3马氏体异常正方度实验证明 采用中子流、电子流以及γ-射线等辅照后,马氏体正方度下降,随后几个月 室温时效正方度又恢复(加热到70℃几分钟即可达到此效果)。这种可逆变化是C 原子有序-无序转变的有力证明。 4实验解释 辅照使点阵缺陷密度增大,C原子发生重新分布,部分C原子离开第三亚点 阵偏聚到缺陷处导致正方度降低,时效使点阵缺陷密度下降,C原子又回到第三 亚点阵上,C原子有序度升高,正方度随之上升。 §12-2马氏体相变的主要特征 、切变共格和表面浮凸现象 马氏体形成时,和它相交的试样表面发生转动,一边凹陷,一边凸起,并牵 动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的,同时以第二类切应力 共格切变,即以惯习面为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动,这种界面称“切变 共格”界面。 二、马氏体转变的无扩散性 1钢中马氏体转变无成分变化,仅有晶格改组:y-Fe(C)→aFe(C) 2马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni合金20~-196℃),扩散已无可能,并 且转变速度极快(5×106秒完成)。 3原子协调移动,原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”),相邻原子的 移动位移不超过一个原子间距 二、具有确定的晶体学位向关系和惯习面 1KS关系:(14%碳钢) {110}a∥{11(密排面平行);<11∥<110>(密排方向平行)。 每一个奥氏体的{11y面上,马氏体有6中不同的取向,而()1y有四个 因此按KS关系马氏体共有24种可能的取向 2西山(N关系:(Fe-30N合金) {110}a∥{11(密排面平行);<110>a∥<211>小(次密排方向平行) 每一个奥氏体{1}面上,马氏体有6中不同取向,而(211)有两个,因此 按KS关系马氏体共有12种可能的取向;KS关系和西山(N)关系如图124 {111}7 <l01>y s<211> <l11>a 12-43.马氏体异常正方度实验证明 采用中子流、电子流以及 γ-射线等辅照后，马氏体正方度下降，随后几个月 室温时效正方度又恢复(加热到 70℃几分钟即可达到此效果)。这种可逆变化是 C 原子有序-无序转变的有力证明。 4.实验解释 辅照使点阵缺陷密度增大，C 原子发生重新分布，部分 C 原子离开第三亚点 阵偏聚到缺陷处导致正方度降低，时效使点阵缺陷密度下降，C 原子又回到第三 亚点阵上，C 原子有序度升高，正方度随之上升。 §12-2 马氏体相变的主要特征 一、切变共格和表面浮凸现象 马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起，并牵 动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的，同时以第二类切应力 共格切变，即以惯习面为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动，这种界面称“切变 共格”界面。 二、马氏体转变的无扩散性 1.钢中马氏体转变无成分变化，仅有晶格改组：γ-Fe(C)→α-Fe(C)。 2.马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni 合金 20~-196℃)，扩散已无可能，并 且转变速度极快(5×10-6 秒完成)。 3.原子协调移动，原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”)，相邻原子的 移动位移不超过一个原子间距。 二、具有确定的晶体学位向关系和惯习面 1.K-S 关系：(1.4%碳钢) {110}α′∥{111}γ(密排面平行)；＜111＞α′∥＜110＞γ(密排方向平行)。 每一个奥氏体的{111}γ 面上，马氏体有 6 中不同的取向，而(111) γ 有四个， 因此按 K-S 关系马氏体共有 24 种可能的取向。 2.西山(N)关系：(Fe-30Ni 合金) {110}α′∥{111}γ(密排面平行)；＜110＞α′∥＜211＞γ(次密排方向平行)。 每一个奥氏体{111}γ 面上，马氏体有 6 中不同取向，而(211)γ 有两个，因此 按 K-S 关系马氏体共有 12 种可能的取向；K-S 关系和西山(N)关系如图 12-4。 图 12-4 {111}γ {011}α′ ＜ ＜111＞α′ 101＞γ ＜211＞γ ＜110＞α′