1、第五节、马氏体转变 一、马氏体转变的基本特征 1、转变不需要扩散 马氏体转变只有点阵改组而无成份变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。1、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序结构不发生变化；2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后，C原子的间隙位置保持不变；3、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，且转变速度极快。例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在-20-196之间一片马氏体形成的时间约510-5510-7 秒 2、切变主导型点阵畸变式转变 点阵畸变式转变：通过均匀的应变把一种点阵转变称为另一种点阵。点阵畸变方式有以下几种
2、：（1）简单切变；（2）简单膨胀和压缩；（3）既有膨胀、又有切变 马氏体转变以第三种为主。显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也同显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也同于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不变平面可以是于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不变平面可以是相界面，也可以不是相界面。相界面，也可以不是相界面。3、转变时的动力学和生成相形貌转变过程中产生的弹性应变能控制 二、马氏体转变的晶体学 1、表面浮凸现象和惯习面 马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有规则的表面浮凸。这说明马氏体的形成与母相奥氏体的宏观切变密切相关。奥氏体转变为马氏体时，新旧两相之间保持着严格的晶体学位
3、向关系，马氏体的不变平面被称为马氏体的惯习面，以平行于此面的母相的晶面指数表示。2、晶体学取向关系 马氏体转变的晶体学特征是马氏体与母相之间存在着一定的位向关系。在钢中已观察到到的有KS关系、西山关系和GT关系。（1 1）K KS S关系关系 110 110 111111；-111(110)(111)-101 按按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取种不同的空间取向。向。（2 2）西山关系）西山关系110 110 111 111；按西山关系，马氏按西山关系，马氏体在奥氏体中只有体在奥氏体中只有12种不同的空间取种不同的空间取向。向。K KS S关系与西山
4、关系的关系关系与西山关系的关系（3 3）G GT T关系关系110 110 111 111 差差 1 1 差差 2 2 3、马氏体的组织形态及亚结构 根据马氏体的形状，可将马氏体分为板条状板条状马氏体马氏体和片状马氏体片状马氏体。（1）、板条状马氏体 板条马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。低碳钢中的典型马氏体组织如下图：显微组织：显微组织：马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往呈块状，所以有时也称为块状马氏体，又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，也常称之为位错型马氏体，这种马氏体是由许多板条群组成的，也称
5、为群集状马氏体。在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向一定的排列。晶体学特征晶体学特征 惯习面为(111)，晶体学位向关系符合K-S关系。由平行排列的板条马氏体组成的较大区域称为板条群。在一个原奥氏体晶粒内可以包含几个这样的板条群，通常为35个。一般情况下奥氏体晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能改变板条群的尺寸。同色调区是由位向相同的马氏体板条组成的，称为同位向束。同位向束内马氏体板条是以小角度晶界相间的，而同们位向束之间则是以大角度晶界相间的。亚结构亚结构 亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达0.30.91012/cm2，板条边缘有少量孪晶。
6、从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。（2 2）、片状马氏体）、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，是铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织。显微组织显微组织 典型的马氏体组织形态见下图所示：马氏体片大小不一，马氏体片间不平行，互成一定夹角，第一片马氏体形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，马氏体片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。晶体学特征晶体学特征 惯习面(225)位向关系为KS关系 惯习面(259)位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有
7、明显的中脊。亚结构亚结构 片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。孪晶的间距大约为50，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。一般认为，这种位错是沿111 方向呈点阵状规则排列的螺型位错。片状马氏体内的相变孪晶一般是(112)孪晶，也发现(110)孪晶和(112)孪晶混生的现象，方向为11-1。不同的片状马氏不同的片状马氏体内部亚结构是体内部亚结构是不同的不同的,可以将其可以将其分为以中脊为中分为以中脊为中心的相变孪晶区心的相变孪晶区和无孪晶区。孪和无孪晶区。孪晶区所占比例与晶区所占比例与马氏体的形成温马氏体的形成温度有关度有关,形成温度形成温度越低
8、越低,相变孪晶区相变孪晶区所占比例越大。所占比例越大。（3 3）、其它类型的马氏体）、其它类型的马氏体 蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）本世纪六十年代初首先在本世纪六十年代初首先在Fe-30%NiFe-30%Ni的合金中发的合金中发现的现的,近年在近年在Fe-CFe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。合金中也观察到了这种形态马氏体。立体外形呈立体外形呈V V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为间的夹角一般为136136，两翼的惯习面为（，两翼的惯习面为（225225）而而两翼相交的结合面为两翼相交的结合面为100 100。与奥氏
9、体的位向关系。与奥氏体的位向关系为为K-SK-S关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。特征和性能也介于两者之间。薄板状马氏体薄板状马氏体 这种马氏体是在Ms点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到的，是一种厚度约为310m的薄板形马氏体，三维单元形貌很象方形薄板，与试样磨面相截得到宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。惯习面为（259），位向关系为K-S关系，亚结构为(112)孪晶，无位错，无中脊。随转变温度降低，转变进行
10、时，即有新马氏体的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。三、马氏体转变热力学 1、临界驱动力和转变温度、临界驱动力和转变温度 马氏体转变的临界化学驱动力 形变诱发马氏体形变诱发马氏体：对奥氏体施加外力，在奥氏体发生塑性交形的同时形成的马氏体。2、形核 马氏体转变有形核、长大阶段。四、马氏体转变动力学 1、变温马氏体转变：当奥氏体被过冷到MS以下某一温度时，在该温度下能够形成的马氏体在其核形成的瞬间即可形成，而新核的继续形成则需依靠进一步的降温 马氏体的生长有“热弹型和“爆发”型；2、等温马氏体转变、等温马氏体转变 晶核的形成有孕育期，形核率随过冷度的增加而先增后减先增后减。核形成后的长大速率仍极快，且长大到一定尺寸后同样不再长大，这种转变的动力学同样取决于形核形核率率而与长大速率无关马氏体转变量随等温时间的延长而增多其等温转变动力学曲线也呈S形即该转变量是时间的函数，并与等温温度有关 随等温温度的降低，转变速度先增后减起初的增加归结于新马氏体片的自催化形核，而随后的减小则是因为过冷奥氏体不断地被已生成的马氏体片分隔为越来越小的区域，在这些区域中形核的几率下降
