形状记忆合金01
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小,热弹性马氏体 大,非热弹性马氏体
热弹性马氏体相变
热弹性马氏体相变的一般特征
马氏体量是温度的函数 相变温度滞后小,相变驱动力小 相界面与马氏体晶界有良好的协调性
两类热弹性马氏体相变
第一类热弹性马氏体相变:Ms—Mf间隔小,且 As>Ms 第一类热弹性马氏体相变:Ms—Mf间隔大,且 As<Ms
热弹性马氏体相变
形状记忆合金的制作方法 _TiNi形状记忆合金 形状记忆合金
TiNiwk.baidu.com金的熔炼 合金的熔炼
1. 按相变驱动力的大小分
大,几百cal/mol, 小,几cal/mol～几十cal/mol
2. 按马氏体的形成方式分
变温马氏体转变 ,马氏体的生成量是温度的函数
I. 马氏体片的数量虽温度而改变 II. 马氏体片的大小随温度而变
等温马氏体转变 ,马氏体的生成量是时间的函数
3. 根据马氏体相变及其逆相变的温度滞后(As-Ms)大小分
马氏体相变是切变性相变
切变性相变:从母相到马氏体相的转变过程是以切 变方式进行的,是靠母相和新相界面上的原子以协 同的,集体的,定向的和有次序的方式移动,实现 从母相到马氏体相的转变 实验证明
浮凸:预先磨制抛光好的试样,当激冷发生马氏体相变 后,在试样表面能观察到宏观的倾斜的隆起 折线:在发生马氏体相变前,在试样上刻上一条直线, 发生马氏体相变后,刻痕直线受折,有的时候会被折成 几段,但直线仍然保持连续
马氏体相变分三步进行
马氏体相变的G-T转变模型
{111}γ //{110}a ' , 差1° < 110 > γ // < 111 > a ' ,差2°
平均切变角为10°45' G-T转变模型解释了表面倾动 效应,也解释了惯习面的位向, 马氏体的位向以及结构改变, 但是,它没有解决愤习面的不 应变和不转动现象
相变驱动力
相变驱动力
马氏体相变的Bain转变模型
(111)γ <=> (011)a' 这一机制从晶体结构上给出了相变前后两 [101]γ<=> [111]a' 相之间对应的原子面和方向,但是,它不 [110]γ<=> [100]a' 能解释宏观切变,即表面浮凸,也不能解 [112]γ<=> [011]a' 释不应变平面,惯习面的存在
马氏体变体
应力诱发马氏体相变
Stress Induced Martensitic Transformation
相变伪弹性 Transformation Pseudoelasticity
产生热弹性马氏体相变的形状记忆合金,在 Af温度以上由于应力诱发产生的马氏体只在 应力作用下才能稳定地存在,应力一旦解除, 立即产生逆相变,回到母相状态,在应力作 用下产生的宏观变形也随逆相变而完全消失, 其中应力与应变的关系表现出明显的非线性, 这种非线性弹性和相变密切相关,所以叫做 相变伪弹性,也叫超弹性
形状记忆合金 Shape Memory Alloys
余方新 南昌大学材料学院 22 May 2010
形状记忆合金概述
发展历史 基本概念
形状记忆效应及其临界温度 热弹性马氏体相变 马氏体变体与自协作 应力诱发马氏体相变 相变伪弹性(超弹性)
形状记忆合金发展历史
30年代,美国哈佛大学A. B. Greninger等发现CuZn合金在加热与冷却的 过程中,马氏体会随之收缩与长大 1948年,前苏联学者库尔久莫夫预测到某些具有马氏体相变的合金会出 现热弹性马氏体相变 1951年,张禄经,Read发现Au-47.5%Cd具有形状记忆效应 1963年,美国海军武器试验室(Americal navy Ordinance Laboratory) 的Buehler博士等发现Ni-Ti合金具有形状记忆效应,并开发了Nitinol Buehler Ni-Ti Nitinol (Ni-Ti-Navy-Ordinance-Laboratory)形状记忆合金. 70年代,CuAlNi也被发现具有形状记忆功能 1975年左右,FeMnSi及有些不锈钢也有形状记忆功能,并在工业中得 到应用 1975年至1980年左右,双程形状记忆效应(Two Way Shape Memory Effect),全程形状记忆效应(All Round Shape Memory Effect),逆 向形状记忆效应(Inverse Shape Memory Effect)相继被发现
相变伪弹性
马氏体相变 (Martensitic Transformation)
马氏体相变概述
命名,德国人 Adolph Martens 最初的认识:相变产物的特征 深入研究:形核和生长的过程 生长速度
钢:105cm/s AuCd合金,CuZn合金:显微镜下肉眼观察
马氏体相变转变过程中,没有原子的扩散,也不改变成 分,仅仅是晶格结构发生变化.母相(P)和马氏体相(M)内 的晶格点阵有看一一对应的关系 除钢外,纯金属Li,Ti,Hg,Tl,Pu,Co,合金AuCd, CuAl,AgZn,CuZn,TiNi,化合物半导体BaTiO3, ZrO2,非金属材料V3Si,也存在马氏体相变
调整Ni含量 加Fe
铜基形状记忆合金
特点:母相均为体心立方结构,称之为β相合 金 铜基形状记忆合金的相变温度Ms和Af随热循 环次数变化关系
Cu-Zn-Al Cu-Al-Ni
铜基形状记忆合金的缺点及改进方法
铁基形状记忆合金
概述 铁基形状记忆合金没有发现具有伪弹性 FeMnSi合金的特点 铁基形状记忆合金形状记忆效应的机制 ——以FeMnSi合金为例:应力诱发马氏体相 变
形状记忆效应
形状记忆效应:固体材料在发生了塑性变形后, 经过加热到某一温度之上,能够恢复到变形前的 形状,这种现象就叫做形状记忆效应.
普通金属材料
形状记忆合金
形状记忆效应简易演示实验
初始形状
拉直
加热后恢复
形状记忆效应与马氏体相变
形状记亿效应是在马氏体相变中发现的 马氏体相变中的的高温相叫做母相(P),低温相 叫做马氏体相(M) 马氏体正相变,马氏体逆相变. 马氏体逆相变中表现的形状记忆效应,不仅晶 体结构完全回复到母相状态,晶格位向也完全回 复到母相状态,这种相变晶体学可逆性只发生在 产生热弹性马氏体相变的合金中. 马氏体相变的临界温度:Ms,Mf,As,Af
马氏体相变晶体缺陷与相变可逆性
马氏体内一定有晶体缺陷存在,这些缺陷包 括孪晶,高密度位错,层错等
高碳钢晶体缺陷:孪晶 底碳钢晶体缺陷:高密度位错 有色合金晶体缺陷:层错或孪晶
马氏体相变具有可逆性:在冷却过程中形成 的马氏体,经过加热后可以通过马氏体逆转 变回到母相状态.
热弹性马氏体相变
马氏体相变的三种分类方式
形状记忆效应的3种类型
单程形状记忆效应:材料在高温
下制成某种形状,在低温相时将其 变形,再加热时恢复为高温相形状, 而重新冷却时不能恢复低温相时的 形状. 双程形状记忆效应:材料加热时 恢复高温相形状,冷却时恢复低温 相形状,即通过温度升降自发可逆 地反复高低温相形状的现象. 全程形状记忆效应:材料加热时 恢复高温相形状,冷却时变为形状 相同而取向相反的高温相形状.目 前只在富镍的Ti-Ni合金中发现.
马氏体相变的热力学持征
相变得以进行需要驱动力,相变驱动力来自 于新旧两相的自出能差 马氏体相变时需要较大的驱动力.这主要是 由于相转变时的切变过程需要很高的塑性变 形能,用以产生浮凸,产生高密度位错或孪 晶等,同时,为了维持两相的共格,以及因 体积的变化会引起晶格的弹性畸变,导致较 大的能量提高.所以,马氏体相变的的驱动 力主要是为了克服相变时的切变阻力和变形 阻力,包括弹性变形和塑性变形.
热弹性马氏体相变的晶体学特征
具有晶体学可逆性:表现为马氏体晶体结构在 逆相变中回复到了原来母相的晶体结构,以及 在晶体位向上也得到了完全的回复 β相合金的晶体结构持征及其分类
β合金:母相是体心立方结构类型的形状记忆合金 β合金分3类
马氏体相的周期堆垛结构 热弹性马氏体相变中的晶体结构对应关系
形状记忆原理——形状回复的原因 形状回复的原因 形状记忆原理
马氏体相变时,母相向马氏体转变,原子排列面发生切应变. 马氏体变体以形成马氏体片群的自协作方式,沿取阻力小, 能量低的方向,完成马氏体转变,转变前后的合金保持严格 的晶体结构的对应关系. 转变后的马氏体如果受到外力的作用,马氏体变体就会顺着 外力的方向发生择优取向,当大部分或全部的马氏体都采取 一个取向时,整个材料在宏观上表现为形变. 将变形马氏体加热到Af点以上,马氏体发生逆转变,对于那 些马氏体晶体的对称性很低的合金,转变为母相时只形成几 个位向,甚至只有一个位向——母相原来的位向.尤其当母 相为长程有序时,更是如此.当自适应马氏体片群中不同变 体存在强的力学偶时,形成单一位向的母相倾向更大.逆转 变完成后,便完全回复了原来母相的晶体,宏观变形也完全 恢复.
形状记忆效应与温度和应力之间的关系
形状记忆合金
TiNi形状记忆合金 铜基形状记忆合金 铁基形状记忆合金
TiNi形状记忆合金
概述 TiNi合金的晶体结构:母相,马氏体相 TiNi合金的马氏体相变
马氏体正相变 P→IC→R→M 马氏体逆相变 M →R→IC→P R相的特点
TiNi合金马氏体相变温度点调整控制
马氏体相变 (Martensitic Transformation)
马氏体相变的一般特征
无扩散性 :马氏体相变最本质的特征 切变性相变 共格性相变 惯习面 晶体缺陷 相变可逆性
马氏体相变
马氏体相变的热力学持征 马氏体相变机制的几个晶体学经典模型
Bain转变模型 K-S转变模型 西山转变模型 G-T转变模型
c/a = 2
马氏体相变的K-S转变模型
{011}a ' //{111}γ ; < 111 > a ' // < 101 > γ
马氏体相变分三步进行 K-S转变模型和Bain转变模型 一样,解释了新旧两相之间的 位向关系,但是,也不能解释 表面浮凸现象和惯习面的存在
马氏体相变的西山转变模型
{111}γ //{110}a ' {211}γ //{011}a '
马氏体相变是无扩散性相变
LiMg合金在-200℃下发生了马氏体相变.在-200℃这样的 低温下,原子的扩散是不可能的. FeC合金和FeNi合金在-20～-195 ℃之间,马氏体形成的 时间约为0.05～0.5s,在-200℃以下以同样的速度形成 马氏体. CuAl合金中,从母相到马氏体相的转变,有序结构保持不 变,根据有序母相的CuAl的原子位置及其取向关系,可以 计算出形成马氏体超结构X射线图相,结果与实验一致, 说明马氏体型相变过程只有原子位置的移动(小于一个原子 间距),而没有原子位置的调换. FeC合金中,C原子和Fe原子的间隙位置,在奥氏体和马 氏体中都保持不变,并导致马氏体的四方性. 马氏体相变前后没有任何化学成分的改变,马氏体相成分 和原母相成分完全一致
马氏体相变的临界温度
热弹性马氏体相变(Thermoelastic Martensitic Transformation)
马氏体相变和逆相变的温度滞后(As - Ms) 热弹性马氏体相变和非热弹性马氏体相变
马氏体变体与自协作
马氏体变体(Martensitic Variant) :晶体学等 价,惯习面位向不同的马氏体 自协作(Self Accommodation):马氏体变体 (Self Accommodation) 生成时都伴随有形状变化,在合金的局部产 生凹凸,但是,作为整体,在相变前后其形 状并不发生改变,这是因为若干个马氏体变 体组成菱形状片群,或组成三角锥状片群, 它们互相抵消了生成时产生的形状变化,这 样的马氏体生成方式被叫做自协作
马氏体相变中的浮凸和折线
马氏体相变的切变变形模式
马氏体相变是共格性相变
共格性相变:相界面上的原子既属于母相, 也属于马氏体相
马氏体相变的惯习面(Habit Plane)
在马氏体相变中,马氏体总是沿着母相的某 一晶面开始产生,这个晶面在马氏体相变的 全过程中,既不发生畸变,也不发生转动. 这样的晶面就称为惯习面,惯习面也是两相 的交界面 一般来说,每一种金属或合金在形成马氏体 时都有自己确定的惯习面 惯习面以母相的晶面指数来表示,大多情况 下为无理数指数面
热弹性马氏体相变
热弹性马氏体相变的一般特征
马氏体量是温度的函数 相变温度滞后小,相变驱动力小 相界面与马氏体晶界有良好的协调性
两类热弹性马氏体相变
第一类热弹性马氏体相变:Ms—Mf间隔小,且 As>Ms 第一类热弹性马氏体相变:Ms—Mf间隔大,且 As<Ms
热弹性马氏体相变
形状记忆合金的制作方法 _TiNi形状记忆合金 形状记忆合金
TiNiwk.baidu.com金的熔炼 合金的熔炼
1. 按相变驱动力的大小分
大,几百cal/mol, 小,几cal/mol～几十cal/mol
2. 按马氏体的形成方式分
变温马氏体转变 ,马氏体的生成量是温度的函数
I. 马氏体片的数量虽温度而改变 II. 马氏体片的大小随温度而变
等温马氏体转变 ,马氏体的生成量是时间的函数
3. 根据马氏体相变及其逆相变的温度滞后(As-Ms)大小分
马氏体相变是切变性相变
切变性相变:从母相到马氏体相的转变过程是以切 变方式进行的,是靠母相和新相界面上的原子以协 同的,集体的,定向的和有次序的方式移动,实现 从母相到马氏体相的转变 实验证明
浮凸:预先磨制抛光好的试样,当激冷发生马氏体相变 后,在试样表面能观察到宏观的倾斜的隆起 折线:在发生马氏体相变前,在试样上刻上一条直线, 发生马氏体相变后,刻痕直线受折,有的时候会被折成 几段,但直线仍然保持连续
马氏体相变分三步进行
马氏体相变的G-T转变模型
{111}γ //{110}a ' , 差1° < 110 > γ // < 111 > a ' ,差2°
平均切变角为10°45' G-T转变模型解释了表面倾动 效应,也解释了惯习面的位向, 马氏体的位向以及结构改变, 但是,它没有解决愤习面的不 应变和不转动现象
相变驱动力
相变驱动力
马氏体相变的Bain转变模型
(111)γ <=> (011)a' 这一机制从晶体结构上给出了相变前后两 [101]γ<=> [111]a' 相之间对应的原子面和方向,但是,它不 [110]γ<=> [100]a' 能解释宏观切变,即表面浮凸,也不能解 [112]γ<=> [011]a' 释不应变平面,惯习面的存在
马氏体变体
应力诱发马氏体相变
Stress Induced Martensitic Transformation
相变伪弹性 Transformation Pseudoelasticity
产生热弹性马氏体相变的形状记忆合金,在 Af温度以上由于应力诱发产生的马氏体只在 应力作用下才能稳定地存在,应力一旦解除, 立即产生逆相变,回到母相状态,在应力作 用下产生的宏观变形也随逆相变而完全消失, 其中应力与应变的关系表现出明显的非线性, 这种非线性弹性和相变密切相关,所以叫做 相变伪弹性,也叫超弹性
形状记忆合金 Shape Memory Alloys
余方新 南昌大学材料学院 22 May 2010
形状记忆合金概述
发展历史 基本概念
形状记忆效应及其临界温度 热弹性马氏体相变 马氏体变体与自协作 应力诱发马氏体相变 相变伪弹性(超弹性)
形状记忆合金发展历史
30年代,美国哈佛大学A. B. Greninger等发现CuZn合金在加热与冷却的 过程中,马氏体会随之收缩与长大 1948年,前苏联学者库尔久莫夫预测到某些具有马氏体相变的合金会出 现热弹性马氏体相变 1951年,张禄经,Read发现Au-47.5%Cd具有形状记忆效应 1963年,美国海军武器试验室(Americal navy Ordinance Laboratory) 的Buehler博士等发现Ni-Ti合金具有形状记忆效应,并开发了Nitinol Buehler Ni-Ti Nitinol (Ni-Ti-Navy-Ordinance-Laboratory)形状记忆合金. 70年代,CuAlNi也被发现具有形状记忆功能 1975年左右,FeMnSi及有些不锈钢也有形状记忆功能,并在工业中得 到应用 1975年至1980年左右,双程形状记忆效应(Two Way Shape Memory Effect),全程形状记忆效应(All Round Shape Memory Effect),逆 向形状记忆效应(Inverse Shape Memory Effect)相继被发现
相变伪弹性
马氏体相变 (Martensitic Transformation)
马氏体相变概述
命名,德国人 Adolph Martens 最初的认识:相变产物的特征 深入研究:形核和生长的过程 生长速度
钢:105cm/s AuCd合金,CuZn合金:显微镜下肉眼观察
马氏体相变转变过程中,没有原子的扩散,也不改变成 分,仅仅是晶格结构发生变化.母相(P)和马氏体相(M)内 的晶格点阵有看一一对应的关系 除钢外,纯金属Li,Ti,Hg,Tl,Pu,Co,合金AuCd, CuAl,AgZn,CuZn,TiNi,化合物半导体BaTiO3, ZrO2,非金属材料V3Si,也存在马氏体相变
调整Ni含量 加Fe
铜基形状记忆合金
特点:母相均为体心立方结构,称之为β相合 金 铜基形状记忆合金的相变温度Ms和Af随热循 环次数变化关系
Cu-Zn-Al Cu-Al-Ni
铜基形状记忆合金的缺点及改进方法
铁基形状记忆合金
概述 铁基形状记忆合金没有发现具有伪弹性 FeMnSi合金的特点 铁基形状记忆合金形状记忆效应的机制 ——以FeMnSi合金为例:应力诱发马氏体相 变
形状记忆效应
形状记忆效应:固体材料在发生了塑性变形后, 经过加热到某一温度之上,能够恢复到变形前的 形状,这种现象就叫做形状记忆效应.
普通金属材料
形状记忆合金
形状记忆效应简易演示实验
初始形状
拉直
加热后恢复
形状记忆效应与马氏体相变
形状记亿效应是在马氏体相变中发现的 马氏体相变中的的高温相叫做母相(P),低温相 叫做马氏体相(M) 马氏体正相变,马氏体逆相变. 马氏体逆相变中表现的形状记忆效应,不仅晶 体结构完全回复到母相状态,晶格位向也完全回 复到母相状态,这种相变晶体学可逆性只发生在 产生热弹性马氏体相变的合金中. 马氏体相变的临界温度:Ms,Mf,As,Af
马氏体相变晶体缺陷与相变可逆性
马氏体内一定有晶体缺陷存在,这些缺陷包 括孪晶,高密度位错,层错等
高碳钢晶体缺陷:孪晶 底碳钢晶体缺陷:高密度位错 有色合金晶体缺陷:层错或孪晶
马氏体相变具有可逆性:在冷却过程中形成 的马氏体,经过加热后可以通过马氏体逆转 变回到母相状态.
热弹性马氏体相变
马氏体相变的三种分类方式
形状记忆效应的3种类型
单程形状记忆效应:材料在高温
下制成某种形状,在低温相时将其 变形,再加热时恢复为高温相形状, 而重新冷却时不能恢复低温相时的 形状. 双程形状记忆效应:材料加热时 恢复高温相形状,冷却时恢复低温 相形状,即通过温度升降自发可逆 地反复高低温相形状的现象. 全程形状记忆效应:材料加热时 恢复高温相形状,冷却时变为形状 相同而取向相反的高温相形状.目 前只在富镍的Ti-Ni合金中发现.
马氏体相变的热力学持征
相变得以进行需要驱动力,相变驱动力来自 于新旧两相的自出能差 马氏体相变时需要较大的驱动力.这主要是 由于相转变时的切变过程需要很高的塑性变 形能,用以产生浮凸,产生高密度位错或孪 晶等,同时,为了维持两相的共格,以及因 体积的变化会引起晶格的弹性畸变,导致较 大的能量提高.所以,马氏体相变的的驱动 力主要是为了克服相变时的切变阻力和变形 阻力,包括弹性变形和塑性变形.
热弹性马氏体相变的晶体学特征
具有晶体学可逆性:表现为马氏体晶体结构在 逆相变中回复到了原来母相的晶体结构,以及 在晶体位向上也得到了完全的回复 β相合金的晶体结构持征及其分类
β合金:母相是体心立方结构类型的形状记忆合金 β合金分3类
马氏体相的周期堆垛结构 热弹性马氏体相变中的晶体结构对应关系
形状记忆原理——形状回复的原因 形状回复的原因 形状记忆原理
马氏体相变时,母相向马氏体转变,原子排列面发生切应变. 马氏体变体以形成马氏体片群的自协作方式,沿取阻力小, 能量低的方向,完成马氏体转变,转变前后的合金保持严格 的晶体结构的对应关系. 转变后的马氏体如果受到外力的作用,马氏体变体就会顺着 外力的方向发生择优取向,当大部分或全部的马氏体都采取 一个取向时,整个材料在宏观上表现为形变. 将变形马氏体加热到Af点以上,马氏体发生逆转变,对于那 些马氏体晶体的对称性很低的合金,转变为母相时只形成几 个位向,甚至只有一个位向——母相原来的位向.尤其当母 相为长程有序时,更是如此.当自适应马氏体片群中不同变 体存在强的力学偶时,形成单一位向的母相倾向更大.逆转 变完成后,便完全回复了原来母相的晶体,宏观变形也完全 恢复.
形状记忆效应与温度和应力之间的关系
形状记忆合金
TiNi形状记忆合金 铜基形状记忆合金 铁基形状记忆合金
TiNi形状记忆合金
概述 TiNi合金的晶体结构:母相,马氏体相 TiNi合金的马氏体相变
马氏体正相变 P→IC→R→M 马氏体逆相变 M →R→IC→P R相的特点
TiNi合金马氏体相变温度点调整控制
马氏体相变 (Martensitic Transformation)
马氏体相变的一般特征
无扩散性 :马氏体相变最本质的特征 切变性相变 共格性相变 惯习面 晶体缺陷 相变可逆性
马氏体相变
马氏体相变的热力学持征 马氏体相变机制的几个晶体学经典模型
Bain转变模型 K-S转变模型 西山转变模型 G-T转变模型
c/a = 2
马氏体相变的K-S转变模型
{011}a ' //{111}γ ; < 111 > a ' // < 101 > γ
马氏体相变分三步进行 K-S转变模型和Bain转变模型 一样,解释了新旧两相之间的 位向关系,但是,也不能解释 表面浮凸现象和惯习面的存在
马氏体相变的西山转变模型
{111}γ //{110}a ' {211}γ //{011}a '
马氏体相变是无扩散性相变
LiMg合金在-200℃下发生了马氏体相变.在-200℃这样的 低温下,原子的扩散是不可能的. FeC合金和FeNi合金在-20～-195 ℃之间,马氏体形成的 时间约为0.05～0.5s,在-200℃以下以同样的速度形成 马氏体. CuAl合金中,从母相到马氏体相的转变,有序结构保持不 变,根据有序母相的CuAl的原子位置及其取向关系,可以 计算出形成马氏体超结构X射线图相,结果与实验一致, 说明马氏体型相变过程只有原子位置的移动(小于一个原子 间距),而没有原子位置的调换. FeC合金中,C原子和Fe原子的间隙位置,在奥氏体和马 氏体中都保持不变,并导致马氏体的四方性. 马氏体相变前后没有任何化学成分的改变,马氏体相成分 和原母相成分完全一致
马氏体相变的临界温度
热弹性马氏体相变(Thermoelastic Martensitic Transformation)
马氏体相变和逆相变的温度滞后(As - Ms) 热弹性马氏体相变和非热弹性马氏体相变
马氏体变体与自协作
马氏体变体(Martensitic Variant) :晶体学等 价,惯习面位向不同的马氏体 自协作(Self Accommodation):马氏体变体 (Self Accommodation) 生成时都伴随有形状变化,在合金的局部产 生凹凸,但是,作为整体,在相变前后其形 状并不发生改变,这是因为若干个马氏体变 体组成菱形状片群,或组成三角锥状片群, 它们互相抵消了生成时产生的形状变化,这 样的马氏体生成方式被叫做自协作
马氏体相变中的浮凸和折线
马氏体相变的切变变形模式
马氏体相变是共格性相变
共格性相变:相界面上的原子既属于母相, 也属于马氏体相
马氏体相变的惯习面(Habit Plane)
在马氏体相变中,马氏体总是沿着母相的某 一晶面开始产生,这个晶面在马氏体相变的 全过程中,既不发生畸变,也不发生转动. 这样的晶面就称为惯习面,惯习面也是两相 的交界面 一般来说,每一种金属或合金在形成马氏体 时都有自己确定的惯习面 惯习面以母相的晶面指数来表示,大多情况 下为无理数指数面