马氏体转变
第四章马氏体转变
4-1 M转变的主要特征
1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性
实验依据
(1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同
(2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M
(3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需
上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制
无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距
（b）在M转变前的原子的相对位置不变
（c）转变过程原子协同移动（军队式转变）
2．M转变的共格切变性
在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明：
（1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变
均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似
（2）A/M界面为共格或半共格
（3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、
惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。以母相的晶面指数表示。M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如
马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。
位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有
定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。称之为M转变。其转变产物为M。
马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。
3 M相变属一级相变，有体积效应。（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。属于有核相变。
4 M转变动力学具有多样性，变温形成。等温形成，爆发形成等。
5 M转变具有不完全性。组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。
6 M的转变的可逆性，A M。As~~Af。As高于Ms，Au—ed，Ag—cu，
As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。C。Fe—C合金未发现逆变。
7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。
4—2M的晶体结构
1M点阵常数。
早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式
A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe
晶格严重畸变，定量分析M中碳含量，即可通过测出M点阵常数和正方度来求得M中的含C量
1965年以后测定<0.2%c的低碳钢的点阵常数发现其c/a=1称它为立方M对于c/a 1的正方M 此时c含量.0.2%c
2.碳在A中位于八面体间隙的中心，当A M时，碳原子仍然处于原来的6个Fe原子之间，偏八面体间隙长轴为a短轴为a短轴的八面体间隙为直径0.38AO碳原子直径为1.54AOM转变的碳原子不动，Fe原子进行改动M的晶格畸大室温溶碳仅为0.006%
偏八面体间隙在M中有三套位置（短轴的方向有abc轴）称之为三个垂点
亚点阵：点阵中某些性质其中碳原子所在的位置相同的位置构成新的点阵，称之为亚点阵
65年测出形成的M 点阵常数时发现通常测量的M 的点阵常数代表8%c原子分不第三点阵上，而另外的原子则分布在第一和第三点阵上，碳原子在M 中的分布是有序的。
3.M点阵类型。
（2）—M有成流放M存在于Fe—Mn，18-8不锈钢，Fe—Ru Fe—Ir.合金中，是密排六结构。
（3）通常正方M —反常轴比M。存在与低于室温的条件下，当被重新加热至室温其c/a增大，一般认为有完全无序转变为有序分布。加热后可能转变为正方M或立方M二者之一，发现与Mn钢，er钢。铑钢和铼钢中。
5---3
M组织形态，M的形成条件不同，其组织形态亦不同。
半条M出现在低碳钢中所以成为低碳钢。
（1）基本形貌：单动轴扁板条：宽度为0.125~~~0.25um。（2）组合方式平行排列，若干板条两相平行排列组成同为向东，东内各板条间为小扁度晶界，几个同位相东构成一个板条群与板条群为大角度晶界，板条群的大小随A晶粒增大而增大。
（3）亚结构在板条的内部存在着大量位错，p=0.3~~0.9*1012cc/cm2孪晶板力，故又称之为位错M 。
（4）形成温度0.2%c的钢其Ms>=300oc,所以又称高温M . （5）形成速度慢，长大速度为102mm/scc，所以又称低速M。（6）位向关系，k—s关系，贯习面为（111）。
（7）M板条间可能存在很薄的Ar（200Ao）很稳定。
总之板条M含碳量低，由板条组成互相平行排列，尺寸均匀，亚结构为高密度的位错，内含有少量的AR(极少)。
2.片状M
（1）特点
1基本单元形貌，单晶呈片状，断面呈针状立体形状，双凸透镜状，又称透镜M.
2组合方式，M生成一定角度，大小不一先大后小，有Ar
3有中脊面其厚度为0.5~~0.7um
4亚结构：分布在中脊面两侧的微细孪晶。孪晶面为[112]故又称孪晶M，孪晶厚度为50~~60Ao，M的边缘位高密度的位错，随形成温度降低孪晶区的比例上升。
5形成为温度降低又含碳>1%,其Ms<接近室温。所以又称低温M。
6形成速度快：形成一片M只需10-5~~10-7秒，长大速度为105cm/s又称为高速M。
7.位向关系与惯习面.形成温度低时为西山关系，形成温度高时为K-S关系。<1.4%时贯习面（225）A >1.4%时（259）A.
8.M中有显微裂纹
总之，片状M含碳量高，各片非平行生成。互成一定角度，大小不一，亚结构以孪晶为主，有较多的AR且内部有显微裂纹。
（2）关于高碳片状M的显微裂纹
1危害，使M的塑性降低，显微裂纹的策源地。
2微裂纹可能出现的位置，见图。
3片状M形成微裂纹的原因
（a）M片互成一定角度，彼此有撞击。
（b）形成速度快，当受到晶界，夹杂物，K的阻力时撞击应力大。
（c）亚结构为孪晶，临界切应力大变形能力低，含碳量多。塑韧性差
（d）微裂纹度量方法，用微裂纹敏感度sv来表示
Sv=片状M中微裂纹总面积/片状M的体积
即单位体积中的微裂纹面积
（e）影响sv的因素。
A晶粒粗大时，M片亦粗大sv增大
A中含碳量升高时，Ms下降形成片状M 的百分数上升.sv上升。由过共析钢
的A的温度为Ae+30~50可以保证A晶粒细小，A中含碳量不致太高，可以使
sv下降对片状M可以使微裂纹得到填合。
3蝶状M，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中
（1）形成温度范围板条M与片状M形成温度之间
（2）立体形态，细长棒，截面呈蝶状
（3）亚结构，高密度的位错未发现有孪晶
（4）位向关系：k-s关系
4薄板状M
（1）形成温度小于负100度，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中
（2）空间形态为真正的薄板，无中脊包办边缘垂直
（3）各薄板可以交叉，铰接，合并，分叉
（4）薄板内布满[112]m孪晶
（5）惯习面（259）A
（6）对A进行塑性变形时可以诱发生成，由于塑变诱发生成的M成为形变诱发M
碳钢板条M片状M是两种最常见的M组织形态。
5工业钢实际淬火时形成M的形貌
工业钢的正常淬火加热温度下，过共析钢为ac1+30-50所得的A晶粒细小，淬火后M也极为细小，在一般的光学显微镜下无法看清，的片状和板条，这种组织成为隐晶M，一般M的含碳量0.6%的碳钢快速加热时也得到隐晶M。
6控制M的形态及其亚结构的因素。
（1）含碳量对Ms及形态的影响碳钢中随含碳量的上升，淬火所得如下组织
C%<0.2% Ms>300.c板条
C%》0.5% 75%板条+25%片状
C%=0.77% 50%板条+50%片状
C%=1.0% 片状
一般碳钢时全部板条：0.3~1.0%之间为混合M，大于1.0%为全部片状M。
除此之外ame除co，ai都使Ms下降使M片上升。
（2）压应力下使M3下降M片上升。
总之，含碳量的增加M3下降，淬火组织由板条M~混合M 到片状M过度压应力增加100%使Ms下降，片状M上升。
7奥氏体层错的影响
A层错能的时，易形成薄片状M使层错的大小对M的影响上存在争议keiiy1961年提出的观点，对Ms点较低的合金A的层错能较低，发生相变孪晶越困难趋向形成板条M。
8A与M在Ms点处屈服强度的影响
Davise与earr得出：M的形态与Ms点的屈服强度有关。
（1）当时形成（111）惯习面板条相变应力将以滑移方式松弛，位错（225）透镜片状M，形成M的A的强度，以相变应力仪位错滑移方式松弛，另一部分以孪
晶得以松弛。
（2）当时形成透镜片状M此时相变应力以孪晶形式得到松弛，亚结构为孪晶，惯习面为（259）A
由于碳可以有效的强化A与M，所以很好的说明Fe-c合金中随着A中含碳量的增加Ms 的惯习面由（111）到(225)到（259）的变化趋势。
9.M滑移孪晶与临界分切应力大小有关，以为多数公认，这种观点强调M的亚结构取决于
变形方式是为错还是孪晶，而这种变形方式的临界切应力大小决定着最后的亚结构。
5-4马氏体的性能
一.M的硬度和强度。
1.M的硬度主要取决于M谈的含量与合金元素的加入关系不大。
当钢含碳量为.6%~0.7%时，淬火后钢的硬度可达最大值。含碳量再增加刚的硬度值基本不变。
过共析钢au加热淬火时会使组织中A%增加是钢的硬度下降，M的硬度随其含碳量的增加而加大。如3所示
为保证钢淬火后有较钢的硬度，过共析钢的淬火温度不宜过高一般将用ac1+30~50以使A 中的碳含量降低，保留一部分碳化物增加耐磨性M中c%不至于过高阻止sv上升。
2.M的硬度
M有很多的硬度，但因其周围总存在残余Ar很难测量，一般先测出钢的强度，再减去AR 的影响所以数据是推测出来的。
（1）相变强化
当A转变M 时由于发生共格切变，使M内部长生大量的缺陷，如位错，孪晶等，使其得到强化，M的强化与其内不为错容度的关系为
M中的孪晶使晶体变形时的位错滑移方向，发生转折，因而增大了位错运动的阻力，钢的亚结构为孪晶时，位错滑移较所需切应力是无孪晶时的10.2~1.20倍。实验数据是10.8~1030倍，若有k沿孪晶面分布时，孪晶对强度贡献上升，当含碳量相同时孪晶M的
强度略高于位错M。
（2）固溶强化
主要谈在Fe中形成过饱和的间隙固溶体的强化作用，当碳溶入时形成的碳原子占据位置中心的强大应力场，当晶体变形使位错通过将受到强烈的阻碍作用是强度上升。当c%》
0.4%时随含碳量的上升强度上升的明显。
（3）时效强化
析出现象：过饱和的固溶体在室温下溶质原子会自发的在固溶体点阵的一定区域内
聚集或者形成第二相这种过程成为析出，他是溶解的逆过程。
时效：在析出过程中钢的性能随之发生改变的现象。
时效强化：伴随析出过程金属强度提高的现象。
有理论计算得知。在钢中只需几秒碳原子就可以通过短距离的扩散形成碳的偏聚区，这些偏聚区对位错有定扎作用，可以阻碍为错的移动。提高M的强度，且MC%越高，时效强化作用就越显著，通常使用钢的Ms点在室温和室温以上，故钢在淬火后，在室温下将会发生M的时效强化，大多数情况下固溶强化起作用。
（4）A晶粒大小及M板条群的尺寸对M强度的影响
A晶粒细小，淬火候M针和板条群也细小，M将有较高强度，它们之间存在Hall--petch 关系
当钢的硬度提高时，上述影响减弱，此时其他强化作用增强，超过晶界的强化作用。
3、M的硬度与强度的关系
（1）M的硬度与含碳量之间的关系，含碳量大于0.3%时，由孪晶贡献使硬度增加。
（2）M的硬度和强度得以很好配合。
二M的韧性和塑性
1、传统的观点认为，M的韧性与塑性主要取决于亚结构。
实验依据比较位错M和孪晶M的韧性时可以发现
脆性转折温度，在一温度范围内，金属的韧性突然下降，此时断口由韧性断口和脆性断口各占50%组成，此时所对应的温度称为脆性转变温度。
2、近期内的观点，Thomos在对低碳钢和无碳Ni—Co合金研究发生决定M的塑韧性高低的主要原因，是M在外力作用下产生变形方式，如果孪晶M在外力的作用下，一位错滑移方式变形，则其韧性与位错M相差无几，只是当孪晶M一孪晶方式变形时，其韧性才明显下降。
3、实验表明，当含碳量小于0.4%时，M具有很高的韧性，当大于0.4%时M的韧性快速下降，所以淬火加热时，加热温度不宜过高，以防A含碳量过高。
4、位错M具有良好的强韧性原因。
（1）低碳位错M的孪晶M的含碳量低，其晶格畸变程度小，对韧性的不良影响小。
（2）位错的亚结构可动性大，变形方式为位错滑移，可以缓和应力集中，延缓裂纹形成及扩散。
（3）大部分有位错亚结构的M板条，相变时各板条互相平行，互相的碰撞，所以出裂纹。
（4）实验使用位错M ，其形成温度较高，在一般的条件下，冷却到室温时会有回火过程发生，使内应力降低，有利于改善韧性。
5淬火态孪晶M的强度韧性配合不佳的原因。
（1）孪晶M比位错M的含碳量高，使畸变程度大。形成温度低很少有自身回火，所以
内应力大，脆性大，韧性低。
（2）孪晶的存在使位错的话一起阻碍作用。
1孪晶的存在使位错的运动称之字形弯折使位错阻力上.
2当为错在孪晶M运动时滑移系与孪晶的方向一致时才能开动，而那些与孪晶方向不一致的滑移系难于开动。所以就等于减少了晶体的滑移系。
3孪晶M中常常有微裂纹，在外力作用下，这些微裂纹可以联通一致导致宏观裂纹，使M的韧性下降。
4孪晶M在外力作用下更容易以孪生的方式进行切变，而这种切变方式，更容易引发裂纹产生。
总之孪晶M含碳量高，内部有微裂纹存在，亚结构为孪晶，易于孪生方式变形，故淬火状态下韧性极低。
三.马氏体相变塑性
1相变塑性：金属和合金在相变过程塑性增加。往往低于用相同屈服强度下就发生了塑性变形，这种现象称之为塑性变形。
2M的相变韧性一些刚在想变过程中出现流变抗力下降，塑性增加的现象，又称为M相变诱发塑性。
3形变诱发M:在M3点以上温度下，对过冷A进行塑性变形时，外加切应力，可以协助M 的形核，诱发M相变产生，称之为形变诱发相变。这样获得的M称之为形变诱发M。且外力越大，过冷A的形变程度越大越有利于诱发相变。
4M相变诱发塑性机制。
（1）再有塑性变形引起应力集中的区域会诱发M的形成。M的形成可以适应力集中得以松弛。可以法制应力集中产生裂纹，已产生裂纹其前端必然是应力集中处，该处会诱发M是应力集中得以松弛，防止裂纹扩展。
（2）形变诱发M可以抑制颈缩使晶体变形均匀，在发生塑性变形的区域。由于形变诱发M 产生不断增加，是已经变形的区域的以强化，该处的变形指数不断提高，嘉许性便是更高的外力，因而该处变形困难，所以可是变形的部位转移，从而可以抑制颈缩的发生。
5M相变诱发塑性的应用。
（1）高速钢淬火后校直，W18Cr4V钢的Ms=220C Mf《0将钢自A状态淬火冷却至200C 左右M的相变可以完成70%，在校直过程中有M诱发相变形成。使钢有很好的塑性，因此校直过程中不会开裂。
（2）制造TRIP钢TRIP钢的Ms带点略低于室温，在室温承载时，等于对过冷A进行塑变，可以有发型变得，使承载的应力得以松弛，从而使塑变增长。这种钢有很高的强度，可达1400-200Mpa，很好的塑性，适用于低温下工作的高压容器。化工机械，海洋开发机械，造船工业，高强度钢丝，钢索重要的螺栓。
四M的物理性能。
1，M的比容最大面A比容最小，（cm2/g）DB居中
（1）M和A的你容差最大，因而淬火相变产生的组织应力最大，这是造成淬火变形开裂的主要原因，（由于相变时各处不同时，引起膨胀不均造成的内应力称组织应力）
（2）M的比容随含碳量的上升而上升，所以随M的含碳量增加淬火变形开裂的倾向增加。所以高碳钢淬火加热温度低，以降低M中c%的含量。
（3）淬火刚保留一部分残余奥氏体减少M的型变量，可以减少淬火时总体积和膨胀量，因而可是淬火前后体积变化小，称微变形淬火。
（4）和用Ａ→Ｍ相变时比容增加的现象，可用膨胀法测定Ｍｓ和Ｍ形成量。
２、Ｍ为铁磁性，Ａ为顺磁性，Ｍ的矫顽力很高，磁饱和强度随Ｍ中ｃ％增加而下降，所以
可用磁性法测定Ｍｓ和Ｍ的型变量和ＡＲ量。
３、电阻、碳原子的强制溶入便使Ｍ的密度增加，且ｃ％上升，密度增加，Ｍ比Ｐ的密度高。Ｆｅ－ｃ合金未发现Ｍ的逆转变，即加热时Ｍ到达Ａｓ温度时，不能直接转变为Ａ的原因，Ｍ是ｃ在ａ－Ｆｅ的过饱和固溶体，极不稳定加热到Ａｓ，就发生分解，发生逆转变，但是Ｇｕ－Ａｌ，Ｆｅ－Ｎｉ合金中发现逆转变。
４－５Ｍ转变热力学
一、Ｍ转变的热力学条件
１９９８年Ｋｇｐｏｈｏｍｏｂ提出Ｍ转变符合一般规律，也就是形核长大过程，这一理论已为世人所公认。
按照热力学第二定律，一切自发的过程都是能量高的向能量低的变化的过程。
马氏体形成时，系统的自由能差为
二、形变诱发Ｍ
１、定义：在Ｔ０－Ｍｓ之间进行的塑性变形可以诱发生成Ｍ。但随形变温度提高时，形变诱发Ｍ的量很少，以至于高于某一为年度形变不产生Ｍ，这一点的温度叫Ｍｄ。
同样塑性变形也能使逆转变在Ｔ０－Ａｓ之间进行，形变诱发逆向转变温度为Ａｄ，Ａｄ、Ｍｄ随合金的成分而异。
２原因
M的转变需要动力是，高于M3时低，不足以产生M相变，但形变可以提供驱动力。加以补偿，所以T1以左两驱动力相变都大于M3点时的高于T O M在热力学上的稳定，同时的下限也是T O
Co-Ni合金，大部分的合金都低于To ，ACL高于To
三.影响钢的M3点的因素.
M3是钢的一个重要的性能指标，其高低取决于钢中从高温冷却时所发生的M转变的温度范围及组织形态。
1Ms的物理意义：
由热力学条件M转变发生必须故Ms是指转变能进行的最高温度，又称其为M3点其物理意义是A与M两相自由容差达到由A到M转变所需最小驱动力值所对应的温度显然对一定的To而言Ms下降表明相变所需驱动力就越大。
对于一定成分的母想而言，所提供的消耗的能量抵消时，相变中止。若使相变进行，应继续降温造成相变驱动力是降温形势。
在个别合金在一定的温度下的越大，足以使该温度下形成一定的M，并且随
2影响Ms点的因素
1）A化学成分的影响
2）加热过程影响。
提高A 加热温度延长保温时间，虽然成分不变但M3上升，原因不太清楚。3 3）冷却速度影响
冷速改变M3点：冷速大于6*104C/s时板条M被抑制转变为片状M
4）弹性应力影响。
单向拉应力减压应力，促进M生成使M3点上升。
三项的压应力阻碍M的形成使M3下降。
5-6M转变动力学
M的转变是通过形核长大进行的，故转变速度快；同样形成两取决于形核和长大速率。但因钢的M转变动力学比较复杂，故按形核长大不同分几类介绍。
一变温形核瞬时长大
1特点：无孕育期，瞬时形核，当T《M3时随T下降M的晶核一批出现，形成的M单晶只需10-4~10-7s
2瞬时长大，长大连续板块，一形成及长大到最后的尺寸，片状M长大速度为105cm/s，板条M长大速度为100cm/s。
3M的形成量取决于M转变时冷却所达到的温度。增加依赖于形成的晶核，必须降温形成M，当温度降至时，过冷A不在转变，经公式
取决于冷却最终所达到的温度，即决定于M3的深冷程度。
二等温形核，瞬时长大。
1转变特点
1）需要孕育期且M的的体积分数随T下降先增加后减少。
2）动力学图也成C状。
a转变速度与等温温度无关，随T下降先增加后减少。
b c曲线的位置也可有提高Me含量使之右移。
c 大于临界冷速可以抑制等温M转变
3）长大速度板块M量同样取决于性和速率与长大速率无关。
4）M的自催化现象与现有少量的M存在，可以促进M的形成。
5）等温转变的M量有限，不能进行到底。
2..形貌特点一般为片状M,边界整齐。
3..晶体学特性。惯习面(225)或（3.10.15）为k-s关系。
4..混合型转变。一些高碳合金钢高碳合金钢一降温形成M为主，但在一定条件下也可等温形成。
1）转变特性
光降温形成，后发生等温转变，转温后在降温时M转变会发生迟滞。
等温形成的M非常少
2）混合型转变时，等温形成的形成形式。
当钢中Ar量不多时，等温M在已有降温M中长大
当钢中Ar量多时等温M在Ar上重新形核长大，且Ar越多，等温M的形成量越多。
三自触发形核，瞬时长大。
发现与Fe-Ni Fe-NiNi钢当过冷A冷却至0 一下某一直温度时。在极短的时间内突然产生大量的M，并伴随着响声，放出大量的相变潜热，这种的转变为爆发型M转变。
组织形态为之字，端应力促进另一片M形核。内部组织为孪晶，中脊长大速度为，横向一次爆发需时，惯习面，以上时惯习面为
四、表面M
1.现象在稍高于Ms点的温度下等温形成表面厚度为的表面M，而内部仍为A，故称为
表面M。
2.特点
（1）相变驱动力很小，形成温度是以上
（2）组织形态的条状为主，界面平直，
（3）惯习面为位向关系为西山关系
（4）需要孕育期，长大速度很慢
（5）能促发试样内部的M转变
五、A的热稳定
奥氏体稳定化指：A在外界因素作用下，由于内部结构发生变化而使A向M转变发生迟滞现象，它可以使M量影响的硬度及尺寸的稳定性等不良倾向，故加以研究。
（一）热稳定化表示方法
（1）在等温保留重新开始时滞后的温度间隔Q值表示。
（2）以在某一温度下停留所测得的M量减少量表示，与测量温度有关。
（二）影响A热稳定化因素
（1）化学成分的影响
只有含C、N间隙原子存在时，有一定的量时发生。当含碳较高时，A的热稳定化程度较大。
（2）等温停留时间和温度的影响Ms点，发生A热稳定化的上限温度，等温停留不会发生A的热稳定化现象。Mc点可以高于Ms点，也可以低于Ms点。
1.对于Mc Ms点的合金，在Ms点以上进行等温停留，或缓冷也会引起，而且等温停留的温度越高，A热稳定化程度越高。
2.在Ms点以下进行等温停留时，Ms
a。在室温下中断冷却停留时间越长，A的热稳定化程度越大
b。在M转变过程中，较短的时间停留，停留的温度越高，热稳定化程度越大
较长的监视停留，停留的温度高，则稳定化最大值所需的时间短，但最大稳定化程度较小
（3）组织已形成M量的影响
当停留温度的时间相同时，组织中已形成的M量越多，中间停留引起的热稳定化程度越大
（4）冷却速度的影响
在，当小时，则M量较小，较多，因为缓慢冷却也会引起A的热稳定化，如合金钢油淬多
（5）Me的影响，K形成元素，Cr、Mo、V，能促进A的热稳定化，而Ni、Si影响不大
A 热稳定化机制：
a。C、N原子钉扎作用强化A，使A M切变困难
b。C、N原子偏聚在M 核胚周围，使M边界扩散受阻
意义：对发生热稳定化的A M 时。为了克服C、N原子钉扎而需提供附加驱动力
（三）机械稳定化机制
由于塑变使各种缺陷上升，从而阻止，由于比容，使周围A受三向压应力，并且A 中缺陷增加，故而发生A机械稳定。
因为在Ms以下测出的A稳定的包括（机械、化学）两种稳定化。
6-7马氏体转变机制
一个完善的M体理论，必须很好的阐明以下系列问题
1.为什么有时必须降温才能不断形成M，而有时等温也可以形成
2.为什么在的低温时，M
3.如何解释观察到的惯习面，位向关系，及表面浮凸。
4.为什么在M晶体内存在着不同的亚结构。
5.为什么一个M晶粒长到一定的尺寸就不再长。
遗憾的是，到目前为止还没一个完整的理论可以全部的解释这些问题，现在的理论不够成熟，这里仅介绍这些理论的主要内容。
（一）M转变的形核理论
1.经典成核理论考能量欺负，热激活成核，在233K是M的临界晶核生成功M 的长大速度快，是不可能的
2.位错成核理论，认为M成核是在A中的位错或缺陷的有利位置形核，A晶内的位错处，可以提供的能量补充不足
因此有利于形核这只能解释的形核，但不能解释M的变温瞬时形核。
3.核胚冻结理论
认为高温奥氏体中就存在由于能量起伏和结构起伏形成的具有M点阵结构的微区这些微区往往处在高温A中与各种晶体缺陷有关的有利位置，当温度急骤冷却至低温时，这些微区被冷冻下来，这些微区有大有小，在没形成核之前称之为核胚当温度降低到某一数值时，其中较大的晶胚可能达到该温度的临界形核尺寸，那么这些晶胚就做为M晶核，长成一片一条M。这些晶胚消耗完时，M转变就停止，当温度继续下降，尺寸较小的晶胚又有可能达到该温度下的临界晶核尺寸，于是又可能形核，这样温度不断下降，不断有更小尺寸的核胚称为M晶核的M转变是在降温过程中一批一批晶核得以瞬间形成（不能说明位向关系，浮晶等）
4.M核胚界面结构理论
1953年Frank第一个提出位错结构模型任务M是被包围在正，负刃型位错和不同符号的螺型位错形成的位错圈。
1956年Knapp和Dchliger在此基础上提出一种设整，M核胚为薄园片其周围为一系列大小不等的位错环所环绕，惯习面为
位错圈，两侧界面上分别为左右螺型位错，上下两端为正负刃型位错，位错圈扩大使M 核胚沿方向长大，在方向靠增加位错圈来完成长大。当足以补偿位错圈的扩散和增加新的位错圈时，M的长大，界面上的弹性能，当弹性畸变能超过一定限度时，界面的共格关系遭到破坏时，M就停止长大。
这个理论没提供M的核胚是怎样产生的。
5.层错形核模型
A为棉芯立方结构其原子堆架的方式为若其中有一层错出现，及堆架的次顺为ABCABABCAB……则AB，AB处或ABA处为密排六方点阵。故可做为的核胚，层错位终止于晶体内部其边缘为shockley不全位错当位错向外滑移时，使AB,AB层错区扩大亦即M生长大。
二.M的切变模型
1.贝茵模型(Bain)于1924年用碳含量为1%Fe-c合金，测得其c/a=1.05，提出此模型。
Bain晶胞，面心立方点阵中包有体心立方点阵晶胞称为Bain晶胞Bain畸变，由面心立方晶格，原子做微小的位移而转变为体心立方晶胞的M点阵的过程。
按Bain观点，A点阵中原子做微小的位移，以调整轴比完成的转变这种原子位置的微调称之为贝茵畸变
若使Z轴压缩20%，轴伸长12% c/a=1.05体心正方能说明1原子集体协调移动，
相对位置不变，位动量
2位向关系符合k-s关系和西山关系
但不能说明
1表面浮晶是怎样产生的
2没有不变平面
3亚结构是怎样产生的
4惯习面为（100）而不是（225）
2k-s模型，用114%C钢测M的相变分两步走
1以为底面沿方向切变A层原子不动，B层移动C层
2以面上沿切变
3线性调整，使各面间距与实例相符能说明
1面心到体心转变的清晰模型
2原子协同移动，原子位移量小于一个原子间距，原子相互关系不变
3位向关系符合K-S关系与实际相符
但不能说明：
1表面浮凸
21.4%c的惯习面是
3亚结构产生的机制没有不变平面
3G-T切变模型
G-T也将分两次切变（1949年Graninger与Troiemo提出G-T模型）第一步在接近的晶面上，在无理数方向上发生宏观切变，切变量与实例相同使磨光的表面产生浮动，此时是三斜点阵，其中有一组平面的原子排列的方式和面间距与M的相同
第二步，在原子排列相同的晶面上进行不均匀的切变，切变方式可以使滑移，也可以使孪生，第一次切变产生浮凸，没有可见的影响，这是点阵为四角点阵（体心）。取向与M一样，面间距也相似，并使线性调整，是个点阵参数与实测相符，点阵为立方体点阵，得立方M。
成功与不足之处
1完满解释了M转变的表面浮凸，惯习面，位向关系，亚结构
2但没有给出两次切变的详细结构
3没有解释M转变中存在着不转动，不畸变的不变平面
4不能解释M的惯习面
ASME第IX卷的最新变化及其应用
ASME第IX卷的最新变化及其应用 ——2010版与2007版的比较 赵孟显 一、2010版（与2007版的比较）的主要修改部分 1、将S-No.和组号转换为P-No.和组号 1）从2009增补开始，列于QW/QB422表中母材的S-No.重新指定为P-No.，取消了表中所列参照的S-No.和组号。原来“焊接”栏下的S-No.和组号转换成相当的P-No..和组号；而“钎接”栏下的S-No.转换成相当的P-No.。 在2007版的QW-420中规定：“对于P-No.和P-No.加组号材料的要求也同样适用于相应的S-No.或S-No.加组号的材料，但如工艺评定试验使用S-No.或S-No.加组号的材料，其评定范围限于有相同S-No.或S-No.加组号的材料（即：使用P-No.材料的评定也评定了相应的S-No.的材料；而使用S-No.材料的评定只评定了相应的S-No.的材料而没有评定相应的P-No.的材料）”。 而从2009增补开始，由于全部S-No.已经转换成相当的P-No.，则原来使用S-No..加组号的材料进行评定的单位（主要是使用管道规范规定的材料的单位，如B31.3），从2010年1月1日开始，这些评定在其它重要变素和有缺口韧性要求时，附加重要变素相同的情况下，可以使用于有相同P-No.加组号的材料。 这样就涉及原来使用S-No.加组号的材料进行评定的WPS如何处理的问题，因为原先的WPS只规定它适用于有相同的S-No.的材料，而现在已经没有S-No.的材料了，那么就要修改相应WPS的适用范围了。 这一修改涉及原来第IX卷中几乎所有提到S-No.的条款、表格和附录，包括QW-409.29、QW-420.1、QW-420.2、QW/QB422、QW-423.1、QW-424.1、QW-520、QB-402.1、QB-402.2、附录中的表格QW-484A、QW-484B、QW-485、QB-482、QB-483、QB-484等，上述条款、表格中的S-No.全部删去，只有附录E “许用的SWPS”例外，其中仍然有S-No.，因为SWPS是由AWS发布的，有一个滞后反应的问题，这在其他卷册中同样存在，如B31.3，在2010版中仍然存在S-No.。但我们只要知道从2010年1月1日开始，凡是存在S-No.的，将其转换为相同的P-No.就可以了。 2）修改QW-420 QW-420材料的分组 对母材指定P-No.或S-No.是为了减少焊接和钎接工艺评定的数量。 P-No.是以文字数字的顺序指定的，因此,每个P-No.应认为是一个单独的P-No.（例如：母材指定为P-No.5A，应认为与P-No.5B或P-No.5C都是不同的P-No.）。 另外，对于WPS按其它产品卷或规范要求冲击试验评定的铁基金属材料，在P-No.下再指定组号。这种分组主要是根据母材特性，例如成分、焊接性、钎接性和力学性能在逻辑上的类比来进行。这种分组并不意味着对于评定试验中所采用的某一母材可以不加区别地用别的一些母材来代替，而不从冶金性能、焊后热处理、设计、力学性能和使用要求等观点来考虑其适配性。下表表明了各种合金系统指定的分组： 母材焊接钎接 钢及钢合金P-No.1~P-No.15F P-.No.101~P-No.103 铝及铝合金P-No..21~P-No.26P-No.104~P-No.105 铜及铜合金P-No.31~P-No.35P-No.107~P-No.108 镍及镍合金P-No.41~P-No.49P-No.110~P-No.112 钛及钛合金P-No.51~P-No.53P-No.115 镐及镐合金P-No.61~P-No.62P-No.117
塑性成形过程中相场法及其应用
塑性成形过程中相场法及其应用 学生姓名： 学号： 学生所在院（系）：
第1章相场法的特点 1.1 相场法的概念 相场法是一种基于经典热力学和动力学理论的半唯象方法[1]。该方法具有以下优点: 可以通过场变量简单明了地表征出任何一种复杂组织的几何形貌，包括单个区域或晶粒的几何形状，区域或晶粒的空间分布、体积分数等;可以考虑内部场和外加场(如应变场、电场和磁场) 对组织变化的影响;并且在2维和3维系统的应用并不增加模型的复杂性[2]。相场法已经十分成熟地应用于模拟凝固过程[1,3,4]，但是在固相-固相转变模拟的应用正处在活跃发展的阶段[5]。 1.2 相场法的特点 微观组织演化的经典动力学通过将有着固定结构和成分的晶粒严格区分的尖锐界面的几何形状来描述多相微观组织。然后微观组织的演化可以通过求解一系列非线性偏微分方程获得,其中移动界面满足自相容边界条件[6]。然而,对于复杂的微观组织,利用传统方法无法求出移动或自由界面的解析解,即使是其数值解也很难求出[7]。因此有关粒子形状、粒子数量的问题无法利用传统方法解决。为了解决大部分传统方法面临的困难,最近人们越来越有兴趣利用场动力学理论描述任意介观和微观组织以及其随时间的演化,其主要原因就是与其它模拟方法相比相场法具有一些其它模拟方法所不具备的独特之处:首先,相场法通过场变量可以简单明了地表征出任何一种复杂组织的几何形貌,而且包括单个区域或晶粒的几何形状,区域或晶粒的空间分布、体积分数、局部表面曲率(如表面的坡口角和二面角)和内界面这样的细节在内[8]。 其次,相场法可以对与长程和短程相互作用有关的各种热力学驱动力加以考虑,所以利用相场法可以研究内部场和外加场(如应变场、电场和磁场)对组织变化的影响。 第三,相场法可以在相同的物理和数学模型下模拟诸如:形核、长大、粗化和外场诱发的组织变化等不同的现象。 第四,相场法中的时间,尺寸和温度的标度可以根据卡恩一希利阿德扩散方程和金兹博格一朗道方程中采用的半唯象常数来确定。从原理上来说,这些标度可以和所研究系统的实验测量数据或者更基本的模拟数据相对应。 第五,相场法是一种相对简单的方法而且它在二维和三维系统的应用并不增加模型的复杂性。
2012山东大学考研材料科学基础
860材料科学基础考试大纲 一、考试目的 《材料科学基础》是材料学科专业硕士研究生的入学专业基础考试课程。本课程着重讲述材料的微观组织与性能之间的关系，重在掌握基本概念及其应用，强调晶体材料中的共性基础问题，对于理解现有材料和开发新材料都具有重要的指导意义。本课程考试的目的是考查学生对《材料科学基础》基本理论的掌握程度以及应用基本理论分析材料问题的能力。 二、考试要求 本课程满分150分，考试时间180分钟，闭卷笔试。包括概念、选择、填空、判断正误、计算和分析论述等不同形式的题目。考生需要携带笔、尺、计算器。 三、考试内容 第一章晶体结构 1.1 原子的结合方式 1.2 晶体学基础 1.2.1 空间点阵与晶体结构 1.2.2 晶胞 1.2.3 布拉菲点阵 1.2.4 晶向指数与晶面指数 1.3 典型晶体结构及其几何特征 1.4 多晶型性 第二章晶体缺陷 2.1 点缺陷 2.1.1 点缺陷的类型 2.1.2 点缺陷的平衡浓度 2.1.3 点缺陷的产生及其运动 2.1.4 点缺陷与材料行为 2.2 线缺陷（位错） 2.2.1 位错的基本类型
2.2.2 位错的性质 2.2.3 柏氏矢量 2.2.4 位错的运动 2.2.5 位错的应力场及其与其他缺陷的作用2.2.6 位错的增值、塞积与交割 2.2.7 位错反应 2.2.8 实际晶体中的位错 2.3 面缺陷（界面） 2.3.1 晶界 2.3.2 相界 2.3.3 表面 2.3.4 界面特性 第三章凝固 3.1 金属结晶的基本规律 3.2 金属结晶的热力学条件 3.3 均匀形核 3.4 非均匀形核 3.5 晶核的长大 3.6 凝固理论的应用 3.7 无机材料的热力学与动力学（可选）第四章固体中的相结构 4.1 固溶体 4.2 金属间化合物 4.3 陶瓷晶体相 4.4 陶瓷玻璃相（熔体与非晶体）（可选）4.5 高聚物的结构 第五章相图 5.1 相图基本知识 5.2 二元相图
马氏体与贝氏体转变异同点
马氏体与贝氏体转变有哪些异同点？ （１）二者转变都有一个转变温度区，马氏体转变对应于M s~M f，贝氏体转变与B s~B f点。 （２）贝氏体转变可等温进行，而钢中马氏体转变是非恒温性的，即马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行。由此可见，马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。 （３）马氏体转变只有点阵改组而无成分的改变，如钢中的奥氏体转变为马氏体时，只是点阵由面心立方通过共格切变改组成体心立方（或体心正方），因而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样。这种母相（奥氏体）以均匀切变方式转变为新相（马氏体）的转变称为无扩散型相变—现在各种合金中广泛地叫做马氏体转变。此时钢中的铁、碳原子均无扩散，而贝氏体转变只有碳原子的扩散，而无铁原子和合金元素的扩散。这种中温转变包含着两种不同机制的转变，贝氏体为两相混合物组织，而马氏体是单相组织。 （４）贝氏体中铁素体在形成时，与马氏体转变一样，在抛光面上均引起浮凸。所不同的是马氏体浮凸呈“N”形，而贝氏体中铁素体的浮凸呈“V”形或“A”形。贝氏体的晶体学特征，其中包括位向关系与惯习面等与马氏体接近。 （５）二者转变均存在不完全性，即转变不能进行到终了。马氏体转变还具有可逆性，即快速反向加热不到Ａ1点发生逆转变 珠光体、贝氏体和马氏体的组织和性能有什么区别？ 珠光体转变是奥氏体在过冷度不大的情况下发生的共析转变，C和金属原子都可以的扩散；珠光体组织是铁素体和碳化物的机械混合物，通常形态为层片装状碳化物加铁素体组织，其层片的厚度及完整程度主要取决于转变过冷度，在特殊情况 下也生产碳化物也生产粒状，形成粒状珠光体。 马氏体转变是奥氏体快速冷却到马氏体转变点以下，发生切变，形成过饱和C的α-Fe固溶体，转变中C和金属原子都来不及扩散，由于过饱和的C使晶格发生畸变，钢在受力时位错运动受到阻碍，由此提高钢的强度。贝氏体转变介于珠光体与马氏体转变之间，但目前对此转变的机制还存在争议，但在贝氏体转变中主要C可扩散，金属原子不发生扩散，根据奥氏体过冷度的不同和C扩散能力的不同等条件，生成各种形态贝氏体组织。 45钢退火：铁素体＋珠光体；45钢正火：铁素体＋珠光体；45钢淬火：马氏体； 45钢回火：回火马氏体（低温回火），回火屈氏体（中温回火），回火索氏体（高温回火）。 比较共析钢过冷奥氏体等温转变曲线图和连续转变曲线图的异同点 1.等温转变在整个转变温度范围内都能发生，只有孕育期有长短；但是连续冷却转变却有所谓不发生转变的 温度范围。 https://www.360docs.net/doc/5a18328695.html,T图比TTT图向右下方移动，说明连续冷却发生在更低的温度和需要更长的时间。 3.共析碳素钢和过共析碳素钢在连续冷却转变中不出现贝氏体转变，只发生珠光体分解和贝氏体相变2.钢的过冷奥氏体等温转变曲线的开始温度和终了温度曲线像英文字母C，它描述了奥氏体在等温转变过程中，不同温度和保 温时间下的析出物的规律，称为C曲线或者TTT曲线，而连续冷却曲线是各种不同冷速下，过冷奥氏体转变开始和转变终了温度和时间的关系简称连续冷却转变图或者CCT图。 3.相同点是二者均是过冷奥氏体的转变图解，前者是在一定温度下的等温转变，后者是以一定的冷却速度时的连续转变，二者 在本质上是一致的，转变过程和转变产物的类型基本相互对应。 4.二者的区别在于冷却条件的不同，其显著的区别主要有： 5.一，连续冷却时，过冷奥氏体是在一个温度范围内完成组织转变的，其组织的转变很不均匀，先转变的组织较粗，而后转变 的组织较细，往往得到几种组织的混合物。 6.二，共析钢连续冷却时，只有珠光体的转变而无贝氏体的转变。原因在于当冷却速度缓慢时，过冷奥氏体将全部转变为珠光 体，当冷却速度过快时，则过冷奥氏体在中温区停留时间还未达到贝氏体转变的孕育区，已经降到Ms点开始转变为马氏体。 7.
马氏体转变的主要特征
马氏体转变的主要特征 马氏体转变是在低温下进行的一种转变。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也难以扩散。故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。这里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。 （一）马氏体转变的非恒温性 必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。也就是说马氏体转变有一上限温度。这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏 体点，用M S 表示。不同材料的M S 是不同的。当奥氏体被过冷到M S 点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图1所示。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图2所示，而与等温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已图1 马氏体等温转变曲线 图2 马氏体转变与温度的关系
不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用M f 表示（图 2）。如某钢的M S 高于室温而M f 低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到M f 点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。 对于某些M S 点低于0℃ 的Fe-Ni-C 等合金来说，当 过冷至M S 点以下时，马氏体 可能爆发形成，即最初形成 的马氏体有可能促发一定数 量的奥氏体转变为马氏体， 未转变的奥氏体样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图3所示。 也还有少数M S 点低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn ，Fe-Ni-Cr 以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C ”型曲线（图4），不同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。 （二）马氏体转变的切变共格与表 面浮凸现象 图3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系 图4 Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金 马氏体等温转变动力学
马氏体转变及其应用
马氏体转变及其应用 钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。 1 马氏体转变的特点 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的
T91-P91钢的发展应用及其焊接性综述
T91/P91钢的发展应用及其焊接性综述- 建筑技术 当今火力发电锅炉机组以大容量、高参数、超临界为发展趋势。为确保机组设备安全、可靠运行,提高生产效率和经济效益,满足高温、高压管道的需要,但热强性高、工艺性好、价格低廉材料的开发则是最关键的问题。P91钢具有高温持久强度和抗蠕变断裂性能,与T22(10CrMo910)钢相比在相同使用温度和压力的条件下,管壁厚减薄50%;与奥氏体钢相比,膨胀系数较小、热传导性好,热裂纹倾向小,价格也相对便宜,使得P91钢成为高温过热器联箱、主蒸汽管道等高温、高压管道的首选及替代钢种。无论是使用性能,还是经济性,P91都表现出了它的优越性,其使用量也正在不断增加。但国内对其焊接工艺还处于研究和完善阶段,其个别性能指标不理想,如常温下的冲击韧性偏低。因此,研究和开发适合的焊接工艺和焊后热处理工艺,对指导焊工培训和现场焊接需要,具有重要的现实意义和经济价值。 一、T91/P91钢的主要性能 T91/P91钢是一种改进的9Cr-1Mo钢,它是在9Cr-1Mo钢的基础上通过添加V、Nb、N等合金元素,采用纯净化、细晶化冶金技术。以及微合金化和控轧、控冷等工艺。开发出的新一代中合金耐热马氏体钢。其常温下屈服强度σs≥415MPa,抗拉强度σb≥585MPa,断面收缩率δ≥20,硬度HB≤250。T91/P91钢在正火并经730～760℃回火热处理后,金相组织呈典型的马氏体骨架结构,导致M23C6铬碳化物沉淀在马氏体骨架的边缘,并形成MX形的V/Nb碳氮化物。在较粗的M23C6碳化物及内部较细的沉淀转换成细箔之后,会发现次微粒内较大的错
位密度,这种高位错密度的细次晶粒结构是T91/P91具有高温蠕变强度的决定因素。房娟、周爱军通过对接焊缝、采用氩弧焊+埋焊(GTAW+SAW),经732～766℃,保温时间240min热处理获得σb≥660MPa,焊缝维氏硬度HV10≥183。 二、T91/P91钢的发展背景与研究现状 20世纪70年代美国在实验室改进原有的9Crl-1Mo钢,80年代初确定改良型钢为T91/P91钢。接着1983年T91/P91钢获美国ASME 认可,80年代末德国从F12钢转向使用T91/P91钢,90年代初日本大力推广T91/P91钢。目前世界主要生产锅炉管和大直径厚壁管的钢厂,均已完成了T91/P91钢工业化生产研究。其中日本、德国、法国等国家的钢厂已向全世界供应T91/P91钢管。 到目前为止,国外进口的焊接材料主要品牌有:英国曼切特、日本神钢、美国阿克斯、瑞典伊萨、美国华盛顿、法国沙福等。八十年代后期,我国也开始对P91的生产及焊接进行了初步的研究,并且取得一定进展,但与国外生产厂家相比还有一定的距离。经过20年多年对T91/P91钢的研究和开发,证明工作温度在550℃～650℃时,仍具有较好的综合性能,所以,在相等内径情况下,可显著减少钢管壁厚和重量。在550℃、25MPa压力下钢管壁厚及重量减少更为优良。由于壁厚及重量的减少,无论是钢管的支撑部件、装备总重量还是装备所占用的空间都大为减少,具有良好的经济性,因此,T91/P91钢在火力发电机组工件使用中具有非常宽广的应用前景。 目前,国内对T91/P91的研究主要集中在焊接工艺、焊接接头冲
工程材料及其应用测试题
工程材料及其应用测试题 一、填空题 1、机械零件选材的基本原则有使用性能原则、工艺性原则、经济性原则 2、现今意义上的陶瓷材料是指各种无机非金属材料统称。 3、高分子材料主要包括工程塑料、合成纤维、橡胶和胶粘剂。 4、腐蚀失效包括应力腐蚀开裂、腐蚀疲劳、氢致开裂等。 5、填出下列性能指标符号名称：σs屈服强度，σb 抗拉强度，ψ断面收缩率， HRC 洛氏硬度，HBS 布氏硬度，HV 维氏硬度。 6、碳基复合材料的增强相主要是纤维，该类材料除具有碳和石墨的特点外还有优越的综合性能，是很好的工程材料，耐温高达 2800 ℃。 7、根据石墨形态，铸铁可分为灰铸铁、可锻铸铁、球墨铸铁、蠕墨铸铁。 其中，球墨铸铁有球状石墨。 8、按钢中合金元素含量，可将合金钢分为低合金钢、中合金刚、高合金钢几类。 9、HT250牌号中“HT”表示灰口铸铁，数字“250”表示最小抗拉强度值。 10、高分子材料的聚集状态有玻璃态、高弹态、沾流态三种。 11、填出下列钢组织代号名称：F 铁素体，P 珠光体，S 索氏体，M 马氏体，A 奥氏体。 12、纯铁在室温条件下的晶体结构是体心立方晶格，在912 ℃以上转变为 面心立方晶格。固态金属随温度的不同发生的晶体结构转变称为同素异构转变。13、常见的热塑性塑料有聚乙烯、聚丙烯、聚氯乙烯、尼龙、有机玻璃 14、HT200牌号中“HT”表示灰口铸铁，数字“200”表示最小抗拉强度值。 15、滑移的本质是位错运动的结果。 16、高分子材料的老化，在结构上是发生了交联和降解。 17、机械设计时常用抗拉强度,屈服强度两种强度指标。 18、一般工程结构用金属是多晶体，在各个方向上的性能相同，这就是实际金属的各向同性现象。 19、实际金属存在点缺陷，线缺陷，面缺陷三种缺陷。实际晶体的强度比理想晶体的强度低（高，低）得多。 20、把两个45钢的退火态小试样分别加热到Ac1～Ac3之间和Ac3以上温度水冷淬火，所得到的组织前者为马氏体+铁素体+残余奥氏体，后者为马氏体＋残余奥氏体。
马氏体转变及其应用
马氏体转变概述 摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。 1 马氏体转变的特点及定义 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
工程材料及成型技术基础复习要点
《工程材料及成型技术基础》复习要点 第一章 （铁碳合金的）刚度、强度、塑性、硬度的基本测量方法、表示方法及影响因素。选材的依据。 第二章 常见金属的晶格类型；实际金属的晶体缺陷；什么叫结晶？合金的结晶过程（形核、长大）；铁碳合金的两个典型反应：共晶、共析反应的表达式及意义；铁的同素异构体；铁碳合金固态常见的相及性能；常见铁碳合金的组织性能及代号；室温下钢的平衡组织组成及显微组织示意图；铁碳合金状态图的作用。 第三章 结晶时细化晶粒的途径；C曲线图的作用；热处理的工艺组成（热处理过程）、热处理的目的、钢的“四把火”的定义及处理后的组织、性能（尤其是淬火及回火）；共析钢三种等温转变产物及特性；淬透性概念及影响因素；淬硬性概念及影响因素；马氏体的特性及奥氏体向马氏体转变的特点；（注意三个图：P61图3-28、P67图3-42、P72图3-48） 第四章 钢的主要分类方法；钢中常存杂质有哪几种？对钢性能有什么影响？合金元素对钢的性能的影响。掌握以下几类钢的编号、成分特点、性能特点、热处理特点、应用场合：碳素结构钢、优质碳素结构钢、碳素工具钢（含合金工具钢，主要是高速钢，尤其注意P119图4-9多次回火的目的）、合金调质钢、合金渗碳钢、合金弹簧钢、滚动轴承钢。灰口铸铁种类及石墨形状、性能特点（另外注意灰铸铁及球墨铸铁的牌号表示法、热处理特点、应用场合）、铸铁与铸钢的性能的比较。 第六章 铸造生产的特点及应用；铸造工艺性的概念，影响因素及如何影响。铸造工艺性不好会出现哪些铸造缺陷？两种凝固原则的应用；，浇注系统的组成及作用；为什么要规定铸件的合理壁厚？铸件的结构工艺性要求；铸件与锻件的性能比较。 第七章 锻造生产的特点及应用；锻造工艺性的概念，影响因素及如何影响。自由锻的基本工序有哪些？锻造坯料加热时易出现哪些加热缺陷？自由锻锻件的结构工艺
低碳马氏体的强化及其应用_孙建新(精)
低碳马氏体的强化及其应用 孙建新王卫兵吴杰张立新 (石河子大学工学院机械电气工程系,石河子832003 提要概述了低碳钢或低碳合金钢淬火低温回火工艺获得低碳马氏体的强化,通过实验验证了低碳马氏体的性能和应用价值。 关键词低碳马氏体强化淬火强度 中图分类号 TU445 文献标识码 A 文章编号 1007 7883(200002 0168 04 过去人们普遍认为低碳马氏体钢只有塑性和韧性的优势,而无强度和硬度的使用价值,即使淬火后也是如此。然而经过多年的研究,发现低碳钢经过淬火,不仅仍能保持塑性和韧性的优势,而且在强度和硬度上也有很高的使用价值,使过去只能在退火、正火状态下使用的低碳钢,扩展到淬火、回火状态下使用,发挥出低碳马氏体钢的强韧性优势,取代了一些优质中碳钢、渗碳钢、调质钢,使价格低廉、容易冶练的低碳钢被用作重要的工业原材料,展现了广阔的应用前景。 低碳钢在应用中取得的突破,得益于正确的强化工艺、独特的组织形态和优良的力学性能。 1 低碳马氏体的强化 低碳马氏体强化就是用低碳钢或低碳合金钢淬火低温回火。 通过薄膜透射电镜的研究揭示出,低碳马氏体条束由高密度位错胞所构成,它有别于高碳马氏体的微孪晶结构,具有较好的韧性,促进了低碳马氏体的应用。对于超低碳马氏体时效钢,适当添加置换型的合金元素(如Ni 、Mo 等代替碳、氮间隙原子,形成板条状位错马氏体和细小的金属间化合物的析出强化相,既可提高强度,又有较好的韧性。表1列举了碳化物析出强化钢和超低碳马氏体钢的综合力学性能,其中: 为马氏体钢, 为二次硬化钢, 为超低碳马氏体时效钢。
表1 碳化物析出强化钢和超低碳马氏体时效钢的力学性能 钢种抗拉强度/MPa 0.2%屈服强度 /MPa 缺口抗拉强度 /MPa 断面收缩率 /%延伸率/% bc / b * 14701264148039.012.5 1.00 1754 1686 2372 53.0 10.5 1.35 注:1*为缺口抗拉强度与抗拉强度的比值;2 :WC 0.4%;WNi 1.8%,WCr 0.8%;WMo 0.25%; WC 0.4%,WCr 5%,WMo 1.4%,WV 0.5%; :WNi 18%马氏体钢。 第4卷第2期2000年6月石河子大学学报(自然科学版Journal o f Shihezi University(Natural Science Vol.4 No.2Jun.2000 收稿日期:1999 10 29 低碳马氏体固溶的过饱和碳含量较低,其晶格扭曲较中、高碳马氏体的小,而且马氏体开始转变和转变终了的温度都较高,淬火时最先产生的马氏体在随后的冷却过程中会发生自行回火。 2 低碳马氏体的组织形态
马氏体转变
第四章马氏体转变 4-1 M转变的主要特征 1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性 实验依据 (1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同 (2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M (3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需 上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制 无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距 （b）在M转变前的原子的相对位置不变 （c）转变过程原子协同移动（军队式转变） 2．M转变的共格切变性 在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明： （1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变 均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似 （2）A/M界面为共格或半共格 （3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、 惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。以母相的晶面指数表示。M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如 马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。 位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有 定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。称之为M转变。其转变产物为M。 马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。 3 M相变属一级相变，有体积效应。（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。属于有核相变。 4 M转变动力学具有多样性，变温形成。等温形成，爆发形成等。 5 M转变具有不完全性。组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。 6 M的转变的可逆性，A M。As~~Af。As高于Ms，Au—ed，Ag—cu， As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。C。Fe—C合金未发现逆变。 7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。 4—2M的晶体结构 1M点阵常数。 早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式 A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe
马氏体时效钢的特性与应用3j33
马氏体时效钢的特性与应用 18%Ni马氏体时效钢属于铁基合金，具有极高的强度同时而又不失好的延展性。铁的基体与以高含量镍为主进行合金化，获得非常特殊的热处理材料。同时也加入其它合金元素如钼、铝、铜和钛，这些元素形成金属间析出物。钴也添加到合金中去，加入量最多达到12%，用于加速析出反应并保证获得大量、均匀的析出物。马氏体时效钢本质上说是不含碳的，这是区别该钢与大多数其他类型钢种最明显的特征。 马氏体时效钢性能特点为： ——室温下具有超高强度 ——简单热处理，保证最小的热处理变形 ——与处于同一强度水平的淬火钢相比具有优异的疲劳韧性 ——低碳含量，从而消除脱碳问题 ——截面尺寸是硬化过程中一个重要的影响因素 ——易于加工 ——好的焊接性能 ——具有高强度与高韧性 ——易切削加工，低的加工变形量 ——热处理过程中收缩均匀稳定 ——易渗氮 ——具有好的抗腐蚀与裂纹扩展能力 ——抛光光洁度高 这些特性说明马氏体时效钢能被用作轴，长而细的渗碳或渗氮部件以及冲击疲劳环境下工作的零件，如打印头或离合器等。 马氏体时效钢的回火处理 回火作为一种热处理工艺从中世纪时代就开始应用，用于淬火马氏体合金的处理。而目前回火工艺仅用于对钢进行处理，因为钢占所有马氏体硬化合金中的绝大多数。 马氏体时效钢是不含碳的Fe-Ni合金，并添加了钴、钼、钛与其它一些元素。典型的钢种如铁基中含17%～19% Ni，7%～9% Co，4.5%～5% Mo和0.6%～0.9% Ti。这类合金经淬火成马氏体，然后在480～500℃回火。在回火过程中，由于合金元素在马氏体中过饱和，从而从马氏体中沉淀析出形成金属间析出物，导致强的沉淀强化效果。根据铝、铜以及其它非铁合金的沉淀强化类推，可将该工艺过程称作时效处理。并且由于最初的组织为马氏体，因此该类钢被称作马氏体时效钢。 商业化马氏体时效钢在最大的硬化处理阶段，组织中可含有部分中间过渡亚温相Ni3Mo与Ni3Ti的共生析出物。Ni3Ti相类似于碳钢中的六边形ε-碳化物。在马氏体时效钢中，这些中间过渡金属间析出物颗粒由于在位错处析出，因而分布极其弥散，这一组织特点具有特别的实际应用价值。 马氏体时效钢的组织具有高密度位错，在板条（非孪生）马氏体中，位错密度达到1011～1012/cm2数量级，也就是与强应变硬化金属处于同一范围。在这方面，马氏体时效钢（硬化态）的亚结构明显不同于铝、铜和其它合金，它们在淬火时不会出现多态性变化。 假设马氏体时效钢在回火过程中，中间相的析出是由于合金元素的原子在位错线上的偏聚，则在位错上形成的产物可以作为合金元素在过饱和马氏体中的富集分层。 马氏体时效钢在马氏体转变过程中形成的位错结构，在随后的加热过程中保持非常稳定，实际上在回火温度范围内（480～500℃）未发生变化。在整个的回火过程中，出现如此高密度的位错，很可能在很大程度上是由于弥散分布的析出物钉扎住位错。 在高温（550℃甚至更高）条件下，长的回火时间可能会导致析出物粗化，并增大颗粒间距，而位错密度同时也在下降。在长的保温时间下，就不出现半共生的中间过渡金属间析出物，取而代之的是稳定相如Fe2Ni或Fe2Mo形成的粗大共生析出物。
工程材料及应用考试题(含答案).
一、名词解释 1.致密度:致密度就是晶胞中原子所占体积与晶胞体积之比;它表示晶体的原子排列密集程度。 2.疲劳强度:在交变应力作用下,材料可经受无数次循环而不发生断裂的最大应力就是疲劳强度。 3.加工硬化:金属材料经塑性变形后,强度以及硬度显著提高,而塑性韧性则很快下降的这种现象就是加工硬化。 4.调质处理:将钢淬火后再高温回火的热处理工艺。 5.再结晶:指经冷塑性变形的金属在加热时,通过再结晶晶核的形成及其随后的长大、最终形成无畸变的新的晶粒的过程。 6.石墨化:是指铸铁中析出碳原子形成石墨的过程。 7.时效:淬火后的铝合金随时间延长而发生的强化现象。 8.淬硬性:钢在淬火时的硬化能力,用淬火后马氏体所能达到的最高硬度来表示。 二、填空题 1.γ-Fe的一个晶胞内的原子数为( 4 。 2.过冷度是指(实际结晶温度与理论结晶温度之差,其表示符号为(△T 。 3.马氏体的显微组织形态主要有(板条马氏体、(片状马氏体两种;其中(板条马氏体的韧性较好。 4.按钢中合金元素含量,可将合金钢分为(合金结构钢、 ( 合金工具钢、 ( 特殊性能钢。
5.在图示的铁碳合金相图中: (a标出各点的符号。 (b填上各区域的组织组成物。 (c指出下列各点的含碳量:E( 2.11% 、C( 4.30% 、P (0.0218% 、S(0.77% 、K( 6.69% 。 (d在下表中填出Fe-Fe3C合金相图中各水平线的温度、反应式、反应产物的名称
6.在金属学中,冷加工与热加工的界限是以(再结晶温度来划分的,因此Cu(熔点为1084℃在室温下变形加工称为(冷加工,Sn(熔点为232℃在室温下变形加工称为(热加工。 7.共析钢加热时,奥氏体的形成是由(奥氏体晶核的形成、(奥氏体晶核的长大、(残余渗碳体的溶解和(奥氏体成分的均匀化等四个过程所组成。 8.齿轮材料主要是(塑料、(渗碳钢和(调质钢。 9.淬火钢进行回火的目的是(消除残余内应力,改善和调整钢的性能,回火温度越高,钢的强度与硬度越(低。 10.球化退火的主要目的是(使钢中的碳化物呈球状或颗粒状均匀分布,改善钢的强度和硬度,便于后续机械加工和最终热处理,它主要适用于(共析钢、过共析钢和合金工具钢等钢。 11.手工钢锯锯条用( T12 钢制造,其热处理工艺是(球化退火后淬火加低温回火。 12.机械零件的使用性能指零件在使用状态下材料应该具有的(强度和(韧性。
18Ni马氏体钢的性能及应用
18Ni(300)马氏体时效钢的特点及应用? ?admin引用 ?摘要: 从18Ni马氏体时效钢的化学成分对该材料的的物理特点、、抗拉强度、拉伸性能、断裂韧性、疲劳强度、耐腐蚀性、焊接性、磁滞特性、时效机理、时效组织以及力学性能的性能进行的分析。同时18Ni马氏体时效钢具有优 ... ??从18Ni马氏体时效钢的化学成分对该材料的的物理特点、、抗拉强度、拉伸性能、断裂韧性、疲劳强度、耐腐蚀性、焊接性、磁滞特性、时效机理、时效组织以及力学性能的性能进行的分析。同时18Ni马氏体时效钢具有优良的特性，用途很广，本文对它的应用进行简朴的总结。 要马氏体时效钢自问世以来，以其高强度、高韧性和良好的工艺性能在航天航空等领域得到了广泛的研究和应用，与AISI4340高强钢和17-7PH不锈钢相比，它具有更高的强度和优良的韧性，制造加工容易，焊接性能优良等诸多的长处胜于其他超高强钢。在当今开发的所有材料中，它是强韧性最高的钢种。 1.成分和组织 18Ni马氏体时效钢的化学成分是在Fe—18Ni合金中添加Co、Mo、Ti、Al等元素一种钢，如表1。 屈服强度主要是通过Ti元素的添加量来进行调整。在18Ni马氏体时效钢中C 、Si、Mn等元素被视为杂质元素 P、S含量同样也极低故钢的纯度很高。 18Ni马氏体时效钢不仅有优良的机械性能而且淬火性能好在固溶处理（820℃）空冷后其组织为超低碳Ni高主的单相马氏体将它再进行时效处理(490-510℃ 空冷)后在马氏体区域的金属间化合物沉淀析出、细化、弥散使钢得以强化材料的强度、塑性及韧性匹配优良。关于时效处理过程组织变化的研究颇多有人认为是沉淀物细化(-100A)的说法比较合理但至今仍无定论。尽管如此但对Ni3Mo、Fe2Mo、Ni3Ti等金属间化合物沉淀强化仍是普遍的说法［1］。 2.组织和机械性能 2.1制造方法： 马氏体时效钢的熔炼方法有真空感应熔炼（VIM）真空电弧重熔(VAR) 以及电渣重熔(ESR)一次或两次组合的方法。各种熔炼方法与断裂韧性(KIC)的关系如图1所示。从图中可以清楚地看到采用真空双重熔炼可使钢的韧性得到大幅度的改善而且还能抑制在熔炼时混入的各种杂质元素和非金属杂质的残存量。因此对于象飞机那样要求零部件具有高强度、高韧性和高可靠性的材料来说就可以采用VIM十VAR组合的真空双重熔炼方法［1］。
马氏体转变
马氏体转变 马氏体转变的发展过程 早在战国时代人们已经知道用淬火(即将钢加热到 高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高钢的硬度， 经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。 十九世纪末期，人们才知道钢在“加热和冷却”过 程中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的 变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的德 国冶金学家Adolph Martens 法国著名的冶金学家 Osmond 建议将钢经淬火所得高硬度相称为“马氏体” 并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 Martensite M—马氏体
十九世纪末到二十世纪初主要局限于研究钢中的马氏 体转变及转变所得产物—马氏体。 二十世纪三十年代，人们用X 射线结构分析的方法测 得钢中马氏体是碳溶于α-Fe 而形成的过饱和固溶体，马 氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳，因此，曾一度认 为“所谓马氏体即碳在α—Fe 中的过饱和固溶”。 曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同，是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程”。 四十年代前后，在Fe—Ni 、Fe—Mn 合金以及许多有 色金属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过 程中发生的马氏体转变；同时也观察到了在加热过程中所 发生的马氏体转变。由于这一新的发现，人们不得不把马 氏体的定义修定为：“在冷却过程中所发生马氏体转变所 得产物统称为马氏体”。
近年来，由于实验技 术的进一步发展，使人们 对马氏体的结构以及马转 变的特征又有了进一步的 了解，对许多现象的认识 也有了很大的进步，并因 此而推动了热处理新工艺 及新材料的发展，其中最 为脍炙人口的是在热弹性 马氏体基础上发展起来的 形状记忆合金。
马氏体转变动力学
马氏体转变动力学 马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。 （一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。其动力学特点为：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。 按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，相变驱动力很大，同时，马氏体长大过程中，其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒降低，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。所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关。马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。 降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M S以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称其为非热学性转变。 奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过M S点起作用，
在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。 冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。只要是在马氏体转变之前，无论是缓慢冷却或冷却中断，都会引起马氏体转变发生迟滞，导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。这种现象称为奥氏体稳定化。 影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。例如：化学成分对M S点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。 每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al 50 20 11 10 9 8 6 -3 -4 Aˊ量变化 (%) 可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。 其次，奥氏体化温度、冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响，可定性归纳于下表之中。 影响残余奥氏体量的各种因素 影响因素残余奥氏体多残余奥氏体少 含碳量高碳低碳 奥氏体温度高温低温 淬火冷却油冷水冷
马氏体转变
非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。是固态一级相变的一种基本类型。产物称为马氏体，通常具有板、片状的外形。 研究简史19世纪中叶，英国人索尔拜首次用显微镜观察了淬硬钢的金相组织，后对此种针状组织物命名为马氏体。图1示出高碳钢淬火态的金相组织，针状物(其空间形态为板片状)为马氏体，基底为残留奥氏体。20世纪20年代，美国人芬克和苏联人库尔久莫夫分别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质:体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变--非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。 (1)宏观形状效应。不但有体积变化，而且有形状变化。如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。 (2)非扩散。生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。 (3)惯习现象。生成相的片、板的空间取向不是任意的，而是平行于母相的某个晶面(称为惯习面)。作为母相的一个原子面，惯习面在相变过程中既不畸变，也不转动，是不变平面。图3是对图2的局部作进一步标注，a'b'曲面发生转动，面积也有变化;但AB线段长度不变，方向也不变。作为母相的一个原子面，ABcD在相变过程中既无畸变，又不转动，连位置都没有变化(称中脊面)。a'b'c'd'和abcd两面仅有平移，无畸变及转动。惯习面是母相中与ABCD同族的晶面，马氏体片只能在这族晶面的空间方位产生。 (4)不变平面应变。根据上述诸特征，如平面在相变后仍为平面、非扩散、共格性，尤其具有不变平面(惯习面)，判定马氏体转变是以不变平面应变的方式(而不是界面原子热激活跃迁的方式)进行晶格类型的改组。 (5)严格的晶体学关系。这是新相生长时迁移界面与母相共格的必然结果。铁碳合金的面心立方(7)一体心正方(a')马氏体转变，为著名的K-S马氏体转变时的不变平面，即(111)y∥(011)a，[101]y∥[111]a (6)伴生特定的晶体缺陷亚结构。马氏体中亚结构有位错、孪晶和层错三类。