固态相变-第三章[精选].ppt

虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结 论，但至少表明尚存有不同的观点. 马氏体相变不是“完全”无扩散过程，间隙原子（离子）可 能扩散，这种扩散并不是马氏体相变的主要或必需的过程 徐提出了一个对M简单的定义“替换（置换）原子无扩散切变 （原子沿相界面做协作运动），使其形状改变的相变” Fe-31%Ni-0.01%C合金经奥氏体化后先冷至一定温度使其形成57％的马氏体，然后再升至不同温度，等温停留不同时间后冷却，所测得的等温停留时间对θ的影响。 等温停留温度越高，热稳定化速度越快，能够达到的最大的稳定化程度就越低(θ越小)； 不论在哪个温度等温停留，热稳定化程度均随等温时间先增后减。当减到某一数值后不再减小，达到稳定值。 2. 机械稳定化 在Md以上，对A进行塑性变形，当形变量足够大时，可引起A稳定化. 这种稳定化称为机械稳定化. 即M相变困难，MS点降低，残余A增多. 在Md以下，对A进行塑性变形，可以诱发M相变，使未转变的A发生相硬化，从而使残余A机械稳定化. 原因：由于塑性变形引入奥氏体晶体的各种缺陷阻止马氏体核的长大 引起热稳定化的必要条件时：碳和氮的存在。 研究证实同一合金中有碳和氮存在时有热稳定化现象，如去除碳和氮，就不再出现热稳定化现象。 热稳定化机制：碳、氮原子在等温停留过程中进入位错形成Cottrell气团阻碍马氏体转变进行。—— 柯俊 MD 第六节 马氏体的性能 P233 一. 马氏体的硬度(强度) 1. 马氏体的硬度 马氏体的硬度决定于马氏体的含碳量。 由图可见: 曲线1即为完全淬火高于Accm AC3后所得的硬度曲线 当C量低时，淬火后马氏体的硬度随碳量增加而升高；当C量高时，Mf已在0℃以下，淬火后得到M+A双相组织。故随C量增高，A量增加，由于A硬度低，硬度反而下降. 曲线2，高于AC1的不完全淬火 所得马氏体中碳含量即为该温度下A的饱和C浓度，温度不变时均相同，故随碳含量增高，硬度基本不变，必须采用完全淬火并进行冷处理，使奥氏体全部转化为马氏体。 曲线3所得即为马氏体硬度和碳含量关系。 由此可以得出结论: 马氏体硬度随碳含量增加而显著升高, 但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势下降. AR 2. 马氏体高硬度(高强度)的本质 (1) 相变强化 马氏体相变造成大量位错、孪晶或层错，这些缺陷的增加， 使马氏体强度提高147?186 MPa. (2) 时效强化 室温下碳原子即可通过产生偏聚而引起时效强化. 碳含量越高，偏聚越多，强度提高越多. 见图曲线2. (3) 固溶强化 当碳量小于0.4%时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴伸长，长轴缩短，发生不对称畸变，并形成强烈应力场，阻止位错运动,从而使强度上升。 当固溶的C接近0.4%时，强度提高约700 MPa. 当碳量大于0.4%时，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应.见图中曲线1. (4) 其他强化因素 a) 亚结构 当碳含量小于0.3%时，由于位错强化，使强度与C含量呈直线关系 (见图);当碳含量大于0.3%时，出现孪晶，使硬度的增长偏离直线，说 明孪晶有一附加强化机制. 碳含量相同时， 孪晶马氏体强度高于位错 马氏体. b) 奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒愈小，马氏体板条束越细， 强度越高. 并有下列关系式: ?0.2 = 608 + 69 dA-1/2 ?0.2 = 449 + 60 dM-1/2 其中: dA为A晶粒直径(mm)；dM 为M板条束直径(mm);? 0.2单位为MPa. 综上所述：碳钢中的马氏体主要是以固溶强化达到高硬度(高强度)的. 二. 马氏体韧性 当碳含量小于0.4%时，马氏体具有高韧性；当碳含量大 于0.4%时，马氏体韧性很低。 当强度相同时，位错马氏体韧性远高于孪晶马氏体(前者 有较多滑移系便于开动位错). 三. 马氏体的物理性能 钢中马氏体具有铁磁性和高的矫顽力, 其比容与奥氏体的 比容相差很大. 四. 高碳马氏体的显微裂纹 马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体晶界相撞时 可形成很大的应力集中，加之高碳马氏体本身很脆，故在 撞击时极易产生裂纹. 这些裂纹虽很小， 但可成为疲劳裂 纹源而导致开裂. 1. 影响显微裂纹因素 以单位体积马氏体内出现显微裂纹的面积SV(mm2/mm3)作为形成显微 裂纹的敏感度. (1) 含碳量 当C1.4%时，随碳量增加，SV 急剧增加，因而此时生成的是细 而长的横贯A晶粒的{225}M，易受撞击而断裂. 当C1.4%时， 随碳量 增加，SV 反而下降，因此时生成短而宽的{259}M， 不易受撞击断裂. 通常马氏体中含碳量均低于1.4%，故为降低SV，应尽可能降低含碳量. (2) A晶粒大小 奥氏体晶粒越大，