同
合金或者同一合金在不同条件下,这些特征温度是不同的,相变的某些性 质也就不同,研究影响这些特征温度的因素对合金的应用具有重要意义。 实验表明, 这些特征温度随其他因素的变化趋势是相同的,只是
变化大小不同。 (1)化学成分 Ms 及 Mf 点主要取决于合金的化学成分,其中以间隙型溶质原子
3、马氏体相变的形核 尽管马氏体相变速度极快,但实验发现它仍然是形核与长大的过程。且马 氏体转变是非均匀形核,马氏体形核是在母相中的晶界、亚晶界、位错等 地方形成。 例如,Zener 阐述了在 fcc 结构中原子密排面上的全位错分解为两个不全 位错, 不全位错之间的层错区在适当的条件下将转变为 bcc 结构,从而解 释了 fcc→bcc 的马氏体转变。 全位错分解为不全位错是能量降低的自发过程, 分解后的不全位错由于位 错弹性应力场的相互排斥而分开; 因此在一定条件下扩展位错有一个平衡 距离,只有层错能较低的扩展位错才有足够的宽度用于马氏体形核。这种 形核模型在有些合金中已被观察到,故有一定的实验依据。
如 C、N 等的影响最为显著。 随着钢中含碳量的增加,由于马氏体相变的切变阻力增加,相变
温度下降。其中,Ms 点呈现比较均匀的连续下降,而 Mf 点在含碳量小于 0.5%时下降得较为显著,超过 0.5%以后下降趋于平缓,此时 Mf 点已经下 降到 0℃以下,导致钢的淬火组织中存在较多的残余奥氏体。 钢中常加入的合金元素除了 Co 和 Al 外,以及 Si 影响不大,其
马氏体相变热力学
1、相变驱动力 马氏体相变符合一级相变的一般规律,遵循相变的热力学条件,其中研究 最多的是 fcc→bcc 或 bct(体心正方)的转变,如钢中马氏体相变。 马氏体相变驱动力是马氏体与奥氏体之间的化学自由能差, ,温度越低,过冷度越大,则相变驱动力越大。 两相的自由能相等的温度定义为两相的平衡温度 T0。如果马氏体相变时 没有相变阻力,则 Ms=T0。 但是,马氏体相变过程中会产生很大的阻力(也称为非化学自由能) ,这 些阻力主要包括界面能、 应变能、克服切变阻力所需要的能量以及马氏体 中形成的位错或孪晶的能量等。 界面能是指马氏体与奥氏体间的相界面能、 马氏体变体间的界面能及 孪晶界面能。 应变能除了弹性应变能外, 相变时因为马氏体周围的奥氏体的屈服强 度较低,在奥氏体中会产生少量的塑性变形,从而引起塑性应变能。马氏 体与奥氏体间的比体积应变能和共格应变能构成了弹性应变能。 马氏体相变时,当合金冷却到 T0 温度并不发生马氏体相变,只有过冷到 低于 Ms 点以下时,相变才能发生。 故 Ms 点的物理意义是奥氏体与马氏体的自由能差达到相变所需 要的最小驱动力时的温度。 大。 因此,在 Ms 点处的相变驱动力可近似表达为: 当 T0 一定时,Ms 点越低,相变阻力越大,相变需要的驱动力也越
原理马氏体相变
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西山关系 (111) γ‖{110} M′ (211)γ‖(110)M′
形成温度
Ms>350℃
Ms≈200~100℃
Ms<100℃
C%
<0.3 0.3~1时为混合型
1~1.4
1.4~2
第四章 马氏体相变
组织形态
亚结构 残奥 形成过程
条宽为0.1~0.3μm惯
习面指数相同的马氏体 呈凸透镜片状,中间稍厚,
第四章 马氏体相变
二、马氏体的晶体结构
钢中马氏体的本质: 马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体,记为M或α'。 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(两种):
并向片状马氏体组织过渡。 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: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。
第四章 马氏体相变
亚结构:高密度位错,局部也有少量的孪晶。 位向关系:在一个板条束内,马氏体惯习面接近{111}γ;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(WC<0.3%) 板条马氏体的形成温度:MS>350℃;
第四章 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
马氏体相变与形状记忆效应
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5
二.形状记忆效应的晶体学机制
• 形状记忆合金有三个特征: – 合金能够发生热弹性马氏体相变; – 母相和马氏体的晶体结构通常均为有序的(所谓有序结构, 即溶质原子在 晶格点阵中有固定位置); – 母相的晶体结构具有较高的对称性,而马氏体的晶体结构具有较低的对 称性.
• 当母相是B2型有序结构时,马氏体的晶体结构可看成是以图4-5 a) 第一行所 示(下页)的密排面为底面沿z方向按一定方式的堆垛. – 为保证密排堆垛结构,堆垛时必须按照以下的规则:若第一层的原点在A, 则第二层的原点可放在B或C . 若第二层的原点在B,则第三层的原点可 放在A或C,以此类推. • 当堆垛的顺序是ABABAB…时是2H结构 . • 当堆垛的顺序是ABCABC…时是3R结构. • 当堆垛的顺序是ABCBCACABABCBCACAB…时是9R结构,如图45b)所示 .
12
因此,记忆合金能够回复的最大变形不能超出马氏体完全再取向后所能贡 献出的相变应变.
• 如果马氏体完全再取向后继续施加外力,马氏体将以滑移和孪生的形式继续 变形,这时发生的变形是不可回复的塑性变形.组织中出现位错、形变孪晶 等晶体缺陷,破坏合金的热弹性马氏体相变,损害形状记忆效应.
三.应力诱发马氏体相变与记忆合金的超弹性
17
• 双程记忆训练:通过各种工艺处理方法在合金内部产生特定的内应力场,使 合金具有双程记忆效应.
• 双程记忆训练方法主要有: (1)SIM法:在母相态对记忆合金元件施加变形. (2)SME法:在马氏体态对记忆合金元件施加变形. (3)SIM+SME法:在母相状态下进行变形,约束其应变,冷却到Mf点以 下;或在马氏体状态下进行变形,约束其应变,加热 到Af点以上.也可将这二者结合起来. (4)约束ห้องสมุดไป่ตู้热法:将试样变形,约束其变形并在合金析出第二相的温度进 的行适当的加热.
马氏体转变的特点
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中内部相组成发生了变化,从而引起了钢的性能的变测得钢中马氏体是碳溶于α体,此,曾一度认为和固溶体四十年代前后,在亚点阵的概念发现,碳原子处于三种分布位置时,都能形成由碳原子构成的八面体,这种可能出现的原子阵列,称为点阵。
点阵,结果使的α度,称为新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度,①切变共格和表面浮突现象变而使点阵发生改组,且一边凹陷,一边凸起,带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性马氏体转变切变示意图马氏体转变只有点阵改组而无成份变化,转变时原子做有规律的整体迁移,每个原子移动的距离不超过一个原子间距,且原子之间的相对位置不发生变化。
1、(有三种不同的取向,所以四种和{111}M但很快停止,不能进行到终了,需进一步降温。
始点种结构的过程。
①把面心立方点阵看做体心立方点阵,其轴比(为1.41长,使得轴比为①和马氏体板条具有平直界面,界面近似平行于奥氏体的面,所以一个奥氏体晶粒内可能形成四种马氏体板条束。
相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高,在室温下很稳定,对钢的机械性能会产生显著影响。
亚结构:为与剧烈冷作硬化的光镜下片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体组织,常见于淬火也称于氏体晶粒体的大小受到限制。
因此片状马氏体的大小不一,越是后形成向关系为中脊为高密度的相变孪晶区。
相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。
孪晶间距大约为片的周围部分,存在高密度的位错(非孪晶区)。
1)蝶状马氏体板条状马氏体和片状马氏体的形成温度范围之间的温度区域这种马氏体的立体形态为Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C蝶状马氏体的立体形状1)化学成分部亚结构的主要因素,其中尤以碳含量最为重要。
在随马氏体的形成温度降低马氏体;状。
第四章 马氏体相变
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§4.3.4 工业用钢淬火马氏体的金相形态 (1)低碳钢中的马氏体
C%<0.2%的低碳钢、低碳低合金 钢,如 20# 、 15MnVB 钢等,组织为 板条马氏体,具有高强度、高韧性、 低的冷脆转化温度。
35
(2)中碳结构钢中的马氏体
如 45# 、 40Cr 钢等,淬火后为板 条马氏体+片状马氏体的混合组织。 由于通常选用较低的奥氏体化温 度,淬火后获得的组织极细,光学 显微镜较难分辨。
41
G
A
临界驱动力
Δ GA→M Δ GA→M
M
Ms
T0
Ms
T0
温度
图4-19 奥氏体与马氏体的自由能-温度曲线示意图
42
(2)其它因素对Ms 点的影响
① 奥氏体的晶粒大小
奥氏体晶粒细化 → Ms ↓
晶粒细化 → σs ↑→ 切变阻力↑ → Ms ↓
② 弹性极限以内的应力
多向压应力阻碍马氏体转变,→ Ms ↓
29
惯习面:随形成温度的下降,由{225}γ变为 {259}γ,位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶,一般集中在中脊面附 近,片的边缘为位错。随形成温度下降,孪 晶区扩大。
马氏体片互成交角,后形成的马氏体片对 先形成的马氏体片有撞击作用,接触处产生 显微裂纹。
30
§4.3.3 影响马氏体形态及其亚结构的因素
36
(3)高碳工具钢中的马氏体
如 T8、T12钢,为片状马氏体。
通常采用不完全加热淬火(在 Ac1 稍 上加热,保留一定量未溶渗碳体颗 粒),获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的 混合组织。
隐晶马氏体极细,光学显微镜较难 分辨。
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第4章 马氏体转变
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M转变的表面浮凸
表面浮凸与共格特点
• 表面浮凸说明M是以切变方式进行的 • 是在不变平面上产生的均匀 变平面的距离成正比 • 不变平面可以是相界面(孪晶面)或非相界面 (中脊面) • 界面上原子排列既同于M又同于A-共格界面
三种不变平面应变
M无扩散性
Fe-24Ni-0.8C针状马氏体 x300
高碳M组织
蝶状马氏体
• • • • 形成温度:在板条和透镜M形成温度之间 位相:K-S关系 亚结构:位错 惯习面:两翼 {225} γ ,相交136°, 两翼结合面:{100} γ
薄板M
• • • • 在Ms为-100°C以下,Fe-Ni-C合金中 惯习面{259}γ, 位向关系:K-S 亚结构:孪晶{112}α’
第一节 M转变的主要特征
• • • • • 非恒温性:转变开始点Ms, 终了点Mf 共格性和表面浮凸 无扩散性 位向关系和惯习面 可逆性
M转变的非恒温性
M等温转变曲线
M转变量与温度的关系
爆发式转变时M转变量与温度关系
Fe-23%Ni-3.7%Mn合金M转变动力学曲线
M转变非恒温性的特点
• 无孕育期,在一定温度下转变不能进行 到底。 • 有转变开始和转变终了温度。M转变在 不断降温下进行,转变量是温度的函数 • 有些Ms在0C以下的合金,可能爆发形成 • 有些可能等温形成,但不能转变完全。
K-S关系
M在(111)γ形成时三种不同的西山取向
M转变的可逆性
• 冷却时,高温相可以通过M转变而转变 为M。开始点Ms,终了点Mf • 加热时,M也可通过M转变而转变为高温 相。开始点As,终了点Af
第二节 M转变的晶体学
• M的晶体结构: Fe-C合金M是C在α-Fe中的过饱和固溶体。具有 体心正方点阵 • M的点阵常数与钢中含C量有关: c=a0+αρ a=a0-βρ c/a=1+γρ a0=2.861Å α=0.116±0.002 β =0.113±0.002 γ=0.046±0.001 ρ-钢中M的含C量(wt%)
马氏体转变
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第一节 马氏体转变的主要特征
何谓马氏体转变? 何谓马氏体转变? 徐祖耀简化定义:置换原子无扩散切变(原子沿相界面作协作运动)、 徐祖耀简化定义:置换原子无扩散切变(原子沿相界面作协作运动)、 使其形状改变的转变。晶体通过切变进行的非扩散性相变,有如下特点: 使其形状改变的转变。晶体通过切变进行的非扩散性相变,有如下特点: 一、切变共格性和表面浮凸现 象 M转变时,预先磨光的试 样表面出现倾动,形成表面浮 凸:直线ACB,切变以后变成 折线ACC′B′。在显微镜光线照 射下,浮凸两边呈现明显的山 阴和山阳, →M转变是通过A均匀切变进 行的。A中转变为M的部分发 生宏观切变而使点阵发生改组, 带动靠近界面的还未转变的A 也发生弹塑性变形。
Cu-14.2Al-4.2Ni合金的马氏体浮凸
二、无扩散性 M成分与A成分完全一致; M可在极低温(例如-196℃)进行,置换原子、间隙原 子都极难扩散,而M生长速度可达103m/s,音速,不可能依 靠扩散来进行。 低碳钢M转变中存在碳扩散,无扩散指置换原子无扩散。 间隙原子可能扩散,但不是M转变的主要过程和必要条件。
三、具有特定的位向关系和惯习面
均匀切变所得M与原A间存在严格晶体学位向关系:钢中常见 K-S(kurdjumov-Sachs)关系:{111}γ//{011}α′;<110>γ//<111>α′。 西山(Nishiyama)关系:{111}γ//{011}α′;<112>γ//<110>α′。 G-T(Greninger-Troiano)关系:与K-S关系接近,角度存在一定偏差: {111}γ//{011}α′差1o;<110>γ//<111>α′差2o。 M转变有惯习面:M转变以切变共格方式进行,惯习面就是相界面。 惯习面为不畸变平面,或称不变平面,转变中不发生畸变和转动。 这种在不变平面上所产生的均匀应变称为不变平面应变。 三种不变平面应变:底面为不变平面,简单胀缩、切变、胀缩+切变。 + M转变属第三种。
第四章马氏体转变
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马氏体研发史
1930年,Γ. B.库尔久莫夫和G.萨克斯(Sacks)首先 测得Fe-C合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关 系,即K-S关系。 1933年,R. E.迈尔(Mehl )测得在中、高碳钢中马氏体 在奥氏体的{225},晶面上形成,被称为惯习面。
1934年,西山测得Fe-Ni合金马氏体相变时存在西山关系。 1949年,Greniger和Troiano测定了Fe-22 % 、Ni-0.8C%合 金中的马氏体位向,发现了G-T关系。 1951年,J. W. Christian首先提出了马氏体相变的层错形核 模型。1953年,Frank首先提出 Fe-C{225},马氏体与母相 间的位错界面模型。它促成了K-D位错胞核胚模型的提出。
4.1.2 马氏体转变的特点
一、表面浮凸现象和切变共格 二、无扩散性 三、具有特定的位向关系 四、惯习面的不变性 五、马氏体相变具有一个形成温度范围 六、马氏体转变的可逆性
4.1.2 马氏体转变的特点
一、表面浮凸现象和切变共格 (200~196℃)
马氏体形成时试样表面浮凸现象
4.1.2 马氏体转变的特点
{111}γ //{110}α 差1º; <110>γ // <111>α 差2º
•四、惯习面和不变平面
马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系,而 且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的,这个晶面即 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常见的有三种:{111}γ 、{225}γ 、 和{259}γ。惯习面随碳含量及形成温度不同而异: 碳含量小于 0.6%时为{111}γ, 碳含量在 0.6%~1.4%之间为{225}γ, 碳含量高于 1.4%时为{259}γ 。
4.1.2 马氏体转变的特点
第04章 马氏体转变
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根据钢的成分不同,马氏体可能有 体心立方(bcc)、体心正方
(bct)和体心斜方(bcp)三种晶格,统称为α马氏体(αM)。
�用X射线研究Fe-Mn合金时发现了ε马氏体或六方马氏体; �上世纪60年代初期,在Fe-Mn钢中发现ε′马氏体; �1965年,对单晶体低温X射线研究时,发现一种名为k ′的马氏体。
马氏体是C和合金元素在α-Fe中的过饱
和固溶体。C溶入bcc点阵的α-Fe中时会 引起较大的点阵畸变。C原子在 12[001]位置 呈择优分布, 造成bcc点阵被畸变为体心
正方(bct)结构。
碳原子在α-Fe中的位置有两种可能:
八面体和四面体间隙。已经证实,在室温 以上,碳原子择优占据c(或z)轴上的八面 马氏体晶格模型及碳的位置
三、马氏体转变的特点
1、表面浮凸效应和切变共格性; 出现表面浮凸效应说明马氏体转
变是通过切变方式进行的;同时,新相 与母相间保持共格关系。
马氏体形成时表面浮凸示意图
共格界面的界面能较小,但弹 性应变能较大。因此,随着马氏体 的形成,其周围奥氏体点阵中将产 生一定的弹性应变,导致应变能的 产生,并且,这种应变能随马氏体 马氏体形成时在其周围奥氏体点阵中 尺寸增大而增大。
3、具有特定的位向关系和惯习面 1)位向关系
马氏体与原奥氏体之间存在严格的 晶体学位向关系,常见的有以下几种:
K-S(Kurdjumov-Sachs)关系: {111}γ∥{011}α′; <110>γ∥<111>α′ 西山(Nishiyama)关系: {111}γ∥{011}α′; <112>γ∥<110>α′
带有中脊的片状马氏体×500
片状马氏体长大过程中位向关系与亚结构的变化
第4章 马氏体转变
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惯习面:马面示意图
M板条或 片总是平 行于母相A 某个晶面
(5)马氏体相变的非恒温性和不完全性
M转变非恒温性的特点
1)无孕育期,在一定温度下转变不能进行 到底。 2)有转变开始和转变终了温度。M转变在 不断降温下进行,转变量是温度的函数 3)有些Ms在0℃以下的合金,可能爆发形 成 4)有些可能等温形成,但不能转变完全。
二、影响M形态和亚结构的因素
一)化学成分 C:为主要因素 C%,由M板条M片、M薄板 C<0.3% 板条状 C>1.0% 透镜片状M 0.3-1.0% 板条和片混合结构
合金元素影响(Me):
(1)缩小相区的 Me(Mo、W、Si、Al、 Nb、V等) 板条M (2)扩大相区的Me(Ni、Mn、Cu、N) 促使板条M转化为片状 能显著降低层错能的Me ’-M
(4)片状马氏体尺寸决定因素:
① 奥氏体晶粒越粗大,则马氏体片越大; ② 奥氏体晶粒越细小,则马氏体片越小。 ③当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜 无法分辨时,便称为隐晶马氏体。 例:高碳钢尤其是高碳合金钢,由于正常 淬火时有大量未溶碳化物,阻碍了奥氏体晶 粒的长大,晶粒细小,淬火得到的马氏体一 般都是隐晶马氏体。
(5)透镜片状马氏体的亚结构:
① 主要是孪晶。 ② 孪晶间距约为5~10nm,因此片状马氏体又称为孪 晶马氏体。 ③ 孪晶仅存在于马氏体片的中部,在片的边缘则为 复杂的位错网络。形成温度愈低,孪晶区所占比例就愈大。 ④ 片状马氏体的惯习面及位向关系与形成温度有关: 形成温度高时,惯习面为{225},位向关系为K-S关系;
形成温度低时,惯习面为{259},位向关系为西山关系。
⑤ 在马氏体针的中间有一直线,称为中脊。在 电子显微镜下可以看清楚,这个中脊面是密度很 高的微细孪晶区。
第4章马氏体转变
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含碳0.6~1.0% 含碳1.3~1.5%
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Ar<10% Ar为30~50%
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(5)转变的可逆性
在某些合金中奥氏体冷却时发生A→M, 而重新加热时马氏体又发生M→A,这种特点 称为马氏体转变的可逆性。 对钢来说,一般情况下观察不到马氏 体的逆转变,这是因为马氏体被加热时在温 度尚未到达As点的过程中即已发生分解(回 火),因而不存在直接转变为奥氏体的可能 性。 As点-发生M→A逆转变时的开始温度。
(3)自促发形核说
因先生成的马氏体使其周围奥氏体发生协同 形变而产生位错,促成马氏体核胚。
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4.5.2 马氏体转变动力学类型
1. 变温(或降温)转变
(对大多数钢)
特点: (1)奥氏体过冷到 Ms点以 下,马氏体量随温度下 降而增加。 马氏体转变量只决定 于转变温度,而与保温 时间无关。 图4.18 连续冷却时马氏体转变
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西山(Nishiyama)关系
{110}α′∥{111}γ <110>α′∥<112>γ 在奥氏体的每个{111} 上,各有三个不同的 <112>方向。在每个方 向上,马氏体只可能 有一个取向,故每个 {111}γ面上只能有三 个不同的马氏体取向, 四个{111}γ面共有12 图4.7 马氏体在(111)γ面上形成时 个可能的马氏体取向。
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(2)无扩散性
马氏体转变只有 点阵改组而无成分的 改变。在马氏体相变 过程中原子是集体移 动的,它们之间的相 对位移不超过一个原 子间距。
第4章_马氏体转变
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4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
共格界面的界面能比非 共格界面小,但其弹性应 变能却较大。因此随着马 氏体的形成必定会在其周 围奥氏体点阵中产生一定 的弹性应变,从而积蓄一 定的弹性应变能 (或称共格 弹性能) 。
马氏体形成时在其周围奥氏体点阵 中引起的应变场(示意图)
4.1.2 马氏体转变的特点
马氏体转变量是在 Ms~Mf 范围内通过不断降温来增 加, 即马氏体转变量是温度的函数,与等温时间无关。
马氏体转变量与温度和等温时间的关系图
在很多情况下,冷却到Mf 温度后,并不能得到 100%的马氏体组织,仍然保留部分未转变的奥氏体, 称为残余奥氏体,以AR表示。这种现象称为马氏体 转变的不完全性。
另外,马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致,这表 明马氏体转变时也没有发生碳的扩散。因此,马氏体转 变属于无扩散型相变。这是它与其它类型相变相区别的 一个重要持点。
4.1.2 马氏体转变的特点
3. M转变的位向关系及惯习面
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关 .2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
可见,马氏体形成是以切变的方式实现的,同时马氏 体和奥氏体之间界面上的原子为两相所共有,即新相和 母相间保持共格关系。
4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
由于这种界面是以母相切变维持共格关系,故称为 “切变共格”界面,即原A中的任一平面在转变成M后 仍为一平面。M的长大便是依靠母相中原子做有规则的 迁移(切变)使界面推移而不改变界面上共格关系。
马氏体的正方度取决于其碳含量,碳含量愈高,其点 阵中被充填的碳原子数量愈多,则正方度便愈大。当 wC<0.25%时,c/a=1,马氏体为体心立方晶格。
4.0 第4章. 马氏体相变
![4.0 第4章. 马氏体相变](https://img.taocdn.com/s3/m/ec31a95cb90d6c85ec3ac68b.png)
Phase Transformation Products of Supercooled Austenite,Proceedings of The Fourth Asian Conference on Heat Treatment and Surface Engineering 2009.Beijing china.64~74. 16).LIU Zong-chang,WANG Hai-yan, JI Yun-ping,REN Hui-ping.A New Concept of Martensite Transformation Mechanism, Proceedings of The Fourth Asian Conference on Heat Treatment and Surface Engineering 2009.Beijing china.106~111. 17)刘宗昌,计云萍,林学强,王海燕,任慧平,三评马氏体相变的切变机制[J],金属热处理,2010 年,2月,第35卷第2期,1~6 18)刘宗昌,王海燕,任慧平,马氏体相变的热激活跃迁机制[J],科技促进发展,2009年,第12期, 36~38 总第61期 19)刘宗昌,计云萍,段宝玉,任慧平,板条状马氏体的亚结构及形成机制。第九届全国固态相变、凝 固及应用学术会议论文集(宁波),2010.5.51-55 20).刘宗昌,计云萍,任慧平,过冷奥氏体整合系统和转变贯序,热处理技术与装备,2010.第31卷, 第3期,14-20 21)刘宗昌,袁长军,计云萍,任慧平,马氏体的形核及临界晶核的研究,金属热处理, 2010.Vo1.35,No.11,18-22 22) 刘宗昌,袁长军,计云萍,任慧平,钢中马氏体组织形貌的变化规律,热处理,2011. 第26卷第1 期,20~25 23)Yunping Ji, Zongchang Liu, Huiping Ren. Morphology and Formation Mechanism of Martensite in Steels with Different Carbon Content [J].Advanced Materials Research, 2011, 201-203: 1612-1618. 24)段宝玉,刘宗昌,任慧平,王海燕,计云萍,T8钢中珠光体表面浮凸观察[J],内蒙古科技大学学 报,2008,27卷第2期,108~114 25)刘宗昌,段宝玉,王海燕,任慧平,珠光体表面浮凸的形貌及成因[J],金属热处理,2009,1第34 卷第1期,23-27 26)刘宗昌,王海燕,袁长军,任慧平,马氏体形核-长大机制的研究[J],内蒙古科技大学学报,2009 第28卷,第3期,195~201
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特征2:马氏体转变的无扩散性
马氏体转变时,晶体点阵的改组只依赖原子微 量的协作迁移,而不依赖于原子的扩散。这一 特征称为马氏体转变的无扩散性。
1)只有晶体结构的变化,没有成分的变化。 2)无扩散并不是说转变时原子不发生移动。
注意间隙原子碳的扩散,区别于置换原子的扩 散。
逆转变开始的温度称为As,结束的温度称为Af 。
M→A的逆转变也是在一定温度范围内(As-Af)进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。
马氏体转变最主要的和最基本的只有两个:切变共格 性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。
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第二节 马氏体的晶体结构
2、一般钢中马氏体的晶体结构
马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的 变化,转变所得的马氏体与其母相奥氏体 的成分一致。
碳原子位于面心立方奥氏体的八面体间隙, 马氏体相变后,碳原子依然位于体心立方 的马氏体八面体间隙,但体心立方马氏体 的八面体是扁八面体,两个轴中有一个轴 是短轴。
终了。
为使转变继续进行,必须继续降低温度,所以马氏体
转变是在不断降温的条件下才能进行。
当温度降到某一温度之下时,马氏体转变已不能进行,
该温度称为马氏体转变终了点,Mf 。
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马氏体转变量是温度的函数,与等温时间无关。
马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。
由于多数钢的 Mf 在室温以下,因此钢快冷到室 温时仍有部分未转变奥氏体存在,称为残余奥 氏体,记为Ar。
有残余奥氏体存在的现象,称为马氏体转变不 完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体, 可采用冷处理。
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Yuxi Chen Hunan Un而重新加热时马 氏体又能M→,这种特点称为马氏体转变的可 逆性。
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特征3:惯习面和一定的位向关系
马氏体总是在母相的特定晶面上析出: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。
1)当C含量小于0.2%时,惯习面为{557},近 {111}; 2)当C含量处于0.5%1.4%时,惯习面为{225}; 3)当C含量高于1.5%时,惯习面为{259}。 4)随马氏体形成温度的下降,惯习面向高指数方向变 化。
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特征1:表面浮凸现象和切变共格性
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。
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预先在磨光表面上划一直线划痕,相变后直线 变为折线,直线在新相、母相的界面不折断, 在新相晶内不弯曲。
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相变时,相界面宏观上不转动,也不变形,保持平面。 界面上原子既属于新相,又属于母相,这种界面称为 共格界面(第二类共格,切变共格) 不畸变也不转动的晶面称为不变平面(中脊面)。
三种不变平面应变 膨胀(或压缩),切变,切变+膨胀
不变平面可以是相界面,也可以不是相界面。
共格界面的界面能 弹性应变能(共格弹性能)
如中低碳马氏体亚结构为位错; 高碳马氏体亚结构为孪晶; 马氏体的亚结构为层错。
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特征5:转变的非恒温性和不完全性
一般认为马氏体相变不能等温完成,必须不断 降温中进行。
奥氏体以大于某一临界冷却速度的速度冷却到某一温
度(马氏体转变开始温度Ms),不需孕育,转变立即 发生,并且以极大速度进行,但很快停止,不能进行
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马氏体−奥氏体界面并不都是平面,有时呈弯曲 状,存在界面台阶。
宏观惯习面,微观惯习面。
马氏体转变时新相和母相 始终保持切变共格性,因 此二者存在确定的位向关 系。
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钢中两者的晶体学取向关系:
1)K-S关系: {110}M //{111};<111>M//<110>
1、马氏体可能的晶体结构
不仅铁碳合金中而且在有色合金中也存在马氏 体,晶体结构主要有体心立方、体心正方、密 排六方、有序正交、有序面心立方、有序正方 等晶体结构。
马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体, 记为M或α'。其中的碳择优分布在c轴方向上的 八面体间隙位置。
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马氏体?
最早认为马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式
固溶体。
后来不仅铁碳合金中而且在有色合金中也存在马
氏体,马氏体有时不含碳,晶体结构也不只是体
心立方,还有密排六方、有序正交、有序面心立
方、有序正方等点阵结构。
上述定义不适用。
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马氏体相变:
替换原子经无扩散切变位移(均匀和不均匀形变)由 此产生形状改变和表面浮凸、呈不变平面应变特征的 一级、形核-长大型相变。
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2)西山(N)关系: {110}M//{111};<110>M//<112>
3)G-T关系: {110}M //{111},差1º
<111>M//<110>,差2º
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特征4:亚结构
马氏体转变会在马氏体中形成大量的晶体缺陷: 位错、孪晶、层错等。
第五章 马氏体相变
第一节 马氏体相变的主要特征 第二节 马氏体的晶体结构 第三节 马氏体的组织形态和亚结构 第四节 马氏体相变热力学 第五节 马氏体相变动力学 第六节 马氏体相变机制 第七节 马氏体的性能 第八节 热弹性马氏体与形状记忆效应
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第一节 马氏体相变的主要特征
替换原子无扩散切变(原子沿相界面作协作运动)、 使其形状改变的相变。
马氏体:马氏体相变的产物 点阵畸变、无扩散、切变为主、形状变化、位移型
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马氏体相变的主要特征:
表面浮凸现象和切变共格性 马氏体转变的无扩散性 惯习面和一定的位向关系 亚结构 转变的非恒温性和不完全性 马氏体转变的可逆性