热弹性马氏体相变.ppt
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第四章 马氏体相变
第四章 马氏体相变随着科学技术的发展和人们对材料性能的要求越来越高，材料相变的研究也成为了一个热门的领域。
其中，固态相变是最为基础和广泛的相变形式之一。
在这其中，马氏体相变是一个相对特殊和有意义的相变过程。
一、马氏体相变的定义和分类马氏体相变，是指在含碳钢中，当钢经过一定的热处理过程后，在室温下形成一种具有变形性能的组织结构。
其核心原理是在高温下形成一种奥氏体，然后通过快速冷却过程，在室温下形成一种具有弹性、变形及塑性的马氏体组织结构。
根据马氏体相变的不同起始组织结构，其可以分为两种类型：一类是由完全奥氏体组成的马氏体相变，另一类是由贝氏体（以及在贝氏体上产生马氏体）组成的马氏体相变。
1.完全奥氏体马氏体相变当钢经过高温处理后，在其细小的晶粒中，完全转化为奥氏体组织。
通过钢的快速冷却 （通常在水、油、盐水等介质中进行），奥氏体中的部分碳原子被固溶，在马氏体的组织中重新排列，最终形成一种具有高强度和塑性的马氏体组织结构。
这种马氏体相变过程，称为完全奥氏体马氏体相变。
2.贝氏体马氏体相变贝氏体正常情况下是由冷却慢、回火温度低的钢中形成的。
它是由一种由铁与铁素体间化合物构成的细小晶粒组成的组织，这种组织强度比较低，韧性高，且具有较高的弹性变形和形变能力。
当这种钢经过高温处理后，由于组织发生了相变，大量贝氏体消失，而代替它的则是奥氏体组织。
这样在快速冷却的过程中，就会在奥氏体中形成一定数量的针状马氏体组织结构。
二、马氏体相变的影响因素马氏体相变的过程涉及到多个变量和影响因素，其中最重要的一些因素包括：1.冷却速度作为一种固态相变过程，马氏体相变的核心就是快速冷却过程。
通常来说，冷却速度越快，产生的马氏体组织也就越细小，强度也就越高。
2.合金元素含量合金元素在钢制造中有着重要的作用。
它们可以调节钢的合金成分和钢的性能，使钢的性能得到提升。
其中，加入Cr、Ni、Mn等元素可以有效地提高马氏体相变的开始和结束温度，这有利于得到良好的马氏体组织结构。
马氏体相变热力学
2、影响马氏体相变点的因素
T0 以及 Ms、Mf不同
合金或者同一合金在不同条件下，这些特征温度是不同的，相变的某些性 质也就不同，研究影响这些特征温度的因素对合金的应用具有重要意义。 实验表明， 这些特征温度随其他因素的变化趋势是相同的，只是
变化大小不同。 （1）化学成分 Ms 及 Mf 点主要取决于合金的化学成分，其中以间隙型溶质原子
3、马氏体相变的形核 尽管马氏体相变速度极快，但实验发现它仍然是形核与长大的过程。且马 氏体转变是非均匀形核，马氏体形核是在母相中的晶界、亚晶界、位错等 地方形成。 例如，Zener 阐述了在 fcc 结构中原子密排面上的全位错分解为两个不全 位错， 不全位错之间的层错区在适当的条件下将转变为 bcc 结构，从而解 释了 fcc→bcc 的马氏体转变。 全位错分解为不全位错是能量降低的自发过程， 分解后的不全位错由于位 错弹性应力场的相互排斥而分开； 因此在一定条件下扩展位错有一个平衡 距离，只有层错能较低的扩展位错才有足够的宽度用于马氏体形核。这种 形核模型在有些合金中已被观察到，故有一定的实验依据。
如 C、N 等的影响最为显著。 随着钢中含碳量的增加，由于马氏体相变的切变阻力增加，相变
温度下降。其中，Ms 点呈现比较均匀的连续下降，而 Mf 点在含碳量小于 0.5%时下降得较为显著，超过 0.5%以后下降趋于平缓，此时 Mf 点已经下 降到 0℃以下，导致钢的淬火组织中存在较多的残余奥氏体。 钢中常加入的合金元素除了 Co 和 Al 外，以及 Si 影响不大，其
马氏体相变热力学
1、相变驱动力 马氏体相变符合一级相变的一般规律，遵循相变的热力学条件，其中研究 最多的是 fcc→bcc 或 bct（体心正方）的转变，如钢中马氏体相变。 马氏体相变驱动力是马氏体与奥氏体之间的化学自由能差， ，温度越低，过冷度越大，则相变驱动力越大。 两相的自由能相等的温度定义为两相的平衡温度 T0。如果马氏体相变时 没有相变阻力，则 Ms＝T0。 但是，马氏体相变过程中会产生很大的阻力（也称为非化学自由能） ，这 些阻力主要包括界面能、 应变能、克服切变阻力所需要的能量以及马氏体 中形成的位错或孪晶的能量等。 界面能是指马氏体与奥氏体间的相界面能、 马氏体变体间的界面能及 孪晶界面能。 应变能除了弹性应变能外， 相变时因为马氏体周围的奥氏体的屈服强 度较低，在奥氏体中会产生少量的塑性变形，从而引起塑性应变能。马氏 体与奥氏体间的比体积应变能和共格应变能构成了弹性应变能。 马氏体相变时，当合金冷却到 T0 温度并不发生马氏体相变，只有过冷到 低于 Ms 点以下时，相变才能发生。 故 Ms 点的物理意义是奥氏体与马氏体的自由能差达到相变所需 要的最小驱动力时的温度。 大。 因此，在 Ms 点处的相变驱动力可近似表达为： 当 T0 一定时，Ms 点越低，相变阻力越大，相变需要的驱动力也越
第四章 马氏体相变
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Yuxi Chen Hunan Univ.
特征2：马氏体转变的无扩散性
马氏体转变时，晶体点阵的改组只依赖原子微 量的协作迁移，而不依赖于原子的扩散。这一 特征称为马氏体转变的无扩散性。
1）只有晶体结构的变化，没有成分的变化。 2）无扩散并不是说转变时原子不发生移动。
注意间隙原子碳的扩散，区别于置换原子的扩 散。
逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af 。
M→A的逆转变也是在一定温度范围内（As-Af）进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。
马氏体转变最主要的和最基本的只有两个：切变共格 性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。
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第二节 马氏体的晶体结构
2、一般钢中马氏体的晶体结构
马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的 变化，转变所得的马氏体与其母相奥氏体 的成分一致。
碳原子位于面心立方奥氏体的八面体间隙， 马氏体相变后，碳原子依然位于体心立方 的马氏体八面体间隙，但体心立方马氏体 的八面体是扁八面体，两个轴中有一个轴 是短轴。
终了。
为使转变继续进行，必须继续降低温度，所以马氏体
转变是在不断降温的条件下才能进行。
当温度降到某一温度之下时，马氏体转变已不能进行，
该温度称为马氏体转变终了点，Mf 。
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马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。
马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。
由于多数钢的 Mf 在室温以下，因此钢快冷到室 温时仍有部分未转变奥氏体存在，称为残余奥 氏体，记为Ar。
有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不 完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体， 可采用冷处理。
马氏体相变与形状记忆效应
– Ms、As、Mf、Af－表征记忆合金热弹性马氏体相变的特征温度，也是 形状记忆过程中变形及形状恢复的特征温度．热滞后(As－Ms)也是记忆 合金的一个重要参量．
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二．形状记忆效应的晶体学机制
• 形状记忆合金有三个特征： – 合金能够发生热弹性马氏体相变； – 母相和马氏体的晶体结构通常均为有序的(所谓有序结构, 即溶质原子在 晶格点阵中有固定位置)； – 母相的晶体结构具有较高的对称性，而马氏体的晶体结构具有较低的对 称性．
• 当母相是B2型有序结构时，马氏体的晶体结构可看成是以图4-5 a) 第一行所 示（下页）的密排面为底面沿z方向按一定方式的堆垛. – 为保证密排堆垛结构，堆垛时必须按照以下的规则：若第一层的原点在A， 则第二层的原点可放在B或C . 若第二层的原点在B，则第三层的原点可 放在A或C，以此类推. • 当堆垛的顺序是ABABAB…时是2H结构 . • 当堆垛的顺序是ABCABC…时是3R结构. • 当堆垛的顺序是ABCBCACABABCBCACAB…时是9R结构，如图45b)所示 .
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因此，记忆合金能够回复的最大变形不能超出马氏体完全再取向后所能贡 献出的相变应变．
• 如果马氏体完全再取向后继续施加外力，马氏体将以滑移和孪生的形式继续 变形，这时发生的变形是不可回复的塑性变形．组织中出现位错、形变孪晶 等晶体缺陷，破坏合金的热弹性马氏体相变，损害形状记忆效应．
三．应力诱发马氏体相变与记忆合金的超弹性
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• 双程记忆训练：通过各种工艺处理方法在合金内部产生特定的内应力场，使 合金具有双程记忆效应．
• 双程记忆训练方法主要有： (1)SIM法：在母相态对记忆合金元件施加变形． (2)SME法：在马氏体态对记忆合金元件施加变形． (3)SIM+SME法：在母相状态下进行变形，约束其应变，冷却到Mf点以 下；或在马氏体状态下进行变形，约束其应变，加热 到Af点以上．也可将这二者结合起来． (4)约束ห้องสมุดไป่ตู้热法：将试样变形，约束其变形并在合金析出第二相的温度进 的行适当的加热．
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二．形状记忆效应的晶体学机制
• 形状记忆合金有三个特征： – 合金能够发生热弹性马氏体相变； – 母相和马氏体的晶体结构通常均为有序的(所谓有序结构, 即溶质原子在 晶格点阵中有固定位置)； – 母相的晶体结构具有较高的对称性，而马氏体的晶体结构具有较低的对 称性．
• 当母相是B2型有序结构时，马氏体的晶体结构可看成是以图4-5 a) 第一行所 示（下页）的密排面为底面沿z方向按一定方式的堆垛. – 为保证密排堆垛结构，堆垛时必须按照以下的规则：若第一层的原点在A， 则第二层的原点可放在B或C . 若第二层的原点在B，则第三层的原点可 放在A或C，以此类推. • 当堆垛的顺序是ABABAB…时是2H结构 . • 当堆垛的顺序是ABCABC…时是3R结构. • 当堆垛的顺序是ABCBCACABABCBCACAB…时是9R结构，如图45b)所示 .
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因此，记忆合金能够回复的最大变形不能超出马氏体完全再取向后所能贡 献出的相变应变．
• 如果马氏体完全再取向后继续施加外力，马氏体将以滑移和孪生的形式继续 变形，这时发生的变形是不可回复的塑性变形．组织中出现位错、形变孪晶 等晶体缺陷，破坏合金的热弹性马氏体相变，损害形状记忆效应．
三．应力诱发马氏体相变与记忆合金的超弹性
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• 双程记忆训练：通过各种工艺处理方法在合金内部产生特定的内应力场，使 合金具有双程记忆效应．
• 双程记忆训练方法主要有： (1)SIM法：在母相态对记忆合金元件施加变形． (2)SME法：在马氏体态对记忆合金元件施加变形． (3)SIM+SME法：在母相状态下进行变形，约束其应变，冷却到Mf点以 下；或在马氏体状态下进行变形，约束其应变，加热 到Af点以上．也可将这二者结合起来． (4)约束ห้องสมุดไป่ตู้热法：将试样变形，约束其变形并在合金析出第二相的温度进 的行适当的加热．
第五章马氏体转变
②刻划一条直线，马氏体形成后变成一条折线
说明： ①马氏体转变以切变的方式实现； ②M和A的界面为共格界面
切变共格
M形成伴随弹性应变产生、蓄积弹性应变能（共格弹性能）M尺寸
当M长大到一定尺寸，使界面上A中弹性应力超过其弹性极限两相间的共格
关系遭破坏M停止生长
第五章马氏体转变
2.无扩散性 实验依据：①马氏体转变前后，碳浓度无变化； ②Fe-Ni合金在极低温度（-190℃）下，M长大速度仍可达到105㎝/s。 在低碳钢中存在C的扩散现象 3.具有特定的位向关系和惯习面 1）取向关系 ①K-S关系：{011}’//{111}；<111>’// <011> 24种取向 ②西山关系：{011}’//{111}；<011>’// <211> 差516’ 12种取向 ③G-T关系： {011}’//{111}差1；<111>’// <011> 差2 对K-S关系的修正 仅适合{259}马氏体，有局限性
T t 利于C及合金元素溶入A，成分均匀---- Ms
A晶粒长大，C原子活动能力在A中位错线上偏聚 ---- Ms
A晶粒的大小不是影响Ms点的主要因素
4.存在先马氏体的组织转变
应用：高速钢的等温淬火工艺
1）部分转变为P剩余A为贫碳区（相对）----Ms
2）部分转变为B剩余A为富碳区（相对）----Ms
第五章马氏体转变
2）惯习面
位错密度较大，畸变能高，而所需形核功小，易于形核。
特征：不应变、不转动的平面
c＜0.6%-----惯习面为{111} 0.6%＜ c＜1.4%-----{225} c＞1.4%-----惯习面为{259} T ＞0 ℃-----{111}或{225} T ＜0 ℃-----{259}
马氏体相变与形状记忆效应讲解
Gc P→M
右图中:T0是母相与马氏体相 吉布斯自由能相等的温度， 即两相处于平衡的温度．
马氏体形成：驱动力必须 克服相变阻力，即： －Gc P→MGnc P→M + Gs 即相变要有过冷度．
马氏体转变开始的温 度：Ms．
2
• 对于一些材料，如钢，相变时应变能等相变阻力较高，需要很大的过冷度. • 有一些合金，相变阻力较小，相变时应变能在合金的弹性应变能范围内, 只需
施加适当的外界条件，材料的变形随之消失而回复到变形前的形状的现象．
第一节 马氏体相变与形状记忆效应
一．热弹性马氏体相变与形状记忆效应
• 合金形状记忆效应实质：在温度和应力作用下，合金内部热学，马氏体相变的自由能变化为：
G(T) P→M = Gc P→M + Gnc P→M + Gs
• 马氏体对称性低，{128}晶面组的各个晶面不等效， <2 1 0>晶向组的各个晶 向也不等效.
• 由马氏体逆转变回母相时，没有多个1等效的取向关系．马氏体只能按其在母 相中形成的取向关系逆转变回母相．这样，马氏体逆转变完成后，母相在晶 体学上回复到马氏体相变前的状态．这一晶体学上的回复以及相变热力学上 的可逆性是形状记忆效应的基础．
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对于Cu-Zn-Al合金，母相与马氏体间取向关系：
(1 1 0)P //(12 8)M
[111]p // [ 210]M，
(110)p偏离(001)M约4°
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• 母相具有立方晶系高对称性: – {110 }晶面组的6个晶面: (110), (1 1 0) , (101), (10 1) , (011), (01 1) 等效; – <1 1 1>晶向组的4个晶向：[111]、[1 1 1]、[1 1 1]、[11 1] 等效. – 按六个等效晶面、四个等效晶向组合，共有24个等效取向关系. – 单晶母相中形成马氏体时，马氏体按这24个等效取向关系形成，获得24 个不同位向的马氏体，每个位向的马氏体称为马氏体的一个变体．
马氏体的性能 PPT课件
（一）马氏体的硬度 与强度
马氏体的硬度与屈 服强度之间有很好的线 性对应关系，因此可以 很方便的将二者一并讨 论。
1、 马氏体的硬度
钢中马氏体最重 要的特点是具有高硬度 和高强度。实验证明， 马氏体的硬度决定于马 氏体的碳含量，而与马 氏体的合金元素含量关 系不大。
2、 马氏体的高硬度、高强度的本质 （1）相变强化
钢中碳含量的不同还将影响淬火所得马氏体的形 态，马氏体形态的不同也将影响再次加热时的加热转 变。
（2）预处理A化温度及A化后的冷待温度
非平衡组织是通过预淬火得到的。为获得非平衡 组织所进行的处理称为预处理。预处理时奥氏体化 温度愈高，则碳化物溶解愈充分，碳及合金元素分布 愈均匀，奥氏体晶粒愈粗大，奥氏体晶界上的偏聚集 也愈少。奥氏体化后冷至高于Ac3的某一温度停留片 刻再快冷淬火称为冷待。尽管冷待温度仍在奥氏体单 相区，但在冷待过程中仍有可能析出某些特殊的碳氮 化物，也可能在奥氏体晶界发生某些偏聚。这一切都 将影响快冷所得的非平衡组织，当然也将影响再次加 热时所发生的加热转变。
马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观 缺陷（位错、孪晶及层错等），使马氏体强化，即相 变强化。
无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的σS很 接近，而退火的F的σS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
为严格区分C原子的 固溶强化效应与时效强 化 效 应 ， Winchell 专 门 设计了一套Ms点很低的 C%不同的Fe-Ni-C合金， 以保证M转变能在C原 子不可能发生时效析出 的低温下淬火后在该温 度下测量M的强度，以 了解C原子的固溶强化 效果，结果表明 C%<0.4%时的σS随碳含 量增加急剧升高，超过 0.4%后σS不再增加。
马氏体相变
片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马 氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平 行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。
30
第30页，共69页。
惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ ，位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近， 片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩 大。
位错M → 孪晶M
32 第32页，共69页。
（2）奥氏体与马氏体的强度
图4-15 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
33 第33页，共69页。
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界 分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从 而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位
错的板条马氏体。
由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均 较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超 过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作 用。
48
第48页，共69页。
原因：
当变形度小时，增加了奥氏体中有利于 马氏体形核的晶体缺陷。
当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶 界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈 服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳 定化。
在低、中碳钢，马氏 体时效钢中出现，形成 温度较高。
基本单元板条为一个 个单晶体。
图4-12 板条马氏体示意图
25 第25页，共69页。
许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有 相同的惯习面。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系 。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒 内可能形成四种马氏体板条束。
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加 热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获 得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨 。
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惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ ，位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近， 片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩 大。
位错M → 孪晶M
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（2）奥氏体与马氏体的强度
图4-15 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
33 第33页，共69页。
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界 分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从 而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位
错的板条马氏体。
由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均 较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超 过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作 用。
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原因：
当变形度小时，增加了奥氏体中有利于 马氏体形核的晶体缺陷。
当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶 界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈 服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳 定化。
在低、中碳钢，马氏 体时效钢中出现，形成 温度较高。
基本单元板条为一个 个单晶体。
图4-12 板条马氏体示意图
25 第25页，共69页。
许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有 相同的惯习面。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系 。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒 内可能形成四种马氏体板条束。
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加 热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获 得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨 。
热处理—马氏体
什么是马氏体转变：研究简史19世纪中叶，英国人索尔拜首次用显微镜观察了淬硬钢的金相组织，后对此种针状组织物命名为马氏体。
图1示出高碳钢淬火态的金相组织，针状物(其空间形态为板片状)为马氏体，基底为残留奥氏体。
20世纪20年代，美国人芬克和苏联人库尔久莫夫分别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质：体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。
到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。
在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变——非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。
各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。
马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。
非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。
是固态一级相变的一种基本类型。
产物称为马氏体，通常具有板、片状的外形。
主要特征(1)宏观形状效应。
不但有体积变化，而且有形状变化。
如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。
由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。
(2)非扩散。
生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。
形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。
(3)惯习现象。
生成相的片、板的空间取向不是任意的，而是平行于母相的某个晶面(称为惯习面)。
作为母相的一个原子面，惯习面在相变过程中既不畸变，也不转动，是不变平面。
图3是对图2的局部作进一步标注，a’b’曲面发生转动，面积也有变化；但AB线段长度不变，方向也不变。
第4章_马氏体转变
4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
共格界面的界面能比非 共格界面小，但其弹性应 变能却较大。因此随着马 氏体的形成必定会在其周 围奥氏体点阵中产生一定 的弹性应变，从而积蓄一 定的弹性应变能 (或称共格 弹性能) 。
马氏体形成时在其周围奥氏体点阵 中引起的应变场(示意图)
4.1.2 马氏体转变的特点
马氏体转变量是在 Ms～Mf 范围内通过不断降温来增 加， 即马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。
马氏体转变量与温度和等温时间的关系图
在很多情况下，冷却到Mf 温度后，并不能得到 100%的马氏体组织，仍然保留部分未转变的奥氏体， 称为残余奥氏体，以AR表示。这种现象称为马氏体 转变的不完全性。
另外，马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致，这表 明马氏体转变时也没有发生碳的扩散。因此，马氏体转 变属于无扩散型相变。这是它与其它类型相变相区别的 一个重要持点。
4.1.2 马氏体转变的特点
3. M转变的位向关系及惯习面
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关 .2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
可见，马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏 体和奥氏体之间界面上的原子为两相所共有，即新相和 母相间保持共格关系。
4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
由于这种界面是以母相切变维持共格关系，故称为 “切变共格”界面，即原A中的任一平面在转变成M后 仍为一平面。M的长大便是依靠母相中原子做有规则的 迁移（切变）使界面推移而不改变界面上共格关系。
马氏体的正方度取决于其碳含量，碳含量愈高，其点 阵中被充填的碳原子数量愈多，则正方度便愈大。当 wC＜0.25%时，c/a=1，马氏体为体心立方晶格。
马氏体转变
§ 1—4 马氏体转变钢经奥氏体化后，快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的转变，为马氏体转变。
马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段之一。
因此，马氏体转变理论的研究与热处理实践有着十分密切的关系。
早在战国时期，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法提高钢的硬度。
经过淬火的钢制宝剑可以“销铁如泥” 。
但是在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还不清楚。
直到十九世纪未期，人们才知道，钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。
为了纪念在这一发展过程中作出杰出贡献的德国冶金学家Adolph Marte ns （阿道夫，马顿斯），法国著名的冶金学家Osmo nd （奥斯门德）建议将钢经淬火所得高硬度相称为马氏体，并因此而将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。
马氏体的英文名称为-Martensite，常用M表示。
由于钢在生产上得到了最广泛的应用以及马氏体转变最先在钢的淬火过程中发展，因此，在十九世纪未，二十世纪初对马氏体的研究，主要局限于研究钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。
二十世纪三十年代，人们用X射线结构分析方法测得钢中马氏体是C溶于a -Fe而形成的过饱和固溶体。
马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳。
因此，曾一度认为所谓马氏体即碳在中a -Fe 的过饱和间隙固溶体。
对于马氏体转变的研究，初期着重于了解马氏体转变与钢中其它转变的不同点，正是由于观察到了一系列不同于其它转变的特点，曾经有人认为马氏体转变与其它转变不同，是一个由快冷造成的内应力场所引起的切变过程。
四十年代后，在Fe-Ni、Fe-Mn 合金以及许多有色金属及合金中也发现了马氏体转变。
不仅观察到了冷却过程中发生的马氏体转变，还观察到了加热过程中所发生的马氏体转变。
新观察到的马氏体转变的特征和钢中马氏体转变的特征相似，基于这一新的发现，人们不得不把马氏体的定义修正为：凡相变的基本特征属于马氏体型的产物统称为马氏体。
热弹性马氏体相变
• 而且, 有序点阵合金Fe-Pt合金的母相也是面心 立方晶体结构。但是, 除这四个合金外, 所有产 生热弹性马氏体相变的形状记忆合金的母相, 基 本上都是体心立方晶体结构的有序点阵合金, 是 一种分属于β相类的合金。
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热弹性马氏体弛豫特性
• 母相的本征内耗随振动频率的降低而衰减，在某一临界频率下出现内耗峰。 • 随着等温测量温度的降低， 内耗峰的峰高增加，峰位降低，这说明马氏体相变前母相内部已经发生了预相
热弹性马氏体基本特征
• 1.热弹性马氏体的组织呈细带状 (或针状)。 • 2.热弹性马氏体相变的驱动 力(非化学自由能差)较小，比钢的
马氏 体相变小1一2个数量级。除锢钦合金 外，几乎所有的热 弹性马氏体的母相都 呈有序态。形状应变切应力较小，体积 变 化较小。 • 3.热弹性马氏体相变的热滞面积 较小，几乎是零。热弹性马氏 体相变时不存在爆发式相 变。 • 4.一部分具有热弹性马氏体相变的合金具有形状记 忆效应。
• 一般来讲，当P相具有有序结构时这些条件便可得到满足。
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变， 该弛豫为滞弹性弛豫。
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• CuAlNi合金中的热弹性马氏体冷却时缓慢长大，受热时缓慢缩小 情况的光学显微照片。当施加外力时也可观察到同样的长大或缩 小行为（∵外力会改变晶体中的弹性应变能）。
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热弹性马氏体相变产生条件
• 为了使热弹性马氏体相变产生，界面能和塑性变形所需的能量必须小到可以忽略不计的程度。这就表明相 变时结构变化要小，即体积变化要小，而且P相和M相之间相界面的共格性要好。
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热弹性马氏体相变热力学特点
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热弹性马氏体弛豫特性
• 母相的本征内耗随振动频率的降低而衰减，在某一临界频率下出现内耗峰。 • 随着等温测量温度的降低， 内耗峰的峰高增加，峰位降低，这说明马氏体相变前母相内部已经发生了预相
热弹性马氏体基本特征
• 1.热弹性马氏体的组织呈细带状 (或针状)。 • 2.热弹性马氏体相变的驱动 力(非化学自由能差)较小，比钢的
马氏 体相变小1一2个数量级。除锢钦合金 外，几乎所有的热 弹性马氏体的母相都 呈有序态。形状应变切应力较小，体积 变 化较小。 • 3.热弹性马氏体相变的热滞面积 较小，几乎是零。热弹性马氏 体相变时不存在爆发式相 变。 • 4.一部分具有热弹性马氏体相变的合金具有形状记 忆效应。
• 一般来讲，当P相具有有序结构时这些条件便可得到满足。
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变， 该弛豫为滞弹性弛豫。
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• CuAlNi合金中的热弹性马氏体冷却时缓慢长大，受热时缓慢缩小 情况的光学显微照片。当施加外力时也可观察到同样的长大或缩 小行为（∵外力会改变晶体中的弹性应变能）。
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热弹性马氏体相变产生条件
• 为了使热弹性马氏体相变产生，界面能和塑性变形所需的能量必须小到可以忽略不计的程度。这就表明相 变时结构变化要小，即体积变化要小，而且P相和M相之间相界面的共格性要好。
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热弹性马氏体相变热力学特点
第十二章马氏体相变
12.1.7 形变诱发马氏体转变
马氏体逆转变：把马氏体以足够快的速度加热时，马氏体可以不分
解而直接转化成奥氏体。
形变诱发马氏体转变：在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形而促生
的马氏体转变。
形变诱发奥氏体转变：在As点以下对马氏体进行塑性变形而促生
的奥氏体。
As：马氏体逆转变开始温度
Ad
Af：马氏体逆转变终了温度
转变不 完全性
及AR
马氏体转变量与温度的关系
12.1.3 切变共格性和表面浮凸现象
（1）马氏体转变时在预先磨光的表面上产生有规则的表面浮凸。 （2）马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共
格关系(第二类共格) 。
12.1.4 晶体学位向关系
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系。
➢ 对于碳钢： • C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚； • 0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚； • 0.6%＜C%＜0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条组织逐渐消失
并向片状马氏体组织过渡。
➢ 与奥氏体晶粒的关系： 奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基 本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。
➢ 定义：淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留，引起过冷
奥氏体稳定性提高，使马氏体转变热稳迟定滞化的程现度象可用称滞为后过温冷度奥间隔θ
氏体的热稳定化。
和残余奥氏体增量δ来表示
在TA温度停留ԏ后再继续冷却， 马氏体转变并不立即恢复，而
要冷至Ms'才重新形成马氏体。
即要滞后θ（θ=TA-Ms'）度， 转变才能继续进行。与正常情
特征
条状马氏体
第五章 马氏体转变(14-1)
——切变共格性
——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多
形状改变
界面
非扩散相变 ——原子发生切变 位移，但相对位置 没有发生变化 ——军队式转变 扩散型相变 ——原子不切变，位 置由于扩散而改变 ——平民式转变
界面
形状不改变
注意：马氏体相变的最基本的特征： （1）切变共格性 （2）无扩散性 其他特点均由这两个基本特点派生而来。
（四）淬火冷却速度的影响——有争议？
一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度 对Ms没有影响。 （五）磁场的影响 外加磁场，诱发M转变，Ms点↑。 原因： 磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不 大，T0 ↑， Ms点↑，类似形变诱发M相变。
f 1 f exp[ MS ( T 1 ( exp[ M q )] S Tq )]
晶体结构类型： 体心立方或体心正方等结构 后者存在正方度： c/a c/a =1+0.046C% ——与 C 含量有关
c b
a
——扁八面体 间隙位置
(1) α马氏体
体心立方(b.c.c), C%<0.1%， c/a=1 体心正方(b.c.t), C%： 0.1%~1.4%, c/a>1； b＝a 体心斜方(b.c.p), C%>1.4%, c/a>1, b/a>1
200 ℃本质：奥氏体变形方式的分界温度
Ms↑，A强度低 (<210Mpa)， 易滑移(所需应力小) →位错 , 板条； Ms↓, A强度高 (>210Mpa)，
临 滑移 界 分 孪生 切 应 力 片状 板条状 200 ℃ 温度
滑移或孪生所需应力与温 度及马氏体亚结构的关系
易孪生(所需应力小)
→孪晶 , 片状。
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Hale Waihona Puke 热弹性马氏体相变热力学特点
• 1.热力学函数在相变点只显示很小的不连续 性。 • 2.非化学自由能小。 • 3.软膜及母相点阵失稳。
热弹性马氏体相变晶体学特征
• 大多数产生热弹性马氏体相变的合金形成有序点 阵, 如果忽略有序结构性, 则几乎所有的合金都具 有体心立方晶体结构(BCC)。虽然不形成有序点 阵, 但仍产生热弹性马氏体相变的In-Ti、 Fe-Pd和 Mn-Cu合金比较特殊, 其母相为面心立方晶体结构 (FCC)。 • 而且, 有序点阵合金Fe-Pt合金的母相也是面心立 方晶体结构。但是, 除这四个合金外, 所有产生热 弹性马氏体相变的形状记忆合金的母相, 基本上都 是体心立方晶体结构的有序点阵合金, 是一种分属 于β相类的合金。
热弹性马氏体定义
• 在冷却转变与加热逆转变时呈弹性 长大与 缩小的马氏体称热弹性马氏体。
热弹性马氏体相变
• 温度下降时形成板条马氏体并连续长大,但温度升 高时通过严格的反向路径而消失的马氏体相变。 • 在相变过程中,系统中总是存在两个相反能量项之 间的平衡,其中的一个能量项是驱动相变的两相之 间的化学自由能差; • 另一个能量项是马氏体周围的母相中产生的反抗 相变的弹性能。这种热驱动力和弹性能之间的平 衡称为热弹性平衡
热弹性马氏体相变产生条件
• 为了使热弹性马氏体相变产生，界面能和 塑性变形所需的能量必须小到可以忽略不 计的程度。这就表明相变时结构变化要小， 即体积变化要小，而且P相和M相之间相界 面的共格性要好。 • 一般来讲，当P相具有有序结构时这些条件 便可得到满足。
热弹性马氏体弛豫特性
• 母相的本征内耗随振动频率的降低而衰减， 在某一临界频率下出现内耗峰。 • 随着等温测量温度的降低， 内耗峰的峰高 增加，峰位降低，这说明马氏体相变前母 相内部已经发生了预相变， 该弛豫为滞弹 性弛豫。
• CuAlNi合金中的热弹性马氏体冷却时缓慢长大，受热时缓慢缩小情况 的光学显微照片。当施加外力时也可观察到同样的长大或缩小行为 （∵外力会改变晶体中的弹性应变能）。
热弹性马氏体基本特征
• 1.热弹性马氏体的组织呈细带状 (或针状)。 • 2.热弹性马氏体相变的驱动 力(非化学自由能差) 较小，比钢的马氏 体相变小1一2个数量级。除锢 钦合金 外，几乎所有的热弹性马氏体的母相都 呈 有序态。形状应变切应力较小，体积 变化较小。 • 3.热弹性马氏体相变的热滞面积 较小，几乎是零。 热弹性马氏体相变时不存在爆发式相 变。 • 4.一部分具有热弹性马氏体相变的合金具有形状 记 忆效应。
• 1.热力学函数在相变点只显示很小的不连续 性。 • 2.非化学自由能小。 • 3.软膜及母相点阵失稳。
热弹性马氏体相变晶体学特征
• 大多数产生热弹性马氏体相变的合金形成有序点 阵, 如果忽略有序结构性, 则几乎所有的合金都具 有体心立方晶体结构(BCC)。虽然不形成有序点 阵, 但仍产生热弹性马氏体相变的In-Ti、 Fe-Pd和 Mn-Cu合金比较特殊, 其母相为面心立方晶体结构 (FCC)。 • 而且, 有序点阵合金Fe-Pt合金的母相也是面心立 方晶体结构。但是, 除这四个合金外, 所有产生热 弹性马氏体相变的形状记忆合金的母相, 基本上都 是体心立方晶体结构的有序点阵合金, 是一种分属 于β相类的合金。
热弹性马氏体定义
• 在冷却转变与加热逆转变时呈弹性 长大与 缩小的马氏体称热弹性马氏体。
热弹性马氏体相变
• 温度下降时形成板条马氏体并连续长大,但温度升 高时通过严格的反向路径而消失的马氏体相变。 • 在相变过程中,系统中总是存在两个相反能量项之 间的平衡,其中的一个能量项是驱动相变的两相之 间的化学自由能差; • 另一个能量项是马氏体周围的母相中产生的反抗 相变的弹性能。这种热驱动力和弹性能之间的平 衡称为热弹性平衡
热弹性马氏体相变产生条件
• 为了使热弹性马氏体相变产生，界面能和 塑性变形所需的能量必须小到可以忽略不 计的程度。这就表明相变时结构变化要小， 即体积变化要小，而且P相和M相之间相界 面的共格性要好。 • 一般来讲，当P相具有有序结构时这些条件 便可得到满足。
热弹性马氏体弛豫特性
• 母相的本征内耗随振动频率的降低而衰减， 在某一临界频率下出现内耗峰。 • 随着等温测量温度的降低， 内耗峰的峰高 增加，峰位降低，这说明马氏体相变前母 相内部已经发生了预相变， 该弛豫为滞弹 性弛豫。
• CuAlNi合金中的热弹性马氏体冷却时缓慢长大，受热时缓慢缩小情况 的光学显微照片。当施加外力时也可观察到同样的长大或缩小行为 （∵外力会改变晶体中的弹性应变能）。
热弹性马氏体基本特征
• 1.热弹性马氏体的组织呈细带状 (或针状)。 • 2.热弹性马氏体相变的驱动 力(非化学自由能差) 较小，比钢的马氏 体相变小1一2个数量级。除锢 钦合金 外，几乎所有的热弹性马氏体的母相都 呈 有序态。形状应变切应力较小，体积 变化较小。 • 3.热弹性马氏体相变的热滞面积 较小，几乎是零。 热弹性马氏体相变时不存在爆发式相 变。 • 4.一部分具有热弹性马氏体相变的合金具有形状 记 忆效应。