《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

2、关系不符合4-1式反常低(Mn钢)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

3、，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}

4、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

5、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→

6、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）

7、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

8、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；