第5章 馬氏體相變

第5章馬氏體相變主要內(nèi)容：馬氏體相變的主要特征；馬氏體的組織結(jié)構(gòu)及其力學(xué)性能；馬氏體相變的熱力學(xué)、動力學(xué)；重點(diǎn)內(nèi)容：影響Ms點(diǎn)的因素、馬氏體相變動力學(xué)、馬氏體的組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能前言馬氏體（M,Martensite）相變特點(diǎn)：相變過程中，晶體點(diǎn)陣的重組是通過基體原子的集體有規(guī)律近程遷移——切變，由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)，而沒有原子長距離的遷移，且新相與母相保持共格關(guān)系。鋼中M相變：鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴(kuò)散型分解，在較低溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變。在純金屬（Zr,Li,Co），合金（Fe-Ni,Ni-Ti,Cu-Zn）,陶瓷（ZrO2）中也有M轉(zhuǎn)變。鋼中馬氏體：C原子在-Fe中形成的過飽和固溶體。馬氏體定義：凡相變的基本特性屬于馬氏體型的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物都稱為馬氏體。形成條件：淬火。淬火：將鋼加熱到Ac3

或Ac1以上，保溫后以大于臨界冷卻速度的速度冷卻，以獲得馬氏體或下貝氏體的熱處理工藝。馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速度：抑制所有非馬氏體轉(zhuǎn)變的最小冷卻速度。馬氏體的力學(xué)性能：高硬度、高強(qiáng)度。C<0.3%時為板條狀馬氏體；C在0.3%~1.0%時為板條狀馬氏體和片狀馬氏體的混合組織。C>1.0%時為片狀馬氏體；第一節(jié)馬氏體相變的主要特征一、切變共格和表面浮突現(xiàn)象

M相變過程中，在被拋光的試樣表面上出現(xiàn)傾動或表面浮凸，說明M相變是通過奧氏體均勻切變方式進(jìn)行的，M和A之間的界面稱為切變共格界面。結(jié)論：M相變是通過原子的協(xié)調(diào)運(yùn)動使晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生變化的相變。馬氏體形成是以切變方式實(shí)現(xiàn)的，馬氏體和奧氏體之間界面上的原子是共有的，整個界面是互相牽制的，且是以母相切變來維持共格的。表面浮凸：由相變過程中均勻應(yīng)變而導(dǎo)致的形狀改變，是切變位移的特征。相界面：在相變中未發(fā)生轉(zhuǎn)動，將此不應(yīng)變平面稱之為M相變的慣習(xí)面(habitplan)，說明M相的產(chǎn)生是通過母相的切變而獲得的。亞結(jié)構(gòu)：位錯、孿晶、層錯等，是M相變時局部切變的產(chǎn)物。二、馬氏體相變的無擴(kuò)散性在較低溫度下，碳原子和合金元素的原子擴(kuò)散已很困難，馬氏體相變是在原子基本不發(fā)生擴(kuò)散的情況下發(fā)生的，原子之間的相對位移不超過一個原子間距。無擴(kuò)散型相變所有參與轉(zhuǎn)變的原子的運(yùn)動是協(xié)調(diào)一致的，原有原子的鄰居關(guān)系不被破壞。結(jié)構(gòu)：晶體點(diǎn)陣發(fā)生改組。條件：低溫下，原子已不能擴(kuò)散。特點(diǎn)：新相和母相的化學(xué)成分相同；新相和母相間有一定的晶體學(xué)位相關(guān)系。馬氏體相變無擴(kuò)散的原因：C原子在-Fe中形成的過飽和固溶體，體心正方結(jié)構(gòu)，正方度隨碳含量增加而線性增大。Fe-C合金中，A和M中碳原子相對鐵原子的間隙位置沒變。Fe-C合金中，在-20~-195oC之間，每片M的形成時間約為：0.5~510-7s。轉(zhuǎn)變結(jié)果：降低了系統(tǒng)能量，形成低溫亞穩(wěn)定相。形成條件：冷卻速度大到能避免擴(kuò)散型相變，所有金屬及合金的高溫相均可發(fā)生M相變。馬氏體相變時，新相和母相界面始終保持著切變共格，相變后兩相之間的位向關(guān)系仍然保持；K—S關(guān)系：1.4%C鋼中馬氏體和奧氏體之間的位向關(guān)系，{111}//{110}’，

〈110〉//〈111〉’可見：M在A中可能有24種不同的取向。西山關(guān)系：{111}//{110}’，

〈112〉//〈110〉’三、有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面(110)鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨碳含量和形成溫度的不同而異，有{111}、{225}、{259}。慣習(xí)面是無畸變不轉(zhuǎn)動的平面。四、在一個溫度范圍內(nèi)完成相變當(dāng)奧氏體過冷到馬氏體相變開始點(diǎn)Ms點(diǎn)以下時，馬氏體即刻開始轉(zhuǎn)變，且轉(zhuǎn)變速度極快，但需繼續(xù)降溫，否則轉(zhuǎn)變停止。馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，而與等溫時間無關(guān)。當(dāng)A過冷到馬氏體相變終了點(diǎn)Mf以下時，馬氏體停止轉(zhuǎn)變，此時未轉(zhuǎn)變的奧氏體稱為殘余奧氏體。馬氏體轉(zhuǎn)變的不徹底性。Ms點(diǎn)低于室溫時淬火得A冷處理：若Ms點(diǎn)高于室溫，Mf點(diǎn)低于室溫，須冷卻到室溫以下，A'—M五、馬氏體轉(zhuǎn)變有可逆性逆相變：加熱時馬氏體向奧氏體的相變。As：馬氏體逆轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)，馬氏體和奧氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需最小驅(qū)動力值時的溫度。六、亞結(jié)構(gòu)相變伴生極高密度的晶體缺陷：孿晶（高碳M）、位錯（低碳M）、層錯。馬氏體相變的判據(jù)：1、相變以切變共格方式進(jìn)行2、相變的無擴(kuò)散性3、相變伴生極高密度的晶體缺陷：孿晶、位錯、層錯馬氏體定義：馬氏體是原子經(jīng)無需擴(kuò)散切變位移的晶格改組過程、得到具有嚴(yán)格晶體學(xué)位向關(guān)系和慣習(xí)面的、形成相中伴生極高密度晶體缺陷的組織。第2節(jié)馬氏體相變熱力學(xué)一、馬氏體相變熱力學(xué)條件相變驅(qū)動力：新相與母相的自由能之差，由過冷提供。To

：兩相熱力學(xué)平衡溫度。相變的阻力：新相形成時的界面能和應(yīng)變能。切變和晶體缺陷等均使馬氏體相變阻力增大。Ms點(diǎn)：奧氏體和馬氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需最小驅(qū)動力值時的溫度。To一定時，Ms點(diǎn)越低，相變所需的驅(qū)動力越大。G=S(T0-MS)As點(diǎn)：馬氏體和奧氏體兩相自由能差達(dá)到逆相變所需最小驅(qū)動力值時的溫度。G

=S(AS-T0)To、Ms、As與合金成分的關(guān)系如圖。Ms

、As之間的溫度差因引入塑性變形而減小，使Ms

點(diǎn)上升到Md

、使As點(diǎn)下降到AdMd和Ad分別稱為形變誘發(fā)馬氏體相變開始點(diǎn)和形變誘發(fā)奧氏體相變開始點(diǎn)。Md和Ad的上下限為T0MdAd當(dāng)溫度為Ms時，相變的化學(xué)驅(qū)動力剛好使馬氏體發(fā)生相變；形變所提供的能量為機(jī)械驅(qū)動力；引入形變使Ms提高到T1但小于T0結(jié)論：對奧氏體進(jìn)行塑性變性可誘發(fā)馬氏體相變。塑性變形誘發(fā)馬氏體相變的原因二、影響鋼中Ms點(diǎn)的主要因素1、化學(xué)成分的影響Ms點(diǎn)主要取決于鋼的化學(xué)成分。碳含量的影響最顯著，隨鋼中碳含量的增加，Ms點(diǎn)和Mf點(diǎn)的變化并不完全一致。N和C一樣在鋼中形成間隙固溶體，對相均有固溶強(qiáng)化作用，所以使馬氏體相變阻力增大，且C、N還是穩(wěn)定相的元素，所以強(qiáng)烈地降低Ms點(diǎn)。鋼中常見的合金元素只有Al、Co使Ms點(diǎn)升高，其余均使Ms點(diǎn)降低。合金元素對Ms點(diǎn)的影響主要取決于它們對平衡溫度的影響以及對奧氏體的強(qiáng)化作用。凡是劇烈降低To溫度及強(qiáng)化奧氏體的元素均劇烈地降低Ms點(diǎn)。在Md~Ms之間進(jìn)行塑性變形時會誘發(fā)馬氏體相變，在Ms~Mf之間進(jìn)行塑性變形時會促進(jìn)馬氏體相變。馬氏體相變時產(chǎn)生體積膨脹，故多向壓應(yīng)力阻止馬氏體的形成，降低Ms點(diǎn)；

拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力有利于馬氏體形成，使Ms點(diǎn)升高。2、形變與應(yīng)力的影響MdAd3、奧氏體化條件的影響完全奧氏體化時，提高加熱溫度和延長保溫時間，一方面有利于碳及合金元素溶入奧氏體使Ms點(diǎn)下降，另一方面又引起奧氏體晶粒長大，相變阻力減小使Ms點(diǎn)升高，綜合作用結(jié)果將使Ms點(diǎn)有所升高；不完全奧氏體化時，提高加熱溫度和延長保溫時間使Ms下降；晶粒細(xì)化，則切變阻力增大，也使Ms下降。如圖：在淬火速度較低或較高時，出現(xiàn)Ms點(diǎn)保持恒定的臺階，在兩種淬火速度之間，Ms隨淬火速度的增大而升高。4、淬火冷卻速度的影響5、磁場的影響鋼在磁場中淬火冷卻時將誘發(fā)馬氏體相變，但馬氏體最終轉(zhuǎn)變量不發(fā)生變化。外加磁場使馬氏體的自由能降低，實(shí)際上是用磁能補(bǔ)償了一部分化學(xué)驅(qū)動力。第三節(jié)馬氏體相變晶體學(xué)的經(jīng)典模型馬氏體相變?nèi)允且粋€形核和核長大的過程。馬氏體的形核：由于能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏，在奧氏體的晶體缺陷處存在具有馬氏體結(jié)構(gòu)的微區(qū)——核胚。奧氏體被過冷到某一溫度時，尺寸大于該溫度下臨界晶核的核胚將成為晶核，長成一片馬氏體。只有進(jìn)一步降溫才能使更小的核胚成為晶核而長大。即馬氏體瞬時形核、瞬時長大。在等溫時，某些尺寸小的核胚也有可能通過熱激活長大到臨界尺寸，即等溫形核，瞬時長大。第四節(jié)鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)和碳含量的關(guān)系如圖鋼中的馬氏體是碳在—

Fe中的過飽和固溶體，具有體心正方點(diǎn)陣。隨碳含量增大，正方度增大。低碳鋼淬火馬氏體具有體心立方結(jié)構(gòu)馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)及其畸變碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中的可能位置如圖：碳在—

Fe中的含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過了其溶解度，所以引起點(diǎn)陣畸變，使體心立方點(diǎn)陣變成體心正方點(diǎn)陣。第五節(jié)馬氏體相變動力學(xué)馬氏體相變速度：取決于形核率和長大速度1、降溫瞬時形核、瞬時長大：(碳鋼、低合金鋼)當(dāng)奧氏體過冷到Ms點(diǎn)以下時，能形核的晶核瞬時形成，瞬時長大。需不斷降溫，晶核才能不斷形成，形核速度極快。馬氏體相變驅(qū)動力很大，原子近程遷移所需的激活能極小，所以形核后長大速度極快。10-4~10-7S馬氏體晶粒長大到一定尺寸就不再長大，隨溫度降低，馬氏體繼續(xù)形核、長大。結(jié)論：降溫瞬時形核、瞬時長大的馬氏體相變速度僅取決于由冷卻速度所決定的形核率，與長大速度無關(guān)；馬氏體轉(zhuǎn)變量僅取決于冷卻時所達(dá)到的溫度，與該溫度下的停留時間無關(guān)；是碳鋼和低合金鋼馬氏體相變的類型；當(dāng)Ms點(diǎn)高于100C，則在Ms點(diǎn)以下的相變過程相似。2、等溫形核、瞬時長大晶核形成過程：等溫過程中，某些尺寸小于該溫度下臨界晶核尺寸的核胚有可能通過熱激活而長大到臨界尺寸。相變特點(diǎn)：馬氏體晶核可等溫形成；晶核形成有孕育期；形核率隨過冷度增大而先增后減；馬氏體晶核形成后長大速度極快，且長大到一定尺寸后也不再長大，所以轉(zhuǎn)變量取決于形核率，與長大速度無關(guān)；馬氏體的轉(zhuǎn)變量隨等溫時間的延長而增加；馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)“C”曲線，隨合金元素含量增加右移。形核率隨過冷度增大而先增后減；相變速度隨時間延長而先增后減、隨等溫溫度降低也先增后減。形核后長大速度極快，且只長大到一定尺寸。時間等溫馬氏體相變的特點(diǎn)：相變不能進(jìn)行到底，只有部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，需增大過冷度才能繼續(xù)進(jìn)行。等溫馬氏體相變可以被快速冷卻所抑制。等溫馬氏體的形成，可以是原有馬氏體片等溫繼續(xù)長大，也可以從奧氏體中重新形核長大。3、自觸發(fā)形核、瞬時長大Md：爆發(fā)轉(zhuǎn)變溫度；相變突然發(fā)生，伴有響聲，放出相變潛熱使試樣溫度升高；一片M形成時，其尖端應(yīng)力可使另一片馬氏體形核和長大；轉(zhuǎn)變量可達(dá)70%，繼續(xù)降溫才能繼續(xù)轉(zhuǎn)變，但轉(zhuǎn)變量減小；馬氏體長大速度極快，且與溫度無關(guān)；細(xì)晶粒合金爆發(fā)轉(zhuǎn)變量較小。上述三種相變的差別：形核和形核率4、表面馬氏體相變條件：稍高于Ms點(diǎn)等溫，在試樣表面形成M

；原因：表面形成馬氏體時可以不受三向壓應(yīng)力的阻礙，所以表面的相變開始點(diǎn)較高；形核過程也需要孕育期，但長大速度極慢。小結(jié)1）降溫瞬時形核、瞬時長大是變溫馬氏體相變，如碳鋼、低合金鋼；2）等溫形核、瞬時長大是等溫馬氏體相變，如某些高碳鋼、高合金鋼3）自觸發(fā)形核、瞬時長大是爆發(fā)型馬氏體相變，如Fe-Ni-C合金。

鋼的成分、晶粒粗細(xì)、熱處理?xiàng)l件不同馬氏體的組織形態(tài)、晶體結(jié)構(gòu)、亞結(jié)構(gòu)不同鋼的組織、性能不同一、板條狀(位錯型)馬氏體常見于：低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時效鋼等亞結(jié)構(gòu)：高密度的位錯第六節(jié)鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)顯微組織：條狀排列分布，相鄰的馬氏體條大致平行，位向差較小，平行的馬氏體條組成一個板條群一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個板條群。20鋼淬火板條狀馬氏體由若干20~35m、位向大致平行的板條群組成(A)一個板條群可分成幾個呈大角晶界的平行的區(qū)域—同位向束(B)一個板條群也可只由一種同位向束組成(C)每個同位向束由若干個平行板條所組成(D)每一個板條為一個馬氏體單晶體，0.55.020m馬氏體板條具有平直界面，界面平行于奧氏體的{111}----慣習(xí)面相同慣習(xí)面的M板條平行排列構(gòu)成馬氏體板條群馬氏體板條多被連續(xù)的高度變形殘余A薄膜隔開一個奧氏體晶粒內(nèi)可有3~5個板條群相鄰馬氏體板條一般以小角晶界相間,同位向束之間呈大角晶界.M板條內(nèi)具有高密度位錯板條狀M的纖維組織構(gòu)成隨鋼的成分而變化，隨碳含量升高，板條狀馬氏體組織的同位向束趨于消失一個A晶粒內(nèi)生成的M板條群的數(shù)量、板條寬度基本不變，但大小隨奧氏體晶粒變化淬火時加速冷卻有細(xì)化板條狀馬氏體組織的作用二、片狀馬氏體常見于淬火高、中碳鋼及高鎳合金鋼中.顯微組織呈雙凸透鏡片狀，且馬氏體片間不平行片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶特征：M片間不平行先形成的第一片M貫穿整個A晶粒，因此片狀M的大小不一。有明顯的中脊片狀M的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶亞結(jié)構(gòu)可分為：以中脊為中心的相變孿晶區(qū)、無孿晶區(qū)，隨Ms點(diǎn)降低，孿晶區(qū)增大慣習(xí)面:{225}、{259}T12鋼淬火45鋼淬火蝶狀馬氏體Fe-Ni、Fe-Ni-C形成條件：在板條狀和片狀馬氏體的形成溫度范圍之間的溫度區(qū)域形成亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯，無孿晶存在慣習(xí)面：{225}形成溫度：-30度

薄片狀馬氏體在Ms點(diǎn)極低的Fe-Ni-C合金中形成內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是孿晶形成溫度：

-150度以下-馬氏體具有密排六方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)極薄的片狀亞結(jié)構(gòu)為高密度層錯18-8不銹鋼、Fe-Mn合金鋼三、影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1、化學(xué)成分奧氏體的含碳量是主要影響因素Fe-C合金中，C<0.3%時為板條狀馬氏體，C>1.0%時為片狀馬氏體，之間為混合組織。合金元素中，凡能縮小相區(qū)的合金元素均能促使得到板條狀馬氏體，反之得到片狀馬氏體。能顯著降低馬氏體層錯能的合金元素將促使轉(zhuǎn)化為馬氏體。2、馬氏體的形成溫度隨形成溫度降低，馬氏體的形狀按照板條狀—混合—片狀—薄片狀的順序轉(zhuǎn)化；亞結(jié)構(gòu)由位錯逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。由于馬氏體相變是在一定的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，所以可能轉(zhuǎn)變?yōu)閹追N不同形態(tài)的馬氏體。3、奧氏體的層錯能奧氏體的層錯能低時，易于形成馬氏體或位錯型馬氏體.4、奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度在Ms點(diǎn)處，當(dāng)奧氏體的屈服強(qiáng)度小于200MPa時，形成的低強(qiáng)度馬氏體為板條狀，高強(qiáng)度馬氏體為片狀；當(dāng)奧氏體的屈服強(qiáng)度大于200MPa時，形成的馬氏體為強(qiáng)度較高的片狀。5、滑移和孿生變形的臨界分切應(yīng)力的大小馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)取決于相變時的變形方式是滑移變形還是孿生變形合金成分和溫度決定臨界分切應(yīng)力的大小，所以滑移變形和孿生變形的臨界分切應(yīng)力的大小是控制馬氏體亞結(jié)構(gòu)及其形態(tài)的因素碳含量%晶體結(jié)構(gòu)位向關(guān)系慣習(xí)面Ms點(diǎn)M形態(tài)亞結(jié)構(gòu)<0.3體心立方或正方K-S關(guān)系(111)r>350板條狀位錯0.3~1.0體心正方K-S關(guān)系板(111)r針(225)r350~200混合M位錯孿晶1.0~1.4體心正方K-S關(guān)系(225)r<200片狀M位錯孿晶1.4~1.8體心正方西山關(guān)系(259)r<100片狀M孿晶碳鋼的M形態(tài)和晶體學(xué)特征與鋼的含碳量的關(guān)系第七節(jié)奧氏體的穩(wěn)定化定義：奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的遲滯現(xiàn)象。分類：熱穩(wěn)定化機(jī)械穩(wěn)定化1、A的熱穩(wěn)定化定義：淬火時緩慢冷卻、或冷卻過程中停留，引起A穩(wěn)定性提高，使M轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象。熱穩(wěn)定化程度：用滯后溫度間隔或某一溫度下的殘余A增量表示。熱穩(wěn)定化溫度上限：Mc等溫溫度越高，淬火后獲得的馬氏體量就越少，則奧氏體的穩(wěn)定化程度就越高。已轉(zhuǎn)變馬氏體量越多，熱穩(wěn)定化程度越高。等溫停留時間越長，熱穩(wěn)定化程度就越高，如圖等溫溫度越高，達(dá)到最大熱穩(wěn)定化程度所需時間越短等溫溫度超過Mc，隨等溫溫度的升高，奧氏體穩(wěn)定化程度下降——反穩(wěn)定化。影響A穩(wěn)定化的因素：化學(xué)成分鋼中的碳、氮含量增高可使奧氏體的熱穩(wěn)定化程度增大鋼中的碳化物形成元素鉻、鉬、釩等有促進(jìn)熱穩(wěn)定化的作用奧氏體熱穩(wěn)定化機(jī)制：C、N原子向晶體點(diǎn)陣缺陷處偏聚而釘扎了位錯，強(qiáng)化了奧氏體，使馬氏體相變阻力增大的意義：為獲得額外的化學(xué)驅(qū)動力以克服由于C、N原子釘扎位錯界面而增加的相變阻力所需的過冷度。反穩(wěn)定化之一：等溫溫度超過一定限度后，隨等溫溫度的升高，奧氏體穩(wěn)定化程度將產(chǎn)生下降甚至消失的現(xiàn)象。反穩(wěn)定化之二：將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱到一定溫度以上時，由于原子熱運(yùn)動增加，位錯界面處偏聚的溶質(zhì)原子又會擴(kuò)散離去，使熱穩(wěn)定化作用下降或消失。反穩(wěn)定化溫度因鋼種和熱處理工藝不同而異。熱穩(wěn)定化是可逆的。原因：溶質(zhì)原子的熱運(yùn)動2、奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化Md：形變誘發(fā)M相變開始點(diǎn)，在此溫度以上對A進(jìn)行塑性變形，將引起A穩(wěn)定化——機(jī)械穩(wěn)定化低于Md點(diǎn)的塑性變形可誘發(fā)馬氏體相變，并使未轉(zhuǎn)變的奧氏體產(chǎn)生穩(wěn)定化。M相變引起A的機(jī)械穩(wěn)定化Md在低于Ms點(diǎn)等溫時，奧氏體的熱穩(wěn)定化和由相變引起的機(jī)械穩(wěn)定化同時存在

少量的塑性變形可以促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，大量的塑性變形可產(chǎn)生奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化現(xiàn)象

塑性變形溫度越低、形變量越大、奧氏體的層錯能越低，則奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化效應(yīng)越大

原因：塑性變形引入的晶體缺陷會破壞母相和新相間的共格關(guān)系。第八節(jié)馬氏體的性能一、馬氏體具有高硬度和高強(qiáng)度3--M硬度隨含碳量而增2--高于Ac1淬火，殘余A減少1--高于Ac3(Accm)淬火，碳化物溶入A使Ms降低，殘余A增多馬氏體具有高硬度、高強(qiáng)度的原因:1、相變強(qiáng)化：切變時產(chǎn)生的大量微觀缺陷使馬氏體的強(qiáng)度升高2、固溶強(qiáng)化：淬火后馬氏體中的間隙碳原子在析出前使強(qiáng)度升高的現(xiàn)象。碳含量小于0.4%時，固溶強(qiáng)化效果顯著。固溶強(qiáng)化原因：馬氏體中的間隙為扁八面體，C原子的溶入產(chǎn)生的畸變偶極應(yīng)力場與位錯交互作用。-60C以上形成的含碳M都可發(fā)生時效強(qiáng)化——馬氏體的自回火。C>0.4%時，碳原子可通過時效強(qiáng)化使馬氏體強(qiáng)度升高，時效強(qiáng)化由碳原子擴(kuò)散偏聚釘扎位錯引起。Ms點(diǎn)高于室溫的鋼，在淬火過程中伴隨著自回火現(xiàn)象。3、時效強(qiáng)化：淬火形成的馬氏體在室溫下通過碳原子的擴(kuò)散，產(chǎn)生碳原子偏聚和析出，從而產(chǎn)生的強(qiáng)化現(xiàn)象。4、形變強(qiáng)化：馬氏體在外力作用下因塑性變形而產(chǎn)生的加工硬化現(xiàn)象碳含量越高，加工硬化率越高5、孿晶對馬氏體強(qiáng)度的貢獻(xiàn)C<0.3%的鐵碳合金，主要靠碳原子釘扎位錯來強(qiáng)化馬氏體；C>0.3%的馬氏體，除了碳原子的固溶強(qiáng)化以外，還附加了孿晶對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。孿晶使有效滑移系減少，引起強(qiáng)化。6、原始奧氏體晶粒大小和馬氏體板條群大小對馬氏體強(qiáng)度的影響原始奧氏體晶粒越細(xì)小，板條馬氏體束越小，則馬氏體的強(qiáng)度越高-細(xì)晶強(qiáng)化；但提高不大。當(dāng)奧氏體晶粒細(xì)化到15級以上時，才能明顯的提高馬氏體的強(qiáng)度。小結(jié)：1）Fe-C合金馬氏體的強(qiáng)化主要靠其中的C原子的固溶強(qiáng)化作用；2）淬火過程中伴隨馬氏體的時效（自回火）有顯著的強(qiáng)化作用；3）馬氏體的相變強(qiáng)化可使屈服強(qiáng)度提高一倍多4）隨馬氏體中碳和合金元素含量的增加，孿晶亞結(jié)構(gòu)將有附加的強(qiáng)化作用。結(jié)論：馬氏體的強(qiáng)度主要取決于它的含碳量二、馬氏體的韌性低碳位錯型馬氏體具有良好的韌性、較高的強(qiáng)度、較低的脆性轉(zhuǎn)折溫度和缺口敏感性；高碳孿晶型馬氏體具有高的強(qiáng)度，但韌性很差；結(jié)論：馬氏體的強(qiáng)度主要取決于它的含碳量，

馬氏體的韌性主要取決于它的亞結(jié)構(gòu)；馬氏體的強(qiáng)韌化途徑：以各種途徑強(qiáng)化馬氏體，使其亞結(jié)構(gòu)仍然保持位錯型。馬氏體的形態(tài)和Ms點(diǎn)直接有關(guān)，Ms點(diǎn)越高，馬氏體的韌性和塑性越好。三、馬氏體的相變誘發(fā)塑性相變誘發(fā)塑性：金屬及合金在M相變過程中塑性增大，往往在低于母相屈服極限的條件下即發(fā)生了塑性變形的現(xiàn)象發(fā)生在高強(qiáng)度亞穩(wěn)A中圖中A的屈服強(qiáng)度為137MPa馬氏體相變誘發(fā)的塑性可以顯著提高鋼的韌性馬氏體相變誘發(fā)塑性的原因：馬氏體形成可減小塑性變形引起的應(yīng)力集中，可防止裂紋的形成和抑制裂紋擴(kuò)展發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有馬氏體的形變強(qiáng)化作用，使已變形的區(qū)域難以繼續(xù)變形，可抑制頸縮現(xiàn)象。應(yīng)用：

Md>20oC>Ms的鋼，具有高的強(qiáng)度和塑性第九節(jié)馬氏體可逆轉(zhuǎn)變和形狀記憶效應(yīng)馬氏體相變具有可逆性，將馬氏體向高溫相的轉(zhuǎn)變稱為逆轉(zhuǎn)變或反相變；已發(fā)現(xiàn)具有可逆馬氏體轉(zhuǎn)變的合金有：

Fe-Ni，F(xiàn)e-Mn，Au-Cd，Cu-Al，Cu-Au，Ni-Ti等一、馬氏體的逆轉(zhuǎn)變Fe-Ni合金：As比Ms高420C，Ms=-30C，馬氏體相變驅(qū)動力很大Au-Cd合金：As比Ms高16C，Ms=58C，馬氏體相變的驅(qū)動力很小，馬氏體核胚突然形成并迅速長大到一定尺寸。如果相變驅(qū)動力不足以克服使一片馬氏體充分成長時所需的彈性變形能及其他的能量消耗時，馬氏體片在未長大到其極限尺寸之前就會停止長大，共格關(guān)系不被破壞，當(dāng)溫度繼續(xù)降低時，馬氏體隨之長大。Au-Cd合金中，在馬氏體片形成之后，由于新相和母相的比容不同，在新相和母相之間產(chǎn)生的彈性變形隨著馬氏體片的長大而增大，在一定溫度下，當(dāng)彈性應(yīng)變能和共格界面能與相變的化學(xué)驅(qū)動力相等時，新相和母相即達(dá)到了一種熱彈性平衡狀態(tài)，這時相變會自然停止。因形變未超過彈性極限，若繼續(xù)降溫，馬氏體片又繼續(xù)長大；當(dāng)溫度升高時，馬氏體片又會縮小，稱這種馬氏體為熱彈性馬氏體。熱彈性馬氏體相界面推移很快，并