第6章 馬氏體-PPT課件

1、本章重點： 馬氏體相變的主要特點、馬氏體的組織形態(tài)及性能、Ms點定義及影響因素。本章難點： 馬氏體相變的K-S模型 第6章 馬氏體與鋼在冷卻時的低溫轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)展過程 早在戰(zhàn)國時代人們已經(jīng)知道可以用淬火(即將鋼加熱到高溫后淬入水或油中急冷)的方法可以提高鋼的硬度，經(jīng)過淬火的鋼制寶劍可以“削鐵如泥”。 十九世紀未期，人們才知道鋼在“加熱和冷卻” 過程中內(nèi)部相組成發(fā)生了變化，從而引起了鋼的性能的變化。為了紀念在這一發(fā)展過程中做出杰出貢獻的德國冶金學家Adolph Martens，法國著名的冶金學家Osmond建議將鋼經(jīng)淬火所得高硬度相稱為“馬氏體”，并因此將得到馬氏體相的轉(zhuǎn)變過程稱為馬氏體轉(zhuǎn)

2、變。 Martensite M馬氏體 十九世紀未到二十世紀初主要局限于研究鋼中的馬氏體轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物馬氏體。 二十世紀三十年代，人們用X射線結(jié)構(gòu)分析的方法測得鋼中馬氏體是碳溶于-Fe而形成的過飽和固溶體，因此，曾一度認為“所謂馬氏體即碳在Fe中的過飽和固溶體”。 四十年代前后，在FeNi、FeMn合金以及許多有色金屬及合金中也發(fā)現(xiàn)了馬氏體轉(zhuǎn)變。由于這些發(fā)現(xiàn)，人們不得不把馬氏體的定義修定為：“ 在冷卻過程中所發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物統(tǒng)稱為馬氏體 ”。 近年來，由于實驗技術(shù)的進一步發(fā)展，使人們對馬氏體的結(jié)構(gòu)以及馬氏體的轉(zhuǎn)變的特征又有了進一步的了解，對許多現(xiàn)象的認識也有了很大的進步，并因而推動了熱

3、處理新工藝及新材料的發(fā)展。(Ni-Ti合金 ) 形狀記憶效應：某些具有熱彈性馬氏體相變合金材料，在馬氏體狀態(tài)，進行一定限度的變形或變形誘發(fā)馬氏體后，則在隨后的加熱過程中，當溫度超過馬氏體相消失的溫度時，材料能完全恢復到變形前的形狀和體積。6一1 馬氏體的晶體學1.馬氏體相變與M的定義 M相變： 替換原子經(jīng)無擴散位移，由此產(chǎn)生形狀改變和表面浮突，呈不變平面應變特征的一級、形核長大型的相變。 馬氏體定義鋼中的馬氏體是C在-Fe中的過飽和間隙固溶體。劉宗昌：馬氏體是原子經(jīng)無需擴散切變的不變平面應變的晶格改組過程，得到與母相具有嚴格晶體學關(guān)系和慣習面的含有極高密度的晶體缺陷的組織。2馬氏體點晶體結(jié)構(gòu)體

4、心立方或體心正方/稱為正方度。隨鋼中碳含量升高，馬氏體的點陣常數(shù)c增大，a減小，正方度c/a增大.圖奧氏體和馬氏體的點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系可用下列公式表示 式中，a02.861（-Fe點陣常數(shù)）；0.116；0.013；0.046；為馬氏體碳含量（重量百分數(shù)）。和的數(shù)值表示碳在-Fe點陣中引起局部畸變的程度。 碳原子在馬氏體點陣中位置及分布C在-Fe中可能存在的位置是Fe原子構(gòu)成的體心立方點陣的八面體間隙位置3、M位向關(guān)系馬氏體與母相之間存在著一定的位向關(guān)系。在鋼中已觀察到的有KS關(guān)系、西山關(guān)系和GT關(guān)系。（1）KS關(guān)系1930年，庫爾鳩莫夫與Sachs在1.4%C的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，M與A有下述關(guān)

5、系： 110 111； ill(110)(111)i01（2）西山關(guān)系1934年，西山在鐵鎳合金中發(fā)現(xiàn)，在-70以下形成的M與A呈下列關(guān)系： 110 111 ； 馬氏體共有12種可能的取向（3）GT關(guān)系1994年，Grenigen與Troiano 在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，M與A的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-T關(guān)系。110111 差 1 差 24、M慣習面鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變常見的慣習面有三種,隨A中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。 C%1.4%為(259)慣習面也可因馬氏體形成溫度而變化。隨著溫度的降低，慣習面為(111)(225)(259)。6一2 馬氏體

6、的組織形態(tài)（一）馬氏體的類型1、板條狀馬氏體 板條馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。其顯微組織是由許多成群的板條組成，稱板條馬氏體。也稱位錯馬氏體。（1）顯微結(jié)構(gòu) 由平行排列的板條組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個原奧氏體晶粒內(nèi)可以包含35個這樣的板條群.一個板條群又可分成幾個平行的區(qū)域，稱為同位向束(板條塊)同位向束之間大角度晶界每個同位向束由若干個平行板條所組成,每個板條為一個馬氏體單晶體板條單晶板條塊板條群馬氏體晶粒圖 18Ni馬氏體時效鋼的板條馬氏體組織 （2）亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.30.91012/cm

7、2，板條邊緣有少量孿晶。(3)位向關(guān)系 在一個板條束內(nèi)，馬氏體慣習面接近111；馬氏體和奧氏體符合G-T關(guān)系最多；符合K-S關(guān)系和西山關(guān)系的較少，在一個板條束內(nèi)，存在幾種位向關(guān)系的原因尚不清楚。(4)與C%的關(guān)系 馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼：C%0.3%時，板條群和板條塊比較清楚；0.3%C%0.5%時，板條群清楚而板條塊不清楚；0.6%C%0.8 %時，無法辨認板條群和板條塊，板條混雜生長，板條組織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過渡。(5)與奧氏體晶粒的關(guān)系試驗表明，奧氏體晶粒越大，板條群越大，而一個原奧氏體晶粒內(nèi)板條群個數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對板條寬度幾乎沒影響。(6

8、)與冷卻速度的關(guān)系冷卻速度越大，板條群和塊寬同時減小，組織變細，因此提高冷卻速度有利于細化馬氏體晶粒。2、片狀馬氏體 常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型的馬氏體組織。（1）顯微組織 空間形態(tài)呈凸透鏡片形狀，稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱針狀或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶馬氏體。圖Fe-32Ni合金的片狀馬氏體組織 片狀馬氏體光鏡下 (2)顯微結(jié)構(gòu)馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。 在馬氏體片中常

9、能看到明顯的中脊片狀馬氏體顯微組織示意圖（3）晶體學特征 慣習面(225) 位向關(guān)系為KS關(guān)系 慣習面(259) 位向關(guān)系為西山關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。（4）亞結(jié)構(gòu)主要亞結(jié)構(gòu)是孿晶（片狀馬氏體的重要特征）。孿晶的間距大約為50，一般不擴展到馬氏體片的邊界上，在馬氏體片的邊緣則為復雜的位錯組列。 不同的片狀馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)和無孿晶區(qū)(片的周圍部分，存在位錯）。 孿晶區(qū)所占比例與馬氏體的形成溫度有關(guān),形成溫度越低,相變孿晶區(qū)所占比例越大。(4)與C%的關(guān)系片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對于碳鋼：C%0.3%時，板條馬氏體

10、；0.3%C%1.0%時，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；C% 1.0%時，全部為片狀馬氏體組織。并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孿晶馬氏體傾向。(5)與奧氏體晶粒的關(guān)系。奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。鐵碳合金馬氏體類型及其特征（二）其它類型的馬氏體1、蝶狀馬氏體（人字形或多角狀馬氏體）在FeNi合金和FeNi(Cr)C合金中 立體外形呈V形柱狀，橫截面呈蝶狀，兩翼之間的夾角一般為136。與奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯，無孿晶。 形成溫度介于板條馬氏體與片狀馬氏體之間，形態(tài)特征和性能也介于兩者之間。圖 Fe-18Ni-0.

11、7Cr-0.5C合金的蝶狀馬氏體 2、薄板狀馬氏體 在Ms點低于-100的Fe-Ni-C合金中觀察到的，是一種厚度約為310m的薄片狀形馬氏體，三維單元形貌很象方形薄板，與試樣磨面相截得到寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分杈等特異形態(tài)。 慣習面為（259），位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，無位錯，無中脊。 圖 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體3、馬氏體 出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯能低）。馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方點陣，呈極薄的片狀。厚度僅為100300nm 慣習面 ：111 ，位向關(guān)系：0001 111 亞結(jié)構(gòu)：大量層錯和少量位錯圖

12、Fe-16.4Mn-0.09C合金的馬氏體（三）影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1）化學成分 母相奧氏體的化學成分是影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的主要因素，其中尤以碳含量最為重要。在Fe-C合金中0.3C以下1.0C以上0.31.0C板條狀馬氏體片狀馬氏體板條狀和片狀的混和組織0.45%C0.2%C1.2%C馬氏體形態(tài)與含碳量的關(guān)系合金元素的影響：凡能縮小相區(qū)（Cr、Mo、W、V）的均促使得到板條狀M，而擴大相區(qū)（C、Ni、Mn、Cu、Co）的，將促進片狀馬氏體形成，能顯著降低A層錯能的將促進 的形成。2）馬氏體的形成溫度隨馬氏體的形成溫度降低位錯孿晶板條狀蝶狀片狀薄片狀亞結(jié)構(gòu):圖Fe-Ni

13、-C合金馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系原因： 由于馬氏體轉(zhuǎn)變是在MsMf溫度范圍內(nèi)進行的，對于一定成分奧氏體，可能有：Ms點高(C%0.3%)的鋼：板條狀馬氏體；Ms點略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體；Ms點更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺铖R氏體；Ms點極低的鋼：片狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)楸“鍫铖R氏體。3)奧氏體的層錯能 奧氏體層錯能低時，易于形成薄板狀馬氏體，層錯能愈低，愈難形成相變孿晶，故愈趨向于形成位錯板條馬氏體。4)奧氏體與馬氏體的強度 由Davist Magee在1971年提出的理論。 用合金化的方法改變奧氏體的強度，研究了馬氏體形態(tài)變化與奧氏體強度之間的對應關(guān)系。結(jié)果表明

14、：當奧氏體屈服強度196MPa時，則形成強度較高的259慣習面的片狀馬氏體。 5)馬氏體滑移和孿生變形的臨界切應力大小 這種假說強調(diào)馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)取決于相變時的變形方式是滑移還是孿生，歸根到底是受二者的臨界切應力大小所支配。若T0位于MsMf之間， 在較高溫度（Ms T0），滑移變形的臨界分切應力小于孿生變形的臨界分切應力，馬氏體相變的二次切變將以滑移變形的方式進行，所以形成位錯型馬氏體； 而在較低溫度（ T0 Mf），孿生變形的臨界分切應力較低，馬氏體相變的二次切變則以孿生變形的方式進行，所以形成孿晶型馬氏體。 若Ms Mf均高于T0，則全部形成位錯型馬氏體；若Ms Mf均低于T0，則全

15、部形成孿晶型馬氏體。 一、非恒溫性與不完全性 非恒溫性：1.轉(zhuǎn)變無孕育期（等溫M除外）2.M轉(zhuǎn)變有轉(zhuǎn)變開始和終了溫度6一3 馬氏體相變分類和特點圖31 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線冷處理一般鋼材的Mf都低于室溫，在生產(chǎn)中為了獲得更多的馬氏體，常采用深冷到室溫以下的處理工藝。二、無擴散性 馬氏體轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成份變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移，每個原子移動的距離不超過一個原子間距，且原子之間的相對位置不發(fā)生變化。 1.實驗測定出母相與新相成分一致。在鋼中測出奧氏體的含碳量馬氏體含碳量，轉(zhuǎn)變前后碳含量沒有變化。 2.馬氏體形成速度極快，一片馬氏體在510-5510-7秒內(nèi)生成。即使在-20-196

16、以下也是同樣快速，而C原子在-60以上才能進行有效擴散，此溫度遠高于相變溫度的下限-196，故轉(zhuǎn)變時不會有擴散發(fā)生。三、切變共格和表面浮凸 馬氏體形成時，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動，一邊凹陷，一邊凸起，并牽動奧氏體突出表面。在預先磨光的試樣表面上形成有規(guī)則的表面浮凸。界面處原子屬于兩相，為共格界面。此時中脊面為不變平面。四、可逆性馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變:在某些非Fe合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，重新加熱，已形成的馬氏體通過逆轉(zhuǎn)變機制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體.逆轉(zhuǎn)變的開始溫度為As,轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度為Af。通常AS溫度比MS溫度為高。 6一4 馬氏體轉(zhuǎn)變機理一、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學條件 Fe系合金馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學特

17、點:具有很大的熱滯，就必須在很大的過冷度下才能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，一般的馬氏體轉(zhuǎn)變都須要在降溫過程中不斷進行. 逆轉(zhuǎn)變的熱力學特征與冷卻時的剛好相反，過熱度.逆轉(zhuǎn)變是在升溫過程中進行的。馬氏體相變的驅(qū)動力2、Ms ,As物理意義 Ms :奧氏體和馬氏體的兩相自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力值時的溫度。對于一定成分的合金，T0一定，若Ms越低，則（T0-Ms）值越大，相變所需的驅(qū)動力也越大。 As:馬氏體和奧氏體兩相自由能差達到逆相變所需最小驅(qū)動力值時的溫度.逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動力的大小與T0-As成正比。 T0、Ms、As的關(guān)系:都是合金成分的函數(shù)，不同的合金系A(chǔ)s與Ms之差是不同的，例如，F(xiàn)e-Ni合金

18、中As較Ms高420.3、形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變 在T0-Ms之間，奧氏體受到塑性變形而形成M. M量與形變溫度有關(guān)，溫度越高，形變能誘 發(fā)的M量越少。高于某一溫度，形變不能誘發(fā)M. Md, Ad分別稱為形變馬氏體點和形變奧氏體點。Md、Ad點的物理意義: Md:可獲得形變馬氏體的最高溫度。若在高于Md點的溫度對奧氏體進行塑性變形，就會失去誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的作用。Ad:可獲得形變奧氏體的最低溫度。形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的原因:.機械驅(qū)動力:形變所提供的能量.該能量與化學驅(qū)動力相互作用，能夠達到相變所需的最小驅(qū)動力，則相變就可以提前發(fā)生。若機械驅(qū)動力全部代替化學驅(qū)動力,Md上升到T0說明： T0為Md上限

19、溫度(理論溫度)；也是Ad下限溫度(理論溫度)。 對于Co-Ni合金： Md=Ad=T0； 對于Fe-Ni合金：T01/2(Md+Ad)。（二）影響鋼Ms點的因素 Ms點在生產(chǎn)實踐中具有很重要的意義。 例如分級淬火的分級溫度，水油淬火的轉(zhuǎn)油溫度都應在Ms點附近。 Ms點還決定著淬火馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和性能。Ms的高低還決定著淬火后得到的殘余奧氏體量的多少，而控制一定量的殘余奧氏體則可以達到減小變形開裂，穩(wěn)定尺寸等目的?？梢?，了解影響Ms點的因素十分必要。1、奧氏體化學成份的影響 奧氏體化學成份對Ms點的影響十分顯著。一般說來，Ms點主要取決于鋼的化學成份，其中又以碳的影響最為顯著。（1）碳的影響

20、規(guī)律：C%升高，Ms和Mf均下降，當C%0.6%時，Ms下降比Mf下降顯著，當C%增加到C%0.6%時，Mf下降緩慢直至基本不變。馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余奧氏體量增加。 Ms下降原因： C%增加，溶入到奧氏體中的C原子增加，對奧氏體固溶強化作用增強，馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力增加，相變所需的驅(qū)動力增加，Ms下降。（2）合金元素的影響 一般規(guī)律：鋼中常見的合金元素，除Al和Co可以提高Ms外，其它合金元素均使Ms降低。 降低Ms點的元素，按其影響的強烈順序排列如下： Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti 鋼中單獨加入Si時，對Ms影響不大，但是在Ni-Cr鋼中可以降低鋼的Ms點。原因：

21、主要取決于合金元素對平衡溫度T0的影響及對奧氏體的強化效應。 a）強烈降低T0及強化奧氏體的元素，就強烈降低Ms 如Mn、Cr、Ni、Cu和C b）提高T0溫度，但也不同程度地增加奧氏體屈服強度：若提高T0的作用大時，則使Ms點升高，如Al、Co ； 若強化奧氏體的作用大時，則使Ms點降低； 若兩方面作用大致相當時，則對Ms的影響不大，如Si。2、奧氏體化條件對Ms的影響 3、冷卻速度的影響 原因： 假設(shè)相變之前奧氏體中C的分布是不均勻的，在位錯等缺陷處發(fā)生偏聚，形成“C原子氣團”。其大小與溫度有關(guān)。淬火速度較高時，抑制了“C原子氣團”形成，對奧氏體強化作用降低，使Ms點升高。淬火速度足夠大時

22、，氣團完全被抑制，MS點不變。、塑性變形的影響 A狀態(tài)下隨著變形量的增加，A不斷細化，M轉(zhuǎn)變量逐漸減少， MS點下降，最終趨于恒定。原因：A細晶強化以及形變位錯，導致母相加工硬化抑制了M形核。隨著形變的積累，A晶粒細化效果逐漸減弱，使得M生成量減少的趨勢也逐漸減弱。5、應力的影響馬氏體轉(zhuǎn)變會產(chǎn)生體積膨脹，多向壓應力阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變，使Ms降低。單向的拉應力和壓應力都促進馬氏體轉(zhuǎn)變，使Ms升高。 6、磁場的影響 磁場的存在可使Ms升高，在相同溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但總的轉(zhuǎn)變量無影響。原因:1）主要是外加磁場使具有最大磁飽和強度的馬氏體相趨于更穩(wěn)定。在磁場中馬氏體的自由能降低，非鐵磁相奧氏體自由能

23、的影響不大.因此平衡溫度T0升高，Ms點也隨之升高.外加磁場引起Ms點升高的熱力學示意圖 2）外加磁場實際上是用磁能補償了一部分化學驅(qū)動力，由于磁力誘發(fā)而使馬氏體相變在Ms點以上即可發(fā)生。 二、馬氏體轉(zhuǎn)變動力學特點（一）變溫馬氏體轉(zhuǎn)變（瞬時形核、瞬時長大）碳鋼及低合金鋼(1) 瞬時形核 自MS開始以極快的速度形核，繼續(xù)降溫，才能繼續(xù)形核，形核無孕育期；(2) 瞬時長大 長大速度極快，在10-4-10-7s內(nèi)長成一個單晶 (3)一個馬氏體單晶長到一定極限尺寸就不再長大，隨溫度降低繼續(xù)進行馬氏體相變。說明： 1）轉(zhuǎn)變速度依賴于形核率原因： 按馬氏體相變的熱力學理論，鋼及鐵系合金中馬氏體相變的熱滯很

24、大，即相變的驅(qū)動力很大，同時，馬氏體長大激活能很小。所以馬氏體長大速度極快，可以認為相變速度僅取決于成核率，而與長大速度無關(guān)。2）降溫形成M的轉(zhuǎn)變量主要取決于冷卻所達到的溫度，即Ms以下的深冷程度，等溫保持時轉(zhuǎn)變一般不再進行。（二）馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變（自觸發(fā)形核、瞬時長大） 首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金中發(fā)現(xiàn)的。 當Ms低于0后它們的轉(zhuǎn)變曲線和降溫轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變曲線有很大的差別。特點： 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變有一固定的溫度Mb，MbMs，一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的M； 轉(zhuǎn)變中伴有響聲，轉(zhuǎn)變時急劇放出相變潛熱，引起試樣溫度升高。 在合適的條件下，一次爆發(fā)轉(zhuǎn)變量可超過70%，溫度可上升30。 M的慣習面為

25、259，有明顯的中脊，顯微組織呈“Z”形。爆發(fā)式轉(zhuǎn)變原因： 形核為自促發(fā)形核，即一片慣習面為259的M形成后，可以在周圍的其它259面上造成很高的應力，從而促進新的259M形成，是一種鏈鎖式的轉(zhuǎn)變過程，轉(zhuǎn)變速度極快，一次完全的爆發(fā)約需10-410-3S。影響爆發(fā)轉(zhuǎn)變量的因素： 晶界具有位向差不規(guī)則的特點，而成為爆發(fā)轉(zhuǎn)變傳遞的障礙。因此，細晶粒材料中爆發(fā)轉(zhuǎn)變量將受到晶界的限制.（三）馬氏體的等溫形成（等溫形核、瞬時長大）等溫轉(zhuǎn)變最早是在0.7%C、6.5%Mn、2%Cu的Mn-Cu鋼中發(fā)現(xiàn)的，目前已發(fā)現(xiàn)有:Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr、高碳高Mn鋼、W18Cr4V等。等溫轉(zhuǎn)變特點 (1)

26、等溫形成M核 形核有孕育期，形核率隨過冷度增加先增后減。(2) 長大速度極快，到一定尺寸后即停止 (3) 轉(zhuǎn)變速度隨時間增加，先增后減(4) 等溫M不能徹底轉(zhuǎn)變，只是部分轉(zhuǎn)變。其轉(zhuǎn)變量取決于形核率和等溫時間。(四)表面馬氏體 在稍高于Ms點的溫度下等溫往往會在試樣表面層形成M，試樣內(nèi)部仍為奧氏體。 特點:表面M的形成，是一種等溫轉(zhuǎn)變，形核也需要孕育期，但長大速度極慢，慣習面為112，位向關(guān)系為西山關(guān)系，組織形態(tài)為條狀。原因：表面形成M不受三向壓應力，而內(nèi)部形成M受三向壓應力，使Ms點降低，因而表面轉(zhuǎn)變比大塊材料的內(nèi)部轉(zhuǎn)變高幾度到幾十度首先發(fā)生(五)熱彈性馬氏體熱彈性M轉(zhuǎn)變的特點： 熱滯非常小，

27、只有幾度到2030，相變?nèi)^程中母相和新相始終維持共格關(guān)系，相變具有完全可逆性，即逆轉(zhuǎn)變可以恢復到母相原來的點陣結(jié)構(gòu)和原來的位向.Ni-Ti,Au-Cd,Cu-Al-Ni三、馬氏體轉(zhuǎn)變的形核理論(一)缺陷成核(非均勻成核) 馬氏體核胚在合金中不是均勻分布的，而是在其中一些有利的位置上優(yōu)先成核。合金中有利成核的位置是那些結(jié)構(gòu)上的不均勻區(qū)域，如晶體缺陷、內(nèi)表面(由夾雜物造成)以及由于晶體成長或塑性變形所造成的形變區(qū)等(二)自促法成核 已存在的馬氏體能促發(fā)未轉(zhuǎn)變的母相成核，因此在一個母相晶粒內(nèi)往往在某一處形成幾片馬氏體。二、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型 M轉(zhuǎn)變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的、近程遷動完成的，而無成份變化。因此，M轉(zhuǎn)變可看作晶體由一種結(jié)構(gòu)通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)過程。 自從1942年以來，由Bain開始，人們便根據(jù)M相變的特征，設(shè)想了各種相變機制。因為相變時母相發(fā)生明顯的切變，所以早期提出的機制常常是從簡單的切變過程推導出來的，企圖通過簡單的切變便可以得到與實驗事實相符合的M。1、貝茵（Bain）模型 早在1942年Bain就注意到可以把面心立方點陣看成是軸比為c/a=1.41(即21/2:1)的體心正方點陣。2、KS切變模型 庫爾久莫夫和薩克斯測