第九章 固态相变（一）.ppt

1、9.1 固态相变总论 9.2 扩散型相变 9.3 无扩散相变 9.4 贝氏体相变 9.5 钢的热处理原理 9.6 钢的热处理工艺,第九章 固 态 相 变,相变基础知识,相变概念 相：成分相同、结构相同、有界面同其他部分分隔的物质均匀组成部分。 相变：当外界条件(如温度、压力等）连续变化时，物质自身发生突变的现 象。或物相的某个（阶）热力学势跃变，伴随物相的某个（些）要素跃变。 固态相变：广义的固态相变是指形变及再结晶在内的一切可引起组织结构变化的过程。狭义的固态相变也称固态相变，是指材料由一种点阵转变为另一种点阵，包括一种化合物的溶入或析出、无序结构变为有序结构、一个均匀固溶体变为不均匀固溶体

2、等。,固态相变的三种基本变化 晶体结构的变化。 如纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、马氏体相变； 化学成分的变化。 如单相固溶体的调幅分解，其特点是只有成分转变而无相结构的变化； 有序程度的变化。 如合金的有序化转变，即点阵中原子的配位数发生变化，以及与电子结构变化相关的转变（磁性转变、超导转变）。,9.1 固态相变总论 9.1.1 固态相变分类 1. 按热力学分类 根据相变点的吉布斯自由焓函数的导函数的连续情况可将固态相变分为一级相变和二级相变。 一级相变：相变过程中新旧两相自由焓相等，但自由焓的一阶偏导数不等，这种相变称为一级相变。 二级相变：相变过程中新旧两相自由焓相等，自由焓的

3、一阶偏导数也相等，但自由焓的二阶偏导数不等，这种相变称为二级相变。,一级相变时，有潜热的变化和体积的突变。大多数固态相变属于一级相变。 二级相变时，无潜热和体积的变化，但热容、压缩系数和膨胀系数要发生突变。磁性转变、超导态转变及一部分有序无序转变为二级相变。 一级相变符合相区接触法则，相邻相区的相数差一。对于二元相图通常两个单相区之间含有这两个相组成的两相区。对于二级相变，两个单相区仅以一条线分割。 n级相变：相变过程中新旧两相自由焓的第（n-1）偏导数相等，而其n阶偏导数不相等。,2. 按结构变化分类按发生相变时新相与母相在晶体结构上的差异，可以将相变分为重构型相变和位移型相变。 重构型相变

4、伴随化学键的破坏，新键的形成，原子重新排列，新相和母相在晶体学上没有明确的位向关系。所需要克服较高的能垒，相变潜热很大，相变进行缓慢。 高温型石英高温磷石英，高温磷石英高温方石英，脱溶分解，共析转变 位移型相变不需要破坏化学键或改变其基本结构，相变时所发生的原子位移很小，新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。所需要克服的能垒很低，相变潜热也很小，转变速度非常迅速。 低温型石英高温型石英 ，SrTiO4发生的立方四方转变，马氏体相变,3. 按相变方式分类 相变过程要经历涨落，根据涨落发生的范围与程度的不同，Gibbs将其分为两类。一类是形核长大型相变，另一类是连续型相变。 形核长大型相变：在很

5、小的范围内，发生原子相当激烈的重排，生成了新相的核心，新相与母相之间产生了相界，靠不断的生核和晶核的长大实现相转变叫形核长大型相变。 脱溶分解、共析转变等 连续型相变：若在很大范围内原子发生轻微的重排，相变的起始状态和最终状态之间存在一系列连续状态，不需形核，靠连线涨落形成新相，这种相变为连续型相变。 调幅分解,按相变时是否获得符合状态图的平衡组织可将固态相变分为平衡转变和非平衡转变； 根据相变过程中有无原子的扩散可以将固态相变分为扩散相变、半扩散相变和非扩散型相变。 按形核方式可将固态相变分为扩散形核和无扩散形核相变。 从相变的动力学机制出发，可以将相变分为均匀转变和非均匀转变。,9.1.2

6、 固态相变的特征 与液态结晶的主要差别： 1.相变阻力大 固态相变时的应变能和界面能均为相变的阻力。共格和半共格新相晶核形成时的相变阻力主要是应变能。而非共格新相晶核形成时的相变阻力主要是界面能。因此要在较大的过冷度下提供足够的相变驱动力才能使相变形核。 2. 惯习面和位向关系 固态相变时新相往往沿母相的一定晶面优先形成，该晶面被称为惯习面。 固态相变过程中，为减少界面能，相邻的新旧两晶体之间的晶面和对应的晶向往往具有明确的晶体学位向关系。 当相界面为共格或部分共格界面时，新旧两相必定有一定的晶体学位向关系。如果两相之间没有确定的晶体学位向关系，必定为非共格界面。,3.晶体缺陷的影响 固态相变

7、时母相中的晶体缺陷对相变有促进作用，这是由于缺陷处在晶格畸变，该处原子的自由能较高。形核时，原缺陷能可用于形核，使形核功比均匀形核功降低，故新相易在母相的晶界、位错、层错、空位等缺陷处形核。此外晶体缺陷对组元的扩散和新相的生长也有很大影响。实验表明，母相的晶粒越西，晶内缺陷越多，相变速度也越快。 4. 原子扩散的影响 对于扩散型相变，新旧两相的成分往往不同，相变必须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。随过冷度的增加，相变的驱动力增大，转变速度加快。但当过冷度增加到一定程度时，扩散成为决定性因素，在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

8、发生无扩散相变。,5. 过渡相 过渡相是指成分和结构，或两者都处于新旧两相之间的亚稳相。 这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，转变温度较低，原子扩散慢，稳定相的形核困难。钢中的渗碳体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。 过渡相从热力学来说不利，但从动力学来说有力，也是减小相变阻力的重要途径之一。,9.1.3 固态相变的形核 均匀形核和不均匀形核 不需形核（调幅分解） 1. 均匀形核,晶胚中的原子数,新旧两相每个原子的自由能之差,比表面能,晶核中每个原子的平均应变能,形状因子,晶核的表面积,固体相变阻力,驱动力,（9.4）,对公式（9.4）求导，并令其等于零可得到临界晶核原子数n*,（9.5

9、）,将式（9.5）代入式（9.4）可得到临界晶核形成功：,（9.6）,（9.7）,（9.8）,临界形核原子数 与临界形核功均 随 的增加而增大，这使固体相变形核更加困难。所以形核时往往通过改变晶核形状和共格性等降低形核阻力，使固态相变得以进行。当新相和母相为共格界面时，界面能很低，相变阻力主要来自应变能，为减少应变能，新相晶核应为圆盘状或针状。当新相和母相为非共格界面时，若比热引起的应变能不大的情况下，相变阻力主要来自界面能，为减少界面能，新相晶核应为球形，以降低单位体积的表面积，减少界面能。,2. 非均匀形核,（9.10）,晶体缺陷内每一个原子的自由焓的增加值,缺陷向晶核提供的原子数,（1）

10、晶界形核,令,由于非共格界面应变能很小，可以忽略，故：,当接触角很小时，（2-3cos + cos 3）很小，界面形核的形核功很小，故非共格晶核优先在界面处形核。当=0， （2-3cos + cos 3）=0，G*=0，形核甚至成为无阻力过程。,晶界形核时，形核功按界面、界棱、界隅递减，因而界隅处形核最容易，但由于界面处提供的形核位置更多，所以固体相变时往往以界面形核为主。,（2）位错形核（3）层错形核（4）空位形核 9.1.4 新相的长大 长大的驱动力是新旧两相自由能之差。 当新相与母相成分相同，新相的长大只涉及界面最近邻原子的迁移，这种方式的长大称为界面过程控制长大。 当新相与母相成分不同

11、时，新相的长大除受界面过程控制外，还受原子扩散过程控制。 1. 界面过程控制的新相长大 （1）非热激活界面控制的新相长大、 新相长大即界面迁移时，不需要原子跳离原来的位置，也不改变相邻的排列次序，而是靠切变方式使原子做微小的移动，使母相转变为新相。（ZrO2中的正方相 单斜相，钢中马氏体相变。） 对于某些半共格界面，可通过界面位错的滑动引起界面向母相中迁移。（这种界面称为滑动界面。）,（2）热激活界面过程控制的新相长大 有些相变属非协同转变，但新相与母相成分相同，故转变无需扩散，细小的长大只受界面过程控制，例如块状转变。 块状转变是一种成分不变化，只有晶体结构变化的相变。 新相的长大靠原子随机

12、独立跳跃过相界面实现，而原子越过界面时要克服一定的能垒，需要热激活，所以这种相变受热激活界面过程控制。 相界面结构不同长大机制不同，可分为连续长大机制（粗糙界面）和台阶长大机制（光滑界面）。 2. 控制扩散的新相长大 当新相与母相成分不同时，新相长大受到原子长程扩散控制，或受到界面过程或扩散过程同时控制。新相长大速度一般通过母相与新相界面上的扩散通量计算，当新旧两相的相界面为非共格界面时，新相的长大主要为体扩散控制长大。（大多数扩散型固态相变属于此类。,9.1.5 相变动力学 1. 形核率 形核率是单位时间、单位体积母相中形成新相的数目。,单位体积母相中临界核胚的数目,靠近临界晶核的原子能够跳

13、到该晶核的频率（次数/单位时间）,母相单位体积的原子数,临界晶核形成功,波尔茨曼常数,绝对温度,临界晶核附近母相的原子数,绝对温度,原子的振动频率,进入该临界晶核的几率,母相原子越过界面进入新相晶核所需越过的能垒，其值接近自扩散激活能,与前面的纯金属凝固的形核率公式相似。,2. 相变动力学曲线和等温转变曲线 温度时间转变量曲线 TTT曲线,转变的开始阶段决定于形核，它需要一段孕育期。在转变温度高时，形核孕育期很长，转变延续的时间也长；随温度下降，孕育期缩短，转变加速，至某一温度孕育期最短，转变速度最快；温度再降低，孕育期又逐渐加长，转变过程持续的时间也加长；当温度很低时，转变基本上进抑制而不能

14、发生。,9.2 扩散型相变 固态相变分为扩散型相变和无扩散型两类。 扩散相变必须通过原子的扩散才能完成转变，无扩散相变主要通过切变的方式是相界迅速推进而完成转变。 扩散型相变是指在形核与长大的各个阶段都需要通过原子的扩散过程来实现，原子需要被热激活后克服能垒障碍才能进入新相。如平衡状态下的同属异构转变、钢中珠光体转变等。 从固态相变的一般原理，以过饱和固溶体的脱溶沉淀或分解为典型来进行分析。过饱和固溶体的分解有两种机制：一种是经典的形核与长大，中间形成过度相；另一种则是调幅分解。,热力学分析 成分在溶解度间隙平衡成分和拐点线之间，母相的任何成分涨落都导致系统吉布斯自由能的升高，转变需要克服形核

15、位垒，这时导致脱溶分解，获得成分为x1和x2的平衡相。 如成分在拐点线之间，母相的任何涨落都导致系统自由能减小，系统自动分解成富A和富B两部分，通过上坡扩散两部分的成分连续地变化，直至达到平衡成分x1和x2为止。这类转变称为调幅分解。,9.2.1 调幅分解 在具有两相分离形式相图的体系中，处于热力学不稳定状态下的母相，不需形核过程，自发分解成结构相同而成分不同的两相，这就是调幅分解。,形核分解和调幅分解虽然都是扩散相变，最终都分解为成分不同的两相，但分解过程所经历的成分变化过程不同。,形核分解：新相与母相的成分不连续变化，母相中溶质原子的扩散为下坡扩散。 调幅分解：在分解过程中，新相与母相的成

16、分连续变化，母相中溶质原子的扩散为上坡扩散。,调幅分解使母相中产生成分梯度，会引起点阵常数和化学键发生变化，导致系统能量的增高。由点阵常数变化所增加的能量称为应变能，由化学键变化增加的能量称为梯度能，两者均对失稳分解起阻碍作用。 显然，考虑了这两部分能量之后，发生失稳分解的条件已不是简单的G0，而是要求G 的绝对值大于上述两种能量之和。 驱动力:自由能变化；阻力:1）梯度能 2）应变能 实际发生调幅分解的温度要低于由化学拐点线所确定的分解温度。 发生调幅分解合金： Zn-Al Al-Ag Au-Ni等。,9.2.2 过饱和固溶体的脱溶 1. 脱溶的分类 定义：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定

17、的沉淀相后，基体成分接近平衡浓度的固溶体的转变叫做脱溶。,2. 连续脱溶 脱溶相出现顺序：,平衡相的自由能最低，即驱动力最大，但和过渡相具有低的界面能和弹性应变能，形核势垒低，所以先于平衡相析出。,G.P区：溶质原子的偏聚区，Cu的平均质量分数为90。G.P区具有圆盘形的轮廓，直径约为8nm，厚度约为0.3-0.6nm，它与母相结构相同，并具有完全共格的界面。 相：成分接近CuAl2，正方点阵，a=b=0.404nm，c=0.768nm其形貌也是与GP区相似的圆盘状，厚度约为2nm，直径约为30nm。 相在母相中均匀形核，形核方式可能是在G.P区溶解后重新形核，也可能是由G.P区转化而成。该相

18、与母相间也具有共格界面，取向关系为（001） / （001） , 001 / 001 。为了保持共格，在界面区域将产生根大的点阵畸变，这种共格应变是合金强化的重要原因。,相：成分为Cu2Al3.6；。它的尺寸达100nm以上，在光学显微镜下便可被观察到。正方结构，a=b=0.404nm，c=0.58nm，与母相半共格；时效过程中 相往往在位错线和亚组织边界形核，并且随着该相的析出合金的硬度降低。 相：平衡相，成分为CuAl2，正方结构，a=b=0.606nm，c=0.487nm，在晶界上非均匀形核，与母相间形成非共格界面。只有界面能，没有共格应变能。,在脱溶序列中，后三种脱溶相是从前一种脱溶相

19、转化而来还是直接由母相中产生，现在尚无肯定的结论，但已有一定实验证据表明最可能是由母相中直接形成的。,G.P区相过渡相并不是在所有时效硬化合金中都能同时出现。一般来说，只有当溶质与溶剂原子半径差12，并且平衡析出相的成分或结构与基体差异较大时，才会出现G.P区和过渡相。G.P区的形状除圆盘状外，还有杆状和球状。当溶质原子与溶剂原子半径差3时，G.P区易呈球状。 除上述类型的合金外，还有些合金脱溶过程中不析出G.P区和过渡相，时效过程中直接析出乎衡相。这种平衡相一旦析出，只要时效温度不变就不会溶解。直接析出平衡相有两种情况：一是析出相与基体界面上具有低界面能；二是析出相的晶体对称性与基体相近。例

20、如Ni-Al高温合金中的时效脱溶属于前一种情况，而在立方点阵中析出正方点阵的脱溶相则属于后一种情况。,（2）脱溶物粗化（Ostwald熟化） Ostwald熟化：脱溶量接近平衡后，系统因大量界面而不稳定。为减小总界面能，脱溶颗粒将以大颗粒长大，小颗粒溶解的方式粗化。称作Ostwald熟化。粗化过程和吉布斯-汤姆逊效应有密切关系。 吉布斯-汤姆逊效应：与颗粒相邻接基体中的溶质浓度随粒子曲率半径不同而不同，大粒子的溶解度比小粒子的低，所以在大粒子和小粒子之间的基体中形成了浓度梯度，溶质原子从小粒子边缘流向大粒子边缘，促使大粒子长大，小粒子收缩而溶解。,（9.30）,其值1,溶解度与颗粒直径关系式：

21、,界面能,相的摩尔体积,气体常数,颗粒粗化示意图,粒子粗化速度（dr/dt）和粒子半径（r）的关系,由（9.31）可知： 1. 析出的相粒子尺寸随时效时间t与比界面能的增加而增加。由于共格界面能低，所以共格界面的脱溶颗粒要比非共格界面的脱溶颗粒粗化速度快慢。 2. 溶质在基体的溶解度C（）越低，脱溶颗粒粗化速度越慢。,3. 不连续脱溶 过饱和固溶体的不连续脱溶也叫两相式脱溶或胞状式脱溶。通常在母相晶界上形核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，这与珠光体很类似。胞状脱溶物与母相有明显界面。,胞状脱溶物在晶界形核时，它与相邻晶粒之中的一个形成不易移动的共格界面，而与另一个晶粒间形成可动的非共格界面，

22、因此胞状脱溶物仅向一侧长大。,胞状脱溶物的生长主要被晶界扩散所控制，与连线脱溶的长距离扩散不同，胞状脱溶物的生长靠短程扩散即可实现，扩散的距离仅为1m左右，相当于片间距的数量级。,当合金成分和析出温度一定时，Q为常数，d通常取0.5nm。,（9.39）,不连续析出时，界面向基体推进的速度v与DB/2成正比。 如果通过体扩散向供应溶质原子，则v与DB/成正比。 当晶界不均匀形核几率大，晶界扩散系数大，脱溶驱动力大时有利于不连续沉淀发生。 体扩散：在晶粒内部进行的扩散称为； 表面扩散：在表面进行的扩散称为； 晶界扩散：沿晶界进行的扩散称为。 表面扩散和晶界扩散的扩散速度比体扩散要快得多，一般称前两

23、种情况为短路扩散。此外还有沿位错线的扩散，沿层错面的扩散等。 发生不连续脱溶的合金系：Cu-Mg、 Cu-Ti、 Cu-Be、 Cu-Sn、 Fe-Mo、 Fe-Zn等。,9.2.3 共析转变 共析转变：由单一的固态母相分解为两个（或多个）结构与成分不同的新相过程。 反应式为： 这种转变也包括新相的形核长大过程，但转变是在固态下进行的，原于扩散缓慢，因而其转变速率远低于共晶转变。共析组织与共晶组织的形貌类似，两相交替分布，可有片状、棒状等不同形态。,共析转变的形核与生长 共析转变时新相常在母相的晶界处形核，并且主要以两相交替形成的方式进行。根据母相相的晶界结构、成分以及转变温度的不同，新相和可

24、能某一个为领先相。领先相形成时通常与相邻晶粒之一有一定的位向关系，而与另一晶粒无特定位向关系。,共析体形核后，靠原子的短程扩散，导致两相耦合长大。原子的扩散主要沿新相与母相的界面进行，至少这种界面扩散在共析体长大过程中应当起着不可忽视的作用。,共析体中片间距 (共析体中相邻两片之间距离)是一个很重要的参数，它的大小主要取决于共析转变温度。转变温度愈低，片间距愈小。在恒温转变时片间距基本保持恒定，这种片间距与转变温度的关系可以通过考察共析转变时系统自由能的变化求得。,共析转变的速率也明显受转变温度的影响。转变温度高时，尽管原子有很强的扩散能力，但由于转变驱动力小，因而转变速率很低。当转变温度低时

25、，虽然转变驱动力很大，但原子的扩散能力明显降低，因而转变速率也较低。显然，只有在中等温度范围内，其转变速率才可能达到最大，故这种反应的等温转变曲线具有“C”形特征。,9.3 无扩散相变 相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变的相变属于无扩散相变。无扩散相变中原子可采用无扩散切变方式完成晶格改组，也可借助热激活靠短程扩散跨过相界面完成相变。常见的无扩散相变包括陶瓷的同质异构转变、马氏体转变和块型转变。,9.3.1 陶瓷的同质异构转变 同一种化学组成而具有几个不同的晶体结构，这种现象称为同质异构现象。 ZrO2、Al2O3、C、BN、SiC、Si3N4、SiO2、TiO2、ZnS、CaTiO3、

26、BaTiO3、Al2SiO5等重要陶瓷材料都有同质异构现象。 在相变过程中，常常伴随有体积的变化。 同质异构转变，主要是晶体结构发生改变，这种相变称为结构相变。从动力学过程看，这种相变可分为两类，即重构型相变和位移型相变。,位移型相变过程中，无需破坏原子的化学键，只需构成晶体的离子沿特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸变就可完成相变。 位移相变需要的能量小，转变速度快。ZrO2的高、低温型之间的转变属位移相变。在金属材料中，位移型相变称为马氏体相变。在陶瓷中，立方BaTiO3四方BaTiO3的转变，四方ZrO2单斜ZrO2转变都是马氏体型相变。 重构型相变中，伴随化学键的破坏和新

27、键的形成，原子靠近程扩散重新排列，所需激活能高，故重构型相变较难发生，转变速度缓慢。高温型常常冷却到转变温度以下旧相仍可部分地保持下来，处于亚稳状态。 在陶瓷材料中，重建型相变可以通过下列途径来实现：新相在固态旧相中形核长大，新相与旧相某个晶面共格；对于饱和蒸汽压高的材料，可以通过蒸发凝聚而转变成稳定晶型；在有液相时，不稳定晶型可以溶解到液相中，而后析出稳定晶型。,9.3.2 块型转变 块型转变是由母相转变成其成分与之完全相同的块型新相。这种块型新相在母相晶界处形核，并很快长入周围母相相个。通常这种相呈现不规则的外形，因而称这种转变为“块型”转变。 块型转变以很快的速度发生其新相长大速度往往达

28、到每秒数厘米，因此原子来不及长程扩散，致使转变后的新相与母相具有相同的成分。从这一角度来说，也可以把块型转变看成是一种无扩散相变。,Cu-Zn合金、铁碳合金,发生块型转变所必需的条件是，既要将高温母相快速过冷到了T0温度以下，又要保证转变在足够高的温度下发生。这里的T0温度是高温母相和同一成分的低温生成相自由能相等的温度。只有在T0 温度以下，低温新相自由能才低于高温母相自由能，这种转变在热力学上才是可行的。从道理上来说，在相图的两相区内，只要低于T0 温度，块型转变就可能发生，但实际上块型转变只在相图的单相区内出现。另一方面，由于块型转变是通过母相原子跨越界面进入新相的方式进行，因而只有在足

29、够高的温度下才能保证原子具有这种短程扩散的能力，从而使这种转变得以进行。,块型转变与马氏体相变区别： 马氏体相变是原子以协同运动的切变方式完成相转变，新相和母相间具有一定的晶体学取向关系，相变具有浮凸效应。 块型转变时，新相的长大靠非共格（滑动）界面的热激活迁移完成，原子的迁移靠短程扩散。新相与母相间无一定的晶体学取向关系，相变无浮凸效应。,慢速冷却时产生等轴的相； 稍快速度冷却时产生魏氏组织形态的相； 中等速度冷却时产生块型转变； 最高速度冷却时导致了马氏体转变。,9.3.3 马氏体相变 马氏体最初只是指钢从奥氏体相区淬火后得到的组织，由奥氏体向马氏体的相变过程称为马氏体相变。马氏体相变发生

30、在很大的过冷状态下，相变具有表面浮凸效应和形状的改变，属于无扩散的切变型相变。后来又陆续发现，在一些有色金属及许多合金中、甚至在一些非金属化合物中都存在只有上述特征的相变，因而现在已把具有这种转变持征的相变统称为马氏体相变，其转变产物统称为马氏体。,1. 马氏体相变的特点 （1）马氏体相变的无扩散性 证据：a）马氏体相变可以在相当低的温度范围内进行，并且反应速度极快；b）碳钢马氏体相变时碳浓度不发生变化。,（2）切变共格性与表面浮凸现象 马氏体相变是以切变方式进行，并且相变过程中母相与新相马氏体的界面为共格界面。,（3）位向关系与惯习面 对于铁基合金，面心立方奥氏体向体心正方马氏体转变（ ），

31、已观察到的位向关系主要有三种： K-S关系： ， ； 西山关系： ， ； G-T关系： 差1， 差2； 面心立方奥氏体向六方马氏体转变（ ）的位向关系为 ， 。 马氏体转变具有一定的惯习面，即马氏体总是在母相的某一晶面上首先形成，以平行于惯习面的母相晶面指数表示，此面即马氏体转变中的不变平面（不畸变，不转动）。,钢中常见的惯习面有三种，即：(111)、(225)、(259)； C%1.4%为 (259) 随马氏体的形成温度降低惯习面指数增大。 具有不变惯习面和均匀变形的应变称为不变平面应变。,（4）马氏体相变的可逆性与形状记忆效应 热弹性马氏体转变具有三个特点：相变驱动力小、热滞小，即AS-M

32、S小；马氏体与母相的相界面能作正、逆向迁动；形状应变为弹性协作性质，弹性储存能提供相变的驱动力。,一些有色合金如Ni-Ti，In-Tl，Au-Cd，Cu-Al-Ni，Cu-Zn-Al等的马氏体转变为热弹性转变，有些铁基合金如Fe-30Mn-6Si，Fe-Ni-Co-Ti，Fe-Ni-C等只能部分地满足上述特点，属于半热弹性转变；而通常的钢及Fe-30Ni等则为非热弹性转变。,（5）马氏体相变的不完全性 马氏体转变有一上限温度，这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏体点，Ms表示。不同的材料Ms是不同的。 马氏体转变还有一个下限温度，用Mf，当奥氏体过冷到Mf以下时转变也不能再进行了。称为

33、马氏体转变的下限温度或马氏体终了点。也就是说马氏体转变是在MsMf之间进行的。 一般钢材的Mf都低于室温，在生产中为了获得更多的马氏体，常采用深冷到室温以下的处理工艺，这种工艺方法称为冷处理。,2. 钢中马氏体相变的结构、形态及性能 （1）马氏体的晶体结构,钢中马氏体的晶体结构随合金和碳质量分数的变化，可存在体心立方、体心四方和密排六方三种晶体结构。,式中 a0为 -Fe的点阵常数， a02.861 =0.1160.002；=0.1130.002； =0.0460.001；-马氏体的碳含量（wt.%）,马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示：,（2）马氏体的形态及亚结构 1. 板

34、条状马氏体 常见于低碳钢,位错型马氏体,KS关系,2. 片状马氏体 (225)片状马氏体，无“中脊”，形成温度稍高，多为K-S关系。 (259)片状马氏体，三维为凸透镜状，有“中脊”，形成温度较低，为K-S或N-W关系。,孪晶位错 混合型亚结构,透镜状马氏体的亚结构主要为孪晶，在边缘区存在着高密度的位错，中脊为高密度微细孪晶,3.蝶状马氏体 亚结构立体外形呈V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136，两翼的惯习面为225，而两翼相交的结合面为100 。与奥氏体的位向关系为K-S关系。在翼中可能有中脊，也可能没有。 亚结构为高密度的位错，无孪晶。 形成温度介于板条马氏体与透镜片状马氏体之

35、间，形态特征和性能也介于两者之间。,全孪晶 亚结构,4、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310m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），位向关系为K-S关系，亚结构为(112)M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。,3、薄片状马氏体（马氏体） 出现在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的层错能低）。马氏体的晶体结构为密排六方点阵，呈极薄的片状。 惯习面 ：1

36、11 ， 位向关系： 111 0001 M M 亚结构：大量层错和少量位错,薄片状马氏体,薄片状马氏体沿呈111魏氏组织形态分布。,马氏体（hcp）,Fe-Mn-Si SMA中的全孪晶马氏体,（3）马氏体性能 马氏体的最主要的性能特点就是具有硬度与强度高。它的硬度随含碳量的增加而升高。当含碳量小于0.5时，马氏体的硬度随含碳量的增加而急剧增高；马氏体的硬度并不代表淬火钢的硬度，因淬火钢中还可能混有其它组织（如二次渗碳体和残余奥氏体）。,马氏体高强度、高硬度的原因是多方面的，其中主要包括碳原子的固溶强化、相变强化以及时效强化。,曲线2：马氏体的硬度，随含碳量的增加而升高。曲线1：经过完全奥氏体化

37、后淬火钢的硬度，含碳量大于0.8时硬度下降，这是因为随含碳量的增加，残余奥氏体量增加，从而使钢的硬度有所下降。合金元素对马氏体的硬度影响不大。,9.4贝氏体相变 钢中贝氏体转变发生在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间，故称中温转变。 铁原子和置换型的溶质原子难以扩散，但间隙碳原子可以扩散，故为半扩散相变。 既有珠光体分解的某些特征，又有马氏体转变的一些特点。 贝氏体定义：贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，以贝氏体铁素体为基，同时可能存在-碳化物或-碳化物或残余奥氏体等相构成的整合组织。 为纪念美国著名冶金学家Bain，此转变被命名为贝氏体转变，转变所得产物则被称为贝氏体。 英文名称Bainit

38、e，用B表示,9.4.1 钢中贝氏体类型、形成温度、组织形态、晶体学特征和亚结构、形成过程 无碳化物贝氏体 形成温度：在B转变的最高温度范围内形成。 组织形态：是一种单相组织，由大致平行的F板条组成，F板条自A晶界形成，成束地向一侧晶粒内长大，在F板条之间为富碳的A。F板条较宽、间距较大，随转变温度下降，F板条变窄、间距缩小。 富碳的A在随后的冷却过程中可能转变为P、B、M或保持不变。所以说无碳化物贝氏体不能单独存在。 晶体学特征及亚结构：惯习面为111，位向关系为K-S关系；F内有一定数量的位错。 2.上贝氏体 形成温度：在B转变区的较高温度范围内形成，对于中、高碳钢约在350550范围内形成，所以上贝氏体也称高温贝氏体。,组织形态：上贝氏体是一种两相组织，是由相和渗碳体组成的，成束的大致平行的相板条自A晶粒晶界的一侧或两侧向A晶粒内部长大，渗碳体（有时还有残余A）分布于相板条之间，整体看呈羽毛状。 影响组织形态的因素： C%：随钢中碳含量的增加，上贝氏体中的相板条更多、更薄，Cem的形态由粒状、链球状而成为短杆状，Cem数量增多，不但分布于相之间，而且可能分布于各相内部。 形成温度：随形成温度的降低， 相变薄，渗碳体更小，且更密集。 晶体