马氏体转变及其应用

马氏体转变概述钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。马氏体转变的特点及定义马氏体相变是无扩散型相变因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相-196℃到-296切变共格和表面浮凸现象为“切变共格”界面[3]。马氏体转变是在一个温度范围内形成Fe-Ni26-Cu3但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，温度愈低，过冷度愈大，临界晶核尺寸就愈小，当奥氏体被过冷到某一温度时，[5]具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变，不仅新相和母相有一定的位向关系，而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面即称为惯习面。惯习面为无畸变无转动平面。[6]2马氏体相变晶体学研究现状1924BainFcc母相→bcc(bct)马氏体相变晶体学雏型。19301934~35年(西ft)JawsonWheeler究晶体学，1949GreningerTroiano1951MachlinCohenBowles等环绕表面浮突提出均匀切变及二次切变的设想。[7]Bain模型Baincc1，就可使面心立方点阵变成体心立方点阵。马氏体即为这两个极端状1。1.08-1.00之间。因此在无碳的情况下，希望轴1.411.00。Bain因此还不能完整的说明马氏体相变的特征。图1 Bain应变模型在面心立点阵中构成体心立方点阵。经c轴缩、a轴伸长，成为马氏体点阵。K-S切变模型K-S（11r//(101M｛11/｛01MK-S切变模型的成功之K-S切变模型引起的表面浮凸与实测结果相差很大[9]。G-T模型G-T面相同[10]。第二次切变是在面和方向发12～13的切变，体心正方点阵经微小调整成马氏体结构，对浮凸没有可见的影响。滑移切变留下位错亚结构，孪生切变留下孪晶亚结构。G-T模型较好的说明了表面浮凸、惯习面位向、亚结构等问题，但没能解决惯习面不应变、不转动的问题[11]。马氏体转变动力学马氏体转变也是成核和长大的过程。铁合金中马氏体形成动力学是多种多样合金在室温以下的“爆发式”Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金在室温以下的马氏体的降温形成Tq即决定于Ms点以下的深冷程度。等温保持时，转变一般不再进行。这个特点意味着成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称降温转变为非热学转变[13]。爆发式转变Ms0CFe-Ni，Fe-Ni-C不相同。这种转变在零下某一温度（Mb）突然发生，并伴有响声，同时急剧放70%30C[14]。Mb温度下，细晶粒钢的爆发量较小。马氏体的爆发转变，常因受爆发热的影响而伴有马氏体的等温形成[15]。等温转变和表面转变Ms0C的Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-CrMn的等温转变。马氏体的等温形成有利于改善钢的韧性，并有利于工件尺寸稳定。马氏体的行[16]。有人认为爆发转变实质是一种快速等温转变，降温转变是由一系列快速等温转变组成。尽管如此，研究等温转变有利于揭示马氏体转变的本质。表面转变实际上也是等温转变。大块材料内部的等温转变，其特点是马氏体片呈快速长大，但成核过程需要有孕育期，惯习面接近。表面转变的成r。表面转变的存在对马氏体转变动力学研究是一个很大的干扰[17]。马氏体转变的应用马氏体相变中碳的扩散和低碳马氏体的韧性经典理论认为．在Fe-C合金马氏体相变中，铁和碳原子都是不扩散的。由于低碳马氏体形成时碳由马氏体扩散至条间奥氏体，因此使奥氏体富碳而具有化学稳定性；同时．条状马氏体形成时，条间奥氏体因协作形变而强化，又产生力学稳定性。如残余奥氏体富碳至l%，其Ms约为200C，但由于力学稳定化，使条间奥氏体能在室温保留。因此低碳马氏体内一般都存在条间奥氏体，其宽度在10nm左右至几百纳米[18]。间奥氏体。条间残余奥氏体的存在，使裂纹扩张阻力加大。残余奥氏体中等温马氏体的形成及其应用钢中残余奥氏体内形成Cl／T成线性91.8kJ/mol，变温马氏体中点阵常数比c／a减小，证明由于变温马氏体内碳的扩散和(Fe，Cr)3C的沉淀，减低r／MC形，说明在此阶段动力学受相变驱动力及碳的扩散两个因素的控制，理论分析与实验结果相符[19]。GCrl5钢中少量等温马氏体的存在，使残余奥氏体受力学稳定，提高在冷处100035%，而且接触疲劳寿命也同步增长。(四角)ZrO2Mg-PSZAucd合金中单个相界面的发现，导致形状记忆合金的开发，正饮誉于工业界。参考文献[1][1]徐祖耀.马氏体相变研究的进展和瞻望.金属学报.1991Mar18;27(3):1-2.[2]徐祖耀,马氏体相变与马氏体,科学出版社,1980[3]刘春成,姚可夫,高国峰,[3]刘春成,姚可夫,高国峰,刘庄.应力应变对马氏体相变动力学及相变塑性影响的研究.金属学报.1999Nov18;35(11):1125-9.[4]徐祖耀.马氏体相变热处理.1999;54(2):1-3.[5]徐祖耀,李学敏.低碳马氏体形成时碳的扩散.金属学报.1983Feb18;19(2):7-144.[6]谷南驹,王瑞祥,殷福星.孪晶马氏体的自协作效应及不变惯习面.金属学报.1991Mar18;27(3):33-40.[7]C.M.Wayman.IntroductiontotheCrystallographyofMartensiticTransformations.NewYork,MacMillionCo·,1964.马氏体相变晶体学导论,陈业新.中南工业大学出版社,1989.BainEC.TransAIME,1924;70:25ChristianJW.In:Proc1stConfonMartensiticTrans-formations,Nara:InstituteofMetals,1986:8Zongchangliu.TheCommentaryonPhenomenologicalTheoryofMartensitePhaseTransformation—TheFifthCommentaryonShearTheory.MaterialSciences.2014Jul11;2014.XuZY.MartensiticTransformationandMartensite(inChinese).2ndEdition,Beijing:SciencePress,1999,645Thomas,Sarikaya,M.,Proc.Int.Conf.onSolid-SolidPhaseTransformations,1981,tobepublished.3Shewmon,P.DiffusioninSolids,McGraw-Hill,1963,p.122．徐祖耀,,材料热处理学报,2003,24(1)：1~1.徐祖耀,兵器材料科学与工程,199,7.刘煜,,湖南工程学院学报,2