金屬學(xué)與熱處理重點(diǎn)之總結(jié)

PAGEPAGE60第四章馬氏體轉(zhuǎn)變概述Adolph阿道夫，馬頓斯奧斯門(mén)德建議將鋼經(jīng)淬火所-Martensite，常用M表示。由于鋼在生產(chǎn)上得到了最廣泛的應(yīng)用以及馬氏體轉(zhuǎn)變最先在鋼究，主要局限于研究鋼中的馬氏體轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得的馬氏體。X射線(xiàn)結(jié)構(gòu)分析方法測(cè)得鋼中馬氏體是C溶于α-Feα-Fe中的過(guò)飽和間隙固溶體。Fe-Ni、Fe-Mn合金以及許多有色金屬及合金中鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)一、馬氏體的晶格類(lèi)型Fe-CCX-分析證實(shí)，馬氏體具有體心正方點(diǎn)陣（點(diǎn)陣常數(shù)之間的關(guān)系為：a=b≠c，α=β=γ=90c/a-稱(chēng)為正方度。人們通過(guò)X-cac/a7c增大，a減小，正方度4－7奧氏體與馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)和碳含量的關(guān)系c/aaγ

為奧氏體的點(diǎn)陣常數(shù)。馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)和鋼中碳含量的關(guān)系也可用下列公式表示：ca0aa0

式中a0

c/a1為α-Fe

=2.861?；0α=0.116±0.002；β=0.113±0.002；γ=0.046±0.001；ρ（重量百分?jǐn)?shù)

圖4－8 奧氏體a)與馬氏體b)的點(diǎn)陣結(jié)及溶于其中的碳原子所在的位置αβ的數(shù)值確定著Cα-Fe變。體的正方度二、碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中的位置及分布C原子在中α-Fe八面體間隙位置中心。在單胞中就是各邊中央和面心位置，如圖4－28所示。體心立方點(diǎn)陣的八面體間隙是一扁八面體，其長(zhǎng)軸為 a，2短軸為cα-Fe中的這個(gè)間隙在短軸方向上的半徑僅0.19?C0.77?在α-Fe中的溶解度極?。?.006%。一般鋼中馬氏體的碳含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超CC原子存在。這些位原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點(diǎn)，通常把這三種結(jié)構(gòu)稱(chēng)之為亞點(diǎn)陣。圖中a）稱(chēng)為第三亞點(diǎn)陣，C原子在c原子在b稱(chēng)原子在aC原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的陣是體心正方的，可見(jiàn)C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上的分布機(jī)率是不相等的，可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個(gè)亞點(diǎn)陣，而呈現(xiàn)為有序分布。通常假設(shè)馬氏體點(diǎn)陣中的C原子優(yōu)先占據(jù)八面體間隙位置的第三亞點(diǎn)陣，即C[001]方向排列。結(jié)果使c軸縮α-Fe圖4－9 C原子在馬氏體點(diǎn)陣中的可能位置構(gòu)成的亞點(diǎn)陣并不是所有的C80%C20%C原子分原子呈部分有序分布。馬氏體的異常正方度人們研究馬氏體時(shí)發(fā)現(xiàn)，對(duì)許多鋼中“新形成的馬氏體低，稱(chēng)為異常低正方度。有的與公式相比較，正方度相當(dāng)高，稱(chēng)為異常高正方度。異常低正方度馬氏體的點(diǎn)陣是正交對(duì)稱(chēng)的，即a≠b。而異常高正方度馬氏體的點(diǎn)陣是正方的，即a=b。并且發(fā)現(xiàn)異常正方度與公式計(jì)算的正方度的偏差隨鋼C含量升高而增大。人們由此推測(cè)，馬氏體的異常正方度現(xiàn)象可能與C原子在馬氏體點(diǎn)陣中的某種行為有關(guān)。在普通碳鋼新形成的馬氏體中及其他具有異常低正方度的新形原子也都是部分無(wú)序分布的。正方度越低，則無(wú)序分原全部C原子占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，馬氏體的正方度也不能達(dá)到實(shí)驗(yàn)中所因其C原子是部分無(wú)序分布的，因而正方度異常低。正因?yàn)椴糠譄o(wú)序分布，所以有相當(dāng)數(shù)量的碳原子分布在第一、第二亞點(diǎn)陣上，當(dāng)它們?cè)谶@兩個(gè)亞點(diǎn)陣上的分布機(jī)率不等時(shí)，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，而正交對(duì)稱(chēng)性逐漸減小，以至消失。因此，新形成馬氏C原子在馬氏體點(diǎn)陣中重新分布引起的。這個(gè)C-無(wú)序轉(zhuǎn)變。這個(gè)轉(zhuǎn)變的動(dòng)力是C原子只在八面體間隙位置的一個(gè)亞點(diǎn)陣上分布時(shí)具有最小的彈性能。這與理論計(jì)算結(jié)果符合。-射線(xiàn)輻照的馬氏體有正方度的可C原子有序無(wú)序轉(zhuǎn)變過(guò)程存在的C原子發(fā)生重新分布，部分C原子離開(kāi)第三亞點(diǎn)陣向點(diǎn)陣缺陷處偏聚，因而正方原子又逐漸回到第三亞點(diǎn)陣上，因此正方度又逐漸上升。馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征（一）馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性必須將奧氏體以大于臨界冷卻速度的冷卻速度過(guò)冷到某一溫度稱(chēng)為馬氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度，也稱(chēng)為馬氏體點(diǎn)，用MS

表示。不同材料的MS

是不同的。當(dāng)奧氏體被過(guò)冷到MS

點(diǎn)以下任一溫度，不需經(jīng)過(guò)孕育，轉(zhuǎn)變立即開(kāi)始，且以極大的速度進(jìn)行，但轉(zhuǎn)變很快停止，不4－1所示。為了使轉(zhuǎn)變能繼續(xù)進(jìn)行，必須降低4－2所示，而與等溫時(shí)間圖4－1 馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線(xiàn) 圖4－2 馬氏體轉(zhuǎn)變與溫度的關(guān)某一溫度以下時(shí)，雖然馬氏體轉(zhuǎn)變未達(dá)到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行。該溫度稱(chēng)為馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)，用Mf

表示（圖4－2。如某鋼的M高于室溫而MS

低于室溫，則冷卻至室溫時(shí)還將保留一定數(shù)量的奧氏體，稱(chēng)為殘余奧氏體。如果繼續(xù)冷至室溫以下，未轉(zhuǎn)變的奧氏體將繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體直到Mf

點(diǎn)。深冷至室溫以下在生產(chǎn)上稱(chēng)為冷處理。馬氏體的這一特征稱(chēng)為非恒溫性。圖4－4 Fe-23%Ni-3.7%Mn圖4－3 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時(shí)的馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系 金馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)對(duì)于某些MS

0Fe-Ni-C等合金來(lái)說(shuō)，當(dāng)過(guò)冷至M點(diǎn)S以下時(shí)，馬氏體可能爆發(fā)形成，即最初形成的馬氏體有可能促發(fā)一定4－3所示。也還有少數(shù)MS點(diǎn)低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn，F(xiàn)e-Ni-Cr以及”型曲線(xiàn)（圖4不多，轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底。（二）馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格與表面浮凸現(xiàn)象馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)能在預(yù)先磨光的試樣表面上形成有規(guī)則的表面浮圖光表面刻一直線(xiàn)劃痕SˊTˊ如圖35b。這也表明TTˊ仍保持直線(xiàn)，只是長(zhǎng)度有所改變。這表明，原奧氏體中4－6是三種不變平面應(yīng)變，底面均為不變平面，第一種為簡(jiǎn)單的膨脹或壓縮；即屬于這一種。面。但不變平面可以是相界面，如孿晶面，也可以不是相彈性切變。這種依靠彈性切變維持的共格稱(chēng)為第二類(lèi)共格。4－5的中脊面為ABMLDCNO。為維彈性切變。這種依靠彈性切變維持的共格稱(chēng)為第二類(lèi)共格。

圖4－5 馬氏體轉(zhuǎn)變引起的表面浮凸的示意圖圖3－6 三種不變平面應(yīng)變，虛線(xiàn)為變形前形狀，實(shí)線(xiàn)為形后形狀，箭頭表示變形方向，底為不變平面膨脹（或壓縮）b)切變 切變加膨脹共格在界面兩側(cè)都有彈性切應(yīng)變，故又增加了一部分應(yīng)變能。（三）馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性（或體心正方，而馬氏體的成分與奧氏體的成分完全一樣，且碳原子在馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。（militarytransformation。此時(shí)每一個(gè)原子均相對(duì)于相鄰原子以相同的矢量移動(dòng)，且移動(dòng)距離不超過(guò)原子間距，移動(dòng)后仍保持原有的近鄰關(guān)系。但4－54－6以下三個(gè)試驗(yàn)證實(shí)了，馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。1、具有有序結(jié)構(gòu)的合金，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變之后，有序結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化。2、碳鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變前后C的濃度沒(méi)有變化，奧氏體和馬氏體的成分一致，僅發(fā)生晶格改組。而且，碳原子在鐵原子中的間隙位置保持不變。3以下三個(gè)試驗(yàn)證實(shí)了，馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。1、具有有序結(jié)構(gòu)的合金，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變之后，有序結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化。2、碳鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變前后C的濃度沒(méi)有變化，奧氏體和馬氏體的成分一致，僅發(fā)生晶格改組。而且，碳原子在鐵原子中的間隙位置保持不變。3和Fe-Ni-20~-196℃之間，每片馬氏體的形成5×10-5~5×10-7s。甚至在4K時(shí)，形成速度仍然很高。在這樣低的溫度下，原子擴(kuò)散速度極小，轉(zhuǎn)變已不可能以擴(kuò)散方式進(jìn)行。（四）馬氏體轉(zhuǎn)變的位向關(guān)系及慣習(xí)面1、位向關(guān)系馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)特征是，馬氏體與母相之間存在著一定的位的位向關(guān)系有關(guān)系、西ft關(guān)系和G—T關(guān)系。K—S關(guān)系（庫(kù)爾久莫夫和薩克斯關(guān)系）X-1.4%碳的碳鋼中的馬氏體與奧氏體之間存在著下列位向關(guān)系，稱(chēng)為K—S{110}

∥{111}

<111>

∥<110>αˊ γ αˊ γ244-11示，在每個(gè){111}γ

面上，馬氏體可能有六種不同的取向，而立方點(diǎn)陣中有四個(gè)不同的{111}γ

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

4－11面上形成時(shí)可能有的取向與奧氏體之間存在以下的位向關(guān)系，稱(chēng)為西ft關(guān)系：{110}

∥{111}

<110>

∥<112>αˊ γ αˊ γ在奧氏體的每個(gè){111}上，各有三個(gè)不同的<112>方向。在每個(gè)方{111}γ

面上只能有三個(gè)不同 圖4－12鋼中馬氏體在（111）γ面上形成時(shí)可能有的三種不同的西ft取向的馬氏體取向，四個(gè){111}γ

圖4－13 西ft關(guān)系與K—S關(guān)系的比較124－12所示。圖4－13是西ft關(guān)系和K—S關(guān)系的比較。可以看出，晶面的平行關(guān)系相同，而平行方向卻有5°16ˊ之差。G—T（Greniger關(guān)系（格倫寧格特賴(lài)雅諾）GrenigerTroianoFe-0.8%C-22%Ni合金的奧氏體與馬氏體的位向，結(jié)果得出，二者之間的位向接近有偏差，稱(chēng)為關(guān)系：{110}

差1° <111>

2°αˊ γ2、慣習(xí)面

αˊ γ3－10的馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面。對(duì)于透鏡片狀馬氏體來(lái)說(shuō)，即馬氏體片的中脊面。鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨奧氏體的碳含量及馬氏體的形11）γ

（225）（259）γ

。含碳量小于0.6%時(shí)，為（111）；含碳量在0.6~1.4%之間，為（225）；含γ γ1.4%時(shí)，為γ

。隨馬氏體形

圖3－10 馬氏體慣習(xí)示意圖成溫度下降，慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢(shì)，故對(duì)同一成分的鋼，也可能出現(xiàn)兩種慣習(xí)面，如先形成的馬氏體慣習(xí)面（225）γ

為，而后形成的馬氏體慣習(xí)面為（259）。γ（五）馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在某些鐵合金中，奧氏體冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，重新加熱時(shí)，已形成的馬氏體又可以逆馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。一般將馬氏體直接向奧氏體轉(zhuǎn)變稱(chēng)為逆轉(zhuǎn)變。逆轉(zhuǎn)變開(kāi)始點(diǎn)用A表示，逆轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)用AS

表示。通常AS

溫度比MS

溫度為高。Fe-C合金中，目前尚未直接觀察到馬氏體的逆轉(zhuǎn)變。一般認(rèn)為，由于含碳馬氏體是C在α-Fe解，因此在尚未加熱到AS

點(diǎn)時(shí)，馬氏體就已經(jīng)分解了，所以得不到馬氏體的逆轉(zhuǎn)變。因此有人認(rèn)為，如果以極快的速度加熱，使馬氏體在未分解前即已加熱到AS

以上，則有可能發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。曾有人以還可以列舉一些其他的馬氏體相變特點(diǎn)。但是，應(yīng)該說(shuō)明，馬氏3000℃/S還可以列舉一些其他的馬氏體相變特點(diǎn)。但是，應(yīng)該說(shuō)明，馬氏鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)馬氏體的形態(tài)近年，隨著薄透射電子顯微技術(shù)的發(fā)展，人們對(duì)馬氏體的形態(tài)及其精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了詳細(xì)的研究，發(fā)現(xiàn)鋼中馬氏體形態(tài)雖然多種多樣，但就其特征而言，大體上可以分為以下幾類(lèi)。一、板條狀馬氏體板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時(shí)效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。低碳鋼中的典型組織如圖4－14所示。顯微組織馬氏體呈板條狀，一束束排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱(chēng)為板條馬氏體。對(duì)某些鋼因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來(lái)，而往往圖4－14 20CrMnTi鋼的淬火組織，板條馬氏體呈現(xiàn)為塊狀，所以有時(shí)也稱(chēng)之為

（1150℃加熱，水淬）400×晶體學(xué)特征K—S關(guān)系，慣習(xí)面為（111）γ

，而18-8不銹鋼中板條狀馬氏體的慣習(xí)面是（225）。γ根據(jù)近年來(lái)的研究，板條馬氏體顯微組織的晶體學(xué)特征可以用圖4－15A狀馬氏體束組成的較大的區(qū)域，稱(chēng)為板條群。一個(gè)原始奧氏體晶粒可以包含幾個(gè)板條群（通常為3~B那樣的區(qū)域。當(dāng)用某些溶液腐蝕時(shí)，此區(qū)域有時(shí)僅顯現(xiàn)出板條群的邊界，而使顯微組織呈現(xiàn)為塊狀，塊狀馬氏體即由此而得（100ccHCl+5gCaCl2

+100ccCH3

CH溶液，可在板條群內(nèi)顯現(xiàn)出黑白色調(diào)。同一色調(diào)區(qū)是由相同位向的馬氏體板條組成

圖4－15 板條馬氏體顯微組織的晶體學(xué)征的，稱(chēng)其為同位束。按照K—S位向關(guān)系，馬氏體在母相奧氏體中可24個(gè)不同取向，其中能平行生成板條狀馬氏體的位向有六種，C所示。而一個(gè)同位向束又由平行排列的板條組成，如圖中D所示。亞結(jié)構(gòu)密度約為0.3~0.9×1012cm-2但只是局部的，數(shù)量不多，不是主要的精細(xì)結(jié)構(gòu)形式。二、片狀馬氏體是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型的馬氏體組織，常見(jiàn)于淬火高、中碳鋼及高的Fe-Ni合金中。顯微組織高碳鋼中典型的片狀馬氏體組織如圖4－16所示。這種馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，所以也稱(chēng)之為透鏡片狀馬氏體。因與試樣磨面相截而在顯微鏡下呈現(xiàn)為針

圖4－16 T12鋼的過(guò)熱淬火組織（1000℃加熱，水淬）400×狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，因此又稱(chēng)其為孿晶型馬氏體。漸變小即馬氏體形成時(shí)具有分割?yuàn)W氏體晶圖4－17 片狀馬氏體顯微組織示意粒的作用馬氏體片的大小幾乎完全取決于奧氏體晶粒的大小如圖3－17所示。不十分清楚。晶體學(xué)特征片狀馬氏體的慣習(xí)及位向關(guān)系與形成溫度有關(guān)，形成溫度高時(shí)，慣習(xí)面為（225）γ

，與奧氏體的位向關(guān)系為K—S關(guān)系；形成溫度低（259）γ體片有明顯的中脊。亞結(jié)構(gòu)

為，位向關(guān)系西ft關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏50?，[111]

方向呈點(diǎn)陣狀規(guī)則排列的螺型位錯(cuò)。片狀馬氏體內(nèi)的相αˊ

孿晶與（112）αˊ αˊ孿晶混生的現(xiàn)象。孿晶方向?yàn)閇11-1] 。αˊ αˊ片狀馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的差異，可將其分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)（中間部分）和無(wú)孿晶區(qū)（在片的周?chē)糠?，存在位錯(cuò)。孿晶區(qū)所占的比例隨合金成分變化而異。在Fe-Ni含Ni量越高S

點(diǎn)越低）孿晶區(qū)越大。根據(jù)Fe-Ni-C合金的研究表明，即使對(duì)同一成分的合金，隨著MS

點(diǎn)降低（如由改變奧氏體化溫度引起幾乎不變。孿晶厚度始終約為50?。型的馬氏體形態(tài)，他們的形態(tài)特征及晶體學(xué)特點(diǎn)對(duì)比列于下表中。特征板條狀馬氏體特征板條狀馬氏體片狀馬氏體慣習(xí)面位向關(guān)系（111）γK—S關(guān)系。（225）γK—S關(guān)系。（259）γ西ft關(guān)系。{110} ∥{111}αˊγ{110} ∥{111}αˊγ{110} ∥{111}αˊγ<111>αˊ∥<110>γ<111>αˊ∥<110>γ<110>αˊ∥<112>γ形成溫度M>350℃S＜0.3M≈200~100℃SM<100℃S合金成分%C1~1.41.4~20.3~1時(shí)為混合型組織形態(tài)板條常自?shī)W氏體晶界向晶內(nèi)平行排列成群，板條寬度多為0.1~0.2μm，長(zhǎng)度小于10μ一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個(gè)板凸透鏡片狀（或針狀、竹葉狀）中間稍厚。初生者較厚較長(zhǎng)，橫貫奧氏體晶粒，次生者尺寸較小。在初生片與奧氏體晶界之間，片間交角較大，互相撞擊，形成顯微裂紋同左，片的中央有中脊。在兩個(gè)初生片之間常見(jiàn)到“Z”字形分布的細(xì)薄片亞結(jié)構(gòu)亞結(jié)構(gòu)位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)（纏結(jié)。位錯(cuò)密度（0.3~0.9）×1012cm/cm3有時(shí)亦可見(jiàn)到少量的細(xì)小孿晶50?隨M點(diǎn)降低，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣部分為復(fù)雜的位S錯(cuò)組列，孿晶面為（112），孿晶方向?yàn)閇11-1]αˊαˊ降溫形成，新的馬氏體片（板條）只在冷卻過(guò)程中產(chǎn)生長(zhǎng)大速度較低，一個(gè)板條體約在10-4S內(nèi)形成無(wú)“爆發(fā)性”轉(zhuǎn)變，在小于1%/℃10-7S內(nèi)形成50%轉(zhuǎn)變量?jī)?nèi)降溫轉(zhuǎn)變率約為M<0℃時(shí)有“爆發(fā)性”形成過(guò)程S（字形在很小溫度范圍內(nèi)大聲三、其他馬氏體形態(tài)（一、蝶狀馬氏體圖4－18 蝶狀馬氏體（Fe-29Ni-0.26C） 圖4－19 蝶狀馬氏體的立體形狀Fe-NiFe-Ni-C合金中，當(dāng)馬氏體在某一溫度范圍內(nèi)形4－18V形柱狀，如圖4－19。橫截成則136{225}，兩γ翼相交的結(jié)合面為{100}γ

。與母相的晶體學(xué)關(guān)系大體上符合K-S關(guān)系。在翼中可能有中脊,也可能沒(méi)有中脊。兩個(gè){225}γ

面的夾角除136或Fe-29%Ni-0.26%C0~-60℃范圍內(nèi)形成蝶狀馬氏體，電鏡研究確定其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)0~-20℃之間主要形成碟狀馬氏體，而在-20~-60蝶狀馬氏體的形成溫度范圍是在板條狀和片狀馬氏體的形成溫度范圍之間。蝶狀馬氏體的兩翅接合部分象片狀馬氏體的中脊。有人設(shè)想是從此處開(kāi)始向兩側(cè)沿不同位向長(zhǎng)成馬氏體（大概為孿晶關(guān)系，才呈現(xiàn)（二、薄板狀馬氏體在M點(diǎn)低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察到了一種厚約3~10μmS相截得到寬窄一致的平直的帶（圖420。薄板狀馬氏體可以曲折，分枝和交叉。薄板狀馬氏體的慣習(xí)為{259}γ

，與奧氏體之間的位向關(guān)系為K—S{112}α

孿晶，孿晶的寬度隨碳含量的升高而降低。平直的帶中無(wú)中脊。圖4－20 薄板狀馬氏體（Fe-31Ni-0.23C） 圖4－21 薄片狀εˊ馬氏體（Fe-16.4Mn）（三、薄片狀馬氏體（εˊ馬氏體）上述各種馬氏體的點(diǎn)陣均為體心立方或體心正方。Fe-Mn-CFe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密εˊ1000~3000{111}γ

，與奧氏體之間的位向關(guān)系為：{0001}∥{111}

εˊ馬氏體內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)為大量層εˊ γ εˊ γ錯(cuò)。馬氏體薄片沿{111}γ

呈魏氏組織分布（圖－2。影響馬氏體形態(tài)及內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素鋼中奧氏體可以轉(zhuǎn)變成各種不同形態(tài)的馬氏體。影響馬氏體形態(tài)一些。一、化學(xué)成分的影響C0.3%C0.3%以C1.0%C0.3~1.0%之間為3－22圖4－22 碳含量對(duì)M點(diǎn)、板條馬氏體量和殘留奧氏體的影S響 圖4－23 Fe-Ni-C合金的馬氏體形態(tài)與含碳量與MS

點(diǎn)的關(guān)系可見(jiàn)，碳含量小于0.4%的鋼中基本沒(méi)有殘留奧氏體，MS

隨碳含量的增高而下降，而孿晶馬氏體量和殘留奧氏體則隨之升高。在Fe-Ni-C合金中，馬氏體的形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)也與含碳量有關(guān)，如圖23。隨含碳合金元素的影響：凡能縮小合金元素的影響：凡能縮小相區(qū)的均促使得到板條馬氏體（如Cr、M、、V等；凡能擴(kuò)大相區(qū)的，將促使馬氏體形態(tài)從板條馬氏體轉(zhuǎn)化為透鏡片狀馬氏體（如NNiMnCo等。能顯著降低奧氏體層錯(cuò)能的合金元素將促使轉(zhuǎn)化為薄片狀εˊ如Mn。二、馬氏體形成溫度持這種觀點(diǎn)的人認(rèn)為馬氏體的形態(tài)取決于MS

點(diǎn)。他們認(rèn)為在Fe-CMS

降低，當(dāng)?shù)陀谀骋粶囟龋?00~320℃）時(shí)，容易產(chǎn)生相變孿晶，因而便形成片狀馬氏體。馬氏體形態(tài)隨MS

點(diǎn)的下降從板條狀向片狀轉(zhuǎn)化的原因可作如下解釋。低碳馬氏體形成溫度高，這時(shí)以切變量較大的γ

為慣習(xí)面，同時(shí)在較高的溫度下滑移比孿生易于發(fā)生，而且在面心立方點(diǎn)陣中的{111}γ

晶系較少，因此形成馬氏體的起始位向數(shù)少，所以有利于在同一奧氏體中形成群集狀馬氏體。而隨著MS

點(diǎn)溫度降低，孿生變得比滑移更易于發(fā)生，同時(shí)以{225}γ

或{259}γ

為慣習(xí)面形成馬氏體，易于形成相鄰馬氏體片互不平行的孿晶片狀馬氏體。對(duì)Fe-Ni-C系合金可通過(guò)改變奧氏體化溫度而使MS

發(fā)生變化。利用這種現(xiàn)象，可以在同一成分合金中獲得不同的MS

點(diǎn)。觀察冷卻到稍低于相應(yīng)的MS

點(diǎn)時(shí)生成的馬氏體形態(tài)變化，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著M 點(diǎn)即形成溫度的降低會(huì)發(fā)生從蝶狀→片狀→薄板狀變化，同時(shí)亞S結(jié)構(gòu)也從位錯(cuò)轉(zhuǎn)化為孿晶。三、奧氏體的層錯(cuò)能εˊFe-Cr8%-C1.1%也只能形成位錯(cuò)板條馬氏體。四、奧氏體和馬氏體的強(qiáng)度Davis和Magee奧氏體的強(qiáng)度，研究了馬氏體形態(tài)變化和奧氏體強(qiáng)度之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系。結(jié)果表明，馬氏體形態(tài)是以MS

點(diǎn)處的奧氏體屈服強(qiáng)度（約為206Mpa）為界限而變化，在這個(gè)界限以上，形成慣習(xí)面為的（259）片狀馬氏體，在這個(gè)界限以下，形成慣習(xí)面為（γ

的板條馬氏體或慣習(xí)面為（225）γ

的片狀馬氏體。由此，他們認(rèn)為奧氏體強(qiáng)度是影響馬氏體形態(tài)（慣習(xí)面的決定性因素。他們還進(jìn)一步研究了馬氏體的強(qiáng)度。當(dāng)奧氏體的強(qiáng)度低于206Mpa時(shí)有兩種情況，形成的馬氏體強(qiáng)度較高時(shí)，為（225）γ

馬氏體。而形成的馬氏體強(qiáng)度較低時(shí)為板條狀馬氏體。這個(gè)假說(shuō)是建立在這樣的基礎(chǔ)上的，即如果馬氏體內(nèi)相變應(yīng)力的松弛只以孿生變形方式進(jìn)行，則得到慣習(xí)面為（259）γ

的馬氏體，如果相變應(yīng)力的松弛一部分在奧氏體內(nèi)以滑移方式進(jìn)行，一部分在馬氏體內(nèi)部以孿生方式進(jìn)行，則得到慣習(xí)面為（225）γ

的馬氏體，如果在馬氏體內(nèi)也以滑移方式進(jìn)行，則得到慣習(xí)面為（111）γ

的馬氏體。五、馬氏體的滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小這種假說(shuō)強(qiáng)調(diào)馬氏體內(nèi)部結(jié)構(gòu)取決于相變時(shí)的變形方式是滑移還是孿生，所以歸根到底是受二者的臨界切應(yīng)力大小所支配，圖4－24示意地表圖4－24 引起馬氏體滑移或?qū)\生的臨界切應(yīng)示出馬氏體滑移或?qū)\生的臨界切應(yīng)力力和MS-Mf溫度對(duì)形成的馬氏體形態(tài)的影響和MMS

溫度對(duì)形成馬氏體形態(tài)的影響。圖中的箭頭表示相應(yīng)線(xiàn)條可能移動(dòng)的方向，這種移動(dòng)是合金成分變化引起的。線(xiàn)條的移動(dòng)將導(dǎo)致滑移孿生曲線(xiàn)交點(diǎn)的移動(dòng)。由圖中可見(jiàn)，對(duì)低碳鋼（MS

點(diǎn)和Mf點(diǎn)均較高，引起滑移所需要的臨界切應(yīng)力低于引起孿生所需要的臨界切應(yīng)力，因而得到含高密度位錯(cuò)的板條馬氏體。相反，如果是高碳鋼（MS

點(diǎn)和Mf

點(diǎn)均較低，引起孿生所需要的臨界切應(yīng)力較小，從而得到含大量孿晶的片狀馬氏體。如果碳量中等，MS

點(diǎn)和Mf

點(diǎn)恰如圖中所示之位置，在馬氏體相變過(guò)程中，先形成板條馬氏體，然后又可形成片狀馬氏體。即形成兩種馬氏體的混合組織。馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)條件過(guò)去，曾有不少人認(rèn)為，馬氏體轉(zhuǎn)變不是熱學(xué)性的，轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)馬氏體轉(zhuǎn)變確有很多不同于其它轉(zhuǎn)變的在表面上看來(lái)難以用熱學(xué)性一、相變驅(qū)動(dòng)力馬氏體轉(zhuǎn)變和一般相變一樣，馬氏體轉(zhuǎn)變和一般相變一樣，與奧氏體的化學(xué)自由能和溫度的關(guān)25T0

為兩相熱力學(xué)平衡溫度，即溫度為T(mén)時(shí)0G G 式中為高溫相之自由能為馬氏αˊ體之自由能。在其它溫度兩相自由能不相等，則G圖3-25奧氏體和馬氏體的自由焓與溫度的關(guān)系圖3-25奧氏體和馬氏體的自由焓與溫度的關(guān)系

G G 當(dāng)上式為正時(shí)，馬氏體自由能高于奧氏體的自由能，奧氏體比馬氏體穩(wěn)定，不會(huì)發(fā)生奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變；反之，當(dāng)上式為負(fù)時(shí)，則馬氏體比奧氏體穩(wěn)定，奧氏體有向馬氏體轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)，ΔG

即稱(chēng)為馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力。顯然，在T0

Gγ→αˊ

γ→αˊ=0。馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)=0始點(diǎn)MS

必定在T0

以下，以便由過(guò)冷提供相變所需要的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力。而逆轉(zhuǎn)變開(kāi)始點(diǎn)AS

必然在T0

以上，以便由過(guò)熱提供逆轉(zhuǎn)變所需要的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力。M與TS

之差稱(chēng)為熱滯，熱滯的大小視合金的種類(lèi)和成分而異。Fe系合金熱滯可高達(dá)200℃以上，而有的合金的熱滯僅為十幾度到幾十度，如Au-Cd、Ag-Cd合金。在降溫過(guò)程中不斷進(jìn)行，等溫保持馬氏體轉(zhuǎn)變將立即中止進(jìn)行。逆轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特征與冷卻時(shí)的則好相反，相變必須在一定的過(guò)熱度下才能進(jìn)行，只有在AS

點(diǎn)以上相變才能進(jìn)行，而且轉(zhuǎn)變是在升AA與

之差的大小視合金各類(lèi)不同而異。二、M的定義S

f S S母相與馬氏體兩相之間的體積自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度。三、馬氏體相變的阻力馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力來(lái)自馬氏體與奧氏體的化學(xué)自由能之差ΔG，從一般相變理論的能量方程來(lái)看，相變時(shí)自由能變化為：VΔG=ΔG

+ΔGV

+ΔGD

+ΔGS 其中，ΔGV

為馬氏體和奧氏體的化學(xué)自由焓差；ΔGD

為奧氏體晶體缺陷所提供的能量；兩者為相變的驅(qū)動(dòng)力，過(guò)冷度越大ΔGV

也越大。而ΔG（界面能）和ΔS

（彈性能）為相變的阻力。在馬氏體形成時(shí)，e除形成新的相界面而消耗界面能，并因相變時(shí)比容增大和維持第二類(lèi)除ΔGS

和ΔGe

這兩項(xiàng)能量消耗外，還需要在這兩項(xiàng)之后加上若干個(gè)正項(xiàng)，以考慮上述各項(xiàng)能量消耗，可用下式表示：ΔG=ΔG

+ΔGV

+ΔGD

+ΔGS

+ΣΓe可見(jiàn)，馬氏體相變所以熱滯如此之大，是由于這種相變的切變物性而引起額外的能量消耗所造成的。四、Md、Ad的定義T、M、A0 S

都是合金成分的函數(shù)。不同的合金系A(chǔ)S

與M之差S是不同的，例如，F(xiàn)e-Ni合金中AS

較M420℃，Au-CdAS S較M16S

與M之間的溫度差可以因?yàn)橐胨躍性變形而減小。如果在MS

點(diǎn)以上對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，會(huì)誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變而引起MS

點(diǎn)升高到Md

，同樣塑性變形也可以使AS

下降到點(diǎn)M。Md d和A 分別稱(chēng)為形變馬氏體點(diǎn)和形變d奧氏體點(diǎn)。因形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生的馬氏體，常稱(chēng)為形變馬氏體，同樣形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生的奧氏體稱(chēng)為形變奧氏體。M的物理意義：可以獲得形變馬氏體的最高溫度。若在高于M的物理意義：可以獲得形變馬氏體的最高溫度。若在高于M 點(diǎn)的dd溫度對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，就會(huì)失去誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的作用。d

圖3-26形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)硎疽鈭DAd

點(diǎn)的溫度對(duì)馬氏體進(jìn)行塑性變形，就會(huì)失去誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變的作用。Md

的上限和A的下d限均為T(mén)0

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形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的原因：根據(jù)MS

點(diǎn)的物理意義可知，形變之所以能誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，是因?yàn)樗苄宰冃螢橄嗵峁┝艘欢ǖ南嘧凃?qū)3-26Δ

Vγ

是M時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力，而形S變能為相變所提供的能量為機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。當(dāng)T=MS

時(shí)，化學(xué)驅(qū)動(dòng)力剛好等于ΔG

Vγ

，圖中ab線(xiàn)代表在化學(xué)驅(qū)動(dòng)力上迭加上去的一部分機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。在T1

溫度下，化學(xué)驅(qū)動(dòng)力為mn，若該溫度下能提供pmpm+mn剛好等于Δ

Vγ

，而T1

<T，即在馬氏體0熱力學(xué)穩(wěn)定區(qū)域內(nèi)，所以能發(fā)生馬氏體相變。若機(jī)械驅(qū)動(dòng)力可全部代替化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，Md

點(diǎn)已上升到T0

，但這要求一種合適的變形方式以提供足夠的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。M點(diǎn)的因素SMs高溫冷卻時(shí)所發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍及冷到室溫時(shí)所得的組織狀態(tài)。因此有必要弄清影響因素。一、奧氏體化學(xué)成分的影響奧氏體化學(xué)成分對(duì)MS

S

主要取決于鋼的化學(xué)成分，其中又以C含量的影響最為顯著。（1）碳的影響隨奧氏體碳含量的增加，MS

和Mf勢(shì)不同，隨C%增加MS

Mf

在C%<0.6%C%>0.6%f

下降又變得很緩慢。C%=0.6%時(shí)，M0℃?？梢钥闯?，在C%0.6%以前，隨C%的增加，馬氏f體形成的溫度間隔增大。氮（N）M（2（2）合金元素的影響鋼中常見(jiàn)的合金元素，除Al和Co可以提高M(jìn)外，其它合金元素均使M點(diǎn)降低。降低M點(diǎn)的元素，按其影響的強(qiáng)烈順序排列為：SMn、Cr、Ni、Mo、Cu、、V、SiM的影響SS不大，但是在Ni-Cr鋼中Si可以降低鋼的M點(diǎn)。SS

和M的影響與碳的影響規(guī)律基本相似。f圖3-27碳含量對(duì)Ms點(diǎn)的影響圖3-27碳含量對(duì)Ms點(diǎn)的影響圖3-28合金元素對(duì)鋼Ms點(diǎn)的影響0

的影響及對(duì)奧氏體的強(qiáng)化效應(yīng)。凡強(qiáng)烈降低T0

又強(qiáng)化奧氏體的元素，就強(qiáng)烈降低MS

點(diǎn)，如Mn、Cr、Ni、CuCT0

溫度，又增奧氏體的屈服強(qiáng)度σ，所以降低M 點(diǎn)。Al、Co、SiMo、、V、Ti等均提高Ts S溫度，但也不同程度地增加奧氏體的屈服強(qiáng)度σ

的作用s 0大時(shí)，則使MS

點(diǎn)升高，如Al、Co；若強(qiáng)化奧氏體的作用大時(shí)，則使M點(diǎn)降低；若兩方面的作用大致相當(dāng)時(shí)，則對(duì)MS

點(diǎn)的影響不大，如Si。元素CMnCrNiMoVSiCuCoAlΔT(℃)-330-45-35-30-26-250-71218鋼中每增加1%合金元素對(duì)鋼中每增加1%合金元素對(duì)MS點(diǎn)產(chǎn)生的影響為復(fù)雜。二、加熱規(guī)范的影響加熱溫度和保溫時(shí)間的影響較為復(fù)雜。加熱溫度高保溫時(shí)間長(zhǎng)，有利于奧氏體的合金化，可以提高奧氏體的合金化程度，使M點(diǎn)下S降；但是，溫度高時(shí)間長(zhǎng)奧氏體晶粒粗大、晶體學(xué)缺陷減少，這又會(huì)導(dǎo)致MS

點(diǎn)的升高。在完全奧氏體化的前提下，提高加熱溫度、延長(zhǎng)保溫時(shí)間，將使MS

有所提高。三、冷卻速度的影響在生產(chǎn)條件下，冷卻速度一般對(duì)MS

點(diǎn)無(wú)影響。在高速淬火時(shí)，MS

<6.6×103℃冷/S時(shí)，MS

>15×103℃/S時(shí)，M冷

也不再變化，80~13560

<15×103℃/S范圍內(nèi)，冷M隨S

增加而升高。冷其原因可做如下解釋?zhuān)豪鋮s速度增加，使奧氏體的內(nèi)應(yīng)力增大，促進(jìn)了馬氏體的形成。另一方面，冷卻速度抑制了“碳原子氣團(tuán)”的形成，使奧氏體的強(qiáng)度下降。四、塑性變形的影響在M~Md S

之間對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，可使MS

點(diǎn)升高，馬氏體轉(zhuǎn)變提前發(fā)生。五、應(yīng)力的影響單向的拉應(yīng)力或壓應(yīng)力可使進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，使單向的拉應(yīng)力或壓應(yīng)力可使進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，使M升高。而M點(diǎn)下降。SS六、磁場(chǎng)的影響磁場(chǎng)的存在可使MS

點(diǎn)升高，在相同的溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但對(duì)MS

點(diǎn)以下的轉(zhuǎn)變行為無(wú)影響。馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)馬氏體轉(zhuǎn)變也是形核和長(zhǎng)大過(guò)程，鐵合金中馬氏體形成動(dòng)力學(xué)是多種多樣的，大體上可以分為四種類(lèi)型。馬氏體的降溫形成（變溫瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大）是碳鋼和低合金鋼中最常見(jiàn)的一種馬氏體轉(zhuǎn)變按馬氏體相變的熱力學(xué)，鋼及鐵合金中馬氏體相變的熱滯很大，10-4~10-7秒內(nèi)即長(zhǎng)大到極限尺寸。降溫形成馬氏體的量，主要取決于冷卻所達(dá)到的溫度，即M以S下的深冷程度，等溫保持時(shí)轉(zhuǎn)變一般不再進(jìn)行，這一特點(diǎn)意味著，成變。奧氏體的化學(xué)成分雖然對(duì)MS

有具有很大的影響，但其對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的影響，幾乎完全是通過(guò)MS

點(diǎn)起作用，在MS

以下的轉(zhuǎn)變過(guò)程不隨成分發(fā)生顯著變化。SS為奧氏體穩(wěn)定化。冷卻速度對(duì)M點(diǎn)以下的轉(zhuǎn)變過(guò)程有明顯的影響。只要是在馬氏影響MS

點(diǎn)和馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)過(guò)程的一切因素都會(huì)影響到轉(zhuǎn)變MS

點(diǎn)有顯著影響，結(jié)果導(dǎo)致室溫下殘余奧氏體量的巨大差異，如下表所示。元素Aˊ量變化(%)元素Aˊ量變化(%)C50Mn20Cr11Ni10Mo9W8Si6Co-3Al-4可以看出，碳含量對(duì)殘余奧氏體量的影響十分顯著，一般認(rèn)為淬火鋼C%>0.4%后就應(yīng)考慮殘余奧氏體對(duì)性能的影響。量也都有影響，可定性歸納于下表之中。影響殘余奧氏體量的各種因素影響因素殘余奧氏體多殘余奧氏體少含碳量高碳低碳奧氏體溫度高溫低溫淬火冷卻油冷水冷M~M之間冷卻S f應(yīng)力緩冷壓應(yīng)力急冷拉應(yīng)力馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變（自觸發(fā)形核，瞬時(shí)長(zhǎng)大）Fe-NiFe-Ni-CMS

點(diǎn)低于0℃后它們的馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)和降溫轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)有很大的差別。這種轉(zhuǎn)變?cè)贛 以下某一溫度突然發(fā)生，具有爆發(fā)性，并且一次爆發(fā)中形成一定S樣溫升。特點(diǎn)：爆發(fā)式轉(zhuǎn)變有一固定的溫度Mb，Mb≤MS，一次爆發(fā)中形30{259}γ字形。爆發(fā)轉(zhuǎn)變的形核為自觸發(fā)形核，即一片慣習(xí)面為{259}γ的馬氏體形成后，可以在周?chē)渌膡259}γ面上造很高的應(yīng)力，從而促進(jìn)新的{259}γ馬氏體的形成，是一種鏈鎖式的轉(zhuǎn)變過(guò)程，轉(zhuǎn)變速度極快，一次完全的爆發(fā)約需10-4~10-3秒。爆發(fā)后續(xù)的轉(zhuǎn)變必須在連續(xù)的降溫過(guò)程中才能進(jìn)行。晶界因具有位向差不規(guī)則的特點(diǎn)，而成為爆發(fā)轉(zhuǎn)變傳遞的障礙，因此，細(xì)晶粒材料中爆發(fā)轉(zhuǎn)變量要受到限制，在同樣的條件下，細(xì)晶粒鋼的爆發(fā)量較少。馬氏體的等溫形成（等溫形核，瞬時(shí)長(zhǎng)大）0.7%C、6.5%Mn、2%CuMn-CuFe-Ni-Mn、Fe-Ni-CrGCr15、W18Cr4V等。特點(diǎn)：馬氏體的晶核可以等溫形成，形核需要一定的孕育期，形核率隨過(guò)冷增大，先增后減，動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)具有“S”形，等溫形成圖只能有一部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。一般來(lái)說(shuō)，核形成后的長(zhǎng)大速度極快，且能長(zhǎng)大到極限尺寸，其轉(zhuǎn)變量同樣取決于形核率，而與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)，但轉(zhuǎn)變量卻與等溫時(shí)間有關(guān)，隨等溫時(shí)間延長(zhǎng)轉(zhuǎn)變量增加。1.4%Cr氏體較少（<40%）時(shí)，等溫馬氏體的形成主要是已有馬氏體片的長(zhǎng)大，當(dāng)殘余奧氏體較多時(shí)，則以重新形核為主。表面馬氏體在稍高于MS

點(diǎn)的溫度下等溫，往往會(huì)在試樣表面層形成馬氏體，其組織形態(tài)，形成速度，晶體學(xué)特征都和MS

點(diǎn)溫度以下試樣內(nèi)部形成的馬氏體為同，這種只產(chǎn)生于表面層的馬氏體稱(chēng)為“表面馬氏體”。，位向關(guān)系為西ft關(guān)系，形態(tài)呈條狀。面馬氏體形成的主要原因。心部受三向約束，使馬氏體形成困難，而表面層所受約束較小，因此，表面層的MS

點(diǎn)要比心部的MS

點(diǎn)高，因此引發(fā)了表面層在整體MS

點(diǎn)稍高的溫度范圍內(nèi)發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，形成了表面馬氏體。奧氏體的穩(wěn)定化發(fā)生了某種變化，而使奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。和機(jī)械穩(wěn)定化。一、奧氏體的熱穩(wěn)定化淬火冷卻時(shí)，因緩慢冷卻或在冷卻過(guò)程中于某一溫度等溫停留，引起的奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象，稱(chēng)為奧氏體的熱穩(wěn)定化。連續(xù)冷卻過(guò)程中的馬氏體轉(zhuǎn)（1連續(xù)冷卻過(guò)程中的馬氏體轉(zhuǎn)件在淬火過(guò)程中于某一溫度停留4－37（Ms4－37（Ms下等溫停留）示意圖MsTA

溫度停留τ時(shí)間后繼續(xù)冷卻，馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即恢復(fù)溫度降到M 點(diǎn)才重新形S成馬氏體。即馬氏體轉(zhuǎn)變滯后θ度，轉(zhuǎn)變才能繼續(xù)進(jìn)行。和正常連續(xù)冷卻相比，同一溫度下最終轉(zhuǎn)變量少了δ（δ=M-M。δ（2）規(guī)律1 2①產(chǎn)生熱穩(wěn)定化的必要條件是：鋼中含有碳與氮。不含碳、氮的鋼一般不產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，即使產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，程度也很輕微；②奧氏體穩(wěn)定化現(xiàn)象有一個(gè)溫度上限，常以MC

Mc點(diǎn)以上，Mc點(diǎn)以下等溫停留或緩慢冷卻McMs這種合金即使在Ms點(diǎn)以上等溫也會(huì)產(chǎn)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。 4－39不同等溫溫度下的停留時(shí)間對(duì)穩(wěn)定化程度的影（0.96%C,2.97%Mn,0.48%Cr,0.40%Si,0.21%Ni,4－39不同等溫溫度下的停留時(shí)間對(duì)穩(wěn)定化程度的影（0.96%C,2.97%Mn,0.48%Cr,0.40%Si,0.21%Ni,奧氏體化淬火至0℃，已轉(zhuǎn)變馬氏體量為54％）③若等溫停留時(shí)間較短，在MC

以下，等溫溫度越高，淬火獲得的馬44－40塑性變形對(duì)Fe-Ni-Cr的影響eM－未形變奧氏體經(jīng)相同處理后的馬氏體量M－變形奧氏體在液氮中冷處理后的馬氏體量；04-38；4-39；（3）熱穩(wěn)定化的機(jī)制（3）熱穩(wěn)定化的機(jī)制CN奧氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。二、機(jī)械穩(wěn)定化d體進(jìn)行塑性變形，會(huì)使隨后的馬引起奧氏體穩(wěn)定化，這種現(xiàn)象稱(chēng)d體進(jìn)行塑性變形，會(huì)使隨后的馬引起奧氏體穩(wěn)定化，這種現(xiàn)象稱(chēng)為奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化。在M 點(diǎn)以上的溫度對(duì)奧氏4－40變形所引起的機(jī)械穩(wěn)定化的作用。馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)制馬氏體轉(zhuǎn)變的形核理論一、經(jīng)典形核理論自從發(fā)現(xiàn)了馬氏體的等溫轉(zhuǎn)變以后，人們便提出馬氏體轉(zhuǎn)變也是一個(gè)形核及核長(zhǎng)大過(guò)程，并用經(jīng)典相變理論來(lái)分析馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程。按這種處理，馬氏體轉(zhuǎn)變可以被看作為單元系的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。根據(jù)經(jīng)典相變理論，計(jì)算出Fe-30%Ni（原子百分比）合金，在MrC=22?，S c c臨界形核功為G=5.4×108J/mol。按經(jīng)典形核理論，形核功是由系統(tǒng)活能為二、馬氏體形核的位錯(cuò)理論置上優(yōu)先形核。試驗(yàn)：把小顆粒以下）的Fe-Ni-C（由夾雜物造成等。這些“畸變胚芽”可以作為馬氏體的非均勻核心，通常稱(chēng)之為馬Frank界面結(jié)構(gòu)模型：Frank最早建議，奧氏體與馬氏體的交界面平行于慣習(xí)面（225）。按K-S關(guān)系，這兩種點(diǎn)陣以（225）γ

11）γ

和（110）應(yīng)相互平行，但鋼中馬氏體和奧氏體的位向關(guān)系并不嚴(yán)格符合K-Sαˊ關(guān)系，因?yàn)閧111}和{110} 的晶面間距不相等，對(duì)α-Fe，它們相差γ αˊ1.6%，對(duì)于各種鋼，相差0.5~2%，并且總是奧氏體的晶面間距較大些，為了使兩個(gè)相的晶面能夠一一對(duì)應(yīng)地聯(lián)接起來(lái)，F(xiàn)rank提出，這兩個(gè)面并不嚴(yán)ψ，ψG-T即接近1°，這樣兩個(gè)面便有可能一一對(duì)γ

面對(duì)接后，還不等于兩相界面完全共格，αˊ因?yàn)榘碖-S關(guān)系，在慣習(xí)面（225）上的γ[110][111]

方向應(yīng)和相鄰接馬氏體點(diǎn)陣的方向一一對(duì)應(yīng)連接，而這個(gè)方向上兩個(gè)點(diǎn)陣的原子間距也不完全相同，相差1~2%，所以，為使這兩個(gè)原子列上的原子能夠一一對(duì)應(yīng)，F(xiàn)rank設(shè)想馬氏體核胚便被包圍在圈內(nèi)。K-D模型Knapp（克耐譜）Dehlinger()Frank界面結(jié)構(gòu)模型所環(huán)繞如圖所示該模型的界面即為慣習(xí)225）（{734} ，γ αˊK-S關(guān)系。在（225）γ

界面上每隔六個(gè){111}γ

或{110}αˊ面有一個(gè)平行于[110]αˊ

方向的螺型位錯(cuò)。在一側(cè)界面為左螺旋位錯(cuò)，另一側(cè)界面則為右螺旋位錯(cuò)，在頂端則為正負(fù)刃型位錯(cuò)與螺型位錯(cuò)組成位錯(cuò)圈。位錯(cuò)圈的擴(kuò)張使馬氏體核胚在[110]

及[225]γ

方向生長(zhǎng)，在[554]

方向上長(zhǎng)大則需形成新的位錯(cuò)圈。當(dāng)母相與馬氏體體積自由能之差足以補(bǔ)償位錯(cuò)圈擴(kuò)張及形成新位錯(cuò)圈所增加的界面能、彈性能以及使點(diǎn)陣切變所需的能量時(shí)，位錯(cuò)圈就急劇擴(kuò)張長(zhǎng)大馬氏體。K-DT0

溫度以上已經(jīng)有馬氏體核胚存在于奧氏體中，淬火時(shí)核胚被凍結(jié)下來(lái)，尺寸有大有小，不需克服形核勢(shì)壘。.2馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型1924年Bain一、Bain模型1924年Bainc/a=1.412(即 :1)2圖3-30面心立方點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方點(diǎn)陣的貝茵模型 定的心立點(diǎn)陣的鐵素體看成是體心正方點(diǎn)陣的特例，其軸比等于1。因此，只要把面心立方點(diǎn)陣的CC圖3-31按貝茵模型奧氏體和馬氏體的晶面重合（符合K-S關(guān)系）1圖3-31按貝茵模型奧氏體和馬氏體的晶面重合（符合K-S關(guān)系）量的變化，馬氏體的正方度1.08~1.00之間變化。因此，在c/a1.41變1.00Bain模型，在轉(zhuǎn)變過(guò)程中，原子的相對(duì)位移很小，面心立方點(diǎn)陣改建為體心立方點(diǎn)陣時(shí)，體上符合K-S關(guān)系。Bain模型只能說(shuō)明點(diǎn)陣的改中所出現(xiàn)的亞結(jié)構(gòu)。二、K-S切變模型庫(kù)爾久莫夫和薩克斯測(cè)出含碳為1.4%的碳鋼中，馬氏體與奧氏K-S19301.06（即K-S模型驟轉(zhuǎn)變成馬氏體。在(111)

面上沿[211]

方向產(chǎn)生第一次切變，第二層原子（B層原子）112[211]，而更高各層原子則按比例增加移動(dòng)的距離，但是，相鄰兩層原子的相對(duì)112[211]一次切變角為19°28ˊ，二次切變是在2)

面上(垂直于(111)

面[110

產(chǎn)生10°30ˊ的切變。第二次切120109°30ˊ6070°30ˊ15°15ˊ，第二次切變角為9一些小的調(diào)整，使晶機(jī)面間距和實(shí)測(cè)的相符合就得到了馬氏體。K-S模型的成功之處在于它導(dǎo)出了所測(cè)得的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和位向關(guān)不完善的。三、G-T模型1949為G-T模型。G-T過(guò)它有一組晶面的晶面間距及原子排列和馬氏體的(112)

面相同。第二次切變?cè)诿娴腫111

方向發(fā)生，切變角為12°~13°，這次切變限制在三棱點(diǎn)陣范圍內(nèi)，并且是宏觀不均勻的（切變范圍只有18個(gè)原子層，對(duì)第一次切變所形成的表面浮凸也沒(méi)有可見(jiàn)的影響。經(jīng)第二在馬氏體內(nèi)產(chǎn)生不同的結(jié)構(gòu)。G-T碳鋼（<1.40%C）的位向關(guān)系。馬氏體的性能要對(duì)馬氏體的性能進(jìn)行了解。與塑性韌性的配合。因此有必要對(duì)馬氏體的強(qiáng)度和韌性作全面的了解。馬氏體的硬度與強(qiáng)度很方便地將二者一并討論。一、馬氏體硬度不大。圖4－38？是用不同成分的鋼料得到的馬氏體含碳量對(duì)馬氏體硬度的影響。圖中曲線(xiàn)1為完全淬火所得硬度曲線(xiàn)。含碳量低時(shí)，淬2對(duì)于過(guò)共析鋼采用的是高于Ac1的不完全淬火，淬火所的馬氏體碳含量均相同，不30.6%硬度增加趨勢(shì)明顯下降。二、馬氏體高硬度高強(qiáng)度的本質(zhì)對(duì)馬氏體高硬度高強(qiáng)度的本質(zhì)已進(jìn)行了大量的研究工作。結(jié)果表明，原因是多方面的，其機(jī)制包括相變強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化等。分別討論如下284MPa，此值與相變強(qiáng)化的體屈服強(qiáng)度僅為98—137MPa。固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化：鋼中馬氏體是碳及合金元素溶于相所形成的固溶體馬氏體中過(guò)飽和的碳原子極易自馬氏體中析出而引起時(shí)效強(qiáng)化因此不易區(qū)分碳原子的固溶強(qiáng)化效果和時(shí)效強(qiáng)化效果，為此專(zhuān)門(mén)設(shè)計(jì)了試驗(yàn)，設(shè)計(jì)Ms 點(diǎn)極低且含碳量不同的Fe-Ni-C合金，以保證馬氏體相變能在C原子不可能發(fā)生時(shí)效析出的低溫下進(jìn)行。淬火后立即在0℃測(cè)出屈服極限，結(jié)果如圖所示。0.4強(qiáng)度不再增加。從此曲線(xiàn)可得出C＜0.4％, 2841784(C%)13MPas碳原子在奧氏體中固溶強(qiáng)化效果小而馬氏體中有如此大的固溶碳原子在奧氏體中固溶強(qiáng)化效果小而馬氏體中有如此大的固溶強(qiáng)化效果？這是因?yàn)楣倘苡趭W氏體中的碳原子均處于鐵原子組成的當(dāng)有碳原子存在時(shí)，合金元素的固溶強(qiáng)化效果微不足道，但對(duì)于碳鐵素體與無(wú)碳馬氏體來(lái)說(shuō)，合金元素的固溶強(qiáng)化效果可能顯示出來(lái)。4－63203h0.4（試驗(yàn)結(jié)果時(shí)效強(qiáng)化由碳原子擴(kuò)散偏聚釘扎位錯(cuò)引起。3、形變時(shí)效。形變時(shí)效（應(yīng)變時(shí)效）對(duì)馬氏體的強(qiáng)度也有4－47σ0.02σ2效作用越明顯。4．孿晶對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)：Fe-C合金中碳含量對(duì)馬氏體顯微硬4-480.3%時(shí)，馬氏體中的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，此時(shí)硬度與碳含量之間呈直線(xiàn)關(guān)系。碳含量大于0.3%之后馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為孿晶，此時(shí)馬氏體硬度增加偏離直馬氏體的硬度與強(qiáng)度略高于位錯(cuò)馬氏體。5、奧氏體晶粒大小與板條馬氏體束大小對(duì)強(qiáng)度影響：奧氏體晶條束越細(xì)小，強(qiáng)度越高?？捎媒?jīng)驗(yàn)公式表示00

160869d 2A144960d 2M馬氏體的韌性3－34所示，即使經(jīng)回火后，也仍然具有這種規(guī)律（圖3－35。一般低碳馬氏體淬火后通常得到位錯(cuò)馬氏點(diǎn)降低的合金元素，淬后也能得到大量的孿晶馬氏體，這時(shí)鋼的（如表所示Fe-Cr-C合金馬氏體的強(qiáng)度、韌性和亞結(jié)構(gòu)的關(guān)系如圖3－36圖3-34含0.17C%及0.35C%的Fe-Cr-C后的性能圖3-34含0.17C%及0.35C%的Fe-Cr-C后的性能3-35火后的沖擊韌性0.35C%鋼隨著孿晶馬氏體量的增加，強(qiáng)度直線(xiàn)上升，斷裂韌性直線(xiàn)下降。這圖證明了馬氏體的韌性主要取決亞結(jié)構(gòu)。孿晶馬氏體的韌性差，主要與孿晶亞結(jié)構(gòu)的存在及回火時(shí)碳化物沿孿晶面析出呈不均勻分布有關(guān)，也有觀點(diǎn)認(rèn)為可能與碳原子在孿晶界的偏聚有關(guān)。過(guò)各種途徑強(qiáng)化馬氏體但使其亞位錯(cuò)馬氏體不僅韌性?xún)?yōu)良，還具有低的韌脆性轉(zhuǎn)變溫度和低的缺