马氏体相变

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1、马氏体相变目录[隐藏]马氏体相变相变特征和机制马氏体的惯习（析）面马氏体相变的可逆性马氏体转变的温度－时间关系工业应用马氏体相变的研究参考书目：[编辑本段]马氏体相变马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens）,把这种组织命名为马氏体(Martensite)。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,

2、如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。[编辑本段]相变特征和机制马氏体相变[1]具有热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm·s。人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。其特征

3、可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移,这种位移是切变式的（图1）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2）。这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图3a中的PQRS，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2保持无应变、

4、不转动，称惯习（析）面。这种形状改变称为不变平面应变（图3）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图4可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5示意,可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘（图6）。[编辑本段]马氏体的惯习（析）面马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体(γ)的{135}上最先形成（图7）。马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图7中由{135}变为{224}面。图7中马氏体呈透镜状，

5、它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即{135}γ面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错,在非铁合金中一般存在孪晶或层错。由图7还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变而形成的。由于马氏体相变时原子规则地发生位移,使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。在铁基合金中由面心立方母相γ变为体心立方(正方)马氏体M时具有著名的курдюмов-Sachs关系(简称K-S关系){111}γ∥{011}M,<01ī>γ∥<ī11>M和西山关系；{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<11

6、0>M。由面心立方母相P变为六方马氏体ε时,则有：{111}p∥{001}ε,<110>p∥<110>ε。[编辑本段]马氏体相变的可逆性马氏体相变具有可逆性。当母相冷却时在一定温度开始转变为马氏体，把这温度标作Ms,加热时马氏体逆变为母相，开始逆变的温度标为As。图8中表示Fe-Ni和Au-Cd合金的Ms和As,它们所包围的面积称为热滞面积,可见Fe-Ni马氏体相变具有的热滞大,而Au-Cd则很小。相变时的协作形变为范性形变时，一般热滞较大；而为弹性形变时,热滞很小。像Au-Cd这类合金冷却时马氏体长大、增多，一经加热又立即收缩，甚至消失。因此这类合金的马氏体相变具有热弹性，称为热弹性马氏

7、体相变。[编辑本段]马氏体转变的温度－时间关系在一般合金的马氏体相变中，马氏体形成量只是温度的函数，即随着温度的下降，马氏体的形成量增大，称为变温马氏体的形成，如图9所示(图中ƒ为马氏体形成量、Tq为淬火介质的温度)。但在有些合金(Fe-Ni-Mn)中马氏体的形成量却是时间的函数，即在一定温度下，随时间的延长，马氏体形成量增多,称为等温马氏体的形成，如图10所示(图中％指马氏体形成量)。一些高碳高合金钢,如高速钢、轴承钢