金属学与热处理重点之总结

PAGEPAGE60第四章马氏体转变概述Adolph阿道夫，马顿斯奥斯门德建议将钢经淬火所-Martensite，常用M表示。由于钢在生产上得到了最广泛的应用以及马氏体转变最先在钢究，主要局限于研究钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。X射线结构分析方法测得钢中马氏体是C溶于α-Feα-Fe中的过饱和间隙固溶体。Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中钢中马氏体的晶体结构马氏体的晶体结构一、马氏体的晶格类型Fe-CCX-分析证实，马氏体具有体心正方点阵（点阵常数之间的关系为：a=b≠c，α=β=γ=90c/a-称为正方度。人们通过X-cac/a7c增大，a减小，正方度4－7奥氏体与马氏体点阵常数和碳含量的关系c/aaγ

为奥氏体的点阵常数。马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示：ca0aa0

式中a0

c/a1为α-Fe

=2.861Å；0α=0.116±0.002；β=0.113±0.002；γ=0.046±0.001；ρ（重量百分数

图4－8 奥氏体a)与马氏体b)的点阵结及溶于其中的碳原子所在的位置αβ的数值确定着Cα-Fe变。体的正方度二、碳原子在马氏体点阵中的位置及分布C原子在中α-Fe八面体间隙位置中心。在单胞中就是各边中央和面心位置，如图4－28所示。体心立方点阵的八面体间隙是一扁八面体，其长轴为 a，2短轴为cα-Fe中的这个间隙在短轴方向上的半径仅0.19ÅC0.77Å在α-Fe中的溶解度极小（0.006%。一般钢中马氏体的碳含量远远超CC原子存在。这些位原子分别占据着这些八面体的顶点，通常把这三种结构称之为亚点阵。图中a）称为第三亚点阵，C原子在c原子在b称原子在aC原子在三个亚点阵上分布的阵是体心正方的，可见C原子在三个亚点阵上的分布机率是不相等的，可能优先占据其中某一个亚点阵，而呈现为有序分布。通常假设马氏体点阵中的C原子优先占据八面体间隙位置的第三亚点阵，即C[001]方向排列。结果使c轴缩α-Fe图4－9 C原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵并不是所有的C80%C20%C原子分原子呈部分有序分布。马氏体的异常正方度人们研究马氏体时发现，对许多钢中“新形成的马氏体低，称为异常低正方度。有的与公式相比较，正方度相当高，称为异常高正方度。异常低正方度马氏体的点阵是正交对称的，即a≠b。而异常高正方度马氏体的点阵是正方的，即a=b。并且发现异常正方度与公式计算的正方度的偏差随钢C含量升高而增大。人们由此推测，马氏体的异常正方度现象可能与C原子在马氏体点阵中的某种行为有关。在普通碳钢新形成的马氏体中及其他具有异常低正方度的新形原子也都是部分无序分布的。正方度越低，则无序分原全部C原子占据第三亚点阵，马氏体的正方度也不能达到实验中所因其C原子是部分无序分布的，因而正方度异常低。正因为部分无序分布，所以有相当数量的碳原子分布在第一、第二亚点阵上，当它们在这两个亚点阵上的分布机率不等时，必引起a≠b，而形成了正原子重新分布，有序程度增大，故正方度增大，而正交对称性逐渐减小，以至消失。因此，新形成马氏C原子在马氏体点阵中重新分布引起的。这个C-无序转变。这个转变的动力是C原子只在八面体间隙位置的一个亚点阵上分布时具有最小的弹性能。这与理论计算结果符合。-射线辐照的马氏体有正方度的可C原子有序无序转变过程存在的C原子发生重新分布，部分C原子离开第三亚点阵向点阵缺陷处偏聚，因而正方原子又逐渐回到第三亚点阵上，因此正方度又逐渐上升。马氏体转变的主要特征（一）马氏体转变的非恒温性必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏体点，用MS

表示。不同材料的MS

是不同的。当奥氏体被过冷到MS

点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不4－1所示。为了使转变能继续进行，必须降低4－2所示，而与等温时间图4－1 马氏体等温转变曲线 图4－2 马氏体转变与温度的关某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用Mf

表示（图4－2。如某钢的M高于室温而MS

低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到Mf

点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。图4－4 Fe-23%Ni-3.7%Mn图4－3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系 金马氏体等温转变动力学曲线对于某些MS

0Fe-Ni-C等合金来说，当过冷至M点S以下时，马氏体可能爆发形成，即最初形成的马氏体有可能促发一定4－3所示。也还有少数MS点低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr以及”型曲线（图4不多，转变不能进行到底。（二）马氏体转变的切变共格与表面浮凸现象马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有规则的表面浮图光表面刻一直线划痕SˊTˊ如图35b。这也表明TTˊ仍保持直线，只是长度有所改变。这表明，原奥氏体中4－6是三种不变平面应变，底面均为不变平面，第一种为简单的膨胀或压缩；即属于这一种。面。但不变平面可以是相界面，如孪晶面，也可以不是相弹性切变。这种依靠弹性切变维持的共格称为第二类共格。4－5的中脊面为ABMLDCNO。为维弹性切变。这种依靠弹性切变维持的共格称为第二类共格。

图4－5 马氏体转变引起的表面浮凸的示意图图3－6 三种不变平面应变，虚线为变形前形状，实线为形后形状，箭头表示变形方向，底为不变平面膨胀（或压缩）b)切变 切变加膨胀共格在界面两侧都有弹性切应变，故又增加了一部分应变能。（三）马氏体转变的无扩散性（或体心正方，而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样，且碳原子在马氏体转变的无扩散性。（militarytransformation。此时每一个原子均相对于相邻原子以相同的矢量移动，且移动距离不超过原子间距，移动后仍保持原有的近邻关系。但4－54－6以下三个试验证实了，马氏体转变的无扩散性。1、具有有序结构的合金，发生马氏体转变之后，有序结构不发生变化。2、碳钢中马氏体转变前后C的浓度没有变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶格改组。而且，碳原子在铁原子中的间隙位置保持不变。3以下三个试验证实了，马氏体转变的无扩散性。1、具有有序结构的合金，发生马氏体转变之后，有序结构不发生变化。2、碳钢中马氏体转变前后C的浓度没有变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶格改组。而且，碳原子在铁原子中的间隙位置保持不变。3和Fe-Ni-20~-196℃之间，每片马氏体的形成5×10-5~5×10-7s。甚至在4K时，形成速度仍然很高。在这样低的温度下，原子扩散速度极小，转变已不可能以扩散方式进行。（四）马氏体转变的位向关系及惯习面1、位向关系马氏体转变的晶体学特征是，马氏体与母相之间存在着一定的位的位向关系有关系、西ft关系和G—T关系。K—S关系（库尔久莫夫和萨克斯关系）X-1.4%碳的碳钢中的马氏体与奥氏体之间存在着下列位向关系，称为K—S{110}

∥{111}

<111>

∥<110>αˊ γ αˊ γ244-11示，在每个{111}γ

面上，马氏体可能有六种不同的取向，而立方点阵中有四个不同的{111}γ

，因此共有24个可能的取向。西ft（Nishiyama）关系西ftNi30%Fe-Ni合金中的在K—S-70

4－11面上形成时可能有的取向与奥氏体之间存在以下的位向关系，称为西ft关系：{110}

∥{111}

<110>

∥<112>αˊ γ αˊ γ在奥氏体的每个{111}上，各有三个不同的<112>方向。在每个方{111}γ

面上只能有三个不同 图4－12钢中马氏体在（111）γ面上形成时可能有的三种不同的西ft取向的马氏体取向，四个{111}γ

图4－13 西ft关系与K—S关系的比较124－12所示。图4－13是西ft关系和K—S关系的比较。可以看出，晶面的平行关系相同，而平行方向却有5°16ˊ之差。G—T（Greniger关系（格伦宁格特赖雅诺）GrenigerTroianoFe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体与马氏体的位向，结果得出，二者之间的位向接近有偏差，称为关系：{110}

差1° <111>

2°αˊ γ2、惯习面

αˊ γ3－10的马氏体转变的不变平面。对于透镜片状马氏体来说，即马氏体片的中脊面。钢中马氏体的惯习面随奥氏体的碳含量及马氏体的形11）γ

（225）（259）γ

。含碳量小于0.6%时，为（111）；含碳量在0.6~1.4%之间，为（225）；含γ γ1.4%时，为γ

。随马氏体形

图3－10 马氏体惯习示意图成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势，故对同一成分的钢，也可能出现两种惯习面，如先形成的马氏体惯习面（225）γ

为，而后形成的马氏体惯习面为（259）。γ（五）马氏体转变的可逆性在某些铁合金中，奥氏体冷却时转变为马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以逆马氏体转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变。逆转变开始点用A表示，逆转变终了点用AS

表示。通常AS

温度比MS

温度为高。Fe-C合金中，目前尚未直接观察到马氏体的逆转变。一般认为，由于含碳马氏体是C在α-Fe解，因此在尚未加热到AS

点时，马氏体就已经分解了，所以得不到马氏体的逆转变。因此有人认为，如果以极快的速度加热，使马氏体在未分解前即已加热到AS

以上，则有可能发生逆转变。曾有人以还可以列举一些其他的马氏体相变特点。但是，应该说明，马氏3000℃/S还可以列举一些其他的马氏体相变特点。但是，应该说明，马氏钢及铁合金中马氏体的组织形态马氏体的形态近年，随着薄透射电子显微技术的发展，人们对马氏体的形态及其精细结构进行了详细的研究，发现钢中马氏体形态虽然多种多样，但就其特征而言，大体上可以分为以下几类。一、板条状马氏体板条状马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。低碳钢中的典型组织如图4－14所示。显微组织马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板条马氏体。对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往图4－14 20CrMnTi钢的淬火组织，板条马氏体呈现为块状，所以有时也称之为

（1150℃加热，水淬）400×晶体学特征K—S关系，惯习面为（111）γ

，而18-8不锈钢中板条状马氏体的惯习面是（225）。γ根据近年来的研究，板条马氏体显微组织的晶体学特征可以用图4－15A状马氏体束组成的较大的区域，称为板条群。一个原始奥氏体晶粒可以包含几个板条群（通常为3~B那样的区域。当用某些溶液腐蚀时，此区域有时仅显现出板条群的边界，而使显微组织呈现为块状，块状马氏体即由此而得（100ccHCl+5gCaCl2

+100ccCH3

CH溶液，可在板条群内显现出黑白色调。同一色调区是由相同位向的马氏体板条组成

图4－15 板条马氏体显微组织的晶体学征的，称其为同位束。按照K—S位向关系，马氏体在母相奥氏体中可24个不同取向，其中能平行生成板条状马氏体的位向有六种，C所示。而一个同位向束又由平行排列的板条组成，如图中D所示。亚结构密度约为0.3~0.9×1012cm-2但只是局部的，数量不多，不是主要的精细结构形式。二、片状马氏体是铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织，常见于淬火高、中碳钢及高的Fe-Ni合金中。显微组织高碳钢中典型的片状马氏体组织如图4－16所示。这种马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，所以也称之为透镜片状马氏体。因与试样磨面相截而在显微镜下呈现为针

图4－16 T12钢的过热淬火组织（1000℃加热，水淬）400×状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，因此又称其为孪晶型马氏体。渐变小即马氏体形成时具有分割奥氏体晶图4－17 片状马氏体显微组织示意粒的作用马氏体片的大小几乎完全取决于奥氏体晶粒的大小如图3－17所示。不十分清楚。晶体学特征片状马氏体的惯习及位向关系与形成温度有关，形成温度高时，惯习面为（225）γ

，与奥氏体的位向关系为K—S关系；形成温度低（259）γ体片有明显的中脊。亚结构

为，位向关系西ft关系，可以爆发形成，马氏50Å，[111]

方向呈点阵状规则排列的螺型位错。片状马氏体内的相αˊ

孪晶与（112）αˊ αˊ孪晶混生的现象。孪晶方向为[11-1] 。αˊ αˊ片状马氏体内部亚结构的差异，可将其分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分）和无孪晶区（在片的周围部分，存在位错。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。在Fe-Ni含Ni量越高S

点越低）孪晶区越大。根据Fe-Ni-C合金的研究表明，即使对同一成分的合金，随着MS

点降低（如由改变奥氏体化温度引起几乎不变。孪晶厚度始终约为50Å。型的马氏体形态，他们的形态特征及晶体学特点对比列于下表中。特征板条状马氏体特征板条状马氏体片状马氏体惯习面位向关系（111）γK—S关系。（225）γK—S关系。（259）γ西ft关系。{110} ∥{111}αˊγ{110} ∥{111}αˊγ{110} ∥{111}αˊγ<111>αˊ∥<110>γ<111>αˊ∥<110>γ<110>αˊ∥<112>γ形成温度M>350℃S＜0.3M≈200~100℃SM<100℃S合金成分%C1~1.41.4~20.3~1时为混合型组织形态板条常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群，板条宽度多为0.1~0.2μm，长度小于10μ一个奥氏体晶粒内包含几个板凸透镜片状（或针状、竹叶状）中间稍厚。初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹同左，片的中央有中脊。在两个初生片之间常见到“Z”字形分布的细薄片亚结构亚结构位错网络（缠结。位错密度（0.3~0.9）×1012cm/cm3有时亦可见到少量的细小孪晶50Å随M点降低，相变孪晶区增大，片的边缘部分为复杂的位S错组列，孪晶面为（112），孪晶方向为[11-1]αˊαˊ降温形成，新的马氏体片（板条）只在冷却过程中产生长大速度较低，一个板条体约在10-4S内形成无“爆发性”转变，在小于1%/℃10-7S内形成50%转变量内降温转变率约为M<0℃时有“爆发性”形成过程S（字形在很小温度范围内大声三、其他马氏体形态（一、蝶状马氏体图4－18 蝶状马氏体（Fe-29Ni-0.26C） 图4－19 蝶状马氏体的立体形状Fe-NiFe-Ni-C合金中，当马氏体在某一温度范围内形4－18V形柱状，如图4－19。横截成则136{225}，两γ翼相交的结合面为{100}γ

。与母相的晶体学关系大体上符合K-S关系。在翼中可能有中脊,也可能没有中脊。两个{225}γ

面的夹角除136或Fe-29%Ni-0.26%C0~-60℃范围内形成蝶状马氏体，电镜研究确定其内部亚结构0~-20℃之间主要形成碟状马氏体，而在-20~-60蝶状马氏体的形成温度范围是在板条状和片状马氏体的形成温度范围之间。蝶状马氏体的两翅接合部分象片状马氏体的中脊。有人设想是从此处开始向两侧沿不同位向长成马氏体（大概为孪晶关系，才呈现（二、薄板状马氏体在M点低于-100℃的Fe-Ni-C合金中观察到了一种厚约3~10μmS相截得到宽窄一致的平直的带（图420。薄板状马氏体可以曲折，分枝和交叉。薄板状马氏体的惯习为{259}γ

，与奥氏体之间的位向关系为K—S{112}α

孪晶，孪晶的宽度随碳含量的升高而降低。平直的带中无中脊。图4－20 薄板状马氏体（Fe-31Ni-0.23C） 图4－21 薄片状εˊ马氏体（Fe-16.4Mn）（三、薄片状马氏体（εˊ马氏体）上述各种马氏体的点阵均为体心立方或体心正方。Fe-Mn-CFe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密εˊ1000~3000{111}γ

，与奥氏体之间的位向关系为：{0001}∥{111}

εˊ马氏体内的亚结构为大量层εˊ γ εˊ γ错。马氏体薄片沿{111}γ

呈魏氏组织分布（图－2。影响马氏体形态及内部亚结构的因素钢中奥氏体可以转变成各种不同形态的马氏体。影响马氏体形态一些。一、化学成分的影响C0.3%C0.3%以C1.0%C0.3~1.0%之间为3－22图4－22 碳含量对M点、板条马氏体量和残留奥氏体的影S响 图4－23 Fe-Ni-C合金的马氏体形态与含碳量与MS

点的关系可见，碳含量小于0.4%的钢中基本没有残留奥氏体，MS

随碳含量的增高而下降，而孪晶马氏体量和残留奥氏体则随之升高。在Fe-Ni-C合金中，马氏体的形态及亚结构也与含碳量有关，如图23。随含碳合金元素的影响：凡能缩小合金元素的影响：凡能缩小相区的均促使得到板条马氏体（如Cr、M、、V等；凡能扩大相区的，将促使马氏体形态从板条马氏体转化为透镜片状马氏体（如NNiMnCo等。能显著降低奥氏体层错能的合金元素将促使转化为薄片状εˊ如Mn。二、马氏体形成温度持这种观点的人认为马氏体的形态取决于MS

点。他们认为在Fe-CMS

降低，当低于某一温度（300~320℃）时，容易产生相变孪晶，因而便形成片状马氏体。马氏体形态随MS

点的下降从板条状向片状转化的原因可作如下解释。低碳马氏体形成温度高，这时以切变量较大的γ

为惯习面，同时在较高的温度下滑移比孪生易于发生，而且在面心立方点阵中的{111}γ

晶系较少，因此形成马氏体的起始位向数少，所以有利于在同一奥氏体中形成群集状马氏体。而随着MS

点温度降低，孪生变得比滑移更易于发生，同时以{225}γ

或{259}γ

为惯习面形成马氏体，易于形成相邻马氏体片互不平行的孪晶片状马氏体。对Fe-Ni-C系合金可通过改变奥氏体化温度而使MS

发生变化。利用这种现象，可以在同一成分合金中获得不同的MS

点。观察冷却到稍低于相应的MS

点时生成的马氏体形态变化，结果发现，随着M 点即形成温度的降低会发生从蝶状→片状→薄板状变化，同时亚S结构也从位错转化为孪晶。三、奥氏体的层错能εˊFe-Cr8%-C1.1%也只能形成位错板条马氏体。四、奥氏体和马氏体的强度Davis和Magee奥氏体的强度，研究了马氏体形态变化和奥氏体强度之间的对应关系。结果表明，马氏体形态是以MS

点处的奥氏体屈服强度（约为206Mpa）为界限而变化，在这个界限以上，形成惯习面为的（259）片状马氏体，在这个界限以下，形成惯习面为（γ

的板条马氏体或惯习面为（225）γ

的片状马氏体。由此，他们认为奥氏体强度是影响马氏体形态（惯习面的决定性因素。他们还进一步研究了马氏体的强度。当奥氏体的强度低于206Mpa时有两种情况，形成的马氏体强度较高时，为（225）γ

马氏体。而形成的马氏体强度较低时为板条状马氏体。这个假说是建立在这样的基础上的，即如果马氏体内相变应力的松弛只以孪生变形方式进行，则得到惯习面为（259）γ

的马氏体，如果相变应力的松弛一部分在奥氏体内以滑移方式进行，一部分在马氏体内部以孪生方式进行，则得到惯习面为（225）γ

的马氏体，如果在马氏体内也以滑移方式进行，则得到惯习面为（111）γ

的马氏体。五、马氏体的滑移和孪生变形的临界切应力大小这种假说强调马氏体内部结构取决于相变时的变形方式是滑移还是孪生，所以归根到底是受二者的临界切应力大小所支配，图4－24示意地表图4－24 引起马氏体滑移或孪生的临界切应示出马氏体滑移或孪生的临界切应力力和MS-Mf温度对形成的马氏体形态的影响和MMS

温度对形成马氏体形态的影响。图中的箭头表示相应线条可能移动的方向，这种移动是合金成分变化引起的。线条的移动将导致滑移孪生曲线交点的移动。由图中可见，对低碳钢（MS

点和Mf点均较高，引起滑移所需要的临界切应力低于引起孪生所需要的临界切应力，因而得到含高密度位错的板条马氏体。相反，如果是高碳钢（MS

点和Mf

点均较低，引起孪生所需要的临界切应力较小，从而得到含大量孪晶的片状马氏体。如果碳量中等，MS

点和Mf

点恰如图中所示之位置，在马氏体相变过程中，先形成板条马氏体，然后又可形成片状马氏体。即形成两种马氏体的混合组织。马氏体转变热力学条件过去，曾有不少人认为，马氏体转变不是热学性的，转变的驱动马氏体转变确有很多不同于其它转变的在表面上看来难以用热学性一、相变驱动力马氏体转变和一般相变一样，马氏体转变和一般相变一样，与奥氏体的化学自由能和温度的关25T0

为两相热力学平衡温度，即温度为T时0G G 式中为高温相之自由能为马氏αˊ体之自由能。在其它温度两相自由能不相等，则G图3-25奥氏体和马氏体的自由焓与温度的关系图3-25奥氏体和马氏体的自由焓与温度的关系

G G 当上式为正时，马氏体自由能高于奥氏体的自由能，奥氏体比马氏体稳定，不会发生奥氏体向马氏体转变；反之，当上式为负时，则马氏体比奥氏体稳定，奥氏体有向马氏体转变的趋势，ΔG

即称为马氏体相变的驱动力。显然，在T0

Gγ→αˊ

γ→αˊ=0。马氏体转变开=0始点MS

必定在T0

以下，以便由过冷提供相变所需要的化学驱动力。而逆转变开始点AS

必然在T0

以上，以便由过热提供逆转变所需要的化学驱动力。M与TS

之差称为热滞，热滞的大小视合金的种类和成分而异。Fe系合金热滞可高达200℃以上，而有的合金的热滞仅为十几度到几十度，如Au-Cd、Ag-Cd合金。在降温过程中不断进行，等温保持马氏体转变将立即中止进行。逆转变的热力学特征与冷却时的则好相反，相变必须在一定的过热度下才能进行，只有在AS

点以上相变才能进行，而且转变是在升AA与

之差的大小视合金各类不同而异。二、M的定义S

f S S母相与马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。三、马氏体相变的阻力马氏体相变的驱动力来自马氏体与奥氏体的化学自由能之差ΔG，从一般相变理论的能量方程来看，相变时自由能变化为：VΔG=ΔG

+ΔGV

+ΔGD

+ΔGS 其中，ΔGV

为马氏体和奥氏体的化学自由焓差；ΔGD

为奥氏体晶体缺陷所提供的能量；两者为相变的驱动力，过冷度越大ΔGV

也越大。而ΔG（界面能）和ΔS

（弹性能）为相变的阻力。在马氏体形成时，e除形成新的相界面而消耗界面能，并因相变时比容增大和维持第二类除ΔGS

和ΔGe

这两项能量消耗外，还需要在这两项之后加上若干个正项，以考虑上述各项能量消耗，可用下式表示：ΔG=ΔG

+ΔGV

+ΔGD

+ΔGS

+ΣΓe可见，马氏体相变所以热滞如此之大，是由于这种相变的切变物性而引起额外的能量消耗所造成的。四、Md、Ad的定义T、M、A0 S

都是合金成分的函数。不同的合金系AS

与M之差S是不同的，例如，Fe-Ni合金中AS

较M420℃，Au-CdAS S较M16S

与M之间的温度差可以因为引入塑S性变形而减小。如果在MS

点以上对奥氏体进行塑性变形，会诱发马氏体转变而引起MS

点升高到Md

，同样塑性变形也可以使AS

下降到点M。Md d和A 分别称为形变马氏体点和形变d奥氏体点。因形变诱发马氏体转变而产生的马氏体，常称为形变马氏体，同样形变诱发马氏体逆转变而产生的奥氏体称为形变奥氏体。M的物理意义：可以获得形变马氏体的最高温度。若在高于M的物理意义：可以获得形变马氏体的最高温度。若在高于M 点的dd温度对奥氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体转变的作用。d

图3-26形变诱发马氏体转变原理示意图Ad

点的温度对马氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体逆转变的作用。Md

的上限和A的下d限均为T0

Co-Ni合金中M和Ad d

Md

=A=T。d 0如果某合金系中M和A不重合，一般可取T=（M+A）/2。d d 0 d d形变诱发马氏体转变的原因：根据MS

点的物理意义可知，形变之所以能诱发马氏体转变，是因为塑性变形为相提供了一定的相变驱3-26Δ

Vγ

是M时的相变驱动力，而形S变能为相变所提供的能量为机械驱动力。当T=MS

时，化学驱动力刚好等于ΔG

Vγ

，图中ab线代表在化学驱动力上迭加上去的一部分机械驱动力。在T1

温度下，化学驱动力为mn，若该温度下能提供pmpm+mn刚好等于Δ

Vγ

，而T1

<T，即在马氏体0热力学稳定区域内，所以能发生马氏体相变。若机械驱动力可全部代替化学驱动力，Md

点已上升到T0

，但这要求一种合适的变形方式以提供足够的机械驱动力。M点的因素SMs高温冷却时所发生的马氏体转变温度范围及冷到室温时所得的组织状态。因此有必要弄清影响因素。一、奥氏体化学成分的影响奥氏体化学成分对MS

S

主要取决于钢的化学成分，其中又以C含量的影响最为显著。（1）碳的影响随奥氏体碳含量的增加，MS

和Mf势不同，随C%增加MS

Mf

在C%<0.6%C%>0.6%f

下降又变得很缓慢。C%=0.6%时，M0℃。可以看出，在C%0.6%以前，随C%的增加，马氏f体形成的温度间隔增大。氮（N）M（2（2）合金元素的影响钢中常见的合金元素，除Al和Co可以提高M外，其它合金元素均使M点降低。降低M点的元素，按其影响的强烈顺序排列为：SMn、Cr、Ni、Mo、Cu、、V、SiM的影响SS不大，但是在Ni-Cr钢中Si可以降低钢的M点。SS

和M的影响与碳的影响规律基本相似。f图3-27碳含量对Ms点的影响图3-27碳含量对Ms点的影响图3-28合金元素对钢Ms点的影响0

的影响及对奥氏体的强化效应。凡强烈降低T0

又强化奥氏体的元素，就强烈降低MS

点，如Mn、Cr、Ni、CuCT0

温度，又增奥氏体的屈服强度σ，所以降低M 点。Al、Co、SiMo、、V、Ti等均提高Ts S温度，但也不同程度地增加奥氏体的屈服强度σ

的作用s 0大时，则使MS

点升高，如Al、Co；若强化奥氏体的作用大时，则使M点降低；若两方面的作用大致相当时，则对MS

点的影响不大，如Si。元素CMnCrNiMoVSiCuCoAlΔT(℃)-330-45-35-30-26-250-71218钢中每增加1%合金元素对钢中每增加1%合金元素对MS点产生的影响为复杂。二、加热规范的影响加热温度和保温时间的影响较为复杂。加热温度高保温时间长，有利于奥氏体的合金化，可以提高奥氏体的合金化程度，使M点下S降；但是，温度高时间长奥氏体晶粒粗大、晶体学缺陷减少，这又会导致MS

点的升高。在完全奥氏体化的前提下，提高加热温度、延长保温时间，将使MS

有所提高。三、冷却速度的影响在生产条件下，冷却速度一般对MS

点无影响。在高速淬火时，MS

<6.6×103℃冷/S时，MS

>15×103℃/S时，M冷

也不再变化，80~13560

<15×103℃/S范围内，冷M随S

增加而升高。冷其原因可做如下解释：冷却速度增加，使奥氏体的内应力增大，促进了马氏体的形成。另一方面，冷却速度抑制了“碳原子气团”的形成，使奥氏体的强度下降。四、塑性变形的影响在M~Md S

之间对奥氏体进行塑性变形，可使MS

点升高，马氏体转变提前发生。五、应力的影响单向的拉应力或压应力可使进马氏体转变，使单向的拉应力或压应力可使进马氏体转变，使M升高。而M点下降。SS六、磁场的影响磁场的存在可使MS

点升高，在相同的温度下马氏体转变量增加，但对MS

点以下的转变行为无影响。马氏体转变动力学马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M以S下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成变。奥氏体的化学成分虽然对MS

有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过MS

点起作用，在MS

以下的转变过程不随成分发生显著变化。SS为奥氏体稳定化。冷却速度对M点以下的转变过程有明显的影响。只要是在马氏影响MS

点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变MS

点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。元素Aˊ量变化(%)元素Aˊ量变化(%)C50Mn20Cr11Ni10Mo9W8Si6Co-3Al-4可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，一般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。量也都有影响，可定性归纳于下表之中。影响残余奥氏体量的各种因素影响因素残余奥氏体多残余奥氏体少含碳量高碳低碳奥氏体温度高温低温淬火冷却油冷水冷M~M之间冷却S f应力缓冷压应力急冷拉应力马氏体的爆发式转变（自触发形核，瞬时长大）Fe-NiFe-Ni-CMS

点低于0℃后它们的马氏体转变动力学曲线和降温转变曲线有很大的差别。这种转变在M 以下某一温度突然发生，具有爆发性，并且一次爆发中形成一定S样温升。特点：爆发式转变有一固定的温度Mb，Mb≤MS，一次爆发中形30{259}γ字形。爆发转变的形核为自触发形核，即一片惯习面为{259}γ的马氏体形成后，可以在周围其它的{259}γ面上造很高的应力，从而促进新的{259}γ马氏体的形成，是一种链锁式的转变过程，转变速度极快，一次完全的爆发约需10-4~10-3秒。爆发后续的转变必须在连续的降温过程中才能进行。晶界因具有位向差不规则的特点，而成为爆发转变传递的障碍，因此，细晶粒材料中爆发转变量要受到限制，在同样的条件下，细晶粒钢的爆发量较少。马氏体的等温形成（等温形核，瞬时长大）0.7%C、6.5%Mn、2%CuMn-CuFe-Ni-Mn、Fe-Ni-CrGCr15、W18Cr4V等。特点：马氏体的晶核可以等温形成，形核需要一定的孕育期，形核率随过冷增大，先增后减，动力学曲线具有“S”形，等温形成图只能有一部分奥氏体可以等温转变为马氏体。一般来说，核形成后的长大速度极快，且能长大到极限尺寸，其转变量同样取决于形核率，而与长大速度无关，但转变量却与等温时间有关，随等温时间延长转变量增加。1.4%Cr氏体较少（<40%）时，等温马氏体的形成主要是已有马氏体片的长大，当残余奥氏体较多时，则以重新形核为主。表面马氏体在稍高于MS

点的温度下等温，往往会在试样表面层形成马氏体，其组织形态，形成速度，晶体学特征都和MS

点温度以下试样内部形成的马氏体为同，这种只产生于表面层的马氏体称为“表面马氏体”。，位向关系为西ft关系，形态呈条状。面马氏体形成的主要原因。心部受三向约束，使马氏体形成困难，而表面层所受约束较小，因此，表面层的MS

点要比心部的MS

点高，因此引发了表面层在整体MS

点稍高的温度范围内发生了马氏体转变，形成了表面马氏体。奥氏体的稳定化发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。和机械稳定化。一、奥氏体的热稳定化淬火冷却时，因缓慢冷却或在冷却过程中于某一温度等温停留，引起的奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化。连续冷却过程中的马氏体转（1连续冷却过程中的马氏体转件在淬火过程中于某一温度停留4－37（Ms4－37（Ms下等温停留）示意图MsTA

温度停留τ时间后继续冷却，马氏体转变并不立即恢复温度降到M 点才重新形S成马氏体。即马氏体转变滞后θ度，转变才能继续进行。和正常连续冷却相比，同一温度下最终转变量少了δ（δ=M-M。δ（2）规律1 2①产生热稳定化的必要条件是：钢中含有碳与氮。不含碳、氮的钢一般不产生热稳定化，即使产生热稳定化，程度也很轻微；②奥氏体稳定化现象有一个温度上限，常以MC

Mc点以上，Mc点以下等温停留或缓慢冷却McMs这种合金即使在Ms点以上等温也会产生热稳定化现象。 4－39不同等温温度下的停留时间对稳定化程度的影（0.96%C,2.97%Mn,0.48%Cr,0.40%Si,0.21%Ni,4－39不同等温温度下的停留时间对稳定化程度的影（0.96%C,2.97%Mn,0.48%Cr,0.40%Si,0.21%Ni,奥氏体化淬火至0℃，已转变马氏体量为54％）③若等温停留时间较短，在MC

以下，等温温度越高，淬火获得的马44－40塑性变形对Fe-Ni-Cr的影响eM－未形变奥氏体经相同处理后的马氏体量M－变形奥氏体在液氮中冷处理后的马氏体量；04-38；4-39；（3）热稳定化的机制（3）热稳定化的机制CN奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。二、机械稳定化d体进行塑性变形，会使随后的马引起奥氏体稳定化，这种现象称d体进行塑性变形，会使随后的马引起奥氏体稳定化，这种现象称为奥氏体机械稳定化。在M 点以上的温度对奥氏4－40变形所引起的机械稳定化的作用。马氏体转变机制马氏体转变的形核理论一、经典形核理论自从发现了马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏体转变也是一个形核及核长大过程，并用经典相变理论来分析马氏体转变过程。按这种处理，马氏体转变可以被看作为单元系的同素异构转变。根据经典相变理论，计算出Fe-30%Ni（原子百分比）合金，在MrC=22Å，S c c临界形核功为G=5.4×108J/mol。按经典形核理论，形核功是由系统活能为二、马氏体形核的位错理论置上优先形核。试验：把小颗粒以下）的Fe-Ni-C（由夹杂物造成等。这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通常称之为马Frank界面结构模型：Frank最早建议，奥氏体与马氏体的交界面平行于惯习面（225）。按K-S关系，这两种点阵以（225）γ

11）γ

和（110）应相互平行，但钢中马氏体和奥氏体的位向关系并不严格符合K-Sαˊ关系，因为{111}和{110} 的晶面间距不相等，对α-Fe，它们相差γ αˊ1.6%，对于各种钢，相差0.5~2%，并且总是奥氏体的晶面间距较大些，为了使两个相的晶面能够一一对应地联接起来，Frank提出，这两个面并不严ψ，ψG-T即接近1°，这样两个面便有可能一一对γ

面对接后，还不等于两相界面完全共格，αˊ因为按K-S关系，在惯习面（225）上的γ[110][111]

方向应和相邻接马氏体点阵的方向一一对应连接，而这个方向上两个点阵的原子间距也不完全相同，相差1~2%，所以，为使这两个原子列上的原子能够一一对应，Frank设想马氏体核胚便被包围在圈内。K-D模型Knapp（克耐谱）Dehlinger()Frank界面结构模型所环绕如图所示该模型的界面即为惯习225）（{734} ，γ αˊK-S关系。在（225）γ

界面上每隔六个{111}γ

或{110}αˊ面有一个平行于[110]αˊ

方向的螺型位错。在一侧界面为左螺旋位错，另一侧界面则为右螺旋位错，在顶端则为正负刃型位错与螺型位错组成位错圈。位错圈的扩张使马氏体核胚在[110]

及[225]γ

方向生长，在[554]

方向上长大则需形成新的位错圈。当母相与马氏体体积自由能之差足以补偿位错圈扩张及形成新位错圈所增加的界面能、弹性能以及使点阵切变所需的能量时，位错圈就急剧扩张长大马氏体。K-DT0

温度以上已经有马氏体核胚存在于奥氏体中，淬火时核胚被冻结下来，尺寸有大有小，不需克服形核势垒。.2马氏体转变的切变模型1924年Bain一、Bain模型1924年Bainc/a=1.412(即 :1)2图3-30面心立方点阵转变为体心立方点阵的贝茵模型 定的心立点阵的铁素体看成是体心正方点阵的特例，其轴比等于1。因此，只要把面心立方点阵的CC图3-31按贝茵模型奥氏体和马氏体的晶面重合（符合K-S关系）1图3-31按贝茵模型奥氏体和马氏体的晶面重合（符合K-S关系）量的变化，马氏体的正方度1.08~1.00之间变化。因此，在c/a1.41变1.00Bain模型，在转变过程中，原子的相对位移很小，面心立方点阵改建为体心立方点阵时，体上符合K-S关系。Bain模型只能说明点阵的改中所出现的亚结构。二、K-S切变模型库尔久莫夫和萨克斯测出含碳为1.4%的碳钢中，马氏体与奥氏K-S19301.06（即K-S模型骤转变成马氏体。在(111)

面上沿[211]

方向产生第一次切变，第二层原子（B层原子）112[211]，而更高各层原子则按比例增加移动的距离，但是，相邻两层原子的相对112[211]一次切变角为19°28ˊ，二次切变是在2)

面上(垂直于(111)

面[110

产生10°30ˊ的切变。第二次切120109°30ˊ6070°30ˊ15°15ˊ，第二次切变角为9一些小的调整，使晶机面间距和实测的相符合就得到了马氏体。K-S模型的成功之处在于它导出了所测得的点阵结构和位向关不完善的。三、G-T模型1949为G-T模型。G-T过它有一组晶面的晶面间距及原子排列和马氏体的(112)

面相同。第二次切变在面的[111

方向发生，切变角为12°~13°，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均匀的（切变范围只有18个原子层，对第一次切变所形成的表面浮凸也没有可见的影响。经第二在马氏体内产生不同的结构。G-T碳钢（<1.40%C）的位向关系。马氏体的性能要对马氏体的性能进行了解。与塑性韧性的配合。因此有必要对马氏体的强度和韧性作全面的了解。马氏体的硬度与强度很方便地将二者一并讨论。一、马氏体硬度不大。图4－38？是用不同成分的钢料得到的马氏体含碳量对马氏体硬度的影响。图中曲线1为完全淬火所得硬度曲线。含碳量低时，淬2对于过共析钢采用的是高于Ac1的不完全淬火，淬火所的马氏体碳含量均相同，不30.6%硬度增加趋势明显下降。二、马氏体高硬度高强度的本质对马氏体高硬度高强度的本质已进行了大量的研究工作。结果表明，原因是多方面的，其机制包括相变强化、固溶强化、时效强化、晶界强化等。分别讨论如下284MPa，此值与相变强化的体屈服强度仅为98—137MPa。固溶强化和时效强化：钢中马氏体是碳及合金元素溶于相所形成的固溶体马氏体中过饱和的碳原子极易自马氏体中析出而引起时效强化因此不易区分碳原子的固溶强化效果和时效强化效果，为此专门设计了试验，设计Ms 点极低且含碳量不同的Fe-Ni-C合金，以保证马氏体相变能在C原子不可能发生时效析出的低温下进行。淬火后立即在0℃测出屈服极限，结果如图所示。0.4强度不再增加。从此曲线可得出C＜0.4％, 2841784(C%)13MPas碳原子在奥氏体中固溶强化效果小而马氏体中有如此大的固溶碳原子在奥氏体中固溶强化效果小而马氏体中有如此大的固溶强化效果？这是因为固溶于奥氏体中的碳原子均处于铁原子组成的当有碳原子存在时，合金元素的固溶强化效果微不足道，但对于碳铁素体与无碳马氏体来说，合金元素的固溶强化效果可能显示出来。4－63203h0.4（试验结果时效强化由碳原子扩散偏聚钉扎位错引起。3、形变时效。形变时效（应变时效）对马氏体的强度也有4－47σ0.02σ2效作用越明显。4．孪晶对强度的贡献：Fe-C合金中碳含量对马氏体显微硬4-480.3%时，马氏体中的亚结构为位错，此时硬度与碳含量之间呈直线关系。碳含量大于0.3%之后马氏体的亚结构为孪晶，此时马氏体硬度增加偏离直马氏体的硬度与强度略高于位错马氏体。5、奥氏体晶粒大小与板条马氏体束大小对强度影响：奥氏体晶条束越细小，强度越高。可用经验公式表示00

160869d 2A144960d 2M马氏体的韧性3－34所示，即使经回火后，也仍然具有这种规律（图3－35。一般低碳马氏体淬火后通常得到位错马氏点降低的合金元素，淬后也能得到大量的孪晶马氏体，这时钢的（如表所示Fe-Cr-C合金马氏体的强度、韧性和亚结构的关系如图3－36图3-34含0.17C%及0.35C%的Fe-Cr-C后的性能图3-34含0.17C%及0.35C%的Fe-Cr-C后的性能3-35火后的冲击韧性0.35C%钢随着孪晶马氏体量的增加，强度直线上升，断裂韧性直线下降。这图证明了马氏体的韧性主要取决亚结构。孪晶马氏体的韧性差，主要与孪晶亚结构的存在及回火时碳化物沿孪晶面析出呈不均匀分布有关，也有观点认为可能与碳原子在孪晶界的偏聚有关。过各种途径强化马氏体但使其亚位错马氏体不仅韧性优良，还具有低的韧脆性转变温度和低的缺