bcc(bct)马氏体形核与长大的一种晶体学模型
马氏体转变的晶体学
马氏体转变的晶体学（一）马氏体的晶体结构1、马氏体的晶格类型Fe-C 合金的马氏体是C 在中的过饱和间隙固溶体。
X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵（点阵常数之间的关系为：a=b ≠c ，α=β=γ=90° c/a-称为正方度）。
人们通过X-射线衍射分析法，测定不同碳含量马氏体的点阵常数，得出c 、a 及c/a 与钢中碳含量成线性关系，由图7可见，随钢中碳含量升高，马氏体点阵常数c 增大，a 减小，正方度c/a 增大。
图中a γ为奥氏体的点阵常数。
马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示：⎪⎭⎪⎬⎫+=-=+=γρβραρ1/00a c a a a c式中 a 0为α-Fe 的点阵常数， a 0=2.861Å；α=0.116±0.002；β=0.113±0.002；γ=0.046±0.001；ρ—马氏体的碳含量（重量百分数）。
显然，系数α和β的数值确定着C 原子在α-Fe 点阵中引起的局部畸变。
上式所表示的马氏体点阵常数和碳含量的关系，长期图8 奥氏体a)与马氏体b)的点阵结构及溶于其中的碳原子所在的位置以来，曾为大量研究工作所证实，并且发现这种关系对合金钢也是适用的。
马氏体的正方度c/a，甚至已被成功地作为马氏体碳含量定量分析的依据。
2、碳原子在马氏体点阵中的位置及分布C 原子在中α-Fe 可能存在的位置是铁原子构成体心立方点阵的八面体间隙位置中心。
在单胞中就是各边中央和面心位置，如图8所示。
体心立方点阵的八面体间隙是一扁八面体，其长轴为2a ，短轴为c 。
根据计算，α-Fe 中的这个间隙在短轴方向上的半径仅0.19Å，而C 原子的有效半径为0.77Å。
因此，在平衡状态下，C 在α-Fe 中的溶解度极小（0.006%）。
一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值。
因此，势必引起点阵发生畸变。
图9中只指出了C 原子可能占据的位置，而并非所有位置上都有C 原子存在。
马氏体相变研究的最新进展(九)
马氏体相变研究的最新进展(九)刘宗昌;计云萍【期刊名称】《热处理技术与装备》【年(卷),期】2015(036)003【总页数】5页(P1-5)【作者】刘宗昌;计云萍【作者单位】内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010【正文语种】中文【中图分类】TG111.56.4 马氏体临界晶核尺寸及形核功6.4.1 以往有关马氏体晶核的计算［1］1972年田村今男等计算了凸透镜片状马氏体的临界晶核尺寸和形核功［48］。
设马氏体的晶核为凸透镜形状，中心厚度为2c，直径为2r，如图88所示。
晶核的体积近似于，表面积为 2πr2。
晶核形成时引起系统自由焓的变化△G，式中:△g为单位体积新旧相自由焓之差;σ为表面能为单位体积切变畸变能，其中A 是正比于切变模量的常数。
对式(20)求导并求极值，即得临界晶核尺寸和形核功对Fe-30%Ni(at%)合金，算得孪晶晶核的形核功△G*=5.4×108J·mol-1。
它比相变驱动力大近6个数量级，太大了。
在田村今男的计算式中以切变能进行计算，因而算得形核功过大，不符合实际。
这说明马氏体相变不是切变形核。
图88 马氏体晶核模型示意图Fig.88 Schematic diagram of martensite nucleation model该计算将马氏体片描绘为凸透镜状也不符合实际，至今观察表明马氏体有板条状、条片状、薄片状、薄板状、蝶状、透镜片状等形貌。
像图88那样的凸透镜状，若垂直于C轴切取，则得圆形马氏体，但多年来在千万张片状马氏体照片上从未观察到圆形的马氏体或椭圆形的马氏体。
图89(a)为Fe-32Ni合金马氏体+残留奥氏体的整合组织，从图中可见，任何一片马氏体都是长度大于宽度，其中较小的马氏体片呈现凸透镜的截面，即二维形状呈凸透镜状。
这种马氏体的立体形状应当是长度较大的扁针状，见图89(b)。
马氏体相变的结构和性质1
Fe-0.8Biblioteka C钢以5000℃/S快速加热，抑制回 火转变，则在590～600℃发生逆转变。
18
§4.3 马氏体的形态及其亚结构
§4.3.1 板条马氏体
在低、中碳钢，马 氏体时效钢中出现， 形成温度较高。
基本单元板条为一 个个单晶体。
图4-12 板条马氏体示意图
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➢ 许多相互平行的板条组成一个板条束，它们 具有相同的惯习面。
➢ 不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏 体薄膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体 的韧性贡献很大。
➢ 呈孪晶关系的板条间就不存在这种残余奥 氏体薄膜。
21
图4-13 （a）板条马氏体 （b）片状马氏体
22
§4.3.2 片状马氏体
{225}γ或 {259}γ
在中、高碳钢， 高 镍 的 Fe-Ni 合 金 中出现，形成温 度较低。
5
马氏体的正方度
c/a = 1 + 0.046 P
（4-2）
碳原子在马氏体点阵中的分布：
碳原子发生有序分布，80%优先占据c轴方向 的八面体间隙位置，20%占据其它两个方向 的八面体间隙位置，此时出现（4-2）式的正 方度。
6
§4.2 马氏体相变的主要特征 （1）马氏体相变的无扩散性
钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点 阵改组。 可以在很低的温度范围内进行，并且相变 速度极快。 原子以切变方式移动，相邻原子的相对位 移不超过原子间距，近邻关系不变。
图4-14 片状马氏体示意图
片状马氏体形成
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➢ 先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶 粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。 后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一 步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片 越来越短小。
马氏体相变介绍
马氏体相变介绍马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发觉的：将钢加热到必然温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），取得的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens），把这种组织命名为马氏体(Martensite)。
人们最先只把钢中由奥氏体转变成马氏体的相变称为马氏体相变。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特点积存了较多的知识，又接踵发此刻某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前普遍地把大体特点属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。
相变特点和机制：马氏体相变具有热效应和体积效应，相变进程是形核和长大的进程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速度一样较大，有的乃至高达105cm·s-1。
人们推想母相中的晶体缺点（如位错）的组态对马氏体形核具有阻碍，但目前实验技术还无法观看到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的进程，尚不能窥其全貌。
其特点可归纳如下：马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因此新相（马氏体）承袭了母相的化学成份、原子序态和晶体缺点。
马氏体相变时原子有规那么地维持其相邻原子间的相对关系进行位移,这种位移是切变式的（图1）。
原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2）。
这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。
将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图3a中的PQRS，假设试样中一部份(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),那么PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2维持无应变、不转动，称惯习（析）面。
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。
镜面映像法确定FCC和BCC晶体始滑移系的原理及技巧
镜面映像法确定FCC和BCC晶体始滑移系的原理及技巧范群成;康嘉晨
【期刊名称】《材料科学》
【年(卷),期】2018(008)005
【摘要】立方晶系标准投影图是镜面映像法确定面心立方和体心立方晶体始滑移系的必备工具。
本文在简单介绍立方晶系标准投影图绘制的基础上,着重分析了镜面映像法的原理,以证实该法的科学性;还举例介绍了用镜面映像法确定晶体始滑移系的技巧。
【总页数】6页(P503-508)
【作者】范群成;康嘉晨
【作者单位】[1]西安交通大学材料科学与工程学院,陕西西安;[2]西安交通大学电子与信息工程学院,陕西西安
【正文语种】中文
【中图分类】O1
【相关文献】
1.确定激活滑移系类型的一种方法--单晶体颈缩和晶格转动分析 [J], 岳珠峰
2.基于耦合有限元的晶体塑性力学模型的FCC,BCC和HCP晶体织构演化的模拟[J], 黄诗尧;张少睿;李大永;彭颖红
3.基于耦合有限元的晶体塑性力学模型的FCC,BCC和HCP晶体织构演化的模拟[J], 黄诗尧;张少睿;李大永;彭颖红
4.面心和体心立方晶体中映像规则判断始滑移系的原理 [J], 杨晓冬;杨静
5.钢中fcc/bcc(bct)马氏体形核与长大的一种晶体学模型 [J], 杨金波;杨志刚;邱冬;张文征;张弛;白秉哲;方鸿生
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热处理原理之马氏体转变
马氏体转变过程中，存在熵变，熵变与热力学第二定律有关。
马氏体转变的相变驱动力与热力学关系
温度
温度是影响马氏体转变的重要因素之一 ，温度的升高或降低会影响马氏体的形 成和转变。
VS
应力
应力也是影响马氏体转变的因素之一，应 力可以促进或抑制马氏体的形成和转变。
马氏体转变过程中的热效应与热力学关系
马氏体转变的种类与形态
板条状马氏体
01
02
03
定义
板条状马氏体是一种具有 板条状结构的马氏体，通 常在低合金钢和不锈钢中 形成。
形态
板条状马氏体由许多平行 排列的板条组成，每个板 条内部具有单一的马氏体 相。
特点
板条状马氏体具有较高的 强度和硬度，同时具有良 好的韧性。
片状马氏体
定义
片状马氏体是一种具有片 状结构的马氏体，通常在 高速钢和高温合金中形成 。
这种转变主要在钢、钛、锆等金属及 其合金中发生，常温下不发生马氏体 转变。
马氏体转变的特点
01
马氏体转变具有明显的滞后效应，转变速度与温度 和时间有关。
02
转变过程中伴随着体积的收缩或膨胀，并伴随着能 量的吸收或释放。
03
马氏体转变过程中晶体结构发生改变，但化学成分 基本保持不变。
马氏体转变的应用
06
相关文献与进一步阅读建议
主要参考文献列表
01
张玉庭. (2004). 热处理工艺学. 科学出版社.
02
王晓军, 王心悦. (2018). 材料热处理技术原理与应用. 机械 工业出版社.
03
周志敏, 纪松. (2019). 热处理实用技术与应用实例. 化学工 业出版社.
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奥氏体-马氏体转变理论
奥氏体-马氏体转变理论马氏体转变是在无扩散的情况下，晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。
在相变过程中，点阵的重构是由原子集体的、有规律的近程迁动完成的，并无成分变化。
由于这种切变特性，马氏体可以在很低的温度下（例如4K)以很高的速率（10E5cm /s)进行。
虽然如此，马氏体转变仍然是一个成核和核长大的过程。
目前关于马氏体成核和长大理论的研究尚未成熟，仍处于假设阶段，本期简要介绍介绍其中几种。
一、马氏体转变的成核理论1. 经典成核理论自从发现马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏体转变也是成核和核长大过程，并用经典的相变理论来分析马氏体转变过程。
按照这种处理，马氏体转变可以被看作为单元系的同素异构转变。
若设马氏体核胚呈凸透镜形状，中心厚度为2c,片的半径为r(图3-41),r ＞＞c，则核胚的体积近似等于4/3πr²c，表面积为2πr²。
因此，核胚形成时，系统的自由能化为：根据上述理论，可计算出Fe-30%Ni合金（原子百分数）于Ms 点（233K)时的临界核胚尺寸cc =22Å，r=490Å,成核功（能垒）ΔW=5.4x10E5J/mol。
按照经典成核理论，成核功是由热起伏而来。
但是，在这样低的温度下要靠热运动来获得这样大的激活能是很困难的。
有人根据经典成核理论计算出Fe-Ni合金的成核率和相变温度成“C”曲线关系，并能说明一部分实验事实。
但是，也有一些人的测量结果表明，合金可以达到的Ms 点比按经典理论计算的值为低。
按经典理论提出的马氏体的长大激活能为2510~4184J/mol。
但实际上马氏体的长大激活能很小，几乎为零。
根据这些结果看来，均匀成核的经典理论对于马氏体转变可能是不适用的。
2.马氏体成核的位错理论根据金相观察，人们发现马氏体核胚在合金中不是均匀分布的，而是在其中一些有利的位置上优先形成。
有人做过这样一个有趣的试验，把小颗粒（100μm以下）的Fe-Ni-C合金奥氏体化后淬火到马氏体转变温度范围内。