马氏体相变的基本特征.docx

马氏体相变的基本特征 1、无扩散性 马氏体相变是低温相变，有些高合金钢的转变温度在 0℃以下甚至还要低得多。在这样低的温度下，原子不可能扩散，其有利证据是： ① 马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同； ② 有些马氏体的有序结构与母相的有序结构相同； ③ 有些合金在非常低的温度下发生马氏体相变时，其形成速度仍然很快， 如在 Fe-C、Fe-Ni 合金中，在－20～－195℃范围内，一片马氏体的形成时间约为 0.05-0.5μs。 上述事实说明，在如此低的温度下以单个原子跳动进行的扩散来达 到如此高的形成速度是不可能的，因此无扩散性是马氏体相变的基本特征。 尽管有些实验证实，低碳马氏体相变由于形成温度较高，尺寸较小的碳原子可以进行微量的短程扩散，但这并不是相变的控制因素。 事实上，马氏体相变是通过切变方式进行的，相界面处的母相原 子协同地集体迁移到马氏体中去，迁移距离不超过一个原子间距，这一点与扩散型相变明显不同。 2、表面浮凸和共格切变性 马氏体相变时，除了均匀的体积变化外（钢中马氏体相变大约产生3～4%的体积应变），在转变区域中还会产生点阵畸变，在经过抛光的样品，表面上出现晶面的倾动，并使周围基体产生变形，这种现象称为表面浮凸，如图。 如果在抛光表面上预先画上一条直线刻痕，马氏体相变后，直线刻痕在相界面处出现转折，形成了折线。 上述事实说明，马氏体相变是通过均匀切变方式进行的（严格地说应该为拟切变，因为除了切应变，还伴随有少量的正应变），刻痕在表面并未断开，而呈连续的折线，表明相界面没有发生转动，在相变中始终保持为平面。 由于这些晶体学特征，在相界面上的原子始终为两相所共有，故 马氏体与母相之间的界面为共格界面。3、不变平面——惯习面 马氏体总是在母相的一定晶面上形成，并且沿一定的晶向生长， 这个晶面和晶向分别称为马氏体的惯习面和惯习方向。 马氏体的惯习面是马氏体与母相间的界面，也就是马氏体形成时的切动面，此面在生长过程中既不畸变也不转动，这样的平面称为不变平面，因此马氏体的惯习面为不变平面。 马氏体惯习面的空间取向并不是完全一致，不同马氏体片的 惯习面有一定的分散度，会因马氏体片的析出先后和形貌的不同而有所差异。 4、位向关系 由于马氏体是以切变方式形成的，这就决定了马氏体与母相间是共格的，它们间存在确定的位向关系。 如果两相中的原子密排面或者密排方向相互平行或者接 近平行，则形成的相界能较低。 已发现的位向关系主要有： ① K-S（Kurdjumov-Sachs）关系：在 Fe-1.4%C 合金中发现的 ② 西山（Nishiyama-Wassermann）关系：在 Fe-30%Ni 合金中发现的，在室温以上满足 K-S 关系，在－70℃以下具有 ③G-T（Greninger-Troiano）关系：在 Fe-0.8%C-22%Ni 合金中发现的，位向关系与 K-S 关系基本一致，略有 1～2°的偏差。 5、变温形成 马氏体相变一般是在一个温度范围内形成，当高温奥氏体冷却到 M（马氏 s 体转变开始温度（点））时开始转变，冷却到M （马氏体转变终了温度（点））时 f 结束转变。 由于马氏体的比容较大，相变时产生体积膨胀，引起未转变的奥氏体稳定 化，即使温度下降到 M f 点以下，也有少量未转变的奥氏体，这种现象称为马氏 体转变的不完全性，被保留下来的奥氏体称为残余奥氏体（用 A′或 γ′表示）， 如图所示。可见，若 M s 点低于室温，则淬火到室温时将得到全部的奥氏体； 若 M s 点在室温以上，M f 点在室温以下，则淬火到室温时将保留相 当数量的残余奥氏体。 生产中，为了减小淬火组织中的残余奥氏体量，有时将钢冷却到室温以下的更低温度，使得未转变的残余奥氏体继续转变为马氏体，这种工艺称为冷处理 。 6、可逆性 理论上讲，马氏体相变具有可逆性。 将高温奥氏体以大于临界淬火速度冷却至 M s 点马氏体转变开始，冷 却至 M f 点马氏体转变结束。 反之，将马氏体加热也会发生由马氏体向奥氏体的逆转变，加热至As（奥氏体转变开始温度（点））时，奥氏体转变开始，加热至 Af（奥氏体转变终了温度（点））时，奥氏体转变结束，马氏体全部转变为奥氏体。 Fe-Ni 和 Au-Cd 合金的马氏体转变可逆性比较 冷却时的马氏体转变始于 Ms 点，终于 M 点；加热时奥氏体转变始于 As f 点，终于 A f 点。Fe-Ni 和 Au-Cd 合金在加热和冷却过程中都出现了相变滞 后现象。 相变滞后现象是一级相变的基本特征，马氏体相变滞后的产生是由于在冷却时相变驱动力的一部分用于克服应变能和界面能阻力，并以能量的形式贮存于马氏体中；升温逆相变时，应变能和界面能逐渐释放出来。 Au-Cd 合金滞后宽度比 Fe-Ni 合金的小得多，这是因