马氏体的形核及长大
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 Al50 20 11 10 9 8 6 -3 -4Aˊ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。
马氏体组织
马氏体相变
马氏体相变机理研究进展摘要：马氏体应用在钢的强化，现今多数的结构钢件还是以淬火得到马氏体、再进行回火，产生马氏体的目的为强化，可应用在工程实用中，对马氏体的研究变得越来越受关注。
关键字：马氏体；相变；形核；1 引言：马氏体最初是在钢中发现的：将钢加热到一定温度后经迅速冷却，得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
是碳在ɑ-Fe中过饱和固溶体，为体心正方结构。
1895年法国人奥斯蒙为纪念德国冶金学家马滕斯，把这种组织命名为马氏体。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在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。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体。
2.相变特征和机制马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm·s。
人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。
其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，新相（马氏体）承袭了母相的化学成分和原子序态。
马氏体相变时原子有规则地保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，且原子位移导致点阵应变，这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且有形状变化。
由于马氏体相变时原子规则发生位移，使新相和母相之间始终保持一定的位向关系。
在铁基合金中由体心立方马氏体时具有著名的K-S关系（111)r//(011)M、[101]r//[111]M。
必须有足够的奥氏体过冷度才能产生点阵切变，形成马氏体。
转变开始温度定义为Ms，碳和置换合金元素增加奥氏体的切变抗力，降低Ms。
§8-5_马氏体转变
' '
薄板状马氏体
薄片状马氏体
三. 马氏体转变的热力学 1. 相变驱动力 G T0为相同成分的马氏 体和奥氏体两相热力学 平衡温度， 平衡温度，此时 ∆Gγ→α’ = 0 ∆Gγ→α’ 称为马氏体相 变驱动力。 变驱动力。 Ms T0 Gα′ Gγ T ∆Gγ→α′
自由焓——温度曲线 自由焓——温度曲线 ——
§7 马氏体转变
马氏体——碳在 碳在α-Fe 中的过饱和固溶体。 中的过饱和固溶体。 马氏体 碳在 1895年：Osmond, M.F.提出，为纪念德国冶金学家 年 提出， 提出 Martens, A.把这种组织命名为马氏体（Martensite). 把这种组织命名为马氏体（ 把这种组织命名为马氏体 马氏体转变——获得马氏体组织的转变。 获得马氏体组织的转变。 马氏体转变 获得马氏体组织的转变 在有色金属、陶瓷、高分子材料相继发现马氏体。 在有色金属、陶瓷、高分子材料相继发现马氏体。 广义马氏体——通过马氏体转变所获得的组织。 通过马氏体转变所获得的组织。 广义马氏体 通过马氏体转变所获得的组织
时
TTT
，C
五. 马氏体转变机制 1. 马氏体形核 按均匀形核的经典理论： 按均匀形核的经典理论： 设马氏体核心为凸透镜状， 设马氏体核心为凸透镜状 ， 其半径为r，中心厚度为2c， 其半径为 ，中心厚度为 ，而且 r>>c ， 此 时 核 心 的 近 似 体 积 为 4πr3 /3 ，表面积为 2。 表面积为2πr 形核时系统自由能的变化∆G 形核时系统自由能的变化 为：
马氏体相变
不畸变平面的产生
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如果X、Y、Z三个主应变矢量中有一个为零，则可以产生 一个不畸变平面。
如图，应变时X轴在a点抵 住不动，就可以是OaA和 OaA’两个扇形面的形状完 全相同。即OA在YOZ平面 内扫动，从OA扫动到OA’。 所以两个扇形全等，即整个 平面上原子排布完全相同。 OaA和OaA’就是新旧相之 间的一个无畸变平面。
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这个模型说明了新旧相存在K-S关系，但是，按此模型，惯 习面应为{111}γ，而实际上Fe-C合金马氏体的惯习面为
{557}γ、{225}γ、{259}γ，它也不能解释马氏体中孪晶、位
错等亚结构、表面浮凸现象、马氏体 组织形貌变化规律。此 模型第1、2切变所需能力达到320KJ/mol，这是相变驱动力 所不及的。
以在新旧相位向关系、惯习面指数、形状变化、亚结构等
晶体参数之间进行推算
不变平面应变
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不变平面应变：在应变过程中，惯习面始终保持一定 的平面，既不发生应变，也不进行转动 马氏体相变的
唯象学说认为
切变使晶体外 形发生改变， 即在试样表面 产生浮凸。
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胞（2r,2c）法向的两侧面规则
的分布弗兰克位错，每6个原 子间距排列一条。位错圈主要 是由螺型位错组成，在周边 形成刃位错，即K-D模型
位错圈相界面模型
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在K-D模型的基础上发展了K-C模型，其物理结构为：设在 (225)γ面上存在一个大的位错圈，位错圈内即为马氏体核 胚。位错圈扩展时，核胚就长大为晶核。K-D模型和K-C模 型都认为该核胚直径有数十纳米，其周围是位错列
机械工程材料 第五章 钢的热处理.答案
30s
650 550
2s
40s
2s 5s
10s
2、C 曲线的分析 ⑴ 转变开始线与纵
坐标之间的距离为
孕育期。
孕育期越小，过冷
奥氏体稳定性越小.
孕育期最小处称C
曲线的“鼻尖”。
碳钢鼻尖处的温度
为550℃。
在鼻尖以上, 温度较 高，相变驱动力小.
在鼻尖以下，温度
较低，扩散困难。
从而使奥氏体稳定
为板条与针状的混合
组织。
0.2%C 0.45%C 1..2%C
3、马氏体的性能 高硬度是马氏体性 能的主要特点。 马氏体的硬度主要 取决于其含碳量。 含碳量增加，其硬
C%
马氏体硬度、韧性与含碳量的关系
度增加。
当含碳量大于0.6%时，其硬度趋于平缓。
合金元素对马氏体硬度的影响不大。
℃
温 度 ，
共析钢奥氏体化曲线（875℃退火）
体成分趋于均匀。
共析钢奥氏体化过程
亚共析钢和过共析钢的奥 氏体化过程与共析钢基本
相同。但由于先共析 或
二次Fe3C的存在，要获得
全部奥氏体组织，必须相
应加热到Ac3或Accm以上.
二、奥氏体晶粒长大及其影响因素
1、奥氏体晶粒长大 奥氏体化刚结束时的 晶粒度称起始晶粒度, 此时晶粒细小均匀。
(a)940淬火+220回火（板条M回+A‘少）(b)(c)(d)940淬火+820、780、750淬火（板条M+条状F+A’少） (e)940淬火+780淬火+220回火（板条M回+条状F+A‘少）(f)780淬火+220回火（板条M回+块状F）
马氏体的转变
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
•
• 2、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。 • 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 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．
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0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量孪 晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。 （2）、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
典型的马氏体组织形态见下图所示：
② 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 3～10μ m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）γ ，位向关系为K-S关系，亚结 构为(112)α ˊ孪晶，无位错，无中脊。 随转变温度降低，转变进行时，即有新马氏体 的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。
马氏体
马氏体组织马氏体马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。
最先由德国冶金学家Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。
马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。
中文名：马氏体外文名：martensite释义：黑色金属材料的一种组织名称提出者：阿道夫·马滕斯一、马氏体发展史1、马氏体19世纪90年代最先由德国冶金学家阿道夫·马滕斯（Adolf Martens，1850-1914）于在一种硬矿物中发现。
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、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)。
人们最早只把钢中由奥氏体转变为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征累积了较多的知识，又相继发现在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-□n、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。
2、组成类型常见马氏体组织有两种类型。
中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。