fe-c合金馬氏體的三維立體形態

鋼中馬的形狀是一種非常復雜的。如板條狀、片狀、蝶狀、薄片狀、針狀、凸透鏡狀等。其亞結構有高密度位錯、微細層錯、精細孿晶等。組織結構與鋼中的含碳量、合金元素種類及含量、奧氏體化溫度、冷卻速度和轉變溫度等多種因素有關,影響因素十分復雜,其形成機制有待繼續研究。本文綜合試驗分析了鋼中馬氏體組織形貌的演化規律。1馬氏體組織形貌演化規律采用Fe-C合金、Fe-32Ni合金、鑄鐵、Mn13鋼、35CrMo鋼、20Cr2Ni4鋼、20CrMo鋼、12Cr1MoV鋼、0MnVTiNb鋼等材料,切取4mm厚試樣,經不同溫度奧氏體化后淬火,得到馬氏體組織,應用金相顯微鏡、QAUENTA-400環掃電鏡、JEM-2100透射電鏡觀察了馬氏體組織形貌、亞結構,綜合分析論證了馬氏體組織形貌的演化規律。2鋼-馬組織結構的發展2.1馬氏體組織的檢測小于0.08%C的鋼是超低碳鋼,4mm厚度試樣在冰鹽水中淬火,可得板條狀馬氏體組織。圖1所示為0MnVTiNb鋼經1200℃加熱、冰鹽水淬火得到的板條狀馬氏體組織,可見在一個板條馬氏體領域中,馬氏體板條晶細長、平行排列,一個奧氏體晶粒中有幾個馬氏體板條領域。2.2板枝條馬氏體的表征一般認為,小于0.3%C的低碳鋼,淬火得到板條狀馬氏體組織,但此碳含量界限并不嚴格,有時超過0.3%C的鋼,淬火也可得到全部板條狀馬氏體組織。圖2為兩種鋼的板條狀馬氏體組織。圖2(a)為12Cr1MoV鋼的淬火板條狀馬氏體組織,板條寬度可達0.1~1.0μm。板條內部為極高密度的位錯。圖2(b)為35CrMo鋼的板條狀馬氏體組織。觀察表明,12Cr1MoV、20CrMo、35CrMo鋼的淬火馬氏體均為板條狀。在掃描電鏡下觀察,可在試樣上以較大的視野觀察馬氏體組織的形貌,圖3所示為低碳鋼淬火馬氏體組織的掃描電鏡照片。從板條狀馬氏體的二維金相形貌分析,其立體形貌應為薄厚不均勻的片狀(寬度b×長度L×厚度h),板條厚度h很小,寬度b、長度L較大。當金相剖面垂直于片狀晶的寬面時,則為薄厚不等的板條狀馬氏體;但當平行于片狀晶寬面截取時,則為寬度很大的馬氏體,如圖3(a)1、2、3區和圖3(b)的1區;圖3(b)的2區則是垂直于片狀晶寬面切取的,從中可以看到板條狀馬氏體的厚度。其厚度h不等,一般為納米級,即幾個nm到100nm。寬度約為數μm不等。板條狀馬氏體的長度L和寬度b則與奧氏體晶粒的尺度相適應,晶粒越大,板條晶越長、越寬。2.3體應力的馬氏體片的發育為了清晰地觀察高碳馬氏體片的形貌,采用特殊熱處理工藝:1200℃奧氏體化,于NaCl水溶液中淬至發黑,然后立即轉入硝鹽浴中等溫1h,再取出淬火到室溫。這樣處理后,在比Ms稍低的溫度轉變的少量馬氏體片被回火,用4%硝酸酒精侵蝕后發黑,而等溫后的淬火馬氏體則為灰白色。這樣就清晰地觀察到在稍低于Ms點轉變的馬氏體條片的形貌。圖4(a)是Fe-0.88C合金的淬火馬氏體照片,在一個奧氏體大晶粒內生長出細而長的馬氏體片。由于奧氏體化溫度高,奧氏體晶粒粗化,成分較為均勻,淬火后得到長度較大的片狀馬氏體。從圖中可見,在一個奧氏體大晶粒內生長出很長的馬氏體片,顯然是沿著某一晶向長大的。在長的馬氏體片之間形成短小的馬氏體片,后形成的與先轉變的馬氏體片之間有一定夾角。圖4(b)是Fe-1.22C合金馬氏體組織的形貌,呈片狀,兩個馬氏體片之間呈135°交角,似蝴蝶狀。2.4超高碳馬氏體的形態特征一般認為,透鏡片狀馬氏體存在于高碳鋼、FeNi(>29%Ni)合金中,在小于1.0%C的碳鋼中與板條狀馬氏體共存,在大于1.0%C的高碳鋼中可單獨存在。文獻中也稱針狀馬氏體、片狀馬氏體、孿晶馬氏體或低溫馬氏體等。其形態特征是片狀,中間厚,兩端尖細,試樣磨面上截為雙凸透鏡片狀,相鄰馬氏體片常成交角排列,有時呈閃電狀。圖5為Fe-1.4%C的Fe-C合金馬氏體的形態。圖6(a)所示為鑄鐵加熱到950℃奧氏體化,得到石墨+超高碳奧氏體,然后淬火,得到的超高碳馬氏體組織。圖6(b)為Fe-1.4C合金的片狀馬氏體組織。高鎳的Fe-Ni合金中也能得到透鏡片狀馬氏體組織。以往將高碳馬氏體描繪為凸透鏡形貌,所謂凸透鏡片狀馬氏體實際上是不存在的。因為垂直于凸透鏡片的厚度切取必為圓形或橢圓形,但至今沒有觀察到圓形的馬氏體片,說明此種馬氏體不呈現凸透鏡狀。這種馬氏體的立體形貌可能是長的扁針狀,在扁針狀的馬氏體上切取任何二維截面都是由雙球冠組成的片狀馬氏體,與實際相吻合。2.5馬氏體片形態一般將0.3%C~0.6%C的工業用鋼稱為中碳鋼。這種鋼的馬氏體組織為板條狀和片狀的整合組織(整合即整體上的有機結合,以往稱為混合組織,是不確切的),作者稱之為條片狀馬氏體。亞結構主要是高密度位錯和細微層錯,也存在少量孿晶圖7為40Cr鋼馬氏體組織,圖7(a)顯示為板條狀馬氏體,圖7(b)中存在少量孿晶。42CrMo鋼的馬氏體組織如圖8所示。可見是板條狀和片狀馬氏體的整合組織,馬氏體片可在奧氏體晶界形核長大,也可在晶內形成,既像板條,又像片狀,即呈現條片狀。總之,鋼中馬氏體的形貌,隨著碳含量的增加,其二維形態,即金相形貌為板條狀→片狀→透鏡片狀;而對應的三維形態則應當為盤狀→條片狀→扁針狀。馬氏體片從平行分布到呈現交角分布。在這個演化過程中,總趨勢是由盤狀向扁針狀演化。在此過程中,亞結構由高密度位錯、微細層錯向孿晶演化。3碳元素和合金元素對馬氏體點ms綜上所述,鋼中碳含量是影響馬氏體組織形貌的主要因素。鋼中合金元素對馬氏體形貌也有明顯的影響。碳含量和合金元素均影響馬氏體點Ms,因此奧氏體過冷到不同溫度會轉變為不同形貌的馬氏體。究竟是什么原因或機制使馬氏體具有不同的組織形貌,目前尚缺乏統一的認識,或者說并沒有搞清馬氏體組織形貌的演化規律。存在如下幾個學說。3.1慣習面生成的馬氏體據文獻報道,有人認為,鋼中碳含量增加,馬氏體點降低,當低于300~320℃時,容易產生相變孿晶,因而形成片狀馬氏體。還認為,低碳馬氏體形成溫度高,此時以切變量最大的(111)γ為慣習面,在較高溫度下,滑移比孿生易于進行。如果奧氏體中(111)γ晶系少,形成馬氏體的起始位向數少,則在同一晶粒中形成群集狀馬氏體。當Ms溫度降低時,孿生比滑移易于進行。同時,{225}γ、{229}γ慣習面的馬氏體,其晶系較多,形成馬氏體的起始位向數多,因此在同一奧氏體晶粒中,易于形成相鄰馬氏體片互不平行的孿晶片狀馬氏體。對于Fe-Ni-C合金,同一成分的合金可獲得不同的馬氏體點,研究發現,隨著馬氏體點的降低,馬氏體的形貌會按蝶狀※片狀※薄片狀演化,說明馬氏體組織形貌與轉變溫度有關。3.2造成馬氏體形貌特征的決定因素有人研究了馬氏體形貌與奧氏體強度之間的關系。結果表明:馬氏體形貌以奧氏體屈服強度206MPa為界限變化。高于此界限,形成{259}γ慣習面的馬氏體;低于此界限,形成(111)γ為慣習面的板條狀馬氏體和{225}γ慣習面的馬氏體。他們認為奧氏體強度是影響馬氏體形貌的決定性因素。當奧氏體強度低于206MPa時,有兩種情況:形成的馬氏體強度較高時,為{225}γ馬氏體;形成的馬氏體強度較低時,為(111)γ馬氏體。這種學說所強調的奧氏體、馬氏體的強度,必然與合金的成分、種類、轉變溫度等因素有關。3.3臨界切應力與孿晶片狀馬氏體這種學說強調馬氏體內部結構取決于相變的變形方式是滑移還是孿生。他們認為馬氏體形貌受二者的臨界切應力大小的影響。對于馬氏體點較高的低碳鋼,引起滑移所需要的臨界切應力低于引起孿生的臨界切應力,故得到高密度板條狀馬氏體;如果是高碳鋼,馬氏體點低,引起孿生所需要的臨界切應力小,則得到孿晶片狀馬氏體。這種學說是以馬氏體相變切變機制為前提,而且將金屬在外力作用下的變形規律應用于固態相變是不可取的,因為在外加應力作用下位錯滑移和孿生變形與固態相變中形成位錯和孿晶是本質上不同的兩種過程,前者為物理過程,而后者是化學反應過程,一個是機械加工,一個是物理冶金,二者不能混淆。計算表明,位錯滑移切變或孿生切變均需要極大的切變能,馬氏體相變驅動力是遠遠達不到的[4~7]。因此臨界切應力學說不符合實際。4新相晶體的應力能以往從試驗角度總結找出了一些影響馬氏體形貌的因素,是可取的,如轉變溫度(包括馬氏體點)是影響馬氏體組織形貌的重要因素。但上述學說不能解釋馬氏體組織形貌的形成機制和演化規律。新相的形核-長大是按照能量消耗最小的途徑進行的,即堅持省能原則。新相形成時,在新相周圍的母相中引發應力場,產生畸變能,此為相變阻力。無論是共格畸變能,還是非共格畸變能,其值均與新舊相錯配度和母相的彈性模量(E)成正比,影響新相形狀的演化。奧氏體→馬氏體相變時體積發生膨脹,則新生成的馬氏體相將承受壓應力甚至發生壓縮應變,母相將承受拉應力而發生拉伸應變,新舊兩相相變過程中所產生的彈(塑)性應變將帶來體積應變能的增加。彈(塑)性應變能的大小取決于新舊兩相的比體積差,體錯配度越大,應變能越大。彈性模量是影響應變能的重要因素。彈性模量E越大,體積應變能越大。應變能影響新相的幾何形狀。設新相為橢球形,半徑比為b/a,在同樣的體積下,體積應變能與形狀因子成正比,因此可用形狀因子與b/a的關系來表示,如圖9所示。馬氏體形核時,由于兩相的體積效應、彈性模量等差異,在晶核周圍有限的范圍內,引起彈性畸變,形成應力場。如果兩相的力學性能差別不大,則體積應變能在兩相中可協調分布。鋼中馬氏體形成時與奧氏體呈半共格連接,相界面存在高密度位錯,其應變能與體積差、新相形狀、母相的力學性能有關。體積差用體錯配度Δ表示:式(1):中Vα為母相(奧氏體)的比體積;ΔV是新舊相比體積差。設泊松比,則體積應變能Uiv:式中,E為母相的彈性模量;是一個與新相形狀有關的函數,稱形狀因子。新相從圓盤狀到針狀,a為直徑,b為厚度(長度)。如圖9所示,新相為球狀時,應變能最大,阻力最大。以盤狀、針狀形貌存在時,畸變能較小。盤狀最小,棒(針)狀介于其間。新舊相的錯配度與溫度變化無關,而與馬氏體的成分有關。彈性模量E是溫度敏感的物理量,溫度降低時,彈性模量迅速提高。每降低100℃,鋼的彈性模量E下降3%~5%。對于單晶體,溫度每升高1℃,彈性模量平均降低0.03%。在較高溫度時,彈性模量較小,因而相變畸變能小,新相晶核可為球狀,最后長大為等軸狀。隨著溫度的降低,彈性模量E迅速增大,畸變能變大,這時新相晶核逐漸演化為板條狀、條片狀、扁針狀等形貌。單晶體的彈性模量具有各向異性,如Fe晶粒在<111>晶向彈性模量最大,E<111>=272700MN/m2;而在<100>晶向彈性模量最小,即E<100>=125000MN/m2,其他晶向E值居中。如形核垂直于<100>晶向長大比垂直于<111>長大,其形成的應變能U減小約50%。這是馬氏體片在奧氏體中按不同方位分布的原因。已知馬氏體與奧氏體具有K-S關系,馬氏體習慣于在面心立方奧氏體的{111}γ上長大,即垂直于<111>γ晶向長大。而奧氏體的<110>γ與馬氏體的<111>α平行(K-S關系),而<110>γ晶向的彈性模量E也較小,在此晶向上長大應變能較低,符合省能原則。當馬氏體點溫度較高時,過冷奧氏體轉變溫度較高,原子活動能力強,彈性模量較小,新相形成時引起的畸變能較小。在連續冷卻條件下,冷卻速度增大時,過冷奧氏體轉變溫度降低,畸變能則不斷增大。奧氏體中碳含量低時,馬氏體轉變溫度高,形成位錯亞結構。隨著畸變能的增大,馬氏體的長大阻力增大,當需以孿生調節應變能時,形成精細孿晶亞結構。顯然,馬氏體的長大方向與(011)α//(111)γ位向關系有關,新相沿著{111}γ晶面長大,以減小畸變能,最后長大為條片狀、扁針狀馬氏體組織。5社會碳含量對馬氏體形貌的影響(1)試驗總結了鋼中馬氏體的形貌,馬氏體的二維形態有板條狀、片狀、蝶狀、薄片狀、針狀、凸透鏡狀等;而三維立體形態對應為寬片狀、長片狀、扁針狀等。(2)以往的學說總結了鋼中碳含量、合金元素是影響馬氏體組織形貌的重要因素,但不能解釋馬氏體組織形貌的形成機制和演化規律。(3)奧氏體→馬氏體相變時的體積應變能是影響馬氏體形貌的重要原因。相變過程中所產生的彈(塑)性應變將帶來體積應變能的增加。彈(塑)性應變能的大小取決于新舊兩相的比容差,體錯配度越大,應變能越大。彈性模量也是影響應變能的重要因素,彈性模量E越大,體積應變能越大。(4)