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本文導讀目錄：

1、收藏詞條 編輯詞條鋼中馬氏體

2、關于馬氏體相變的問題總結

3、馬氏體轉變分解.ppt

收藏詞條 編輯詞條鋼中馬氏體

　　絕大多數工業用鋼中馬氏體屬于鐵碳馬氏體，是碳在體心立方結構鐵中的過飽和固溶體。

　　晶體結構低碳馬氏體為體心立方結構，中、高碳為體心正方結構。

　　碳原子的固溶為間隙式，處于八面體間隙之中。

　　如圖1A中號所示，三坐標方向的面心位置是具有代表性的三種八面體間隙中心，構成了體心晶格中的三套亞點陣，分別以1/2[001]、1/2[010]、1/2[100]表示，每單位晶胞中有六個八面體間隙分屬這三套亞點陣。

　　體心立方晶格的八面體是非等軸的，以1/2[001]八面體(圖1B)為例，間隙在[001]方向(圖1的c方向)的尺寸不但小于[110]，即圖1B水平正方形的對角線方向的尺寸，而且也小于碳原子直徑。

　　碳原子的溶入將增加c方向的原子間距，由于彈性效應，a,b方向的間隙將略為縮小。

　　碳原子在馬氏體中并非均勻地分配在三套亞點陣中，而是選擇其中一套，因此造成了晶格的正方性。

　　馬氏體晶格常數c、a(b)與碳含量的關系見圖2。

　　馬氏體一奧氏體的晶體學關系在母相奧氏體()和形成相馬氏體(’)的晶體位向間保持KS關系，即(111)∥(011’，[101]∥[111]；更精確的測定指出不同合金系的實際關系與上述存在一定偏差。

　　如對于Fe0.8C一22Ni合金，(111)和(011)’之間夾角為1度，[101]和[111]‘間為2度。

　　微觀組織光學金相顯微鏡觀察鐵碳馬氏體具有兩類形貌，分別稱為板條狀馬氏體和片狀馬氏體，如圖3、圖4所示。

　　板條狀馬氏體為集束的板條，同一母相晶粒內只形成少數幾個集束，呈現幾個區域，域內各板條僅以小角度交界；而片狀馬氏體則為空間方位雜亂的餅狀，在磨面上為針狀。

　　多數工業實用的鐵碳馬氏體并非單一的金相形貌和亞結構，而是混合的。

　　淬火態兩類(板條位錯、片狀孿晶)馬氏體的相對量可由圖5的數據估計。

　　當碳含量超過0.6％時，片狀馬氏體量將超過50％(體積分數)。

　　孿晶馬氏體的韌性低，它是高碳鋼淬火態脆性大的根本原因。

關于馬氏體相變的問題總結

　　（2）切變性馬氏體轉變是晶格切變過程，在切變過程中完成晶格重組，由面心立方晶格變成體心立方晶格。

　　（4）嚴格的位向關系和習慣面由于馬氏體轉變時新相和母相之間始終保持著切變共格性，所以馬氏體轉變后的新相和母相之間存在著嚴格的晶體學位向關系。

　　2.奧氏體晶粒大小實踐證明，奧氏體晶粒增大會使Ms點升高。

　　4.冷卻速度對于大多數工業用鋼而言，連續冷卻的冷卻速度很大范圍內不影響Ms點。

　　答：奧氏體穩定化是指奧氏體內部結構在外界因素作用下發生某種變化而使奧氏體向馬氏體轉變呈現遲滯現象。

　　通常把奧氏體穩定化分為熱穩定化和機械穩定化兩類。

　　在Ms點以上點停留，使Ms升高，停留時間越長，Ms下降多；在Ms點以下點停留一段時間，繼續冷卻時，M轉變并不立即進行，而是冷過一段溫度后才繼續轉變，這種現象稱“轉變遲滯效應”。

　　2.機械穩定化：奧氏體在淬火過程中受到較大塑性變形而引起的穩定化現象。

　　應力誘發馬氏體相變條件：在Ms點以上Md點以下發生塑性變形。

　　答：（1）熱應力：由于工件心部和表面冷卻速度不一致，其冷卻收縮不同而造成內應力。

　　冷卻初期，表面冷速快，表面收縮，產生拉應力；心部冷速慢，不收縮，產生壓應力；。

　　最終的淬火熱應力：表面壓應力、心部拉應力。

　　冷卻結束，心部發生馬氏體相變，表面體積膨脹，產生壓應力；表面牽制心部膨脹，產生拉應力；。

　　在發生相變前主要內應力為熱應力；當發生相變后主要內應力為組織應力，熱應力為輔。

　　由組織轉變引起的比容變化，一般總是使工件的體積在各個方向上作均勻的脹大或縮小。

　　如果熱處理后組織中馬氏體量越多，或馬氏體含碳量越高，則其體積脹大就越多；而如果殘余奧氏體量越多，則體積脹大就越少。

　　因此，熱處理時可以通過控制馬氏體與殘余奧氏體的相對量來控制體積變化。

　　如果控制得當，可使體積既不脹大，也不縮小。

　　答：板條馬氏體：板條狀，位錯（又稱位錯馬氏體），。

馬氏體轉變分解.ppt

　　馬氏體相變的主要特征（2）表面浮凸現象（3）具有特定的位相關系:慣習面和不變平面（5）馬氏體相變的變溫性（6）馬氏體相變的可逆性影響馬氏體形態及其亞結構的因素（3）奧氏體強度影響鋼的Ms點的因素（2）其它因素對Ms點的影響殘余奧氏體殘余奧氏體的作用：奧氏體的熱穩定化馬氏體的性能特點馬氏體的物理性能上海應用技術學院材料工程系SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity2.馬氏體相變低溫轉變＜230℃(Ms線)AdolphMartens(德國)研究最多，轉變最復雜在一個溫度范圍內連續冷卻完成;無擴散轉變(Fe、C原子均不擴散),M與原A的成分相同,造成晶格畸變。

　　轉變速度極快,即瞬間形核與長大;轉變不完全性,馬氏體碳在-Fe中的過飽和固溶體。

　　碳原子位于-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。

　　(ab≠c)馬氏體的晶體結構SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity馬氏體的觀察SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity（1）馬氏體相變的無擴散性鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發生點陣改組。

　　可以在很低的溫度范圍內進行，并且相變速度極快。

　　原子以切變方式移動，相鄰原子的相對位移不超過原子間距，近鄰關系不變。

　　SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversitySchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity切變過程使磨光表面出現傾動，相交表面發生轉動，形成浮凸。

　　傾動面A已轉變為M部分引起宏觀切變使點陣改組，帶動靠近界面的未轉變A發生彈性變形。

　　原因:馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習面（新舊相的相界面）。

　　馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習面。

　　馬氏體與母相保持切變共格，慣習面不發生應變和轉動，即慣習面為不變平面。

　　SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity相變以共格切變方式進行所至。

　　M與A之間界面上的原子為兩相共有-共格界面（4）切變共格轉變量-時間關系MS點以下，無孕育，瞬間開始和結束不能進行到終了，需進一步降溫。

　　SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversity轉變量-溫度關系在Mf點以下，轉變量未達到100%，轉變已不能進行。

　　如Mf點低于室溫，則淬火到室溫將保留相當數量的未轉變奧氏體，稱為殘余奧氏體。

　　AMMs轉變開始線,As逆轉變開始線;Mf轉變結束線,Af逆轉變結束線;As>Ms與冷卻時具有相同的特點一般不出現逆轉變。

　　鋼中馬氏體加熱時，容易發生回火分解，從馬氏體中析出碳化物。

　　SchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversitySchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUniversityAA’MMs點高形成板條馬氏體。

　　C%↑→Ms、Mf↓Me↑→Ms、Mf↓板條M→板條M+片狀M→片狀M位錯M→孿晶MSchoolofMechanicalandAutomotiveEngineeringAnhuiPolytechnicUnive。

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