马氏体相变过程中自促发效应和塑性应变对形核的影响
马氏体相变解答
（1）化学成分
Ms及Mf点主要取决于合金的化学成分，其中以间隙型溶质原 子如C、N等的影响最为显著。
随着钢中含碳量的增加，由于马氏体相变的切变阻力增加， 相变温度下降。其中，Ms点呈现比较均匀的连续下降，而Mf 点在含碳量小于0.5%时下降得较为显著，超过0.5%以后下降 趋于平缓，此时Mf点已经下降到0℃以下，导致钢的淬火组 织中存在较多的残余奥氏体。
{111} //{110} , 110 // 111
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
{111} //{110} , 112 // 110
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。
（2）塑性变形
实验证实，对有些材料在Ms点以上进行塑性变形，可以应力 诱发马氏体相变，使材料的Ms升高至Md点，Md称为应力诱 发马氏体相变的开始温度，理论上讲，Md的上限温度不能超 过T0。塑性变形量越大，变形温度越低，应力诱发的马氏体 量就越多。
（3）奥氏体化条件
钢的加热工艺规范对马氏体相变点的影响较为复杂。 奥氏体化加热温度越高或保温时间越长，碳和合金元素溶
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Mf点；加热时奥氏 体转变始于As点，终于Af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。
材料科学基础习题
材料科学基础习题⼀、解释下列名词1、奥⽒体本质晶粒度是根据标准实验条件，在930±10℃，保温⾜够时间（3~8⼩时）后，测定的钢中奥⽒体晶粒的⼤⼩。
2、奥⽒体实际晶粒度指在某⼀热处理加热条件下，所得到的晶粒尺⼨。
3、珠光体晶粒在⽚状珠光体中，⽚层排列⽅向⼤致相同的区域称为珠光体团4、⼆次珠光体转变由于贝⽒体转变的不完全性，当转变温度较⾼时，未转变的奥⽒体在随后的保温过程中有可能会发⽣珠光体转变，此时的珠光体转变称为⼆次珠光体转变。
5、马⽒体转变是⼀种固态相变，是通过母相宏观切变，原⼦整体有规律迁移完成的⽆扩散相变。
6、形变马⽒体由形变诱发马⽒体转变⽣成的马⽒体称为形变马⽒体。
7、马⽒体异常正⽅度“新形成的马⽒体”，正⽅度与碳含量的关系并不符合公式给出的关系，这种现象称为马⽒体的异常正⽅度。
8、马⽒体相变塑性相变塑性:⾦属及合⾦在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发⽣了塑性变形，这种现象称为相变塑性。
钢在马⽒体转变时也会产⽣相变塑性现象，称为马⽒体的相变塑性。
9、相变冷作硬化马⽒体形成时的体积效应会引起周围奥⽒体产⽣塑性变形，同时马⽒体相变的切变特性，也将在晶体内产⽣⼤量微观缺陷，如位错、孪晶、层错等。
这些缺陷在马⽒体逆转变过程中会被继承，结果导致强度明显升⾼，⽽塑性韧性下降，这种现象被称为相变冷作硬化。
10、位向关系在固态相变母相与新相之间所保持的晶体学空间取向关系称为位向关系。
11、K-S关系在固态相变母相与新相之间所保持的晶体学位向关系，例如：奥⽒体向马⽒体转变时新旧两相之间就维持这种位向关系（111）γ∥（110）α，〈110〉γ∥〈111〉α12、组织遗传；指⾮平衡组织重新加热淬⽕后，其奥⽒体晶粒⼤⼩仍然保持原奥⽒体晶粒⼤⼩和形状的现象。
13、相遗传；母相将其晶体学缺陷遗传给新相的现象称为相遗传。
14、反稳定化在热稳定化上限温度M C以下，热稳定程度随温度的升⾼⽽增加；但有些钢，当温度达到某⼀温度后稳定化程度反⽽下降的现象。
材料加工学-马氏体相变
图7 各相自由能与温度的关系
二、马氏体相变热力学
☞ 影响钢中Ms点的主要因素
化学成分的影响
图8 含碳量对Ms和Mf的影响
图9 合金元素对铁合金Ms点的影响
形变与应力的影响 马氏体相变时产生体积膨胀，多向压缩应力阻止马氏体的 形成，降低Ms点。 拉应力或单向压应力有利于马氏体形成，使Ms点升高。
三、马氏体相变动力学
相变动力学通常是讨论相变速率问题，取决于新 相的形核率和长大速率。马氏体的形核率和长大 速率通常可分为三种类型。
降温瞬时形核，瞬时长大（降温马氏体相变）
• 当奥氏体被过冷到Ms点以下时，在该温度下能够形成马氏 体的晶核形成速度极快。 • 必须不断降温，马氏体晶核才能不断地快速形成。 • 马氏体晶核形成后马氏体的长大速度极快，长大到一定程 度以后就不再长大。
图17 碳含量对马氏体性 能的影响
原始奥氏体晶粒越细小，马氏体板群越细小，则马氏体强度 越高。
五、马氏体的机械性能
☞ 马氏体的韧塑性
位错马氏体具有良好的韧塑性。
孪晶马氏体脆性较大，韧塑性差。
马氏体的硬度主要取决于马氏体中碳含量，而 韧性和塑性主要取决于其亚结构。板条状马氏 体强度高，有一定的韧塑性，片状马氏体硬而 脆。
二、马氏体相变热力学
☞ 影响钢中Ms点的主要因素
奥氏体化条件的影响 加热温度升高 保温时间延长 淬火冷却速度的影响
有利于碳和 合金元素进 一步溶入奥 氏体中，使 Ms点降低。
引起奥氏体 晶粒长大， 马氏体形成 时切变阻力 减小，使Ms 点升高。
图10 淬火速度对Fe-0.5%C-2.05%Ni 钢Ms点的影响
概括以上三种相变特点可以看出，主要差别仅在 于形核及形核率不同，而形核后的长大速度均极 大，且均与相变温度关系不大。
形状记忆合金的性质,应用及效应机制
片状马氏体
板条马氏体
针状马氏体
马氏体相变：
它是母相奥氏体（碳在 γ－Fe 中形 成的间隙固溶体，面心立方 FCC 点阵） 转变为马氏体的过程。
可 以 恰 当 而 简 练 的 定 义 为“ 原 子 联 动 所 引 起 的 切 变 型 点 阵 相 变 ”。母 相 中 的 原 子，不是处在各自零散状态，而是在保
在逆相变过程中，由于两相之间的点阵对应关系单一，且相变时点阵应变非常 小 ，因 而 逆 相 变 时 母 相 变 体 完 全 固 定 不 变 。这 样 一 来 ，逆 相 变 时 必 然 选 取 原 位 向 的 母 相，所以在产生热弹性相变的合金中，形状记忆效应以完全可逆的形式出现。
条件（2）是理所当然的，因为滑移是不可逆过程。也就是说，如果在晶体中出 现 滑 移 ，由 滑 移 导 致 的 变 形 即 使 加 热 也 消 除 不 了 。热 弹 性 马 氏 体 相 变 发 生 的 不 是 滑 移 ， 而 是 另 一 种 基 本 的 形 变 机 制 — — 孪 生 。从 微 观 上 看 ，晶 体 原 子 排 列 沿 某 一 特 定 面 镜 像 对 称 。那 个 面 叫 孪 晶 面（ 孪 晶 是 指 两 个 晶 体（ 或 一 个 晶 体 的 两 部 分 ）沿 一 个 公 共 晶 面 构 成 镜 面 对 称 的 位 向 关 系 ， 这 两 个 晶 体 就 称 为 " 孪 晶 " ， 此 公 共 晶 面 就 称 孪 晶 面 ）。 即 实 际 上 它 是 由 位 向 互 为 孪 晶 关 系 的 两 种 马 氏 体 区 构 成 ，每 一 个 马 氏 体 和 母 相 点 阵 之 间 具 有 晶 体 学 上 等 价 的 特 定 点 阵 对 应 关 系 。这 种 具 有 点 阵 对 应 关 系 的 每 个 马 氏 体 称 为 对 应变体。
马氏体相变
马氏体相变目录[隐藏]马氏体相变相变特征和机制马氏体的惯习（析）面马氏体相变的可逆性马氏体转变的温度－时间关系工业应用马氏体相变的研究参考书目：[编辑本段]马氏体相变马氏体最初是在钢（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、A g-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（见固态相变）。
[编辑本段]相变特征和机制马氏体相变[1]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，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。
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（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，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则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保持无应变、不转动，称惯习（析）面。
马氏体作业
(四)表面马氏体
在稍高于Ms点的温度下等温往往会在试样表面层形 成M，其组织形态、形成速率、晶体学特征都和Ms点温度 以下试样内部形成的M不同，这种只产生于表面层的M称 为“表面马氏体”。
热弹性M转变的特点： （1）热滞非常小，只有几度到20~30℃， （2）相变全过程中母相和新相始终维持共格关系， （3）相变具有完全可逆性，即逆转变可以恢复到母相原
来的点阵结构和原来的位向.
热弹性马氏体相变的判据： （1）临界相变驱动力小，相变热滞小； （2）相界面能够往复运动（正向、逆向）； （3）马氏体内的弹性储存能对于逆向转变的驱动力有贡
等温转变特点：
(1) 等温形成M核 形核有孕育期，形核率随过冷度增加 先增后减。
(2) 长大速度极快，到一定尺寸后即停止
(3) 转变速度随时间增加，先增后减 (4) 等温M不能彻底转变，只是部分转变。其转变量取决
于形核率和等时间。
有些材料，转变量的增加，即可以是已有M片的长 大，也可以是等温形成的新M。
具有热弹性马氏体相变的合金已经发现的有：Ni-Ti、Au-Cd、 Cu-Al-Ni、Cu-Al-Mn、Au-Cd。
献；
出现热弹性马氏体的必要条件:
（1）马氏体与母相的界面必须维持共格关系，为此，马氏体 与母相的比容差要小，以便使界面上的应变减小而处于弹性 范围内；
（2）母相应具有有序点阵结构，因为有序点阵中原子排列的 规律性强，其对称性低。在正、逆转变中有利于使母相与马 氏体之间维持原有不变的晶体学取向关系，以实现转变的可 逆性；
形变诱发马氏体相变能及其影响因素研究
形变诱发马氏体相变能及其影响因素研究摘要：本文通过对亚稳态不锈钢的拉伸实验，研究了拉伸过程中的力学行为特征。
实验温度范围为-196℃--25℃，其中低应变率试验（10-3—10-1s-1）在Instron1342试验机上进行，高应变速率试验（102—103s-1）在GYC-50实验机上进行。
集合组织观察和机构分析系统地研究了力学行为与组织结构的关系以及其影响因素。
关键词：亚稳态材料，拉伸曲线，弹塑性失稳，应力平台，硬化指数，相变能，应变诱发马氏体相变。
1 稳定态与亚稳态材料对于结构材料就使用过程中是否发生相变，可分为稳定态材料与亚稳定态材料。
稳定态材料在使用或受载（外力）情况下组织几乎不发生相变，亚稳态材料则在使用或受载（外力）情况下要发生组织转变。
过去对经退火、正火、调质、淬火+回火的稳定态材料研究较多，而对亚稳态材料研究较少。
但工程实践中已经使用双(三)相钢，其组织为铁素体(80-90%)+马氏体(10-20%)+奥氏体(少量)。
对于高强度钢马氏体板条之间的薄层残余奥氏体，可以显著改善材料的断裂韧性，即在变形过程中，裂纹前的塑性区内，由于机械诱发产生马氏体，可以吸收附加能量，从而可有效地提高断裂韧性值。
还有，陶瓷材料中利用ZrO2相变达到增韧的目的，这类材料的使用为亚稳态材料开辟了潜在的工业应用前景。
但是，至今人们对相变与力学行为的交互作用还没有系统全面的认识。
2 亚稳态材料力学行为的应变率效应金属材料在高应变率下的动态力学行为研究，具有重要的理论意义与明显的工程应用背景，因为不论航空、汽车、兵器、核能等工业中的许多工程课题都涉及到这个问题，金属成型、装甲侵彻以及疲劳断裂等方面的进展都取决于材料动态性能的深入了解，在高应变率下显示的动态力学行为与静态性能及变化规律是否一致，这些问题都需要作出深入彻底、系统的研究。
3 实验方法3.1 拉伸实验拉伸实验是在Istorn1342电液伺服机上进行，拉伸温度分别为室温、－50℃、－100℃、－196℃；拉伸加载速率分别为1mm/min、5mm/min、10mm/min、100mm/min。
马氏体转变的特点
中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的变测得钢中马氏体是碳溶于α体，此，曾一度认为和固溶体四十年代前后，在亚点阵的概念发现，碳原子处于三种分布位置时，都能形成由碳原子构成的八面体，这种可能出现的原子阵列，称为点阵。
点阵，结果使的α度，称为新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度，①切变共格和表面浮突现象变而使点阵发生改组，且一边凹陷，一边凸起，带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性马氏体转变切变示意图马氏体转变只有点阵改组而无成份变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。
1、（有三种不同的取向，所以四种和{111}M但很快停止，不能进行到终了，需进一步降温。
始点种结构的过程。
①把面心立方点阵看做体心立方点阵，其轴比（为1.41长，使得轴比为①和马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于奥氏体的面，所以一个奥氏体晶粒内可能形成四种马氏体板条束。
相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产生显著影响。
亚结构：为与剧烈冷作硬化的光镜下片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体组织，常见于淬火也称于氏体晶粒体的大小受到限制。
因此片状马氏体的大小不一，越是后形成向关系为中脊为高密度的相变孪晶区。
相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。
孪晶间距大约为片的周围部分，存在高密度的位错（非孪晶区）。
1）蝶状马氏体板条状马氏体和片状马氏体的形成温度范围之间的温度区域这种马氏体的立体形态为Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C蝶状马氏体的立体形状1）化学成分部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。
在随马氏体的形成温度降低马氏体；状。
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．ｐ镰
３．
Ｇ Ｂ．Ｏｌｓｏｎ ａｎｄ Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｍｅｔａｌｌ．Ｔｒａｎｓ．
７Ａ，１
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４．
Ｍ．Ｓｕｅｚａｗａ ａｎｄ Ｈ．Ｅ．Ｃｏｏｋ，Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌ．。
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’Ｅ－ｍａｉｌ：ｑｐｍｅｎｇ＠ｓｊｔｕ．ｅｄｕ．ｃｎ
Ｚ＝Ｃ
ｃ）Ｃｕ－４６．６Ｚｎ ａｌｌｏｙ，ｉｎ ｒ＝ａ．口＝刀ａｎｄ
ｒｅｇｉｏｎ；
氏体形核的统计理论，以及何错密度与 塑性形变率的关系８，我们获得了马氏体 相变形核率随应变率的函数关系（如图２
ｄ）Ｃｕ－４６．６Ｚｎ
ａｌｌｏｙ，ｉｎ，＝ｎ ａｎｄ ｚ＝２ｃ ｒｅｇｉｏｎ．
所示）。其中ｐＭ是单位体积中马氏体的核胚数，￡是应变。由图２可定性地解释Ｇａｕｔｉｅｒ等９ 的实验结果。 参考文献：
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ａ）Ｆｅ－３０Ｎｉ ａｌｌｏｙ，ｉｎ
ｒ＝ａ，０＝ｊｒ
Ｏｌｓｏｎ和Ｃｏｈｅｎ３的１卜均匀形核理论 告诉我们，马氏体的形核需要一些特殊 组态的位错。由此可得增加佗错密度， 有利丁．马氏体的形核。应Ｈｊ Ｃｈｅｎ等７马
ａｎｄ ｇ＝Ｃ ｒｅｇｉｏｙ，ｉｎ，．＝ｎ ａｎｄ ｚ＝２ｃ ｒｅｇｉｏｎ；
马氏体相变过程中自促发效应和塑性应变对形核的影响
耋迭垩：，徐祖耀
上海交通大学，材料科学与工程学院
马氏体相变的形核问题已有了几十年的研究。根据Ｍ．Ｃｏｈｅｎ的均匀形核理论１，在 Ｆｅ．３０Ｎｉ合金中，均匀形成一个马氏体临界核胚，需要包含人约２００万个原子，临界形核能 垒约９×１００６Ｊ。由此推断，在Ｆｅ一３０Ｎｉ合金中均匀形成一个马氏体核胚是不可能。为解释马 氏体相变时，马氏体片的迅速形成和Ｋ人，一些１卜均匀的形核理论被提出２－５，如假设母相 中预先存在马氏体核胚ｚ；一定组态的位错可白发地形成马氏体核胚孓４；以及廊力促发马氏 体形核ｓ等。我们将在这些理论的基础上进一步讨论白促发效应和塑性形变过程中的马氏体 形核问题。 通常认为，马氏体相变的臼促发效廊起源丁．马氏体对其周同的母相所产生的弹塑性应 变６。但剑目前为Ｉ卜，还没有一个定蹙 或？ｌ，．定鼙的微观机制米说明马氏体相变 的白促发效应。我们根据Ｅｓｈｅｌｂｙ的理 论，计算了一片马氏体周Ｈ；ｌ僻相的廊力 场，分析了该应力场对各种取向的马氏 体核胚的作Ｊ｝Ｊ，发现一些特殊取向的马 氏体核胚更彳ｆ利丁．形成马氏体。原冈是 他们之间的相且作川能较人，如图ｌ所 示。当麻力场和何错共同作州时，可在 母相中自发地产生较为稳定的马氏体核 胚，并使马氏体相变时的临界形核能垒 人人降低。 图ｌ马氏体外的应力场对２４个变体之间的相互 作川能
２８，４２３（１９８０）．
５． Ｃ．Ｌ．
Ｍａｇｅｅ．Ｔｈｅ
Ｐｈａｓｅ
ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ
ｏｆ
ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ，ｉｎ
Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ
（ｅｄｉｔｅｄ 图２单位体积中马氏体的核胚数与应 变的关系。
７． ８． ９， ６．
ｂｙ Ｈ．Ｉ．Ａａｒｏｎｓｏｎ），Ａｍ．Ｓｏｃ．
Ｍｅｔａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ Ｐａｒｋ，Ｏｈｉｏ，Ｐ．１ １５（１９７０）．