金属材料及热处理 11 钢的热处理篇(4)

1、1、 Fe-C相图与碳钢2、 钢的加热转变（奥氏体化）3、 奥氏体的冷却转变（奥氏体分解， C曲线）4、 珠光体转变与钢的退火、正火5、 马氏体转变与钢的淬火6、 淬火钢的加热转变与钢的回火7、 贝氏体转变与钢的等温淬火8、 表面淬火9、 化学热处理10、热处理的工艺基础（略）六、六、碳钢及钢的热处理碳钢及钢的热处理5、马氏体转变与钢的淬火1）概述2）马氏体转变的基本特征3）马氏体相变的分类（略）4）马氏体相变热力学5）马氏体相变动力学6）马氏体的晶体结构、形态与性能7）马氏体相变晶体学8）有色金属马氏体相变（略）9）马氏体相变新理论（略）5、马氏体转变与钢的淬火1 1）概述）概述马氏体转变首

2、先是在钢中发现，钢的过冷奥氏体的低温转变(如淬火得马氏体)称为马氏体转变，钢淬火可以得到马氏体其中的马氏体硬，生产速率快，回火后可以明显可以改善钢的韧塑性，因此钢种淬火回火有广泛的应用，后来在有色合金中，如Ti，Cu等及其合金中，亦发生马氏体转变.马氏体转变在材料研究中点极重要的地位。马氏体 当钢的奥氏体以大于临界淬火速度冷却到从Ms点以下时，在显微镜下可看到一种针状组织 ，这类组织硬度高，具铁磁性；(德冶金学) 马氏体相变(狭义)钢中奥氏体转变成马氏体的过程；钢中奥氏体转变成马氏体的过程；后来，相继发现在一些有色金属中也存在类似钢中马氏体相变的过程，这样，马氏体相变和马氏体就被赋予了更为广泛

3、的含义。马氏体相变(广义)凡符合马氏体相变基本特征的转变过程，均称凡符合马氏体相变基本特征的转变过程，均称为马氏体相变，其相变产物均称为马氏体。为马氏体相变，其相变产物均称为马氏体。历史：历史：19世纪中叶，索尔拜（Sorby ）首次用金相显微镜观察到淬硬钢特有的针状组织，1895年为了纪念德国冶金学家阿道夫 。 马丁，命名为马氏体（Martensite）。 。并把钢中奥氏体转变成马氏体的过程称为马氏体相变。19261927年，W。L芬克（Fink）和。B库尔久莫夫分别用X射线技术确定了钢中马氏体为体心正方结构是碳在-Fe中的过饱和固溶体，是奥氏体快冷时转变的介稳相。19世纪中叶，索尔拜（So

4、rby ）首次用金相显微镜观察到淬硬钢特有的针状组织，后来命名为马氏体（Martensite）。19261927年，W。L芬克（Fink）和。B库尔久莫夫分别用X射线技术确定了钢中马氏体为体心正方结构是碳在-Fe中的过饱和固溶体，是奥氏体快冷时转变的介稳相。1930年。B库尔久莫夫和G。萨克斯（Sacks）首次测得Fe-C合金中马氏体和母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系（KS关系）1995年国际马氏体相变定义为：替换原子经无扩散位移（均匀和不均匀形变）、由年国际马氏体相变定义为：替换原子经无扩散位移（均匀和不均匀形变）、由此产生形状改变和表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核此产生形状改变和

5、表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核-长大型的相变。可长大型的相变。可简单的称马氏体相变为替换原子无扩散切变（原子沿相界面做协作运动）、使其形简单的称马氏体相变为替换原子无扩散切变（原子沿相界面做协作运动）、使其形状改变的相变。状改变的相变。2 2）马氏体转变的基本特征）马氏体转变的基本特征马氏体转变的始态是奥氏体（），终态是马氏体（M）。转变的反应式是： M； 是面心立方（fcc）晶体，而M 是体心立方或体心正方（bct）。母相（ ）与新相（ M ）的成分相同，但晶体结构不一样。最初，因钢中马氏体硬脆，生成速度快。人们对马氏体转变的认识也尽限于此，但后来有色合金(如Ti，Cu等)以及Fe

6、-Ni中，亦可以发生马氏体转变，但马氏体并不硬脆，而且Au-Cd合金中马氏体生成速度亦不快。因此。以硬脆快为马氏体的特点很片面。根据以往的实验结果，综观马氏体转变研究，总结其共同基本特征如下：（1）无扩散性）无扩散性 （2）惯习面及其不应变性）惯习面及其不应变性（3）表面浮凸和形状改变（4）新、旧相之间保持一定的位向关系 （5）马氏体内往往有亚结构 （6）马氏体相变的可逆性（7）一级相变特征（8）形核和长大过程（1 1）无扩散性）无扩散性，扩散不是马变的控制因素，扩散不是马变的控制因素相变过程中原子的迁动不超过一个原子间距。晶体结构变化，化学成分不变化。马氏体转变的所有原子协同运动(切变)来达

7、到晶格改组，类似于机械孪生，每个原子相对于相邻原子，迁移距离小于原子间距，且矢量相同(包括方向距离)马氏体相变中没有原子的混合和再混合，新相保留了与母相完全相同的成分，有以下实验事实为依据：a、在新相的显微组织上未发现第二相；b、以碳钢为例，实测的马氏体含碳量与母相相同；c、有些马氏体的有序结构与母相相同。可见，在马氏体相变中没有发生原子的扩散混合，在马氏体相变中原子间距离并不发生显著变化。即原子的相对运动极小，并小于原子间距。以下实验均显示马氏体相变重原子无扩散特征：以下实验均显示马氏体相变重原子无扩散特征：证据1Fe-C及Fe-Ni合金中马氏体的形成速度很高，在-20 到-195 范围内，

8、形成时间约为0.050.5微秒。在如此低的温度下，原子的扩散的速度很慢，不可能达到如此快的转变速度，是不可能通过单个原子跳跃扩散方式的，同时由于其成分不发生改变，必然是以某种原子集体位移的方式进行。证据2Li-Mg合金在低于80k低温下（在-200）是进行马氏体相变，并发出嘶叫声。在80k低温下，原子不可能超过一个原子间距的迁动，说明马氏体相变为无扩散性相变。证据3高碳钢经淬火后呈现马氏体和残余奥氏体两相，经分别测得两相的点阵正常数，得出两相含碳量相同，证明马氏体相变中并不改变成分。证据4高碳钢经淬火后，以穆斯堡尔谱仪测得残余奥氏体内（在八面体中心）的位置直接遗传给马氏体。证据5马氏体转变可以

9、在极低温度下极快速度完成，如Fe-Ni-C系马氏体可以-20-200范围内生成，速率可达105cm/s，相当于弹性波传播速率，1/3声速，但是碳原子在-60以下扩散运动几乎停止.证据6淬火后碳钢中马氏体与残奥有相同含碳量证据7如果母相有序，则马氏体亦有序，说明原子间的排列关系未变，如Fe3Pt马氏体具有与母相不同类型的晶体结构，但马氏体相变属于无扩散型相变，马氏体具有与母相不同类型的晶体结构，但马氏体相变属于无扩散型相变，即相变过程终原子的迁动不超过一个原子间距。可以设想，马氏体相变是即相变过程终原子的迁动不超过一个原子间距。可以设想，马氏体相变是以类似机械孪生的切变方式，使大量原子有规律地协

10、同位移来实现晶体结以类似机械孪生的切变方式，使大量原子有规律地协同位移来实现晶体结构的转变，在相变过程中，原子并不作无规则行走或顺序跃迁穿越界面，构的转变，在相变过程中，原子并不作无规则行走或顺序跃迁穿越界面，原子的近邻关系不会发生改变。正由于此，马氏体相变的结果只有晶体结原子的近邻关系不会发生改变。正由于此，马氏体相变的结果只有晶体结构的变化来无化学成分的变化，新相的成分与母相完全相同。构的变化来无化学成分的变化，新相的成分与母相完全相同。（2）惯习面及其不应变性）惯习面及其不应变性马氏体总是在母相的特定晶面上析出，伴随着马氏体相变的切变，一般与此晶面平行，此晶面为基体与马氏体相所共有，称为

11、惯析面。 惯析面只是宏观上无畸变、无转动，并且一般惯析面只是宏观上无畸变、无转动，并且一般不属于有理指数的晶面。它是一个半共格、具不属于有理指数的晶面。它是一个半共格、具有高度活动性的相间界。有高度活动性的相间界。惯析面通常以母相的晶面指数来表示。 钢中含碳量低于0.4%，111 ；0.51.4 %，225；高于1.4%，259 ；钛合金中为 344不变平面应变指具有不变（无畸变、不转动）平面的均匀应变。马氏体相变类似于孪生。只是孪生是一种具有特定切变角的纯切变，而马氏体相变则与之不同，仅从满足相变时体积变化的要求考虑。必须在纯切变之外，再加一个法向分量，如图。马氏体开始在母相的一定晶体面上形

12、成，这一定晶体面成为惯习面。马氏体长大时，惯习面就成为两相的交界面。马氏体相变具有一定的惯习面（以母相面来表述），惯习面都不是简单指数面，而且在相变中既不发生应变，也不经转动。惯习面只需不应变就不必是简单指数面。惯习面惯习面马氏体相变时，马氏体总是在母香的一定晶面开始形成，这一定晶面即为惯析面。马氏体长大时，惯析面就成为两相的交界面。因为马氏体转变是以共格切变方式进行的，所以惯析面为近似的不畸变平面，即惯析面在相变过程中既不发生应变，也不发生转动。不同材料马氏体相变时具有不同的惯析面。钢中已测出的惯析面有111， 225， 259。含碳量低于.，惯析面为111，含碳量在.时225 ；含碳量高于

13、.时259。惯习面不应变性惯习面不应变性应变区内任何一点的位移是该点与不变平面(无应变、不转动的惯析面)距离的线性函数。这种均匀应变称为“不变平面应变”。存在不变平面是马氏体相变区别与其它相变的一个非常重要的特征。（3）表面浮突和形状改变）表面浮突和形状改变相变过程中发生宏观切应变，出现表面浮突，发生形状改变，这是惯习面及其不应变性的结果在马氏体相变中，除体积变化外，点阵形变在转变区域中产生形状改变，这在抛光的表面上产生浮凸或倾动，并使周围的基体发生畸变，如下图所示。若预先在抛光的表面上划有直线刻痕，发生马氏体相变后，由于倾动使直线刻痕产生位移，并在相界面处转折，变成连续的折线。以上实验事实说

14、明： a、马氏体是以两相交界面为中心发生倾斜，倾斜方向与 晶体位向有严格关系，在此过程中交界面并未发生旋转； b、在表面上，划痕方向发生简单的改变说明相变导致均匀变形或切变； c、划痕不断开、在表面上的连续性表明交界面并未发生畸变，界面在变形中继续保持平面。实验表明，抛光试样经马氏体相变后，抛光表面出现浮凸，相变过程中有宏观切应变发生。不变平面应变的简单例子是变形孪生时的切变。马氏体相变时较为复杂一些，应变时任一点的位移与不便平面成一定角度，但这种应变也可以分解为一个简单的切应变加上一个垂直于不变的单向膨胀（拉伸）或收缩（压缩）。 拉伸分量 剪切分量 不应变平面 （a） （b） 不变平面应变

15、（a）孪生；（b）马氏体相变图1-4（a)示出0.2%C刚形成马氏体时在预先抛光的试样表面上所出现的表面浮突；（b）示出同上试样在经抛光并浸蚀后显示和表面浮突相对应的马氏体组织。将高碳钢垂直两面的试样抛光，经马氏体形成后将一个侧面浸蚀，仔细观察马氏体和表面相交的情况，拍成照片，如图1-5。可见，试样表面因马氏体形成而有倾动的现象。如图1-5（a）所示，与马氏体相交表面一边陷凹、一边突出，并牵动邻近奥氏体也呈倾凸现象。图1-5（b）示出相近两片马氏体形成时，浮突的协作结果是邻近其间的奥氏体出现更明显的鼓突和下陷。把图1-5（a）的表面倾动情况，放大的示意绘如图1-6。可见在显微镜光线（尤其是斜照

16、明）照射下，浮突两侧出现明显的山阴和山阳。（4 4）新旧相之间保持一定位相关系）新旧相之间保持一定位相关系由于马氏体相变时新相在惯析面上形成，新、旧相间的界面为共格界面，而且原子是以切变方式规则地发生位移来完成相变，界面的共格性不会遭到破坏（切变共格相界）。即，马氏体相变过程中新相和母相始终保持切变共格性。马氏体相变过程中新相和母相始终保持切变共格性。因此，马氏体与母相始终保持着一定的位向关系，相变后新相和母相之间存在确定的位向关系。一般，基体中的密排面平行于马氏体中相似的面，密排方向也是如此。对于铁基合金的 马氏体相变，已观察到位向关系有三种。即， K-S关系（Fe-（小于1.4%）C )

17、111 /011 111 /011 ， / / ； 西山(Z Niskiyama)关系（Fe-30%Ni合金 ）111 /110 111 /110 ， / / ； G-T关系111 /011 111 /011 差，差， / / 差差2 2； （5）马氏体内往往具有亚结构）马氏体内往往具有亚结构马氏体内部结构包括许多缺陷，如位错、层错、孪晶等，这是滑移或孪生的结果。 高密度位错或细微孪晶 （铁基合金） 孪晶或层错（有色合金）马氏体的亚结构十分复杂。马氏体相变的产物马氏体是一种显微组织，在马氏体组织内出现的组织结构成为亚结构。在低碳马氏体内呈现密度较高的位错，在高碳马氏体内以细的孪晶作为亚结构；有

18、色和金马氏体的亚结构为孪晶或层错，有的称层状结构，也是由层错所组成的；Fe-Mn六方马氏体的组织位很薄的片，在电镜下还未观察到其亚结构。因此现在只能说，马氏体相变产物马氏体内一般往往具有亚结构，如孪晶，显示有的区域经过切变，有的区域未经切变，因此马氏体内亚结构是相变时局部（不均匀）切变的产物。试验发现，马氏体内部往往有亚结构。铁基合金马氏体内的亚结构为髙密度位错或细微孪晶，有色合金马氏体的亚结构一般为孪晶或层错。马氏体内亚结构的存在表明，所谓马氏体相变是一种均匀应变，仅仅是指均匀的宏观应变，实际上在微观体积范围内，有的区域经过切变，有的区域并未发生切应变。马氏体内的亚结果是相变时这种局部（不均

19、匀）切应变的产物。 图1113 马氏体的显微形貌 a)淬火Fe-0。2%C钢中的板条马氏体，100 x； (b) 淬火Fe-1。85Mn-1。28C钢中片状马氏体，400 x材料科学基础冶金工业出版社P384马氏体相变可以看作两种切变过程，均匀切变或均匀点阵变形，造成结构变化；滑移或孪生（可以很大程度上补充了与点阵变形相联系的基体畸变，消除应力及部分应变能且不改变已形成的结构，并达到宏观不畸变要求）由此也形成了内部大量的缺陷。若点阵不变形变是滑移，就得到板条马氏体，亚结构是高密度位错；若是孪生，得到透镜马氏体。中部 中脊面为中心的相变孪晶，片边 复杂的位错组列 （6）马氏体相变的可逆性）马氏体

20、相变的可逆性M （不发生+Fe3C）马氏体转变具有可逆性。即，把低温相（马氏体）以足够快的速度加热时，马氏体可以不分解而通过无扩散方式直接转变成高温相（奥氏体）。高温相在冷却时转变为低温相。 如Fe-Ni，Fe-Mn，Cu-Al，Cu-Au，In-Tl等合金中。利用马氏体相变的可逆性制造出形状记忆合金（原理如图） 。合金转变时特点： 冷却到Ms开始转变，但加热时不是达到Ms，而是达到As温度才开始逆转变。在转变过程中出现热滞现象，转变曲线形成热滞环。这意味着，在冷却过程中相变的驱动力的一部分是用来克服共格应变能和界面能，并贮存于相变产物中；而在逆转变中随着温度升高，共格应变能和界面能逐渐释放因

21、而形成热滞环。马氏体相变和其他相变一样，具有可逆性。当冷却时进行高温不相变为马氏体p M的相变，成为冷却相变，当加热时发生马氏体逆变为母相M P的相变，成为可逆相变或逆相变。你相变也出现马氏体型的浮突，但和马氏体形成时方向相反。马氏体相变具有可逆性，对于某些合金，冷却时高温母相转变为马氏体，重新加热时已形成的马氏体有可以逆转变为高温母相。冷却时的马氏体转变及重新加热时马氏体的逆转变通常都是在一个温度范围内完成的。冷却是马氏体开始形成温度记为Ms，转变终了温度记为Mf。逆转变时开始温度记为As，终了温度记为Af。通常，As温度要比Ms温度高。（形状记忆合金）（7）一级相变特征）一级相变特征马氏体

22、相变发生时，点阵常数有明显改变，图1-12为高碳Fe-C合金在马氏体相变时点阵常数的改变的示意图；比容和热函数等性质也是如此。因此马氏体相变在热力学上属于以及相变。（8）形核和长大过程（略）形核和长大过程（略）马氏体相变只是晶体结构发生变化而成分并不改变；马氏体相变有别于其它相变的特殊性在于不是形核和长大的过程而是单纯的切变形式的过程。马氏体相变的形核形核位置 ：有利形核的位置（如孪晶及晶界、变形带的交叉处 、原马氏体位置）晶体缺陷胚芽(类马氏体结构)弗兰克(Frank)模型位错圈扩张 110 , 225 产生新位错圈554（附）马氏体相变在形状记忆合金中的应用（略）（附）马氏体相变在形状记忆

23、合金中的应用（略）近年来，形状记忆合金的应用领域不断扩大。例如，已做成喷气战斗机的液压系统导管；利用低质能源的固体发动机；航天工程上的可折叠宇航天线；医学上用的牙齿整畸弓丝；矫正脊椎骨的哈氏棒；电器工业上的自动触头，保安装置；控制上的热敏元件，温度开关；直至玩具和生活用品。 形状记忆效应的含义是：某些具有热弹性马氏体相变动合金材料，在马氏体状态，进行一定限度的变形或变形诱发马氏体后，则在随后的加热过程中，当温度超过马氏体相消失的温度时，材料能完全恢复到变形前的形状和体积。 马氏体相变最初是在钢中发现的现象，并作为钢的热处理技术基础加以研究；而形状记忆合金的记忆效应则是靠材料中发生热弹性马氏体相

24、变所产生的，它已成为马氏体相变领域中占据首要地位的研究课题，并开辟了马氏体应用研究的新领域。现在研究较多的有Ti-Ni，Au-Cd，Cu-Zn，Ag-Cd，Ni-Al，Co-Ni，Fe-Ni等十数个系列。马氏体相变是一种固态相变，是一种伪切变引起原子短程扩散的相变。通过对形状记忆合金的研究，认为只有在具备马氏体相变是热弹性的及马氏体属于对称性低的点阵结构，而母相晶体为对称性较高的立方点阵结构，并且大都是有序的等条件时才会有记忆效应，其形状记忆效应产生的主要原因是相变，大部分形状记忆合金的相变是具有可逆性的热弹性马氏体相变。（附）马氏体转变定义的说明（略）（附）马氏体转变定义的说明（略）也就是说

25、，马氏体转面存在不应变平面(惯习面)马氏体转变有惯习面225(母相中的某一晶面)，转变前后此面不转变不畸变，(无宏观应变，见P143图8-20)，图示十分简单，实际上惯习面总是母相中一定晶面以惯习面为基准，则马氏体中原子迁移有两个特点。i、马氏体与母相以惯习面为界保持共格的关系，ii、马氏体中任何一点的迁移量与该点到惯习面的距离成直线关系因此，马氏体转变是具有不变平面(惯习面)和均匀相变(平面转变成平面的相变)的应变，即为不变平面应变，这是马氏体转变极重要特征。这与变形孪生类似，只是变形孪生晶格类型未改变，无膨胀现象。其他特征由1，2两个基本特征带来的 iii、表面浮凸，但这点其他相变亦可能有

26、iv、位向关系(共格造成)钢中马变著名的位向关系有，碳钢(1.4%C)K-S关系111A/011M A/M，Fe-Ni合金，西山(N)关系111A/110M A/M v、马氏体内存在亚结构，位错，细微孪晶，层错等vi、可逆性，马氏体与奥氏体可逆转换，但在钢中难以实现，铁基记忆合金少。最基本的是无扩散性、不变平面应变，因此，马氏体转变可以定义为具有不变平面应变特征的无扩散相变3） 马氏体相变的分类马氏体相变的分类1、按相变驱动力分类、按相变驱动力分类 马氏体相变（冷却相变）需在To以下一定温度才开始，这个温度为Ms温度，在此温度下，两项自由能差G（马氏体自由能减去母相自由能）0，即马氏体具有较低

27、的自由能时，母相才可能转变为马氏体。这个自由能差值成为相变驱动力。以相变驱动力大小可将相变分为两类。一类是相变驱动力较大的，达几百卡/mol；一类是相变驱动力较小，只几卡/mol或几十卡/mol。2、按形成方式分类、按形成方式分类按马氏体形成方式的不同，可将马氏体相变分为：马氏体的变温（非等温）形成马氏体的变温（非等温）形成，即马氏体的形成数量只是温度的函数；马氏体的等温形成马氏体的等温形成，即马氏体的数量依赖于时间；马氏体的爆发形成马氏体的爆发形成，即马氏体在一定温度时一瞬间大量爆发形成；以及热弹热弹性马氏体性马氏体，随温度的下降（或应力的增加），马氏体长大、增多，随温度的上升（或应力的减少

28、），马氏体收缩、减少，马氏体的形成随温度或应力而弹性的变化。3、按形核机制分类、按形核机制分类一般将马氏体相变形核分为经典的均匀形核和非经典的非均匀形核4）马氏体相变热力学）马氏体相变热力学（1）能量分析）能量分析马氏体相变热力学遵循相变一般规律，既只当新相（M)与母相（y)的自由能为负值时才会发生相变。由图41可见，当温度冷至Ts以下，Gm0，不可能发生无扩散的ya；在Te以下的T2温度时， gY=Ga-Gy0，无扩散的ya可以发生，相变前后的化学成分相同。 Te大约在各成分合金的A1点与A3点之间的一半处。Te就是马氏体相变的平衡温度。 马氏体形成时，除了界面能之外，由于新、旧两相之间的界

29、面为切变共格界面，而且两相的比容不同，还会产生很大的弹性应变能，因此相变需要克服很大的阻力（形核能垒）。只有当温度冷至比TE低得多的MS点，马氏体相变才能发生。温度越低，驱动力越大，相变量也就越多。 由于点远低于，所以原子难以扩散。马氏体相变无扩散特征的热力学可能性，可用碳素钢中低碳马氏体的形成加以说明。马氏体相变的热力学遵循遵循相变的一般规律：只当新相与母相的自由能差为负值时才会发只当新相与母相的自由能差为负值时才会发生相变。生相变。在TE点形成马氏体所需的自由能（临界驱动力）可用下式估算： GV=SfT =Sf(TE-MS)中低碳马氏体的形成 T10不可能发生 T2TE ： GV=G-G0

30、发生 （2）马氏体相变开始温度（）马氏体相变开始温度（Ms)的意义及其测定的意义及其测定 按热力学，必须低于T0（母相和马氏体自由能相等的温度）温度，相变才能开始，因此，Ms温度的高低，即（ T0Ms）值表示了相变的滞后程度，也表示了相变所需驱动力的大小。（ T0Ms）值越大，这相变的滞后程度越大，相变所需驱动力越大。在生产实际中，鉴于下述原因，对钢中马氏体开始形成的温度给予很大主意：（i）结构钢中马氏体的性质（尤其是韧性）决定于它的亚结构，而亚结构往往和马氏体开始形成的温度有紧密关系。为了得到较高韧性的马氏体，必须是钢具有较高的Ms温度。（ii）的马氏体开始形成温度往往决定高、中碳钢在室温时

31、的残余奥氏体数量。 Ms温度越高，室温条件下钢中残留奥氏体数量越少。 Ms温度越低，室温条件下钢中残留奥氏体数量越多。为了求得足够的马氏体，减少残余傲视体量，对Ms较低的钢就得进行零下处理。（iii）在选择合适的淬火介质及制订淬火工艺地都需要参考淬火钢的Ms温度。（iv）加工变形会诱发马氏体的形成，其所需的且应力，往往和Ms呈现性关系，这也许要参考Ms温度。 （v）其他像沉淀型不锈钢，要求经固溶处理后钢的Ms较低，以便于轧制，但要求经回火处理后具有高的Ms温度以求强化及稳定。这不但需要Ms的数据，而且要了解Ms温度变化的规律。（vi）形状记忆合金的Ms往往决定应用的温度。一般利用母相与马氏体之

32、间比容不同，以膨胀仪测定Ms（及As），图1-11示出钴在真空中的膨胀曲线，当体积膨胀，偏离线性收缩，显示出Ms温度。（3）影响）影响MS的因素的因素母相的化学成分母相的化学成分 母相的化学成分是影响Ms温度的“先天”因素，也是最主要的因素。MS温度大致随T0温度（设T0为Ms和As的平均温度）而变化。多数合金的Ms随溶质浓度的增加而下降，如U-Cr合金，见图1-17。图1-18示出Fe-C合金的T0及Ms温度，Ms对应T0温度而变化。按照热力学，由T0温度及相变驱动力决定Ms温度。升高T0温度的元素（Si和Al）如增加相变驱动力很大，则使Ms略微下降；剧烈增加相变驱动力的，如Mo和W等，则使

33、Ms下降。母相的晶粒大小和强度母相的晶粒大小和强度 在母相化学成分不改变的前提下，母相的晶粒大小对MS温度的影响已有不少实验数据，但以往多应用工业钢，所的结果比较混乱。淬火冷却速率淬火冷却速率 钢件经水淬后硬度较高而经油淬后所得的硬度较低。当快速冷却引起钢件的较大内应力有助于马氏体相变。淬火冷却速率通过两个途径影响Ms温度。一个是由于产生内应力引起的，由于内应力促使马氏体形成因此工件内冷速较大产生较大内应力会使MS升高；一个是由于在Ms以上不同温度停留时奥氏体强化及稳定化引起MS的降低。应力应力以上已述及淬火冷却速率引起内应历使MS上升。实验也得到证明，不同大小试样，当冷却速率相同时，也影响M

34、S温度。较大试样的MS较高，这是由于较大试样内晶粒间应力也较大的缘故。变形变形范性形变提供有利于马氏体形核的晶体缺陷，促使形成马氏体；但缺陷增多使马氏体长大受到阻碍，转变速率减小。大量范性形变是缺陷组态强化母体，就会形成稳定化。磁场磁场实验指出外加磁场使MS上升。晶体缺陷和夹杂物晶体缺陷和夹杂物当晶体缺陷和存在的夹杂物引起引力场有利于马氏体形核时， MS将升高。其他相变其他相变早期的研究指出，钢中贝氏体的形成使MS温度降低。上贝氏体形成后使基体的碳分升高，因而降低MS温度。下贝氏体形成时一般并不改变基体的化学成分，但相变结果实附近基体也受到应变；又假定贝氏体与马氏体的核胚来源相似，贝氏体的形成

35、也使马氏体有效核胚被消耗；贝氏体温度范围的等留停留也是奥氏体热稳定化；这些原因都会使MS温度下降。其他相变可通过母体基体的成分变化，或核胚的被消耗（或相反促变）而使MS温度出现改变。5）马氏体相变的动力学）马氏体相变的动力学在马氏体开始形成温度Ms点以下，不同合金中的马氏体相变动力学是不同的。根据动力学的特点，可将发生马氏体相变的合金分为如下几类：变温马氏体、恒温马氏体、爆发型马氏体变温马氏体、恒温马氏体、爆发型马氏体变温马氏体变温马氏体冷至Ms点以下的一定温度时只能形成一定数量的马氏体，在该温度等温停留，并不能增加马氏体的量，在增加马氏体量必须进一步降低温度。变温马氏体的形成可以用非热激活形

36、核和非热学性的界面运动来解释。当合金冷至Ms点以下的一较高温度时，作为相变驱动力的体积自由能差较小，它只能供给给较大尺寸胚芽长大所需的表面的能应变能，当这些胚芽长大至一定尺寸，驱动力消耗时，长大既停止。长大停止的原因可能是马氏体与基体之间的共格界面遭到破坏，或自发形变引起的基体加工硬化。胚芽长大的速度主要由非热学性的截面运动速度所决定，既靠由特殊结构组成的半共格相界的移动。这种界面的移动无须原子扩散，而是靠位错的运动，既依靠大量原子以切变方式集体地协作移动，来实现截面的推移，其长大激活能实际上等于零，因此长大速度极快。恒温马氏体恒温马氏体 马氏体可以在等温条件下形成。这类合金冷至Ms点以下的一

37、定温度，即可形成马氏体，在该温度停留，马氏体数量逐渐增。恒温马氏体的相变速率并不大，但长大速度一般很快。恒温马氏体除了靠即存胚芽迅速长大而形成之外，主要靠新的核心的形成和长大，而不是靠已形成的继续等温长大。在等温条件下，新的马的形成与一些不知的热激活有关，一般认为是先形成的马诱发作用的结果，既马形成时基本发生共格应变，在共格应变的作用下，或者诱发新胚芽的形成，或者诱发即存胚芽长大至临界尺寸，二者均可能作为新的马核心而长大，着就是所谓的自触发过程，相变速率逐渐变大：到相变后期，相变速率又逐渐减小，这是由于母相体积减少，有效核心数减少，且母相已被分割成了越来越小的小块，由新核心长成的马尺寸减小的缘

38、故。 由此看来，在动力学方面，变温马氏体与恒温马氏体的差别主要在于形核特点不同。变温马氏体的有效晶核数只取决于温度而恒温马氏体的有效晶核数随温度和时间而变化。爆发型马氏体爆发型马氏体此外还有一类合金，当温度降至Ms点时就会迅速地形成大量马氏体，这也是发生自触发的结果，这类马氏体称为。这类合金在以毫秒的时间内形成大量马氏体后暂时终止相变，这是爆发型转变时释放出大量热使式样温度升高所至。若将温度在降低至一定程度，马氏体又可以继续形成，但此时已属于正常的变温转变。马氏体相变相变的停止（略）马氏体相变相变的停止（略） 冷却相变或可逆相变都必须在足够的相变驱动力条件下才开始，再相变的同时又产生相变阻力主

39、要是相变应变及产生晶体缺陷，由于这些缺陷之间的交互作用或间隙原子和淬火空位与位错的交互作用，形成相变阻力。当相变驱动力不足以提供继续相变所需的推动力，或不足以克服相变阻力时，相变就停止。当消除（或部分消除）相变阻力（如经回火）或降低温度继续增加相变驱动力时，相变又有可能重新开始。相变就停止6）马氏体的晶体结构、形态与性能）马氏体的晶体结构、形态与性能（1）马氏体的晶体结构）马氏体的晶体结构（以钢中马氏体为例） 钢中马氏体是碳在-Fe中的过饱和间隙式固溶体。体心立方点阵内有三套八面体间隙位置，可以原子坐标表示为（ 0），（ 0 0）和（0 0）。图3-4 表示碳原子仅处在z的间隙位置，即（ 0）

40、位置；图中x位置（ 0 0）和y位置（0 0）未为碳所占据，图中示z平行于c轴，就成为c轴较长的正方结构，当碳原子无例外的都处在一套（x，y或z）位置时呈高的正方度结构，这时碳原子呈完全有序。当部分碳原子处在一套间隙位置上，而一部分处在另一套位置是呈部分有序（或甚至完全无序），马氏体的正方度就较低（或甚至不为正方结构）。马氏体结构与含碳量有很大关系。当马氏体含碳量大于0.2%，为体心正方结构(1c/a1.08)；当含碳量小于0.2%，为体心立方结构(c/a=1)。 c/a=1+0.0045碳重量百分比碳重量百分比Fe-C马氏体在室温时的点阵如图3-1所示，直线示Fe-C合金正方马氏体的点阵常数

41、，圆点为Fe-N立方马氏体（2.85%N）的点阵常数。碳原子在马氏体点阵中的位置由8Ni-1.5C钢原始马氏体的试验得出，只有80%的碳原子在一套八面体的间隙位置作有序分布，其他20%的碳原子则处在另外两套的八面体间隙位置上。因此，其c/a=1.070，为体心正方结构。在高锰钢和铝钢的原始马氏体内碳原子呈完全有序态，经加热至室温进行无序转变，出现低的正方度。碳钢及反常低正方度的马氏体在新鲜状态时为无序态（或部分有序态）经加热时进行有序无序转变，至室温时80%碳原子进入有序态。但上述也有例外。马氏体的反常点阵 在很多钢中，由单晶奥氏体所形成的马氏体，其点阵呈正交对称，如1.55C、1.7C钢以及

42、1.74C-7Ni钢马氏体在室温下的点阵，如表3-1所示。在一些Ms0的合金钢中，由多晶体奥氏体淬火所得的原始马氏体也呈正交点阵，经加热后“a”和“b”都减小而“c”增加，如表3-2示出1。75C-8Ni钢正交马氏体的点阵常数（2）马氏体的组织形态）马氏体的组织形态板条状马氏体（位错马氏体）板条状马氏体（位错马氏体） 低碳钢、低碳合金钢、马氏体时效钢以及不锈钢等淬火后可以得到马氏体。板条马氏体组织即一个奥氏体晶粒内形成若干马氏体领域，领域内包含一个或一个以上位向彼此不同的马氏体束，束内为大致平行且尺寸基本相同的若干马氏体板条。板条宽度一般在2502250之间。亚结构是高密度位错，以缠结位错的形

43、式构成位错网络。低碳钢低碳合金钢图3-7（a）为0.2%C马氏体在光学显微镜下所显示的组织。其中有成条排列的马氏体，但还有一些浸蚀反差不同的像基体样的组织。永薄膜试样经电子显微镜观察证明，这部分组织也是成条排列的马氏体，不过因排列的方向不同而表现出浸蚀反差的不同。图3-7（b）示出0.2%C马氏体以薄膜试样所拍摄的电镜照片，证明马氏体呈条排列，并且在马氏体内部具有高密度位错的亚结构，每条马氏体的宽度不一，大约在0.15um。相邻的马氏体条大致平行（位向差较小），这些大致马氏体条组成一个马氏体领域（在Fe-C中，有的相邻条之间具有孪晶关系；在Fe-Ni中，一般都具有孪晶关系，组成一束，束和束之间

44、位向差较小），领域和领域之间的位向差较大。一颗原始的奥氏体晶粒内可以形成 几个领域。图3-8（a）和（b）示出0.03C-2Mn钢的低碳马氏体组织。片状片状(透镜状透镜状)马氏体（孪晶马氏体）马氏体（孪晶马氏体） 高碳钢和高镍的Fe-Ni合金等淬火后可以得到片状马氏体。马氏体片大小不一，多数马氏体片中间有一片中脊面（惯习面），马氏体周围有残余奥氏体，如图中的白亮部分。中部中脊面为中心的相变孪晶，片边 复杂的位错组列高碳型马氏体在光学显微镜下的形态如图3-15所示，其中（a）Fe-33Ni合金，（b）Fe-1.39C合金，（c）和（d）都为Fe-1.86C合金的马氏体。高镍马氏体具有和高碳马氏体

45、同样的特征。图3-16示高镍马氏体在光学显微镜下的典型组织。由图可见高碳（1） 图3-32示出0.57%C马氏体的金相组织。由图3-32（a）可见其中既有条状马氏体，又有片状马氏体（标以P）。把标以P的片状马氏体区域经透射镜观察，它的亚结构为孪晶（以T标记），如图3-32（b）所示。可见中碳钢马氏体具有条状和片状的混合组织。马氏体和条状马氏体的形态不同，高碳马氏体呈片状（针状、透镜状），片间互不平行，而形成一定角度；在一个奥氏体晶粒内第一片形成的马氏体片的大小受到限制（马氏体不互相传阅，也不穿过母相晶界和孪晶界），因此高碳马氏体的大小不一；多数马氏体片的中间有一条（按立体应是一片）中瘠面；在马

46、氏体周围往往有残余奥氏体伴随着。图3-17表示高碳马氏体组织在光学显微镜下的特征。由于高碳马氏体成片状，因此通常称为片状马氏体。影响马氏体形态的因素影响马氏体形态的因素一般钢内马氏体的形态虽是多种多样的，但就它们的特征而言，可以分为两类：一类是低碳钢马氏体，呈条状，亚结构为位错，称为条状或位错型马氏体；一类是高碳马氏体，呈片状（针状、透镜状），亚结构为细的孪晶，称为片状或孪晶型马氏体。含碳量大约在0.4%1.0%只见为条状马氏体及片状马氏体的混合组织。 A、奥氏体的成分含碳量 C%增加， 片状增多 1.0时， 全为片状马氏体合金元素（尤其是含Ni量） Ni 、Cr、Mo、Co%增加，片状增加B

47、、 工艺参数 形成温度高， 板条状 形成温度低， 片状（3）马氏体的力学性能马氏体的力学性能 马氏体的强度马氏体的强度 A、固溶强化间隙原子 非对称畸变中心非对称畸变中心(碳原子碳原子)的非的非均匀应力场均匀应力场会与位错产生强烈的交互作用，因而强烈阻碍位错运动，导致强化。马氏体中溶入替代溶质原子导致强化。B、时效强化 碳原子易于在马氏体界面、孪晶界面及其他点阵缺陷处发生偏聚C、组织结构强化 存在高密度位错、大量细微孪生，并且碳原子往往多偏聚于位错、板条界面或孪晶面上，这都会阻碍位错运动。 马氏体的塑性和韧性马氏体的塑性和韧性在相同强度下，板条状马氏体的塑性和韧性均优于片状马氏体在相同强度下，

48、板条状马氏体的塑性和韧性均优于片状马氏体 （含碳量、原始晶粒大小）1)板条状马氏体主要变形方式是滑移，位错易沿滑移面运动；片状马氏体主要变形方式是机械孪生，变形受相变孪晶制约。2)板条状晶中的条界和领域界阻止裂纹扩展，片状晶中的孪晶界易造成位错塞积，使孪晶界产生应力集中而出现微裂纹。3)平行的板在长大过程中不会互相冲撞，互成一定角度的片状晶在高速长大时可能互相冲撞，产生微裂纹。4)板条状晶中含有高密度位错，位错处的碳原子偏聚区或优先析出的碳化物相对地比较细小、均匀。片状晶中碳原子偏聚于孪晶界，碳化物沉淀也多集中于孪晶界，在外力作用下微裂纹易于沿孪晶界扩展。此外，分布于马氏体板条之间的少量残余奥

49、氏体对板条状马氏体的良好韧性也可以有重要贡献。板条状马氏体的塑性和韧性与含碳量及原始奥氏体晶粒大小有关。含碳量越低，原始奥氏体晶粒越小，因而马氏体领域和马氏体束越小，其塑性和韧性也越好。 综上所述，板条状马氏体除了具有相当的强度外，尚有良好的塑性和韧性。同时与综上所述，板条状马氏体除了具有相当的强度外，尚有良好的塑性和韧性。同时与片状马氏体相比，板条状马氏体具有较低的脆性转变温度和低的缺口敏感性。片状马氏体相比，板条状马氏体具有较低的脆性转变温度和低的缺口敏感性。 在在保持足够强度的条件下，可以通过一定手段来减少片状马氏体数量或马氏体内的孪保持足够强度的条件下，可以通过一定手段来减少片状马氏体

50、数量或马氏体内的孪晶密度，增加板条状马氏体的数量同时尽量减少板条状马氏体领域和条束尺寸，可晶密度，增加板条状马氏体的数量同时尽量减少板条状马氏体领域和条束尺寸，可以改善钢的塑性和韧性。以改善钢的塑性和韧性。7）马氏体相变的晶体学）马氏体相变的晶体学（1）经典理论）经典理论早在1924年，贝茵(E.C.Bain)曾就钢中马氏体相变提出了一个模型，认为可以把面心的立方点阵(奥氏体)看成为轴比c/a=2的平方根的体心正方点阵。根据实验测定，钢中马氏体的c/a=1.00- -1.08的体心正方点阵。为了与实验相符，贝茵假定，只要奥氏体点阵沿一个轴适当收缩，沿另两个轴适当的膨胀。就可得到实际的，马氏体点

51、阵。人们把这种组合起来的收缩和膨胀称为贝茵形变(或贝茵崎变)。贝茵贝茵(E.C.Bain) 模型模型贝茵的模型说明了：只要母相原子产生小于原子间距的位移，就可以实现马氏体相变氏晶体结构的转变，并指出相变前后新旧点阵之间具有对应的晶面和晶相的几何关系：(111)r与(011) M相对应等。但是，根据此模型所得的点阵对应关系与钢中马氏体相变的实际位向关系不完全相符，因为实测的位向关系为(111)r/(011)M；特别氏贝茵形变不是不变平面应变。因此，不可能有无崎变，不转动的惯习面。沿一个轴适当收缩，沿另两个轴适当膨沿一个轴适当收缩，沿另两个轴适当膨胀。胀。早在1942年，贝茵（E. C. Bain

52、）曾就马氏体相变提出了一个模型， 认为可以把面心立方点阵（奥氏体）看成为轴比c/a=2 ，的体心正方点阵。 （如图6-7所示）如图6-7中，若沿(x3)收缩20%，沿(X1)和 (X2)都膨胀12% ，使轴比由2 变成1.05 ，就可以成为马氏体晶胞（含1%C的钢，其马氏体的轴比正是1.05 ）。人们把这种组合起来的收缩和膨胀称为贝茵形变（或贝茵崎变）。a(X2)(X1)(x1)(X3)= (x3)图 6-7 贝茵对应关系(X2)贝茵模型说明了，只要母相原子产生小于原子间距的位移，就可以实现马氏体相变时晶体结构的转化，并指出相变前后新、旧点阵之间具有对应的晶面和晶向的几何关系(111) 与 （

53、011）相对应， 011 与 111 相对应等。但是， 实测的位相关系为(111) / （011）和011 / 111 ；特别是贝茵形变不是不变平面应变，因此，不可能有无崎变、 不转动的惯性面马氏体相变晶体学的唯象理论马氏体相变晶体学的唯象理论继贝茵之后，库尔久莫夫和萨克斯，西山，格伦宁格和特赖恩诺以及凯利，纳汀，文纳布尔等根据实验结果又先后提出过马氏体相变晶体学的理论和模型，但这些理论和模型都有一定的局限性，不能充分说明复杂的马氏体相变。有关马氏体相变晶体学研究的杰出成就是唯象理论。此理论并不说明马氏体相变时原子迁移的细节，而基本是根据惯习面必须是不变平面的实验事实来描述相变前后晶体点阵的转变。唯象理论把马氏体相变看成是一个形变过程，该过程包括三种相互配合的运动（见后）：唯相理论可以较全面的反映马氏体相变的主要特征，它可以用来描述不少合金中的马氏体相变，特别是可以用矩阵代数分析法或图解法来描述和推算相变的晶体学关系(惯习面，形状应变及位向关系等)，并