材料固态相变与扩散 第5章_钢中马氏体相变
马氏体相变
马氏体相变
12.1 马氏体相变的基本特征 12.2 马氏体相变热力学（重点） 12.3 马氏体相变动力学 12.4 马氏体的回火（重点） 12.5 马氏体时效钢的钢化机制分析
12.1 马氏体相变的基本特征
➢ 无扩散性 ➢ 非恒温性和不完全性 ➢ 切变共格性和表面浮凸现象 ➢ 晶体学位向关系 ➢ 马氏体的组织形态与亚结构 ➢ 奥氏体的热稳定化 ➢ 形变诱发马氏体转变 ➢ 过冷奥氏体的机械稳定化 ➢ 形状记忆效应
➢ 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。
西山关系：
{111}A∥{110}M ; <112>A∥<110>M
按西山关系，在每个 {111}A面上，马氏 体可能有3种取向， 故马氏体共有12种取 向（变体）。
奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向
12.1.5 马氏体的组织形态与亚结构
板条马氏体
片状马氏体
马
氏
蝶状马氏体
体
薄板状马氏体
K-S 关系：
{110}M //{111}A；<111>M//<110>A
由于3个奥氏体
501
<110>γ方向上(每个方
6’
向上有2种马氏体取向)可
能有6种不同的马氏体取
向,而奥氏体的 {111}γ 晶 面族中又有4种晶面，从
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。
马氏体转变及其应用
马氏体转变概述摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。
马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。
因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。
本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。
1 马氏体转变的特点及定义1.1 马氏体相变是无扩散型相变因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。
1.2 切变共格和表面浮凸现象人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。
这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。
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是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。
1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。
当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。
这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。
这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。
马氏体相变的名词解释
马氏体相变的名词解释马氏体相变是固态材料在经历加热后，发生固态相变形成马氏体的一种自发性相变过程。
这个过程是由于固态材料中的结构发生了变化，从而导致其宏观性质发生显著改变。
马氏体相变是一种重要的材料科学研究领域，具有广泛的应用价值，特别是在材料加工、制造以及机械、电子等领域。
马氏体是一种具有特殊晶体结构的金属或合金相。
通过马氏体相变，材料的原子排列发生变化，从立方晶系转变为正交晶系，这种转变导致了材料在微观尺度上的形变。
马氏体相变在材料中的应用包括增加材料的硬度、降低材料的延展性、改变材料的导电性等。
马氏体相变过程可以通过控制材料的组成、冷却速率以及外加应变等手段来实现。
根据不同的材料组成和处理方式，马氏体相变可以分为多种类型，如亚稳的马氏体相变、稳定的马氏体相变等。
亚稳的马氏体相变具有可逆性，即可以通过加热使马氏体再次转变为原有的相，而稳定的马氏体相变则是不可逆的，材料无法通过加热来回复到原有的相。
马氏体相变的研究在金属、合金和陶瓷等材料中广泛进行。
研究者们通过实验和理论模拟等方法，探索材料的晶体结构和其相变机制。
他们研究材料的组成、热处理条件以及外部应力对马氏体相变的影响，并尝试开发新的材料设计和加工方法来改变马氏体相变的性质。
在材料科学领域，马氏体相变被广泛应用于制造高强度材料、形状记忆合金和超弹性材料等。
高强度材料通过马氏体相变提高了材料的硬度和强度，在制造领域具有重要的应用价值。
形状记忆合金则是一种具有记忆效应的特殊合金材料，可以通过马氏体相变来实现形状的记忆和恢复。
超弹性材料具有很高的弹性形变能力，可以通过马氏体相变来实现材料的超大形变。
总结来说，马氏体相变是固态材料在加热过程中发生的一种自发性相变，其通过改变材料的晶体结构和原子排列来实现材料性能的改变。
马氏体相变对于材料科学的发展具有重要的意义，它在材料制造、加工以及电子等领域的应用也呈现出广阔的前景。
研究者们将继续在这一领域进行深入研究，以推动材料科学的发展和创新。
第五章 金属扩散及固态转变
⑷原子扩散的影响
对于扩散型相变，新旧两相的成分不同，相变通过 组元的扩散才能进行。在此种情况下，扩散就成为 相变的主要控制因素。但原子在固态中的扩散速度 远低于液态，两者的扩散系数相差几个数量级。 当过冷度增加到一定程度时，扩散成为决定性 因素，再增大过冷度会使转变速度减慢，甚至 原来的高温转变被抑制，在更低温度下发生无 扩散相变。 例如共析钢从高温奥氏体状态快速冷却下来，扩 散型的珠光体相变被抑制，在更低温度下发生无 扩散的马氏体相变，生成亚稳的马氏体组织。
a）
b）
c）
d）
e）
图5-14 共析转变的形核与生长示意图
1 共析转变的形核
⑴假定富含B组元的β为领 先相，γ相需源源不断提供 B组元才能保证β相的生长。 ⑵由于B组元不断降低，这 样为富含A组元的α相的形 核创造了条件，于是便在B 元的侧面形成了α相。 ⑶ α相 β相就这样不断地交 替生长，并向γ相纵深发展， 最后形成层片状的共析领域。
所有元素在α-Fe 的扩散系数>γ-Fe 中的扩散系数
例:900℃时,置换原子Ni在α -Fe中的扩散系数比在γ -Fe 中约大 1400 倍 ;527℃时 , 间隙原子 N 在 α -Fe 中的扩散系数 比在γ -Fe 中约大1500倍。
表明：致密度大，扩散系数小. 应用:渗氮温度尽量选在共析转变温度以下（590 ℃）,可 以缩短工艺周期。
应用举例 铸造合金消除枝晶偏析的均匀化退火
钢在加热和冷却时的一些相变
变形金属的回复与再结晶
钢的化学热处理
金属加热过程中的氧化和脱碳
固态扩散的实验(柯肯达尔效应) • 把Cu、Ni棒对焊，在焊接面上镶嵌上钨丝作为界面 标志。加热到高温并保温，界面标志钨丝向纯Ni一 侧移动了一段距离.
论文：马氏体相变
马氏体相变姓名：蔡安琪班级：材料物理1303 学号：1309050308【引言】人们最早在钢中发现了马氏体转变，后来陆续在有色金属、陶瓷、半导体材料中也发现了马氏体相变，所以关于马氏体相变和马氏体的认识也经历了一系列历史性的变迁。
然而，直至目前还是有许多问题很不清楚，有待于进一步研究。
【摘要】淬火硬化是钢的最重要的工艺过程之一。
如果钢从奥氏体区以足够快的速度淬火，就没有充分的时间产生扩散控制的共析分解过程，钢就变成了马氏体，或在某种情况下是马氏体并有少量的残余奥氏体。
马氏体是物理冶金中的一个术语，用于描述任何无扩散型转变的产物。
对于钢中的马氏体，其冷却速率使大多数固溶在fcc的γ—Fe中的碳原子能保留在α—Fe相固溶体内。
这样，钢中的马氏体只是碳在α—Fe中的过饱和固溶体。
这种转变是一个复杂的过程，甚至到今天对这一转变的机制也没有很好地理解，至少在钢中是如此。
本文主要讲述马氏体相变的一些特征，马氏体相变热力学。
【关键词】无扩散型转变马氏晶体学核心【正文】一、马氏体相变的主要特征1.1切片共格和表面浮突现象马氏体相变时在预先磨光的试样表面上可出现倾动，形成表面浮突，这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切边进行的。
奥氏体已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且一边凹陷，一边凸起，带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生转变，如图一。
由此可见，马氏体的形成是以切变方式进行的，同时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。
这种界面称为切变共格界面。
图一1.2无扩散性从马氏体相变的宏观均匀切变现象可以设想，在马氏体相变过程中原子是集体运动的，原来相邻的原子相变后仍然相邻，他们之间的相对位移不超过一个原子间距，即马氏体相变是在原子基本上不发生扩散的情况下发生的。
1.3在一定温度范围内完成相变必须将奥氏体快速冷却至某一温度以下才能发生马氏体相变，这一温度称为马氏体相变开始点，以M s表示。
材料科学知识点归纳(上)
一、概念题马氏体转变：是一种固态镶边，是通过母相宏观切变，原子整体有规律迁移完成的无扩散相变奥氏体的热稳定化：淬火冷却时，因缓慢冷却或在冷却过程中于某一温度停留引起的奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变变快的现象奥氏体的反稳定化：在热稳定上线温度Mc一下，热稳定程度随温度的升高而增加，但有些钢某一温度后稳定化程度反而下降的现象形变马氏体：通常将形变诱发马氏体转变所形成的马氏体成为形变马氏体组织遗传：指非平衡组织重新加热淬火后，其奥氏体晶粒大小仍保持原奥氏体晶粒大小的形状的现象相遗传：母相将其晶体学缺陷遗传給新相的现象相变冷作硬化：马氏体型城市的体积效应会引起周围奥氏体产生塑性变形，同时马氏体相变的切变特性，也将在晶体内产生大量微观缺陷，如位错、孪晶、层错等，这些缺陷会在马氏体逆转变过程中会被继承，结果导致强度明显升高而塑韧性下降马氏体异常正方度：新形成的马氏体正方度与碳含量的关系并不符合公式给出的关系的现象位相关系：在固态相变母相与新相之间所保持的晶体学取向关系珠光体晶粒（团）：在片状珠光体中，片层排列方向大致相同的区域称为珠光体团TTT曲线：使过冷奥氏体等温转变图，是描述过冷奥氏体等温转变行为，即等温温度等温时间转变产物的综合曲线K—S关系：在固态镶边母相与新相之间，所保持的晶体学位相关系，例如奥氏体向马氏体转变时新旧两项之间就保持这种关系（111）r // （110）α<110>r // <111>α二、符号意义Ms：马氏体点，马氏体转变的开始温度，母相与马氏体两相的体积自由能之差达到相变最小驱动力值得温度。
Mc：奥氏体热稳定化的上限温度，超过此温度奥氏体将出现热稳定化现象Mb：马氏体转变爆发点，在此温度瞬间有大量马氏体形成Md：形变马氏体点，能够形成形变诱发马氏体转变的上限温度Mf：马氏体转变的终了温度，此温度下奥氏体向马氏体转变将不再继续进行As：马氏体逆转变的开始温度，低于此温度马氏体不能像奥氏体转变，即马氏体逆转变的下限温度Sv：高碳片状马氏体显微裂纹敏感度，单位体积马氏体组织中显微裂纹的面积θ：滞后温度间隔度，奥氏体热稳定化程度量度，由于碳、氮原子钉扎位错，而要求提供附加化学驱动力以克服碳氮原子的钉扎力，而获得这个附加的化学驱动力所属的过冷度即为θ值So：片状珠光体的片间距离，即一片铁素体和渗碳体的总厚度，或相邻两片铁素体或渗碳体之间的中心距离三、简答题1．钢中奥氏体的点阵结构，碳原子可能存在的部位奥氏体是碳溶于γ—Fe所形成的固溶体，其为面心立方结构碳原子位于γ—Fe八面体间隙位置中心，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中心2．合金元素对奥氏体形成的四个阶段有何影响1对奥氏体的形成速度的影响○1通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度强碳化物形成元素Cr、Mo、W等降低碳在奥氏体中的扩散系数，推迟珠光体转变为奥氏体进程非碳化物形成元素Co，Ni等增大碳在奥氏体中的扩散系数，加快珠光体转变为奥氏体进程Si、Al等对碳在γ—Fe中扩散系数影响不大，因此对奥氏体形成无明显影响○2合金元素通过改变碳化物稳定性影响奥氏体的形成温度，通常是碳化物稳定性提高的元素延缓奥氏体的形成○3对临界点的影响：当温度一定时，临界点的变化相当于热度的变化Ni、Mn、Cu等降低A1温度，Cr、Mo、Ti、Si、Al等升高A1温度○4合金元素通过对原始组织的影响而影响奥氏体形成速度，Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体形成2合金钢中奥氏体均匀化，合金钢奥氏体形成后，除了碳的均匀化外，还要进行合金元素的均匀化（比碳慢100~10000倍），且合金元素均匀化所属时间更长3．以渗碳体为领现象说明珠光体团的形成过程，并说明奥氏体向珠光体转变过程中碳的扩散规律（另外一种问法：以共析碳钢为例说明珠光体团的形成过程并分析三相共存时碳的扩散规律）1形成过程，由于能量成分和结构起伏，首先在奥氏体晶界上产生了一小片cem晶核，这种片状珠光体晶核按非共格扩散关系，不仅纵向长大而且横向长大，横向长大时，吸收了两侧的碳原子，而使其两侧的奥氏体含碳量降低，当含碳量降低到足以形成铁素体时，接在cem两侧出现铁素体片，新生成的铁素体出了伴随渗碳体片向纵向长大也横向长大，铁素体横向长大时，必然要向两侧的奥氏体中排出多余的碳，因而增高侧面奥氏体的碳浓度，从而促进另一片cem的形成，出现了新的cem片，如此继续进行下去，就形成了许多F-cem相间的片层。
机械工程材料 第五章 钢的热处理.答案
30s
650 550
2s
40s
2s 5s
10s
2、C 曲线的分析 ⑴ 转变开始线与纵
坐标之间的距离为
孕育期。
孕育期越小，过冷
奥氏体稳定性越小.
孕育期最小处称C
曲线的“鼻尖”。
碳钢鼻尖处的温度
为550℃。
在鼻尖以上, 温度较 高，相变驱动力小.
在鼻尖以下，温度
较低，扩散困难。
从而使奥氏体稳定
为板条与针状的混合
组织。
0.2%C 0.45%C 1..2%C
3、马氏体的性能 高硬度是马氏体性 能的主要特点。 马氏体的硬度主要 取决于其含碳量。 含碳量增加，其硬
C%
马氏体硬度、韧性与含碳量的关系
度增加。
当含碳量大于0.6%时，其硬度趋于平缓。
合金元素对马氏体硬度的影响不大。
℃
温 度 ，
共析钢奥氏体化曲线（875℃退火）
体成分趋于均匀。
共析钢奥氏体化过程
亚共析钢和过共析钢的奥 氏体化过程与共析钢基本
相同。但由于先共析 或
二次Fe3C的存在，要获得
全部奥氏体组织，必须相
应加热到Ac3或Accm以上.
二、奥氏体晶粒长大及其影响因素
1、奥氏体晶粒长大 奥氏体化刚结束时的 晶粒度称起始晶粒度, 此时晶粒细小均匀。
(a)940淬火+220回火（板条M回+A‘少）(b)(c)(d)940淬火+820、780、750淬火（板条M+条状F+A’少） (e)940淬火+780淬火+220回火（板条M回+条状F+A‘少）(f)780淬火+220回火（板条M回+块状F）
马氏体相变的基本特征
马氏体相变的基本特征引言马氏体相变是指固体材料经过快速冷却或机械应力作用后，在普通的冷处理条件下发生的晶体结构相变现象。
马氏体相变具有广泛的应用背景，在材料科学和工程领域具有重要的意义。
本文将从马氏体相变的定义、形成机理、基本特征以及应用方面进行探讨。
马氏体相变的定义马氏体相变是指固体材料在冷却过程中经历组织相变，从高温相变为低温相的过程。
这种相变过程是一种固态相变，属于无序到有序的结构转变，通常发生在低温下。
马氏体相变的特点是快速、均匀和可逆的。
马氏体相变的形成机理马氏体相变的形成机理主要涉及晶格畸变、原子扩散和位错运动等过程。
通常情况下，当固体材料经历冷却过程时，晶格会发生畸变，从而形成新的有序结构。
这种畸变能够通过原子的扩散来进行传播，并且位错运动也会促进马氏体相变的形成。
马氏体相变的基本特征马氏体相变具有以下几个基本特征：1.快速性：马氏体相变是一个快速的相变过程，通常在毫秒至微秒的时间尺度内发生。
这种相变速度快的特点使得马氏体相变在某些应用中具有重要意义，比如形状记忆合金。
2.可逆性：马氏体相变是可逆的，即当加热到一定温度时，马氏体又会重新转变为高温相。
这种可逆性使得马氏体材料可以多次进行相变过程，具有重复使用的特点。
3.形状记忆效应：马氏体相变材料具有形状记忆效应，即在经历应力作用后，材料可以保持其原来的形状。
这种形状记忆效应使得马氏体相变材料在机械领域有广泛的应用，比如医疗器械和航空航天。
4.结构转变：马氏体相变是由无序的高温相向有序的低温相转变的过程。
在相变中，晶格结构会发生改变，从而影响材料的力学性能和磁性能等。
马氏体相变的应用马氏体相变具有广泛的应用背景，主要包括以下方面：1.形状记忆合金：马氏体相变材料在形状记忆合金中有广泛的应用。
形状记忆合金可以通过调控温度或应力来改变其形状，并且具有良好的可逆性和稳定性。
这种特性使得形状记忆合金在医疗器械、汽车工业和航空航天等领域有广泛的应用。
马氏体
马氏体组织马氏体马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。
最先由德国冶金学家Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。
马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。
中文名：马氏体外文名：martensite释义：黑色金属材料的一种组织名称提出者：阿道夫·马滕斯一、马氏体发展史1、马氏体19世纪90年代最先由德国冶金学家阿道夫·马滕斯（Adolf Martens，1850-1914）于在一种硬矿物中发现。
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，如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-□n、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）。
2、组成类型常见马氏体组织有两种类型。
中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。
钢的固态相变
λν0
exp(
−∆G kT
V
)(1 −
exp(
−V∆G kT
V
))
从上式中可看出，当过冷度较小时，长大速度随过冷度的增大而增加；
到达某一极限值后，长大速度又随着过冷度的增大而降低。
当新相的形成有成分变化时，由于新相的成分与母相不同，在母相内存在
着浓度差。新相的长大过程需要原子由远离相界的地区扩散到相界处，或者由
6
变。
1、转变的现象
如果把共析成分的单相奥氏体试样迅速放入温度在 727～550℃间的某一
温度下介质中，随着时间的延长珠光体转变开始进行，如果测定转变量与时间
的关系，可以得到如图所示的一条分解曲线。分解曲线表明，珠光体
的分解过程包括一个转变的孕育
期，一个转变的加速阶段以及一 100
的形成速度。
对于扩散型相变，新相的长大时界面的移动依靠原子的扩散来进行。这时
长大的速度与过冷度、原子的扩散系数等有关。
当新相的形成没有成分的变化时，新相的长大是由原子的短程扩散来控制
的，即母相的原子跨越相界扩散到新相上去，这时新相的长大速度与纯金属结
晶时的长大速度规律相似，长大速度的表达式可为：
V
=
固态相变时，母相中的各种晶体缺陷，如晶界、相界、位错等对相变有着 比较明显的促进作用。因为在缺陷周围晶格畸变，具有较高的能量，在这些区 域形核比较容易，因而可以促进新相的形成。 4、固态相变过程中会出现较稳定的过渡相
过渡相是一种亚稳定相，其成分和结构往往界于母相和新相之间。由于固 态相变阻力大，转变温度比较低，原子扩散困难，新相与母相成分相差较大时， 难以形成稳定相。相变的进行过程中，先形成一种协调性的中间转变产物（过 渡相），然后在进一步转变成为稳定相。当温度等条件较差时，形成的过渡相 可以具有较好的稳定相而保留下来。 四、固态相变的类型
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。
材料科学基础马氏体转变
A－C原子进入正八面体中心，点阵对称膨 胀M－C原子进入扁八面体中心，畸变偶极应力 场硬化要素
间隙固溶强化作用；晶界、位错、孪晶的强 化作用；C原子团簇的位错钉扎作用
固态相变
马氏体的塑性和韧性与其含碳量、组织形态 及亚结构密切相关。一般地，铁碳合金中， w(C)<0.3%，形成板条M，塑性和韧性好； w(C)> 1.0%,形成片状M,塑性和韧性差； 0.3－1.0%C之间形成板条M+片状M的混 合组织,可能获得良好强韧性。
固态相变
固态相变
(112)f K-S二次切变
N-W二次切变
3.G-T机制
固态相变
4. 晶体学表象理论
（Wechsler-Read-Lieberman, WLR理论）
不解释原子如何移动导致相变，而只根据转变起 始和最终的晶体状态，预测马氏体转变的晶体学 参量。 前提条件：惯习面为不变平面
(1)通过Bain形变得到马氏体点阵 (2)为得到无畸变的惯习面，需引入一个适当的 点阵不变切变，这种点阵不变切变可以通过微区 滑移或孪生实现。 (3)进行整体的刚性旋转使非畸变平面恢复到初 始的位置。
四、马氏体转变化曲线 临界化学驱动力：
DGT =Ms = DS (T0 - MS )
马氏体转变在较大的过冷度下才能发生 原因：M转变将引起形状和体积变化，产 生很高的应变能。只有相变驱动力大得足 以克服因高应变能所造成的相变阻力，新 相才有生长的机会。
固态相变
六、马氏体相变表象理论
1. Bain模型 z=z’
x’ x
固态相变
y y’
固态相变
K－S关系
2. K-S和N-W机制
点阵以(111)f为底面，按ABCABC的次序 自下而上堆垛。 切变进行步骤：
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b1 应变能和界面能的估算 过程都是遵循沿着阻力最小的途径进行的。
当T一定时，ΔGV 是一定值. 应变能ΔGE+界面能ΔGS
最小.
在钢中, 经计算ΔGS = 14.18 J/mol , ΔGE为 > 580 J/mol， ΔGV 大约在 -1213 J/mol 界面能ΔGS远小于 Δ GE
(6.10)
A为切变应变能因子,
A
(
2
2 n
)
γ是形变的切变分量，εn是形变的膨胀分量。
r 、 c 称为形状参数，σ、 A为能量参数。当M的体积不变时， 可求得满足为最小值的关系。借助于偏微分有：
dV 0
V 4 cr 2
3
dGN 0
义
点阵的均匀应变，也简称均匀切变
均匀点阵形变会改变结构，产生体积变化
特 点
和形状变化，可引起高的应变能. 最简单的就是Bain应变模型
形状变化有两个分量：切变分量和膨胀分量， 其共同作用使相变产生了整体的宏观变形。
表面浮凸现象就是由于形状变化造成的。
3 点阵不变形变
原理
最小自由能原理,尽可能↓相变体系的能量
特点
又称不均匀切变。M相变在第一次切变 后，→产生滑移或孪生。滑移留下位错、 层错，孪生形成了共格孪晶界面。
这不改变已形成的点阵结构，也不改变体积，却改 变了应变能 ，使体系的能量↓。对一般马氏体相变， 点阵不变形变是第二次切变
图 马氏体相变的二次切变过程 a)母相晶体；b)点阵切变后的晶体；c)二次滑移切变；d) 二次孪生切变
3
GV4
2 非均匀形核 位错形核: 位错运动产生马氏体核心;界面位错阵列形核;
位错应变能协助转变
层错形核: 位错理论假定, 位错可分解为两组不全位错， 当两组不全位错分离时，它们之间的结构将发生变 化。若母相为面心立方结构时，层错区域为hcp。 层错区域形成的就是hcp马氏体的核心。 Olson和Cohen详细定量地计算了这些位错的运动.
6.1 几个基本概念 1 位移式转变
结构 转变
重建式转变 位移式转变
位移式转变是 一种通过原子的 协调移动来进行 的固态相变
不需要破坏化学键，相变位垒低 ，
相
相变速度快。
变
协调移动有两种方式：均匀点阵形变
特
（畸变）和原子改组（shuffle）
点
2 均匀点阵畸变
定
均匀点阵畸变是将一种点阵转变为另一种
图 Ti合金中的β→ω相变 (原子改组)
图 SrTiO3分子结构的旋转相变 ○氧原子,●Sr原子,顶角为Ti原子
6、马氏体相变
M•柯亨定义：M相变是实质上没有扩散的点阵畸
定
变式的组织转变，它的切变分量和最终形态变化应
义
足以使转变过程中动力学及形态受应变能控制
位移式、无扩散是两个主要特征。
① 需要形核和过冷；
4 原子改组
原子改组是原子在晶胞内的协调移动，这种移动并不产 生均匀点阵形变的应变。如在Ti合金中的β→ω相变, 某些 原子靠近一点，另一些原子相对远离一点，交替进行。→ 没有总的形状变化， →应变能不重要，界面能稍有变化
5 无扩散相变
原子不发生随机迁移扩散的相变称为无扩散相变。当然 肯定也是位移式的。无扩散相变重要的结果是使新、旧两 相具有完全相同的成分，并且组织缺陷也遗传。所以从热 力学观点看，无扩散相变可当作单组元系统来处理。
面心立方结构的密排面是{111}面，不全位错在密排面 上运动，根据Cohen和Olson理论, 可有三种情况：
（1）位错原堆垛在每层{111}γ面上， 则不全位错在每一层{111}γ面上运动
层错区域 成为孪晶
（2）若每隔一层{111}γ面上存在位错 堆垛，并分解为不全位错
hcp结构 ε马氏体
（3）若不全位错在每隔两层{111}γ面 上运动，
经典的均匀形核理论: 设马氏体核心呈扁球形，c/r ≪ 1，如图6.6。
形成这片马氏体时，总的自由能变化为：
G
4 cr 2
3
GV
4 cr 2
3
Ac r
2r 2
ΔG随r、c变化的曲线很复杂，呈马鞍面形状，是双曲抛物
面。分别求其偏导数，可求得ΔG* ，即：
c 2
GV
r 4 A
GV2
G 32 A2 3
这种转变也是位移式无扩散相变，位移也是以切变为 主的。和M相变的根本区别是轴比c/a是连续变化的，即 意味着正方结构是从母相连续形成的，不需要形核。
例如：超导化合物V3Si 的转变特征。V3Si从高温冷却 到很低温度时，具有立方结构、点阵常数为a的母相会转 变为正方结构相。如图6.4所示，转变临界温度为Tm ， 正方结构的c 增长，而a 则减小。
② 形成的界面作保守运动，形成一个不变平面
特 界面。界面移动速率极快，界面前有许多位错， 点 应变能是很重要的；
③ 新、旧相结构之间具有明显的晶体学关系。
当然这不是根本特征，其它许多相变也都有.
7、准马氏体相变
准M相变（Quasimartensitic Transformation）和M相 变一样，也是以切变形变为主，但其切变量不大，因此 它的动力学和形态基本上不受应变能所控制。
2 能量和形貌的关系
设马氏体为扁球形，半径为r ，厚度为c ，则其体积和表 面积可求得 。采用变温长大理论, 所以，该马氏体片的非化 学自由能变化为：
g N
2r 2
4 cr 2
3
Ac r
2r 2
4 c2r A
3
那么，单位体积马氏体的非化学自由能变化为：
GN
g N
4cr 2 / 3
3
2c
Ac r
第5章 钢中马氏体相变
唯象法是马氏体相变的唯象理论，可用矩阵
等数学方法来描述切变过程及晶体学关系等
研
究
能量法是从能量角度来分析研究马氏体相变
方
的形核和长大过程及形貌变化规律
法
结构法是用各种显微分析手段来分析研究马 氏体相变的晶体结构和性能变化规律
本章主要从能量角度来讨论马氏体相变的热力学、 动力学和形态学的规律。
6.2 马氏体相变形核 1 均匀形核
分析讨论相变晶核的临界尺寸，一般有两种方法：
经典均匀 形核方法
设 ΔG=ΔGV+ΔGE+ΔGS → 求ΔG*
相变变温 长大理论
认为体系到达相变临界温度MS时, 体系 中已存在许多可供相变长大的晶核, 这时在
理论上相变驱动力和相变阻力是相等的.
MS 应满足ΔGV+ΔGE+ΔGS=0 → ΔG* 两种方法得到的临界晶核尺寸大小是有一定差别的