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固态相变论文

“材料固态相变”课程论文

（

题目：

马氏体相变简介

学生姓名：

刘坤

学院：

材料科学与工程

专业：

材料科学与工程

学号：

20101206

2010年12月

摘要

马氏体相变是一种无扩散的形变，是在很大的过冷度下进行的的一种固态相变，本文介绍了马氏体的晶格类型，形核及长大以及马氏体转变的特点，使我们对马氏体有更深的了解。

关键词：

马氏体；相变；形核和长大

Abstract

Martensitetransformationisadeformationwithoutthespreadingofatoms,isasolidphasetransformationinabigdegreeofsupercooling.Thisarticleintroducesthelatticetypeofmartensite,thenucleationandgrowthandtransformationcharacteristicofmartensitewhichcanletustohaveadeeperunderstanding.

Keywords:

martensite；phasetransformation；nucleationandgrowth

一、引言

钢从奥氏体状态快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。

马氏体转变是强化金属的重要手段之一，各种钢件、机器零件及工、模具都要经过淬火和回火获得最终的使用性能。

刚在淬火时发生强化樱花是由于形成了马氏体。

马氏体转变最早是在钢铁中发现的，但现今除了铁合金之外，许多有色金属和合金以及陶瓷材料等也都发现了马氏体转变。

因此，凡是基本特性属于马氏体转变的相变，其相变产物都是马氏体。

二、无扩散相变的类型

马氏体转变是自然界中最广泛存在的现象之一，是钢中最重要的组织转变。

在这种转变过程是在很大的过冷度下进行的，各种原子活动能力很低，不存在原子的扩散过程，点阵的重组是靠原子集体的，有规律的，近程的迁移来完成的。

马氏体相变是一种无扩撒型相变，主要有点阵畸变位移式和位置调整位移式两种，如图1所示：

图1无扩散型相变的类型

前者的相变阻力主要以应变能为主，后者相变阻力主要以界面能为主，马氏体形成时与奥氏体存在共格界面，界面能很小，故本质上属于以晶格畸变为主，无成分变化，无扩散的位移型相变，其特征为发生于晶体中某一部分的极其迅速的剪切畸变。

三、马氏体的晶体结构和性能

1、马氏体的晶体结构

钢中的马氏体就本质来说，是在α-Fe中的过饱和的间隙固溶体。

在平衡状态下，c在α-Fe中的溶解度在20℃时不会超过0.002%。

快速冷却条件下，由于铁、碳原子失去扩散能力，马氏体的含碳量可与原来奥氏体的含碳量相同，最大可达到2.11%。

钢中的马氏体一般有两种类型的结构，一是体心立方，另一种是体心正方，下图以体心正方晶格举例，如图2所示。

图2马氏体的体心正方晶格示意图

2、马氏体的性能

马氏体具有较高的硬度和强度，马氏体的硬度主要取决于其含碳量。

由图3可见，马氏体的硬度随含碳量的增加而增高。

当其含碳量增加到0.5%时，马氏体的硬度随含碳量的增加急剧增高，当含碳量增至0.6%左右，虽然马氏体的硬度虽有多增高，由于残留奥氏体的增加，反而使钢的硬度有所下降。

图3马氏体硬度和含碳量的关系

马氏体转变时在晶体内造成高密度的晶格缺陷，无论板条状马氏体中高密度位错还是片状马氏体中的孪晶都阻碍位错运动，从而使马氏体强化；另外间隙碳原子处于α相晶格的扁八面体间隙中，造成晶格的正方畸变并形成一个应力场，应力场与位错相互交错，从而也能提高马氏体的强度，时效强化也能增加马氏体的强度。

另外，马氏体的塑形和韧性主要取决于它的亚结构。

大量实验证明，在相同的屈服条件下，位错马氏体比孪晶马氏体的韧性要好，由于位错马氏体的含碳量低，Ms点高，可以进行自回火，而且碳化物分布均匀，其次，胞状亚结构位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错活动提供了余地，位错的运动能缓和局部应力集中而对韧性有利。

四、马氏体转变的热力学和动力学

马氏体转变与其它类型的转变有许多不同之处，但仍然是热学性的，即相变的驱动力仍是马氏体与母相之间的体积自由能之差。

钢中奥氏体转变为马氏体的开始转变温度称为马氏体点Ms，即母相和马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。

在图4中，Ms远远低于T0点的温度，通常把Ms与T0之差称为马氏体转变的热滞。

热滞的大小，视合金的种类和合金的成份而异，Fe系合金马氏体转变的热力学特点是具有很大的热滞，换句话说，就是必须在很大的过冷度下才能发生马氏体转变，原子的活动性很小，同时，马氏体长大过程中其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒很低，而且，原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。

正因为驱动力大，而长大的激活能很小，所以马氏体长大速度极快，可以认为相变速度仅取决于成核率，而与长大速度无关。

一般的马氏体转变都须要在降温过程中不断进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时M量的增加是由于降温过程中新马氏体片的形成，而不是已有M片的长大。

等温保持马氏体转变将终止进行。

图4奥氏体与马氏体的自由能曲线

五、马氏体的形核与长大

与金属凝固一样，马氏体相变过程也是形核与长大的过程。

1、形核

按经典形核理论，形核功是由系统能量起伏提供的，但是马氏体转变要在很低温度下发生，要靠原子的热动力来获得这样大的激活能是很困难的。

另外按经典形核理论系统提供的M长大的激活能为2510-4184J/mol，但实际上M的长大激活能很小，几乎为零。

综上所述，马氏体转变似乎在经典形核理论下行不通。

在马氏体转变中，形成共格晶胚的应变能比界面能大得多。

大量数据表明，马氏体的形核为非均质形核。

2、长大

马氏体核形成以后，立即急速长大，直到它碰上了诸如其它马氏体片或大角度晶界之类的障碍为止。

由观察可见，首先形成薄片，然后增厚。

在高碳马氏体中这往往留下一个所谓细小孪晶的“中脊”和一个尚欠严格定义的外部区域，这一区域是由规则排列的位错组成。

在低碳板条马氏体中，透射电子显微术揭示了高的位错密度，含碳量很低时，位错排成胞状网络，没有孪晶。

在含碳量很高的马氏体中，只能看到孪晶。

　　钢中的单个马氏体片以接近声速的速度在10-7～10-5s内完成它的生长。

由于形核过程对马氏体片最终形貌的可能影响，所以马氏体形核问题是很重要的。

这意味着马氏体的形核影响着马氏体钢的强度和韧性；因为对一个给定的奥氏体晶粒尺寸，如果核心的数量多，则马氏体的最终尺寸就细，于是钢的强度和韧性就比较高。

　　马氏体长大的驱动力是在形成低能量组织时所释放的能量。

生成马氏体板条或马氏体片所必需的应变能比在形成马氏体相时释放体积自由能所补偿的能量要小。

　　马氏体极高的长大速度很难用实验进行研究。

但是可以想到，马氏体与母相奥氏体之间必为含有成组位错或孪晶的半共格界面，才能保证这种巨大的长大速度。

因为马氏体在很多合金体系中都能出现，形成时需要克服的阻力有很大差异，形成的马氏体形态种类也非常多。

钢中的马氏体形态主要有两种，当碳当量Wc小于0.2%的奥氏体几乎全部形成板条马氏体（如图5所示），当碳当量Wc大于1.0%的奥氏体几乎全部转换成片状马氏体如图6所示。

图5Fe-C-Mn合金中的板条M图6Fe-Ni合金中的片状M

六、马氏体转变的特点

（1）、马氏体转变马氏体转变的非恒温性，在一定的温度范围内进行

马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至Ms温度时才开始进行马氏体转变。

而冷至Mf（转变的终止温度）时马氏体转变终止。

把马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。

由于马氏体转变是原子集体的短程迁动，晶核形成后长大速度极快，甚至在极低的温度下仍能告诉生长，长大到一定尺寸后，共格关系破坏，长大即停止。

当大于临界晶核半径的核胚全部耗尽时，相变终止，由于过冷度越大，临近晶核尺寸越小，只有进一步降温才能使更小的核胚成为晶核并长成马氏体。

此过程实在连续冷却下进行的。

马氏体转变量与温度的关系如图7所示：

图7马氏体转变量与温度的关系

（2）、马氏体转变不完全性

由于多数钢的Mf在室温以下，因此钢快冷到室温时仍有部分未转变奥氏体存在，称为残余奥氏体。

有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全性。

要使残余奥氏体继续转变为马氏体，可采用冷处理

（3）、马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现象

　马氏体转变时在预先磨光的表面上产生有规则的表面浮凸，如图8所示，马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共格关系，如图9所示。

图8马氏体转变时在晶面图9M和A切变共格截面示意图

引起倾折示意图

（4）、马氏体转变具有特定的惯习面和位向方向，而且此过程具有可逆性。

前已述及，马氏体是在奥氏体一定的结晶面上形成的，此面成为惯习面，它在相变过程中不变形、也不转动。

惯习面通常以母相的晶面指数来表示。

由于新相和母相始终保持切变共格性，因此马氏体转变后新相和母相之间存在一定的结晶学位向关系。

在某些合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热时已形成的马氏体又能无扩散的转变为奥氏体，这就是马氏体的可逆性。

但在有的合金中，不会发生马氏体转变机构的逆转变，因为在加热时马氏体早已分解为铁素体和碳化物。

参考文献

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