我们还应注意,在近熔化区的相变硬化区中片状石墨周围的马氏体量不均匀分布,近片状石墨区的马氏体较多,而离石墨片较远区的马氏体较少(图6)。马氏体的这种不均匀分布将说明:近片状石墨
片区合金的含C 量较低,而离石墨片较远区合金的含C 量较高,这种不均匀分布与激光快速加热和激冷情况有关,同时一般激冷速度绝对值大于快速加热速度绝对值,这也已有学者对之作出解释
。
图6 石墨周围的马氏体不均匀分布
Fig 6 Heterogeneous distribution of martensite around graphite
在加热过程中,C 原子从石墨中扩散出来,汽缸套材料是以珠光体P 为基体的,其含C 量为C 共析。近石墨片区含C 量为过共析。在激光停止加热后激冷过程中,过共析部分的C 向石墨进行上坡扩散,并析出在石墨片上。同时因为激冷速度大于加热速度,只有靠近G 片的小区域内含C 量会发生降低。当该区温度降至Ms 点时发生M 转变,因为其含C 量低,故Ms 点相应较高,所以M 针会多些。而离开G 片较远的部位,因含C 量较高,Ms 较低,M 量就较少。4 结论
4.1合金铸铁缸套材料激光熔融热处理后的组织可分为熔化区、半熔化区、相变硬化区和热影响区。4.2熔化区的组织为树枝状先共晶奥氏体Ap 和变态莱氏体共晶L ′d 。
4.3半熔化区组织由等轴状奥氏体,少量残留石墨片和离异莱氏体共晶组成。
4.4相变硬化区可细分为(M +Ar +F +Fe 3C +G )、(M +Ar +Fe 3C +G )和(M +Ar +G )三个亚区。致谢:本课题得到国防科工委国防预研项目的资助,谨此致谢。
参考文献
[1]浜崎正信 实用し-ぜ加工[M ]う? 出版株式会社.[2]胡赓祥、蔡珣主编 材料科学基础[M ]上海交大出版社.2000,372.
[3]朱祖昌,俞少罗,大 基明,《热处理》[J ]日本热处理技术协会,34,(6).1994,321.[4]徐祖耀 马氏体相变与马氏体[M ]科学出版社.1999,898.[5]沈阳铸研所等编 球墨铸铁[M ]机械工业出版社.
动 态
马氏体相变动力学的深入描述
Deepgoing Description of Kinetics of Martensitic T ransformation
在论述变温马氏体相变动力学时,人们相当习惯的会提出K oistinen 和Marburger 公式来,其公式如下:
X m =1-exp[
α(Ms -Tq )](1)实际上,这公式并不完全符合相当多的实验事实。G.Murry 在《Traitment Thermique 》上载文提出深入描述马氏体相变的动力学公式为:
Mx m =Ms -[K (650-Ms )]
(2)式中Mx m 为马氏体分数为Xm 时对应的温度;K 为马氏体分数Xm 的函数,即K =f (Xm ),经研究,
K =1.67×10-2?Xm 0.55+3.18×10-18?Xm 8.7
(3)系数K 反映了马氏体发生过程中随马氏体量Xm 的增加,转变速度由小逐渐增至最大,以后又将减小的规律。(关于马氏体相变动力学方面的进一步论述,按编辑部计划于下期刊登)?编辑部?
—43—《热处理》 2003年第18卷第3期
第24卷第5期 2006年9 物理测试 Physics Examination and Testing Vol.24,No.5 Sep.2006 作者简介:王 健(19762),男,硕士生; E 2m ail :wj1976@https://www.doczj.com/doc/1419115436.html, ; 修订日期:2006204210 304不锈钢应变诱发α′ 马氏体相变及对力学性能的影响 王 健1,2, 杨卓越1, 陈嘉砚1, 苏 杰1 (1.钢铁研究总院结构材料研究所,北京100081;2.云南大学,云南昆明650091) 摘 要:借助于X 射线衍射,研究了C 、Mn 、Cr 和Ni 含量对304奥氏体不锈钢拉伸力学性能和应变诱发马氏体 相变倾向的影响。结果表明:C 、Mn 、Cr 和Ni 在允许的成分范围内变化,应变诱发α′ 马氏体相变倾向差异很大,这导致屈服强度和抗拉强度复杂的变化,尽管应变诱发α′马氏体相变使加工硬化速率提高,相变可以诱发塑性, 但相变速率较快,相变倾向较大的钢塑性反而下降,此外,由于室温变形还增大热诱发马氏体相变倾向,从而限制了C 、Mn 、Cr 和Ni 下限钢在高精度和低温环境下构件的应用。关键词:304不锈钢;应变诱发;马氏体相变;拉伸力学性能 中图分类号:T G 115.5 文献标示码:A 文章编号:100120777(2005)0520008204 Strain 2induced Martensite T ransform ation and E ffects on Mechanical Properties in 304Stainless Steel WAN G Jian 1,2, YAN G Zhuo 2yue 1, C H EN Jia 2yang 1, SU Jie 1 (1.Institute of Structure Materials ,Central Iron &Steel Research Institute ,Beijing 100081China ;2.Yunnan University ,Kunmin 650091,Yunnan ,China ) Abstract :By means of X 2ray diff raction technique ,the effects of C 、Mn 、Cr and Ni on the tensile properties and the tendency of strain 2induced martensite transformation in AISI 304stainless steel have been investigated.The re 2sults have shown that ,even though the variations of C 、Mn 、Cr and Ni were restricted to the standard specifica 2tion ,there existed significant difference with respect to the stability of austenite ,leading to the complex variation in yield strength and tensile strength.Despite increase in the rate of work hardening due to strain 2induced martens 2ite transformation and transformation 2induced plasticity ,the inferior ductility was caused by high rate of formation martensite in the steel with low C 、Mn 、Cr and Ni contents.Moreiover ,the deformation at room temperature in 2creased the tendency of thermally induced martensite transformation in steel with low C 、Mn 、Cr and Ni contents ,which give rise to low precision of components and brittlement in the steels used in low temperature.K ey w ords :304stainless steel ;strain 2induced ;martensite transformation ;tensile properties 奥氏体不锈钢组织是亚稳定的,在变形过程中 发生应变诱发相变,相变产物为ε马氏体(hcp )和α马氏体(bcc ),其中ε马氏体仅在应变较小时形成, 随应变的累积ε马氏体逐步消失,与此同时α′ 马氏体量持续增加,目前已在较宽的化学成分范围内,研 究了应变诱发α′ 马氏体对加工硬化、塑性成形能力等力学行为的影响[1～3],由于这些研究不是针对某一种奥氏体不锈钢进行的,因此研究结果的适用性受到了限制,因此迫切需要针对某一种钢在允许的 范围内变化成分时,应变诱发α′ 马氏体相变倾向、以及对力学行为的影响进行研究,以提高研究结果的实用性。为此本文根据A ISI304钢标准冶炼了3炉钢,将C 、Mn 、Cr 和Ni 分别控制在上、中和下限,通 过室温和液氮温度拉伸,对应变诱发α′ 马氏体相变 倾向,以及对拉伸力学性能的影响进行了系统研究。 1 材料与试验方法 3炉试验钢用50kg 真空感应炉冶炼,将将C 、 Mn 、Cr 和Ni 分别控制在上、中和下限,称为A 、B 和C 钢,其化学成分见表1。冶炼后浇铸成40kg 的坯料。经锻造、热轧后再冷轧成2mm ×110mm ×L mm 板材。从板材上纵向切取标距为10mm ×40mm 的板拉伸试样,试样经过固溶处理(1050℃×30min 水冷)。将固溶处理后的拉伸试样分为2组, 第一组拉伸试样分别在室温和液氮温度(-196℃)下,在M TS 2880拉伸试验机上拉伸,夹头速度为2 mm /min ,除测定力学性能外,将若干个试样拉伸到一定应变后中断,工程应变分别控制在0.06、0.12、0.18和0.24附近,以研究微观组织在应变累积过
我们还应注意,在近熔化区的相变硬化区中片状石墨周围的马氏体量不均匀分布,近片状石墨区的马氏体较多,而离石墨片较远区的马氏体较少(图6)。马氏体的这种不均匀分布将说明:近片状石墨 片区合金的含C 量较低,而离石墨片较远区合金的含C 量较高,这种不均匀分布与激光快速加热和激冷情况有关,同时一般激冷速度绝对值大于快速加热速度绝对值,这也已有学者对之作出解释 。 图6 石墨周围的马氏体不均匀分布 Fig 6 Heterogeneous distribution of martensite around graphite 在加热过程中,C 原子从石墨中扩散出来,汽缸套材料是以珠光体P 为基体的,其含C 量为C 共析。近石墨片区含C 量为过共析。在激光停止加热后激冷过程中,过共析部分的C 向石墨进行上坡扩散,并析出在石墨片上。同时因为激冷速度大于加热速度,只有靠近G 片的小区域内含C 量会发生降低。当该区温度降至Ms 点时发生M 转变,因为其含C 量低,故Ms 点相应较高,所以M 针会多些。而离开G 片较远的部位,因含C 量较高,Ms 较低,M 量就较少。4 结论 4.1合金铸铁缸套材料激光熔融热处理后的组织可分为熔化区、半熔化区、相变硬化区和热影响区。4.2熔化区的组织为树枝状先共晶奥氏体Ap 和变态莱氏体共晶L ′d 。 4.3半熔化区组织由等轴状奥氏体,少量残留石墨片和离异莱氏体共晶组成。 4.4相变硬化区可细分为(M +Ar +F +Fe 3C +G )、(M +Ar +Fe 3C +G )和(M +Ar +G )三个亚区。致谢:本课题得到国防科工委国防预研项目的资助,谨此致谢。 参考文献 [1]浜崎正信 实用し-ぜ加工[M ]う? 出版株式会社.[2]胡赓祥、蔡珣主编 材料科学基础[M ]上海交大出版社.2000,372. [3]朱祖昌,俞少罗,大 基明,《热处理》[J ]日本热处理技术协会,34,(6).1994,321.[4]徐祖耀 马氏体相变与马氏体[M ]科学出版社.1999,898.[5]沈阳铸研所等编 球墨铸铁[M ]机械工业出版社. 动 态 马氏体相变动力学的深入描述 Deepgoing Description of Kinetics of Martensitic T ransformation 在论述变温马氏体相变动力学时,人们相当习惯的会提出K oistinen 和Marburger 公式来,其公式如下: X m =1-exp[ α(Ms -Tq )](1)实际上,这公式并不完全符合相当多的实验事实。G.Murry 在《Traitment Thermique 》上载文提出深入描述马氏体相变的动力学公式为: Mx m =Ms -[K (650-Ms )] (2)式中Mx m 为马氏体分数为Xm 时对应的温度;K 为马氏体分数Xm 的函数,即K =f (Xm ),经研究, K =1.67×10-2?Xm 0.55+3.18×10-18?Xm 8.7 (3)系数K 反映了马氏体发生过程中随马氏体量Xm 的增加,转变速度由小逐渐增至最大,以后又将减小的规律。(关于马氏体相变动力学方面的进一步论述,按编辑部计划于下期刊登)?编辑部? —43—《热处理》 2003年第18卷第3期
马氏体转变及其应用 钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。 1 马氏体转变的特点 1.1 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)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的
五评马氏体相变的切变学说 ——唯象“理论”的误区 刘宗昌，计云萍，任慧平 （内蒙古科技大学材料与冶金学院，内蒙古包头014010） 摘要：研究马氏体相变晶体学具有重要理论意义。本文简述并评价了唯象学说，指出：（1）以贝茵应变使母相转变为 马氏体，缺乏热力学可能性，贝茵应变B作为计算数据，不可靠；（2）马氏体浮凸是相变体积变化所致，与切变无关，浮凸普遍为帐篷型（∧），矩阵计算式中的形状应变F与马氏体相变晶体学没有直接的联系；（3）点阵不变切变缺乏热 力学可能性，在实际的马氏体相变中不存在简单切变（S）。同样，刚性转动也是虚构的；（4）唯象学说基本上与马氏 体相变实际不符，应予摈弃。 关键词：唯象学说；马氏体相变；切变；贝茵应变；浮凸；矩阵式 中图号： The Fifth Commentary on Shear Theory of Martensite Phase Transformation ——Mistaken Ideas of Phenomenological Theory LIU Zong-chang, JI Yun-ping，REN Hui-ping （Material and Metallurgy School, Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou 014010, Inner Mongolia， China） Abstract: It is significant theoretically to study the crystallography of martensite phase transformation. The phenomenological theory was briefly described and evaluated. The proposed viewpoints are as follows. (1) The transformation from austenite to martensite through the Bain strain lacks of the thermodynamics possibility, moreover, it is unreliable to use the Bain strain (B) as the calculating data. (2) The surface relief of martensite, which is generally in tent (∧) type, results from the bulk expansion during martensite phase transformation and has nothing to do with the shear. The shape strain (F) in the matrix calculation formula is not directly relevant to the crystallography of martensite phase transformation. (3) The lattice invariance shear is short of the thermodynamic feasibility. No simple shear (S) exists in the actual martensite phase transformation, similarly, the rigid rotation is imaginary. (4) The phenomenological theory doesn't conform to the reality of martensite phase transformation and should be abandoned. Key words: Phenomenological theory; martensite phase transformation; shear; Bain strain; surface relief; matrix 20世纪50年代前期由M. S. Wechsler等(w-L-R)[1]和J.S.Bowles等(B-N)[2]分别独立地提出了马氏 体相变晶体学的唯象“理论”：W-L-R学说和B-M学说。这两个学说基本上等价，即两者的出发点和 推理过程相近，该学说被认为是材料科学中为数不多的定量学说。由于唯象学说，或称表象学学说， 与实际基本上不符，理论上也欠妥当，故不能称为理论，称其为学说（或假说）较为合适。该学说经 过多年的修改仍不成熟，与实际相差甚远[3～5]。本文从试验和理论上对该学说进行了分析并指出其误区。 内蒙古自治区科技引导计划项目（20071911） 作者简介：刘宗昌，（1940～），男，汉族，河北玉田人，内蒙古科技大学教授。从事相变理论和热处理技术研究。发表论文260余篇，出版专著和高等院校教材14部。 E－mail：lzchang75@https://www.doczj.com/doc/1419115436.html,
马氏体转变概述 摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳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]。 1 马氏体转变的特点及定义 1.1 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)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
Material Sciences 材料科学, 2014, 4, 119-126 Published Online July 2014 in Hans. https://www.doczj.com/doc/1419115436.html,/journal/ms https://www.doczj.com/doc/1419115436.html,/10.12677/ms.2014.44018 The Commentary on Phenomenological Theory of Martensite Phase Transformation —The Fifth Commentary on Shear Theory Zongchang Liu, Yunping Ji, Huiping Ren Material and Metallurgy School, Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou Email: lzchang75@https://www.doczj.com/doc/1419115436.html, Received: May 26th, 2014; revised: Jun. 20th, 2014; accepted: Jun. 27th, 2014 Copyright ? 2014 by authors and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY). https://www.doczj.com/doc/1419115436.html,/licenses/by/4.0/ Abstract It is of theoretical significance to study the crystallography of martensite phase transformation. The phenomenological theory was briefly described and evaluated. The proposed viewpoints are as follows. 1) The transformation from austenite to martensite through the Bain strain lacks of the thermodynamics possibility. Moreover, it is unreliable to use the Bain strain (B) as the calculating data; 2) The surface relief of martensite, which is generally in tent (∧) type, results from the bulk expansion during martensite phase transformation and has nothing to do with the shear. The shape strain (F) in the matrix calculation formula is not directly relevant to the crystallography of martensite phase transformation; 3) The lattice invariance shear is short of the thermodynamic feasibility. No simple shear (S) exists in the actual martensite phase transformation, similarly, the rigid rotation is imaginary; 4) The phenomenological theory doesn’t conform to the reality of martensite phase transformation and should be abandoned. Keywords Phenomenological Theory, Martensite Phase Transformation, Shear, Bain Strain, Surface Relief, Matrix 马氏体相变唯象“理论”的评述 —五评马氏体相变的切变学说 刘宗昌，计云萍，任慧平
?形状记忆效应：具有一定形状的固体材料(通常是具有热弹性马氏体相变的材料)，在某一温度下(处于马氏体状态M f 进行一定限度的塑性变形后，通过加热到某一温度(通常是该材料马氏体完全消失温度A f )上时，材料恢复到变形前的初板条马氏体 钢的淬火 5
?Monoclinic Crystal Structure Twinned Martensite 自协作马氏体Detwinned Martensite 非自协作马氏体 8 发生塑性变形后，经加热到 某一温度后能够恢复变形， 马氏体在外力下变形成某一 特定形状，加热时已发生形 变的马氏体会回到原来奥氏 形状记忆效应过 程的示意图 马氏体相变热力学 相变产生，M相的化学自由能必须 ，不过冷到适当低于T0(A相和M相化学自由 的温度，相变不能进行， 必须过热到适当高于T0的温度，相变才 马氏体相和母相化学自 11 马氏体相变热力学 低于M s 温度下，马氏体形成以后，界面上的弹性变形随着马氏体的长大而增加； 当表面能、弹性变形能及共格界面能等能量消耗的增加与变化学自由能的减少相等时，马氏体和母相间达到热弹性平衡状态，马氏体停止长大。 CuAlNi合金加热过程中热弹性马氏体相变(马氏体缩小)温度继续下降，马氏体相变驱动力增加，马氏体又继续长大，也可能出现新的马氏体生长。 温度升高，相变驱动力减小，马氏体出现收缩。 CuAlNi合金加热过程中热弹性马氏体相变(马氏体缩小)
16伪弹性应力应变示意图 17f (a) Shape Memory Effect (b) Superelasticity
[100][111] 冷却 形状记忆效应的三种形式 (a)单程(b)双程(c)全程 22 （a）马氏体状态下未变形 （b）马氏体状态下已变形 ）放入热水中，高温下恢复奥氏体状态，形状完全恢复 单程TiNi记忆合金弹簧的动作变化情况 24
马氏体相变 一、定义和基本特征 1.定义： 替换原子经无扩散切变位移（均匀和不均匀形变），并由此产生形状和表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核、长大型相变［1］。 2.基本特征： （1）无扩散性； （2）以切变为主,具有表面浮突现象； （3）具有一定位向关系，如K-S关系，西山关系，G-T关系等；
（4）惯习面在相变过程中不畸变不转动（即不变平面）； 3.马氏体的主要形态 （1）板条马氏体：对于钢材，中低碳钢、温度较高时易形成（下图左为光镜下的组织结构，右为电镜下的组织结构）； （2）片状马氏体：对于钢材，中高碳钢、温度较低时易形成（下图左为光镜下的组织结构，右为电镜下的组织结构）；
二、马氏体转变的机理 1.相变驱动力 相变的驱动力来自于新、旧两相的吉布斯自由能之差。系统总的自由能决定相变过程及相变产物微观组织的演化规律。总的自由能包括体积化学自由能、界面能、由畸变产生的弹性应变能，如存在外加场，还应考虑外加应力场、电场、温度场及磁场等的影响［2］。 G=G ch + G el +G in (体积化学自由能、由畸变产生的弹性应变能、界面能三种能量不同的文献有不同的物理模型描述，这里不详细进行描述) 2.马氏体转变的切变模型［3］ （1）Bain模型 Bain模型并不是真正意义上的切变模型，其描述了晶体点阵的改组并不涉及切变，不存在不变平面，无法解释表面浮突现象。 （2）K-S模型
K-S切变能够成功地导出所测到地点阵结构和取向关系，但对于惯习面和浮突的预测与实际相差较大。 （3）G-T模型 G-T模型能够很好地解释了马氏体的点阵改组、宏观变形、位向关系、表面浮凸，特别是预测了马氏体内的两种主要的亚结构——位错和孪晶，但不能解释惯习面是不变平面以及低、中碳钢的位向关系。 （4）晶体学表象理论 晶体学表象理论不解释原子如何移动导致相变，只根据转变起始和最终地晶体形态，预测马氏体转变地晶体学参量。 三、马氏体相变的有限元模型［4］ 1.介观模型 （1）相变驱动力 体系的自由能可表示为：
一.马氏体的定义 马氏体是经无（需）扩散的，原子集体协同位移的晶格改组过程，得到具有严格晶体学关系和惯习面的，相变常产物中伴生极高密度位错，或层错或精细孪晶等晶体缺陷的整体组合。 马氏体相变：原子经无需扩散的集体协同位移，进行晶格改组，得到的相变产物具有严格晶体学位向关系和惯习面，极高密度位错，或层错或精细孪晶等亚结构的整合组织，这种形核----长大的一级相变，称为马氏体相变。 二.马氏体相变的基本特征 1.马氏体相变的无扩散性 在较低的温度下，碳原子和合金元素的原子均已扩散困难。这时，系统自组织功能使其进行无需扩散的马氏体相变。马氏体相变与扩散性形变不同之处在于晶格改组过程中，所有原子集体协同位移，相对位移量小于一个原子间距。相变后成分不变，即无扩散，它3仅仅是成分改组。 2.位相关系和惯习面 马氏体相变的晶体学特点是新相和母相之间存在一定的位向关系。马氏体相变时，原子不需要扩散，只作有规则的很小距离的移动，新相和母相界面始终保持着共格和半共格连接，因此相变完成之后，两相之间的位相关系仍保持着。 惯习面:马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关系，马氏体在母相的一定晶面上形成，此晶面称为惯习面。通常以母相的晶面指数
表示。钢中马氏体的惯习面随着碳含量和形成温度不同而异。有色金属中马氏体的惯习面为高指数面。 3.马氏体的精细亚结构 马氏体是单向组织，在组织内部出现的精细结构称为亚结构。低碳马氏体内出现极高密度的位错（可达1012/cm）。今年来发现板条状的马氏体中存在层错亚结构。在高碳钢马氏体中主要以大量精细孪晶（孪晶片间距可达30nm）作为亚结构，也存在高密度位错；有的马氏体中亚结构主要是层错。有色金属马氏体的亚结构是高密度的层错、位错和精细孪晶。 4.相变的可逆性，即新旧相界面可逆向移动 有色金属和合金中的马氏体相变多具有可逆性，包括部分铁基合金。这些合金在冷却时，母相开始形成马氏体的温度称为马氏体点（Ms），转变终了温度标为Mf;之后加热，在As温度逆转变形成高温相，逆相变完成的温度标以Af。 但是在钢中，淬火马氏体中的碳原子扩散较快，一般淬火到室温，碳原子立即扩散偏聚，形成碳原子偏聚团，如Corierl气团，100摄氏度以上即可析出碳化物。这样当马氏体加热到高温过程中，马氏体已经分解，则不能发生逆相变为奥氏体。一次钢中的马氏体一般不发生你转变。如果迅速冷却得到新鲜马氏体，之后立即迅速加热，是马氏体来不及回火析出，也会发生逆转变。 除了以上主要特征外，马氏体相变还有表面浮凸、非恒温性等现象。浮凸是过冷奥氏体表面转变时发生的普遍现象。马氏体转变也有