相变原理chapter 34

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四. 其它形态的马氏体最初在Fe 30Ni合金冷至 10℃时发现的 Fe时发现的, 1. 蝶状马氏体 最初在Fe-30Ni合金冷至 -10℃时发现的, Fe-31Ni和Fe-29Ni-0.26C合金冷至 60℃时也被发现 Fe-31Ni和Fe-29Ni-0.26C合金冷至 0 ~ -60℃时也被发现 立体形状是具有蝴蝶形断面的细长条片 故称为蝶状M 细长条片， 立体形状是具有蝴蝶形断面的细长条片，故称为蝶状M 断面上两翼接合部分很象片状M的中脊，向两侧长成位向不同的两片M 断面上两翼接合部分很象片状M的中脊，向两侧长成位向不同的两片M 呈孪晶关系) 但其内部未发现孪晶，而是高密度的位错 高密度的位错。 (呈孪晶关系) 。但其内部未发现孪晶，而是高密度的位错。 与母相的位向关系大体上符合K 关系。 与母相的位向关系大体上符合K-S关系。

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蝶状M是介于板条状M与片状M之间的一种特异形态。 蝶状M是介于板条状M与片状M之间的一种特异形态。 薄片状M: 0℃的镍钢中发现的 2. 薄片状M: 在 Ms < 0℃的镍钢中发现的 立体形状为薄片状 立体形状为薄片状 金相观察为很细的带状 具有相互交叉、分枝、 具有相互交叉、分枝、曲折等特异形态 亚结构全部是由{112} 亚结构全部是由{112}M孪晶组成 与片状M不同， 与片状M不同， 无中脊 马氏体: 3. ε-马氏体: 与前述的体心立方或体心正方 结构的M (α 不同，具有密排六方结构 结构的M (α´) 不同，具有密排六方结构 存在于Cr Ni(Mn)不锈钢和高锰钢 Cr存在于Cr-Ni(Mn)不锈钢和高锰钢 ε-M的形成是由于A层错能低的结果 的形成是由于A层错能低的结果 ε-M呈薄片状 沿母相{111} 沿母相{111}γ 晶面形成 亚结构为大量层错

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影响M 五. 影响M形态的因素1. 化学成份 全部片状M C>1.0% 全部片状M 大部分为条状M C<0.3% 大部分为条状M 条状M+片状M M+片状 C: 0.3~1.0% 条状M+片状M

高碳钢在正常温度淬火时， 高碳钢在正常温度淬火时，由于未溶碳 化物质点的存在， 成分和结构不均匀， 化物质点的存在，A成分和结构不均匀， 获得的M极为细小， 获得的M极为细小，在光学金相显微镜 下无法分辨，称为隐晶 隐晶M 下无法分辨，称为隐晶M 隐晶M实质上是混合M 隐晶M实质上是混合M

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主要影响M 2. 温度 主要影响M形成时的变形方式或分切应力 高温: 点阵不变切变是滑移→位错M 高温: 点阵不变切变是滑移→位错M 低温: 点阵不变切变是孪生→孪晶M 低温: 点阵不变切变是孪生→孪晶M A和 3. A和M强度 Ms点 片状M Ms点 σsγ >206 MPa → {259}γ 片状M 板条M σsγ < 206 MPa → {111}γ 板条M 片状M 或{225}γ 片状M 板条M 强度都较低→ A和M强度都较低→ {111}γ 板条M 4. A层错能 A层错能 形成层错(层错能低时)→ )→形成六方结构 A形成层错(层错能低时)→形

成六方结构 过渡到M, 六方M和位错M (不形成孪晶 不形成孪晶M) →过渡到M, 六方M和位错M (不形成孪晶M) 控制M形态的因素: 孪晶↑ 控制M形态的因素: C↑→ σsγ↑ → T↓ → 孪晶↑ 惯习面: {111}γ or {557}γ → {225}γ → {259}γ or {3 10 15}γ 惯习面: 黑白差取决于碳化物析出数量和弥散度== M黑白差取决于碳化物析出数量和弥散度== 自回火情况

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§3.6 马氏体的性能马氏体的硬( 一. 马氏体的硬(强)化机理 相变强化: M相变的切变特性造成大量位错、孪晶及层错等缺陷, 相变的切变特性造成大量位错 1. 相变强化: M相变的切变特性造成大量位错、孪晶及层错等缺陷, 使M强化 固溶强化: (碳的过饱和 碳的过饱和) 2. 固溶强化: (碳的过饱和) 中的固溶强化效果比在A C在M中的固溶强化效果比在A中强 处于M中扁八面体中心, 造成不对称畸变 不对称畸变, C处于M中扁八面体中心, 造成不对称畸变, 形成一强应力场 此应力场与位错相互作用钉扎位错 强应力场, 形成一强应力场, 此应力场与位错相互作用钉扎位错 强化。 马氏体中C↑ 强化↑ C↑, →M强化。 马氏体中C↑,强化↑ 0.4%, %,强化效果变小 但C > 0.4%,强化效果变小 C原子靠得太近，应力场相互作用抵消了一部分 原子靠得太近， 合金元素在M中大部分以置换式溶入，对点阵引起的畸变不如C 合金元素在M中大部分以置换式溶入，对点阵引起的畸变不如C强 固溶强化效果较小。 固溶强化效果较小。 时效硬化: 3. 时效硬化: 钢淬火后在室温下保持时,发生M自回火, 原子在位错处偏聚或以 钢淬火后在室温下保持时,发生M自回火, 使C、N原子在位错处偏聚或以 碳化物的形式析出 的形式析出, 碳化物的形式析出, 导致钢的沉淀强化或时效强化

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4. 动态应变时效 加工硬化和时效同时进行 受力时C 原子进入位错(或钉扎位错), 受力时C和N原子进入位错(或钉扎位错), 使加工硬化加剧 M的强化主要依靠 的固溶强化, 的强化主要依靠C 低C M的强化主要依靠C的固溶强化, 淬火时 因自回火引起的时效强化亦有相当效果。 自回火引起的时效强化亦有相当效果。 亦有相当效果 马氏体中碳和合金元素含量↑ 固溶强化效果↑ 马氏体中碳和合金元素含量↑,固溶强化效果↑, 孪晶亚结构对强化的贡献↑ 孪晶亚结构对强化的贡献↑ 0.4%,往往呈脆性断裂，故所测得的并非σ %,往往呈脆性断裂 但C > 0.4%,往往呈脆性断裂，故所测得的并非σb, 而是断裂强度σ 而且C 而是断裂强度σf,而且C ↑, σf↓ M中溶有过饱和C强烈地削弱了铁原子的键合力。 中溶有过饱和C强烈地削弱了铁原子的键合力。

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形态与性能的关系(自学): 亚结构, A´ M大小 二. 形态与性能

的关系(自学): 亚结构, A´膜, M大小

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三. 物性 比容大→产生组织应力→ 比容大→产生组织应力→裂纹扩展 组织应力 铁磁性, 矫顽力高→硬磁材料(永久磁铁) 铁磁性, 矫顽力高→硬磁材料(永久磁铁) 定量分析

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§3.7 奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化是指奥氏体由于内部结构在外界条件的影响下发生了 奥氏体的稳定化是指奥氏体由于内部结构在外界条件的影响下发生了 奥氏体由于内部结构 的影响下 某种变化,而使其向马氏体转变呈现迟滞 迟滞的现象 某种变化,而使其向马氏体转变呈现迟滞的现象 奥氏体的稳定化分为: 热稳定化、 奥氏体的稳定化分为: 热稳定化、机械稳定化和化学稳定化 随等温停留时间的延长，滞后温度值↑→ ↑→M↓ A稳定程度 稳定程度↑ 随等温停留时间的延长，滞后温度值↑→M↓ → A稳定程度↑ 采用两种方法表示奥氏体的稳定化程度 滞后温度值θ来度量; 1). 以滞后温度值θ来度量; 2). 以残余奥氏体量的增值δ来度量。 残余奥氏体量的增值δ来度量。 奥氏体稳定化程度↑ θ或 δ 值↑→ 奥氏体稳定化程度↑

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奥氏体的热稳定化 热稳定化: 1. 奥氏体的热稳定化: 淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中中途停留引起的奥氏体稳定性提高， 缓慢冷却或在冷却过程中中途停留引起的奥氏体稳定性提高 淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中中途停留引起的奥氏体稳定性提高， 使马氏体转变滞后的现象 更加稳定, A´更加稳定, 产生的原因: 产生的原因: 不易形成M 不易形成M C、 原子钉扎住位错, 1) C、N原子钉扎住位错, 阻止半共格界面的移动 的强化, M相变的切变阻力 相变的切变阻力↑ →A´的强化, M相变的切变阻力↑ 破坏了M 2) 破坏了M的核胚 3) 松驰了有利 …… 此处隐藏：4827字，全部文档内容请下载后查看。喜欢就下载吧 ……