不过它有一组晶面的晶面间距及原子排列和马氏体的面相....doc

不过它有一组晶面的晶面间距及原子排列和马氏体的面相同。第二次切变在面的方向发生，切变角为12°~13°，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均匀的（切变范围只有18个原子层），对第一次切变所形成的表面浮凸也没有可见的影响。经第二次切变后，点阵转变成体心正方点阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。最后作一些微小的调整，使晶面间距与实测的相符合。第二次切变可以为滑移方式，也可以是孪生方式。不同的切变方式，将在马氏体内产生不同的结构。 G-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢（1.40%C）的位向关系。 七、马氏体的性能 钢件热处理强化后的性能与淬火马氏体的性能有密切的关系。其中最突出的问题是强度和韧性的配合。因此，需要从决定马氏体强度和韧性的一般规律出发，找出设计或选用新的钢种以及制定合适的热处理工艺的一些基本原则。 （一）马氏体的硬度和强度 1、马氏体的硬度 钢中马氏体的硬度和强度之间有很好的线性对应关系，因此，可以很方便地将二者一并进行讨论。 钢中马氏体最主要的特性就是高硬度、高强度，马氏体的硬度决定于马氏体的碳含量，其硬度随碳含量的增加而升高，但当碳含量达0.60%时，淬火钢的硬度接近最大值，如图所示。碳含量进一步增加时，虽然马氏体硬度会有所增高，但由于残余奥氏体量增加，使钢的硬度反而会下降。而合金元素对马氏体的硬度影响不大。 2、马氏体高硬度、高强度的本质 近年来对马氏体高强度的本质进行了大量的研究工作，认为引起马氏体高强度的原因是多方面的，其中主要包括相变强化、碳原子的固溶强化和时效强化等。 （1）相变强化 马氏体相变的切变特性造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错等），使得马氏体强化，此即相变强化。实验证明，无碳马氏体的屈服极限为284MPa。这个值与形变强化铁素体的屈服极限很接近。而退火状态铁素体的屈服极限仅为98~137MPa。也就是说，相变强化使强度提高了147~186MPa。 （2）固溶强化 为严格区别C原子的固溶强化效应与时效强化效应，曾专门设计了一系列MS点极低且碳含量不同的Fe-Ni-C合金，以保证马氏体相变能在C原子不可能发生时效析出的低温下进行。淬火后即在低温下测量的强度以了解C原子的固溶强化效应。图中曲线1为Fe-Ni-C合金淬火后在0℃测量的结果。由此曲线可见，马氏体的屈服极限随碳含量的增加而升高，但当碳含量达0.4%以上时，强度不再增加。根据这一曲线可得出马氏体的屈服强度与碳含量的关系，在%C0.4%时此关系近似为： 为什么固溶于奥氏体的碳原子强化效果不大，而固溶于马氏体的碳原子强化效果显著？这是因为固溶于奥氏体与马氏体中的碳原子均处于铁原子组成的八面体中心，但奥氏体的八面体为正八面体，间隙碳原子溶入只能使奥氏体的点阵发生对称性膨胀而不发生畸变，亦可称为发生了对称性畸变，即沿三个对角线的伸长是相等的。而马氏体的八面体为扁八面体，即有一个对角线的长度小于另二个对角线，碳原子的溶入不仅使点阵发生膨胀，还将使点阵发生畸变，即不对称畸变。结果使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%，而在另外两个方向上则收缩了4%，从而使体心立方变成了体心正方。由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为畸变偶极，可视其为一个强烈的应力场，C原子位于这个应力场的中心，这个应力场与位错产生强烈的交互作用，而使马氏体的强度提高，按这观点计算所得的C的固溶强化效应与实验数据基本符合。但碳含量超过0.4%以后，马氏体进一步强化的效果减小，可能是因为C原子靠得太近，以至畸变偶极应力场之间因相互抵消而降低了应力。 由此可见，C作为固溶强化元素，其含量大于0.4%以后就没有多大意义了。 当有C原子存在时，合金元素的固溶强化效应微不微不足道，但对无碳铁素体与无碳马氏本来说，合金元素的固溶强化效应将有可能显示出来。据估计，仅与合金元素对铁素体的固溶强化作用大致相当。 （3）时效强化 时效强化也是一个重要的强化因素。理论计算得出，马氏体在室温下只需要几分钟甚至几秒钟就可通过原子扩散而产生时效强化。电阻分析表明，C原子的扩散实际上比理论计算的结果快。在-60℃以上，时效就能进行，发生C原子偏聚现象（回火时碳原子析出以前的阶段）。C原子偏聚是马氏体自回火的一种表现。因此，对于在-60℃以上形成的含碳马氏体都有一个自回火问题，在强化的总效果中都包括了时效强化在内。图？-？中曲线2表明，淬火后在0℃时效3小时，屈服极限就有了进一步提高，碳含量愈高，时效强化效果愈显著。 （4）动态应变时效 马氏体的屈服强度与碳含量的关系如图？-？。由图可见，当永久变形很小时（