华南师范大学材料科学与工程教程第七章-扩散与固态相变分析优秀PPT.ppt

第七章第七章 扩散与固态相变（三）扩散与固态相变（三）四、几个特殊的有关扩散的实际问题四、几个特殊的有关扩散的实际问题1、离子晶体的扩散、离子晶体的扩散（1）空位扩散中的）空位扩散中的“空位空位”金属金属肖特基空位肖特基空位离子晶体离子晶体肖特基空位与弗伦克尔空位（与晶体结构有关）肖特基空位与弗伦克尔空位（与晶体结构有关）如：如：ZnS型为弗伦克尔缺陷，型为弗伦克尔缺陷，NaCl为肖特基型为肖特基型离子结构类型确定空位类型离子结构类型确定空位类型结构不太紧密、正负离子半径差别大、配位数较小结构不太紧密、正负离子半径差别大、配位数较小（例如：（例如：-族半导体，银的卤化物）族半导体，银的卤化物）小尺寸的正离子简洁进入晶格间隙，形成弗伦克尔缺陷小尺寸的正离子简洁进入晶格间隙，形成弗伦克尔缺陷缺陷表现：间隙离子缺陷表现：间隙离子-空位对，且通常为阳离子空位对，且通常为阳离子-空位对！空位对！结构紧密，配位数较高，正负离子差距较小结构紧密，配位数较高，正负离子差距较小 阳离子尺寸较大，难以进入晶格间隙，形成肖特基缺陷阳离子尺寸较大，难以进入晶格间隙，形成肖特基缺陷缺陷表现：空位缺陷表现：空位-空位对，留意缺陷对的电中性！空位对，留意缺陷对的电中性！例如：例如：Ag+-VAg+例如：例如：1VCl1V Na+1V Mg2+2VCl-扩散机制扩散机制肖特基缺陷类型离子晶体：肖特基缺陷类型离子晶体：类似于金属中的空位扩散机制类似于金属中的空位扩散机制弗伦克尔缺陷类型离子晶体：弗伦克尔缺陷类型离子晶体：自间隙机制自间隙机制 先产生间隙式阳离子，使邻近的处于正常点阵位置的阳离子先产生间隙式阳离子，使邻近的处于正常点阵位置的阳离子移位，然后挤入间隙。移位，然后挤入间隙。金属中间隙原子的扩散始终是在正常的间隙空位中跳动金属中间隙原子的扩散始终是在正常的间隙空位中跳动离子晶体中正负离子对的扩散速率不同离子晶体中正负离子对的扩散速率不同正离子尺寸较小，简洁运动；正离子尺寸较小，简洁运动；2、烧结、烧结 在高温作用下，坯体发生一系列物理化学变更，由松在高温作用下，坯体发生一系列物理化学变更，由松散状态渐渐致密化，且机械强度大大提高的过程。散状态渐渐致密化，且机械强度大大提高的过程。烧结过程：将压实的粉末加热到高温，在烧结初期，相互接烧结过程：将压实的粉末加热到高温，在烧结初期，相互接触的颗粒起先渐渐形成颈的连接，然后颗粒间距触的颗粒起先渐渐形成颈的连接，然后颗粒间距缩短。缩短。烧结涉及的扩散问题烧结涉及的扩散问题初期阶段：初期阶段：原子沿颗粒表面扩散到颈部区域，与过剩的空位交换位置；原子沿颗粒表面扩散到颈部区域，与过剩的空位交换位置；（表面扩散）中期阶段：中期阶段：初期阶段可使颈部区域长大到颗粒横截面积的初期阶段可使颈部区域长大到颗粒横截面积的20%，此时，此时每个颗粒的空隙间小为由节点连接的网络通道。每个颗粒的空隙间小为由节点连接的网络通道。伴随着密度的显著增加，细孔网络的空位大量扩散到烧伴随着密度的显著增加，细孔网络的空位大量扩散到烧结材料的体内。结材料的体内。后期阶段：后期阶段：细孔通道转变为晶界，通过晶界扩散，变成致密的烧结体，细孔通道转变为晶界，通过晶界扩散，变成致密的烧结体，在晶界上会残存一些孤立的小孔；同时也会伴随晶粒的长在晶界上会残存一些孤立的小孔；同时也会伴随晶粒的长大大（晶界扩散体扩散）烧结速率问题烧结速率问题 粉末材料的颗粒度粉末材料的颗粒度达到确定紧密度的烧结时间与颗粒尺寸的三次方成正比达到确定紧密度的烧结时间与颗粒尺寸的三次方成正比 原子的扩散速率（确定于温度）原子的扩散速率（确定于温度）-烧结体密度；烧结体密度；a-a-颗粒尺寸；颗粒尺寸；C C和和n n为常数；为常数；Q Q为烧结的激活能，为烧结的激活能，常以晶界扩散激活能代替常以晶界扩散激活能代替颗粒越细，表面积越大，扩散距离越小，烧结速率越快颗粒越细，表面积越大，扩散距离越小，烧结速率越快3、纳米晶体材料的扩散、纳米晶体材料的扩散 晶粒尺寸小到纳米级时，表面原子所占体积分数增加，晶晶粒尺寸小到纳米级时，表面原子所占体积分数增加，晶界扩散占据优势！界扩散占据优势！纳米晶的界面扩散激活能与多晶相比低很多，与表纳米晶的界面扩散激活能与多晶相比低很多，与表面扩散激活能相近。面扩散激活能相近。纳米晶的界面扩散可能与表面扩散的机制相像，而一般多晶中的纳米晶的界面扩散可能与表面扩散的机制相像，而一般多晶中的晶界扩散一般认为是通过空位机制进行的。晶界扩散一般认为是通过空位机制进行的。纳米晶的扩散系数极高，扩散距离很短，在相同条件纳米晶的扩散系数极高，扩散距离很短，在相同条件下与一般固体材料相比有很高的溶解度。下与一般固体材料相比有很高的溶解度。例如：例如：Bi在在8纳米的纳米晶纳米的纳米晶Cu中的溶解度约为一般多晶铜溶解度的中的溶解度约为一般多晶铜溶解度的1000-10000倍倍五、固态相变中的形核五、固态相变中的形核1、固相的相界面、固相的相界面固态相变形成的新相与母相的相界面有三种不同的类型固态相变形成的新相与母相的相界面有三种不同的类型共格界面半共格界面非共格界面参数错配度：参数错配度：为定量表述弹性应变能引入为定量表述弹性应变能引入的参数的参数界面能界面能 固固-固两相界面能高，一部分是形成新相界面固两相界面能高，一部分是形成新相界面时时，因同因同类键类键、异、异类键类键的的结结合合强强度和数量度和数量变变更引起的化学更引起的化学能，另一部分是由界面原子的不匹配能，另一部分是由界面原子的不匹配产产生的点生的点阵阵畸畸变变能。能。位向关系位向关系 固固态态相相变时变时，为为了降低新相与母相之了降低新相与母相之间间的界面能，的界面能，新相的某些低指数晶向与母相的某些低指数晶向平新相的某些低指数晶向与母相的某些低指数晶向平行。行。惯习惯习面面 固固态态相相变时变时，为为了降低界面能和了降低界面能和维维持共格关系，新相持共格关系，新相往往在母相的一定晶面上开始形成。往往在母相的一定晶面上开始形成。这这个与所生成新个与所生成新相的主平面或主相的主平面或主轴轴平行的母相晶面称平行的母相晶面称为惯习为惯习面。面。晶体缺陷晶体缺陷 晶晶态态固体中的空位、位固体中的空位、位错错、晶界等缺陷周、晶界等缺陷周围围因点因点阵阵畸畸变变而而储储存一定的畸存一定的畸变变能。新相极易在能。新相极易在这这些位置非些位置非均匀形核。它均匀形核。它们对们对晶核的晶核的长长大大过过程也有一定的影响。程也有一定的影响。应变应变能能 弹弹性性应变应变能能 相界面原子排列的差异引起相界面原子排列的差异引起 新相形成新相形成时时的体的体积变积变更更 新相的几何形新相的几何形态对应变态对应变能相能相对对值值的影响的影响 新相的几何形态与应变能新相的几何形态与应变能有关。在新相与母相不共格有关。在新相与母相不共格的状况下，若两相的比容差的状况下，若两相的比容差固定，设新相为椭球体，长固定，设新相为椭球体，长轴为轴为a，短轴为，短轴为c，则新相形，则新相形态如下图所示：态如下图所示：当当c/a=1时，新相为球状；时，新相为球状；当当c/a1时，新相为针状。时，新相为针状。1）共格界面）共格界面新相与母相在界面上原子匹配的很好，新相与母相在界面上原子匹配的很好，完全共格完全共格近似共格界面近似共格界面晶体结构相同、晶格常数略有不同，导致弹性应变能的产生！晶体结构相同、晶格常数略有不同，导致弹性应变能的产生！弹性应变能（为参数错配度、为参数错配度、V V为新相体积）为新相体积）特定位向共格晶面特定位向共格晶面 晶体结构不同，则只有在特定的结晶学平面和晶向上原子相互晶体结构不同，则只有在特定的结晶学平面和晶向上原子相互匹配形成共格界面，而在其它晶面和晶相上则不能形成共格界面。匹配形成共格界面，而在其它晶面和晶相上则不能形成共格界面。（111）（00010001）11201120物体的弹性应变在产生应力主轴方向收缩（拉伸）物体的弹性应变在产生应力主轴方向收缩（拉伸）的同时还往往伴随有垂直于主轴方向的横向应变，的同时还往往伴随有垂直于主轴方向的横向应变，将横向应变与轴向应变之比称为泊松比。将横向应变与轴向应变之比称为泊松比。2)半共格界面半共格界面 通过失配位错来调整原子的匹配，则这样形成的界面为通过失配位错来调整原子的匹配，则这样形成的界面为半共格界面！半共格界面！此时在界面上引入失配位错，由错配度而产生的弹性应变能可此时在界面上引入失配位错，由错配度而产生的弹性应变能可以大大削减！在界面上大部分区域原子都可以匹配的完好，只有在失以大大削减！在界面上大部分区域原子都可以匹配的完好，只有在失配位错四周才有弹性应变。配位错四周才有弹性应变。相比于共格界面，相比于共格界面，弹性应变能降低，界面能增加弹性应变能降低，界面能增加，此时界面能为：，此时界面能为：ch为为化学相化学相对对界面能的界面能的贡贡献；献；st为结为结构相的构相的贡贡献，与失配度成正比献，与失配度成正比 3）非共格界面）非共格界面 位位错错失失配配度度达达到到=0.25以以后后，位位错错密密度度太太高高而而致致使使位位错错彼彼此此之之间间的的应应力力场场相相互互重重叠叠，应应变变能能也也变变高高，半半共共格格界界面无法维持而形成非共格界面。面无法维持而形成非共格界面。与半共格相比，应变能大大降低，界面能相对上升与半共格相比，应变能大大降低，界面能相对上升从共格到半共格以至非共格，界面能依次上升，而应从共格到半共格以至非共格，界面能依次上升，而应变能依次降低变能依次降低体积应变能与新相形态体积应变能与新相形态新相形态新相形态 新相呈碟盘状时应变能最小，新相呈碟盘状时应变能最小，呈球形时最大，呈针状时次之。呈球形时最大，呈针状时次之。但是对于体积相等的新相来说，但是对于体积相等的新相来说，盘状的表面积比其它两种都大。盘状的表面积比其它两种都大。因此，应变能和表面能对新相形因此，应变能和表面能对新相形态的影响是相互冲突的。原委哪态的影响是相互冲突的。原委哪一个起支配作用，要视具体状况一个起支配作用，要视具体状况而定。一般来说，表面能大而应而定。一般来说，表面能大而应变能小的新相常呈球状；应变能变能小的新相常呈球状；应变能大而表面能小的新相呈盘状或片大而表面能小的新相呈盘状或片状；当两个因素的作用相近时，状；当两个因素的作用相近时，新相往往呈针状。新相往往呈针状。2、匀整形核与非匀整形核、匀整形核与非匀整形核1）匀整成核）匀整成核固态相变时，匀整形核总的自由能变更为：固态相变时，匀整形核总的自由能变更为：体积自由能体积自由能界面能界面能 弹性应变能弹性应变能维持共格的弹性应变能维持共格的弹性应变能（相界面原子排列差异引起）（相界面原子排列差异引起）两相比体积差产生的两相比体积差产生的体积应变能体积应变能令令dG/dr=0即即所以，所以，临临界晶核半径界晶核半径为为成核位成核位垒垒（成核功）（成核功）临界晶核尺寸临界晶核尺寸rk 为：为：临界晶核形成功：临界晶核形成功：为了有利于形核，最小的界为了有利于形核，最小的界面能是最有效的方法！面能是最有效的方法！与母相保持共格界面与母相保持共格界面的晶核简洁形成！的晶核简洁形成！例如：淬火例如：淬火-时效时效的铝合金，在转变的初期形成的的铝合金，在转变的初期形成的GP区区转变为平衡相时，共格形核多不多见，因为相变驱动力转变为平衡相时，共格形核多不多见，因为相变驱动力GvGv小小时效处理：时效处理：附：附：将淬火后的金属工件置於室温或较高温度下保持适当时间，将淬火后的金属工件置於室温或较高温度下保持适当时间，以提高金属强度的金属热处理工艺。室温下进行的时效处理以提高金属强度的金属热处理工艺。室温下进行的时效处理是自然时效；较高温度下进行的时效处理是人工时效。是自然时效；较高温度下进行的时效处理是人工时效。GP区：原子偏聚区区：原子偏聚区1938年年A.Guinier和和G.D.Preston各各自自独独立立地地发发觉觉Al-Cu合合金金单单晶晶经经自自然然时时效效后后在在劳劳厄厄照照片片上上出出现现异异样样衍衍射射条条纹纹。他他们们认认为为，这这是是在在基基体体固固溶溶体体晶晶体体的的100面面上上偏偏聚聚一一些些铜铜原原子子，构构成成富富铜铜的的蝶蝶形形薄薄片片（约约含含90%Cu），其其厚厚度度为为（36）10-10m，直直径径（4080）10-10m。为为纪纪念念这这两两位位发发觉觉者者，称称Al-Cu合合金金中中这这种种“二二维维”溶溶质质原原子子偏偏聚聚区区为为GP区区。现现在在，GP区区已已用用来来称称呼呼全全部部合合金金中中预预脱脱溶溶的的原原子子偏偏聚聚区区。或或者者更更准准确确地地说说，GP区区 是是 合合 金金 中中 能能 用用 X射射 线线 衍衍 射射 法法 测测 定定 出出 的的 原原 子子 偏偏 聚聚 区区。2）非匀整形核）非匀整形核非匀整形核时，体系自由能的变更为：非匀整形核时，体系自由能的变更为：Gd表示在缺陷处形核系统自由能降低的部分表示在缺陷处形核系统自由能降低的部分非共格形核时，应变能可忽视：非共格形核时，应变能可忽视：临界晶核尺寸：临界晶核尺寸：非匀整形核功与匀整形核功相比，非匀整形核功与匀整形核功相比，降低的程度确定于降低的程度确定于cos应变能相比共格状态小六、固态相变的晶体生长六、固态相变的晶体生长1、扩散限制长大、扩散限制长大 固固态态相相变变产产生生的的新新相相生生长长确确定定于于界界面面的的迁迁移移速速率率，必必需需在在界界面面上上不不断断地地获获得得溶溶质质原原子子的的供供应应，要要求求母母相相源源源源不不断断地地把把溶溶质质原原子子输输送送到到界界面面上上，这这种种通通过过长长程程扩扩散散使使新新相相得得以以长长大大的的方方式即为扩散限制长大。式即为扩散限制长大。新相形成时有成分的变更！新相形成时有成分的变更！XCC0CeLXCC0CevCBCBx简化简化 新相的长大听从抛物线生长规律；新相的长大听从抛物线生长规律；在时间固定的状况下，长大速度正在时间固定的状况下，长大速度正比例于过饱和度；比例于过饱和度；生长速度与时间关系生长速度与时间关系2、界面限制长大、界面限制长大 新新相相生生长长时时，界界面面迁迁移移速速度度很很慢慢，母母相相中中溶溶质质原原子子相相对对地地说说，总总是是能能随随时时扩扩散散到到界界面面上上保保证证溶溶质质原原子子的的供供应应！新相的长大最终取决于界面反应速度。新相的长大最终取决于界面反应速度。扩散限制扩散限制界面限制界面限制扩散限制：扩散限制：C接近于两接近于两相在界面上相在界面上的平衡浓度，的平衡浓度，从界面到母从界面到母相始终保持相始终保持着较大的浓着较大的浓度梯度度梯度界面限制：界面限制：C很接近合很接近合金的平均成金的平均成分分C0七、扩散型相变七、扩散型相变 扩散型相变：在形核与长大的各个阶段都须要通过原扩散型相变：在形核与长大的各个阶段都须要通过原子的扩散过程来实现，原子须要被热激活后克服能垒障碍子的扩散过程来实现，原子须要被热激活后克服能垒障碍才能进入新相。相变时，相界面的移动是通过原子近程或才能进入新相。相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行。远程扩散而进行。只有当温度足够高时，原子活动实力足够强时，才能发生扩散型相变！只有当温度足够高时，原子活动实力足够强时，才能发生扩散型相变！如：同素异构转变、脱溶性转变、共析型转变、调幅分解等如：同素异构转变、脱溶性转变、共析型转变、调幅分解等平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀在缓慢冷却下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程。在缓慢冷却下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程。特点：母相特点：母相不消逝，但随着新相不消逝，但随着新相析出，母相的成分和析出，母相的成分和体积分数不断变更，新相的结构和成分与旧相不同，且体积分数不断变更，新相的结构和成分与旧相不同，且新相的成分一般也发生变更。新相的成分一般也发生变更。调幅分解调幅分解 某些过饱和固溶体，由于成分涨落所造成的热力学不某些过饱和固溶体，由于成分涨落所造成的热力学不稳定性而产生的一种扩散型相变，它的特点是不存在形核稳定性而产生的一种扩散型相变，它的特点是不存在形核势垒，因而分解速度很快，新相的整个形成过程是连绵不势垒，因而分解速度很快，新相的整个形成过程是连绵不断的，新旧两相完全共格，在起先阶段两相点阵连续，没断的，新旧两相完全共格，在起先阶段两相点阵连续，没有明显的界面！有明显的界面！在在转转变变初初期期，形形成成的的两两个个微微区区之之间间并并无无明明显显的的界界面面和和成成分分突突变变，但是通过上坡扩散最终使原来的匀整固溶体变成不匀整固溶体。但是通过上坡扩散最终使原来的匀整固溶体变成不匀整固溶体。八、无扩散相变八、无扩散相变马氏体转变的发展过程马氏体转变的发展过程 早早在在战战国国时时代代人人们们已已经经知知道道可可以以用用淬淬火火(即即将将钢钢加加热热到到高高温温后后淬淬入入水水或或油油中中急急冷冷)的的方方法法可可以以提提高高钢钢的的硬硬度度，经经过过淬淬火火的的钢制宝剑可以钢制宝剑可以“削铁如泥削铁如泥”。十十九九世世纪纪未未期期，人人们们才才知知道道钢钢在在“加加热热和和冷冷却却”过过程程中中内内部部相相组组成成发发生生了了变变更更，从从而而引引起起了了钢钢的的性性能能的的变变更更。为为了了纪纪念念在在这这一一发发展展过过程程中中做做出出杰杰出出贡贡献献的的德德国国冶冶金金学学家家Adolph Martens，法法国国著著名名的的冶冶金金学学家家Osmond建建议议将将钢钢经经淬淬火火所所得得高高硬硬度度相相称称为为“马马氏氏体体”，并并因因此此将将得得到到马马氏氏体体相相的的转转变变过过程程称称为为马马氏氏体体转转变。变。Martensite M马氏体马氏体马氏体相变马氏体相变 十十九九世世纪纪未未到到二二十十世世纪纪初初主主要要局局限限于于探探讨讨钢钢中中的的马马氏氏体体转转变变及转变所得产物及转变所得产物马氏体。马氏体。二二十十世世纪纪三三十十年年头头，人人们们用用X射射线线结结构构分分析析的的方方法法测测得得钢钢中中马马氏氏体体是是碳碳溶溶于于-Fe而而形形成成的的过过饱饱和和固固溶溶体体，马马氏氏体体中中的的固固溶溶碳碳即即原原奥奥氏氏体体中中的的固固溶溶碳碳，因因此此，曾曾一一度度认认为为“所所谓谓马马氏氏体体即即碳碳在在Fe中的过饱和固溶中的过饱和固溶”。曾曾经经有有人人认认为为“马马氏氏体体转转变变与与其其它它转转变变不不同同，是是一一个个由由快快冷冷造造成成的内应力场所引起的切变过程的内应力场所引起的切变过程”。四四十十年年头头前前后后，在在FeNi、FeMn合合金金以以及及很很多多有有色色金金属属及及合合金金中中也也发发觉觉了了马马氏氏体体转转变变。不不仅仅视视察察到到冷冷却却过过程程中中发发生生的的马马氏氏体体转转变变；同同时时也也视视察察到到了了在在加加热热过过程程中中所所发发生生的的马马氏氏体体转转变变。由由于于这这一一新新的的发发觉觉，人人们们不不得得不不把把马马氏氏体体的的定定义义修修定定为为：“在在冷冷却过程中所发生马氏体转变所得产物统称为马氏体却过程中所发生马氏体转变所得产物统称为马氏体”。近近年年来来，由由于于试试验验技技术术的的进进一一步步发发展展，使使人人们们对对马马氏氏体体的的结结构构以以及及马马转转变变的的特特征征又又有有了了进进一一步步的的了了解解，对对很很多多现现象象的的相相识识也也有有了了很很大大的的进进步步，并并因因此此而而推推动动了了热热处处理理新新工工艺艺及及新新材材料料的的发发展展，其其中中最最为为喜喜闻闻乐乐见见的的是是在在热热弹弹性性马马氏氏体体基基础础上发展起来的形态记忆合金。上发展起来的形态记忆合金。1）是一种无扩散的相变）是一种无扩散的相变 马氏体转变只有点阵改组而无成分变更，转变时原子做马氏体转变只有点阵改组而无成分变更，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变更。距，且原子之间的相对位置不发生变更。1、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序结构、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序结构不发生变更；不发生变更；2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后，合金奥氏体向马氏体转变后，C原子的间隙位原子的间隙位置保持不变；置保持不变；3、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，且转、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，且转变速度极快。例如：变速度极快。例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在合金，在-20-196之间一之间一片马氏体形成的时间约片马氏体形成的时间约510-5510-7 秒。秒。是非热的现象，可以在很低的温度下发生，即原子不是靠热运动进入新相；是非热的现象，可以在很低的温度下发生，即原子不是靠热运动进入新相；军队式的转变军队式的转变（一排原子可以有很大位移，但相邻原子的相对位移很小）（一排原子可以有很大位移，但相邻原子的相对位移很小）新相与母相的成分完全相同（但是不行以把成分不转变的扩散新相与母相的成分完全相同（但是不行以把成分不转变的扩散都称为无扩散）都称为无扩散）不能以非基本的扩散来否定基本的无扩散实质不能以非基本的扩散来否定基本的无扩散实质非基本扩散非基本扩散：马氏体相变过程中伴生或附加有的扩散现象：马氏体相变过程中伴生或附加有的扩散现象例如，低碳钢在快速淬火后得到低碳马氏体例如，低碳钢在快速淬火后得到低碳马氏体还需留意还需留意2）是一种发生匀整点阵变形的转变）是一种发生匀整点阵变形的转变马氏体转变必须要产生马氏体转变必须要产生 匀整的点阵变形，产生较大的形态变更！匀整的点阵变形，产生较大的形态变更！对马氏体的精确定义应当包含四个方面：对马氏体的精确定义应当包含四个方面：无扩散的无扩散的点阵畸变式；点阵畸变式；以切变重量为主；以切变重量为主；动力学和形态是受应变能限制的。动力学和形态是受应变能限制的。只有同时符合这四个条件才能称之为马氏体相变，否则可能只有同时符合这四个条件才能称之为马氏体相变，否则可能是无扩散相变，但不是马氏体相变是无扩散相变，但不是马氏体相变!3）存在一个无畸变面（匀整点阵变形）存在一个无畸变面（匀整点阵变形）相变前后该面既无畸变也无转动，面上的原子间距不变。相变前后该面既无畸变也无转动，面上的原子间距不变。惯习面惯习面母相母相母相母相母相母相正常马氏体相变结果正常马氏体相变结果界面失去共格界面失去共格母材有弹性畸变母材有弹性畸变 在马氏体转变部分原先是直线的照旧转变为直线，原先是平在马氏体转变部分原先是直线的照旧转变为直线，原先是平面的照旧转变为平面！面的照旧转变为平面！奥氏体转变为马氏体时，新旧两相之间保持着严格的奥氏体转变为马氏体时，新旧两相之间保持着严格的晶体学晶体学位向关系位向关系，马氏体的不变平面被称为马氏体的，马氏体的不变平面被称为马氏体的惯习面惯习面，以平行于，以平行于此面的母相的晶面指数表示。此面的母相的晶面指数表示。下图是三种不变平面应变，图中的下图是三种不变平面应变，图中的C)既有膨胀又有切变，钢中马氏体转变即属既有膨胀又有切变，钢中马氏体转变即属于这一种。于这一种。明明显显，界界面面上上的的原原子子排排列列规规律律既既同同于于马马氏氏体体，也也同同于于奥奥氏氏体体，这这种种界界面面称称为为共共格格界界面面。但但不不变变平平面面可可以以是是相相界界面面，也也可可以不是相界面。以不是相界面。4）马氏体内有滑移或孪晶变形）马氏体内有滑移或孪晶变形 发生匀整点阵变形时，切应变重量大，产生大的形态变发生匀整点阵变形时，切应变重量大，产生大的形态变更，因而有高的应变能。更，因而有高的应变能。为减小这一应变能，可实行滑移和孪晶变形来实现为减小这一应变能，可实行滑移和孪晶变形来实现匀整切变匀整切变S滑移滑移孪晶孪晶 原先为矩形的点阵因形态变更呈菱形时，可因内部产生滑移原先为矩形的点阵因形态变更呈菱形时，可因内部产生滑移或孪晶使形态得到部分复原！或孪晶使形态得到部分复原！能够消退部分应变能的滑移和孪晶都叫做点阵不变形变，它能够消退部分应变能的滑移和孪晶都叫做点阵不变形变，它不变更结构，也不变更体积，只是变更应变能不变更结构，也不变更体积，只是变更应变能关于相变温度关于相变温度马氏体转变的非恒温性马氏体转变的非恒温性 马氏体转变有一上限温度，这一温度称为马氏体转变的马氏体转变有一上限温度，这一温度称为马氏体转变的起先温度，也称为马氏体点，起先温度，也称为马氏体点，MsMs表示。不同的材料表示。不同的材料MsMs是不同是不同的。的。马氏体转变还有一个下限温度，用马氏体转变还有一个下限温度，用MfMf，当奥氏体过冷到，当奥氏体过冷到MfMf以下时转变也不能再进行了。称为马氏体转变的下限温度以下时转变也不能再进行了。称为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或马氏体终了点。也就是说马氏体转变是在MsMfMsMf之间进行之间进行的。的。一般钢材的一般钢材的MfMf都低于室温，在生产中为了获得更多的马都低于室温，在生产中为了获得更多的马氏体，常接受深冷到室温以下的处理工艺，这种工艺方法称氏体，常接受深冷到室温以下的处理工艺，这种工艺方法称为冷处理。为冷处理。