第5章马氏体相变

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1、第5章马氏体相变主要内容：马氏体相变的主要特征；马氏体的组织结构及其力学性能；马氏体相变的热力学、动力学；影响Ms点的因素.前言马氏体（M,Martensite）相变特点：相变过程中，晶体点阵的重组是通过基体原子的集体有规律近程迁移——切变，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构，而没有原子长距离的迁移，且新相与母相保持共格关系。钢中M相变：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散型分解，在较低温度下发生的无扩散型相变。在纯金属（Zr,Li,Co），合金（Fe-Ni,Ni-Ti,Cu-Zn）,陶瓷（ZrO2）中也有M转变。

2、钢中马氏体：C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体。马氏体：凡相变的基本特性属于马氏体型的转变产物都称为马氏体。形成条件：淬火。淬火：将钢加热到Ac3或Ac1以上，保温后以大于临界冷却速度的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热处理工艺。马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变的最小冷却速度。马氏体的力学性能：高硬度、高强度。C<0.3%时为板条状马氏体；C在0.3%~1.0%时为板条状马氏体和片状马氏体的混合组织。20钢淬火C>1.0%时为片状马氏体；T12钢淬火45钢淬火5.1马氏体相变的主要特征一、切变共

3、格和表面浮突现象M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面浮凸，说明M相变是通过奥氏体均匀切变方式进行的，M和A之间的界面称为切变共格界面。结论：M相变是通过原子的协调运动使晶体结构发生变化的相变。马氏体形成是以切变方式实现的，马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，整个界面是互相牵制的，且是以母相切变来维持共格的。表面浮凸：由相变过程中均匀应变而导致的形状改变，是切变位移的特征。相界面：在相变中未发生转动，将此不应变平面称之为M相变的惯习面(habitplan)，说明M相的产生是通过母相的切变而获得的。亚

4、结构：位错、孪晶、层错等，是M相变时局部切变的产物。二、马氏体相变的无扩散性在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难，马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原子之间的相对位移不超过一个原子间距。无扩散型相变所有参与转变的原子的运动是协调一致的，原有原子的邻居关系不被破坏。结构：晶体点阵发生改组。条件：低温下，原子已不能扩散。特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定的晶体学位相关系。马氏体相变无扩散的原因：C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体，体心正方结构，正方度随碳含量增加而线性增大。

5、Fe-C合金中，A和M中碳原子相对铁原子的间隙位置没变。Fe-C合金中，在-20~-195ºC之间，每片M的形成时间约为：0.5~510-7s。转变结果：降低了系统能量，形成低温亚稳定相。形成条件：冷却速度大到能避免扩散型相变，所有金属及合金的高温相均可发生M相变。马氏体相变时，新相和母相界面始终保持着切变共格，相变后两相之间的位向关系仍然保持；K—S关系：1.4%C钢中马氏体和奥氏体之间的位向关系，{111}//{110}’，〈110〉//〈111〉’可见：M在A中可能有24种不同的取向。西山关系：{

6、111}//{110}’，〈112〉//〈110〉’三、有一定的位向关系和惯习面(110)钢中马氏体的惯习面随碳含量和形成温度的不同而异，有{111}、{225}、{259}。惯习面是无畸变不转动的平面。四、在一个温度范围内完成相变当奥氏体过冷到马氏体相变开始点Ms点以下时，马氏体即刻开始转变，且转变速度极快，但需继续降温，否则转变停止。马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。当A过冷到马氏体相变终了点Mf以下时，马氏体停止转变，此时未转变的奥氏体称为残余奥氏体。马氏体转变的不彻底性。Ms点低于

7、室温时淬火得A冷处理：若Ms点高于室温，Mf点低于室温，须冷却到室温以下，A'—M五、马氏体转变有可逆性逆相变：加热时马氏体向奥氏体的相变。As：马氏体逆转变开始点，马氏体和奥氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力值时的温度。六、亚结构相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶（高碳M）、位错（低碳M）、层错。马氏体相变的判据：1、相变以切变共格方式进行2、相变的无扩散性3、相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、层错马氏体定义：马氏体是原子经无扩散切变位移的晶格改组过程、得到具有严格晶体学位向关系和惯习面的、形成相中伴生

8、极高密度晶体缺陷的组织。5.2钢中马氏体的晶体结构马氏体点阵常数和碳含量的关系如图钢中的马氏体是碳在—Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方点阵。随碳含量增大，正方度增大。低碳钢淬火马氏体具有体心立方结构马氏体的点阵结构及其畸变碳原子在马氏体点阵中的可能位置如图：碳在—Fe中的含量远远超过了其溶解度，所以引起点阵畸变，使体心立方点阵变成体心正方点阵。5.4马氏体相变热力学