固态相变-第三章

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1、春秋吴国人锋利的宝剑的代称干将、莫邪春秋战国时代冶金技术高超采五山六合金铁之精莫邪投炉，金铁即融进出圣水圣火第三章马氏体相变MartensiticTransformation前言淬火能提高钢的硬度的本质还并不清楚十九世纪末期钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，引起了钢性能的改变。1895年，为了纪念著名的德国冶金学家AdolphMartens，法国著名冶金学家Osmond建议:将钢经淬火所得的高硬度相称为马氏体；将母相向马氏体转变的相变统称为马氏体相变。淬火后的组织？1926-1927年,FinkCampbell用X射线结构

2、分析方法测得钢中的马氏体是体心正方结构，马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳——马氏体就是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体。开创了马氏体相变研究的先河。1924年，Bain切变模型1929年，周志宏发现马氏体也可以是bcc结构，不是过饱和固溶体。1930年，Kurdjumov和Sacks测得马氏体与母相奥氏体保持K-S关系；提出K-S切变模型。1934年，西山关系。1948年，Kurdjumov提出马氏体相变也是形核－长大的过程，但不发生组元扩散的切变相变。1949年，Greniger，Troiano提出马氏体相变是无扩散切变相变，

3、无需形核和长大过程；提出马氏体转变的G-T关系；G-T切变模型。1950年，MorrisCohen开始倡议马氏体相变热力学研究，一直延续至二十世纪80年代。1960年，Kelly等人，透射电镜观察将马氏体的形态区分为高碳型的透镜状（片状和针状）以及低碳型的条状——为马氏体形态学奠定了基础。1964年，Wayman，“马氏体相变晶体学导论”阐述了晶体学表象理论，较好地解释了马氏体转变晶体学机制。目前主要方向：①建立马氏体相变热力学和动力学模型，进行组织形态的计算机模拟②建立马氏体晶体学、能量学的统一模型③纳米晶体的马氏体相变第一节马氏

4、体(M)相变的主要特征一.马氏体转变的非恒温性奥氏体以大于某一临界速度V的临界速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生.并且以极大速度进行，但很快停止.这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表.马氏体转变在不断降温的条件下才能进行.马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关(如图所示).MsMf实验测定出母相与新相成分一致.在钢中，曾测出奥氏体的含碳量＝马氏体含碳量，转变前后碳含量没有变化。而且，马氏体形成速度极快,一片马氏体在5×10-55×10-7秒内生成.即使在-20-196℃以下也是同样快速，而C原子在-60℃以上才能

5、进行有效扩散，此温度远高于相变温度的下限-196℃，故转变时不会有扩散发生.二.无扩散性?1979年，Thomas以高分辨率电子显微镜发现:在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量达0.4%1.04%,远远大于钢的平均含碳量，说明碳原子有可能从马氏体扩散到奥氏体，与多数实验测定的结果不同.1981年，再以场离子电镜和原子探针给予证实b)上海交大徐祖耀计算出马氏体内C原子扩散需时间为7.3×10-310-7s，而条状M形成时间为10-3-10-6s，比较两者时间,说明扩散跟得上马氏体转变的速度，即转变时可能有扩散发生.近年来，

6、一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问:虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结论，但至少表明尚存有不同的观点.马氏体相变不是“完全”无扩散过程，间隙原子（离子）可能扩散，这种扩散并不是马氏体相变的主要或必需的过程徐提出了一个对M简单的定义“替换（置换）原子无扩散切变（原子沿相界面做协作运动），使其形状改变的相变”三.马氏体转变的切变共格和表面浮突预先磨光表面的试样,在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮突现象。宏观现象表明，M相变为切变在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变平面;当相界面

7、为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面.不变平面也可以不是相界面，为中脊面.相界面中脊面四.位向关系及惯习面惯习面：与新相主平面或主轴平行的旧相晶面位向关系：新相、旧相某些低指数晶面、晶向的对应平行关系。（1）相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化，做小于一个原子间距位置的位移，因此A与M保持一定的严格的晶体学位向关系.（2）不变平面又称为惯习面，马氏体即在此平面上形成，如中脊面.五.马氏体转变的可逆性由M→A的转变称为马氏体的逆转变，逆转变开始的温度称为As,结束的温度称为Af.思考:

8、钢铁材料中观察不到马氏体逆转变的原因.因为Fe－C合金中的马氏体是碳溶于α-Fe形成的过饱和固溶体，极不稳定，加热时极易析出碳化物而发生分解，马氏体被加热到高温以前就已经分解了，因此，也就观察不到由马氏体向奥氏体的逆转变。有科学家以5