第九章-5 马氏体(M)转变-2
工程材料第三章作业参考答案
1、解释下列名词：奥氏体化，过冷奥氏体，残余奥氏体；奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度、本质晶粒度。 答：奥氏体化：在临界点以上加热，目的是获得均匀的奥氏体组织，称为奥氏体化奥氏体化也是形核和长大的过程，分为四步：第一步奥氏体晶核形成、第二步奥氏体晶核长大、第三步残余Fe3C溶解、第四步奥氏体成分均匀化。 过冷奥氏体：处于临界点A1以下的奥氏体称过冷奥氏体。过冷奥氏体是非稳定组织，迟早要发生转变。随过冷度不同，过冷奥氏体将发生珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变三种类型转变。 残余奥氏体：即使冷却到Mf 点，也不可能获得100%的马氏体，总有部分奥氏体未能转变而残留下来，称残余奥氏体，用A’ 或g’ 表示。 奥氏体的起始晶粒度：奥氏体化刚结束时的晶粒度称起始晶粒度,此时晶粒细小均匀。 实际晶粒度：在给定温度下奥氏体的晶粒度称实际晶粒度。 本质晶粒度：加热时奥氏体晶粒的长大倾向称本质晶粒度。 2、过冷奥氏体转变时所形成的珠光体类、贝氏体类、马氏体类组织有哪几种 ? 它们在形成条件、组织形态和性能方面有何特点 ? 答：过冷奥氏体在 A1~ 550℃间将转变为珠光体类组织，为铁素体与渗碳体片层相间的机械混合物。根据片层厚薄不同,又细分为珠光体、索氏体和屈氏体。⑴珠光体：形成温度为A1-650℃，片层较厚，500倍光镜下可辨，用符号P表示。⑵索氏体：形成温度为650-600℃,片层较薄，800-1000倍光镜下可辨，用符号S 表示。⑶屈氏体：形成温度为600-550℃，片层极薄，电镜下可辨，用符号T 表示。珠光体、索氏体、屈氏体三种组织无本质区别，只是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。片间距越小，钢的强度、硬度越高，而塑性和韧性略有改善。 过冷奥氏体在550℃- 230℃ (Ms)间将转变为贝氏体类型组织，贝氏体用符号B表示。根据其组织形态不同，贝氏体又分为上贝氏体(B上)和下贝氏体(B下)。⑴上贝氏体形成温度为550-350℃。在光镜下呈羽毛状.在电镜下为不连续棒状的渗碳体分布于自奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体条之间。⑵下贝氏体形成温度为350℃-Ms。在光镜下呈竹叶状。在电镜下为细片状碳化物分布于铁素体针内，并与铁素体针长轴方向呈55-60o角。上贝氏体强度与塑性都较低，无实用价值。下贝氏体除了强度、硬度较高外，塑性、韧性也较好，即具有良好的综合力学性能，是生产上常用的强化组织之一。 当奥氏体过冷到Ms以下将转变为马氏体类型组织。马氏体的形态分板条和针状两类。⑴板条马氏体：立体形态为细长的扁棒状在光镜下板条马氏体为一束束的细条组织。每束内条与条之间尺寸大致相同并呈平行排列，一个奥氏体晶粒内可形成几个取向不同的马氏体束。在电镜下，板条内的亚结构主要是高密度的位错，r=1012/cm2,又称位错马氏体。⑵针状马氏体立体形态为双凸透镜形的片状。显微组织为针状。在电镜下，亚结构主要是孪晶，又称孪晶马氏体。高硬度是马氏体性能的主要特点。马氏体的硬度主要取决于其含碳量。含碳量增加，其硬度增加。 3、作图并说明共析碳钢 C 曲线上各个区、各条线以及临界冷却速度 V k 的物理意义。答：
比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同
试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同
一．组织形态： 1.珠光体： 珠光体的组织形态特征： 珠光体的典型组织特征是由一层铁素体和一层渗碳体交替平行堆叠而形成的双相组织。根据片层间距的不同，可将珠光体分为三种： 珠光体：S0=450-150nm，形成温度为A1－650℃，普通光学显微镜可以分辨。 索氏体：S0=150-80nm，形成温度为650－600℃，高倍光学显微镜可以分辨。 屈氏体：S0=80-30nm，形成温度为600－550℃，电子显微镜可以分辨。 铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为粒状珠光体。这种组织一般是通过球化退火或淬火后高温回火得到的。 在珠光体转变过程中，所形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一定的晶体学位向关系。珠光体中，铁素体与渗碳体之间存在一定的晶体学位向关系。 2.马氏体： 马氏体的组织形态： ○1.板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒部有几个（3－5个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条束有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶界；在一个板条块是若干个相互平行的马氏体板条，板条间是小角晶界。马氏体板条存在大量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结。板条状马氏体也称为位错型马氏体。 ○2.片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒部有许多相互有一定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸。 片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。 片状马氏体的部亚结构主要是孪晶。当碳含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孪晶区。 马氏体片形成时的相互撞击，马氏体片中存在大量的纤维裂纹。 3.贝氏体： 贝氏体的组织形态： ○1.上贝氏体 上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度围，中、高碳钢大约在350-550℃形成。为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物。多在奥氏体晶界形核，自晶界的一侧或两侧向晶长大，具有羽毛状特征。 上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度比板条马氏体低2－3个数量级，随形成温度降低，位错密度增大。随碳含量增加，上贝氏体中铁素体条增多、变薄，渗碳体数量增多、变细。随转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗碳体细化。上贝氏体中铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体。 ○2.下贝氏体 下贝氏体形成于贝氏体转变区较低温度围，中、高碳钢大约在350℃-Ms之间温度形成。
第三章 奥氏体在冷却时的转变
第六节钢在冷却时的转变 一、共析钢的过冷奥氏体转变 由铁碳相图可知，共析钢从奥氏体状态冷却到临界点A1点以下时将要发生珠光体转变。实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是立即开始的，在A1点以下未转变的奥氏体称为过冷奥氏体。 1．过冷奥氏体转变曲线 (1)过冷奥氏体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥氏体等温转变 动力学曲线，又称过冷奥氏体等温转变 等温图(又称TTT图或C曲线)。图中 左边的曲线是转变开始线，右边的曲线 是转变完了线。它的上部向A1线无限 趋近，它的下部与Ms线相交。Ms点是 奥氏体开始向马氏体转变的温度。由图 可以看出，过冷奥氏体开始转变需要经 过一段孕育期，在550～500℃等温时孕 育期最短，转变最快，称为C曲线的 “鼻子”。在鼻温以上的高温阶段，随过冷 度的增加，转变的孕育期缩短，转变加 快；在鼻温以下的中温阶段，随过冷度的 增加，转变的孕育期变长，转变变慢。这 是因为共析转变是扩散型相变，转变速 率是由相变驱动力和扩散系数D两个 因素综合决定的(参看第三节)。 过冷奥氏体在不同的温度区间会发 生三种不同的转变。在A1～500~C区间 发生珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～
Ms点区间发生贝氏体转变，产物是贝氏体(B)，硬度值较高在40～55HRC之间；在Ms点 以下将发生马氏体转变，得到马氏体(M)，马氏体的硬度很高，可达到60HRC以上。碳素 钢的贝氏体转变温度区间与珠光体、马氏体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。 一般认为过冷奥氏体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等几条大体平行的曲线(图中以虚线表示)。转变开始线、终止线与A。线、Ms线之间将等温转变图划分成几个区域，各个区域表示组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。从等温转变图右侧的纵坐标，还可以看出各温度下转变产物的硬度值。例如，过冷奥氏体在600~C进行等温转变，若等温时间只有1s，钢仍然处在过冷奥氏体状态；如果等温了3s，这时已有50％的奥氏体转变成珠光体，组织状态是奥氏体加珠光体各占50％；若在600~C等温7s以上，过冷奥氏体早已全部转变成珠光体，珠光体的硬度值是38HRC。如果在600~C等温3s后立即淬火，将得到50％马氏体加珠光体的组织。 (2)过冷奥氏体连续冷却转变曲线在绝大多数情况下奥氏体转变是在连续冷却的条件下进行的。如铸造、锻轧、焊接之后，一般都是采用在空气中冷却，或在坑中堆放冷却等连续冷却方式。从奥氏体状态经炉内冷却退火。或空气中冷却正火，或水中急冷淬火等热处理工艺也都是连续冷却过程。因此，研究过冷奥氏体连续冷却转变图(CCT图)，有更大的实际意义。实验测定的不同冷却条件下共析碳钢的CCT图如图10—39所示。由图可以看出，不同冷却速度下，过冷奥氏体开始转变的时间和温度不同，冷却速度越快，开始转变所需的时间越短，转变温度越低。图中还划出该钢的c曲线。与c曲线相比较，CCT图中同样性质的曲线(转变开始线，转变终了线)均位于C曲线的下方。在连续冷却条件下，共析碳钢不发生贝氏体转变。若冷却速度小于33．4~C．s叫(图中的曲线3)时，奥氏体将全部转变成珠光 一、
马氏体可逆转变和形状记忆效应
马氏体可逆转变和形状记忆效应 在马氏体相变热力学一节中已经讨论到马氏体相变具有可逆性，并将马氏体向高温上的转变称为逆转变或反相变。碳钢中的马氏体因其加热时极易分解，所以到目前为止尚未观直接察到它的逆转变。但在一系列铁合金和非铁合金的马氏体相变中均已观察到逆转变的存在，并且在逆转变中亦观察到了表面凹凸现象，凹凸的方向正好和正相变相反。已发现具有可逆马氏转变的合金有：Fe-Ni，Fe-Mn，Cu-Al，Cu-Au，In-Tl，Au-Cd，Ni-Ti等。这些合金中的马氏体可逆转变，按其特点不同，可分为热弹性马氏体的可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变两类。热弹性马氏体的可逆转变是近代发展形状记忆材料的基础。而非热弹性马氏体可逆转变则导致材料的相变冷作硬化，成为材料强化的途径之一。（一）马氏体可逆转变的特点 具有马氏体可逆转变的不同合金中，马氏体相变的热滞后现象有明显差异。例如，在Fe-Ni合金（以此作为非热弹性马氏体可逆转变的代表）中，A S较M S高420℃，Au-Cd 合金（以此作为热弹性马氏体可逆转变的代表）中A S比M S 仅高16℃，如图3-100所示。显然，这两种合金马氏体相变的驱动力差别很大，前者很大，后者很小。因此，它们的相变行为也有很大的差别。 1、共同特点
热弹性马氏体可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变的共同特点是急速加热和冷却都不能遏制转变的进行。在连续冷却时两种合金转变量随温度的变化都是连续的，即转变量是转变温度的函数，符合降温形成马氏体动力学的一般规律。 2、不同特点 主要表现在M S以下两种合金马氏体的长大方式有着明显的差别。 （1）非热弹性马氏体 在Fe-Ni合金中，连续冷却时新马氏体片不断形成，每一片都是突然出现，并迅速长大到极限尺寸。因此，相变速率是温度下降速率的函数，马氏体是由成核率及每一片马氏体长大后的大小来决定的，而和长大速度无关。因为Fe-Ni 合金马氏体相变驱动力很大，马氏体片长大速度极快。而马氏体在成核长大过程中，新相和母相必须保持共格关系，所以，当成长着的马氏体片周围的奥氏体，因马氏体片长大而产生塑性变形，在变形达到新相和母相的共格关系被破坏的程度时，片的长大便会停止。这时，若继续降低温度，虽然相变驱动力增大，但上述马氏体片因共格关系已被破坏，所以不再长大，只有在母相其他位置上出现新的符合相变热力学条件的马氏体核胚，长成新的马氏体。 （2）热弹性马氏体
马氏体转变的主要特征
马氏体转变的主要特征 马氏体转变是在低温下进行的一种转变。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也难以扩散。故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。这里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。 （一）马氏体转变的非恒温性 必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。也就是说马氏体转变有一上限温度。这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏 体点，用M S 表示。不同材料的M S 是不同的。当奥氏体被过冷到M S 点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图1所示。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图2所示，而与等温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已图1 马氏体等温转变曲线 图2 马氏体转变与温度的关系
不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用M f 表示（图 2）。如某钢的M S 高于室温而M f 低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到M f 点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。 对于某些M S 点低于0℃ 的Fe-Ni-C 等合金来说，当 过冷至M S 点以下时，马氏体 可能爆发形成，即最初形成 的马氏体有可能促发一定数 量的奥氏体转变为马氏体， 未转变的奥氏体样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图3所示。 也还有少数M S 点低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn ，Fe-Ni-Cr 以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C ”型曲线（图4），不同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。 （二）马氏体转变的切变共格与表 面浮凸现象 图3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系 图4 Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金 马氏体等温转变动力学
第三章 改变材料性能的主要途径
1.练习题 一、填空题 1.钢加热时奥氏体形成是由【A 晶核的形成】，【A 晶核的长大】，【剩余C Fe 3的溶解】和【A 成分的均匀化】四个基本过程所组成。 2.在过冷奥氏体等温转变产物中，珠光体与屈氏体的主要相同点是【都是由F 和C Fe 3组成的机械混合物】，不同点是【T 的片层间距比P 的片层间距小、强度硬度比P 高】 3.用光学显微镜观察，上贝氏体的组织特征呈【羽毛】状，而下贝氏体则呈【针】状。 4.与共析钢相比，非共析钢C 曲线的特征是【亚共析钢多一条铁素体析出线，过共析钢多一条渗碳体析出线】。 5.马氏体的显微组织形态主要有【板条状】、【针状】两种，其中【板条状】的韧性较好。 6.钢的淬透性越高，则其C 曲线的位置越【靠右】，说明临界冷却速度越【小】。 7.钢的热处理工艺是由【加热】、【保温】、【冷却】三个阶段组成。一般来讲，它不改变被处理工件的【形状】，但却改变其【组织与性能】。 8.利用C Fe Fe 3-相图确定钢完全退火的正常温度范围是【3Ac 以上20~30C 0】，它只适应于 【亚共析】钢。 9.球化退火的主要目的是【使P 中的C Fe 3球化，降低硬度，便于加工】，它主要适用于【高碳钢】。 10.钢的正常淬火温度范围，对亚共析钢是【3Ac 以上30~50C 0】，对过共析钢是【1Ac 以上30~50C 0 】。 11.当钢中发生奥氏体向马氏体的转变时，原奥氏体中碳含量越高，则Ms 点越【低】，转变后的残余奥氏体量就越【多】 12.在正常淬火温度下，碳素钢中共析钢的临界冷却速度比亚共析钢和过共析钢的临界冷却速度都 【小】。 13.钢热处理确定其加热温度的依据是【C Fe Fe 3-相图】。而确定过冷奥氏体冷却转变产物的依据是【C 曲线】 14.淬火钢进行回火的目的是【获得所要求的力学性能、消除内应力、稳定组织和尺寸】回火温度越高，钢的硬度越【低】 15.钢在回火时的组织转变过程是由【碳的偏聚】、【马氏体的分解】、【残余奥氏体的转变】和 【渗碳体的聚集长大和铁素体再结晶】。 16.化学热处理的基本过程包括【分解】、【吸收】和【扩散】三个阶段。 17.索氏体和火花索氏体在形态上的区别是【S 中C Fe 3呈片状，而回火S 中的C Fe 3呈粒状】，在性能上的区别是【在强度、硬度相同时，回火S 的塑性、韧性比正火S 的好】。 二、不定项选择题 1.钢在淬火后获得的马氏体组织的粗细主要取决于【b .奥氏体的实际晶粒度 d.奥氏体的最终晶粒度】 2.奥氏体向珠光体的转变是【a.扩散型转变 d.高温转变】 3.钢经调质处理后获得的组织是【c.回火索氏体】 4.过共析钢的正常淬火加热温度是【b.C A o c )50~30(1+】 5.影响碳钢淬火后残余奥氏体量的主要因素是【b.钢中奥氏体的碳含量 d.钢的淬火加热温度】 6.共析钢过冷奥氏体在550~350的温度区间等温转变时，所形成的组织是【c.上贝氏体】 7.若合金元素能使C 曲线右移，则钢的淬透性将【b.提高】 8.马氏体的硬度取决于【c.奥氏体的碳含量】 9.淬火时，零件易变形、干裂的形状可能有【b. 有尖角d.壁厚不均匀】 10.对形状复杂，截面变化大的钢件进行淬火时，应选用【a.高淬透性钢】 11.对形状复杂，截面变化大的零件进行淬火时，应采用【c.盐浴中淬火】 12.若要提高淬火时的淬硬层深度，应采取【a.选择高淬透性钢】
马氏体转变
马氏体转变 马氏体转变的发展过程 早在战国时代人们已经知道用淬火(即将钢加热到 高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高钢的硬度， 经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。 十九世纪末期，人们才知道钢在“加热和冷却”过 程中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的 变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的德 国冶金学家Adolph Martens 法国著名的冶金学家 Osmond 建议将钢经淬火所得高硬度相称为“马氏体” 并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 Martensite M—马氏体
十九世纪末到二十世纪初主要局限于研究钢中的马氏 体转变及转变所得产物—马氏体。 二十世纪三十年代，人们用X 射线结构分析的方法测 得钢中马氏体是碳溶于α-Fe 而形成的过饱和固溶体，马 氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳，因此，曾一度认 为“所谓马氏体即碳在α—Fe 中的过饱和固溶”。 曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同，是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程”。 四十年代前后，在Fe—Ni 、Fe—Mn 合金以及许多有 色金属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过 程中发生的马氏体转变；同时也观察到了在加热过程中所 发生的马氏体转变。由于这一新的发现，人们不得不把马 氏体的定义修定为：“在冷却过程中所发生马氏体转变所 得产物统称为马氏体”。
近年来，由于实验技 术的进一步发展，使人们 对马氏体的结构以及马转 变的特征又有了进一步的 了解，对许多现象的认识 也有了很大的进步，并因 此而推动了热处理新工艺 及新材料的发展，其中最 为脍炙人口的是在热弹性 马氏体基础上发展起来的 形状记忆合金。
马氏体转变
第四章马氏体转变 4-1 M转变的主要特征 1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性 实验依据 (1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同 (2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M (3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需 上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制 无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距 （b）在M转变前的原子的相对位置不变 （c）转变过程原子协同移动（军队式转变） 2．M转变的共格切变性 在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明： （1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变 均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似 （2）A/M界面为共格或半共格 （3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、 惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。以母相的晶面指数表示。M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如 马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。 位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有 定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。称之为M转变。其转变产物为M。 马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。 3 M相变属一级相变，有体积效应。（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。属于有核相变。 4 M转变动力学具有多样性，变温形成。等温形成，爆发形成等。 5 M转变具有不完全性。组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。 6 M的转变的可逆性，A M。As~~Af。As高于Ms，Au—ed，Ag—cu， As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。C。Fe—C合金未发现逆变。 7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。 4—2M的晶体结构 1M点阵常数。 早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式 A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe
马氏体转变及其应用
马氏体转变概述 摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。 1 马氏体转变的特点及定义 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
工程材料与成形技术基础第三章答案(机械工业出版社)
庞国星主编 工程材料作业第三章答案 3-1、比较下列名词 （2）比较索氏体和回火索氏体 , 马氏体和回火马氏体的主要区别。 正火组织：索氏体S:属于细珠光体， 其中渗碳体呈片状。回火组织,淬火后高温回火,碳化物从过饱和F中析出,称为回火索氏体S回，呈粒状渗碳体，塑、韧性更好 淬火组织:马氏体:过饱和F 回火组织:淬火后低温回火，碳化物开始从M中析出，成为M 回。保持高硬度，消除内应力，改善脆性。 3-2、判断下列说法是否正确： （1）钢在奥氏体化后，冷却时形成的组织主要取决于钢的加热温度。 错误，钢在奥氏体化后，冷却时形成的组织主要取决于钢的冷却速度。 （2）低碳钢与高碳钢工件为了便于切削加工，可预先进行球化退火。 错误，低碳钢工件为了便于切削加工，预先进行热处理应进行正火（提高硬度）或完全退火。而高碳钢工件则应进行球化退火（若网状渗碳体严重则在球化退火前增加一次正火），其目的都是为了将硬度调整到HB200左右并细化晶粒、均匀组织、消除网状渗碳体。 （3）钢的实际晶粒度主要取决于钢在加热后的冷却速度。 错误，钢的实际晶粒度主要取决于钢的加热温度。 （4）过冷奥氏体冷却速度快，钢冷却后的硬度越高 错误，钢的硬度主要取决于含碳量。 （5）钢中合金元素越多，钢淬火后的硬度越高 错误，钢的硬度主要取决于含碳量。 （6）同一钢种在相同加热条件下，水淬比油淬的淬透性好，小件比大件的淬透性好。 正确。同一钢种，其C曲线是一定的，因此，冷速快或工件小容易淬成马氏体。（7）钢经过淬火后是处于硬脆状态。 基本正确，低碳马氏体韧性要好些，而高碳马氏体硬而脆。 （8）冷却速度越快，马氏体的转变点Ms和Mf越低。 正确。 （9）淬火钢回火后的性能主要取决于回火后的冷却速度。 错误，淬火钢回火后的性能主要取决于回火温度。 （10）钢中的含碳量就等于马氏体的含碳量 错误，钢中的含碳量是否等于马氏体的含碳量，要看加热温度。完全奥氏体化时，钢的含碳量等于奥氏体含碳量，淬火后即为马氏体含碳量。如果是部分奥氏体化，钢的含碳量一部分溶入奥氏体，一部分是未溶碳化物，从而可以减轻马氏体因含碳量过高的脆性，也能细化晶粒，此时马氏体含碳量要低于钢的含糖碳量。 3-4、什么是钢的回火？钢的回火有哪些过程？。。。 淬火碳钢回火过程中的组织转变对于各种钢来说都有代表性。回火过程包括马氏体分解，碳化物的析出、转化、聚集和长大，铁素体回复和再结晶，残留奥氏体分解等四类
机械制造工艺学第三版王先逵第五章习题解答答案教学文稿
机械制造工艺学习题解答 第五章：机械加工表面质量及其控制（第3版P267） 5-1机械加工表面质量包括哪些具体内容？ 答：（P229）机械加工表面质量，其含义包括两个方面的内容：A．加工表面层的几何形貌，主要由以下几部分组成：⑴表面粗糙度； ⑵波纹度；⑶纹理方向；⑷表面缺陷。 B．表面层材料的力学物理性能和化学性能，主要反映在以下三个方面：⑴表面层金属冷作硬化；⑵表面层金属的金相组织变化；⑶表面层金属的残余应力。 5-2为什么机器零件一般总是从表面层开始破坏的？加工表面质量对机器使用性能有哪些影响？ 答：（P231）(1)由于表面是零件材料的边界，常常承受工作负荷所引起的最大应力和外界介质的侵蚀，表面上有着引起应力集中而导致破坏的微小缺陷，所以这些表面直接与机器零件的使用性能有关。(2)加工表面质量对机器的耐磨性、耐疲劳性、耐蚀性、零件配合质量都有影响。 5-3车削一铸铁零件的外圆表面，若进给量f=0.40mm/r，车刀刀尖圆弧半径re=3mm，试估算车削后的表面粗糙度。
5-6为什么提高砂轮速度能减小磨削表面的粗糙度数值，而提高工件速度却得到相反的结果？ 答：（P224）砂轮速度越高，单位时间内通过被磨表面的磨粒数就越多，工件材料来不及变形，因而工件表面粗糙度值越小。而工件速度增大，单位时间内通过被磨表面的磨粒数减少，塑性变形增加，表面粗糙度值将增大。 5-7为什么在切削加工中一般都会产生冷作硬化现象？ 答：（P240）机械加工过程中产生的塑性变形，使晶格扭曲、畸变，晶粒间产生滑移，晶粒被拉长，进一步变形受到阻碍，这些都会使表面层金属的硬度增加，统称为冷作硬化（或称为强化）。
比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同
比较马氏体贝氏体珠光体转变的异同 一．组织形态： 1.珠光体： 珠光体的组织形态特征： 珠光体的典型组织特征是由一层铁素体和一层渗碳体交替平行堆叠而形成的双相组织。根据片层间距的不同，可将珠光体分为三种： 珠光体：S0=450-150nm，形成温度为A1－650℃，普通光学显微镜可以分辨。 索氏体：S0=150-80nm，形成温度为650－600℃，高倍光学显微镜可以分辨。 屈氏体：S0=80-30nm，形成温度为600－550℃，电子显微镜可以分辨。 铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为粒状珠光体。这种组织一般是通过球化退火或淬火后高温回火得到的。 在珠光体转变过程中，所形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一定的晶体学位向关系。珠光体中，铁素体与渗碳体之间存在一定的晶体学位向关系。 2.马氏体： 马氏体的组织形态： ○1.板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有几个（3－5个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条，板条间是小角晶界。马氏体板条内存在大量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结。板条状马氏体也称为位错型马氏体。 ○2.片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸。 片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。 片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶。当碳含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孪晶区。 马氏体片形成时的相互撞击，马氏体片中存在大量的纤维裂纹。 3.贝氏体： 贝氏体的组织形态： ○1.上贝氏体 上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度范围，中、高碳钢大约在350-550℃形成。为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物。多在奥氏体晶界形核，自晶界的一侧或两侧向晶内长大，具有羽毛状特征。 上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度比板条马氏体低2－3个数量级，随形成温度降低，位错密度增大。随碳含量增加，上贝氏体中铁素体条增多、变薄，渗碳体数量增多、变细。随转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗碳体细化。上贝氏体中铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体。
马氏体转变动力学
马氏体转变动力学 马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。 （一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。其动力学特点为：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。 按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，相变驱动力很大，同时，马氏体长大过程中，其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒降低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关。马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。 降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M S以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称其为非热学性转变。 奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过M S点起作用，
在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。 冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。只要是在马氏体转变之前，无论是缓慢冷却或冷却中断，都会引起马氏体转变发生迟滞，导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。这种现象称为奥氏体稳定化。 影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。例如：化学成分对M S点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。 每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al 50 20 11 10 9 8 6 -3 -4 Aˊ量变化 (%) 可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。 其次，奥氏体化温度、冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响，可定性归纳于下表之中。 影响残余奥氏体量的各种因素 影响因素残余奥氏体多残余奥氏体少 含碳量高碳低碳 奥氏体温度高温低温 淬火冷却油冷水冷
比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同
试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变 的异同 一．组织形态： 1.珠光体： 珠光体的组织形态特征： 珠光体的典型组织特征是由一层铁素体和一层渗碳体交替平行堆叠而形成的双相组织。 根据片层间距的不同，可将珠光体分为三种： 珠光体：S0=450-150nm，形成温度为A1－650℃，普通光学显微镜可以分辨。 索氏体：S0=150-80nm，形成温度为650－600℃，高倍光学显微镜可以分辨。 屈氏体：S0=80-30nm，形成温度为600－550℃，电子显微镜可以分辨。 铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为粒状珠光体。这种组织一般是通过球化退火或淬火后高温回火得到的。 在珠光体转变过程中，所形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一定的晶体学位向关系。珠光体中，铁素体与渗碳体之间存在一定的晶体学位向关系。 2.马氏体： 马氏体的组织形态：
○1.板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下： 在一个原奥氏体晶粒内部有几个（3－5个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条，板条间是小角晶界。马氏体板条内存在大量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结。板条状马氏体也称为位错型马氏体。 ○2.片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下： 在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸。 片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。 片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶。当碳含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孪晶区。 马氏体片形成时的相互撞击，马氏体片中存在大量的纤维裂纹。 3.贝氏体： 贝氏体的组织形态：
马氏体转变的晶体学
马氏体转变的晶体学 （一）马氏体的晶体结构 1、马氏体的晶格类型 Fe-C 合金的马氏体是C 在中的过饱和间隙固溶体。X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵（点阵常数之间的关系为：a=b ≠c ，α=β=γ=90° c/a-称为正方度）。人们通过X-射线衍射分析法，测定不同碳含量马氏体的点阵常数，得出c 、a 及c/a 与钢中碳含量成线性关系，由图7可见，随钢中碳含量升高，马氏体点阵常数c 增大，a 减小，正方度c/a 增大。图中a γ为奥氏体的点阵常数。马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示： ?? ???+=-=+=γρβραρ1/00a c a a a c 式中 a 0为α-Fe 的点阵常数， a 0=2.861?； α=0.116±0.002； β=0.113±0.002； γ=0.046±0.001； ρ—马氏体的碳含量（重量百分数）。 显然，系数α和β的数值确定着C 原子在α-Fe 点阵中引起的局部畸变。 上式所表示的马氏体点 阵常数和碳含量的关系，长期 图8 奥氏体a)与马氏体b)的点阵结构 及溶于其中的碳原子所在的位置
以来，曾为大量研究工作所证实，并且发现这种关系对合金钢也是适用的。马氏体的正方度c/a，甚至已被成功地作为马氏体碳含量定量分析的依据。 2、碳原子在马氏体点阵中的位置及分布
C 原子在中α-Fe 可能存在的位置是铁原子构成体心立方点阵的八面体间隙位置中心。在单胞中就是各边中央和面心位置，如图8所示。体心立方点阵的八面体间隙是一扁八面体，其长轴为2a ，短轴为c 。根据计算，α-Fe 中的这个间隙在短轴方向上的半径仅0.19?，而C 原子的有效半径为 0.77?。因此，在平衡状态下，C 在α-Fe 中的溶解度极小（0.006%）。一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值。因此，势必引起点阵发生畸变。图9中只指出了C 原子可能占据的位置，而并非所有位置上都有C 原子存在。这些位置可以分为三组，每组构成一个八面体，C 原子分别占据着这些八面体的顶点，通常把这三种结构称之为亚点阵。图中a ）称为第三亚点阵，C 原子在c 轴上；b ）称为第二亚点阵，C 原子在b 轴上；c ）称为第一亚点阵，C 原子在a 轴上；如果C 原子在三个亚点阵上分布的机率相等，即无序分布，则马氏体应为立方点阵。事实上，马氏体点阵是体心立方的，可见C 原子在三个亚点阵上的分布机率是不相等的，可能优先占据其中某一个亚点阵，而呈现为有序分布。 通常假设马氏体点阵中的C 原子优先占据八面体间隙位图9 C 原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵
马氏体转变的热力学
马氏体转变的热力学 过去，曾有不少人认为，马氏体转变不是热学性的，转变的驱动力不是马氏体与奥氏体的自由能之差。四十年代，人们在大量工作的基础上得出马氏体转变与液态金属的凝固以及钢的加热转变等是一样的，即转变的驱动力也来自新旧相的化学自由能差。但也应看到，马氏体转变确有很多不同于其它转变的在表面上看来难以用热学性质观点加以解释的特点，现已逐步弄清，这些特点是马氏体转变的特定条件所决定的。 （一）马氏体转变热力学条件 1、相变驱动力 马氏体转变和一般相变一样，相变的驱动力是新相与母相的化学自由能差。同一成分合金的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图25所示。图中T 0为两相热力学平衡温度，即温度为T 0时 αγ'=G G 式中为高温相之自由能，G αˊ为马氏体之自由能。在其它温度两相自由能不相等，则 γααγG G G -=?''→ 当上式为正时，马氏体自由能高于奥氏体的自由能，奥氏体比马氏体稳定，不会发生奥氏体向马氏体转变；反之，当上式为负时，则马氏体比奥氏体稳定，奥氏体有向马氏体转变
的趋势，ΔGγ→αˊ即称为马氏体相变的驱动力。显然，在T0温度处，ΔGγ→αˊ=0。马氏体转变开始点M S必定在T0以下，以便由过冷提供相变所需要的化学驱动力。而逆转变开始点A S必然在T0以上，以便由过热提供逆转变所需要的化学驱动力。 通常把M S与T0之差称为热滞，热滞的大小视合金的各类和成分而异。Fe系合金热滞可高达200℃以上，而有的合金的热滞仅十几度到几十度，如Au-Cd、Ag-Cd合金。 铁系合金观马氏体转变的热力学特点是，具有很大的热滞，即必须在很大的过冷度下才能发生马氏体转变，一般的马氏体转变都需要在降温过程中不断进行，等温保持马氏体转变将立即中止进行。 逆转变的热力学特征与冷却时的则好相反，相变必须在一定的过热度下才能进行，只有在A S点以上相变才能进行，而且转变是在升温过程中进行的，终了点为A f。A S与M S之差的大小视合金各类不同而异。 2、M S的物理意义 母相与马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。 3、T0、M S、A S之间的关系 T0、M S、A S都是合金成分的函数。不同的合金系A S与M S之差是不同的，例如，Fe-Ni合金中A S较M S高420℃，