固态相变原理第四章 马氏体相变8

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固 态
若Ms点低于室温，则淬火到室温时
相 变
将得到全部奥氏体。若Ms点在室温以上，
原 Mf点在室温以下，则淬火到室温时将保
理
与 留相当数量的残余奥氏体。若继续冷却
应
用 至室温以下，则残余奥氏体将继续转变
为马氏体，这种工艺称为冷处理。
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5. 可逆性（弹性马氏体与非弹性马氏体）
3．具有特定的位向关系和惯习面
固 态
1）位向关系
相
变 通过均匀切变形成的马氏体与母
原
理 相奥氏体之间存在严格的位向关系。
与
应 在钢中已经发现的位向关系有K-S关
用
系、西山关系和G-T关系。
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(1) K-S（Kurdjumov-Sachs）关系
固
态
相
变
原
理 奥氏体晶体（面心立方）的最密排面
理 的基本特征属于切变共格型的相变
与 应
都称为马氏体相变，其相变产物都
用 称为马氏体。
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
1. 非扩散性
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固 态
马氏体相变时无成分变化；即使
相 在相当低的温度下也可能以极快的速
变
理 二是相变的无扩散性
与
应 其他特点均可由这两个基本特点派
用
生出来。
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二、马氏体的晶体结构与组织形态
固 态
（1）M的晶体结构
相
变
γ → （α′）M
原 理
结构：面心立方 → 体心立方（正方）
与
应 含碳量：不变
用
M是碳在α-Fe中的过饱和固溶体
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固 态 相 变 原 理 与
态
相 其惯习面为{225}γ或{259}γ，与母相
变
原 呈K-S或西山关系 ；中间部分的孪晶
理
与 区和片周围部分的位错区。
应 用
Ms点越低，孪晶区所占比例越大。
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
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碟状马氏体或多角状马氏体
固 立体形态为“V”形柱状，截面呈蝴蝶形
态
固
态 相界面是共格的。
相 变
原 • 光滑的试样表面必然能观察到切
理
与 变留下的宏观证据，即表面浮凸。
应 用
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固
马氏体形成时引
态
相
起的表面倾动
变
原
理
与
一边凹陷，一边凸起，带动界
应
用 面附近未转变的奥氏体也随之发
生弹塑性切变应变。
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
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应 碳“挤入”扁八面体间隙中心，使扁八
用
面体短轴伸长，长轴收缩，引起点阵畸 变，体心立方变成了体心正方点阵
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正方度c/a是衡量畸变程度的物理量， 固 正方度随溶碳量的提高而线性增加。
态
相 可以通过测定正方度来确定马氏体
变
原 的含碳量。
理 与 应 用
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（2）M的组织结构
原 度发生，原子已不可能长程扩散。
理
与
相邻原子之间的相对位移不超过
应
用 一个原子间距。
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固 2．切变共格和表面浮突现象
态
相 变
点阵的改组是通过“切变”的方
原 理
式来完成的，即新相的原子相对母
与 应
相原子集体发生有规则的近程迁移。
用
切变必然伴随两种后果：
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• 新相马氏体和母相过冷奥氏体的
相
变 种不同的取向，所以四种{111}γ面上总
原
理 共只有12种可能的马氏体取向。西山
与
应 关系和K-S关系相比较，晶面的平行
用
关系相同，而晶向却差5o16′
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
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（3）G-T（Greninger-Troiaon）关系
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惯习面随碳含量及形成温度不同而异：
固 态
碳含量小于0.6％时为{1 1 1}γ
相 变
碳含量在0.6~1.4％之间为{2 2 5}γ
原 理
碳含量高于1.4％时为{2 5 9}γ
与 随马氏体形成温度的降低，惯习面有
应
用 向高指数变化的趋势。同一成分的钢
可能出现不同惯习面的马氏体。
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固 马氏体相变热滞较小时，可以发生可逆
态
相 转变。
变
原 与冷却时的Ms及Mf相对应，逆相变时
理
与 也有相变开始点As及相变终了点Af。通
应
用 常，As比Ms高，两者之差视合金成分而
异。
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综上所述，马氏体相变区别于其他
固 态
相变最基本的特点只有两个：
相
变 一是相变以切变共格方式进行
原
态 可能形成具有密排六方点阵结构的
相
变 马氏体，称为ε马氏体。ε马氏体呈
原
理 极薄片状
与
应
用
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（3）马氏体的形态与亚结构与哪
固 些因素有关？
态
相
• 化学成分
变
原
碳含量在0.3%以下为板条状马
理
与 氏体；1.0%以上为片状马氏体；
应
用 0.3~1.0%之间为板条和片状混合马氏
体。
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理
与 生变形容易，则得到孪晶型马氏体；
应
用 两种临界分切应力差别不大时，形
成马氏体的混合组织。
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综上所述：影响马氏体形态和亚结
固
态 构最主要的因素是含碳量和形成温
相
变 原
度。一般来说，凡是降低马氏体转
理 与
变温度的因素都会导致板条马氏体
应 用
量减少，片状马氏体量增多。
态
相 一致的平行带状。带可以相互交叉，
变 原
呈现曲折和分枝等形态。薄片状马
理 与
氏体的惯习面是{259}γ，与母相保持
应 K-S关系，亚结构是孪晶。与片状马
用
氏体的最大差别是，薄片状马氏体
无中脊。形成温度极低。
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
ε马氏体
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固 对于奥氏体层错能较低的合金，有
相 变
两翼的惯习面为{225}γ，两翼交合面为
原 {100}γ，与母相大体存在K-S关系。碟
理 与
状马氏体的亚结构是高密度位错，无孪
应 晶存在。形成温度介于板条马氏体和片
用
状马氏体形成温度之间。
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固 态 相 变 原 理 与 应 用
薄片状马氏体
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固 立体形态为薄片状，断面呈宽窄
4．不彻底性
固
态
相 马氏体相变是在一个温度范围（Ms
变 原
~Mf）内完成的。
理
与 应
• 马氏体转变量是温度的函数，而
用 与等温时间无关；
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• 即使冷却到Mf点以下也得不到
固 态
100%马氏体，仍保留部分未转变
相
变 的过冷奥氏体，称为残余奥氏体。
原
理
与
应 马氏体相变为什么不彻底？
用
冷处理
固
凡是缩小γ相区的合金元素，
态 相
均促使板条马氏体形成；而扩大γ
变 原
相区的合金元素，将有利于得到片
理 与
状马氏体
应
用
• 马氏体形成温度
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固 随形成温度的降低，马氏体形态将
态
相 按照板条状-蝶状-片状-薄片状的顺
变
原 序转化
理
与
• 奥氏体层错能
应
用 层错能低是形成ε马氏体的必要条
件，但不是充分条件
光镜下
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电镜下
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含碳量小于0.3%的碳钢，马氏
固
态 体板条群及群中的同位向束均很清
相
变 晰；含碳量在0.3~0.6%时，板条群
原
理 清晰，但同位向束不清晰；含碳量
与
应 用
升高到0.6~0.8%时，板条群和同位
向束都不清晰。
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板条束随奥氏体晶粒增大而增大。
固 • 板条马氏体（位错型马氏体）
态 相 变 原 理 与 应 用
马氏体束——马氏体块——马氏体板条——旋转位向组
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一个晶粒内由几个束组成，束内可
固
态 能有存在平行区域的块，束和块是
相
变 由有许多板条组成，几个板条组成
原
理 旋转位向体。
与
应 最基本的构成单元：板条
用
固 态 相 变 原 理 与 应 用
切变共格型相变是指在相变过程
固
态 中，晶体点阵的重组是通过切变即
相
变 基体原子集体有规律的近程迁移所
原
理 完成，并且新相与母相保持共格关
与
应 系的相变。马氏体相变就是最典型
用
的切变共格型相变。
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广义的马氏体相变
固
态 不仅金属材料，在陶瓷材料中也
相
变 发现马氏体相变。因此，凡是相变
原
与 应
和最密排方向分别与马氏体晶体（体
用 心立方或体心正方）的最密排面和最
密排方向平行。
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固
态
相
变
原
理
与 应
按照K-S关系，马氏体在奥氏体中可
用 能有4×6=24种不同的取向。
{111}=？ <110>=？
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（2）西山（Nishiyama）关系
固
态 每个{111}γ面上马氏体只可能有三
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• 奥氏体与马氏体的相对强度？
固
态 奥氏体和马氏体的屈服强度均较低
相
变 时，则有利于形成板条马氏体；若
原
理 马氏体强度较高，有利于孪晶马氏
与
应 体的形成
用
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• 滑移与孪生变形的临界分切应力 固 在较高温度下，滑移变形时的临
态
相 界分切应力小，易形成位错型马氏
变
原 体；转变温度较低时，相对来说孪
固
态
相
马氏体块和同位向束宽度随淬
变
原 火冷却速度增大而减小。
理
与
应
用
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• 片状马氏体（孪晶马氏体）
固 态 相 变 原 理 与
应 空间形态呈双透镜片状，二维截面呈现 用 针状或竹叶状，所以也可称为透镜片状、
针状或竹叶片状马氏体。
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组织特点：先形成的马氏体片
固 贯穿整个奥氏体晶粒；明显的中脊，
固
态
K-S关系的误差
相
变
原
理
与
应
用
Fe-0.8％C-22％Ni合金
2）惯习面
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固 新相和母相之间除有严格的位向关
态
相 系外，马氏体是在母相的一定晶面上
变
原 开始形成的，这个晶面即称为惯习面，
理
与 通常以母相的晶面指数表示。
应
用 常见的惯习面有三种：
{1 1 1}γ、{2 2 5}γ、{2 5 9}γ
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非扩散型相变————
固
态 相
马氏体转变(Martensite )
变
原
理 德国冶金学家马滕斯（A.Martens）而命名的
与
应
掌握马氏体相变的主要特征；马氏体形
用 态与亚结构及其影响因素。了解马氏体相变
的热力学，动力学和晶体学；了解奥氏体稳
定化；了解马氏体力学性能。
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