马氏体时效钢材料的综合性(马氏体与贝氏体的判别解析.docx)
admin很多人不知道马氏体时效钢材料的综合性的知识，小编对马氏体与贝氏体的判别解析.docx进行分享，希望能对你有所帮助！
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马氏体时效钢材料的综合性
相对于其他钢材等结构材料，马氏体时效钢具有很多突出的性能特点：。
马氏体时效钢具有良好的锻造、热轧等热加工性能，这主要得益于其具有优异的热塑性；马氏体时效钢同样具有良好的冷加工性能，这同样得益于其较低的加工硬化系数，在无软化退火的情况下可以得到90%以上的变形量；马氏体时效钢通过简单的固溶和时效热处理即可实现相应的组织性能，并且在热处理时不存在脱碳问题，具有淬透性好和变形小的优点。
马氏体时效钢是已知的强韧性最高的钢种，相对于同强度级别的其他超高强度钢而言，马氏体时效钢的断裂韧性最为出色；除了具有优异的常温力学性能外，马氏体时效钢还具有良好的高温力学性能；此外马氏体钢还具有最小的非弹性效应和较高的弹性极限，同时马氏体时效钢的储能效应和弹性敏感性也十分优异。
在没有表面处理的情况下，马氏体时效钢的这项指标与其他超高强度钢接近，但通过简单的喷丸强化或渗氮处理，马氏体时效钢就可以获得极高的表面硬度和疲劳极限。
同其他超高强度钢相比，马氏体时效钢具有优异的综合焊接性能，即使不经过焊接预热和后热，一般也不会产生焊接裂纹。
不过由于马氏体时效钢含有易与O、N结合的Ti、Al元素，所以在焊接工艺的选择上尽量保证这些元素具有较小的烧损量。
同很多钢材相比，马氏体时效不锈钢都具有更为优良的耐腐蚀性能，因此它是未来超高强度不锈钢的重要发展方向。
马氏体与贝氏体的判别解析.docx
构是位错（又称位错马氏体），其形态特征见表1。
1.2片状马氏体（针状马氏体或高碳马氏体）：。
FeNiCrWMrSiC^S府媒状马氏体Ms点极低的。
FeNiCrWMrSiC^S府媒状马氏体。
133&马氏体：在Fe-Mn合金中，当Mn超过15%时，淬火后形成&马氏体,它是密排六方结构。
贝氏体是过饱和铁素体和渗碳体组成的两相混合物。
中、高碳钢350550C,低碳钢温度要高些。
低碳钢（0.1%C:铁素体条略宽，渗碳体呈细条状。
铁素体之间成小角度晶界（618，渗碳体沿条的长轴方向排列成行。
中、高碳钢形成温度与约350CMs点之间。
电镜下观察：看出碳化物呈粒状或细片状分布于a相之内，沿着与片的长轴相夹5565。
2.3粒状贝氏体：是由块状（等轴状）的铁素体和富碳奥氏体区所组成。
富碳奥氏体区一般呈颗粒状，也可能呈小岛状、小河状等。
从受侵蚀程度区分：马氏体较下贝氏体难于侵蚀，常用浅（轻）浸蚀法区分，浸蚀后出现的黑色短细针即为下贝氏体。
高碳马氏体的惯析面为（225）丫和（259）y，下贝氏体的惯析面为（112）丫。
下贝氏体^马氏体.残奥及少里羽毛状马氏体200X。
收藏词条 编辑词条马氏体转变
在非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。
别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质：体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。
到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。
在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。
各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。
马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。
如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。
由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。
生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。
形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。
根据上述诸特征，如平面在相变后仍为平面、非扩散、共格性，尤其具有不变平面(惯习面)，判定马氏体转变是以不变平面应变的方式(而不是界面原子热激活跃迁的方式)进行晶格类型的改组。
图3马氏体转变时的不变平面，即(111)y∥(011)a，[101]y∥[111]a。
这一驱动力主要用于克服马氏体形核时巨大的共格畸变能和提供马氏体内伴生的晶体缺陷(亚结构)储存能。
分类马氏体转变按动力学特征可以分为4大类。
某些MS点很低的合金，当冷却到达Ms时，发生爆发式形核和爆发式生长，在瞬间形成大量的马氏体。
图10为4种铁镍碳合金的爆发型马氏体转变的转变量一温度关系，其中两种具有显著的爆发型马氏体形成。
当Ms点过高或过低时，爆发量减少，甚至消失。
图104种铁镍碳合金的爆发型马氏体转变的转变量与合金慨点的关系。
作为一种固态相变，各种马氏体转变都具有可逆性。
高温相(p)和低温相(马氏体，M)间的转化可表示为:。
热弹性马氏体转变与前述3类的根本性区别，在于不存在爆发式生长，而是一种变温生长机制。
形核后，随温度下降相界面向高温相(p)推移，至温度停止下降或遇到障碍物(如晶界)时停止推移。
逆转变是上述行为的反向，即随温度上升界面向马氏体中推移，直至马氏体片消失。
对于一片马氏体而言，正逆过程可循环往复进行。
As与Mf越接近(相应地，Af与Ms也越接近)的合金，在整个转变温度范围内马氏体的消长与温度升降越接近于同步。
层错形核论20世纪50年代初，克里斯钦提出面心立方一密排六方马氏体转变可由层错的形成及按特殊机制运作产生马氏体核的设想，后来逐渐发展成极轴机制和层错自发形核机制两种学说。
面心立方(y)一密排六方(￡)转变可按体心立方金属在{112}面上扩展位错绕节点旋转产生孪晶结构的原理，如图11所示，在面心立方(111)y面上1/2a[110]y，位错分解成两条半位错b1：a/6[121]y及b2：a/6[211]y，二者中间包含的就是一个平行于(111)y、厚度为2个原子层的密排六方结构。
在特定的位错组态下，两个半位错b1、b2分别绕极轴(通过b1、b2结点垂直于(111)y的直线)作正、反向旋转，可使六方结构的厚度增加，而扩展区的扩大则使六方结构的径向尺寸长大。
极轴机制实际上包含了ye马氏体转变形核和长大两个过程。
核胚冻结论50年代后期，德国人克纳普一德林格(简称KD)假定母相中在高温下已存在不同尺寸的马氏体核胚，在冷却到低温时被冻结下来，根据英国人弗兰克(F0.C0.Frank)关于铁碳合金中{225}y马氏体与奥氏体间的螺位错界面模型，设计了由位错网构成的{225}y马氏体核胚，又称KD胞模型，如图12所示。
平面上每隔6层原子配置一[110]y方向的螺位错(弗兰克模型)，正反向螺位错在边沿相交，形成沿圆周的刃型位错圈。
这样，径向和轴向的长大都是以位错运动的方式来进行。
图13为KD核胚生长阻力与尺寸的关系，阻力(△f)随尺寸(径向为r)的增大而减少。
因而，任何尺寸的核胚，一旦发生长大，就必然是爆发式的。
当温度低于平衡点T0时，相变驱动力△Gy-a成为负值。
当后者绝对值达被冻结核胚中最大尺寸(rmax)者的生长阻力，，此温度即为MS点。
在Ms以下，随温度下降依次启动尺寸更小的核胚。
上述机制和热动力学分析比较完整地解释了变温马氏体的动力学特征。
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