《马氏体转变 》ppt课件

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1、第四章钢的马氏体转变钢的主要强化手段产生M相变的工艺→淬火M相变的定义：凡是相变的基本特征属于切变共格型相变都称为M相变，产物称M，铜、钛合金中也存在M相变钢的M定义成分、热处理影响M形态、亚结构§1马氏体转变的晶体结构和特点一、晶体结构1、晶胞C可能所处的位置及分布：面心、棱边中点，即扁八面体中心分布不均匀80%位于Z轴扁八面体中心wc%>0.2%→体心正方正方度c/a：C%高→c/a大（线性关系4-1公式）2、晶格常数C%晶体结构<0.2bcc低碳钢0.2~0.9bct大多数钢>1.4Bcp(体心斜方)3、反常正方度反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符合4-1式反常低(Mn钢)

2、低温时a≠b（正交），碳在A中部分无序分布，∴c/a低室温时，碳在A中重新分布，有序度增加，c/a接近4-1公式。反常高(高Al钢)低温时，碳处于同一组空隙位置（完全有序状态）∴c/a高室温时，温度回升，碳无序分布，∴c/a下降二、马氏体转变的特点1、表面浮凸和切变共格共格界面上的原子为M和A两相共有Fe原子协调切变，相邻Fe原子位置保持不变切变推移小于一个原子间距界面共格→弹性应变能大当弹性应变超过弹性极限→共格关系破坏→M长大停止2、无扩散性-196℃仍有M转变发生在A与M中C%相同速度极快低碳钢M转变存在微量扩散特点，但以Fe的切变为主3、新/母相取向关系及惯习面（1）取向关系K-S

3、关系X射线极图测定→24种可能取向，常见形式。{011}α∥{111}γ<111>α∥<011>γ西山关系12种可能取向，一般工业用钢难见Fe-Ni合金及-70℃以下形成的M存在{011}α∥{111}γ<011>α∥<211>γG-T关系（与K-S关系比较）：{011}α∥{111}γ差1°<111>α∥<011>γ差2°K-S关系（2）惯习面（交界面、共格面）基本不畸变和转动以母相的晶面指数表示与C%和形成温度有关不同惯习面上形成的M形态不同存在原因无法解释Wc%<0.6%→{111}γWc%>1.4%→{259}γWc%居中→{225}γ四、转变不完全性M%是温度的函数，M增加是新形

4、成M的贡献，不需要孕育期等温M相变有时也会出现，但只形成少量M残余A转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不彻底改善措施→冷处理五、可逆性加热可以使M按照原来的路径转变为母相的现象有些Fe合金或非Fe合金中存在钢中一般观察不到（因为加热分解），加热极快有可能§2马氏体转变的切变模型一、Bain模型在A的八面体中心恰好存在bcc晶胞压缩A的Z轴、拉长X和Y轴，晶体结构即为M的bcc与K-S关系相符合C所处的位置被继承Fe原子通过简单、小距离切变可以实现晶格改组局限性：不能解释浮凸；惯习面；应变超过弹性范围二、K-S模型M（011）三层M（011）M中三层原子投影第一次切变第二次切变切变过程取向关

5、系明确转变前后相邻原子位置不变局限性：对{225}γ、{259}γ马氏体无法解释浮凸与实际不符合三、G-T模型第一次切变：接近{259}γ宏观变形(浮凸)→三菱结构（非M），它与M{112}α晶体结构相同第二次切变：在M{112}α面上[111]方向→体心正方→微观尺度、不均匀→产生滑移或孪生微调形成M结构与实验结果一致，可以解释浮凸、取向、亚结构C%<1.4的钢不适合四、K-N-V模型FCC某些不全位错→分解→形成层错→ε（六方点阵）核胚M在层错的二维核胚上形成层错处的堆垛与hcp相同→层错在相邻面上扩展和点阵微调→M实验结果得到验证：Cr-Ni不锈钢；高Mn钢；Fe-Ni-Mn钢§3M

6、的组织形态一、M的形态1、板条M（1）构成：板条：窄而细的单晶；基本单元；条/条之间小角度，平行成群分布；有残余A薄膜束：尺寸相近、平行、成群分布的板条群，它们的惯习面指数相同（4个方向对应于4个{111}γ）。束/束之间大角度。块：在一个束中黑白相间的板条，有时不存在。惯习面指数、与母相取向关系相同的板条构成。块/块之间大角度。（2）亚结构：位错，又称位错M（3）晶体学取向：K-S（4）惯习面：{111}γ、{225}γ（5）形成温度高，又称高温M（6）含碳%低，又称低碳M（7）A化温度（晶粒大小）对板条宽度影响不大；但对束尺寸有影响（8）板条各自单独形核，随后长大合并2、片（针）状M形

7、貌：立体为透镜状、相互不平行，中间分布残余A。形成时容易产生撞击，故韧性差。亚结构：中脊→孪晶（形成温度越低此区大）、边缘→少量位错。又称孪晶M取向及惯习面：K-S；{259}γ、{225}γ形成温度低，又称低温M碳%高，又称高碳M3、其他形态M蝶状M（Fe-Ni合金）立体V型柱状，断面蝶状。两翼为取向不同的片状M，两片之间呈孪晶关系。片状M中是高密度位错K-S形成温度在上者之间3、其他形态M薄片M（Ni钢）立体：薄片；