CH马氏体相变与钢在冷却过程中的低温转变(级)

本章内容提要1.马氏体的定义、马氏体转变的含义2.马氏体(M)相变的主要特征3.马氏体的晶体结构4.马氏体的组织形态5.马氏体转变的热(Re)力学6.马氏体转变动力学7.马氏体转变机制8.马氏体的性能9.马氏体转变的应用第一页，共一百二十九页。2023/2/271基本要求：1.马氏体的定义、马氏体转变的含义、2.马氏体(M)相变的五个主要特征的内容3.马氏体的晶体结构的类型、正方度4.马氏体的两种基本形态是板条马氏体和片状马氏体；影响马氏体形态及其内部亚结构的因素5.马氏体转变的热力学条件、驱动力、T0、MS的物理意义、Ms点很低的原因、马氏体的形成条件、影响钢的MS点因素6.马氏体转变动力学主要有四种方式，各种方式的特征。7.马氏体转变机制：形核(He)理论、三种切变模型(本部分作一般了解)8.马氏体的性能：力学性能的显著特点、马氏体高硬度(高强度)的本质、强度和韧性与含碳量及亚结构的关系；超塑性、高碳马氏体的显微裂纹9.奥氏体稳定化：热稳定化和机械稳定化10.马氏体转变的应用(本部分作一般了解)

第二页，共一百二十九页。2023/2/272概(Gai)述“水与火合为淬”(史记.天官记)(公元前91年)“巧冶铸干将之朴(窄长有短把的刀)，清水淬其锋”（汉书.王褒传）《搜神记》干将、莫邪(吴国一对铁匠夫妇),也是古代锋利的宝剑的代称。《太平御览·蒲元传》载三国时蜀人蒲元对他的“神刀”淬火用水的选择。“刀成，自言汉水钝弱，不任淬用。蜀江爽烈，乃命人于成都取之。”《北齐书·列传》(第四十一)，载东魏、北齐间(534～577)的綦母怀文在“宿铁刀”淬火时“浴以五牲之溺，淬以五牲之脂”。可见当时已采用含盐的水和油作为具有不同冷却速度的液冷介质。明代宋应星的《天工开物》中对制蹉的记载：“以已健划成纵斜文理，划时斜向入，则方成焰。划后烧红，退微冷，入水健。”其中“退微冷”，就是预冷淬火工艺。当相同成分的钢以很快的速度冷却(比如在水中冷却)到室温或更低温度时(称这种冷却为淬火)。淬火获得马氏体是使钢强韧化的先决条件。干将莫邪第三页，共一百二十九页。2023/2/273

1.马氏体转变的含义(链接)指钢从奥氏体状态快速(Su)冷却(即淬火)而发生的无扩散型相变，转变产物为马氏体。是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、形核长大型的相变。6.1钢中马氏体的晶体结构6.1.1马氏体相变和马氏体的定义第四页，共一百二十九页。2023/2/274马氏体定义的历(Li)史第五页，共一百二十九页。2023/2/2752.马(Ma)氏体的定义：马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体；马氏体是在冷却过程中所发生的基本特征属于马氏体型转变的转变产物。母相无扩散地、以惯习面为不变平面的切变共格的相变产物，统称为马氏体。

原子经无扩散切变的不变平面应变的晶格改组，得到的与母相具有严格晶体学关系和惯习面的含有高密度位错、层错或孪晶等晶体缺陷的组织称为马氏体。第六页，共一百二十九页。2023/2/2766.1.2钢中马氏体(Ti)的晶体(Ti)结构

1.马氏体的点阵常数的变化马氏体具有正方点阵结构，记为M或α’。马氏体转变时，面心立方的奥氏体通过切变转变为体心立方的α-Fe，此时碳原子仍停留在六个铁原子所组成的八面体中心。碳原子位于面心或棱边中心，即扁八面体的中心，碳原子溶入后，会使短轴(c轴)伸长，长轴(a轴)缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a不再等于1，称为马氏体的正方度。第七页，共一百二十九页。2023/2/277马氏体的晶胞模(Mo)型(a)碳原子在马氏体的晶胞中可能存在的位置(b)碳原子在马氏体的晶胞中一组扁八面体间隙位置可能存在的情况(c)碳原子在马氏体的晶胞中一组扁八面体间隙位置未填满的情况第八页，共一百二十九页。2023/2/278

2.马氏体的正方度(Du)与碳含量的关系

马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即：c/a=1＋0.046wc

碳含量对c，a的影响c=α0+αρa=α0+βρ

c/a=1+γρ

式中：α0＝0.2861nm(α-Fe点阵参数)；α=0.116±0.002；γ=0.046±0.001；β=0.013±0.002；ρ—马氏体碳含量(重量%)。第九页，共一百二十九页。2023/2/279

3.马(Ma)氏体的异常正方度有些钢的马氏体的正方度远偏离式(6-3)的数值，称为异常正方度。

在高碳铝钢（1.5%C，7%Al）和高镍钢（1.0%C，19%Ni）中新淬火马氏体，测试其正方度要高于式(6-3)给出的数值，称为异常高正方度；当温度回升到室温时，正方度下降。Ms点低于0℃的锰钢（0.6%-0.8%C,6%-7%Mn）制成奥氏体单晶，淬入液氮，测试其在液氮温度下的正方度要低于式(6-3)给出的数值，称为异常低正方度。当碳含量小于0.2%时，碳原子偏聚于马氏体的位错线或是均匀地分布在X、Y和Z三个位置上，即处于完全无序状态。碳原子的存在虽然引起点阵常数的增加，但不会改变正方度。合金元素对马氏体的正方度影响不大。第十页，共一百二十九页。2023/2/27104.马氏体的晶体结构类型马氏体的晶体结构类型有两种：体心立方结构(WC<0.2%)（a=b=c）

体心正方结构(WC>0.2%)（a=b≠c）奥氏体具有面心立方点阵，溶入的碳原子位于铁(Tie)原子所组成的正八面体中心。第十一页，共一百二十九页。2023/2/2711

6.1.3马氏体转变(Bian)具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系：位向关系和惯习面相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化。作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严格的晶体学位向关系。位向关系有：(1)K-S关系

(2)西山(N)关系

(3)G-T关系

(4)K-V-N关系第十二页，共一百二十九页。2023/2/2712

(1)K-S关系1930年，库尔鸠莫夫与Sachs在1.4%碳的碳钢中发现，马氏体与奥氏体有下述关系：

{110}M//{111}γ，<111>M//<110>

γ

右图为钢中马氏体在不同的(111)γ晶面上形成时可(Ke)能有六种不同K-S关系。第十三页，共一百二十九页。2023/2/2713

(2)西山关系1934年，西山在铁镍合金中发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体之间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的马氏体与奥氏体呈下列关系：{110}M//{111}γ

<110>M//<112>γ

西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同(Tong)，晶向关系相差5°16’。第十四页，共一百二十九页。2023/2/2714

(3)G-T关系1994年，Grenigen与Troiano在Fe-Ni-C合金中发现，马(Ma)氏体与奥氏体的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2°，称为G-T关系。{110}M//{111}γ差1°，

<111>M//<110>γ差2°

第十五页，共一百二十九页。2023/2/2715

6.1.4惯习面惯习面即马氏体转变的不变平面，马氏体即在此平面上形成。惯习面总是平行或接近奥氏体的某一晶面，并随奥氏体中含碳量及马氏体形成温(Wen)度而变化。●当WC<0.6%时，惯习面为{111}γ；●当WC=0.6%1.4%时，惯习面为{225}γ；

●当WC=1.4%2.0%时，惯习面为{259}γ。惯习面也可因马氏体形成温度而变化。马氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势。对于碳量较高的钢，先形成的马氏体的惯习面为{225}γ，后形成的马氏体的惯习面为{259}γ。

第十六页，共一百二十九页。2023/2/2716

1、马氏体转变的含义和马氏体的定(Ding)义。

2、马氏体的晶体结构、正方度。

3、马氏体的位向关系和惯习面。本节小结第十七页，共一百二十九页。2023/2/27176.2马氏体的(De)组织形态第十八页，共一百二十九页。2023/2/2718钢中马(Ma)氏体的形态很多。根据其形态可分为板条马(Ma)氏体、针片状马(Ma)氏体、蝶型马(Ma)氏体、薄板马(Ma)氏体、薄片马(Ma)氏体’等五种，其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。

6.2.1马氏体的类型

马氏体组织第十九页，共一百二十九页。2023/2/2719a.板条马氏体:低碳钢中的马氏体组织是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条马氏体。板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，故又称为位错马氏体。还称为低碳马氏体。b.片状马氏体:在高碳钢中形成的马氏体完全是片状马氏体。在显微镜下观察时呈针状或竹叶状，又称针状马氏体。片状马氏体内(Nei)部的亚结构主要是孪晶，故片状马氏体又称为孪晶马氏体。还称为高碳马氏体。

马氏体组织第二十页，共一百二十九页。2023/2/2720一.板(Ban)条状马氏体1.形成板条马氏体的钢和合金有低、中碳钢中WC<0.3%，马氏体时效钢和不锈钢等。2.板条马氏体的形成温度：一般MS>350℃。第二十一页，共一百二十九页。2023/2/2721板条马氏体组(Zu)织第二十二页，共一百二十九页。2023/2/2722光镜下电镜下板条马氏(Shi)体组织(×1000)第二十三页，共一百二十九页。2023/2/2723板条马氏体组织(0.03C-2Mn)(左)光学金(Jin)相(右)电子金相SEMTEM第二十四页，共一百二十九页。2023/2/27243.板条马氏体的组织特征每个单元呈窄而细长的板条，板条体自奥氏体晶界向晶内大致相互平(Ping)行排列成群，其中的板条束为惯习面相同的平(Ping)行板条组成。板条宽度0.1～0.2微米，长度小于10微米，板条间有一层奥氏体膜；一个奥氏体晶粒内包含几个板条群。一个奥氏体晶粒有几个束，一个束内存在位向差时，也会形成几个块。板条群之间为大角度晶界，板条之间为小角度晶界。板条的立体形态可以是扁条(棒)状，也可以是薄片状；

第二十五页，共一百二十九页。2023/2/27254.板条马氏体的亚结构在(Zai)电镜下，板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，位错形成位错网络(缠结)，位错密度随含碳量增加而增大，常为(0.3～0.9)×1012㎝/cm3。故称位错马氏体。第二十六页，共一百二十九页。2023/2/27265.板条马氏体与奥氏体的晶体学关系惯(Guan)习面：(111)γ

位向关系：K—S关系6.板条马氏体的形成过程降温形核，新板条马氏体只在冷却过程中产生；长大速度较慢，一个板条形成大约在10-4秒内。无“爆发性”。7.板条马氏体中的残余奥氏体板条马氏体中的残余奥氏体以薄膜状密集地分布在板条间。第二十七页，共一百二十九页。2023/2/2727

1.形成片状马氏体的钢和合金有淬火的中、高碳钢，碳含量

>1.0%，高镍的Fe-Ni合金等。2.片状马氏体的形成温(Wen)度：

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

二.片状马氏体第二十八页，共一百二十九页。2023/2/2728电镜下电镜下光镜下第二十九页，共一百二十九页。2023/2/2729片状马氏体光学(Xue)金相组织高碳钢(0.87%)中片状马氏体组织，7000×Fe-32Ni合金中具有明显中脊的片状马氏体组织，500×第三十页，共一百二十九页。2023/2/2730

3.片状马氏体的特征(链接)相邻马氏体片互(Hu)不平行而是呈一定的夹角排列，在显微镜下观察时呈针状或竹叶状。初生者较厚较长，横贯整个奥氏体晶粒(第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小。)，但一般不穿透晶界；次生者尺寸较小。初生片与奥氏体晶界之间、片与片之间互相撞击，形成显微裂纹。当WC≈1.4～2.0%时除具有上述特征外，片的中央有中脊，在两个初生片之间常见到呈“Z”字形分布的细薄片。立体形态为双凸透镜状，又称透镜片状马氏体。如果提高温度，容易得到粗大的针状马氏体，因为高碳马氏体针的最大尺寸受实际奥氏体晶粒大小所限制。针状马氏体显微组织构成示意图第三十一页，共一百二十九页。2023/2/27314.片状马氏体的亚结构在电(Dian)镜下，片状马氏体的亚结构主要为{112}M的孪晶。孪晶宽度为50Å宽的孪晶区集中分布在中脊附近，随MS点降低，孪晶区增大；片的边缘为复杂的位错组列。电镜下第三十二页，共一百二十九页。2023/2/27325.片状马氏体与奥氏体的晶体学关系

WC≈1.0～1.4%时惯习面：(225)γ，位向关系：K—S关系

WC≈1.4～2.0%时惯习面：(259)γ，位向关系：西山关系

马氏体形成温度高时，惯习面为{225}γ，符合K-S关系；形成温度低时，惯习面为{259}γ。6.片状马氏体的形成过程(链接)降温形核，长大速度较快，一个马氏体片形成大约在(Zai)10-7秒内。奥氏体中WC≈1.0～1.4%时无“爆发性”；奥氏体中WC≈1.4～2.0%时有“爆发性”，新片状马氏体不随温度下降均匀产生。7.片状马氏体中的残余奥氏体：残余奥氏体分布在马氏体片间。

第三十三页，共一百二十九页。2023/2/27331.蝶状(Zhuang)马氏体组织

在Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中，当马氏体在某一温度范围内形成时，出现具有蝴蝶形特征的马氏体，称为蝶状马氏体。蝶状马氏体与形成温度有关，蝶状马氏体形成温度在板条和透镜马氏体形成温度之间，位相关系符合K-S关系，亚结构以位错为主，有少量孪晶，其惯习面为：蝶状的两翼为{225}

，相交136°，两翼的结合面为{100}

。Fe-30Ni合金Fe-27Ni－1.3Cr-0.08C合金三.其他马氏体形态第三十四页，共一百二十九页。2023/2/27342.薄片状马氏体(0.23C-31Ni合金)

薄板状马氏体一般出现在马氏体相变点(Ms)为-100℃以下的Fe-Ni-C合金中，其主要形态为厚度约为薄板状，厚度为3~10m。一般金相表面呈现宽窄(Zhai)一致的平直带，没有中脊，内部亚结构为孪晶。惯习面为{259}，位向关系为K-S关系。光学金相电子金相第三十五页，共一百二十九页。2023/2/27353.ε－马(Ma)氏体高锰钢的ε—马氏体组织1000×

薄片马氏体出现在层错能较低的Fe-Mn、Fe-Mn-C、Fe-Cr-Ni合金中，晶体结构为密排六方点阵，惯习面{111}，位向关系为{111}//{0001}'，<110>//<1120>'，亚结构为大量的层错。第三十六页，共一百二十九页。2023/2/2736板条马氏体和片状马氏体比(Bi)较第三十七页，共一百二十九页。2023/2/2737不同类型的马氏体比(Bi)较第三十八页，共一百二十九页。2023/2/27381.低碳钢中的马氏体(Ti)

含碳量低于0.2%的低碳钢和低合金碳钢（如15、15MnVB、15SiMn3Mo等钢）的马氏体基本全是板条马氏体。四.工业用钢中马氏体形态2.中碳结构钢中的马氏体

含碳量高于0.2%、低于0.6%的中碳钢（如45、40Cr等钢）的马氏体为板条马氏体和片状马氏体的混合组织，残余奥氏体少。但在正常淬火工艺条件下得到的马氏体组织细微，在常用的放大倍数下，不易清晰地辨认出来。3.高碳工具钢中的马氏体

含碳量高于0.8%的高碳钢（如T8、T12等钢）的马氏体全部为片状马氏体，残余奥氏体多。但在正常淬火工艺条件下得到的马氏体组织为片状马氏体和一定量的板条马氏体，在常用的放大倍数下，片状特征不明显，因为淬火后组织为未溶的碳化物质点加隐晶马氏体（或隐针马氏体，因为马氏体组织极细，在一般显微镜下，其针状晶体很不明显，故而得名）。如果提高温度，容易得到粗大的针状马氏体，因为高碳马氏体针的最大尺寸受实际奥氏体晶粒大小所限制。第三十九页，共一百二十九页。2023/2/2739先形成(Cheng)的马氏体片横贯整个奥氏体晶粒，但不能穿过晶界和孪晶界。后形成(Cheng)的马氏体片不能穿过先形成(Cheng)的马氏体片，所以越是后形成(Cheng)的马氏体片越细小。原始奥氏体晶粒细，转变后的马氏体片也细。当最大马氏体片细到光镜下无法分辨时，该马氏体称隐晶马氏体。45钢正常淬火组织奥氏体+马氏体第四十页，共一百二十九页。2023/2/27406.2.4影响马氏体形态(Tai)及其亚结构的因素

(一)化学成分奥氏体中碳含量的影响最为重要，在碳钢中，当碳含量:(1)WC<0.3%时，生成板条马氏体，亚结构为位错；(2)WC>1.0%时，生成片状马氏体，亚结构为孪晶；(3)WC为0.31.0%时，生成混合型组织(片状+板条)。马氏体形态与含碳量的关系0.45%C0.2%C1..2%C板条马氏体量C，%体积，%第四十一页，共一百二十九页。2023/2/2741碳钢中的碳含量对MS点、板条(Tiao)马氏体量及冷至室温时的残余奥氏体量的影响第四十二页，共一百二十九页。2023/2/2742

(二)马氏体的形成温度随形成温度降低，马氏体形态将按下列顺序转化：板条状→蝶状→透镜片状→薄片状。亚结构由位错转化为孪晶。MS点高的奥氏体，冷却后形成板条马氏体，亚结构为位错;MS点低的奥氏体，冷却后形成片状马氏体，亚结构为孪晶;MS点不高不低的奥氏体，冷却后形成混合型(Xing)组织(片状+板条马氏体)，亚结构为位错+孪晶。

Fe-Ni-C合金的马氏体形态与碳含量的关系

碳钢马氏体形态和晶体学特征与钢的碳含量及MS点的关系第四十三页，共一百二十九页。2023/2/2743Fe-Ni-C合金冷至MS点以下(Xia)不同温度时的显微组织上图为Fe-29%Ni-0.26%C，MS=-66℃中图为Fe-31%Ni-0.23%C，MS=-150℃下图为Fe-31%Ni-0.28%C，MS=-171℃第四十四页，共一百二十九页。2023/2/2744

(四)奥氏体的层错能奥氏体的层错能愈低，愈难形成相变孪晶，愈趋向于形成位错板条马氏体。

(三)奥氏体与马氏体的强度马氏体形态与MS点处的奥氏体的屈服强度有关。屈服强度小于196MPa时，形成惯习面为{111}γ的位错板条马氏体或惯习面为{225}γ的透镜片状马氏体；屈服强度大于196MPa时，形成惯习面为{259}γ的透镜片状马氏体；

最主要的两个因素：奥氏体中碳含(Han)量和马氏体形成温度。第四十五页，共一百二十九页。2023/2/2745

1、主要介绍马氏体的两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。还有蝶型马氏体、薄板马氏体、薄片马氏体’等。比较板条马氏体和片状马氏体的形成钢和合金、形成温度、组织特征、亚结构、形成过程、与奥氏体的晶(Jing)体学关系、残余奥氏体含量与分布。

2、影响马氏体形态及其内部亚结构的因素：化学成分、马氏体的形成温度、奥氏体的层错能、奥氏体与马氏体的强度。本节小结

第四十六页，共一百二十九页。2023/2/27466.3马氏体相变的主要特(Te)点第四十七页，共一百二十九页。2023/2/2747马氏体转变在极低温度下进行的(De)一种转变，具有下列五个特征(链接)：马氏体转变的非恒温性与不完全性马氏体转变的无扩散性马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现象马氏体转变具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变的可逆性

第四十八页，共一百二十九页。2023/2/27486.3.1马(Ma)氏体转变的非恒温性和不完全性

主要是马氏体转变①无孕育期；②在一定的温度范围内进行；③不完全性，即有残余奥氏体。奥氏体以大于某一临界速度V的速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生，并且以极大速度进行，但很快停止。这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表。马氏体转变不能终了。为使转变继续进行，必须继续降低温度，所以马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行。所以马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至Ms温度才向马氏体转变的开始转变。而冷至Mf马氏体转变的终止。Mf称为马氏体转变的终止点(温度)。把马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。马氏体转变量是在Ms～Mf温度范围内，通过不断降温来增加的，即马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。第四十九页，共一百二十九页。2023/2/2749

马氏体转变主要表现:

①马氏体转变无孕育期。马氏体转变量是通过不(Bu)断降温来增加的，即马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。把马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。第五十页，共一百二十九页。2023/2/2750

②在一定的温度范围内进行，有转(Zhuan)变开始温度和转(Zhuan)变的终止温度；奥氏体以大于某一临界速度V的速度冷却到某一温度，不需孕育，转变立即发生，并且以极大速度进行，但很快停止。这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表。

为使转变继续进行，必须继续降低温度，所以马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行。所以马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至Ms温度才向马氏体转变的开始转变。而冷至Mf马氏体转变的终止。Mf称为马氏体转变的终止点。把马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。马氏体转变范围在Ms～Mf之间。第五十一页，共一百二十九页。2023/2/2751

③马氏体转变不完全性，即有残余奥氏体。由于多数钢的Mf在室温以下，因此钢快冷到室温时或即使(Shi)冷却到Mf点，仍有部分未转变的奥氏体残留下来，称之为残余奥氏体，记为Ar、rA、’或AR。有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体，可采用冷处理。④有些Ms在0℃以下的合金，可能爆发形成马氏体，有些可能等温形成马氏体，但不能完全转变为马氏体。

第五十二页，共一百二十九页。2023/2/27526.3.2马氏体转变的无扩(Kuo)散性1.马氏体转变的无扩散性实验测定出母相与新相成分一致。且马氏体形成速度极快，一片马氏体在5×10-55×10-7秒内生成。即使在-20196℃以下也是同样快速，而碳原子在-60℃以上才能进行有效扩散，此温度远高于相变温度的下限-196℃，故转变时不会有扩散发生。马氏体转变前后碳浓度不变，即马氏体中的碳浓度与原奥氏体中的碳浓度完全相同。且碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子保持不变的间隙位置，把这一特征称为马氏体转变的无扩散性。第五十三页，共一百二十九页。2023/2/27532.马氏体转变无扩散性证据:a.马氏体转变前后碳浓度不变。b.马氏体转变过程中晶核长大为协同型长大；即晶格改组(由fcc到体心正方晶格)是通过切变方式完成的。c.马氏体转变在极低温度下进行，转变速度极快。d.马氏体降温形成，且有(You)残余奥氏体。第五十四页，共一百二十九页。2023/2/2754近年来，通过实验和计算结果对上述观点提出了疑问：a)Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含碳量达0.4%1.04%，远远大于钢的平均含碳量，说明碳原(Yuan)子有可能从马氏体扩散到奥氏体。与多数实验测定的结果不同。b)上海交大徐祖耀计算出马氏体内碳原子扩散需时间为7.3×10-310-7s，而条状马氏体形成时间为10-3-10-6s，比较两者时间，说明扩散跟得上马氏体转变的速度，即转变时可能有扩散发生。虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结论，但至少表明尚存有不同的观点。

第五十五页，共一百二十九页。2023/2/2755高(Gao)碳马氏体的表面浮凸（Fe-Ni-Co合金中的片状马氏体光学照片）6.3.3马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现象第五十六页，共一百二十九页。2023/2/2756

(1)马氏体转变时产生表面浮凸(链接)。

(2)马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共格关系。预先在磨光表面上划一直线划痕，相变后直线变为折线，直线在新相、母相的界面不折断，在新相晶内不弯曲(Qu)。表明马氏体相变就像形变中的切变一样。切变使得发生宏观形变。在马氏体相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以该相界面为不变平面。当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相，又属于母相，这种界面为共格界面。第五十七页，共一百二十九页。2023/2/2757马氏(Shi)体转变时产生表面浮凸示意图预先磨光表面的试样，在马氏体相变后表面产生突起，这种现象称之为表面浮凸现象。第五十八页，共一百二十九页。2023/2/27586.3.4马氏体转变具有一定的位(Wei)向关系和惯习面马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系：位向关系和惯习面

奥氏体与马氏体保持的晶体学位向关系有：K—S关系、西山(N)关系、G—T关系、K—V—N关系。惯习面随奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化。●当WC<0.6%时，惯习面为{111}γ；●当WC=0.6%1.4%时，惯习面为{225}γ；

●当WC=1.4%2.0%时，惯习面为{259}γ。随着马氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势。对于碳量较高的钢，先形成的马氏体的惯习面为{225}γ，后形成的M的惯习面为{259}γ。第五十九页，共一百二十九页。2023/2/27596.3.5马氏体转变的可逆(Ni)性

在某些合金中奥氏体冷却时γ→M，开始点Ms，终了点Mf；而重新加热时马氏体又能无扩散的逆向转变为奥氏体，开始点为As，终了点Af，这种特点称为马氏体转变的可逆性。M→γ的逆转变也是在一定的温度范围内(As—Af)进行。形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用这个特点。第六十页，共一百二十九页。2023/2/2760马氏体转变特(Te)点小结

综上，马氏体转变具有很多不同于珠光体的特点，其中马氏体相变区别于其他相变最主要的，也是最基本的只有两个：相变的切变共格性（相变以共格切变的方式进行）和相变的无扩散性。其他的特点均可由这两个基本特点派生出来。

有时，在其它类型相变中也会看到个别特点与马氏体相变特点相类似，比如在贝氏体转变中也会观察到表面浮凸现象，但并不能说明它们也是马氏体相变。第六十一页，共一百二十九页。2023/2/27616.4马氏(Shi)体相变的热力学第六十二页，共一百二十九页。2023/2/2762一.马氏体转变的热力学条件(链接)

马氏体和奥氏体的自由能均随温度上升而下降，到T0温度时二者相等。与加热转变和珠光体转变不同(Tong)，当奥氏体被过冷到略低于T0时，马氏体转变并不发生,必须过冷到T0以下某一温度MS时，才会发生马氏体转变，到Mf点结束转变。理论上相变热力学条件：△GV=GM－Gγ＜0，γ→M

，需要过冷度但很大，必须降低到Ms点以下。6.4.1马氏体转变热力学第六十三页，共一百二十九页。2023/2/2763

二.马氏体转变的驱动力当奥氏体具有一般大小的晶粒度，完(Wan)全奥氏体化后，奥氏体向马氏体相变的驱动力为：△Gγ→M=－(ΔGV＋ΔGD)其中，△Gγ→M－马氏体的形成化学驱动力(MS点处的ΔGV＋ΔGD)；

△GV为马氏体相变时马氏体和奥氏体的自由能差，△GV=GM－Gγ；ΔGD为奥氏体晶体缺陷消失所提供的能量作为驱动力，但因缺陷形成一定的组态而提高母相的强度而增大相变的阻力，即存在两种相反的效应。第六十四页，共一百二十九页。2023/2/2764

三.马氏体转变的阻力及Ms点很低的原因奥氏体向马氏体相变的自由能的变化为：

ΔG=－(ΔGV＋ΔGD)+△GS＋△GE+ΣГ<0式(Shi)中△GS—形成新相马氏体，产生新界面，增加了表面能，△GS=Sγ；△GE—马氏体与奥氏体维持共格界面、比容增大引起弹性应变能；ΣГ为马氏体相变时产生宏观均匀切变做功、产生宏观不均匀切变形成高密度的位错时造成的位错储存能、孪晶界面能(孪晶储存能量)、层错能及磁场能，马氏体形成时邻近原子发生协作变形而作功等其它能量之和。后三项(△GS＋△GE＋△GP)阻力很大。只有当ΔG≤0时，即化学驱动力△Gγ→M(前二项之和)大于等于阻力(后三项之和)时，马氏体相变才能够发生。第六十五页，共一百二十九页。2023/2/2765

四.MS的物理意义T0—奥氏体自由能与马氏体自由能相等的温度；MS—马氏体开始转变温度(马氏体转变开始点)；表示过冷奥氏体向马氏体转变的开始温度。MS的物理意义是奥氏体与马氏体两相的自由能差达到相变所需的最小驱(Qu)动力时的温度，即马氏体转变得以进行所需的最小过冷度。Mf—马氏体连续转变的最低温度点(马氏体转变终止点)。

Fe-C合金马氏体转变与含碳量的关系：T0、MS和Mf与碳含量的关系。Wc↑，T0↓、Ms↓、Mf↓；但下降不一致。MsMf第六十六页，共一百二十九页。2023/2/2766五.马氏体的形(Xing)成条件

(1)快冷V>Vc(Vc为临界淬火冷却速度)

避免奥氏体向P、B转变。

(2)深冷T<MS

提供足够的驱动力。第六十七页，共一百二十九页。2023/2/2767六.形变诱发马氏体形变诱发马氏体是指在T0与Ms之间，由于奥(Ao)氏体受到塑性变形而形成的马氏体。在T0到MS之间，马氏体相变不会自动发生，但如引入塑性变形，使塑变的机械驱动力叠加相变的化学驱动力(马氏体与奥氏体二相自由能差)，并达到马氏体相变所需的最小驱动力ΔGγ→M

时，马氏体相变也会发生。此时形成的马氏体称为形变诱发马氏体。此时的温度称为形变诱发马氏体温度点(形变马氏体点)，记为Md。Md不能大于T0。形变马氏体的形态与前述的马氏体相同。形变马氏体点Md的意义是塑性变形促使马氏体形成的最高温度。马氏体量与形变温度有关，温度越高，形变能诱发的马氏体量越少。高于某一温度，形变不再能诱发马氏体。第六十八页，共一百二十九页。2023/2/2768发生形变诱发马氏体的原因是由于塑性(Xing)变形提供了机械驱动力(链接)，使马氏体转变点升高的缘故。塑性变形相当于提高了系统自由能，由塑性变形提供的机械驱动力补充了化学驱动力的不足，使两者之和达到发生马氏体相变所需的驱动力G‘。形变诱发马氏体转变可以进一步提高塑性，称为马氏体诱发塑性。其原因是由于应变诱发马氏体的产生，提高了加工硬化率，使已发生塑性变形的区域难于继续发生形变，阻抑了颈缩，即提高了均匀形变的塑性；由于塑性形变而引起的应力集中处产生了应变诱发马氏体，而马氏体比容比母相大，使该处的应力集中得到松驰，从而有利于防止微裂纹的形成和扩展，表现为使塑性增强。第六十九页，共一百二十九页。2023/2/27696.4.2影响钢的(De)MS因素影响Ms点的因素如下几个方面：奥氏体的成分加热温度和保温时间冷却速度应力塑性变形存在先马氏体组织第七十页，共一百二十九页。2023/2/2770一.奥氏体(Ti)的化学成分

1.碳含量(链接)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显著下降；Wc>0.2%，Ms直线下降。Wc<0.6%，Mf显著下降；Wc>0.6%，Mf下降缓慢，Mf<0℃(低于室温)。原因：碳含量升高，使奥氏体的强度↑，相变阻力↑，切变困难，MS↓。Fe-C合金马氏体转变与含碳量的关系第七十一页，共一百二十九页。2023/2/2771

2.合金元素右图为合金元素对Ms影响。除Co、Al以外，大多数合金元素总是(Shi)Ms、Mf下降。第七十二页，共一百二十九页。2023/2/2772二.加热温(Wen)度和保温(Wen)时间加热温度和保温时间的影响是两方面的1.提高奥氏体化加热温度和保温时间，奥氏体晶粒长大，缺陷减少，降低了切变强度，马氏体形成的阻力减小，Ms升高。2.提高奥氏体化加热温度和保温时间，有利于碳和合金元素溶入奥氏体中，奥氏体均匀化。Ms下降。若排除化学成分的影响，提高奥氏体化加热温度和保温时间，使MS升高。

第七十三页，共一百二十九页。2023/2/2773三.淬火冷却速度淬火冷却速度低时，Ms点恒(Heng)定值；淬火冷却速度高时，Ms点为另一个恒定值；在中间冷却速度时Ms随冷却速度的增大而升高。第七十四页，共一百二十九页。2023/2/2774

四.应力在奥氏体状态下施加拉应力或单向压(Ya)应力会促进马氏体形成，Ms升高。在奥氏体状态下施加多向压应力会阻碍马氏体形成，Ms下降。

应力单向拉伸单向压缩三向压缩合金成分Fe-0.5C-20NiFe-0.5C-20NiFe-30Ni每7MPa应力下Ms点的变化+1.0℃(实验值)+1.07℃(计算值)+0.65℃(实验值)+0.72℃(计算值)-0.57℃(实验值)-0.38℃(计算值)应力对合金Ms点的影响

第七十五页，共一百二十九页。2023/2/2775五.塑性变形

(1)若在Ms－Md以上某一温度范围内经塑性变形会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变，使Ms升高，产(Chan)生应变诱发马氏体。形变马氏体的形态与前述的马氏体相同。但变形对马氏体的转变量起到抑制作用。

(2)若在Ms－Mf温度范围内的某一温度进行塑性变形也会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变。

(3)若在Md以上某一温度范围内经塑性变形只会使奥氏体产生塑性变形，不会产生应变诱发马氏体，但会使以后马氏体的转变量减少。第七十六页，共一百二十九页。2023/2/2776六.磁场的影响淬火冷却时，外加磁场将诱(You)发马氏体相变，使Ms点升高，但不改变Ms点以下的马氏体相变行为。七.存在先M组织马氏体转变之前存在珠光体，Ms点升高。奥氏体转变为珠光体时，渗碳体为领先相，珠光体优先在富碳的奥氏体区形成。马氏体转变之前存在贝氏体，Ms点下降。奥氏体转变为贝氏体时，铁素体为领先相，贝氏体优先在贫碳的奥氏体区形成。第七十七页，共一百二十九页。2023/2/27776.3.3马氏体转(Zhuan)变动力学马氏体转变的动力学主要有以下几种方式：变温马氏体转变等温马氏体转变爆发式马氏体转变表面马氏体转变

第七十八页，共一百二十九页。2023/2/2778一.变温马氏体转变(变温瞬(Shun)时形核，瞬(Shun)时长大)出现于碳钢及低合金钢中、为变温转变。过冷奥氏体向马氏体转变是在连续冷却过程中进行。马氏体转变量是在Ms－Mf温度范围内，通过不断降温来增加的，即马氏体转变量是温度的函数。

特点：变温瞬时形核，快速(瞬时)长大。第七十九页，共一百二十九页。2023/2/2779

过程：

(1)变温瞬时(Shi)形核：当奥氏体过冷MS点以下时开始以极快的速度形核，必须继续降温，才能继续形核，切变形核的速度极快，形核无孕育期；

(2)瞬时长大：长大速度极快，在10-4～10-7s内长成一个单晶，表明长大所需的激活能极小。

(3)转变速度依赖于形核率，与长大速度无关，新核长大到一定尺寸就停止长大。马氏体转变的继续进行必须继续降温，而不是靠已有马氏体晶体的进一步长大。Cohen归纳出马氏体转变的体积分数f与冷却到的温度tq之间关系为：f=1-6.956×10-15[455-(MS-tq)]5.32f=1-exp[-1.10×10-2△T]可见，tq越低，马氏体转变体积分数f越大。当tq与MS差值达455时，转变马氏体的体积分数可达1。第八十页，共一百二十九页。2023/2/2780二.等温马氏体(Ti)转变(等温形核、瞬时长大)出现于Fe-26%Ni-19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr，高碳高锰钢中，为等温转变。过冷奥氏体向马氏体转变可以用类似C曲线T-τ等温图来描述。

特点：等温形核、瞬时长大。有孕育期，C曲线，但等温转变不完全。

右图为Fe-23.7%Ni-3.62%Mn合金中马氏体等温转变的曲线。第八十一页，共一百二十九页。2023/2/2781

过程(Cheng)：

(1)等温形成马氏体核；形核有孕育期，形核率随过冷度增加先增后减。

(2)长大速度极快，到一定尺寸后即停止。大小与上一类马氏体相同。

(3)转变速度随时间增加，先增后减。

(4)等温马氏体转变不能彻底转变，只是部分转变。

(5)变温转变中也有少量等温转变--通过等温形成新核；原有的变温马氏体等温过程中也会长大。

第八十二页，共一百二十九页。2023/2/2782三.

爆发式马氏体转变(自(Zi)触发形核)出现于Fe-28%Ni，Fe-26%Ni-0.48%C中为爆发式马氏体转变。过冷奥氏体向马氏体转变是在零下某一温度突然发生并在一次爆发中形成一定说量的马氏体，伴有响声并放出大量潜热，引起式样温度升高。

特点：自触发形核，爆发式长大。马氏体呈Z字形排列，伴有响声并放出大量潜热。Fe-30Ni-0.31C第八十三页，共一百二十九页。2023/2/2783

过程：

(1)当MS<0℃时，在MS以下温度形成{259}γ片状马氏体，并由于马氏体转变体积膨胀形成的高压激发附近的{259}γ面上(Shang)形成大量的马氏体，这种现象称为爆发式转变。

(2)发生爆发式转变的温度称为MB。(3)爆发式转变特点：马氏体呈Z字形排列。

(4)爆发式转变不能进行到底。使转变继续进行，必须继续降温。

第八十四页，共一百二十九页。2023/2/2784爆发式形(Xing)成的马氏体(a)19.1Ni-0.52C(b)23.7Ni-0.51C(c)25.7Ni-0.48C(d)27.2Ni-0.48C

第八十五页，共一百二十九页。2023/2/2785热弹性马氏体：在一些合金中的马氏体形成时，其产生的形状变化始终依靠相邻母相的弹性变形来协调，保持着界面的共(Gong)格性。这样，马氏体片可随温度降低而长大，随温度升高而缩小，亦即温度的升降可引起马氏体片的消长。具有这种特性的马氏体称为热弹性马氏体。形成热弹性马氏体的条件：①马氏体与母相的界面共格关系未被破坏；②母相应具有有序点阵结构，呈有序化状态，以实现转变的完全可逆性；③母相具有高的弹性极限。四、热弹性马氏体第八十六页，共一百二十九页。2023/2/2786热弹性马氏体相变的判据：(1)临界相变驱动力小，热滞小；(2)相界能作往复(正、逆)运动；(3)形状应变为弹性协作，马氏体内(Nei)的弹性储存能对逆相变驱动力作出贡献。热弹性马氏体合金性能的特点：超弹性(伪弹性)和具有形状记忆效应。若在Ms-Md温度范围内对其施加应力，可诱发马氏体转变，并随应力的减增可引起马氏体片的消长。

第八十七页，共一百二十九页。2023/2/2787五.

表面马氏体转变在稍高于Ms点温度等温，会在试样表面形成马氏体，而内部仍为奥氏体。其组织形态、形成速率、晶体学特征(Zheng)都和Ms点以下试样内部形成的马氏体不同，这种只产生于试样表层的马氏体称为表面马氏体。第八十八页，共一百二十九页。2023/2/27886.4.4马氏体转变的形(Xing)核理论（了解）1.经典形核理论（热核说）形核功来源于热起伏，长大靠原子一个一个的从母相转入新相来实现。2.非均匀形核理论（缺陷形核说）马氏体核胚有利于在母相的某些特定的有利的位置(如：位错、层错、晶界、亚晶界等晶体缺陷)上优先生成。是不均匀形核。第八十九页，共一百二十九页。2023/2/27893.核胚冻结理论马氏体的核胚是由在奥氏体中预先存在的具有马氏体结构的微区从高温被冻结下来而成为(Wei)核胚。

4.自促发形核说当进行马氏体转变时，若母相中已存在马氏体组织，能促进未转变的母相形核。第九十页，共一百二十九页。2023/2/2790

(一)贝茵(Bain)模型由Bain于1924年提出。此模型虽不是切变模型，但用其便于说明点阵的改组和表象(Xiang)理论的计算。Bain提出的转变机制可参见图6-45。可将面心立方看为体心正方晶体结构，若将Z'轴压缩18%，X'轴、Y'轴伸长12%，变形后的c/a=1.035，这说明了点阵的改组。6.4.5马氏体转变的切变机制（了解）但这一模型不涉及切变，所以无法解释相变时出现的表面浮突，又因为这一模型中不存在不变平面，也就没有惯习面。从而无法说明马氏体中所出现的亚结构。

第九十一页，共一百二十九页。2023/2/2791

(二)K－S切变模型是二次切变模型、三个步骤模型。转变时有下列位向关系：{011}M//{111}γ，<111>M//<101>γ实验能吻合。切变过程：

(1)在(111)γ面上，沿[-211]γ方向产生第一次切变，切变角为15°15'，完成的切变量为：0.57Ǻ

(2)在(131)γ面上，沿[-101]γ方向产生第二次切变，切变角为10°32'，使60度顶角变为69°。

(3)适当调整参数。得到正方度为1.06的氏体。在无碳的情况下，第一次切变的切变角19°28'，第二次切变使60°顶角变为70°32'，之后(Hou)调整参数。不完善处：不能完满解释惯习面及表面浮突现象。第九十二页，共一百二十九页。2023/2/2792K－S切变(Bian)模型示意图K－S模型平面投影图

第九十三页，共一百二十九页。2023/2/2793(三)G－T模型(二次切变、三个步骤模型)

1.第一次切变是沿惯习面的均匀切变；在接近{259}晶面上发生第一次切变，产生整体宏观变形，使表面浮凸发生均匀切变。2.第二次切变是不均匀切变；在(112)'晶面的[111]'方(Fang)向发生12º~13º的第二次切变，使之变为马氏体的体心正方点阵，宏观不均匀切变，即它只是在微观的有限范围内保持均匀切变，以完成点阵改建，而在宏观上则形成沿平行晶面的滑移或孪生。3.适当调整参数，使晶面间距符合实验结果。G－T模型切变过程示意图(a)切变前(b)均匀切变（宏观切变）(c)滑移切变(d)孪生切变第九十四页，共一百二十九页。2023/2/2794G-T模型立体示意图a)二次切变为滑移b)二次切变为孪生第九十五页，共一百二十九页。2023/2/2795

6.4.6马氏体晶核长大

马氏体形核和晶核长大速度很大。马氏体晶核长大是通过切变逐渐长大的。长大方式为协同型长大。随马氏体长大，奥氏体的切应变愈(Yu)来愈(Yu)大，当超过奥氏体的s时，发生塑性变形而使界面的共格破坏，这样奥氏体原子不可能再通过协同式短距离位移转移到马氏体，而必须通过原子较长距离的扩散才能使长大继续进行，这样的转移实际上难以进行，使马氏体停止长大。第九十六页，共一百二十九页。2023/2/2796

马氏体长大的核心问题：1)界面的运动，它受以下因素的影响：①驱动力的控制，②材料本身的组(Zu)元，如含间隙原子碳，组(Zu)成碳气团形成拖曳效应（即减慢界面运动）；③界面运动阻力－界面摩擦，④晶体内其他缺陷，以及其他障碍（夹杂物和晶界等）交互作用。2)基体对马氏体形状改变的协作。当基体主要以弹性形变进行协作时，马氏体以非热弹性方式长大，其极端的情况为：马氏体瞬间长大至给定形状，长大的不同机制不但决定长大的速率，也决定马氏体的形态。

第九十七页，共一百二十九页。2023/2/2797本节小(Xiao)结

1、马氏体转变的热力学条件：必须降低到Ms点以下。

2、马氏体转变的驱动力和阻力。

3、MS的物理意义和Ms点很低的原因。

4、马氏体的形成条件：深冷和快冷。

5、形变诱发马氏体。

6、影响马氏体形成的因素（影响钢的MS因素）。

7、马氏体转变动力学：变温转变、等温转变、爆发式转变、表面转变。

8、马氏体转变的形核理论。

9、马氏体转变的机制：切变机制。

10、马氏体晶核长大。

第九十八页，共一百二十九页。2023/2/27986.5马氏体的性能及(Ji)影响因素第九十九页，共一百二十九页。2023/2/27994.8.1马氏体的硬度和(He)强度

一.马氏体的高硬度和高强度1.钢中马氏体力学性能的显著特点是具有高硬度和高强度。2.马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量。通常情况下，马氏体的硬度随含碳量的增加而升高。但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势下降。3.淬火钢的硬度取决于马氏体和残余奥氏体的相对含量。只有当残余奥氏体量很少时，钢的硬度与马氏体的硬度才趋于一致。这是必须注意的。4.马氏体的屈服强度随含碳量的增加而升高。

含碳量对马氏体的强度与硬度的影响第一百页，共一百二十九页。2023/2/27100不同碳含量的钢淬火后的硬度及碳含量与(Yu)残余奥氏体量的关系。

曲线1是完全淬火并进行冷处理后马氏体的硬度。奥氏体全部转化为马氏体，所得即为马氏体硬度和碳含量关系。

曲线2是亚共析钢高于AC3、过共析钢高于AC1且低于ACCm的淬火的硬度。对于过共析钢采用的是高于AC1的不完全淬火，所得马氏体中碳含量即为该温度下奥氏体的饱和碳浓度，温度不变时均相同，故随碳含量增高，硬度基本不变。

曲线3为完全淬火后所得的硬度。当碳量低时，淬火后马氏体的硬度随碳量增加而升高；当碳量高时，Mf已在0℃以下，淬火后得到马氏体和奥氏体双相组织。故随碳量增高，奥氏体量增加，由于奥氏体硬度低，硬度反而下降。第一百零一页，共一百二十九页。2023/2/271011.相变强化

相变强化是指马氏体相变时，在晶体内造成晶格缺陷密度很高的亚结(Jie)构。如板条马氏体中高密度的位错、片状马氏体中的孪晶或层错等，这些缺陷都将阻碍位错的运动，使马氏体得到强化。这些缺陷的增加，使马氏体强度提高147～186MPa。

二.马氏体高硬度(高强度)的本质马氏体具有高硬度、高强度的原因是多方面的，其中包括：固溶强化、相变强化、时效强化、晶界强化。第一百零二页，共一百二十九页。2023/2/271022.固溶强化

固溶强化是指碳对马氏体的固溶强化。过饱和的间隙原子碳在α相晶格中造成晶格的正方畸变，形成一个很强的应力场，该应力场阻碍位错的运动，从而提高马氏体的强度和硬度。图中曲线1。3.时效强化

时效强化是指马氏体形成以后，在随(Sui)后的放置过程中，碳和其它合金元素的原子会向位错线等缺陷处扩散而产生偏聚，使位错难以运动，从而造成马氏体的强化。图中曲线2。第一百零三页，共一百二十九页。2023/2/27103含碳量对马氏体显微硬度的影(Ying)响4.孪晶对马氏体强度的贡献当碳含量小于0.3%时，由于位错强化，使强度与碳含量呈直线关系；当碳含量大于0.3%时，出现孪晶，使硬度的增长偏离直线，说明孪晶有一附加强化机制，使硬度的增长偏离直线。碳含量相同时，孪晶马氏体强度高于位错马氏体。第一百零四页，共一百二十九页。2023/2/27104

5.奥氏体晶粒度

马氏体的晶界强化是指通常情况(Kuang)下，原始奥氏体晶粒越细小，所得到的马氏体板条束也越细小，而马氏体板条束阻碍位错的运动，使马氏体得到强化。奥氏体晶粒愈小，马氏体板条束越细，强度越高。

0.2=608+69dγ-1/2

或0.2=449+60dM-1/2dγ为奥氏体晶粒直径(mm)

dM为马氏体板条束直径(mm)

0.2单位为MPa。第一百零五页，共一百二十九页。2023/2/27105

6.5.2马(Ma)氏体的韧性和塑性马氏体的韧性也主要取决于马氏体的碳含量和亚结构。在相同屈服强度下，位错(板条)马氏体比孪晶(片状)马氏体具有较高的韧性(前者有较多滑移系便于开动位错)。当碳含量小于0.4%时，马氏体具有高韧性；当碳含量大于0.4%时，马氏体韧性很低。总之，片状马氏体具有较高的强度，但脆性较大，其主要原因是片状马氏体中的亚结构为孪晶，片状马氏体中含碳量高，晶格畸变大，同时马氏体高速形成时互相撞击使得片状马氏体中存在许多显微裂纹。而板条马氏体中的亚结构为位错，具有很高的强度和良好的塑、韧性。第一百零六页，共一百二十九页。2023/2/271066.5.3马氏体的相变诱发塑(Su)性具有高的延伸率和低的流变抗力。在相变的同时呈现的超塑性称为相变超塑性。第一百零七页，共一百二十九页。2023/2/27107

6.5.4马氏体的物理性能钢中马氏体具有铁磁性和高的矫顽力(Li)，其比容与奥氏体的比容相差很大。1.比容马氏体比容最大2.磁性高的铁磁性和矫顽力3.电阻马氏体的电阻率比P大

第一百零八页，共一百二十九页。2023/2/271086.5.5高碳马氏(Shi)体的显微裂纹马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体晶界相撞时可形成很大的应力集中，加之高碳马氏体本身很脆，故在撞击时极易产生裂纹。这些裂纹虽很小，但可成为疲劳裂纹源而导致开裂。

以单位体积马氏体内出现显微裂纹的面积SV(mm2/mm3)作为形成显微裂纹的敏感度。第一百零九页，共一百二十九页。2023/2/27109(一)影响形(Xing)成显微裂纹因素

1.含碳量当WC<1.4%时，随碳量增加，SV

急剧增加，因而此时生成的是细而长的横贯奥氏体晶粒的{225}M，易受撞击而断裂。当WC>1.4%时，随碳量增加，SV

反而下降，因此时生成短而宽的{259}M，不易受撞击断裂。通常马氏体中含碳量均低于1.4%，故为降低SV，应尽可能降低含碳量。第一百一十页，共一百二十九页。2023/2/271102.奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度越大，横贯奥氏体的马氏体越粗大，越易发生撞击而断裂，SV

越大。故为降低SV，高碳钢中奥氏体化温度不宜过高，以免溶入过多碳及使晶粒长大。3.淬火冷却温度淬火冷却温度越低，奥氏体残越少，马氏体量越多，形成裂纹可能性越大，故对于高碳钢，采取冷处理时，必须慎重。

4.马氏体转变量SV

随马氏体量增大而增大，但当马氏体量超过27%后(Hou)，形成的马氏体均细小，不致引起显微裂纹，SV不再随马氏体量增大而增大。第一百一十一页，共一百二十九页。2023/2/27111

(二)减少显微裂纹的途径1.降低高碳钢的奥氏体化温度，采用不完全淬火。2.淬火后立即回火使大部分显微裂纹弥合。各种组(Zu)织的裂纹敏感性：F→P→B-F→板条马氏体→上B→粒状B→岛状马氏体/γ→针状马氏体，显微裂纹的敏感性增加。第一百一十二页，共一百二十九页。2023/2/27112本(Ben)节小结

1、马氏体的高硬度和高强度及其原因。

2、马氏体的韧性和塑性及原因。马氏体的相变诱发塑性。3、马氏体的物理性能。

4、高碳马氏体的显微裂纹及影响因素。第一百一十三页，共一百二十九页。2023/2/271136.6奥氏体(Ti)稳定化

奥氏体稳定化是指奥氏体在外界因素作用下，促使内部结构发生了某种变化而使γ→M的转变呈现迟滞的现象。

奥氏体稳定化分为：奥氏体热稳定化和奥氏体机械稳定化第一百一十四页，共一百二十九页。2023/2/27114

6.6.1奥氏体热稳定化

一.奥氏体热稳定化现象淬火时，冷却中断会引起奥氏体稳定化，冷却中断后继续冷却，转变并不立即恢复，而要滞后一段温度θ,转变才继续进行。冷却到室温时，未转变的残余奥氏体量也增多。

奥氏体热稳定化程度可(Ke)用滞后温度θ以及室温时的残余奥氏体增量δ来表示。冷却缓慢相当于在一连串温度下的短时间停留，故也会造成稳定化。实例：油淬得到的残余奥氏体比水淬多。引起热稳定化的必要条件是：碳和氮的存在。热稳定化有一温度上限，通常以MC表示，只有在MC点以下，等温停留或缓冷才会造成热稳定化。

第一百一十五页，共一百二十九页。2023/2/27115

2.影响热稳定化的因素影响热稳定化的因素是等温温度和等温时间，同时也受已生成的马氏体量的影响。1.长时间等温时，等温温度越高，稳定化越快，稳定化程(Cheng)度θ越低；短时间等温时，等温温度越高，稳定化越慢，稳定化程度θ越大。但热稳定化有一温度上限，用MC表示。只有在M