第5章 马氏体与钢的淬火

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（4）存在先马氏体的组织转变
若在马氏体转变前奥氏体己预先部分地转变为 珠光体组织，将会使Ms点升高。 原因 -- 珠光体优先在奥氏体的富碳区形成，而剩 余的奥氏体则相对地属于贫破区，结果表现为 Ms 点升高。
若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变 为贝氏体，将会使Ms点降低。
原因--贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成 (详见第 六章 ) ，而剩余的奥氏体则相对地属于富碳区，结 果表现为Ms点下降。
原因 -- 在｛ 259 ｝γ马氏体的尖端有很高的应力 场，而这种爆发式转变行为是由一片马氏体的形 成在其尖端处的应力促进了另一片马氏体按别的 有利取向形成，即所谓“自促发”形核，导致出 现连锁反应态势，因此可以把这类转变的动力学 特点归结为自促发形核、爆发式长大。
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5.4.3 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5.17 连续冷却时马氏体转变
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动力学曲线
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（ 2 ）马氏体长大激活能小，一经形核则高速长 大；
可能有的三种不同的西山取向
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K-S关系与西山关系对比
两者的晶面平行关系
相同;
晶向平行关系相差
5º16'。
图5.4 西山关系与K－S 关系的比较
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2 惯习面
马氏体转变时，保持 新相和母相具有一定位向 关系的晶面称为惯习面。 它是一个无畸变、不发生 转动的平面。
图5.5 马氏体转变时的惯习面
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5.2.3 蝶状马氏体（Fe-Ni及Fe-Ni-C合金） 5.2.4 薄板状马氏体（Fe-Ni及Fe-Ni-C合金） 5.2.5 密排六方马氏体（Fe-Mn及Fe-Cr-Ni等合金）
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5.3 马氏体转变的主要特点
5.3.1表面浮凸效应和 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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5.2 马氏体的类型及组织形态
5.2.1 板条状(位错)马氏体
由许多成群的板条组成
亚结构主要为位错
特征
晶体学位向关系符合K-S关系
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图5.6 20CrMnTi钢的淬火组 织，板条马氏体
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图5.7 板条马氏体显微组 织示意图
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5.2.2
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(3) 奥氏体化条件
在完全奥氏体化的前提下，提高加热温度、延 长保温时间，将使MS点有所提高。 原因：加热温度和保温时间 ↑→ A 均匀性和晶粒尺寸 ↑→A强度↓→M转变阻力↓→Ms点↑ 在不完全奥氏体化加热条件下，提高温度或延 长时间将使奥氏体中的碳及合金元素含量增加，导 致Ms点下降。
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5.4 马氏体转变机理
5.4.1 马氏体转变的驱动力
马氏体相变驱动力是新相 马氏体 (α′) 与母相奥氏体 (γ) 的 化 学 自 由 能 差 ∆Gγ→α′＝Gα′ -Gγ。
若发生马氏体相变，必须 使系统总的自由能变化 ∆Gγ→α' ＜0。即马氏体转 变时需要相当大的过冷度 ∆T=To-Ms。
第5章 马氏体与钢的淬火
5.1 马氏体的晶体学
5.2 马氏体的类型及组织形态
5.3 马氏体转变的主要特点
5.4 马氏体转变机理
5.5 淬火时的奥氏体稳定化 5.6 淬火马氏体的性能及应用
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第4章 马氏体与钢的淬火
钢从奥氏体状态快速冷 却，抑制过冷奥氏体发生珠 光体和贝氏体等扩散型转变， 在较低温度下发生的无扩散 型相变叫做马氏体转变。 γ-Fe(C) →α'-Fe(C)
中脊面
惯习面即可以 是相界面，也可以 不是相界面。如果 惯析面不是奥氏体 和马氏体的相界面， 称为中脊面。
图5.11 马氏体转变时产生 表面浮凸示意图
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5.3.2 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。
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Ar<10％ Ar为30～50％
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5.3.4 马氏体转变的可逆性
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。
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(b) 合金元素
除 Al 、 Co 提高 Ms 点外，其余大多数合 金元素都不同程度地 降低Ms点。
图5. 16 合金元素对MS点的影响
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(2)应力和塑性变形
应力
拉应力→促进马氏体转变→Ms点↑
原因：马氏体比容大，转变时产生体积膨胀，因 而拉应力必然会促进马氏体形成，表现为使 Ms 点 升高。
Ms<0， Fe-Ni、Fe- Ni-C合金；
特点：
瞬间骤然发生马氏体大 量转变，伴有响声，并 释放出大量相变潜热， 使试样温度升高。
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图5.19 爆发式转变时马氏体 转变量与温度的关系
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马氏体的惯习面为 {259}γ，有明显的中脊，显 微组织呈“Z”字形。
经过爆发式转变后，随温度降低，又呈现为正常 的变温转变。
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图5. 14 M和A的自由能 与温度的关系
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新相与母相的化学自由能差： ∆Gγ→α′＝－∆G体＋（∆G表＋∆G弹）
►当－∆G体 ＝（∆G表＋∆G弹）
马氏体转变立即中止；
►当－∆G体＞（∆G表＋∆G弹）
转变又继续进行，直到终了（指再降温，转变也 不能进行）为止。
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5.4.2 影响Ms点的因素
马氏体)。
含碳量>0.2%～1.9%－马氏体呈体心正方结构
马氏体的正方度 (c/a >1) 随碳含量的增加 而增大。
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马氏体的晶格常数
c 0
a 0
c 1 a
α0为α-Fe的点阵常数，p为马氏体的碳含 量，α、β、γ为常数；α和β的数值表示碳在αFe点阵中引起局部畸变的程度。
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跳
过
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5.1.2 马氏体的取向关系与惯习面
1 马氏体与母相间的位向关系
K-S关系(库尔久莫夫和萨
克斯关系) {110}α´∥{111}γ <111>α´∥<110>γ
在 ｛ 111 ｝ γ 晶 面 族 中每个晶面上马氏体可有 6 种不同的取向，而立方点 阵的 {111}γ 晶面族中有 4 种晶面，故马氏体在奥氏 体中总共可能有 24 种取向。
（ 3 ）随温度降低而继续进行的马氏体相变，不 是依靠已有马氏体单晶的进一步长大，而是依 靠形成新的马氏体晶核，长成新的马氏体。 综上所述，把马氏体变温转变的动力学特点归 结为变温形成、瞬间形该(无孕育期)和高速长 大(长到极限尺寸)。
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2 等温转变(对Fe-Ni合金) 特点：
1）在Ms点以下某一温 度停留，过冷奥氏 体需经过一定的孕 育期后才开始形成 马氏体； 2）随等温时间增长， 马氏体转变量不断 增多，即转变量是 时间的函数；
图5.10 马氏体转变时在晶体 表面引起的倾折
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表面浮凸现象表明： 马氏体转变是在不变平 面上产生的均匀应变。 这一不变平面就是新相 马氏体与母相奥氏体产 生晶体切变时的惯习面。
惯习面上原子的排列既 属于马氏体又属于奥氏 体，是两相共有的界面。 所以是共格界面。
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(3)奥氏体的层错能
奥氏体的层错能（单位面积层错所增加的能量） 越低，相变孪晶生成越困难，形成板条状马氏体 的倾向越大。 (4)奥氏体和马氏体的强度 当 Ms 点处奥氏体的屈服强度大于 206MPa 极限 值时，形成惯析面为｛259｝γ片状马氏体；而小 于该极限值时，则形成惯习面为｛111｝γ的板条 状马氏体或惯习面为｛225｝γ的片状马氏体。
片（针）状(孪晶)马氏体
空间形态呈凸透镜(片)状
特征
亚结构主要为孪晶
高温形成符合K-S关系
晶体学位向关系
低温形成符合西山关系
可爆发形成，马氏体片 有明显的中脊
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图5.8 T12钢的过热淬火组 织，片状马氏体
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图5.9 片状马氏体显 微组织示意图
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5.2.3 影响马氏体形态和内部结构的因素
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图5.2 马氏体在奥氏体(111) 面上形成时可能有的取向
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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5.3 马氏体在(111)γ面上形成时 个可能的马氏体取向。
图5.13 马氏体转变时原子 的集体移动
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5.3.3 非恒温转变与转变的不完全性
马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体 冷至Ms温度时开始马氏体转变，冷至Mf时马氏 体转变终止。
此时并未得到 100 ％的马氏体组织，仍保 留部分未转变的奥氏体，称为残余奥氏体。
含碳0.6～1.0％ 含碳1.3～1.5％
(1)化学成分的影响 马氏体 组织形态
＜0.3％C
板条马氏体(位错)
板条+片状混合马氏体 0.3％～1.0％C > 1.0％C 片状马氏体(孪晶)
(2)马氏体形成温度
M板条→在Ms以下较高温度区形成
M片状→在较低温度区形成 含碳量在 0.2％～ 1.0％的奥氏体，先在马氏体区上部 形成板条马氏体，然后在马氏体区下部形成片状马氏体。 含碳量越高，Ms点越低，形成板条马氏体量越少，而片状 马氏体量越多。
面心立方 体心立方/体心正方
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图1 马氏体的晶体结构
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5.1 马氏体的晶体学
5.1.1 马氏体的晶体结构
马氏体是碳在α-Fe 中的过饱和固溶体， 以符号α'或 M 表示。α-Fe 是体心立方点阵， 其溶碳量极少(0.006～0.0218％C)。
含碳量＜ 0.2% －马氏体呈体心立方结构 ( 低碳
压应力→阻止马氏体形成→Ms点↓
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塑性变形
在 Ms 点以上一定的温度范围内进行塑性形 变会促使奥氏体在形变温度下发生马氏体转变， 这种因形变而促成的马氏体又称为应变诱发马 氏体。 产生应变诱发马氏体的温度有一个最高限， 称为Md点。 Md的物理意义：获得应变诱发马氏体的最高 温度。若在高于 Md 点的温度对奥氏体进行塑性 变形，就会失去诱发马氏体转变的作用。
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在Md～MS之间对奥氏体塑性变形 塑性变形↑→MS点↑→形变诱发M量↑→对随后冷 却发生的M转变有抑制作用 当形变度为 72 ％时→奥氏体完全稳定化→马氏体 转变几乎被完全抑制 在Md点以上对奥氏体进行塑性形变 虽不能诱发形成马氏体，但对随后冷却时的马 氏体转变发生影响。其一般规律是少量的塑性形 变能促进随后冷却时的马氏体转变 ( 使 Ms 点提高 ) ， 而超过一定限度的塑性形变则起着相反的作用， 甚至使奥氏体完全稳定化。
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惯习面通常以母相的晶面指数表示，常见的有三 种：｛111｝γ，｛225｝γ和｛259｝γ。
钢中马氏体的惯习面随碳含量及形成温度不 同而异。含碳量小于0.6％→｛111｝γ， 含碳量在0.6～1.4％之间→｛225｝γ， 含碳量高于1.4％→｛259｝γ。 随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指 数变化的趋势。所以，同一成分的钢也可能出现 两种惯习面的马氏体，如先形成的马氏体惯习面 为 ｛ 225 ｝ γ ， 而 后 形 成 的 马 氏 体 的 惯 习 面 为 ｛259｝γ。由于马氏体的惯习面不同，将会带来 马氏体组织形态上的变异。
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图5.18 马氏体等温转变IT图
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3 ）随转变温度的降低， 开始时转变速率增大， 且孕育期减少，但到 达某一转变温度后转 变速率反而减慢，且 孕育期增长。 4 ）在任一温度下等温， 马氏体转变都不能进 行到底。 图5.18 马氏体等温转变IT图
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3 爆发式转变 条件：
Ms 点的物理意义： Ms 点是开始发生马氏体转变的温 度。奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需要的 最小驱动力值时的温度。
(1)奥氏体的化学成分
(a) 碳含量
C ％↑→A强度↑→通过 切变转变成M愈困难→需 要相变推动力↑(过冷度 ↑) →Ms↓
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图5. 15 碳含量对碳钢 MS、Mf点的影响