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1、马氏体相变martensitictransformation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.□artens）,把这种组织命名为马氏体(□artensite)。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-
2、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）。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10□cm□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
3、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切变式位移示意）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2原子位移产生点阵应变）。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马氏体相变时的形状改变中的PQRS，若试样中一部分(A□B□C□D□-A□B□C□D□)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A□B□C□D□及A□B□C□D□保持无应变、不转动，称惯习（析）面。这种形状改变称为不变平
4、面应变（图3马氏体相变时的形状改变）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图4高碳钢中马氏体的表面浮突×600可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5表面浮突示意示意,可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘（图6Co-30.5Ni合金形成六方马氏体时产生的表面浮突干涉图像）。马氏体的惯习（析）面马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体(γ)的{135}上最先形成（图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体）。马氏体形成时和母相
5、的界面上存在大的应变。为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中由{135}变为{224}面。图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中马氏体呈透镜状，它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即{135}□面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错,在非铁合金中一般存在孪晶或层错。由图7Fe-25Ni-0.3V－0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变
6、而形成的。由于马氏体相变时原子规则地发生位移,使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。在铁基合金中由面心立方母相γ变为体心立方(正方)。简单来说1.无扩散性2.切变性，即由母相变为新相的晶格改组过程是以切变方式进行的3.具有一定的晶体学位相关系的惯习面，即共格切变4.转变在一定的温度范围内进行5.快速转变，一般不需要孕育期6.转变不完全，会留有相当数量的残余奥氏体马氏体相变的研究王艳 【摘要】：D形核模型的核心是平面不变应变,认为这一应变在形核过程中起控制作用。对这新的形核模型有如下的主要考虑:参与形核的是一个较大的原子范围,例如10~6个原子区域,并采取集体的和规则的移动
7、;母相和马氏体之间不是明锐的界面,而是一个渐变和漫散的过渡层,厚度可达上百个原子间距,此层为一低应变的平面不变应变层;马氏体沿平面不变应变的不变面析出,而平面不变应变又可以“稀释”而降低弹性能,从而降低形核能垒。本文主要是在D形核模型的基础上提出了一种新的马氏体形核模型。由于马氏体片状晶胚易于在缺陷附近出现,为了说明这一点,详细讨论了刃型位错和和位错偶的应力场,认为在其应力场中一些特殊位置出现了引起马氏体相变的Y偶极子。马氏体形核的初级阶段是在缺陷附近,当
