CH馬氏體相變與鋼在冷卻過程中的低溫轉(zhuǎn)變(級)

本章內(nèi)容提要1.馬氏體的定義、馬氏體轉(zhuǎn)變的含義2.馬氏體(M)相變的主要特征3.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)4.馬氏體的組織形態(tài)5.馬氏體轉(zhuǎn)變的熱(Re)力學6.馬氏體轉(zhuǎn)變動力學7.馬氏體轉(zhuǎn)變機制8.馬氏體的性能9.馬氏體轉(zhuǎn)變的應用第一頁，共一百二十九頁。2023/2/271基本要求：1.馬氏體的定義、馬氏體轉(zhuǎn)變的含義、2.馬氏體(M)相變的五個主要特征的內(nèi)容3.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)的類型、正方度4.馬氏體的兩種基本形態(tài)是板條馬氏體和片狀馬氏體；影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素5.馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學條件、驅(qū)動力、T0、MS的物理意義、Ms點很低的原因、馬氏體的形成條件、影響鋼的MS點因素6.馬氏體轉(zhuǎn)變動力學主要有四種方式，各種方式的特征。7.馬氏體轉(zhuǎn)變機制：形核(He)理論、三種切變模型(本部分作一般了解)8.馬氏體的性能：力學性能的顯著特點、馬氏體高硬度(高強度)的本質(zhì)、強度和韌性與含碳量及亞結(jié)構(gòu)的關(guān)系；超塑性、高碳馬氏體的顯微裂紋9.奧氏體穩(wěn)定化：熱穩(wěn)定化和機械穩(wěn)定化10.馬氏體轉(zhuǎn)變的應用(本部分作一般了解)

第二頁，共一百二十九頁。2023/2/272概(Gai)述“水與火合為淬”(史記.天官記)(公元前91年)“巧冶鑄干將之樸(窄長有短把的刀)，清水淬其鋒”（漢書.王褒傳）《搜神記》干將、莫邪(吳國一對鐵匠夫婦),也是古代鋒利的寶劍的代稱。《太平御覽·蒲元傳》載三國時蜀人蒲元對他的“神刀”淬火用水的選擇?！暗冻?，自言漢水鈍弱，不任淬用。蜀江爽烈，乃命人于成都取之?！薄侗饼R書·列傳》(第四十一)，載東魏、北齊間(534～577)的綦母懷文在“宿鐵刀”淬火時“浴以五牲之溺，淬以五牲之脂”。可見當時已采用含鹽的水和油作為具有不同冷卻速度的液冷介質(zhì)。明代宋應星的《天工開物》中對制蹉的記載：“以已健劃成縱斜文理，劃時斜向入，則方成焰。劃后燒紅，退微冷，入水健?！逼渲小巴宋⒗洹?，就是預冷淬火工藝。當相同成分的鋼以很快的速度冷卻(比如在水中冷卻)到室溫或更低溫度時(稱這種冷卻為淬火)。淬火獲得馬氏體是使鋼強韌化的先決條件。干將莫邪第三頁，共一百二十九頁。2023/2/273

1.馬氏體轉(zhuǎn)變的含義(鏈接)指鋼從奧氏體狀態(tài)快速(Su)冷卻(即淬火)而發(fā)生的無擴散型相變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體。是替換原子經(jīng)無擴散位移(均勻和不均勻形變)、由此產(chǎn)生形狀改變和表面浮突、呈不變平面應變特征的一級、形核長大型的相變。6.1鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)6.1.1馬氏體相變和馬氏體的定義第四頁，共一百二十九頁。2023/2/274馬氏體定義的歷(Li)史第五頁，共一百二十九頁。2023/2/2752.馬(Ma)氏體的定義：馬氏體是碳溶于α-Fe中的過飽和間隙式固溶體；馬氏體是在冷卻過程中所發(fā)生的基本特征屬于馬氏體型轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。母相無擴散地、以慣習面為不變平面的切變共格的相變產(chǎn)物，統(tǒng)稱為馬氏體。

原子經(jīng)無擴散切變的不變平面應變的晶格改組，得到的與母相具有嚴格晶體學關(guān)系和慣習面的含有高密度位錯、層錯或?qū)\晶等晶體缺陷的組織稱為馬氏體。第六頁，共一百二十九頁。2023/2/2766.1.2鋼中馬氏體(Ti)的晶體(Ti)結(jié)構(gòu)

1.馬氏體的點陣常數(shù)的變化馬氏體具有正方點陣結(jié)構(gòu)，記為M或α’。馬氏體轉(zhuǎn)變時，面心立方的奧氏體通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的α-Fe，此時碳原子仍停留在六個鐵原子所組成的八面體中心。碳原子位于面心或棱邊中心，即扁八面體的中心，碳原子溶入后，會使短軸(c軸)伸長，長軸(a軸)縮短，晶體結(jié)構(gòu)為體心正方。其軸比c/a不再等于1，稱為馬氏體的正方度。第七頁，共一百二十九頁。2023/2/277馬氏體的晶胞模(Mo)型(a)碳原子在馬氏體的晶胞中可能存在的位置(b)碳原子在馬氏體的晶胞中一組扁八面體間隙位置可能存在的情況(c)碳原子在馬氏體的晶胞中一組扁八面體間隙位置未填滿的情況第八頁，共一百二十九頁。2023/2/278

2.馬氏體的正方度(Du)與碳含量的關(guān)系

馬氏體正方度與含碳量呈直線關(guān)系，含碳量愈高，正方度愈大，即：c/a=1＋0.046wc

碳含量對c，a的影響c=α0+αρa=α0+βρ

c/a=1+γρ

式中：α0＝0.2861nm(α-Fe點陣參數(shù))；α=0.116±0.002；γ=0.046±0.001；β=0.013±0.002；ρ—馬氏體碳含量(重量%)。第九頁，共一百二十九頁。2023/2/279

3.馬(Ma)氏體的異常正方度有些鋼的馬氏體的正方度遠偏離式(6-3)的數(shù)值，稱為異常正方度。

在高碳鋁鋼（1.5%C，7%Al）和高鎳鋼（1.0%C，19%Ni）中新淬火馬氏體，測試其正方度要高于式(6-3)給出的數(shù)值，稱為異常高正方度；當溫度回升到室溫時，正方度下降。Ms點低于0℃的錳鋼（0.6%-0.8%C,6%-7%Mn）制成奧氏體單晶，淬入液氮，測試其在液氮溫度下的正方度要低于式(6-3)給出的數(shù)值，稱為異常低正方度。當碳含量小于0.2%時，碳原子偏聚于馬氏體的位錯線或是均勻地分布在X、Y和Z三個位置上，即處于完全無序狀態(tài)。碳原子的存在雖然引起點陣常數(shù)的增加，但不會改變正方度。合金元素對馬氏體的正方度影響不大。第十頁，共一百二十九頁。2023/2/27104.馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型有兩種：體心立方結(jié)構(gòu)(WC<0.2%)（a=b=c）

體心正方結(jié)構(gòu)(WC>0.2%)（a=b≠c）奧氏體具有面心立方點陣，溶入的碳原子位于鐵(Tie)原子所組成的正八面體中心。第十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2711

6.1.3馬氏體轉(zhuǎn)變(Bian)具有一定的位向關(guān)系和慣習面馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體存在著嚴格的晶體學關(guān)系：位向關(guān)系和慣習面相變時，整體相互移動一段距離，相鄰原子的相對位置無變化。作小于一個原子間距位置的位移，因此奧氏體與馬氏體保持一定的嚴格的晶體學位向關(guān)系。位向關(guān)系有：(1)K-S關(guān)系

(2)西山(N)關(guān)系

(3)G-T關(guān)系

(4)K-V-N關(guān)系第十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2712

(1)K-S關(guān)系1930年，庫爾鳩莫夫與Sachs在1.4%碳的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，馬氏體與奧氏體有下述關(guān)系：

{110}M//{111}γ，<111>M//<110>

γ

右圖為鋼中馬氏體在不同的(111)γ晶面上形成時可(Ke)能有六種不同K-S關(guān)系。第十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2713

(2)西山關(guān)系1934年，西山在鐵鎳合金中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體與奧氏體之間存在K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的馬氏體與奧氏體呈下列關(guān)系：{110}M//{111}γ

<110>M//<112>γ

西山關(guān)系與K-S關(guān)系相比，晶面關(guān)系相同(Tong)，晶向關(guān)系相差5°16’。第十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2714

(3)G-T關(guān)系1994年，Grenigen與Troiano在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，馬(Ma)氏體與奧氏體的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2°，稱為G-T關(guān)系。{110}M//{111}γ差1°，

<111>M//<110>γ差2°

第十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2715

6.1.4慣習面慣習面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，馬氏體即在此平面上形成。慣習面總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫(Wen)度而變化?！癞擶C<0.6%時，慣習面為{111}γ；●當WC=0.6%1.4%時，慣習面為{225}γ；

●當WC=1.4%2.0%時，慣習面為{259}γ。慣習面也可因馬氏體形成溫度而變化。馬氏體形成溫度下降，慣習面有向高指數(shù)變化的趨勢。對于碳量較高的鋼，先形成的馬氏體的慣習面為{225}γ，后形成的馬氏體的慣習面為{259}γ。

第十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2716

1、馬氏體轉(zhuǎn)變的含義和馬氏體的定(Ding)義。

2、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、正方度。

3、馬氏體的位向關(guān)系和慣習面。本節(jié)小結(jié)第十七頁，共一百二十九頁。2023/2/27176.2馬氏體的(De)組織形態(tài)第十八頁，共一百二十九頁。2023/2/2718鋼中馬(Ma)氏體的形態(tài)很多。根據(jù)其形態(tài)可分為板條馬(Ma)氏體、針片狀馬(Ma)氏體、蝶型馬(Ma)氏體、薄板馬(Ma)氏體、薄片馬(Ma)氏體’等五種，其中板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見。

6.2.1馬氏體的類型

馬氏體組織第十九頁，共一百二十九頁。2023/2/2719a.板條馬氏體:低碳鋼中的馬氏體組織是由許多成群的、相互平行排列的板條所組成，故稱為板條馬氏體。板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯，故又稱為位錯馬氏體。還稱為低碳馬氏體。b.片狀馬氏體:在高碳鋼中形成的馬氏體完全是片狀馬氏體。在顯微鏡下觀察時呈針狀或竹葉狀，又稱針狀馬氏體。片狀馬氏體內(nèi)(Nei)部的亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶，故片狀馬氏體又稱為孿晶馬氏體。還稱為高碳馬氏體。

馬氏體組織第二十頁，共一百二十九頁。2023/2/2720一.板(Ban)條狀馬氏體1.形成板條馬氏體的鋼和合金有低、中碳鋼中WC<0.3%，馬氏體時效鋼和不銹鋼等。2.板條馬氏體的形成溫度：一般MS>350℃。第二十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2721板條馬氏體組(Zu)織第二十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2722光鏡下電鏡下板條馬氏(Shi)體組織(×1000)第二十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2723板條馬氏體組織(0.03C-2Mn)(左)光學金(Jin)相(右)電子金相SEMTEM第二十四頁，共一百二十九頁。2023/2/27243.板條馬氏體的組織特征每個單元呈窄而細長的板條，板條體自奧氏體晶界向晶內(nèi)大致相互平(Ping)行排列成群，其中的板條束為慣習面相同的平(Ping)行板條組成。板條寬度0.1～0.2微米，長度小于10微米，板條間有一層奧氏體膜；一個奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個板條群。一個奧氏體晶粒有幾個束，一個束內(nèi)存在位向差時，也會形成幾個塊。板條群之間為大角度晶界，板條之間為小角度晶界。板條的立體形態(tài)可以是扁條(棒)狀，也可以是薄片狀；

第二十五頁，共一百二十九頁。2023/2/27254.板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)在(Zai)電鏡下，板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為高密度的位錯，位錯形成位錯網(wǎng)絡(纏結(jié))，位錯密度隨含碳量增加而增大，常為(0.3～0.9)×1012㎝/cm3。故稱位錯馬氏體。第二十六頁，共一百二十九頁。2023/2/27265.板條馬氏體與奧氏體的晶體學關(guān)系慣(Guan)習面：(111)γ

位向關(guān)系：K—S關(guān)系6.板條馬氏體的形成過程降溫形核，新板條馬氏體只在冷卻過程中產(chǎn)生；長大速度較慢，一個板條形成大約在10-4秒內(nèi)。無“爆發(fā)性”。7.板條馬氏體中的殘余奧氏體板條馬氏體中的殘余奧氏體以薄膜狀密集地分布在板條間。第二十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2727

1.形成片狀馬氏體的鋼和合金有淬火的中、高碳鋼，碳含量

>1.0%，高鎳的Fe-Ni合金等。2.片狀馬氏體的形成溫(Wen)度：

MS≈200～100℃(WC≈1.0～1.4%)MS<100℃(WC≈1.4～2.0%)

二.片狀馬氏體第二十八頁，共一百二十九頁。2023/2/2728電鏡下電鏡下光鏡下第二十九頁，共一百二十九頁。2023/2/2729片狀馬氏體光學(Xue)金相組織高碳鋼(0.87%)中片狀馬氏體組織，7000×Fe-32Ni合金中具有明顯中脊的片狀馬氏體組織，500×第三十頁，共一百二十九頁。2023/2/2730

3.片狀馬氏體的特征(鏈接)相鄰馬氏體片互(Hu)不平行而是呈一定的夾角排列，在顯微鏡下觀察時呈針狀或竹葉狀。初生者較厚較長，橫貫整個奧氏體晶粒(第一片分割奧氏體晶粒，以后的馬氏體片愈來愈小。)，但一般不穿透晶界；次生者尺寸較小。初生片與奧氏體晶界之間、片與片之間互相撞擊，形成顯微裂紋。當WC≈1.4～2.0%時除具有上述特征外，片的中央有中脊，在兩個初生片之間常見到呈“Z”字形分布的細薄片。立體形態(tài)為雙凸透鏡狀，又稱透鏡片狀馬氏體。如果提高溫度，容易得到粗大的針狀馬氏體，因為高碳馬氏體針的最大尺寸受實際奧氏體晶粒大小所限制。針狀馬氏體顯微組織構(gòu)成示意圖第三十一頁，共一百二十九頁。2023/2/27314.片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)在電(Dian)鏡下，片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為{112}M的孿晶。孿晶寬度為50?寬的孿晶區(qū)集中分布在中脊附近，隨MS點降低，孿晶區(qū)增大；片的邊緣為復雜的位錯組列。電鏡下第三十二頁，共一百二十九頁。2023/2/27325.片狀馬氏體與奧氏體的晶體學關(guān)系

WC≈1.0～1.4%時慣習面：(225)γ，位向關(guān)系：K—S關(guān)系

WC≈1.4～2.0%時慣習面：(259)γ，位向關(guān)系：西山關(guān)系

馬氏體形成溫度高時，慣習面為{225}γ，符合K-S關(guān)系；形成溫度低時，慣習面為{259}γ。6.片狀馬氏體的形成過程(鏈接)降溫形核，長大速度較快，一個馬氏體片形成大約在(Zai)10-7秒內(nèi)。奧氏體中WC≈1.0～1.4%時無“爆發(fā)性”；奧氏體中WC≈1.4～2.0%時有“爆發(fā)性”，新片狀馬氏體不隨溫度下降均勻產(chǎn)生。7.片狀馬氏體中的殘余奧氏體：殘余奧氏體分布在馬氏體片間。

第三十三頁，共一百二十九頁。2023/2/27331.蝶狀(Zhuang)馬氏體組織

在Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中，當馬氏體在某一溫度范圍內(nèi)形成時，出現(xiàn)具有蝴蝶形特征的馬氏體，稱為蝶狀馬氏體。蝶狀馬氏體與形成溫度有關(guān)，蝶狀馬氏體形成溫度在板條和透鏡馬氏體形成溫度之間，位相關(guān)系符合K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)以位錯為主，有少量孿晶，其慣習面為：蝶狀的兩翼為{225}

，相交136°，兩翼的結(jié)合面為{100}

。Fe-30Ni合金Fe-27Ni－1.3Cr-0.08C合金三.其他馬氏體形態(tài)第三十四頁，共一百二十九頁。2023/2/27342.薄片狀馬氏體(0.23C-31Ni合金)

薄板狀馬氏體一般出現(xiàn)在馬氏體相變點(Ms)為-100℃以下的Fe-Ni-C合金中，其主要形態(tài)為厚度約為薄板狀，厚度為3~10m。一般金相表面呈現(xiàn)寬窄(Zhai)一致的平直帶，沒有中脊，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為孿晶。慣習面為{259}，位向關(guān)系為K-S關(guān)系。光學金相電子金相第三十五頁，共一百二十九頁。2023/2/27353.ε－馬(Ma)氏體高錳鋼的ε—馬氏體組織1000×

薄片馬氏體出現(xiàn)在層錯能較低的Fe-Mn、Fe-Mn-C、Fe-Cr-Ni合金中，晶體結(jié)構(gòu)為密排六方點陣，慣習面{111}，位向關(guān)系為{111}//{0001}'，<110>//<1120>'，亞結(jié)構(gòu)為大量的層錯。第三十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2736板條馬氏體和片狀馬氏體比(Bi)較第三十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2737不同類型的馬氏體比(Bi)較第三十八頁，共一百二十九頁。2023/2/27381.低碳鋼中的馬氏體(Ti)

含碳量低于0.2%的低碳鋼和低合金碳鋼（如15、15MnVB、15SiMn3Mo等鋼）的馬氏體基本全是板條馬氏體。四.工業(yè)用鋼中馬氏體形態(tài)2.中碳結(jié)構(gòu)鋼中的馬氏體

含碳量高于0.2%、低于0.6%的中碳鋼（如45、40Cr等鋼）的馬氏體為板條馬氏體和片狀馬氏體的混合組織，殘余奧氏體少。但在正常淬火工藝條件下得到的馬氏體組織細微，在常用的放大倍數(shù)下，不易清晰地辨認出來。3.高碳工具鋼中的馬氏體

含碳量高于0.8%的高碳鋼（如T8、T12等鋼）的馬氏體全部為片狀馬氏體，殘余奧氏體多。但在正常淬火工藝條件下得到的馬氏體組織為片狀馬氏體和一定量的板條馬氏體，在常用的放大倍數(shù)下，片狀特征不明顯，因為淬火后組織為未溶的碳化物質(zhì)點加隱晶馬氏體（或隱針馬氏體，因為馬氏體組織極細，在一般顯微鏡下，其針狀晶體很不明顯，故而得名）。如果提高溫度，容易得到粗大的針狀馬氏體，因為高碳馬氏體針的最大尺寸受實際奧氏體晶粒大小所限制。第三十九頁，共一百二十九頁。2023/2/2739先形成(Cheng)的馬氏體片橫貫整個奧氏體晶粒，但不能穿過晶界和孿晶界。后形成(Cheng)的馬氏體片不能穿過先形成(Cheng)的馬氏體片，所以越是后形成(Cheng)的馬氏體片越細小。原始奧氏體晶粒細，轉(zhuǎn)變后的馬氏體片也細。當最大馬氏體片細到光鏡下無法分辨時，該馬氏體稱隱晶馬氏體。45鋼正常淬火組織奧氏體+馬氏體第四十頁，共一百二十九頁。2023/2/27406.2.4影響馬氏體形態(tài)(Tai)及其亞結(jié)構(gòu)的因素

(一)化學成分奧氏體中碳含量的影響最為重要，在碳鋼中，當碳含量:(1)WC<0.3%時，生成板條馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為位錯；(2)WC>1.0%時，生成片狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶；(3)WC為0.31.0%時，生成混合型組織(片狀+板條)。馬氏體形態(tài)與含碳量的關(guān)系0.45%C0.2%C1..2%C板條馬氏體量C，%體積，%第四十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2741碳鋼中的碳含量對MS點、板條(Tiao)馬氏體量及冷至室溫時的殘余奧氏體量的影響第四十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2742

(二)馬氏體的形成溫度隨形成溫度降低，馬氏體形態(tài)將按下列順序轉(zhuǎn)化：板條狀→蝶狀→透鏡片狀→薄片狀。亞結(jié)構(gòu)由位錯轉(zhuǎn)化為孿晶。MS點高的奧氏體，冷卻后形成板條馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為位錯;MS點低的奧氏體，冷卻后形成片狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶;MS點不高不低的奧氏體，冷卻后形成混合型(Xing)組織(片狀+板條馬氏體)，亞結(jié)構(gòu)為位錯+孿晶。

Fe-Ni-C合金的馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系

碳鋼馬氏體形態(tài)和晶體學特征與鋼的碳含量及MS點的關(guān)系第四十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2743Fe-Ni-C合金冷至MS點以下(Xia)不同溫度時的顯微組織上圖為Fe-29%Ni-0.26%C，MS=-66℃中圖為Fe-31%Ni-0.23%C，MS=-150℃下圖為Fe-31%Ni-0.28%C，MS=-171℃第四十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2744

(四)奧氏體的層錯能奧氏體的層錯能愈低，愈難形成相變孿晶，愈趨向于形成位錯板條馬氏體。

(三)奧氏體與馬氏體的強度馬氏體形態(tài)與MS點處的奧氏體的屈服強度有關(guān)。屈服強度小于196MPa時，形成慣習面為{111}γ的位錯板條馬氏體或慣習面為{225}γ的透鏡片狀馬氏體；屈服強度大于196MPa時，形成慣習面為{259}γ的透鏡片狀馬氏體；

最主要的兩個因素：奧氏體中碳含(Han)量和馬氏體形成溫度。第四十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2745

1、主要介紹馬氏體的兩種基本形態(tài)：板條馬氏體和片狀馬氏體。還有蝶型馬氏體、薄板馬氏體、薄片馬氏體’等。比較板條馬氏體和片狀馬氏體的形成鋼和合金、形成溫度、組織特征、亞結(jié)構(gòu)、形成過程、與奧氏體的晶(Jing)體學關(guān)系、殘余奧氏體含量與分布。

2、影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素：化學成分、馬氏體的形成溫度、奧氏體的層錯能、奧氏體與馬氏體的強度。本節(jié)小結(jié)

第四十六頁，共一百二十九頁。2023/2/27466.3馬氏體相變的主要特(Te)點第四十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2747馬氏體轉(zhuǎn)變在極低溫度下進行的(De)一種轉(zhuǎn)變，具有下列五個特征(鏈接)：馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性與不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性和表面浮凸現(xiàn)象馬氏體轉(zhuǎn)變具有一定的位向關(guān)系和慣習面馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性

第四十八頁，共一百二十九頁。2023/2/27486.3.1馬(Ma)氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性和不完全性

主要是馬氏體轉(zhuǎn)變①無孕育期；②在一定的溫度范圍內(nèi)進行；③不完全性，即有殘余奧氏體。奧氏體以大于某一臨界速度V的速度冷卻到某一溫度，不需孕育，轉(zhuǎn)變立即發(fā)生，并且以極大速度進行，但很快停止。這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，用Ms代表。馬氏體轉(zhuǎn)變不能終了。為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫的條件下才能進行。所以馬氏體轉(zhuǎn)變主要為降溫轉(zhuǎn)變，過冷奧氏體冷至Ms溫度才向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始轉(zhuǎn)變。而冷至Mf馬氏體轉(zhuǎn)變的終止。Mf稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的終止點(溫度)。把馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。馬氏體轉(zhuǎn)變量是在Ms～Mf溫度范圍內(nèi)，通過不斷降溫來增加的，即馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關(guān)。第四十九頁，共一百二十九頁。2023/2/2749

馬氏體轉(zhuǎn)變主要表現(xiàn):

①馬氏體轉(zhuǎn)變無孕育期。馬氏體轉(zhuǎn)變量是通過不(Bu)斷降溫來增加的，即馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時間無關(guān)。把馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。第五十頁，共一百二十九頁。2023/2/2750

②在一定的溫度范圍內(nèi)進行，有轉(zhuǎn)(Zhuan)變開始溫度和轉(zhuǎn)(Zhuan)變的終止溫度；奧氏體以大于某一臨界速度V的速度冷卻到某一溫度，不需孕育，轉(zhuǎn)變立即發(fā)生，并且以極大速度進行，但很快停止。這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，用Ms代表。

為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫的條件下才能進行。所以馬氏體轉(zhuǎn)變主要為降溫轉(zhuǎn)變，過冷奧氏體冷至Ms溫度才向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始轉(zhuǎn)變。而冷至Mf馬氏體轉(zhuǎn)變的終止。Mf稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的終止點。把馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。馬氏體轉(zhuǎn)變范圍在Ms～Mf之間。第五十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2751

③馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性，即有殘余奧氏體。由于多數(shù)鋼的Mf在室溫以下，因此鋼快冷到室溫時或即使(Shi)冷卻到Mf點，仍有部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體殘留下來，稱之為殘余奧氏體，記為Ar、rA、’或AR。有殘余奧氏體存在的現(xiàn)象，稱為馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性。要使殘余奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，可采用冷處理。④有些Ms在0℃以下的合金，可能爆發(fā)形成馬氏體，有些可能等溫形成馬氏體，但不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

第五十二頁，共一百二十九頁。2023/2/27526.3.2馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(Kuo)散性1.馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性實驗測定出母相與新相成分一致。且馬氏體形成速度極快，一片馬氏體在5×10-55×10-7秒內(nèi)生成。即使在-20196℃以下也是同樣快速，而碳原子在-60℃以上才能進行有效擴散，此溫度遠高于相變溫度的下限-196℃，故轉(zhuǎn)變時不會有擴散發(fā)生。馬氏體轉(zhuǎn)變前后碳濃度不變，即馬氏體中的碳濃度與原奧氏體中的碳濃度完全相同。且碳原子在馬氏體和奧氏體中的相對于鐵原子保持不變的間隙位置，把這一特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性。第五十三頁，共一百二十九頁。2023/2/27532.馬氏體轉(zhuǎn)變無擴散性證據(jù):a.馬氏體轉(zhuǎn)變前后碳濃度不變。b.馬氏體轉(zhuǎn)變過程中晶核長大為協(xié)同型長大；即晶格改組(由fcc到體心正方晶格)是通過切變方式完成的。c.馬氏體轉(zhuǎn)變在極低溫度下進行，轉(zhuǎn)變速度極快。d.馬氏體降溫形成，且有(You)殘余奧氏體。第五十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2754近年來，通過實驗和計算結(jié)果對上述觀點提出了疑問：a)Thomas發(fā)現(xiàn)在含碳0.27%的碳鋼中，條間奧氏體內(nèi)含碳量達0.4%1.04%，遠遠大于鋼的平均含碳量，說明碳原(Yuan)子有可能從馬氏體擴散到奧氏體。與多數(shù)實驗測定的結(jié)果不同。b)上海交大徐祖耀計算出馬氏體內(nèi)碳原子擴散需時間為7.3×10-310-7s，而條狀馬氏體形成時間為10-3-10-6s，比較兩者時間，說明擴散跟得上馬氏體轉(zhuǎn)變的速度，即轉(zhuǎn)變時可能有擴散發(fā)生。雖然這二個結(jié)果不足以推翻過去的馬氏體相變無擴散的結(jié)論，但至少表明尚存有不同的觀點。

第五十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2755高(Gao)碳馬氏體的表面浮凸（Fe-Ni-Co合金中的片狀馬氏體光學照片）6.3.3馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性和表面浮凸現(xiàn)象第五十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2756

(1)馬氏體轉(zhuǎn)變時產(chǎn)生表面浮凸(鏈接)。

(2)馬氏體形成有慣習面，馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體之間保持共格關(guān)系。預先在磨光表面上劃一直線劃痕，相變后直線變?yōu)檎劬€，直線在新相、母相的界面不折斷，在新相晶內(nèi)不彎曲(Qu)。表明馬氏體相變就像形變中的切變一樣。切變使得發(fā)生宏觀形變。在馬氏體相變時，相界面宏觀上不轉(zhuǎn)動，也不變形，所以該相界面為不變平面。當相界面為不變平面時，界面上原子既屬于新相，又屬于母相，這種界面為共格界面。第五十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2757馬氏(Shi)體轉(zhuǎn)變時產(chǎn)生表面浮凸示意圖預先磨光表面的試樣，在馬氏體相變后表面產(chǎn)生突起，這種現(xiàn)象稱之為表面浮凸現(xiàn)象。第五十八頁，共一百二十九頁。2023/2/27586.3.4馬氏體轉(zhuǎn)變具有一定的位(Wei)向關(guān)系和慣習面馬氏體轉(zhuǎn)變時馬氏體與奧氏體存在著嚴格的晶體學關(guān)系：位向關(guān)系和慣習面

奧氏體與馬氏體保持的晶體學位向關(guān)系有：K—S關(guān)系、西山(N)關(guān)系、G—T關(guān)系、K—V—N關(guān)系。慣習面隨奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化?！癞擶C<0.6%時，慣習面為{111}γ；●當WC=0.6%1.4%時，慣習面為{225}γ；

●當WC=1.4%2.0%時，慣習面為{259}γ。隨著馬氏體形成溫度下降，慣習面有向高指數(shù)變化的趨勢。對于碳量較高的鋼，先形成的馬氏體的慣習面為{225}γ，后形成的M的慣習面為{259}γ。第五十九頁，共一百二十九頁。2023/2/27596.3.5馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆(Ni)性

在某些合金中奧氏體冷卻時γ→M，開始點Ms，終了點Mf；而重新加熱時馬氏體又能無擴散的逆向轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，開始點為As，終了點Af，這種特點稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。M→γ的逆轉(zhuǎn)變也是在一定的溫度范圍內(nèi)(As—Af)進行。形狀記憶合金的熱彈性馬氏體就是利用這個特點。第六十頁，共一百二十九頁。2023/2/2760馬氏體轉(zhuǎn)變特(Te)點小結(jié)

綜上，馬氏體轉(zhuǎn)變具有很多不同于珠光體的特點，其中馬氏體相變區(qū)別于其他相變最主要的，也是最基本的只有兩個：相變的切變共格性（相變以共格切變的方式進行）和相變的無擴散性。其他的特點均可由這兩個基本特點派生出來。

有時，在其它類型相變中也會看到個別特點與馬氏體相變特點相類似，比如在貝氏體轉(zhuǎn)變中也會觀察到表面浮凸現(xiàn)象，但并不能說明它們也是馬氏體相變。第六十一頁，共一百二十九頁。2023/2/27616.4馬氏(Shi)體相變的熱力學第六十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2762一.馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學條件(鏈接)

馬氏體和奧氏體的自由能均隨溫度上升而下降，到T0溫度時二者相等。與加熱轉(zhuǎn)變和珠光體轉(zhuǎn)變不同(Tong)，當奧氏體被過冷到略低于T0時，馬氏體轉(zhuǎn)變并不發(fā)生,必須過冷到T0以下某一溫度MS時，才會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，到Mf點結(jié)束轉(zhuǎn)變。理論上相變熱力學條件：△GV=GM－Gγ＜0，γ→M

，需要過冷度但很大，必須降低到Ms點以下。6.4.1馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學第六十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2763

二.馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力當奧氏體具有一般大小的晶粒度，完(Wan)全奧氏體化后，奧氏體向馬氏體相變的驅(qū)動力為：△Gγ→M=－(ΔGV＋ΔGD)其中，△Gγ→M－馬氏體的形成化學驅(qū)動力(MS點處的ΔGV＋ΔGD)；

△GV為馬氏體相變時馬氏體和奧氏體的自由能差，△GV=GM－Gγ；ΔGD為奧氏體晶體缺陷消失所提供的能量作為驅(qū)動力，但因缺陷形成一定的組態(tài)而提高母相的強度而增大相變的阻力，即存在兩種相反的效應。第六十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2764

三.馬氏體轉(zhuǎn)變的阻力及Ms點很低的原因奧氏體向馬氏體相變的自由能的變化為：

ΔG=－(ΔGV＋ΔGD)+△GS＋△GE+ΣГ<0式(Shi)中△GS—形成新相馬氏體，產(chǎn)生新界面，增加了表面能，△GS=Sγ；△GE—馬氏體與奧氏體維持共格界面、比容增大引起彈性應變能；ΣГ為馬氏體相變時產(chǎn)生宏觀均勻切變做功、產(chǎn)生宏觀不均勻切變形成高密度的位錯時造成的位錯儲存能、孿晶界面能(孿晶儲存能量)、層錯能及磁場能，馬氏體形成時鄰近原子發(fā)生協(xié)作變形而作功等其它能量之和。后三項(△GS＋△GE＋△GP)阻力很大。只有當ΔG≤0時，即化學驅(qū)動力△Gγ→M(前二項之和)大于等于阻力(后三項之和)時，馬氏體相變才能夠發(fā)生。第六十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2765

四.MS的物理意義T0—奧氏體自由能與馬氏體自由能相等的溫度；MS—馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度(馬氏體轉(zhuǎn)變開始點)；表示過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度。MS的物理意義是奧氏體與馬氏體兩相的自由能差達到相變所需的最小驅(qū)(Qu)動力時的溫度，即馬氏體轉(zhuǎn)變得以進行所需的最小過冷度。Mf—馬氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變的最低溫度點(馬氏體轉(zhuǎn)變終止點)。

Fe-C合金馬氏體轉(zhuǎn)變與含碳量的關(guān)系：T0、MS和Mf與碳含量的關(guān)系。Wc↑，T0↓、Ms↓、Mf↓；但下降不一致。MsMf第六十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2766五.馬氏體的形(Xing)成條件

(1)快冷V>Vc(Vc為臨界淬火冷卻速度)

避免奧氏體向P、B轉(zhuǎn)變。

(2)深冷T<MS

提供足夠的驅(qū)動力。第六十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2767六.形變誘發(fā)馬氏體形變誘發(fā)馬氏體是指在T0與Ms之間，由于奧(Ao)氏體受到塑性變形而形成的馬氏體。在T0到MS之間，馬氏體相變不會自動發(fā)生，但如引入塑性變形，使塑變的機械驅(qū)動力疊加相變的化學驅(qū)動力(馬氏體與奧氏體二相自由能差)，并達到馬氏體相變所需的最小驅(qū)動力ΔGγ→M

時，馬氏體相變也會發(fā)生。此時形成的馬氏體稱為形變誘發(fā)馬氏體。此時的溫度稱為形變誘發(fā)馬氏體溫度點(形變馬氏體點)，記為Md。Md不能大于T0。形變馬氏體的形態(tài)與前述的馬氏體相同。形變馬氏體點Md的意義是塑性變形促使馬氏體形成的最高溫度。馬氏體量與形變溫度有關(guān)，溫度越高，形變能誘發(fā)的馬氏體量越少。高于某一溫度，形變不再能誘發(fā)馬氏體。第六十八頁，共一百二十九頁。2023/2/2768發(fā)生形變誘發(fā)馬氏體的原因是由于塑性(Xing)變形提供了機械驅(qū)動力(鏈接)，使馬氏體轉(zhuǎn)變點升高的緣故。塑性變形相當于提高了系統(tǒng)自由能，由塑性變形提供的機械驅(qū)動力補充了化學驅(qū)動力的不足，使兩者之和達到發(fā)生馬氏體相變所需的驅(qū)動力G‘。形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變可以進一步提高塑性，稱為馬氏體誘發(fā)塑性。其原因是由于應變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生，提高了加工硬化率，使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域難于繼續(xù)發(fā)生形變，阻抑了頸縮，即提高了均勻形變的塑性；由于塑性形變而引起的應力集中處產(chǎn)生了應變誘發(fā)馬氏體，而馬氏體比容比母相大，使該處的應力集中得到松馳，從而有利于防止微裂紋的形成和擴展，表現(xiàn)為使塑性增強。第六十九頁，共一百二十九頁。2023/2/27696.4.2影響鋼的(De)MS因素影響Ms點的因素如下幾個方面：奧氏體的成分加熱溫度和保溫時間冷卻速度應力塑性變形存在先馬氏體組織第七十頁，共一百二十九頁。2023/2/2770一.奧氏體(Ti)的化學成分

1.碳含量(鏈接)Wc↑，Ms↓、Mf↓；Ms和Mf下降不一致。Wc<0.6%，Mf比Ms下降得快。Wc↑，Wc<0.2%，Ms顯著下降；Wc>0.2%，Ms直線下降。Wc<0.6%，Mf顯著下降；Wc>0.6%，Mf下降緩慢，Mf<0℃(低于室溫)。原因：碳含量升高，使奧氏體的強度↑，相變阻力↑，切變困難，MS↓。Fe-C合金馬氏體轉(zhuǎn)變與含碳量的關(guān)系第七十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2771

2.合金元素右圖為合金元素對Ms影響。除Co、Al以外，大多數(shù)合金元素總是(Shi)Ms、Mf下降。第七十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2772二.加熱溫(Wen)度和保溫(Wen)時間加熱溫度和保溫時間的影響是兩方面的1.提高奧氏體化加熱溫度和保溫時間，奧氏體晶粒長大，缺陷減少，降低了切變強度，馬氏體形成的阻力減小，Ms升高。2.提高奧氏體化加熱溫度和保溫時間，有利于碳和合金元素溶入奧氏體中，奧氏體均勻化。Ms下降。若排除化學成分的影響，提高奧氏體化加熱溫度和保溫時間，使MS升高。

第七十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2773三.淬火冷卻速度淬火冷卻速度低時，Ms點恒(Heng)定值；淬火冷卻速度高時，Ms點為另一個恒定值；在中間冷卻速度時Ms隨冷卻速度的增大而升高。第七十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2774

四.應力在奧氏體狀態(tài)下施加拉應力或單向壓(Ya)應力會促進馬氏體形成，Ms升高。在奧氏體狀態(tài)下施加多向壓應力會阻礙馬氏體形成，Ms下降。

應力單向拉伸單向壓縮三向壓縮合金成分Fe-0.5C-20NiFe-0.5C-20NiFe-30Ni每7MPa應力下Ms點的變化+1.0℃(實驗值)+1.07℃(計算值)+0.65℃(實驗值)+0.72℃(計算值)-0.57℃(實驗值)-0.38℃(計算值)應力對合金Ms點的影響

第七十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2775五.塑性變形

(1)若在Ms－Md以上某一溫度范圍內(nèi)經(jīng)塑性變形會促進奧氏體在該溫度下向馬氏體轉(zhuǎn)變，使Ms升高，產(chǎn)(Chan)生應變誘發(fā)馬氏體。形變馬氏體的形態(tài)與前述的馬氏體相同。但變形對馬氏體的轉(zhuǎn)變量起到抑制作用。

(2)若在Ms－Mf溫度范圍內(nèi)的某一溫度進行塑性變形也會促進奧氏體在該溫度下向馬氏體轉(zhuǎn)變。

(3)若在Md以上某一溫度范圍內(nèi)經(jīng)塑性變形只會使奧氏體產(chǎn)生塑性變形，不會產(chǎn)生應變誘發(fā)馬氏體，但會使以后馬氏體的轉(zhuǎn)變量減少。第七十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2776六.磁場的影響淬火冷卻時，外加磁場將誘(You)發(fā)馬氏體相變，使Ms點升高，但不改變Ms點以下的馬氏體相變行為。七.存在先M組織馬氏體轉(zhuǎn)變之前存在珠光體，Ms點升高。奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，滲碳體為領(lǐng)先相，珠光體優(yōu)先在富碳的奧氏體區(qū)形成。馬氏體轉(zhuǎn)變之前存在貝氏體，Ms點下降。奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w時，鐵素體為領(lǐng)先相，貝氏體優(yōu)先在貧碳的奧氏體區(qū)形成。第七十七頁，共一百二十九頁。2023/2/27776.3.3馬氏體轉(zhuǎn)(Zhuan)變動力學馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學主要有以下幾種方式：變溫馬氏體轉(zhuǎn)變等溫馬氏體轉(zhuǎn)變爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變表面馬氏體轉(zhuǎn)變

第七十八頁，共一百二十九頁。2023/2/2778一.變溫馬氏體轉(zhuǎn)變(變溫瞬(Shun)時形核，瞬(Shun)時長大)出現(xiàn)于碳鋼及低合金鋼中、為變溫轉(zhuǎn)變。過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變是在連續(xù)冷卻過程中進行。馬氏體轉(zhuǎn)變量是在Ms－Mf溫度范圍內(nèi)，通過不斷降溫來增加的，即馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)。

特點：變溫瞬時形核，快速(瞬時)長大。第七十九頁，共一百二十九頁。2023/2/2779

過程：

(1)變溫瞬時(Shi)形核：當奧氏體過冷MS點以下時開始以極快的速度形核，必須繼續(xù)降溫，才能繼續(xù)形核，切變形核的速度極快，形核無孕育期；

(2)瞬時長大：長大速度極快，在10-4～10-7s內(nèi)長成一個單晶，表明長大所需的激活能極小。

(3)轉(zhuǎn)變速度依賴于形核率，與長大速度無關(guān)，新核長大到一定尺寸就停止長大。馬氏體轉(zhuǎn)變的繼續(xù)進行必須繼續(xù)降溫，而不是靠已有馬氏體晶體的進一步長大。Cohen歸納出馬氏體轉(zhuǎn)變的體積分數(shù)f與冷卻到的溫度tq之間關(guān)系為：f=1-6.956×10-15[455-(MS-tq)]5.32f=1-exp[-1.10×10-2△T]可見，tq越低，馬氏體轉(zhuǎn)變體積分數(shù)f越大。當tq與MS差值達455時，轉(zhuǎn)變馬氏體的體積分數(shù)可達1。第八十頁，共一百二十九頁。2023/2/2780二.等溫馬氏體(Ti)轉(zhuǎn)變(等溫形核、瞬時長大)出現(xiàn)于Fe-26%Ni-19%Mn，F(xiàn)e-26%Ni-3%Cr，高碳高錳鋼中，為等溫轉(zhuǎn)變。過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變可以用類似C曲線T-τ等溫圖來描述。

特點：等溫形核、瞬時長大。有孕育期，C曲線，但等溫轉(zhuǎn)變不完全。

右圖為Fe-23.7%Ni-3.62%Mn合金中馬氏體等溫轉(zhuǎn)變的曲線。第八十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2781

過程(Cheng)：

(1)等溫形成馬氏體核；形核有孕育期，形核率隨過冷度增加先增后減。

(2)長大速度極快，到一定尺寸后即停止。大小與上一類馬氏體相同。

(3)轉(zhuǎn)變速度隨時間增加，先增后減。

(4)等溫馬氏體轉(zhuǎn)變不能徹底轉(zhuǎn)變，只是部分轉(zhuǎn)變。

(5)變溫轉(zhuǎn)變中也有少量等溫轉(zhuǎn)變--通過等溫形成新核；原有的變溫馬氏體等溫過程中也會長大。

第八十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2782三.

爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變(自(Zi)觸發(fā)形核)出現(xiàn)于Fe-28%Ni，F(xiàn)e-26%Ni-0.48%C中為爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變。過冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變是在零下某一溫度突然發(fā)生并在一次爆發(fā)中形成一定說量的馬氏體，伴有響聲并放出大量潛熱，引起式樣溫度升高。

特點：自觸發(fā)形核，爆發(fā)式長大。馬氏體呈Z字形排列，伴有響聲并放出大量潛熱。Fe-30Ni-0.31C第八十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2783

過程：

(1)當MS<0℃時，在MS以下溫度形成{259}γ片狀馬氏體，并由于馬氏體轉(zhuǎn)變體積膨脹形成的高壓激發(fā)附近的{259}γ面上(Shang)形成大量的馬氏體，這種現(xiàn)象稱為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。

(2)發(fā)生爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的溫度稱為MB。(3)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變特點：馬氏體呈Z字形排列。

(4)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變不能進行到底。使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進行，必須繼續(xù)降溫。

第八十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2784爆發(fā)式形(Xing)成的馬氏體(a)19.1Ni-0.52C(b)23.7Ni-0.51C(c)25.7Ni-0.48C(d)27.2Ni-0.48C

第八十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2785熱彈性馬氏體：在一些合金中的馬氏體形成時，其產(chǎn)生的形狀變化始終依靠相鄰母相的彈性變形來協(xié)調(diào)，保持著界面的共(Gong)格性。這樣，馬氏體片可隨溫度降低而長大，隨溫度升高而縮小，亦即溫度的升降可引起馬氏體片的消長。具有這種特性的馬氏體稱為熱彈性馬氏體。形成熱彈性馬氏體的條件：①馬氏體與母相的界面共格關(guān)系未被破壞；②母相應具有有序點陣結(jié)構(gòu)，呈有序化狀態(tài)，以實現(xiàn)轉(zhuǎn)變的完全可逆性；③母相具有高的彈性極限。四、熱彈性馬氏體第八十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2786熱彈性馬氏體相變的判據(jù)：(1)臨界相變驅(qū)動力小，熱滯小；(2)相界能作往復(正、逆)運動；(3)形狀應變?yōu)閺椥詤f(xié)作，馬氏體內(nèi)(Nei)的彈性儲存能對逆相變驅(qū)動力作出貢獻。熱彈性馬氏體合金性能的特點：超彈性(偽彈性)和具有形狀記憶效應。若在Ms-Md溫度范圍內(nèi)對其施加應力，可誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，并隨應力的減增可引起馬氏體片的消長。

第八十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2787五.

表面馬氏體轉(zhuǎn)變在稍高于Ms點溫度等溫，會在試樣表面形成馬氏體，而內(nèi)部仍為奧氏體。其組織形態(tài)、形成速率、晶體學特征(Zheng)都和Ms點以下試樣內(nèi)部形成的馬氏體不同，這種只產(chǎn)生于試樣表層的馬氏體稱為表面馬氏體。第八十八頁，共一百二十九頁。2023/2/27886.4.4馬氏體轉(zhuǎn)變的形(Xing)核理論（了解）1.經(jīng)典形核理論（熱核說）形核功來源于熱起伏，長大靠原子一個一個的從母相轉(zhuǎn)入新相來實現(xiàn)。2.非均勻形核理論（缺陷形核說）馬氏體核胚有利于在母相的某些特定的有利的位置(如：位錯、層錯、晶界、亞晶界等晶體缺陷)上優(yōu)先生成。是不均勻形核。第八十九頁，共一百二十九頁。2023/2/27893.核胚凍結(jié)理論馬氏體的核胚是由在奧氏體中預先存在的具有馬氏體結(jié)構(gòu)的微區(qū)從高溫被凍結(jié)下來而成為(Wei)核胚。

4.自促發(fā)形核說當進行馬氏體轉(zhuǎn)變時，若母相中已存在馬氏體組織，能促進未轉(zhuǎn)變的母相形核。第九十頁，共一百二十九頁。2023/2/2790

(一)貝茵(Bain)模型由Bain于1924年提出。此模型雖不是切變模型，但用其便于說明點陣的改組和表象(Xiang)理論的計算。Bain提出的轉(zhuǎn)變機制可參見圖6-45?？蓪⒚嫘牧⒎娇礊轶w心正方晶體結(jié)構(gòu)，若將Z'軸壓縮18%，X'軸、Y'軸伸長12%，變形后的c/a=1.035，這說明了點陣的改組。6.4.5馬氏體轉(zhuǎn)變的切變機制（了解）但這一模型不涉及切變，所以無法解釋相變時出現(xiàn)的表面浮突，又因為這一模型中不存在不變平面，也就沒有慣習面。從而無法說明馬氏體中所出現(xiàn)的亞結(jié)構(gòu)。

第九十一頁，共一百二十九頁。2023/2/2791

(二)K－S切變模型是二次切變模型、三個步驟模型。轉(zhuǎn)變時有下列位向關(guān)系：{011}M//{111}γ，<111>M//<101>γ實驗能吻合。切變過程：

(1)在(111)γ面上，沿[-211]γ方向產(chǎn)生第一次切變，切變角為15°15'，完成的切變量為：0.57?

(2)在(131)γ面上，沿[-101]γ方向產(chǎn)生第二次切變，切變角為10°32'，使60度頂角變?yōu)?9°。

(3)適當調(diào)整參數(shù)。得到正方度為1.06的氏體。在無碳的情況下，第一次切變的切變角19°28'，第二次切變使60°頂角變?yōu)?0°32'，之后(Hou)調(diào)整參數(shù)。不完善處：不能完滿解釋慣習面及表面浮突現(xiàn)象。第九十二頁，共一百二十九頁。2023/2/2792K－S切變(Bian)模型示意圖K－S模型平面投影圖

第九十三頁，共一百二十九頁。2023/2/2793(三)G－T模型(二次切變、三個步驟模型)

1.第一次切變是沿慣習面的均勻切變；在接近{259}晶面上發(fā)生第一次切變，產(chǎn)生整體宏觀變形，使表面浮凸發(fā)生均勻切變。2.第二次切變是不均勻切變；在(112)'晶面的[111]'方(Fang)向發(fā)生12o~13o的第二次切變，使之變?yōu)轳R氏體的體心正方點陣，宏觀不均勻切變，即它只是在微觀的有限范圍內(nèi)保持均勻切變，以完成點陣改建，而在宏觀上則形成沿平行晶面的滑移或?qū)\生。3.適當調(diào)整參數(shù)，使晶面間距符合實驗結(jié)果。G－T模型切變過程示意圖(a)切變前(b)均勻切變（宏觀切變）(c)滑移切變(d)孿生切變第九十四頁，共一百二十九頁。2023/2/2794G-T模型立體示意圖a)二次切變?yōu)榛芺)二次切變?yōu)閷\生第九十五頁，共一百二十九頁。2023/2/2795

6.4.6馬氏體晶核長大

馬氏體形核和晶核長大速度很大。馬氏體晶核長大是通過切變逐漸長大的。長大方式為協(xié)同型長大。隨馬氏體長大，奧氏體的切應變愈(Yu)來愈(Yu)大，當超過奧氏體的s時，發(fā)生塑性變形而使界面的共格破壞，這樣奧氏體原子不可能再通過協(xié)同式短距離位移轉(zhuǎn)移到馬氏體，而必須通過原子較長距離的擴散才能使長大繼續(xù)進行，這樣的轉(zhuǎn)移實際上難以進行，使馬氏體停止長大。第九十六頁，共一百二十九頁。2023/2/2796

馬氏體長大的核心問題：1)界面的運動，它受以下因素的影響：①驅(qū)動力的控制，②材料本身的組(Zu)元，如含間隙原子碳，組(Zu)成碳氣團形成拖曳效應（即減慢界面運動）；③界面運動阻力－界面摩擦，④晶體內(nèi)其他缺陷，以及其他障礙（夾雜物和晶界等）交互作用。2)基體對馬氏體形狀改變的協(xié)作。當基體主要以彈性形變進行協(xié)作時，馬氏體以非熱彈性方式長大，其極端的情況為：馬氏體瞬間長大至給定形狀，長大的不同機制不但決定長大的速率，也決定馬氏體的形態(tài)。

第九十七頁，共一百二十九頁。2023/2/2797本節(jié)小(Xiao)結(jié)

1、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學條件：必須降低到Ms點以下。

2、馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力和阻力。

3、MS的物理意義和Ms點很低的原因。

4、馬氏體的形成條件：深冷和快冷。

5、形變誘發(fā)馬氏體。

6、影響馬氏體形成的因素（影響鋼的MS因素）。

7、馬氏體轉(zhuǎn)變動力學：變溫轉(zhuǎn)變、等溫轉(zhuǎn)變、爆發(fā)式轉(zhuǎn)變、表面轉(zhuǎn)變。

8、馬氏體轉(zhuǎn)變的形核理論。

9、馬氏體轉(zhuǎn)變的機制：切變機制。

10、馬氏體晶核長大。

第九十八頁，共一百二十九頁。2023/2/27986.5馬氏體的性能及(Ji)影響因素第九十九頁，共一百二十九頁。2023/2/27994.8.1馬氏體的硬度和(He)強度

一.馬氏體的高硬度和高強度1.鋼中馬氏體力學性能的顯著特點是具有高硬度和高強度。2.馬氏體的硬度主要取決于馬氏體的含碳量。通常情況下，馬氏體的硬度隨含碳量的增加而升高。但當碳含量超過0.6%時，硬度增長趨勢下降。3.淬火鋼的硬度取決于馬氏體和殘余奧氏體的相對含量。只有當殘余奧氏體量很少時，鋼的硬度與馬氏體的硬度才趨于一致。這是必須注意的。4.馬氏體的屈服強度隨含碳量的增加而升高。

含碳量對馬氏體的強度與硬度的影響第一百頁，共一百二十九頁。2023/2/27100不同碳含量的鋼淬火后的硬度及碳含量與(Yu)殘余奧氏體量的關(guān)系。

曲線1是完全淬火并進行冷處理后馬氏體的硬度。奧氏體全部轉(zhuǎn)化為馬氏體，所得即為馬氏體硬度和碳含量關(guān)系。

曲線2是亞共析鋼高于AC3、過共析鋼高于AC1且低于ACCm的淬火的硬度。對于過共析鋼采用的是高于AC1的不完全淬火，所得馬氏體中碳含量即為該溫度下奧氏體的飽和碳濃度，溫度不變時均相同，故隨碳含量增高，硬度基本不變。

曲線3為完全淬火后所得的硬度。當碳量低時，淬火后馬氏體的硬度隨碳量增加而升高；當碳量高時，Mf已在0℃以下，淬火后得到馬氏體和奧氏體雙相組織。故隨碳量增高，奧氏體量增加，由于奧氏體硬度低，硬度反而下降。第一百零一頁，共一百二十九頁。2023/2/271011.相變強化

相變強化是指馬氏體相變時，在晶體內(nèi)造成晶格缺陷密度很高的亞結(jié)(Jie)構(gòu)。如板條馬氏體中高密度的位錯、片狀馬氏體中的孿晶或?qū)渝e等，這些缺陷都將阻礙位錯的運動，使馬氏體得到強化。這些缺陷的增加，使馬氏體強度提高147～186MPa。

二.馬氏體高硬度(高強度)的本質(zhì)馬氏體具有高硬度、高強度的原因是多方面的，其中包括：固溶強化、相變強化、時效強化、晶界強化。第一百零二頁，共一百二十九頁。2023/2/271022.固溶強化

固溶強化是指碳對馬氏體的固溶強化。過飽和的間隙原子碳在α相晶格中造成晶格的正方畸變，形成一個很強的應力場，該應力場阻礙位錯的運動，從而提高馬氏體的強度和硬度。圖中曲線1。3.時效強化

時效強化是指馬氏體形成以后，在隨(Sui)后的放置過程中，碳和其它合金元素的原子會向位錯線等缺陷處擴散而產(chǎn)生偏聚，使位錯難以運動，從而造成馬氏體的強化。圖中曲線2。第一百零三頁，共一百二十九頁。2023/2/27103含碳量對馬氏體顯微硬度的影(Ying)響4.孿晶對馬氏體強度的貢獻當碳含量小于0.3%時，由于位錯強化，使強度與碳含量呈直線關(guān)系；當碳含量大于0.3%時，出現(xiàn)孿晶，使硬度的增長偏離直線，說明孿晶有一附加強化機制，使硬度的增長偏離直線。碳含量相同時，孿晶馬氏體強度高于位錯馬氏體。第一百零四頁，共一百二十九頁。2023/2/27104

5.奧氏體晶粒度

馬氏體的晶界強化是指通常情況(Kuang)下，原始奧氏體晶粒越細小，所得到的馬氏體板條束也越細小，而馬氏體板條束阻礙位錯的運動，使馬氏體得到強化。奧氏體晶粒愈小，馬氏體板條束越細，強度越高。

0.2=608+69dγ-1/2

或0.2=449+60dM-1/2dγ為奧氏體晶粒直徑(mm)

dM為馬氏體板條束直徑(mm)

0.2單位為MPa。第一百零五頁，共一百二十九頁。2023/2/27105

6.5.2馬(Ma)氏體的韌性和塑性馬氏體的韌性也主要取決于馬氏體的碳含量和亞結(jié)構(gòu)。在相同屈服強度下，位錯(板條)馬氏體比孿晶(片狀)馬氏體具有較高的韌性(前者有較多滑移系便于開動位錯)。當碳含量小于0.4%時，馬氏體具有高韌性；當碳含量大于0.4%時，馬氏體韌性很低?？傊?，片狀馬氏體具有較高的強度，但脆性較大，其主要原因是片狀馬氏體中的亞結(jié)構(gòu)為孿晶，片狀馬氏體中含碳量高，晶格畸變大，同時馬氏體高速形成時互相撞擊使得片狀馬氏體中存在許多顯微裂紋。而板條馬氏體中的亞結(jié)構(gòu)為位錯，具有很高的強度和良好的塑、韌性。第一百零六頁，共一百二十九頁。2023/2/271066.5.3馬氏體的相變誘發(fā)塑(Su)性具有高的延伸率和低的流變抗力。在相變的同時呈現(xiàn)的超塑性稱為相變超塑性。第一百零七頁，共一百二十九頁。2023/2/27107

6.5.4馬氏體的物理性能鋼中馬氏體具有鐵磁性和高的矯頑力(Li)，其比容與奧氏體的比容相差很大。1.比容馬氏體比容最大2.磁性高的鐵磁性和矯頑力3.電阻馬氏體的電阻率比P大

第一百零八頁，共一百二十九頁。2023/2/271086.5.5高碳馬氏(Shi)體的顯微裂紋馬氏體片形成速度極快，互相撞擊或與奧氏體晶界相撞時可形成很大的應力集中，加之高碳馬氏體本身很脆，故在撞擊時極易產(chǎn)生裂紋。這些裂紋雖很小，但可成為疲勞裂紋源而導致開裂。

以單位體積馬氏體內(nèi)出現(xiàn)顯微裂紋的面積SV(mm2/mm3)作為形成顯微裂紋的敏感度。第一百零九頁，共一百二十九頁。2023/2/27109(一)影響形(Xing)成顯微裂紋因素

1.含碳量當WC<1.4%時，隨碳量增加，SV

急劇增加，因而此時生成的是細而長的橫貫奧氏體晶粒的{225}M，易受撞擊而斷裂。當WC>1.4%時，隨碳量增加，SV

反而下降，因此時生成短而寬的{259}M，不易受撞擊斷裂。通常馬氏體中含碳量均低于1.4%，故為降低SV，應盡可能降低含碳量。第一百一十頁，共一百二十九頁。2023/2/271102.奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度越大，橫貫奧氏體的馬氏體越粗大，越易發(fā)生撞擊而斷裂，SV

越大。故為降低SV，高碳鋼中奧氏體化溫度不宜過高，以免溶入過多碳及使晶粒長大。3.淬火冷卻溫度淬火冷卻溫度越低，奧氏體殘越少，馬氏體量越多，形成裂紋可能性越大，故對于高碳鋼，采取冷處理時，必須慎重。

4.馬氏體轉(zhuǎn)變量SV

隨馬氏體量增大而增大，但當馬氏體量超過27%后(Hou)，形成的馬氏體均細小，不致引起顯微裂紋，SV不再隨馬氏體量增大而增大。第一百一十一頁，共一百二十九頁。2023/2/27111

(二)減少顯微裂紋的途徑1.降低高碳鋼的奧氏體化溫度，采用不完全淬火。2.淬火后立即回火使大部分顯微裂紋彌合。各種組(Zu)織的裂紋敏感性：F→P→B-F→板條馬氏體→上B→粒狀B→島狀馬氏體/γ→針狀馬氏體，顯微裂紋的敏感性增加。第一百一十二頁，共一百二十九頁。2023/2/27112本(Ben)節(jié)小結(jié)

1、馬氏體的高硬度和高強度及其原因。

2、馬氏體的韌性和塑性及原因。馬氏體的相變誘發(fā)塑性。3、馬氏體的物理性能。

4、高碳馬氏體的顯微裂紋及影響因素。第一百一十三頁，共一百二十九頁。2023/2/271136.6奧氏體(Ti)穩(wěn)定化

奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，促使內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使γ→M的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。

奧氏體穩(wěn)定化分為：奧氏體熱穩(wěn)定化和奧氏體機械穩(wěn)定化第一百一十四頁，共一百二十九頁。2023/2/27114

6.6.1奧氏體熱穩(wěn)定化

一.奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象淬火時，冷卻中斷會引起奧氏體穩(wěn)定化，冷卻中斷后繼續(xù)冷卻，轉(zhuǎn)變并不立即恢復，而要滯后一段溫度θ,轉(zhuǎn)變才繼續(xù)進行。冷卻到室溫時，未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體量也增多。

奧氏體熱穩(wěn)定化程度可(Ke)用滯后溫度θ以及室溫時的殘余奧氏體增量δ來表示。冷卻緩慢相當于在一連串溫度下的短時間停留，故也會造成穩(wěn)定化。實例：油淬得到的殘余奧氏體比水淬多。引起熱穩(wěn)定化的必要條件是：碳和氮的存在。熱穩(wěn)定化有一溫度上限，通常以MC表示，只有在MC點以下，等溫停留或緩冷才會造成熱穩(wěn)定化。

第一百一十五頁，共一百二十九頁。2023/2/27115

2.影響熱穩(wěn)定化的因素影響熱穩(wěn)定化的因素是等溫溫度和等溫時間，同時也受已生成的馬氏體量的影響。1.長時間等溫時，等溫溫度越高，穩(wěn)定化越快，穩(wěn)定化程(Cheng)度θ越低；短時間等溫時，等溫溫度越高，穩(wěn)定化越慢，穩(wěn)定化程度θ越大。但熱穩(wěn)定化有一溫度上限，用MC表示。只有在M