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钢的热处理原理
钢的热处理原理
第九章钢的热处理原理
内容提要:
热处理是改善金属材料的使用性能和加工性能的一种非常重要的工艺方法。
在机械工业中,绝大部分重要的机件都必须经过热处理。
热处理是将固态金属或合金在一定介质中加热、保温和冷却,以改变其整体或表面组织,从而获得所需性能的一种工艺。
根据热处理后所要求的性能的不同,热处理的类型有多种多样,但所有的热处理工艺都包括加热、保温和冷却三个阶段。
根据热处理时加热和冷却的规范及组织性能变化的特点,热处理可分为普通热处理、表面热处理、化学热处理、可控气氛热处理、真空热处理和变形热处理等。
基本要求:
(1)掌握钢在加热和冷却时的转变——奥氏体、珠光体、马氏体、贝氏体转变的特点、三种组织形态及性能及影响因素。
(2)掌握淬火钢回火的组织转变过程和与之相对应的基本组织;掌握并区分相似名称的各种显微组织(如淬火马氏体和回火马氏体;奥氏体、过冷奥氏体和残余奥氏体;索氏体和回火索氏体;屈氏体和回火屈氏体。
第一节概述
1热处理的作用
热处理是改善金属材料的使用性能和加工性能的一种非常重要的工艺方法。
在机械工业中,绝大部分重要的机件都必须经过热处理。
热处理是将固态金属或合金在一定介质中加热、保温和冷却,以改变其整体或表面组织,从而获得所需性能的一种工艺。
1热处理与相图
金属材料的特点之一是可以用热处理方法较大幅度地调整与改变其性能,这是由于金属材料在加热与冷却过程中内部组织结构发生了各种类型的变化的缘故。
为了使钢件在热处理后获得所需要的性能,大多数热处理工艺(如淬火、正火和普通退火等)都要将钢件加热到高于临界点温度,以获得全部或部分奥氏体组织并使之均匀化,这个过程称为奥氏体化。
然后通过不同的冷却制度,使奥氏体转变为不同的组织(包括平衡组织与不平衡组织),从而获得所需的性能。
亚共析钢、过共析钢的奥氏体形成,以及先共析铁素体或二次渗碳体继续向奥氏体转变或溶解的过程,只有加热温度超过A(亚共析钢)或A(过共析钢)后,才能全部转变或3cm
溶入奥氏体。
特别地,对过共析钢,在加热到A以上全部得到奥氏体时,因为温度较高,cm
且含碳量多,使所得的奥氏体晶粒明显粗大。
应该指出,在Fe-FeC相图中A、A、A是平衡时的相变温度(称为临界点),在实际生313cm
产中加热速度比较快,相变是在不平衡的条件下进行的,因此相变点要比相图中所示的相变温度高一些,分别以A、A、A表示,理论相变温度和实际相变温度之间的差值称为过热c1c3ccm
度;同理,冷却时相变的临界点分别以A、A、A表示,其差值称为过冷度。
实际生产中相r1r3rcm
变的临界温度不是固定不变的,它随着加热和冷却速度的不同而变化。
3固态相变的特点
3.1相变阻力大
3.2新相晶核和母相之间存在一定晶体学位向关系
3.3母相晶体缺陷对相变起促进作用
3.4易于出现过度相
4固态相变的类型
扩散型相变、非扩散型相变、过渡型相变。
1
第二节钢在加热时的转变
1共析钢奥氏体的形成过程
钢在加热时奥氏体的形成过程是一个新相的形核、长大和均匀化的过程。
以共析钢为例,根据Fe-Fe3C相图,加热前的原始组织为珠光体(即铁素体和渗碳体形成的机械混合物)。
当加热到A1以上温度后,珠光体向奥氏体转变,转变包括以下四个基本的过程:
1)奥氏体晶核的形成当钢加热到A1以上温度时,珠光体处于不稳定状态。
首先,在铁素体与渗碳体的交界处产生奥氏体晶核,这是由于F/Fe3C相界面上原子排列不规则以及碳浓度不均匀,为优先形核提供了有利条件,既有利于铁的晶格由体心立方变为面心立方,又有利于Fe3C的溶解及碳向新生相的扩散。
2)奥氏体晶核的长大也就是体心立方的铁向面心立方的铁的连续转变和Fe3C向奥氏体的不断溶解。
通过碳原子的扩散,奥氏体的晶核从F/Fe3C相界面向两边长大。
3)剩余渗碳体的溶解实验表明,在奥氏体长大的过程中,铁素体比渗碳体先消失,因此奥氏体形成之后还有残余渗碳体不断溶入奥氏体,直到渗碳体全部消失。
4)奥氏体的均匀化剩余渗碳体完全溶解后,奥氏体中碳的浓度仍不均匀。
原先是渗碳体的地方碳浓度较高;原先是铁素体的地方碳浓度较低,继续保温,通过扩散使奥氏体中含碳量逐渐均匀化,最终得到细小均匀的奥氏体。
2影响奥氏体形成速度的因素
2.1加热温度和保温时间
奥氏体的形成需要孕育期,温度越高,孕育期越短。
2.2原始组织的影响
原始组织为片状珠光体时,其片层越细,越易形核,晶核长大速度越快,加快奥氏体的形成。
2.3化学成分的影响
?
碳:
含碳量高,奥氏体的形核率和长大速度越大。
?
合金元素:
不影响珠光体转变奥氏体机制。
影响碳化物稳定性。
影响碳在奥氏体中的扩散系数,强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低碳在奥氏体中的扩散系数;非强碳化物形成元素Co、Ni等提高碳在奥氏体中的扩散系数。
3奥氏体晶粒大小及其影响因素
3.1奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示,通常分8级评定,1级最粗,8级最细。
若晶粒度在10以上则称“超细晶粒”。
晶粒度级别与晶粒大小的关系为:
N-1n=2
式中,n—放大100倍视野中单位面积内晶粒个数(个/平方英寸,1平方英寸=6.45平方厘米);
N—晶粒度级别。
奥氏体晶粒度有三种,即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。
实际晶粒度:
经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。
起始晶粒度:
奥氏体形成刚结束,其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。
本质晶粒度:
根据标准试验方法(YB27—64),经930?
?
10?
,保温3~8小时后测得奥氏体晶粒大小。
原冶金部标准YB27—64规定:
晶粒度大小在5~8级为本质细晶粒钢,1~4级为本质粗晶粒钢。
本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向,是实际晶粒度的特殊情况。
3.2影响奥氏体晶粒长大的因素
影响奥氏体晶粒长大的因素很多,主要有以下几点因素:
?
加热温度和保温时间:
加热温度越高、保温时间越长,形核率I越大,长大速度G越
2
大,奥氏体晶界迁移速度越大,其晶粒越粗大。
(温度升高,形核率增加,σ增加,r降低,σ/r增加,G′增大)
?
加热速度:
加热速度快,奥氏体实际形成温度高,形核率增高,由于时间短奥氏体晶粒来不及长大,可获得细小的起始晶粒度。
?
合金元素:
?
C%的影响。
C%高,C在奥氏体中的扩散速度以及Fe的自扩散速度均增加,奥氏体晶粒长大倾向增加,但C%超过一定量时,由于形成Fe3C?
,阻碍奥氏体晶粒长大。
?
合金元素影响。
强碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔点较高,它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大;非碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。
?
钢的原始组织的影响:
钢的原始组织越细,碳化物的弥散度越大,奥氏体晶粒越小。
第二节钢在冷却时的转变
1概述
钢的常温性能不仅与加热时获得的奥氏体晶粒大小、化学成分均匀程度有关,更与奥氏体冷却转变后的最终组织有关。
奥氏体化后的冷却方式有两种:
一种是将奥氏体化后的钢急冷到A以下某一温度,在此温度进行保温,使之发生组织转变,再冷到室温,称为等温冷1
却;另一种是将奥氏体化后的钢以某种速度连续冷却,使其在临界点以下的不同温度下转变,称为连续冷却。
无论采用何种冷却方式,关键是奥氏体在什么温度下进行组织转变。
2过冷奥氏体等温转变冷却图
过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据,是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。
2.1过冷奥氏体等温转变图的建立
膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。
2.2奥氏体等温转变图的基本类型
奥氏体等温转变图的形状象英文字母C,因此称“C”曲线或“TTT”图。
“C”曲线有三个转变区(即珠光体、贝氏体和马氏体转变区);五条线(即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、Ms和Mf)。
A1线以上奥氏体稳定存在;以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥氏体。
第一条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)开始线,第二条“C”曲线为奥氏体转变(P、B)终了线;Ms为马氏体转变开始线,Mf为马氏体转变终了线。
“C”曲线类型线共六种,它们分别为:
?
单一的“C”形曲线(B、P区重合):
碳钢(亚共析钢、共析钢及过共析钢)、含Si、Ni、Cu、Co钢等。
?
双“C”形曲线:
加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合金元素,或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。
随着合金元素的增加,珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。
并且使珠光体转变速度减慢,对贝氏体转变速度影响较小。
?
双“C”形曲线:
加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合金元素,或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。
随着合金元素的增加,共析钢“C”曲线珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。
并且使贝氏体转变速度减慢,对珠光体转变速度影响较小,合金元素的加入,使B、P转变的“C”曲线分离,分别使B、P转变的最小孕育期变长。
?
只有贝氏体转变的“C”曲线:
合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入,使扩散型的珠光体相变受到极大阻碍。
(贝氏体钢18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA)
?
只有珠光体转变的“C”曲线:
在中碳高Cr钢3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13等钢中出现。
?
在马氏体转变的Ms点以上整个温度区间不出现“C”曲线:
这类钢通常为奥氏体钢高
3
温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。
也可能有过剩碳化物的高温析出。
3影响因素
3.1化学成分:
(1)C%影响
随着奥氏体C%增加,过冷奥氏体稳定性提高,“C”曲线右移;当C%增加到共析成分,过冷奥氏体稳定性最高。
随着C%进一步增加,奥氏体稳定降低,“C”曲线反而左移。
同时C%越高,Ms点越低。
非共析钢由于有先析相析出,使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加,过冷奥氏体稳定性降低,珠光体转变的孕育期减小,“C”曲线左移。
亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加,先析铁素体形核率下降导致先析铁素体含量降低,过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低,过冷奥氏体稳定性提高,珠光体转变孕育期增加,“C”曲线右移。
过共析钢完全奥氏体化后随着C%增加,先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加,过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位增加,过冷奥氏体稳定性降低,珠光体转变孕育期减少,“C”曲线左移。
(2)合金元素影响
合金元素只有溶入到奥氏体中,才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。
总体上讲,除Co、Al外,所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性,使“C”曲线右移。
非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C”曲线位置;碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲线右移,又使其形状分成上下两部分。
3.2奥氏体晶粒尺寸:
奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关,加热温度高保温时间长,奥氏体晶粒粗大,成分均匀性提高,奥氏体稳定性增加,“C”曲线右移。
反之“C”曲线左移。
3.3原始组织:
钢的原始组织越细小,单位体积内晶界越多,过冷奥氏体转变的形核率越高,同时原始组织越细小有利于C原子扩散,奥氏体形成时达到均匀化时间短,相对长大时间长,相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高,“C”曲线右移。
3.4变形:
奥氏体比容最小,马氏体比容最大,奥氏体转变时体积膨胀,施加拉应力加速其转变,使“C”曲线左移,施加压应力不利其转变,使“C”曲线右移。
对奥氏体施以适当的塑性变形,使缺陷密度增加(加速原子扩散)或析出碳化物(奥氏体中C%降低),降低过冷奥氏体稳定性,使“C”曲线左移。
4珠光体相变
钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。
此外还有不常见的纤维状珠光体和针状珠光体等。
片状珠光体:
F和Fe3C层片相间的机械混合组织。
粒状珠光体:
Fe3C以粒状分布于F基体上形成的混合组织。
采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。
Fe3C的量由钢的C%决定;Fe3C的尺寸、形状由球化工艺决定。
片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示,相邻两片Fe3C(或F)的平均距离S0称珠光体的片层间距。
珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体晶粒。
一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。
4.1片状珠光体的形成、组织与性能
?
珠光体分类
根据珠光体片层间距S0的大小,可将珠光体分为三类:
珠光体:
用P表示;S0=1500~4500.。
光镜下观察到F与Fe3C呈层片状。
索氏体:
用S表示;S0=800~1500.。
光镜下难以区分F与Fe3C呈层片状,电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。
屈氏体:
用T表示;是极细的珠光体。
S0=300~800.。
光镜下无法分辨F与Fe3C的层片(呈黑球状),电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。
珠光体片层间距S0的大小,取决于过
4
冷度ΔT而与原奥氏体晶粒尺寸大小无关。
S0大小变化的原因:
(1)珠光体形成在一个温度范围内进行,先冷却得到的珠光体由于形成温度高,C原子扩散速度快,扩散距离长,珠光体片层间距S0大。
(2)随着温度降低,后冷却得到的珠光体由于ΔT增大,ΔG增大,形核率增加并且C原子扩散速度和距离变小,使S0变小。
?
珠光体的晶体结构
片状珠光体是F和Fe3C层片相间的机械混合组织。
其中F的晶体结构为体心立方;Fe3C为复杂斜方结构。
在珠光体形成时,F与Fe3C具有两类确定的晶体学位向关系。
同时,先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。
?
珠光体的形成机制(以共析钢为例)
γ?
α+Fe3C
晶体结构:
面心立方体心立方复杂斜方
C%:
0.77%0.0218%6.67%
形核:
(1)奥氏体晶界;
(2)奥氏体晶内(奥氏体晶内有不均匀或未溶Fe3C时)。
满足
(1)能量起伏;
(2)结构起伏;(3)成分起伏三个条件。
关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论,现在认为都有可能成为领先相。
长大:
以Fe3C为领先相讨论,当珠光体晶核在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时,过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,
(1)由于过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,导致C原子扩散,C原子扩散破坏该温度下的C浓度平衡,为了恢复平衡,与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出C使碳浓度升高到C1,与Fe3C相接的奥氏体形成Fe3C使碳浓度降低到C2,其结果导致C原子扩散再次发生。
如此反复,珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。
(2)远离珠光体晶核的奥氏体,其含碳量Cγ为共析成分的含碳量,因为有C2?
Cγ?
C1,所以,远离珠光体晶核的奥氏体中的C原子向与Fe3C相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的Fe3C;而与F相接的奥氏体中的C原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F。
(3)在已形成的珠光体中,与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相接铁素体中扩散。
(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面,形成一定的晶体学位向关系,另一端(可动)长入奥氏体晶内,完成纵向长大。
(5)为了减少应变能,珠光体呈片状,C原子扩散路程短,有利于扩散。
(6)Fe原子自扩散完成晶格改组。
横向长大:
奥氏体晶核内形成一片Fe3C,立刻就有两边F相连,搭桥机制。
珠光体分枝长大:
(反常长大)正常的片状珠光体形成时,铁素体与渗碳体是交替配合长大的,但在某些情况下,铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。
(1)在位错区域形核长大多个Fe3C,成长过程中分枝长大;
(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。
这两个原因导致珠光体反常长大。
?
珠光体的机械性能取决于
(1)层片间距S0;
(2)珠光体团尺寸;(3)F亚结构。
S0减小,相界面增多,相界面阻碍位错运动的能力增加,变形抗力提高,强度提高;另外S0减小,Fe3C变薄,易弯曲和滑移使塑性提高。
珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小,单位体积内片层排列方向增多,应力集中可能性降低,导致强度和塑性提高;反之强度和塑性降低。
铁素体亚结构为位错,亚结构尺寸越细,位错的量越多,受Fe3C阻碍变形抗力越高,强度越高。
4.2粒状珠光体的形成、组织与性能
5
片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C,从能量考虑,Fe3C球化是一个自发过程,根据胶态平衡理论,第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关,曲率半径越小,其溶解度越高,片状Fe3C的尖角处溶解度高于平面处的溶解度,使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度,引起碳的扩散。
扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡,为了恢复平衡,Fe3C尖角处将进一步溶解,Fe3C平面将向外长大,如此不断进行,最终形成了各处曲率半径相近的粒状Fe3C。
片状Fe3C的断裂与其内部的晶体缺陷有关,若Fe3C片内存在亚晶界,将在亚晶界面上产生一界面张力,从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽,沟槽两侧将成为曲面,与平面相比具有较小的曲率半径,因此溶解度较高,曲面处的Fe3C溶解而使曲率半径增大,破坏了界面张力平衡。
为了恢复平衡,沟槽进一步加深。
如此循环直至Fe3C片溶穿。
在A1温度以下片状Fe3C的球化是通过Fe3C片的破裂,断开而逐渐球化的。
(1)奥氏体化温度较低,保温时间很短,奥氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区;
(2)珠光体转变的等温温度较高,等温时间足够长,或冷却速度缓慢(3)热处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。
粒状珠光体性能:
同一成分钢,P粒相界面P片少,强度低;塑性好是因为F呈连续分布,Fe3C颗粒分布在F基体上,对位错阻碍作用小。
因此P粒表现出
(1)切削加工性能好;
(2)冷塑性变形性能好;(3)加热时变形或开裂倾向小。
4.3伪共析组织
亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出,在非共析钢成分下析出的共析组织(F+Fe3C)成为伪共析组织。
5马氏体相变
钢经奥氏体化后快冷,抑制了扩散相变,在较低温度下发生无扩散相变转变为马氏体,是热处理强化的主要手段,对工业生产有十分重要的意义;除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变;(4)马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。
5.1马氏体的晶体结构、组织与性能
?
马氏体的晶体结构
马氏体是C在α-Fe中的过饱和间隙式固溶体。
具有体心立方点阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。
?
马氏体的点阵常数与C%的关系
室温下马氏体的点阵常数与C%的关系由X-ray测得:
c=a0+αρ
a=a0-βρ式9-1
随C%提高,马氏体点阵常数c增大,a减小,正方度c/a增大。
?
马氏体的点阵结构及畸变
马氏体为C在α-Fe中的过饱和固溶体。
C原子处于Fe原子组成的扁八面体间隙中心,此间隙在短轴方向的半径为0.19.,碳原子半径为0.77.,室温下C在α-Fe中的溶解度为0.006%,但钢中马氏体的含碳量远远此数。
C原子的溶入α-Fe后使体心立方变成体心正方,并造成α-Fe非对称畸变,这个畸变可视为一个强烈应力场,C原子位于此应力场中心。
?
新生马氏体异常正方度
实验证明,许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式
6
9-1不符,与式(9-1)比较c/a相当低称异常低正方度(Mn钢);其点阵是体心正交的(a?
b?
c,a、b轴缩短c轴伸长),与式(9-1)比较c/a相当高称异常高正方度(Al钢、高Ni钢);其点阵是体心正方的(a=b?
c,a、b轴伸长c轴缩短)。
当温度恢复到室温,正方度又恢复到接近式(12-1)的正方度。
C%增加,正方度偏差增加。
?
产生异常正方度的原理
若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等,即C原子为无序分布时,马氏体应为体心立方结构;实际上马氏体为体心正方结构,则C原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等,表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。
研究表明,C原子是优先占据第三亚点阵的。
但是C原子全部占据第三亚点阵时与式(9-1)的测量结果也不吻合。
而与80%C原子优先占据第三亚点阵,20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合,即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。
因此:
具有异常低正方度的新生马氏体,是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果,而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时,出现a?
b的正交点阵。
温度回升到室温,C原子重新分布,有序度增加,正方度升高。
具有异常高正方度的新生马氏体,其C原子接近全部占据第三亚点阵。
但计算表明,即使C原子全部占据第三亚点阵,马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度,所以有人认为,Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。
?
马氏体的组织形态
?
板条马氏体
常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。
其显微组织是由许多成群的板条组成,称板条马氏体。
亚结构为位错,也称位错马氏体。
显微结构:
一个原奥氏体晶粒内可以有3~5个马氏体板条束,一个板条束内又可以分成几个平行的板条块;板条块间成大角晶界,块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行;每个板条块由若干个板条单晶组成,板条单晶的尺寸约为0.5×5.0×20μm。
即:
板条单晶?
板条块?
板条束?
马氏体晶粒。
稠密的板条单晶之间夹着高度变形的、非常稳定的、厚度约200.的残余奥氏体。
亚结构:
高密度位错(0.3~0.9×1012个),局部也有少量的孪晶。
位向关系:
在一个板条束内,马氏体惯习面接近{111}γ;马氏体和奥氏体符合介于K-S关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多;符合K-S关系和西山(N)关系的较少,在一个板条束内,存在几种位向关系的原因尚不清楚。
与C%的关系:
马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。
对于碳钢:
C%,0.3%时,板条束和板条块比较清楚;0.3%,C%,0.5%时,板条束清楚而板条块不清楚;0.6%,C%,0.8%时,无法辨认板条束和板条块,板条混杂生长,板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。
与奥氏体晶粒的关系:
试验表明,奥氏体晶粒越大,板条束越大,而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基本不变,奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。
与冷却速度的关系:
冷却速度越大,板条束和块宽同时减小,组织变细,因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。
?
片状马氏体
常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。
空间形态呈凸透镜片形状,称透镜片状马氏体或片状马氏体,试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状,又称针状马氏体或竹叶状马氏体,亚结构为孪晶,也称孪晶马氏体。
显微结构:
马氏体片间相互不平行,先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒,将奥氏体晶粒分成两部分,使后形成的马氏体片大小受到限制,因此马氏体片的大小不同。
亚结构:
孪晶,孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相变孪晶区,
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其形成原因目前尚不清楚)。
孪晶间距约为50.,一般不扩展到马氏体的边界,马氏体片的边界为复杂的位错;也有的片状马氏体无中脊。
位向关系:
片状马氏体惯习面接近{225}γ或{259}γ;马氏体和奥氏体符合K-S关系或西山(N)关系。
与C%的关系:
片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。
对于碳钢:
C%,0.3%时,板条马氏体;0.3%,C%,1.0%时,板条马氏体和片状马氏体混合组织;1.0%时,C%时,全部为片状马氏体组织。
并且随着C%增加,残余奥氏体的含量逐渐增加
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