热处理原理及工艺马氏体转变

热处理原理及工艺马氏体转变第1页，课件共99页，创作于2023年2月重点：马氏体相变的主要特点；马氏体的力学性能；钢及铁合金中马氏体的组织形态。难点：马氏体相变的特点；影响马氏体转变的因素。第2页，课件共99页，创作于2023年2月

马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens）,把这种组织命名为马氏体(Martensite)。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Ti、Ti-Ni等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体第3页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体转变是由钢经奥氏体化后快速冷却抑制其扩散型分解，在降低的温度下发生的无扩散型相变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系。由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对马氏体的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材潜力。马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也发现马氏体相变。因此，凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都称为马氏体。第4页，课件共99页，创作于2023年2月一、马氏体的晶体结构和转变特点马氏体为碳在a-Fe中的过饱和固溶体，通常用M表示；马氏体的成分与奥氏体的成分完全相同；为什么？（一）马氏体的晶体结构第5页，课件共99页，创作于2023年2月

碳原子在点阵中分布的可能位置是a-Fe体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处，实际上是由铁原子组成的扁八面体的空隙。第6页，课件共99页，创作于2023年2月在体心立方点阵中有三组扁八面体空隙（三个短轴分别平行于Z、Y、X轴）。但在一个a-Fe晶胞中只可能有某一组扁八面体空隙位置有碳原子存在。第7页，课件共99页，创作于2023年2月

碳原子溶入a-Fe点阵八面体空隙位置，必然使点阵向垂直方向膨胀和向水平方向收缩，造成立方体的c轴伸长，a轴缩短而成为体心正方点阵。c/a比值称为正方度或轴比。

马氏体的正方度取决于其碳含量，马氏体碳含量越高，其点阵中被填充的碳原子数量越多，则正方度便越大。马氏体的点阵常数、正方度与其碳含量的关系式如下：第8页，课件共99页，创作于2023年2月奥氏体、马氏体的点阵常数与钢中碳含量的关系第9页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体的反常正方度1956年来，发现有些钢中马氏体的正方度与其碳含量的关系式不符合上面提到的关系式，即所谓的反常正方度。与上述公式计算值比，正方度低的称为反常低正方度，如Ms点低于0℃的锰钢，制成单晶奥氏体后淬入液氮，在液氮温度下马氏体的正方度。比公式计算值高的称为反常高正方度，如高碳铝钢和高镍钢中新淬火马氏体。第10页，课件共99页，创作于2023年2月Fe-Mn-C钢马氏体正方度与碳含量的关系，1、新生马氏体，2、回升至室温后，3、普通碳钢高Ni钢马氏体的异常高正方度，1、新生马氏体，2、回复至室温后第11页，课件共99页，创作于2023年2月原因：碳原子在马氏体点阵中呈部分无序分布时，正方度较低，无序分布程度越大，正方度越低；温度升高，碳原子重新分布，使有序度增加，从而使正方度增大，而正交对称性减小，甚至消失。第12页，课件共99页，创作于2023年2月（二）马氏体转变的特点

马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时铁原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子也较难以扩散（但尚有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特征。第13页，课件共99页，创作于2023年2月切变共格和表面浮突现象

马氏体相变时在预先磨光的试样表面上可出现倾动，形成表面浮突，这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且一边凹陷，一边凸起，带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性切变应变。第14页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体与奥氏体界面上的原子为两相所共有，即新相与母相之间保持着共格关系—切变共格；马氏体的长大是靠母相中原子作有规则的迁移（切变）使界面推移而不改变界面上共格关系；共格界面的弹性应变能较大，随着马氏体的形成，会在其周围奥氏体点阵中产生一定的弹性应变，积蓄一定的弹性应变能，当马氏体长大到一定尺寸，使界面上奥氏体中弹性应力超过其弹性极限时，两相间的共格关系即遭到破坏，马氏体便停止长大。第15页，课件共99页，创作于2023年2月有两个方面的证据转变可在温度很低的温度下进行；马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致。无扩散性当然，有观察到低碳马氏体在形成时周围奥氏体碳含量上升的现象。第16页，课件共99页，创作于2023年2月

取向关系钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系等。新相与母相之间有一定的晶体学关系第17页，课件共99页，创作于2023年2月1、K-S关系Kurdjumov和Sachs采用X射线极图法测出1.4%C钢中马氏体与奥氏体之间存在下列位向关系，即K-S关系母相奥氏体的密排面{111}与马氏体的密排面{110}相平行；奥氏体的密排方向<110>与马氏体的密排方向<111>相平行。第18页，课件共99页，创作于2023年2月2、西山关系西山（Nishiyama）在Fe-30Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体间具有K-S关系，而在-70℃以下形成的马氏体则具有西山关系。西山关系与K-S关系相比，两者的晶面平行关系相同，但晶向平行关系却相差5°16′。第19页，课件共99页，创作于2023年2月3、G-T关系Greninger和Troiano精确地测量了Fe-0.8C-22Ni合金奥氏体单晶中马氏体的取向，发现K-S关系中的平行晶面和晶向实际上还略有偏差，即：第20页，课件共99页，创作于2023年2月

惯习面马氏体转变是以共格切变的方式进行的，所以马氏体形成时的惯习面也就是两相的交界面，即共格面。惯习面应该是不畸变面，不发生畸变和转动。第21页，课件共99页，创作于2023年2月

钢中马氏体的惯习面随碳含量不同而异，碳含量小于0.6%时为{111}g；碳含量0.6~1.4%时为{225}g；1.5~1.8%时为{259}g。另外，随着马氏体形成温度的下降，惯习面有向高指数变化的趋势。如，碳含量较高的奥氏体在较高温度形成的马氏体的惯习面为{225}g，而在较低温度时惯习面为{259}g。由于马氏体的惯习面不同，使马氏体组织形态上产生差异。第22页，课件共99页，创作于2023年2月转变的不完全性（是在一定温度范围内进行的）

马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下，转变才能继续进行。冷却中断，转变立即停止。马氏体转变虽然有时也出现等温转变情况，但等温转变普遍都不能使马氏体转变进行到底，所以马氏体转变总是需要在一个温度范围内连续冷却时才能完成。在一般的冷却条件下，马氏体转变开始温度Ms与冷却速度无关。当冷至某一温度以下时，马氏体转变不再进行，这个温度用Mf表示，称为马氏体转变终了温度。第23页，课件共99页，创作于2023年2月转变的可逆性

冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，同样，重新加热时，马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变。逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点，与冷却时的Ms及Mf相对应，逆相变也有相变开始点As及相变终了点Af。第24页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在马氏体相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的近程移动完成的，而无成分变化。因此，可以把马氏体转变看成为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。自1924年以来，由Bain开始，人们根据马氏体相变的特征，设想了各种相变机制。二、马氏体转变的切变模型第25页，课件共99页，创作于2023年2月Bain模型Bain最先注意到，可把面心立方点阵看成体心正方点阵，其轴比为1.41；如果把面心立方点阵沿Z´轴压缩，沿X´、Y´轴伸长，使其轴比为1，即可使面心立方点阵变为体心立方点阵。第26页，课件共99页，创作于2023年2月Bain模型表明，通过原子作最小距离的简单移动即可完成从奥氏体到马氏体的转变，并展现出在转变前后新相和母相晶体结构中彼此对应的晶面和晶相。但它未能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，尚不能完整地说明马氏体转变的特征。第27页，课件共99页，创作于2023年2月K-S模型Kurdjumov（库尔久莫夫）和Sachs（萨克斯）在20世纪30年代初研究含1.4%C钢马氏体转变是发现所谓的K-S关系后，便提出了相应的转变晶体学模型。K-S模型清晰地展示了面心立方奥氏体改建为体心正方马氏体的切变过程，并能很好地反映出新相与母相间的晶体学取向关系。第28页，课件共99页，创作于2023年2月1、令g-Fe点阵中各层（111）晶面上的原子相对于其相邻下层沿方向先发生第一次切变（原子移动小于一个原子间距），使第一、三两层原子的投影位置重叠起来（切变角为11°44′）2、再令其在晶面上沿方向发生第二次切变，使菱形面的夹角由120°变为109°28′，并使菱形面的尺寸作些线性调整，即可使点阵由面心立方变为体心立方。第29页，课件共99页，创作于2023年2月G-T模型G-T模型也是一个经典模型，具有代表性。A.B.Grcninger、A.R.Troiano于1949年通过均匀切变和非均匀切变的合成来满足一种Fe-Ni-C合金马氏体相变的晶格重构、外形改变、惯习面等方面的要求，提出了G-T模型。第30页，课件共99页，创作于2023年2月切变过程：（1）首先在接近{259}g晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。这阶段的转变产物是复杂的三菱结构，还不是马氏体，不过有一组晶面间距及原子排列情况与马氏体（112）a´晶面相同；（2）接着在（112）a´晶面的方向上发生12~13°的第二次切变，使之变成马氏体的体心正方点阵，这次切变是宏观的不均匀切变，只是在微观的有限范围内保持均匀切变以完成点阵的改建；（3）最后作一些微小的调整，使晶面间距符合实验的结果。第31页，课件共99页，创作于2023年2月G-T模型较好地解释了马氏体转变的浮凸效应、惯习面、取向关系及亚结构变化等问题，但它不能不能解释碳含量小于1.4%钢的取向关系。第32页，课件共99页，创作于2023年2月

钢中马氏体的形态多种多样，根据马氏体单元的形态及亚结构的特点来看，主要有半条马氏体、片状马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体及e马氏体。三、马氏体转变的组织形态第33页，课件共99页，创作于2023年2月板条状马氏体半条马氏体是在低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中形成的马氏体组织。板条马氏体的特征是每个单元的形状呈窄而细长的板条，并且许多板条总是成群地、相互平行地连在一起。其亚结构为位错，故也称为位错马氏体。第34页，课件共99页，创作于2023年2月板条状马氏体的显微组织构成示意图板条状马氏体由板条束所组成（图中A），板条束由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所组成，一个原始奥氏体晶粒内可有几个板条束。马氏体束实际上是指惯习面晶面指数相同而在形态上呈现平行排列的板条集团。第35页，课件共99页，创作于2023年2月有时，马氏体束可由若干个马氏体块（图中B）所分割。也有马氏体束内不存在马氏体块的情况（图中C）。马氏体束，马氏体块都是由许多板条所构成。马氏体块是指惯习面指数相同且与母相取向关系（指晶面平行关系）相同的板条集团。第36页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，且其碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的力学性能会产生显著影响。残余奥氏体存在的原因有两种解释：（1）马氏体相变时，由于周围的奥氏体受到强烈的相变应变强化，使之难以变成马氏体而保留下来；（2）马氏体转变过程中，由于碳原子向周围奥氏体中扩散，使碳浓度增高而变得稳定，从而被残留下来。第37页，课件共99页，创作于2023年2月片状马氏体片状马氏体是在中、高碳（合金）钢及Fe-Ni（Ni含量大于29%）合金中形成的一种典型的马氏体组织。对碳钢来说，一般当碳含量小于1.0%时是与板条马氏体共存的，而大于1.0%时片状马氏体才单独存在。第38页，课件共99页，创作于2023年2月片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，又称为透镜片状马氏体。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为针状或竹叶状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称为孪晶型马氏体。片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间不互相平行。第39页，课件共99页，创作于2023年2月片状马氏体的形成：在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，冷却至稍低于Ms点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马氏体的大小收到限制。因此片状马氏体的大小不一，越是后形成的马氏体片就越小。片状马氏体中常可见到有明显的中脊，其惯习面为（225）g或（259）g

，与母相的位向关系为K-S或西山关系。第40页，课件共99页，创作于2023年2月相变孪晶：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶结合部分的带状薄筋称为中脊。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距大约为5nm，一般不扩展到马氏体的边界上，在马氏体片的边缘区域则为复杂的位错组列。第41页，课件共99页，创作于2023年2月亚结构：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分）和无孪晶区（片的周围部分存在位错）。孪晶区所占的比列随合金成分变化而异。在Fe-Ni合金中，Ni含量越高（Ms点越低），则孪晶区所占的比例就越大。对同一成分的合金，随Ms点降低（如改变奥氏体化温度）孪晶区所占的比列也增大。但相变孪晶的密度几乎不改变，孪晶厚度始终约为5nm左右。高分辨电镜观察证实，中脊为高密度的相变孪晶区。第42页，课件共99页，创作于2023年2月蝶状马氏体这种马氏体最先在Fe-30Ni合金冷至-10℃时发现的，随后在Fe-31Ni和Fe-29Ni-0.26C合金冷却至0~60℃时也被发现。这种马氏体具蝴蝶形断面的细长条片，所以成为蝶状马氏体。第43页，课件共99页，创作于2023年2月蝶状马氏体两翼的惯习面为（225)

g，两翼结合面为（100）g。电镜观察证实，蝶状马氏体的内部亚结构为高密度位错，无孪晶存在，与母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系。第44页，课件共99页，创作于2023年2月蝶状马氏体这种马氏体是在Ms点低于0℃的镍钢中发现的，其立体形状为薄片状，而金相形态为很细的带状，具有相互交叉、分枝、曲折等特异形态。薄片状马氏体的惯习面为（259）g，与奥氏体之间的位向关系为K-S关系。这种马氏体的亚结构全部是由{112}a´孪晶组成，但无中脊（与片状马氏体不同的地方）。第45页，课件共99页，创作于2023年2月e马氏体前述的各种马氏体都是具有体心立方（正方）点阵结构的马氏体。而在奥氏体层错能较低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方点阵结构的e马氏体。e马氏体呈极薄的片状，其内部亚结构为高密度层错。惯习面为（111）g。第46页，课件共99页，创作于2023年2月影响马氏体形态和内部亚结构的因素1、化学成分碳含量：母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。如Fe-C合金：（1）0.3%C以下为板条状马氏体；（2）1.0%C以上为片状马氏体；（3）0.3~1.0%C之间为板条状和片状的混合组织。第47页，课件共99页，创作于2023年2月合金元素：在Fe-Ni-C合金中，马氏体的形态和亚结构也随碳含量增加，由板条状向片状以及薄片状转化。在其他合金元素中，凡是能缩小奥氏体相区的均能促使得到板条状马氏体，凡是能扩大奥氏体相区的将促使马氏体形态从板条状转变为片状。能显著降低奥氏体层错能的合金元素（如Mn）将促使转化为e马氏体。第48页，课件共99页，创作于2023年2月2、奥氏体的层错能奥氏体的层错能越低，相变孪晶生成越困难，形成板条马氏体的倾向也越大。如18-8型不锈钢和1.1C-8Cr钢的层错能都较低，即使在液氮温度下也只能形成板条状马氏体。3、奥氏体和马氏体的强度马氏体的形态和奥氏体的强度变化有对应关系。凡是在Ms点处奥氏体的屈服强度大于某一极限值（206MPa）时，就形成惯习面为{259}g的片状马氏体，而小于该极限值时就形成惯习面为{111}g的板条状马氏体或{259}g的片状马氏体。第49页，课件共99页，创作于2023年2月4、马氏体的形成温度随着马氏体形成温度降低：马氏体的形态将按照板条状→蝶状→片状→薄片状的顺序转化；亚结构则由位错逐步转化为孪晶。由于马氏体相变是在Ms-Mf之间进行的，因此，对于一定成分的奥氏体来说，有可能转变成不同形态的马氏体。第50页，课件共99页，创作于2023年2月Ms点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体；Ms点略低的奥氏体，可能形成板条状与片状的混合组织；Ms更低的奥氏体，不再形成板条状马氏体，相变一开始就形成片状马氏体；Ms极低的奥氏体，片状马氏体也不在形成，而只能形成薄片状马氏体。第51页，课件共99页，创作于2023年2月四、马氏体转变的热力学分析（一）马氏体相变热力学条件条件：马氏体相变也符合一般的相变规律，遵循相变的热力学条件。马氏体相变驱动力是新相马氏体（a´）与母相奥氏体（g）的化学自由能差。第52页，课件共99页，创作于2023年2月相同成分的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图所示，图中T0为两相热力学平衡温度，此时DG=0。显然，马氏体相变开始点Ms必定在T0以下，即DG＜0，由过冷提供相变所需的化学驱动力。第53页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体相变阻力：（1）马氏体相变的阻力也是新相形成时的界面能及应变能。由于马氏体和奥氏体之间存在共格界面，所以界面能很小，而弹性应变能很大，它是马氏体转变的主要阻力；（2）由于马氏体相变是通过切变方式进行的，需要克服切变阻力而使母相点阵发生改组，为此需要消耗能量；（3）同时还在马氏体晶体中造成大量位错或孪晶等晶体缺陷，导致能量升高；（4）在周围奥氏体中还将产生塑性变形，也需要消耗能量。第54页，课件共99页，创作于2023年2月（二）Ms点的物理意义Ms为马氏体开始转变的温度，其物理意义为奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力时的温度。显然，若T0点一定，Ms点越低，则相变所需的驱动力就越大。反之，Ms点高时，相变所需的驱动力则减小。所以，马氏体相变驱动力与过冷度成正比。第55页，课件共99页，创作于2023年2月（三）影响Ms点的因素

钢的Ms、Mf点也被分别称为上、下马氏体点，但Mf点在生产中意义不大，Ms点在生产中具有重要意义（1）生产中制定等温淬火、分级淬火、双液淬火工艺以及冷处理工艺时必须参照Ms点；（2）Ms点的高低直接影响到淬火钢中残余奥氏体量以及淬火变形和开裂倾向；（3）Ms点的高低往往影响着淬火马氏体的形态和亚结构，从而影响着钢的性能。第56页，课件共99页，创作于2023年2月1、化学成分的影响碳含量的影响：一般来说，Ms点主要取决于钢的化学成分，其中以碳含量的影响最为显著，随着钢中的碳含量增加，马氏体相变的温度范围下降。（1）随着碳含量增加，Ms点和Mf点的变化并不完全一致，Ms点呈较为均匀的连续下降；（2）Mf点在碳含量小于0.6%时比Ms点下降得更显著，因而扩大了马氏体相变的温度范围；（3）当碳含量大于0.6%时，Mf点下降缓慢，并且因为Mf点已经下降到0℃以下，致使淬火后的室温组织存在较多的残余奥氏体。第57页，课件共99页，创作于2023年2月合金元素的影响：除铝、钴提高Ms点外，其余大多数合金元素都不同程度地降低Ms点。对于含有一些强碳化物形成元素的钢，若在正常淬火温度加热，这它们大多数以碳化物形式存在，而很少溶入奥氏体中，故对Ms点的影响并不大。第58页，课件共99页，创作于2023年2月如果把各种元素对马氏体转变点的影响近似地看成直线关系，并且假定几个元素同时存在对Ms点的影响是叠加的，则可用下列公式之一计算出Ms点的近似值。下列二式的成立条件是预先完全奥氏体化。并且，它们不适用于高碳钢和高合金钢。对于不锈钢可用下式近似地计算出Ms点第59页，课件共99页，创作于2023年2月2、塑性变形与应力的影响马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀，因而拉应力状态会促进马氏体形成，表现为Ms点升高，而压应力则会阻止马氏体的形成。在Ms点以上一定温度范围内进行塑性变形会促使奥氏体在形变温度下发生马氏体转变（形变诱发马氏体转变），即相当于塑性变形促使Ms点提高。塑性变形量越大，形变温度越低，则形变诱发马氏体转变量就越多。产生应变诱发马氏体的温度有一个最高限（Md点）。第60页，课件共99页，创作于2023年2月3、奥氏体化条件奥氏体化时的加热温度和保温时间对Ms点的影响较复杂。一般说来，提高加热温度和增加保温时间，一方面有利于碳和合金元素进一步溶入奥氏体，并使其成分更趋均匀化，促使Ms点下将，但另一方面又引起奥氏体晶粒长大，并由于碳原子活动能力增大而使其在奥氏体中位错线上的偏聚倾向减少，从而降低了切变强度，使Ms点升高。第61页，课件共99页，创作于2023年2月4、存在先马氏体的组织转变若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变为珠光体组织，将会使Ms点升高。这是因为珠光体优先在奥氏体的富碳区形成，而剩余奥氏体则相对地属于贫碳区，结果表现为Ms点升高。若在马氏体转变前，奥氏体部分地转变为贝氏体，将会使Ms点降低。因为贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成，剩余的奥氏体相对地属于富碳区，结果表现为Ms点降低。第62页，课件共99页，创作于2023年2月

马氏体转变也是形核和长大的过程，其转变动力学由形核率和长大速度所决定。但由于其为非扩散型相变，马氏体的长大速度一般较大，即马氏体一旦形核便很快长大，因此其形核率就成为转变动力学的一个主要控制因素。五、马氏体转变的动力学第63页，课件共99页，创作于2023年2月（一）马氏体转变的形核1、热形核说是经典的形核理论，将马氏体转变为单元素的同素异构转变，认为形核率决定于形核功（DW）和核胚的激活能（U）。

DW和U的理论计算值都很大，在马氏体转变温度下，很难靠原子热运动来获得如此大的形核功，而激活能在马氏体转变温度下接近于零。该理论不适用于马氏体转变！第64页，课件共99页，创作于2023年2月2、缺陷形核说马氏体的核胚在合金中并非均匀分布，而是在其中一些有利的位置（如位错、层错、晶界、亚晶界、塑性变形区）优先形成。这些区域具有较高的自由能，因此可以作为马氏体的核胚。第65页，课件共99页，创作于2023年2月3、自促发形核说在奥氏体中已存在马氏体时能促发未转变的母相形核。原因是先生成的马氏体使其周围奥氏体发生协作变形而产生位错，从而促成了马氏体核胚所致。第66页，课件共99页，创作于2023年2月（二）马氏体转变动力学的类型

铁合金中马氏体转变动力学的形式多样，大体上可分为四种类型：变温（降温）转变；等温转变；爆发式转变；表面转变第67页，课件共99页，创作于2023年2月1、变温（降温）转变这类马氏体相变是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体相变。在降温过程中瞬时形核、瞬时长大。第68页，课件共99页，创作于2023年2月其特点是：当奥氏体被过冷到Ms点以下时，在该温度下能够形成马氏体的晶核瞬时即可形成，而且必须不断降温，马氏体晶核才能不断地形成，且晶核形成速度极快；马氏体晶核形成后马氏体的长大速度极快，甚至在极低温度下仍能高速长大，即马氏体长大所需的激活能极小；一个马氏体单晶长大到一定极限尺寸后就不再长大。随温度降低而继续进行的马氏体转变，不是依靠已有的马氏体单晶的进一步长大，而是依靠形成新的马氏体晶核，长成新的马氏体。第69页，课件共99页，创作于2023年2月根据上述三个特点可以看出，马氏体相变速度仅取决于由冷却速度所决定的马氏体的形核率，而与马氏体晶体的长大速度无关。马氏体转变量仅决定于冷却所能到达的温度Tq，即Ms点以下的深冷程度（DT=Ms-Tq），与该温度下的停留时间无关。第70页，课件共99页，创作于2023年2月尽管钢的化学成分显著影响Ms点，但对于Ms点高于100℃的合金，在Ms点以下的转变进程却十分类似。马氏体转变体积分数f与在Ms点以下过冷度DT之间的经验关系式如下：（1）式是根据金相法测定的结果建立的，适用于碳含量接近于1.0%的碳钢和低合金钢；（2）式是根据X-射线分析法测定的结果建立的，适用于碳含量为0.37~1.1%的碳钢。第71页，课件共99页，创作于2023年2月2、等温转变这类马氏体相变最早是在Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金和1.1C-5.2Mn钢中发现的。主要特点是，马氏体晶核可以等温形成，晶核形成需要有孕育期，形核率随过冷度增大而先增后减，符合一般的热激活形核规律。第72页，课件共99页，创作于2023年2月

马氏体晶核形成后马氏体的长大速度仍然极快，且长大到一定尺寸后也不再长大，故马氏体相变的体积分数也取决于马氏体的形核率，与其长大速度无关。因此马氏体可以等温形成，故马氏体转变量亦可以随等温时间延长而增加。马氏体等温转变动力学也可以用TTT曲线来表示，也呈“C”字形，有孕育期。随合金元素增加，C曲线将右移，合金元素含量减少，则左移。第73页，课件共99页，创作于2023年2月

等温马氏体相变的一个重要特征是相变不能进行到底，只能有部分奥氏体可以等温转变为马氏体。这是因为随等温转变进行，因马氏体相变的体积变化引起未转变奥氏体变形，从而是未转变奥氏体向马氏体转变是的切变阻力增大而产生稳定化。因此，必须增大过冷度，即增大相变驱动力才能使相变继续进行。第74页，课件共99页，创作于2023年2月3、爆发式转变一些Ms点低于0℃的Fe-Ni，Fe-Ni-C合金，当奥氏体过冷至零下某一温度MB（爆发式转变温度）时，在一瞬间会骤然发生马氏体转变，形成相当大量的马氏体，这种转变方式成为爆发式转变。在转变过程中往往伴随有响声，并释放大量相变潜热。第75页，课件共99页，创作于2023年2月

这种马氏体转变的惯习面为{259}g，有中脊，马氏体片呈“Z”字形排列。{259}g尖端有很高的应力场。因此，可以认为这种爆发式转变行为是由于一片马氏体的形成，在其尖端处的应力场促使了另一片马氏体按别的有利取向形成，即所谓的“自促发”形核，以至呈现为连锁反应式的形态。第76页，课件共99页，创作于2023年2月4、表面转变将试样在稍高于其合金Ms点的温度等温保持，往往会在试样表面形成马氏体。若将马氏体磨去，试样内部仍为奥氏体，故称其为表面马氏体。这是因为在表面形成马氏体时可以不受三向压应力的阻碍；而在试样内部形成马氏体时，由于马氏体的比容大于周围奥氏体而造成三向压应力，使马氏体难以形成。所以表面马氏体的Ms点要比大块试样内部的Ms点高。第77页，课件共99页，创作于2023年2月表面马氏体的形成也是一种等温相变，但与等温形核，瞬时长大的大块材料的等温马氏体相变不同。表面马氏体相变的形核过程也需要有孕育期，但长大速度极慢，且惯习面不是{225}g而是{112}g，位向关系为西山关系，形态不是片状而呈条状。第78页，课件共99页，创作于2023年2月六、马氏体的机械性能

通常，钢的淬火组织主要是马氏体，钢的机械性能也主要由其决定，因此掌握马氏体的各种性能及其影响因素，对于分析淬火钢的性能变化规律，设计或选用新钢种以及合理制定钢的热处理工艺等都有着重要的意义。第79页，课件共99页，创作于2023年2月（一）马氏体的硬度和强度马氏体的主要特征之一就是具有高硬度。硬度值的高低主要决定于碳含量，而合金元素的影响较小。碳含量＜0.4%时，硬度随碳含量的增加而显著提高；碳含量＞0.6%时，硬度变化不明显；第80页，课件共99页，创作于2023年2月钢的屈服强度也随碳含量的增加而升高。第81页，课件共99页，创作于2023年2月马氏体之所以具有高硬度和强度，原因如下：过饱和碳引起强烈的固溶强化；马氏体中亚结构引起的强化；马氏体的时效强化第82页，课件共99页，创作于2023年2月（二）马氏体的塑性和韧性

不能笼统的认为马氏体的塑性和韧性很低。一般来说，位错型（板条状）马氏体具有相当高的强度、硬度和良好的塑性、韧性，即具有高的强韧性；而孪晶型（片状）马氏体则强度、硬度很高，塑性、韧性很低。因此，通过各种手段，在保证足够强度、硬度的前提下，尽可能减少孪晶马氏体的数量，是改善强韧性，充分发挥材料潜力的有效途径。第83页，课件共99页，创作于2023年2月（三）马氏体的相变诱发塑性

很早就发现，合金和钢在马氏体转变过程中塑性有所增长，这种现象被称为相变诱发塑性。引起马氏体相变诱发塑性的原因，一方面是由于应变诱发马氏体的产生，提高了加工硬化率，使已发生塑性形变的区域难于继续发生形变，阻抑了劲缩形成，即提高了均匀形变的塑性。另一方面是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，而马氏体的比容比母相大，使该处的应力集中得到松弛，从而有利于防止微裂纹的形成。第84页，课件共99页，创作于2023年2月

马氏体相变塑性的研究引起了材料和工艺的一系列变革。近年来应用马氏体的相变塑性已设计出相变诱发塑性钢，这种钢的Ms点和Md点符合Md＞20℃＞Ms，即钢的马氏体转变开始点低于室温，而形变马氏体点高于室温。这样，当钢在室温变形时便会诱发马氏体，而马氏体转变又诱发了塑性。因而，这类钢具有很高的强度和塑性。相变塑性的研究还推动了热处理工艺的变革，使人们努力探索如何通过相变诱发塑性，从而拟定出各种各样的现代强韧化热处理工艺，为挖掘现有材料的潜力及研制新钢种服务。第85页，课件共99页，创作于2023年2月七、奥氏体的稳定化

奥氏体稳定化是指奥氏体在外界因素作用下，由于内部结构发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体转变温度降低和残余奥氏体量增加的转变迟滞现象。由于奥氏体的稳定化，会使零件在冷却到室温时的残余奥氏体增多，因此硬度降低或因为使用过程中残余奥氏体发生转变而使尺寸不稳定。第86页，课件共99页，创作于2023年2月（一）奥氏体的热稳定化

奥氏体在冷却过程中，因在某一温度下停留，使未转变的奥氏体变得更加稳定，如继续冷却，奥氏体向马氏体转变并不立即开始，而是滞后一段时间q才能恢复，而且转变量也比连续冷却时减少。

发生热稳定化现象的温度有一个临界值，以Mc表示，只有温度低于临界温度时才会引起热稳定化，Mc点可低于Ms点。淬火时在Mc点以下降低冷却速度也会发生奥氏体的热稳定化现象。第87页，课件共99页，创作于2023年2月通常可以用两种方法来表示奥氏体的稳定化：以滞后温度值q来度量；以残余奥氏体量的增值d来度量；q或d值越大，即表明奥氏体稳定化程度越高。第88页，课件共99页，创作于2023年2月影响奥氏体热稳定化程度的因素停留时间，时间延长，滞后温度值增大，其后形成的马氏体总量也减少。在Ms点以上温度区间，开始时奥氏体稳定化程度随停留温度升高而增大，但高于某一温度后趋于减小。在相同的冷却速度下，钢中碳含量越高，奥氏体越稳定。在临界冷却速度以上，冷却速度越大，残余奥氏体的量越少。第89页，课件共99页，创作于2023年2月

钢中奥氏体热稳定化现象与C、N等间隙原子热运动有关。一般认为，在适当温度停留的过程中，奥氏体中间隙固溶的C、N原子与位错相互作用，形成了钉扎位错，即柯氏气团，因而强化了奥氏体，使马氏体转变的切变阻力增大。也有人认为，C、N原子在适当温度停留时，向位错界面偏聚，形成柯氏气团，阻碍了晶胚的长大，从而引起奥氏体稳定化。上述两种观点都是建立在C、N原子热运动规律的基础上。温度升高，原子的热运动增强，柯氏气团的数量会增多，奥氏体稳定化程度高。温度低，原子稳定化倾向减小。停留温度过高，原子