馬氏體的轉變方案

1、第五節(jié) 、 馬氏體轉變,一、馬氏體轉變的基本特征1、轉變不需要擴散 馬氏體轉變只有點陣改組而無成份變化，轉變時原子做有規(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、一些具有有序結構的合金發(fā)生馬氏體轉變后有序結構不發(fā)生變化； 2、Fe-C合金奧氏體向馬氏體轉變后，C原子的間隙位置保持不變； 3、馬氏體轉變可以在相當低的溫度范圍內進行，且轉變速度

2、極快。例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在-20~-196℃之間一片馬氏體形成的時間約5×10-5─5×10-7 秒,2、切變主導型點陣畸變式轉變點陣畸變式轉變：通過均勻的應變把一種點陣轉變稱為另一種點陣。點陣畸變方式有以下幾種：（1）簡單切變；（2）簡單膨脹和壓縮；（3）既有膨脹、又有切變馬氏體轉變以第三種為主。,顯然，界面上的原子排列規(guī)律既同于馬氏體，也同于奧氏體，這種界面稱為共格界面。但不變平面可以是

3、相界面，也可以不是相界面。,3、轉變時的動力學和生成相形貌轉變過程中產生的彈性應變能控制,二、馬氏體轉變的晶體學1、表面浮凸現象和慣習面 馬氏體轉變時能在預先磨光的試樣表面上形成有規(guī)則的表面浮凸。這說明馬氏體的形成與母相奧氏體的宏觀切變密切相關。 奧氏體轉變?yōu)轳R氏體時，新舊兩相之間保持著嚴格的晶體學位向關系，馬氏體的不變平面被稱為馬氏體的慣習面，以平行于此面的母相的晶面指數表示。,,2、晶體學取向

4、關系 馬氏體轉變的晶體學特征是馬氏體與母相之間存在著一定的位向關系。在鋼中已觀察到到的有K—S關系、西山關系和G—T關系。（1）K—S關系 {110} αˊ∥{111}γ； αˊ∥γ,按K-S關系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。,（2）西山關系{110} αˊ∥{111}γ ； αˊ∥γ,按西山關系，馬氏體在奧氏體中只有12種不同的空間取向。,K—S關系與西山關系的關系,（3）G—T關

5、系{110} αˊ∥{111}γ 差 1° αˊ∥γ 差 2°,3、馬氏體的組織形態(tài)及亞結構 根據馬氏體的形狀，可將馬氏體分為板條狀馬氏體和片狀馬氏體。（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。低碳鋼中的典型馬氏體組織如下圖：,,顯微組織： 馬氏體呈板條狀，一束束排列在原奧氏體晶粒內。對某些鋼因板條不

6、易浸蝕顯現出來，而往往呈塊狀，所以有時也稱為塊狀馬氏體，又因為這種馬氏體的亞結構主要為位錯，也常稱之為位錯型馬氏體，這種馬氏體是由許多板條群組成的，也稱為群集狀馬氏體。 在一個板條群內各板條的尺寸大致相同，這些板條呈大致平行且方向一定的排列。,晶體學特征 慣習面為(111)γ ，晶體學位向關系符合K-S關系。 由平行排列的板條馬氏體組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個原奧氏體晶粒內可以包含幾個這

7、樣的板條群，通常為3—5個。一般情況下奧氏體晶粒尺寸的變化，對板條群的數量無影響，只能改變板條群的尺寸。,同色調區(qū)是由位向相同的馬氏體板條組成的，稱為同位向束。 同位向束內馬氏體板條是以小角度晶界相間的，而同們位向束之間則是以大角度晶界相間的。,亞結構 亞結構主要是高密度的位錯纏結構成的位錯胞，位錯密度可高達0.3～0.9×1012/cm2，板條邊緣有少量孿晶。從亞結構對材料性能而言，孿晶不起主要作用。

8、（2）、片狀馬氏體 常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現的另一種典型的馬氏體組織。 顯微組織 典型的馬氏體組織形態(tài)見下圖所示：,,馬氏體片大小不一，馬氏體片間不平行，互成一定夾角，第一片馬氏體形成時慣穿整個奧氏體晶粒，后形成的馬氏體片逐漸變小，即馬氏體形成時具有分割奧氏體晶粒的作用。因此，馬氏體片的大小取決于奧氏體晶粒的大小。 在馬氏體片中常能看到明顯的

9、中脊，關于中脊的形成規(guī)律目前尚不清楚。,晶體學特征 慣習面(225) γ 位向關系為K—S關系 慣習面(259) γ 位向關系為西山關系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。 亞結構 片狀馬氏體的主要亞結構是孿晶，這是片狀馬氏體的重要特征。孿晶的間距大約為50Å，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。一般認為，這種位錯是沿[111] αˊ方向呈點陣狀規(guī)則排列的

10、螺型位錯。片狀馬氏體內的相變孿晶一般是(112)αˊ孿晶，也發(fā)現(110)αˊ孿晶和(112)αˊ孿晶混生的現象，方向為[11-1]αˊ。,不同的片狀馬氏體內部亞結構是不同的,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)。孿晶區(qū)所占比例與馬氏體的形成溫度有關,形成溫度越低,相變孿晶區(qū)所占比例越大。,（3）、其它類型的馬氏體 ① 蝶狀馬氏體（人字形或角狀馬氏體） 本世紀六十年代初首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現的,近

11、年在Fe-C合金中也觀察到了這種形態(tài)馬氏體。 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136º，兩翼的慣習面為（225）γ而兩翼相交的結合面為{100} γ。與奧氏體的位向關系為K-S關系，亞結構為高密度的位錯，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。,② 薄板狀馬氏體 這種馬氏體是在Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察到的，

12、是一種厚度約為3～10μm的薄板形馬氏體，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，呈現曲折、分杈等特異形態(tài)。 慣習面為（259）γ，位向關系為K-S關系，亞結構為(112)αˊ孿晶，無位錯，無中脊。 隨轉變溫度降低，轉變進行時，即有新馬氏體的不斷形成，同時也有舊馬氏體的不斷增厚。,,三、馬氏體轉變熱力學1、臨界驅動力和轉變溫度馬氏體轉變的臨界化學驅動力形變誘

13、發(fā)馬氏體：對奧氏體施加外力，在奧氏體發(fā)生塑性交形的同時形成的馬氏體。,,2、形核馬氏體轉變有形核、長大階段。,,四、馬氏體轉變動力學1、變溫馬氏體轉變： 當奧氏體被過冷到MS以下某一溫度時，在該溫度下能夠形成的馬氏體在其核形成的瞬間即可形成，而新核的繼續(xù)形成則需依靠進一步的降溫． 馬氏體的生長有“熱彈’’型和“爆發(fā)”型；,,,,,2、等溫馬氏體轉變 晶核的形成有孕育期，形核率隨過冷度的增加而先增后減。

14、 核形成后的長大速率仍極快，且長大到一定尺寸后同樣不再長大，這種轉變的動力學同樣取決于形核率而與長大速率無關．馬氏體轉變量隨等溫時間的延長而增多．其等溫轉變動力學曲線也呈S形即該轉變量是時間的函數，并與等溫溫度有關． 隨等溫溫度的降低，轉變速度先增后減．起初的增加歸結于新馬氏體片的自催化形核，而隨后的減小則是因為過冷奧氏體不斷地被已生成的馬氏體片分隔為越來越小的區(qū)域，在這些區(qū)域中形核的幾率下降．,人有了知識，就