1、2最初，将钢经奥氏体最初，将钢经奥氏体化后快速冷却，抑制化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较其扩散性分解，在较低温度下发生的无扩低温度下发生的无扩散型相变称为马氏体散型相变称为马氏体相变。相变。如今，马氏体相变的如今，马氏体相变的含义已经十分广泛。含义已经十分广泛。凡是相变的特征属于凡是相变的特征属于切变共格型的相变都切变共格型的相变都称为马氏体相变，称为马氏体相变，其其相变产物都统称为马相变产物都统称为马氏体。氏体。9 马氏体转变的主要特点马氏体转变的主要特点 马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性 马氏体转变具有特定的
2、位向关系和惯习面马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面 马氏体转变的不完全性马氏体转变的不完全性 马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性10在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象在显微镜在显微镜光线照射光线照射下，浮凸下，浮凸两边呈现两边呈现明显的山明显的山阴和山阳阴和山阳.11表面浮凸现象表明，奥氏体中已转变为马氏体的部表面浮凸现象表明，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
3、生了重组，即马氏体分发生了宏观切变而使点阵发生了重组，即马氏体转变是通过奥氏体均匀切变进行的。转变是通过奥氏体均匀切变进行的。马氏体形成时引起的表面倾动马氏体形成时引起的表面倾动12马氏体形成时引起的表面倾动马氏体形成时引起的表面倾动马氏体长大是以切变方式进行的，说明马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和和A之间之间的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。13M M转变只有点阵改组
4、而无成分变化，转变时原子做转变只有点阵改组而无成分变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性其主要实验证据有：其主要实验证据有：钢中奥氏体转变为马氏体转变时，仅由面心立方钢中奥氏体转变为马氏体转变时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心正方点阵，而无成分的点阵通过切变改组为体心正方点阵，而无成分的变化；变化；马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在4K）以）以极快速度进行。极
5、快速度进行。14 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面A.位向关系位向关系通过均匀切变形成的马氏体，与母相奥氏体之间通过均匀切变形成的马氏体，与母相奥氏体之间存在着严格的位向关系。在钢中已观察到的主要存在着严格的位向关系。在钢中已观察到的主要有有K-SK-S关系、西山关系和关系、西山关系和G-TG-T关系。关系。K-S关系关系库尔久莫夫库尔久莫夫(Kurdjumov)和萨克斯和萨克斯(Sachs)用用X射射线极图法，测得了含碳线极图法，测得了含碳1.4%的钢中，马氏体与奥的钢中，马氏体与奥氏体间之间存在下列位相关系，即氏体间之间存在下列位相关系，即K-S关系
6、。关系。110 110 111111；15按按K-SK-S关系，马氏体在奥氏体中共有关系，马氏体在奥氏体中共有2424种不同的种不同的空间取向。空间取向。在每个在每个111111面面上马氏体可能有上马氏体可能有6 6种不同的取向，种不同的取向，而立方点阵中有而立方点阵中有4 4种种111111面。面。16 110 110111111；西山关系西山关系西山在西山在Fe-30%NiFe-30%Ni合金单晶中发现，在室温以上形成合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在的马氏体和奥氏体之间存在K-SK-S关系，而在关系，而在-70-70以以下形成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关下形
7、成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关系，即西山关系：系，即西山关系：110 110 111111；K-S可见，西山关系与可见，西山关系与K-S关系之间，两者晶面的平行关系之间，两者晶面的平行关系相同，而晶向却有关系相同，而晶向却有5 16之差。之差。17按西山关系，马氏体在奥氏体中只有按西山关系，马氏体在奥氏体中只有4 431212种种不同的空间取向。不同的空间取向。18 110 110 111 111 差差 1 1 差差 2 2 G-T关系关系格伦宁格格伦宁格(Greninger)和特赖恩诺和特赖恩诺(Troiano)精确测精确测量了量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏
8、合金奥氏体单晶中的马氏体与奥氏体之间的位向关系，结果发现体与奥氏体之间的位向关系，结果发现K-S关系关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即19马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。B.惯习面惯习面钢中常见的惯习面有三种：钢中常见的惯习面有三种：(111)(111)、(225)(225)、(259)(259)。惯习面指
9、数随马氏体的惯习面指数随马氏体的形成温度降低而增大。形成温度降低而增大。C%0.6%C%1.4%C%1.4%为为(259)(259)。惯习面随含碳量和形成温度不同而不同：惯习面随含碳量和形成温度不同而不同：20 马氏体转变的不完全性马氏体转变的不完全性马氏体转变是在马氏体转变是在Ms sMf f之间进行的。之间进行的。当当Ms s点低于室温时，则淬火到室温将得到点低于室温时，则淬火到室温将得到100A由于一般钢材的由于一般钢材的M Mf f都低于室温，因此，在生产中常都低于室温，因此，在生产中常为了获得更多的为了获得更多的M M而采用深冷处理工艺。而采用深冷处理工艺。当当Ms s点在室温以上、
10、点在室温以上、Mf f在室温以下时，则淬火到在室温以下时，则淬火到室温时将保留相当数量的残余室温时将保留相当数量的残余A A，若继续冷却到室，若继续冷却到室温以下，则残余温以下，则残余A A将继续转变为将继续转变为M M。一般情况下，冷却到一般情况下，冷却到M Mf f点以下仍不能得到点以下仍不能得到100100马马氏体，还保留着一部分氏体，还保留着一部分A A。21冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有氏体相变机制转变为奥
11、氏体，即马氏体相变具有可逆性。可逆性。马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性与与M Ms sM Mf f相对应，逆相变有相对应，逆相变有A As sA Af f分别表示逆转变分别表示逆转变的开始和终了温度。的开始和终了温度。22M M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成份变化。因此，可以把份变化。因此，可以把M M转变看作为晶体由一种结转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构
12、过程。构通过切变转变为另一种结构过程。6.2 6.2 马氏体转变的切变模型马氏体转变的切变模型人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过程，人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过程，以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不少模以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不少模型，其中主要有型，其中主要有BainBain模型、模型、K-SK-S模型和模型和G-TG-T模型。模型。23早在早在19421942年，年，BainBain就注意到可以把面心立方点阵看就注意到可以把面心立方点阵看成是轴比为成是轴比为c/a=1.41(c/a=1.41(即即20.5:1)的体心正方点阵。的体心正方点阵。如果把面心立方点
13、阵沿着如果把面心立方点阵沿着Z Z轴压缩，沿着轴压缩，沿着X X、Y Y轴伸轴伸长，使轴比变为长，使轴比变为1 1，则面心立方点阵就可变为体心正，则面心立方点阵就可变为体心正方点阵。方点阵。贝茵贝茵(Bain)模型模型24BainBain模型给出了奥氏模型给出了奥氏体的面心立方点阵变体的面心立方点阵变化为马氏体的体心立化为马氏体的体心立方点阵的清淅的模型，方点阵的清淅的模型，且奥氏体和马氏体之且奥氏体和马氏体之间的晶体学关系正好间的晶体学关系正好与后来提出的与后来提出的K-SK-S关系关系相符。相符。但但BainBain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的
14、存在，也不能解释马氏体内部的亚结构。也不能解释马氏体内部的亚结构。25库尔久莫夫（库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（）和萨克斯（Sachs）测测出含碳量为出含碳量为1.4%1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存的碳钢中马氏体与奥氏体之间存在的位向关系，即在的位向关系，即K KS S关系。为了满足这一取向关系。为了满足这一取向关系必须有点阵的切变，于是他们在关系必须有点阵的切变，于是他们在19301930年提出年提出了轴比相当于了轴比相当于1.061.06的点阵转换模型，即的点阵转换模型，即K KS S模型。模型。KS切变模型切变模型首先考虑没有首先考虑没有C C存在的情况，设想马氏体分以
15、下几存在的情况，设想马氏体分以下几个步骤转变为马氏体：个步骤转变为马氏体：26 第一次切变：第一次切变：在在(111)(111)面上沿面上沿-211211方向产生第一次方向产生第一次切变，第二层原子切变，第二层原子(B(B层原子层原子)移动移动1/121/12-211211，而更，而更高层原子则按比例增加，但相邻两层原子的相对位移高层原子则按比例增加，但相邻两层原子的相对位移都是相同的。第一次切变角是都是相同的。第一次切变角是1919 2828。27 第二次切变：在垂直于第二次切变：在垂直于(111)(111)面的面的(11(11-2)2)面上，面上，沿沿11-1010方向产生方向产生1010
16、 3030的切变。第二次切变后，的切变。第二次切变后，使顶角由使顶角由120120 变为变为109109 3030或或6060 角增至角增至7070 3030。28 经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距和测得结果相符合。和测得结果相符合。29K-SK-S切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶体学取向关系。体学取向关系。但是高碳钢的实际惯习面
17、与但是高碳钢的实际惯习面与K-SK-S切变模型得到的惯切变模型得到的惯习面不同，此外，按习面不同，此外，按K-SK-S模型引起的表面浮凸也与模型引起的表面浮凸也与实测结果相差较大。实测结果相差较大。由于没有由于没有C C原子存在，得到的是铁素体的体心立方原子存在，得到的是铁素体的体心立方点阵。在有点阵。在有C C原子存在的情况下，面心立方点阵改原子存在的情况下，面心立方点阵改建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次切变的切变量都要略小一些，第一次为切变的切变量都要略小一些，第一次为1515 1515，第二次为第二次为9 9。30格伦宁格和特赖恩诺于格
18、伦宁格和特赖恩诺于19491949年提出的另一个两次切年提出的另一个两次切变模型。变模型。G-T模型模型 首先在接近于首先在接近于(259)(259)的面的面上发生均匀切变，产生整上发生均匀切变，产生整体的宏观变形，使表面出体的宏观变形，使表面出现浮凸。现浮凸。这个阶段的转变产物是复这个阶段的转变产物是复杂的三棱结构，还不是马杂的三棱结构，还不是马氏体，不过它有一组晶面氏体，不过它有一组晶面间距及原子排列和马氏体间距及原子排列和马氏体的的(112)(112)面相同。面相同。31 在在(112)(112)面的面的111111-方向发生方向发生1212 1313 的第二的第二次切变，这次切变限制在
19、三棱点阵范围内，并且次切变，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均匀切变是宏观不均匀切变(均匀范围只有均匀范围只有1818个原子层个原子层)。对于第一次切变所形成的浮凸也没有可见的影响。对于第一次切变所形成的浮凸也没有可见的影响。经第二次切变后，点阵转变成体心立方点阵，取经第二次切变后，点阵转变成体心立方点阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。向和马氏体一样，晶面间距也差不多。32 最后作一些微小的调整，使晶面间距和试验测得最后作一些微小的调整，使晶面间距和试验测得的符合。的符合。G-TG-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向
20、关系及亚结构的变化。变形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢(1.40%C)(1.40%C)的位向关系。的位向关系。336.3 6.3 马氏体的组织形态马氏体的组织形态 马氏体的形态马氏体的形态研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。板条状板条状M片状片状M其它类型其它类型M马氏体的形态马氏体的形态蝶状蝶状M薄板状薄板状M薄片状薄片状M34板条板条M是低碳钢，中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢是低碳钢，中碳钢，马
21、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。等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。板条状马氏体板条状马氏体它是由许多成群的、它是由许多成群的、相互平行排列的板相互平行排列的板条所组成，故称为条所组成，故称为板条板条M。35对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块状，对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块状，所以有时也称为块状所以有时也称为块状M M，又因为这种，又因为这种M M的亚结构主要的亚结构主要为位错，也常称之为位错型为位错，也常称之为位错型M M，这种，这种M M是由许多板条是由许多板条群组成的，也称为群集状群组成的，也称为群集状M M。36M M呈板条状，板条一
22、束束地排呈板条状，板条一束束地排列在原奥氏体晶粒内。列在原奥氏体晶粒内。显微组织显微组织在一个板条群内各板条在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向板条呈大致平行且方向一定的排列。一定的排列。由平行排列的板条由平行排列的板条M M组成的较组成的较大区域称为板条群。大区域称为板条群。在一个原在一个原A A晶粒内可包含晶粒内可包含3 35 5个板条群。个板条群。A晶粒尺寸的变化，晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，只能对板条群的数量无影响，只能改变板条群的尺寸。改变板条群的尺寸。由平行排列的由平行排列的M板条组成的同板条组成的同色调区域色调区域称为同位向束
23、。称为同位向束。37惯习面为惯习面为(111)(111)，晶体，晶体学位向关系符合学位向关系符合K-SK-S关系。关系。晶体学特征晶体学特征同板条群内，不同位向同板条群内，不同位向束之间的马氏体板条是束之间的马氏体板条是以小角度晶界相间的；以小角度晶界相间的；而不同板条群之间的马而不同板条群之间的马氏体板条则是以大角度氏体板条则是以大角度晶界相间的。晶界相间的。3839亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达错密度可高达0.30.30.90.910101212/cm/cm2 2，板条边缘有少量，板条边缘有少量孪晶。孪晶。从亚结构对材料
24、性能而言，孪晶不起主要作用。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。常见于淬火态的中碳钢、高常见于淬火态的中碳钢、高碳钢碳钢、高、高NiNi的的Fe-NiFe-Ni合金合金中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体组织。组织。亚结构亚结构 片状马氏体片状马氏体40M M片大小不一，片大小不一，M M片间不平片间不平行，互成一定夹角，第一行，互成一定夹角，第一片片M M形成时惯穿整个奥氏形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形成的体晶粒，后形成的M M片逐片逐渐变小，即渐变小，即M M形成时具有形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。分割奥氏体晶粒的作用。因此，因此
25、，M M片的大小取决于片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。奥氏体晶粒的大小。在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。规律目前尚不清楚。显微组织显微组织41424344惯习面惯习面(225)(225)时位向关系为时位向关系为KSKS关系；关系；惯习面惯习面(259)(259)时位向关系为西山关系，可以爆发形时位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。成，马氏体片有明显的中脊。晶体学特征晶体学特征片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。的重要特征。孪晶的间距大
26、约为孪晶的间距大约为5050，一般不扩展到马氏体片的，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。亚结构亚结构45不同的片状不同的片状M M，内部亚，内部亚结构是不同的结构是不同的,可以将可以将其分为：以中脊为中其分为：以中脊为中心的相变孪晶区和片心的相变孪晶区和片边缘的无孪晶区边缘的无孪晶区(高密高密度位错度位错)。孪晶区所占比例与马孪晶区所占比例与马氏体的形成温度有关氏体的形成温度有关,形成温度越低形成温度越低,相变孪相变孪晶区所占比例越大。晶区所占比例越大。相变孪晶区相变孪晶区无孪晶区无孪晶区46铁碳合金马氏体类型及其特征
27、铁碳合金马氏体类型及其特征472020世纪世纪6060年代初，首先在年代初，首先在Fe-30%NiFe-30%Ni的合金中发现，的合金中发现，近年在近年在Fe-CFe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。合金中也观察到了这种形态马氏体。其它类型的马氏体其它类型的马氏体 蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）立体外形呈立体外形呈V V形柱状，横截形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为一般为136136，两翼的惯习面，两翼的惯习面为为(225)(225)而两翼相交的结合而两翼相交的结合面为面为100100。与奥氏体的位。与奥氏体的位向关系为向关系
28、为K-SK-S关系，亚结构关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。为高密度的位错，无孪晶。48形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。特征和性能也介于两者之间。49这种马氏体是在这种马氏体是在MsMs点低于点低于-100-100的的Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中合金中观察到的；观察到的；薄板状马氏体薄板状马氏体它是一种厚度约为它是一种厚度约为3 310m10m的薄板形马氏体，三维的薄板形马氏体，三维形貌很象方形薄板，而金相形貌为很细的带状，带形貌很象方形薄板，而金相形貌为很细的带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形
29、态。可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。50薄板状马氏体的薄板状马氏体的惯习面为惯习面为(259)(259)，位向关系为，位向关系为K-SK-S关系，亚结构为关系，亚结构为(112)(112)M M孪晶，无位错，无中脊。孪晶，无位错，无中脊。随转变温度降低，转变进行时即有新马氏体的不断随转变温度降低，转变进行时即有新马氏体的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。51出现在出现在Fe-Mn-CFe-Mn-C或或Fe-Cr-NiFe-Cr-Ni合金中（合金的层错能合金中（合金的层错能低）。马氏体的晶体结构为密排六方点阵，呈极薄低）。马氏体的晶体结构为密排六方点
30、阵，呈极薄的片状。的片状。薄片状马氏体（薄片状马氏体（马氏体）马氏体）52惯习面惯习面 ：111111 位向关系：位向关系：00010001M M111111 M M亚结构：大量层错和少量位错亚结构：大量层错和少量位错薄片状马氏体沿薄片状马氏体沿111111呈魏氏组织形态分布。呈魏氏组织形态分布。53 影响马氏体形态及其内部亚结构的因素影响马氏体形态及其内部亚结构的因素化学成份化学成份形成的温度形成的温度奥氏体层错能大小奥氏体层错能大小奥氏体与马氏体的强度奥氏体与马氏体的强度马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小 碳含量碳含量合金元素合金元素54在在Fe-CF
31、e-C合金中：合金中：C%0.3%C%1%1%：为片状为片状M M。碳含量的影响碳含量的影响在在Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中：合金中：马氏体的形态也是随着马氏体的形态也是随着C C含量的增加，由板条含量的增加，由板条状向片状以及薄片状转化。状向片状以及薄片状转化。55凡是能缩小凡是能缩小相区的合金元素（相区的合金元素（CrCr、MoMo、W W、V V），均促使得到板条状），均促使得到板条状M M；（铁素体形成元素）；（铁素体形成元素）凡是能凡是能扩大扩大相区相区的合金元素的合金元素（C C、NiNi、MnMn、CuCu、CoCo），将促进片状），将促进片状M M形成；（奥氏体形成元素）
32、形成；（奥氏体形成元素）凡是能显著降低凡是能显著降低A A层错能层错能的合金元素，都的合金元素，都将促进将促进薄片状的形成。薄片状的形成。合金元素的影响合金元素的影响56 形成的温度的影响形成的温度的影响M形形成成温温度度M形态形态M亚结构亚结构板条状板条状薄片状薄片状片状片状蝶状蝶状位错位错孪晶孪晶57由于由于M M相变只能在相变只能在s sf f之间进行，因此对于一定之间进行，因此对于一定成分的成分的A A来说，有可能转变成几种不同形态的来说，有可能转变成几种不同形态的M M：s s点较高的点较高的A，可能只形成板条状，可能只形成板条状M；s s点略低的点略低的A，形成板，形成板M和片和片
33、M的混合组织；的混合组织；s s点更低的点更低的A，只形成片状，只形成片状M；s s点极低的点极低的A，只形成薄片状，只形成薄片状M。但但A层错能层错能对其它形态对其它形态M M的影响，目前还没有统一的影响，目前还没有统一认识。认识。层错是一种低能量界面，层错是一种低能量界面，A A层错能越低，相变孪晶层错能越低，相变孪晶的生成越困难，形成位错亚结构的板的生成越困难，形成位错亚结构的板M M倾向越大。倾向越大。奥氏体层错能大小的影响奥氏体层错能大小的影响58研究表明，马氏体的形态还与研究表明，马氏体的形态还与s点处的奥氏体的点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关：屈服强度以及马氏体的强度有
34、关：奥氏体与马氏体的强度的影响奥氏体与马氏体的强度的影响当奥氏体屈服强度小于当奥氏体屈服强度小于200MPa时：如果形成的时：如果形成的M的强度较低，则得到的强度较低，则得到111惯习面的板条状惯习面的板条状M；如果形成的如果形成的M的强度较高，则得到的强度较高，则得到225惯习面惯习面的片状的片状M；当奥氏体屈服强度大于当奥氏体屈服强度大于200MPa时，则形成强度时，则形成强度较高的较高的259惯习面的片状惯习面的片状M。59还有一种观点认还有一种观点认为，马氏体内部为，马氏体内部的亚结构，取决的亚结构，取决于相变时的变形于相变时的变形方式是滑移还是方式是滑移还是孪生，即是受二孪生，即是受
35、二者的临界切应力者的临界切应力大小所支配。大小所支配。马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响60马氏体相变也符合一马氏体相变也符合一般相变的相变规律，般相变的相变规律，遵循相变的热力学条遵循相变的热力学条件。件。马氏体马氏体相变的驱动力相变的驱动力是新相马氏体与母相是新相马氏体与母相奥氏体之间的体积自奥氏体之间的体积自由能差。由能差。6.4 6.4 马氏体转变的热力学分析马氏体转变的热力学分析 马氏体转变的驱动力马氏体转变的驱动力61在在M M形成时，除形成新的界面而增加一项界面能形成时，除形成新的界面而增加一项界面能GS外，还因相变时比容增大和维
36、持第二类共格关系而外，还因相变时比容增大和维持第二类共格关系而增加了一项弹性应变能增加了一项弹性应变能GE。因此，系统总的自由。因此，系统总的自由能变化能变化G可以用下式表示：可以用下式表示：G=GG=GV V+(G+(GS S+G+GE E)GV是是M M与与A A的体积自由能差，是相变的驱动力。的体积自由能差，是相变的驱动力。弹性应变能弹性应变能GE一项数值很大，比界面能一项数值很大，比界面能GS大大10多多倍，是相变的主要阻力。倍，是相变的主要阻力。因此，只有深冷到因此，只有深冷到M MS S点以下，使点以下，使GV增大到足以补增大到足以补偿偿(GS+GE)时，时，M转变才能发生。这就是
37、转变才能发生。这就是M转变转变必须在很大的过冷度下才能发生的原因。必须在很大的过冷度下才能发生的原因。62 影响钢影响钢Ms点的因素点的因素钢的化学成份钢的化学成份变形和应力变形和应力奥氏体化条件奥氏体化条件淬火冷却速度淬火冷却速度外加磁场外加磁场影响因素影响因素Ms点在点在生产中生产中的意义的意义制定分级淬火制定分级淬火工艺制度的依据工艺制度的依据淬火马氏体的淬火马氏体的亚结构和性能亚结构和性能钢在工作温度时钢在工作温度时的使用组织的使用组织淬火后得到的残淬火后得到的残余奥氏体的量余奥氏体的量63一般说来，一般说来，M Ms s点主要取决于钢的化学成份，其中又点主要取决于钢的化学成份，其中又
38、以碳的影响最为显著。以碳的影响最为显著。在含碳量小于在含碳量小于0.6%0.6%左右时，左右时，M Mf f比比M Ms s的下降更为显著。因而扩的下降更为显著。因而扩大了马氏体的转变温度范围；大了马氏体的转变温度范围；当碳含量大于当碳含量大于0.6%0.6%时，时，M Mf f下降下降很缓慢，且因很缓慢，且因M Mf f点已降到点已降到00以下，致使这类钢在淬火冷至以下，致使这类钢在淬火冷至室温的组织中将存在较多的残室温的组织中将存在较多的残余奥氏体。余奥氏体。钢的化学成份对钢的化学成份对MS的影响的影响 碳的影响碳的影响64 N、C在钢中都形成间隙固溶体，对在钢中都形成间隙固溶体，对相和相
39、和相都有固溶强化作用，其中对相都有固溶强化作用，其中对相的强化作用相的强化作用更为显著，因而增大了马氏体转变的切变阻力，更为显著，因而增大了马氏体转变的切变阻力，使相变需要的驱动力增大；使相变需要的驱动力增大；C、N都是稳定都是稳定相相的元素，它们降低奥氏体的元素，它们降低奥氏体向马氏体转变的平衡温度向马氏体转变的平衡温度T T0 0。N的影响的影响N对对Ms和和Mf的影响与的影响与C基本相似，它们强烈基本相似，它们强烈降低降低Ms点。点。原原 因因65一般规律：钢中常见的合金元素，除一般规律：钢中常见的合金元素，除AlAl和和CoCo可以可以提高提高M Ms s外，其它合金元素均使外，其它合
40、金元素均使M Ms s降低。降低。合金元素的影响合金元素的影响降低降低M Ms s点的元素，按其影点的元素，按其影响的强烈顺序排列如下：响的强烈顺序排列如下：MnMn、CrCr、NiNi、MoMo、CuCu、W W、V V、TiTi66钢中单独加入钢中单独加入SiSi时，对时，对M Ms s影响不大，但是在影响不大，但是在Ni-CrNi-Cr钢中可以降低钢的钢中可以降低钢的M Ms s点。点。其中其中W W、V V、TiTi等强碳化物等强碳化物形成元素在形成元素在钢中多以碳化钢中多以碳化物形式存在，淬火加热时物形式存在，淬火加热时一般溶于奥氏体中的量非一般溶于奥氏体中的量非常少，故对常少，故对
41、M Ms s影响不大。影响不大。67合金元素对合金元素对MsMs的影响，主要取决于合金元素对平衡的影响，主要取决于合金元素对平衡转变温度转变温度T T0 0、以及对奥氏体强化效应的影响。以及对奥氏体强化效应的影响。凡强烈降低凡强烈降低T T0 0及强化奥氏体的元素，就强烈降低及强化奥氏体的元素，就强烈降低M Ms s，如如MnMn、CrCr、NiNi、CuCu和和C C类似，既降低类似，既降低T T0 0温度又稍增温度又稍增加奥氏体的屈服强度，所以降低加奥氏体的屈服强度，所以降低M Ms s点。点。AlAl、CoCo、SiSi、MoMo、W W、V V、TiTi等均提高等均提高T T0 0温度
42、，但温度，但也不同程度地增加奥氏体屈服强度：也不同程度地增加奥氏体屈服强度：若提高若提高T T0 0的作用大时，则使的作用大时，则使M Ms s点升高，如点升高，如AlAl、CoCo；若强化奥氏体的作用大时，则使若强化奥氏体的作用大时，则使M Ms s点降低；点降低；若两方面作用大致相当时，则对若两方面作用大致相当时，则对M Ms s影响不大，如影响不大，如SiSi68 C Mn Cr Ni Mo V Cu Si Co Al-330 -45 -35 -30 -26 -25 -7 0 +12 +18钢中每增加钢中每增加1%的合金元素对的合金元素对Ms产生的影响产生的影响另外，合金元素的影响程度还
43、与另外，合金元素的影响程度还与C%C%有关，随有关，随C%C%的增的增加合金元素的影响程度增大，多种合金元素同时加加合金元素的影响程度增大，多种合金元素同时加入时的影响情况更加复杂。入时的影响情况更加复杂。69一般来说，形变一般来说，形变量越大，形变温量越大，形变温度越低，则形变度越低，则形变诱发诱发M M转变量越转变量越多，即可使多，即可使M Ms s升升高，高，M M转变提前转变提前发生。发生。变形和应力对变形和应力对MS点的影响点的影响 形变的影响形变的影响由于由于M M转变时必然发生体积膨胀，因此，多向压应力转变时必然发生体积膨胀，因此，多向压应力阻碍阻碍M M转变，使转变，使M Ms
44、 s降低。而拉应力和单向的压应力都降低。而拉应力和单向的压应力都促进促进M M转变，使转变，使M Ms s升高。升高。应力的影响应力的影响70加热温度和保温时间对加热温度和保温时间对M Ms s影响较为复杂。影响较为复杂。奥氏体化条件对奥氏体化条件对Ms的影响的影响一般情况下，在完全一般情况下，在完全A A化条件下，化条件下，加热温度升高和保加热温度升高和保温时间延长温时间延长将使将使M Ms s有所提高；而在不有所提高；而在不完全完全A化条件下，化条件下，加热温度升高和保温时间延长将使加热温度升高和保温时间延长将使A中的碳和合金中的碳和合金元素含量增加，导致元素含量增加，导致Ms下降。下降。
45、加热温度升高和保温时间延长加热温度升高和保温时间延长碳和合金元素溶入奥氏体碳和合金元素溶入奥氏体奥氏体晶粒长大奥氏体晶粒长大Ms降低降低Ms升高升高71 淬火冷却速度对淬火冷却速度对MS S的影响的影响在一般的生产条件下，冷却速度对在一般的生产条件下，冷却速度对MsMs无影响。在无影响。在高速淬火时，高速淬火时，M Ms s随冷却速度的增大而升高。随冷却速度的增大而升高。72u冷却速度增加，使过冷度增大，从而促进马氏体冷却速度增加，使过冷度增大，从而促进马氏体的形成；的形成；u冷却速度增加，抑制了冷却速度增加，抑制了“碳原子气团碳原子气团”的形成，的形成，使马氏体相变时的切变阻力降低，而使使马
46、氏体相变时的切变阻力降低，而使MS点升高。点升高。73磁场的存在可使磁场的存在可使M Ms s升高，在相同温度下马氏体转变升高，在相同温度下马氏体转变量增加，但磁场对量增加，但磁场对M Ms s以下的转变行为无影响。以下的转变行为无影响。磁场对磁场对MS S的影响的影响74外加磁场使具有铁磁性的外加磁场使具有铁磁性的M相趋于更稳定，从而使相趋于更稳定，从而使M相自由能降低，而磁场对非磁相相自由能降低，而磁场对非磁相A无影响。因此，无影响。因此，M与与A的平衡温度的平衡温度T0升高，从而升高，从而Ms点也随之升高。点也随之升高。外加磁场影响马氏体相变的原因外加磁场影响马氏体相变的原因75虽然马氏
47、体相变是切变共格型转变，但马氏体转虽然马氏体相变是切变共格型转变，但马氏体转变也是一个成核和长大的过程。变也是一个成核和长大的过程。大量研究表明，马氏体相变是非均匀形核。大量研究表明，马氏体相变是非均匀形核。一般认为，马氏体的核胚是通过能量起伏和结构一般认为，马氏体的核胚是通过能量起伏和结构起伏在高温母相中的晶体缺陷处等某些有利位置起伏在高温母相中的晶体缺陷处等某些有利位置形成的，当奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大形成的，当奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能够发展成于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能够发展成为晶核，进而长大成为一片马氏体。为晶核，进而长大成为一片
48、马氏体。马氏体核胚的形态，一般认为呈薄圆片状。马氏体核胚的形态，一般认为呈薄圆片状。6.5 6.5 马氏体转变动力学马氏体转变动力学76马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。马氏体相变速度同样取决于形核率和长大速度。铁合金中马氏体形成的动力学是多种多样的，大铁合金中马氏体形成的动力学是多种多样的，大体可分为四种类型。体可分为四种类型。降温瞬时形核、瞬时长大降温瞬时形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大等温形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大自触发形核、瞬时长大表面马氏体表面马氏体77这是碳钢和低合金钢中最常见的一类马氏体转变。这是碳钢和低合金钢中最常见的一类马氏体转变。降温瞬时形核、瞬时长大降温瞬
49、时形核、瞬时长大l M M转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸；大到极限尺寸；l 相变时相变时M量的增加，是由于降温过程中新马氏量的增加，是由于降温过程中新马氏体片的形成，而不是已有体片的形成，而不是已有M片的长大。片的长大。l 等温停留，转变立即停止。等温停留，转变立即停止。动力学特点动力学特点78 根据根据M M相变的热力学理论，钢及铁系合金中相变的热力学理论，钢及铁系合金中M M相变相变的热滞的热滞(T(T0 0-M-MS S)很大，即相变的驱动力很大很
50、大，即相变的驱动力很大;M M长大过程中，其共格界面上存在的弹性应力使界长大过程中，其共格界面上存在的弹性应力使界面移动的势垒很低，而且原子只需作不超过一个面移动的势垒很低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。所以马氏体长大速度极快，马氏体片长大到极限尺所以马氏体长大速度极快，马氏体片长大到极限尺寸的时间一般在寸的时间一般在1010-4-41010-7-7S S内。因此可认为相变速内。因此可认为相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关。度仅取决于成核率而与长大速度无关。相变速度仅取决于成核率而与长大速度无关的原因相变速度仅取
