第5章 马氏体相变
马氏体相变条件
马氏体相变条件《马氏体相变条件》话说我有个朋友小李，他在材料学这块钻研得挺深的。
有一天我们凑一块儿唠嗑，他特兴奋地跟我讲起他正在搞的马氏体相关的研究。
我就好奇地问这马氏体相变到底是咋回事啊。
他看我一脸懵，就说这马氏体相变可是有条件的。
这不，把我的好奇心一下就勾起来了，今天我也和大家好好唠唠马氏体相变条件这事儿。
马氏体相变啊，首先温度是个很关键的因素。
马氏体相变往往是在冷却条件下发生，一般需要快速冷却。
你想啊，就像热锅里的水分子，要是慢慢冷却，它就规规矩矩地变成液态水珠变小那样降温。
但材料里的马氏体相变，可不是这么悠闲的过程。
就好比一个着急赶场的演员，温度得迅速降下来，它才能完成从奥氏体到马氏体的转变。
要是冷却速度不够快，晶格就会有别的变化，就变不成马氏体啦。
化学成分也在其中起着重要的作用。
不同的合金元素，那可是各有各的性格。
比如碳元素，这个在马氏体相变里就像个强心剂。
碳含量高一些的时候，马氏体的硬度会噌噌往上冒。
我问小李为啥呢，他就和我比划着说：“你看啊，碳就像是一个个小钉子，嵌在晶格里面，让晶格变扭，这变形的晶格就是马氏体的特点了，所以碳多了硬度就大了。
”除了碳之外，像铬啊，镍啊这些元素也在马氏体的相变里凑着热闹，它们能影响原子之间的键能，改变相变的行为。
应力状态也不容忽视。
就像是一群人排队，如果四周都很宽松，大家站得就很散漫。
但要是周围有一股压力让他们必须紧凑起来，形式就不一样了。
材料在有应力存在时，原子的排列也会根据应力的状态调整。
比如说有的时候，一个方向上的拉应力或者压应力，会促使马氏体相变更容易发生在特定的晶面上。
我又问小李说：“那这个应力怎么就这么神奇呢？”小李给我一个小螺母，示意我握住，他在另一头拧，说：“你看啊，这个力一加，就好像给里边的原子团喊了个号子，让它们按照应力指挥的方向站队变化呢。
”我觉得，要是想深入研究马氏体相变条件，那可不能纸上谈兵。
咱们得像小李那样，亲自去做实验，不断调整温度、研究化学成分，试试不同的应力状态。
马氏体转变的热力学
马氏体转变的热力学过去，曾有不少人认为，马氏体转变不是热学性的，转变的驱动力不是马氏体与奥氏体的自由能之差。
四十年代，人们在大量工作的基础上得出马氏体转变与液态金属的凝固以及钢的加热转变等是一样的，即转变的驱动力也来自新旧相的化学自由能差。
但也应看到，马氏体转变确有很多不同于其它转变的在表面上看来难以用热学性质观点加以解释的特点，现已逐步弄清，这些特点是马氏体转变的特定条件所决定的。
（一）马氏体转变热力学条件1、相变驱动力马氏体转变和一般相变一样，相变的驱动力是新相与母相的化学自由能差。
同一成分合金的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图25所示。
图中T 0为两相热力学平衡温度，即温度为T 0时αγ'=G G式中为高温相之自由能，G αˊ为马氏体之自由能。
在其它温度两相自由能不相等，则γααγG G G -=∆''→当上式为正时，马氏体自由能高于奥氏体的自由能，奥氏体比马氏体稳定，不会发生奥氏体向马氏体转变；反之，当上式为负时，则马氏体比奥氏体稳定，奥氏体有向马氏体转变的趋势，ΔGγ→αˊ即称为马氏体相变的驱动力。
显然，在T0温度处，ΔGγ→αˊ=0。
马氏体转变开始点M S必定在T0以下，以便由过冷提供相变所需要的化学驱动力。
而逆转变开始点A S必然在T0以上，以便由过热提供逆转变所需要的化学驱动力。
通常把M S与T0之差称为热滞，热滞的大小视合金的各类和成分而异。
Fe系合金热滞可高达200℃以上，而有的合金的热滞仅十几度到几十度，如Au-Cd、Ag-Cd合金。
铁系合金观马氏体转变的热力学特点是，具有很大的热滞，即必须在很大的过冷度下才能发生马氏体转变，一般的马氏体转变都需要在降温过程中不断进行，等温保持马氏体转变将立即中止进行。
逆转变的热力学特征与冷却时的则好相反，相变必须在一定的过热度下才能进行，只有在A S点以上相变才能进行，而且转变是在升温过程中进行的，终了点为A f。
第四章 马氏体相变
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Yuxi Chen Hunan Univ.
特征2：马氏体转变的无扩散性
马氏体转变时，晶体点阵的改组只依赖原子微 量的协作迁移，而不依赖于原子的扩散。这一 特征称为马氏体转变的无扩散性。
1）只有晶体结构的变化，没有成分的变化。 2）无扩散并不是说转变时原子不发生移动。
注意间隙原子碳的扩散，区别于置换原子的扩 散。
逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af 。
M→A的逆转变也是在一定温度范围内（As-Af）进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。
马氏体转变最主要的和最基本的只有两个：切变共格 性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。
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第二节 马氏体的晶体结构
2、一般钢中马氏体的晶体结构
马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的 变化，转变所得的马氏体与其母相奥氏体 的成分一致。
碳原子位于面心立方奥氏体的八面体间隙， 马氏体相变后，碳原子依然位于体心立方 的马氏体八面体间隙，但体心立方马氏体 的八面体是扁八面体，两个轴中有一个轴 是短轴。
终了。
为使转变继续进行，必须继续降低温度，所以马氏体
转变是在不断降温的条件下才能进行。
当温度降到某一温度之下时，马氏体转变已不能进行，
该温度称为马氏体转变终了点，Mf 。
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马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。
马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。
由于多数钢的 Mf 在室温以下，因此钢快冷到室 温时仍有部分未转变奥氏体存在，称为残余奥 氏体，记为Ar。
有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不 完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体， 可采用冷处理。
钛合金中的马氏体相变分享资料
•
α‘有两, 在电镜下呈板条状,
在板状马氏体内部存在高密度位错。合金元
素浓度较高时, α‘呈针状组织, 在针状马
氏体内部存在大量孪晶。 α“则呈更细的针
状组织, 在电镜下可以观察到密集的孪晶结
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• 二、其他金属中的马氏体相变
•
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-
Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni
构。马氏体转变开始温度Ms 和终止温度Mf取
决于合金的化学成分。一般说来, 合金中的
β稳定元素浓度越高, 则相变过程中晶格重
构的阻力越大, 相变所需的过冷度也越大,
Ms 和Mf 越低。
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从右图图可知：当β 稳定元素的浓度达到 临界值C0与C1时，合金
的Ms点和Mf点分别达到 室温。
图2 Ms和Mf的关系
钛合金中的马氏体相变
杨金文 2012730047
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一、马氏体 - 马氏体概念
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。
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)，片状马氏体在金相观察中（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、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中 为细长的条状或板状。奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏 体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后， 马氏体形状基本为板条马氏体。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，同时马氏体的脆 性也比较高。
原理马氏体相变
西山关系 （111） γ‖{110} M′ （211）γ‖（110）M′
形成温度
Ms>350℃
Ms≈200～100℃
Ms<100℃
C%
<0.3 0.3～1时为混合型
1～1.4
1.4～2
第四章 马氏体相变
组织形态
亚结构 残奥 形成过程
条宽为0.1～0.3μm惯
习面指数相同的马氏体 呈凸透镜片状，中间稍厚，
第四章 马氏体相变
二、马氏体的晶体结构
钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或α'。 其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长， a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含 碳量愈高，正方度愈大。 马氏体的晶体结构类型（两种）：
并向片状马氏体组织过渡。 与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒 内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。 与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因 此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。
第四章 马氏体相变
亚结构：高密度位错，局部也有少量的孪晶。 位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}γ；马氏体和 奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合 K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关 系的原因尚不清楚。 形成板条马氏体的钢和合金：低、中碳钢中（WC<0.3%） 板条马氏体的形成温度：MS>350℃；
第四章 马氏体相变
板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状 。
马氏体板条的两种立体形态 a)扁条状 b)薄板状
马氏体相变新机制讲解
相变自由焓变化
γ 晶格原子转入α 晶格，自由焓变化小 于0，是自发过程。
奥氏体晶格转变为马氏体晶格的示意图
原子位移矢量不等，位移距离均小于一个 原子间距。
1.在 [110] 晶向上位移0.0095nm，变为马氏体晶 胞的体心原子。 2.其他fcc原子转移到bcc晶胞上，移动距离均小 于一个原子间距。 3.晶格重构时，所有原子是集体协同位移，原子 位移矢量不等，因此不是切变。 4.奥氏体/马氏体相界面保持半共格，界面向前 推移是马氏体片长大的过程。
20世纪前叶，认为马氏体的表面浮凸是切变造成的， 将表面浮凸形貌描绘为N型，并作为马氏体相变切变机 制的试验依据。 近年来，试验发现马氏体表面浮凸跟珠光体、魏氏组 织、贝氏体各转变产物的浮凸比较，没有发现特殊之 处，所有板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型（∧）， Fe－Ni－C合金｛259｝f型片状马氏体的表面浮凸也为 帐篷型（∧）。不具备切变特征。
2.3切变过程造成的应变能
计算350℃以切变机制转变为贝氏体时，得 出切变造成的应变能约为Wε =1400J·mol-1。 此为相变阻力。 算得板条状马氏体切变应变能 Wε =1468J·mol-1。 对于高碳凸透镜状马氏体,则算得 Wε =7340J·mol-1。 相变驱动力不足以克服切变应变能，故马氏 体相变不能以切变方式进行。
表2. γfcc→αbccM时主要晶格参数变化
注：晶格常数的变化：γ -Fe的af=0.364nm，α -Fe的 aM=0.2861nm；配位数变化：fcc→bcc时由4变为2。
马氏体晶核的长大新机制
马氏体晶核的长大是无扩散的，集体协同的、 热激活跃迁机制。所谓集体是指包括碳原子 在内的所有原子，即碳原子、铁原子、替换 原子；所谓协同是指所有原子协作性地移动。 这一机制不同于切变位移，切变机制存在 1～2次切变角为θ的宏观切变。
马氏体相变及其在材料中的应用
马氏体相变及其在材料中的应用摘要：本文综述了马氏体相变的定义、分类、相变特征认识的进程, 以及与马氏体相变密切相关的形状记忆材料的发展。
以及形状记忆效应、铁基合金马氏体研究进展作总结。
对马氏体相变，形状记忆合金的继续研究和应用作了展望。
关键词：马氏体相变形状记忆合金形状记忆效应1前言马氏体相变定义: 替换原子经无扩散变换位移 (均匀和不均匀形变 )并由此产生形状改变和表面浮突呈不变平面应变特征的一级形核长大型的相变或简单地将马氏体相变称之为替换原子经无扩散切变(原沿相界面作协作运动 )并使其形状改变的相变[1]。
Delaey [2,3]将存在马氏体相变的不同合金系分为 : (l)溶剂原子具有同素异构转变的合金如铁及铁基合金；密排结构间的切变如Co及Co合金、稀土及其合金; (2 )具β相 Hume-Rothery结构及Ni基的形状记忆合金;(3)具有立方-正方(四角)的应力弛豫孪生马氏体的合金, 如镍基、锰基合金及Al5化合物等。
按动力学的不同特征将相变分为变温相变和等温相变；按热力学和相面动态将相变分为热弹性相变半热弹性相变和非热弹性相变。
,2马氏体相变分类马氏体相变动力学特征可分为四类: 变温式、等温式、爆发式和热弹性马氏体相变。
(1)变温马氏体大多数合金系具有变温马氏体相变特征。
如图1所示，成分为C的马氏体点为M s，在冷却过程中，温度降低到 Ms以下发生相变，不断降温,不断转变,转变量取决于冷却到达的温度 Tq。
如图所示,奥氏体冷却到马氏体点 Ms时,开始形成马氏体，其转变量f随着温度的降低而不断增加到达马氏体转变终了点( Mf) 温度时，并没有得到100% 的马氏体，而是尚有残余。
图 1 碳素钢变温马氏体相变动力学曲线多数钢的过冷奥氏体经变温转变形成马氏体，因此钢经淬火至室温时的残留奥氏体由马氏体点Ms、M f 来决定。
当马氏体点低时，Mf在室温以下时,将有较多的残留奥氏体。
如图2所示。
第五章 金属扩散及固态转变
⑷原子扩散的影响
对于扩散型相变，新旧两相的成分不同，相变通过 组元的扩散才能进行。在此种情况下，扩散就成为 相变的主要控制因素。但原子在固态中的扩散速度 远低于液态，两者的扩散系数相差几个数量级。 当过冷度增加到一定程度时，扩散成为决定性 因素，再增大过冷度会使转变速度减慢，甚至 原来的高温转变被抑制，在更低温度下发生无 扩散相变。 例如共析钢从高温奥氏体状态快速冷却下来，扩 散型的珠光体相变被抑制，在更低温度下发生无 扩散的马氏体相变，生成亚稳的马氏体组织。
a）
b）
c）
d）
e）
图5-14 共析转变的形核与生长示意图
1 共析转变的形核
⑴假定富含B组元的β为领 先相，γ相需源源不断提供 B组元才能保证β相的生长。 ⑵由于B组元不断降低，这 样为富含A组元的α相的形 核创造了条件，于是便在B 元的侧面形成了α相。 ⑶ α相 β相就这样不断地交 替生长，并向γ相纵深发展， 最后形成层片状的共析领域。
所有元素在α-Fe 的扩散系数>γ-Fe 中的扩散系数
例:900℃时,置换原子Ni在α -Fe中的扩散系数比在γ -Fe 中约大 1400 倍 ;527℃时 , 间隙原子 N 在 α -Fe 中的扩散系数 比在γ -Fe 中约大1500倍。
表明：致密度大，扩散系数小. 应用:渗氮温度尽量选在共析转变温度以下（590 ℃）,可 以缩短工艺周期。
应用举例 铸造合金消除枝晶偏析的均匀化退火
钢在加热和冷却时的一些相变
变形金属的回复与再结晶
钢的化学热处理
金属加热过程中的氧化和脱碳
固态扩散的实验(柯肯达尔效应) • 把Cu、Ni棒对焊，在焊接面上镶嵌上钨丝作为界面 标志。加热到高温并保温，界面标志钨丝向纯Ni一 侧移动了一段距离.