最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件

06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變最初，將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度下發(fā)生的無擴散型相變稱為馬氏體相變。如今，馬氏體相變的含義已經(jīng)十分廣泛。凡是相變的特征屬于切變共格型的相變都稱為馬氏體相變，其相變產(chǎn)物都統(tǒng)稱為馬氏體。2最初，將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件㈡馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點⑴馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸現(xiàn)象⑵馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性⑶馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面⑷

馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性⑸馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性9㈡馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點⑴馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸在預(yù)先拋光的試樣表面上，馬氏體轉(zhuǎn)變時在馬氏體形成的地方出現(xiàn)宏觀傾斜隆起，呈現(xiàn)表面浮凸現(xiàn)象。⑴

馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸現(xiàn)象在顯微鏡光線照射下，浮凸兩邊呈現(xiàn)明顯的山陰和山陽.10在預(yù)先拋光的試樣表面上，馬氏體轉(zhuǎn)變時在馬氏體形成的地方出現(xiàn)宏表面浮凸現(xiàn)象表明，奧氏體中已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的部分發(fā)生了宏觀切變而使點陣發(fā)生了重組，即馬氏體轉(zhuǎn)變是通過奧氏體均勻切變進行的。馬氏體形成時引起的表面傾動11表面浮凸現(xiàn)象表明，奧氏體中已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的部分發(fā)生了宏觀切變馬氏體形成時引起的表面傾動馬氏體長大是以切變方式進行的，說明M和A之間的界面原子是共有的，而且整個相界面是互相牽制的，上述界面稱為共格界面，它是以母相的切變來維持共格關(guān)系的，因此稱為第二類共格界面。12馬氏體形成時引起的表面傾動馬氏體長大是以切變方式進行的，說明M轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成分變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移，每個原子移動的距離不超過一個原子間距，且原子之間的相對位置不發(fā)生變化。⑵

馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性其主要實驗證據(jù)有：①鋼中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體轉(zhuǎn)變時，僅由面心立方點陣通過切變改組為體心正方點陣，而無成分的變化；②馬氏體轉(zhuǎn)變可以在相當?shù)偷臏囟龋ㄉ踔猎?K）以極快速度進行。13M轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成分變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移⑶

馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面A.位向關(guān)系通過均勻切變形成的馬氏體，與母相奧氏體之間存在著嚴格的位向關(guān)系。在鋼中已觀察到的主要有K-S關(guān)系、西山關(guān)系和G-T關(guān)系。①K-S關(guān)系庫爾久莫夫(Kurdjumov)和薩克斯(Sachs)用X射線極圖法，測得了含碳1.4%的鋼中，馬氏體與奧氏體間之間存在下列位相關(guān)系，即K-S關(guān)系。

{110}α′∥{111}γ；<111>α′∥<110>γ14⑶馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面A.位向關(guān)系通過均按K-S關(guān)系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。在每個{111}γ面上馬氏體可能有6種不同的取向，而立方點陣中有4種{111}γ面。15按K-S關(guān)系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。在每{110}α′∥{111}γ；<110>α′∥<112>γ②西山關(guān)系西山在Fe-30%Ni合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間存在K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的馬氏體和母相奧氏體之間存在下列位向關(guān)系，即西山關(guān)系：

{110}α′∥{111}γ；<111>α′∥<110>γK-S可見，西山關(guān)系與K-S關(guān)系之間，兩者晶面的平行關(guān)系相同，而晶向卻有5°16′之差。16{110}α′∥{111}γ；<110>α′∥按西山關(guān)系，馬氏體在奧氏體中只有4×3＝12種不同的空間取向。17按西山關(guān)系，馬氏體在奧氏體中只有4×3＝12種不同的空間取向{110}α′∥{111}γ差1°<111>α′∥<110>γ差2°③G-T關(guān)系格倫寧格(Greninger)和特賴恩諾(Troiano)精確測量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奧氏體單晶中的馬氏體與奧氏體之間的位向關(guān)系，結(jié)果發(fā)現(xiàn)K-S關(guān)系中的平行晶面和平行晶向?qū)嶋H上均略有偏差，即18{110}α′∥{111}γ差1°③G-馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相之間具有嚴格的位向關(guān)系，而且馬氏體總是在母相的一定晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習面，通常以母相的晶面指數(shù)表示。B.慣習面鋼中常見的慣習面有三種：(111)γ、(225)γ、(259)γ。慣習面指數(shù)隨馬氏體的形成溫度降低而增大。C%<0.6%為(111)γ，0.6-1.4%C為(225)γ，C%>1.4%為(259)γ。

慣習面隨含碳量和形成溫度不同而不同：19馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相之間具有嚴格的位向關(guān)系，而且馬氏體總⑷

馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms～Mf之間進行的。當Ms點低于室溫時，則淬火到室溫將得到100％A由于一般鋼材的Mf都低于室溫，因此，在生產(chǎn)中常為了獲得更多的M而采用深冷處理工藝。當Ms點在室溫以上、Mf在室溫以下時，則淬火到室溫時將保留相當數(shù)量的殘余A，若繼續(xù)冷卻到室溫以下，則殘余A將繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)镸。一般情況下，冷卻到Mf點以下仍不能得到100％馬氏體，還保留著一部分A。20⑷馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms～Mf之間進行的。冷卻時奧氏體通過馬氏體相變機制可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時馬氏體可以通過逆向馬氏體相變機制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即馬氏體相變具有可逆性。⑸

馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性與Ms～Mf相對應(yīng)，逆相變有As～Af分別表示逆轉(zhuǎn)變的開始和終了溫度。21冷卻時奧氏體通過馬氏體相變機制可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加M轉(zhuǎn)變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的、近程遷移完成的，而無成份變化。因此，可以把M轉(zhuǎn)變看作為晶體由一種結(jié)構(gòu)通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)過程。6.2馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型人們?yōu)榱苏J識馬氏體轉(zhuǎn)變時晶體結(jié)構(gòu)的變化過程，以揭示相變的物理本質(zhì)，至今已經(jīng)提出了不少模型，其中主要有Bain模型、K-S模型和G-T模型。22M轉(zhuǎn)變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成是軸比為c/a=1.41(即20.5:1)的體心正方點陣。如果把面心立方點陣沿著Z′軸壓縮，沿著X′、Y′軸伸長，使軸比變?yōu)?，則面心立方點陣就可變?yōu)轶w心正方點陣。㈠

貝茵(Bain)模型23早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成是軸比Bain模型給出了奧氏體的面心立方點陣變化為馬氏體的體心立方點陣的清淅的模型，且奧氏體和馬氏體之間的晶體學(xué)關(guān)系正好與后來提出的K-S關(guān)系相符。但Bain模型不能解釋表面浮凸效應(yīng)和慣習面的存在，也不能解釋馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)。24Bain模型給出了奧氏體的面心立方點陣變化為馬氏體的體心立方庫爾久莫夫（Kurdjumov）和薩克斯（Sachs）測出含碳量為1.4%的碳鋼中馬氏體與奧氏體之間存在的位向關(guān)系，即K－S關(guān)系。為了滿足這一取向關(guān)系必須有點陣的切變，于是他們在1930年提出了軸比相當于1.06的點陣轉(zhuǎn)換模型，即K－S模型。㈡K－S切變模型首先考慮沒有C存在的情況，設(shè)想馬氏體分以下幾個步驟轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體：25庫爾久莫夫（Kurdjumov）和薩克斯（Sachs）測出含①第一次切變：在(111)γ面上沿[-211]方向產(chǎn)生第一次切變，第二層原子(B層原子)移動1/12[-211]，而更高層原子則按比例增加，但相鄰兩層原子的相對位移都是相同的。第一次切變角是19°28′。26①第一次切變：在(111)γ面上沿[-211]方向產(chǎn)生第一②第二次切變：在垂直于(111)γ面的(11-2)γ面上，沿[1-10]方向產(chǎn)生10°30′的切變。第二次切變后，使頂角由120°變?yōu)?09°30′或60°角增至70°30′。27②第二次切變：在垂直于(111)γ面的(11-2)γ面上，③經(jīng)兩次切變后，再作一些小的調(diào)整，使晶面間距和測得結(jié)果相符合。28③經(jīng)兩次切變后，再作一些小的調(diào)整，使晶面間距和測得結(jié)果相符K-S切變模型的成功之處，在于它給出了由奧氏體的面心立方點陣改建為馬氏體的體心正方點陣的清晰模型，并能很好反應(yīng)出新相和母相之間的晶體學(xué)取向關(guān)系。但是高碳鋼的實際慣習面與K-S切變模型得到的慣習面不同，此外，按K-S模型引起的表面浮凸也與實測結(jié)果相差較大。由于沒有C原子存在，得到的是鐵素體的體心立方點陣。在有C原子存在的情況下，面心立方點陣改建為體心立方點的過程基本相同，區(qū)別在于兩次切變的切變量都要略小一些，第一次為15°15′，第二次為9°。29K-S切變模型的成功之處，在于它給出了由奧氏體的面心立方點陣格倫寧格和特賴恩諾于1949年提出的另一個兩次切變模型。⑶

G-T模型①首先在接近于(259)γ的面上發(fā)生均勻切變，產(chǎn)生整體的宏觀變形，使表面出現(xiàn)浮凸。這個階段的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是復(fù)雜的三棱結(jié)構(gòu)，還不是馬氏體，不過它有一組晶面間距及原子排列和馬氏體的(112)α面相同。30格倫寧格和特賴恩諾于1949年提出的另一個兩次切變模型。⑶②在(112)α面的[111-]α方向發(fā)生12°～13°的第二次切變，這次切變限制在三棱點陣范圍內(nèi)，并且是宏觀不均勻切變(均勻范圍只有18個原子層)。對于第一次切變所形成的浮凸也沒有可見的影響。經(jīng)第二次切變后，點陣轉(zhuǎn)變成體心立方點陣，取向和馬氏體一樣，晶面間距也差不多。31②在(112)α面的[111-]α方向發(fā)生12°～13°的③最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距和試驗測得的符合。G-T模型能很好地解釋馬氏體轉(zhuǎn)變的點陣改組、宏觀變形、位向關(guān)系及亞結(jié)構(gòu)的變化。但不能解釋慣習面不應(yīng)變不轉(zhuǎn)動，也不能解釋碳鋼(<1.40%C)的位向關(guān)系。32③最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距和試驗測得的符合。G-T6.3馬氏體的組織形態(tài)㈠

馬氏體的形態(tài)研究表明，馬氏體的組織形態(tài)是多種多樣的。其中板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見。板條狀M片狀M其它類型M馬氏體的形態(tài)蝶狀M薄板狀M薄片狀M336.3馬氏體的組織形態(tài)㈠馬氏體的形態(tài)研究表明，馬氏體的組板條M是低碳鋼，中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。⑴

板條狀馬氏體它是由許多成群的、相互平行排列的板條所組成，故稱為板條M。34板條M是低碳鋼，中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成對某些鋼，因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來而往往呈塊狀，所以有時也稱為塊狀M，又因為這種M的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，也常稱之為位錯型M，這種M是由許多板條群組成的，也稱為群集狀M。35對某些鋼，因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來而往往呈塊狀，所以有時也稱為M呈板條狀，板條一束束地排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。①顯微組織在一個板條群內(nèi)各板條的尺寸大致相同，這些板條呈大致平行且方向一定的排列。由平行排列的板條M組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個原A晶粒內(nèi)可包含3～5個板條群。A晶粒尺寸的變化，對板條群的數(shù)量無影響，只能改變板條群的尺寸。由平行排列的M板條組成的同色調(diào)區(qū)域稱為同位向束。36M呈板條狀，板條一束束地排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。①顯微組織在慣習面為(111)γ，晶體學(xué)位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。②晶體學(xué)特征同板條群內(nèi)，不同位向束之間的馬氏體板條是以小角度晶界相間的；而不同板條群之間的馬氏體板條則是以大角度晶界相間的。37慣習面為(111)γ，晶體學(xué)位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。②晶體3838亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.3～0.9×1012/cm2，板條邊緣有少量孿晶。從亞結(jié)構(gòu)對材料性能而言，孿晶不起主要作用。常見于淬火態(tài)的中碳鋼、高碳鋼、高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型形態(tài)的馬氏體組織。③亞結(jié)構(gòu)⑵

片狀馬氏體39亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.M片大小不一，M片間不平行，互成一定夾角，第一片M形成時慣穿整個奧氏體晶粒，后形成的M片逐漸變小，即M形成時具有分割奧氏體晶粒的作用。因此，M片的大小取決于奧氏體晶粒的大小。在馬氏體片中常能看到明顯的中脊，關(guān)于中脊的形成規(guī)律目前尚不清楚。①顯微組織40M片大小不一，M片間不平行，互成一定夾角，第一片M形成時慣穿414142424343慣習面(225)γ時位向關(guān)系為K—S關(guān)系；慣習面(259)γ時位向關(guān)系為西山關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。②晶體學(xué)特征片狀馬氏體的主要亞結(jié)構(gòu)是孿晶，這是片狀馬氏體的重要特征。孿晶的間距大約為50?，一般不擴展到馬氏體片的邊界上，在馬氏體片的邊緣則為復(fù)雜的位錯組列。③亞結(jié)構(gòu)44慣習面(225)γ時位向關(guān)系為K—S關(guān)系；②晶體學(xué)特征片狀不同的片狀M，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為：以中脊為中心的相變孿晶區(qū)和片邊緣的無孿晶區(qū)(高密度位錯)。孿晶區(qū)所占比例與馬氏體的形成溫度有關(guān),形成溫度越低,相變孿晶區(qū)所占比例越大。相變孿晶區(qū)無孿晶區(qū)45不同的片狀M，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為：以中脊為中心鐵碳合金馬氏體類型及其特征46鐵碳合金馬氏體類型及其特征4620世紀60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現(xiàn)，近年在Fe-C合金中也觀察到了這種形態(tài)馬氏體。⑶

其它類型的馬氏體①蝶狀馬氏體（人字形或角狀馬氏體）立體外形呈V形柱狀，橫截面呈蝶狀，兩翼之間的夾角一般為136o，兩翼的慣習面為(225)γ而兩翼相交的結(jié)合面為{100}γ。與奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯，無孿晶。4720世紀60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現(xiàn)，近年形成溫度介于板條馬氏體與片狀馬氏體之間，形態(tài)特征和性能也介于兩者之間。48形成溫度介于板條馬氏體與片狀馬氏體之間，形態(tài)特征和性能也介于這種馬氏體是在Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察到的；②薄板狀馬氏體它是一種厚度約為3～10μm的薄板形馬氏體，三維形貌很象方形薄板，而金相形貌為很細的帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分杈等特異形態(tài)。49這種馬氏體是在Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察薄板狀馬氏體的慣習面為(259)γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為(112)M孿晶，無位錯，無中脊。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，轉(zhuǎn)變進行時即有新馬氏體的不斷形成，同時也有舊馬氏體的不斷增厚。50薄板狀馬氏體的慣習面為(259)γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯能低）。馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方點陣，呈極薄的片狀。③薄片狀馬氏體（ε馬氏體）51出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯能低慣習面：{111}γ位向關(guān)系：{0001}M∥{111}γ<1120>M∥<110>γ亞結(jié)構(gòu)：大量層錯和少量位錯薄片狀馬氏體沿{111}γ呈魏氏組織形態(tài)分布。52慣習面：{111}γ位向關(guān)系：{0001}M∥{1㈡

影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成份Ｍ形成的溫度奧氏體層錯能大小奧氏體與馬氏體的強度馬氏體滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小碳含量合金元素53㈡影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成份Ｍ形成的溫度奧在Fe-C合金中：C%<0.3%：為板條M；0.3～1%：為板M和片M的混合組織；>1%：為片狀M。①碳含量的影響在Fe-Ni-C合金中：馬氏體的形態(tài)也是隨著C含量的增加，由板條狀向片狀以及薄片狀轉(zhuǎn)化。54在Fe-C合金中：①碳含量的影響在Fe-Ni-C合金中：5凡是能縮小γ相區(qū)的合金元素（Cr、Mo、W、V），均促使得到板條狀M；（鐵素體形成元素）凡是能擴大γ相區(qū)的合金元素（C、Ni、Mn、Cu、Co），將促進片狀M形成；（奧氏體形成元素）凡是能顯著降低A層錯能的合金元素，都將促進薄片狀Ｍ的形成。②

合金元素的影響55凡是能縮小γ相區(qū)的合金元素（Cr、Mo、W、V），均促使得到⑵

Ｍ形成的溫度的影響M形成溫度M形態(tài)M亞結(jié)構(gòu)板條狀薄片狀片狀蝶狀位錯孿晶56⑵Ｍ形成的溫度的影響M形成溫度M形態(tài)M亞結(jié)構(gòu)板條狀薄片狀片由于M相變只能在Ｍs～Ｍf之間進行，因此對于一定成分的A來說，有可能轉(zhuǎn)變成幾種不同形態(tài)的M：Ｍs點較高的A，可能只形成板條狀M；Ｍs點略低的A，形成板M和片M的混合組織；Ｍs點更低的A，只形成片狀M；Ｍs點極低的A，只形成薄片狀M。但A層錯能對其它形態(tài)M的影響，目前還沒有統(tǒng)一認識。層錯是一種低能量界面，A層錯能越低，相變孿晶的生成越困難，形成位錯亞結(jié)構(gòu)的板M傾向越大。⑶

奧氏體層錯能大小的影響57由于M相變只能在Ｍs～Ｍf之間進行，因此對于一定成分的A來說研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ｍs點處的奧氏體的屈服強度以及馬氏體的強度有關(guān)：⑷

奧氏體與馬氏體的強度的影響當奧氏體屈服強度小于200MPa時：如果形成的M的強度較低，則得到{111}γ慣習面的板條狀M；如果形成的M的強度較高，則得到{225}γ慣習面的片狀M；當奧氏體屈服強度大于200MPa時，則形成強度較高的{259}γ慣習面的片狀M。58研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ｍs點處的奧氏體的屈服強度以及馬氏還有一種觀點認為，馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)，取決于相變時的變形方式是滑移還是孿生，即是受二者的臨界切應(yīng)力大小所支配。⑸

馬氏體滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小的影響59還有一種觀點認為，馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)，取決于相變時的變形方式馬氏體相變也符合一般相變的相變規(guī)律，遵循相變的熱力學(xué)條件。馬氏體相變的驅(qū)動力是新相馬氏體與母相奧氏體之間的體積自由能差。6.4馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)分析㈠馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力60馬氏體相變也符合一般相變的相變規(guī)律，遵循相變的熱力學(xué)條件。6在M形成時，除形成新的界面而增加一項界面能ΔGS外，還因相變時比容增大和維持第二類共格關(guān)系而增加了一項彈性應(yīng)變能ΔGE。因此，系統(tǒng)總的自由能變化ΔG可以用下式表示：ΔG=ΔGV+(ΔGS+ΔGE)ΔGV是M與A的體積自由能差，是相變的驅(qū)動力。彈性應(yīng)變能ΔGE一項數(shù)值很大，比界面能ΔGS大10多倍，是相變的主要阻力。因此，只有深冷到MS點以下，使ΔGV增大到足以補償(ΔGS+ΔGE)時，M轉(zhuǎn)變才能發(fā)生。這就是M轉(zhuǎn)變必須在很大的過冷度下才能發(fā)生的原因。61在M形成時，除形成新的界面而增加一項界面能ΔGS外，還因相變㈡影響鋼Ms點的因素鋼的化學(xué)成份變形和應(yīng)力奧氏體化條件淬火冷卻速度外加磁場影響因素Ms點在生產(chǎn)中的意義制定分級淬火工藝制度的依據(jù)淬火馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和性能鋼在工作溫度時的使用組織淬火后得到的殘余奧氏體的量62㈡影響鋼Ms點的因素鋼的化學(xué)成份影響因素Ms點在生產(chǎn)中的一般說來，Ms點主要取決于鋼的化學(xué)成份，其中又以碳的影響最為顯著。在含碳量小于0.6%左右時，Mf比Ms的下降更為顯著。因而擴大了馬氏體的轉(zhuǎn)變溫度范圍；當碳含量大于0.6%時，Mf下降很緩慢，且因Mf點已降到0℃以下，致使這類鋼在淬火冷至室溫的組織中將存在較多的殘余奧氏體。⑴鋼的化學(xué)成份對MS的影響①

碳的影響63一般說來，Ms點主要取決于鋼的化學(xué)成份，其中又以碳的影響最為N、C在鋼中都形成間隙固溶體，對γ相和α相都有固溶強化作用，其中對α相的強化作用更為顯著，因而增大了馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力，使相變需要的驅(qū)動力增大；C、N都是穩(wěn)定γ相的元素，它們降低奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的平衡溫度T0。②

N的影響N對Ms和Mf的影響與C基本相似，它們強烈降低Ms點。原因64N、C在鋼中都形成間隙固溶體，對γ相和α相都有固溶強化作用，一般規(guī)律：鋼中常見的合金元素，除Al和Co可以提高Ms外，其它合金元素均使Ms降低。③

合金元素的影響降低Ms點的元素，按其影響的強烈順序排列如下：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti65一般規(guī)律：鋼中常見的合金元素，除Al和Co可以提高Ms外，其鋼中單獨加入Si時，對Ms影響不大，但是在Ni-Cr鋼中可以降低鋼的Ms點。其中W、V、Ti等強碳化物形成元素在鋼中多以碳化物形式存在，淬火加熱時一般溶于奧氏體中的量非常少，故對Ms影響不大。66鋼中單獨加入Si時，對Ms影響不大，但是在Ni-Cr鋼中可以合金元素對Ms的影響，主要取決于合金元素對平衡轉(zhuǎn)變溫度T0、以及對奧氏體強化效應(yīng)的影響。凡強烈降低T0及強化奧氏體的元素，就強烈降低Ms，如Mn、Cr、Ni、Cu和C類似，既降低T0溫度又稍增加奧氏體的屈服強度，所以降低Ms點。Al、Co、Si、Mo、W、V、Ti等均提高T0溫度，但也不同程度地增加奧氏體屈服強度：若提高T0的作用大時，則使Ms點升高，如Al、Co；若強化奧氏體的作用大時，則使Ms點降低；若兩方面作用大致相當時，則對Ms影響不大，如Si67合金元素對Ms的影響，主要取決于合金元素對平衡轉(zhuǎn)變溫度T0、CMnCrNiMoVCuSiCoAl-330-45-35-30-26-25-70+12+18鋼中每增加1%的合金元素對Ms產(chǎn)生的影響另外，合金元素的影響程度還與C%有關(guān)，隨C%的增加合金元素的影響程度增大，多種合金元素同時加入時的影響情況更加復(fù)雜。68CMnCrNiMo一般來說，形變量越大，形變溫度越低，則形變誘發(fā)M轉(zhuǎn)變量越多，即可使Ms升高，M轉(zhuǎn)變提前發(fā)生。⑵變形和應(yīng)力對MS點的影響①形變的影響由于M轉(zhuǎn)變時必然發(fā)生體積膨脹，因此，多向壓應(yīng)力阻礙M轉(zhuǎn)變，使Ms降低。而拉應(yīng)力和單向的壓應(yīng)力都促進M轉(zhuǎn)變，使Ms升高。②應(yīng)力的影響69一般來說，形變量越大，形變溫度越低，則形變誘發(fā)M轉(zhuǎn)變量越多，加熱溫度和保溫時間對Ms影響較為復(fù)雜。⑶

奧氏體化條件對Ms的影響一般情況下，在完全A化條件下，加熱溫度升高和保溫時間延長將使Ms有所提高；而在不完全A化條件下，加熱溫度升高和保溫時間延長將使A中的碳和合金元素含量增加，導(dǎo)致Ms下降。加熱溫度升高和保溫時間延長碳和合金元素溶入奧氏體奧氏體晶粒長大Ms降低Ms升高70加熱溫度和保溫時間對Ms影響較為復(fù)雜。⑶奧氏體化條件對Ms⑷

淬火冷卻速度對MS的影響在一般的生產(chǎn)條件下，冷卻速度對Ms無影響。在高速淬火時，Ms隨冷卻速度的增大而升高。71⑷淬火冷卻速度對MS的影響在一般的生產(chǎn)條件下，冷卻速度對M冷卻速度增加，使過冷度增大，從而促進馬氏體的形成；冷卻速度增加，抑制了“碳原子氣團”的形成，使馬氏體相變時的切變阻力降低，而使MS點升高。72冷卻速度增加，使過冷度增大，從而促進馬氏體的形成；72磁場的存在可使Ms升高，在相同溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但磁場對Ms以下的轉(zhuǎn)變行為無影響。⑸

磁場對MS的影響73磁場的存在可使Ms升高，在相同溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但磁場外加磁場使具有鐵磁性的M相趨于更穩(wěn)定，從而使M相自由能降低，而磁場對非磁相A無影響。因此，M與A的平衡溫度T0升高，從而Ms點也隨之升高。外加磁場影響馬氏體相變的原因74外加磁場使具有鐵磁性的M相趨于更穩(wěn)定，從而使M相自由能降低，雖然馬氏體相變是切變共格型轉(zhuǎn)變，但馬氏體轉(zhuǎn)變也是一個成核和長大的過程。大量研究表明，馬氏體相變是非均勻形核。一般認為，馬氏體的核胚是通過能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏在高溫母相中的晶體缺陷處等某些有利位置形成的，當奧氏體被過冷到某一溫度時，尺寸大于該溫度下的臨界晶核尺寸的核胚就能夠發(fā)展成為晶核，進而長大成為一片馬氏體。馬氏體核胚的形態(tài)，一般認為呈薄圓片狀。6.5馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)75雖然馬氏體相變是切變共格型轉(zhuǎn)變，但馬氏體轉(zhuǎn)變也是一個成核和長馬氏體相變速度同樣取決于形核率和長大速度。鐵合金中馬氏體形成的動力學(xué)是多種多樣的，大體可分為四種類型。降溫瞬時形核、瞬時長大等溫形核、瞬時長大自觸發(fā)形核、瞬時長大表面馬氏體76馬氏體相變速度同樣取決于形核率和長大速度。降溫瞬時形核、瞬時這是碳鋼和低合金鋼中最常見的一類馬氏體轉(zhuǎn)變。㈠降溫瞬時形核、瞬時長大M轉(zhuǎn)變必須在連續(xù)不斷的降溫過程中才能進行，瞬時形核，瞬時長大，形核后以極大的速度長大到極限尺寸；相變時M量的增加，是由于降溫過程中新馬氏體片的形成，而不是已有M片的長大。等溫停留，轉(zhuǎn)變立即停止。動力學(xué)特點77這是碳鋼和低合金鋼中最常見的一類馬氏體轉(zhuǎn)變。㈠降溫瞬時形根據(jù)M相變的熱力學(xué)理論，鋼及鐵系合金中M相變的熱滯(T0-MS)很大，即相變的驅(qū)動力很大;M長大過程中，其共格界面上存在的彈性應(yīng)力使界面移動的勢壘很低，而且原子只需作不超過一個原子間距的近程遷移，因此，長大激活能很小。所以馬氏體長大速度極快，馬氏體片長大到極限尺寸的時間一般在10-4～10-7S內(nèi)。因此可認為相變速度僅取決于成核率而與長大速度無關(guān)。相變速度僅取決于成核率而與長大速度無關(guān)的原因78根據(jù)M相變的熱力學(xué)理論，鋼及鐵系合金中M相變的熱滯(T0-M馬氏體的等溫形核、瞬時長大，又稱為馬氏體的等溫形成。㈡等溫形核、瞬時長大①

M的晶核可以等溫形成，形核需要一定的孕育期，形核率隨過冷度增大而先增后減，動力學(xué)曲線具有S形，等溫形成圖具有C字形，符合一般的熱激活形核規(guī)律；動力學(xué)特點Fe-23.2%Ni-3.62%Mn合金的馬氏體等溫轉(zhuǎn)變“C”曲線79馬氏體的等溫形核、瞬時長大，又稱為馬氏體的等溫形成。㈡等馬氏體晶核形成后，馬氏體的長大速度仍然極快，且長大到一定尺寸后也不再長大，故馬氏體相變的體積分數(shù)同樣也取決于馬氏體的形核率，與其長大速度無關(guān)；因M可以等溫形成，因此馬氏體轉(zhuǎn)變量可隨等溫時間延長而增加；80馬氏體晶核形成后，馬氏體的長大速度仍然極快，且長大到一定尺寸等溫轉(zhuǎn)變不能進行到底，只能有一部分A可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)镸；與珠光體轉(zhuǎn)變一樣，等溫馬氏體相變也可以被快速冷卻所抑制。81等溫轉(zhuǎn)變不能進行到底，只能有一部分A可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)镸；與珠光馬氏體的自觸發(fā)形核、瞬時長大，又稱為馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。㈢自觸發(fā)形核、瞬時長大Ms點低于0℃的Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金，在Ms點以下將形成慣習面為{259}γ的透鏡片狀M。當?shù)谝黄琈形成時，有可能激發(fā)出大量M而引起爆發(fā)式轉(zhuǎn)變，通常用Mb代表發(fā)生爆發(fā)式轉(zhuǎn)變溫度。馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金的A中發(fā)現(xiàn)的。82馬氏體的自觸發(fā)形核、瞬時長大，又稱為馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。㈢爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變曲線和馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變曲線有很大的差別，如下圖所示。83爆發(fā)式轉(zhuǎn)變時馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變曲線和爆發(fā)式轉(zhuǎn)變有一固定的溫度Mb，Mb≤Ms，一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的M；轉(zhuǎn)變中伴有響聲，轉(zhuǎn)變時急劇放出相變潛熱，引起試樣溫度升高。在合適的條件下，一次爆發(fā)轉(zhuǎn)變量可超過70%，溫度可上升30℃。馬氏體爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的特點M的慣習面為{259}γ，有明顯的中脊，顯微組織呈“Z”形。顯微組織如圖所示：組織形態(tài)84爆發(fā)式轉(zhuǎn)變有一固定的溫度Mb，Mb≤Ms，一次爆發(fā)中形成一定8585爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的形核為自觸發(fā)形核，即一片慣習面為{259}γ的M形成后，可以在周圍的其它{259}γ面上造成很高的應(yīng)力，從而促進新的{259}γ上M的形成，是一種鏈鎖式的轉(zhuǎn)變過程，轉(zhuǎn)變速度極快，一次完全的爆發(fā)約需10-4～10-3S。動力學(xué)特征晶粒大?。壕哂形幌虿畈灰?guī)則特點的晶界是爆發(fā)轉(zhuǎn)變傳遞的障礙。因此，細晶粒材料中爆發(fā)轉(zhuǎn)變量將受到晶界的限制，在同樣的Mb溫度下，細晶粒鋼的爆發(fā)轉(zhuǎn)變量較少。影響爆發(fā)轉(zhuǎn)變量的因素86爆發(fā)式轉(zhuǎn)變的形核為自觸發(fā)形核，即一片慣習面為{259}γ的M在稍高于Ms點的溫度下等溫，往往會在試樣表面層形成M，其組織形態(tài)、晶體學(xué)特征、形成速率都和Ms點溫度以下試樣內(nèi)部形成的M不同，這種只產(chǎn)生于表面層的M稱為“表面馬氏體”。㈣表面馬氏體相變表面M的形成，是一種等溫轉(zhuǎn)變，形核也需要孕育期，但長大速度極慢；慣習面為{112}γ，位向關(guān)系為西山關(guān)系；組織形態(tài)為條狀。表面馬氏體相變的特點87在稍高于Ms點的溫度下等溫，往往會在試樣表面層形成M，其組織試樣表面層與心部的受力狀態(tài)不同是引起表面馬氏體形成的主要原因。在試樣內(nèi)部形成馬氏體時，由于馬氏體的比容大于周圍的奧氏體而造成三向壓應(yīng)力，使馬氏體形成困難，而在試樣表面層形成馬氏體時不受三向壓應(yīng)力的約束，因此，表面馬氏體的Ms點要比大塊試樣內(nèi)部的Ms高，因此引發(fā)表面層在比整體Ms點稍高的溫度范圍內(nèi)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，從而形成表面馬氏體。表面馬氏體形成的原因88試樣表面層與心部的受力狀態(tài)不同是引起表面馬氏體形成的主要原因在淬成馬氏體后，雖然還要根據(jù)需要重新加熱到不同溫度進行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍決定于淬火所得的馬氏體的性能。6.6馬氏體的機械性能通過淬火得到馬氏體，是強化鋼件的重要手段。對于一個結(jié)構(gòu)件來說，重要的不僅僅是硬度和強度，而是硬度、強度與塑性、韌性的配合。因此有必要對馬氏體的強度和韌性作全面的了解。89在淬成馬氏體后，雖然還要根據(jù)需要重新加熱到不同溫度進行回火，鋼中馬氏體最重要的特點是具有高硬度和高強度。實驗證明，M的硬度決定于馬氏體的碳含量，而與其中的合金元素含量關(guān)系不大。㈠馬氏體的硬度與強度M的硬度與屈服強度之間有很好的線性對應(yīng)關(guān)系M的硬度高于Ac1淬火高于Ac3或Accm淬火90鋼中馬氏體最重要的特點是具有高硬度和高強度。㈠馬氏體的硬由于M中的過飽和C極容易從M晶體中析出而引起時效強化，為嚴格區(qū)分C原子的固溶強化效應(yīng)與時效強化效應(yīng)，Winchell專門設(shè)計了一套Ms點很低的、碳含量不同的Fe-Ni-C合金，以保證M轉(zhuǎn)變能在C原子不可能發(fā)生時效析出的低溫下進行。C%不同的試樣，在淬火后立即在該溫度下測量M的強度，以了解C原子的固溶強化效果。⑴

固溶強化馬氏體的高硬度、高強度的本質(zhì)⑶時效強化⑵

相變強化91由于M中的過飽和C極容易從M晶體中析出而引起時效強化，為嚴格結(jié)果表明：C%<0.4%時，M的σS隨碳含量增加急劇升高；C%≥0.4%后，M的σS不再隨碳含量增加而增加。92結(jié)果表明：92C原子溶入M點陣中，使其扁八面體短軸方向上的Fe原子間距伸長了36%，而另外兩個方向上則收縮4%，形成以C原子為中心的強烈應(yīng)力場，這個應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生交互作用而成為碳釘扎位錯，從而使M的強度提高；當C%超過0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相鄰碳原子所造成的應(yīng)力場相互重迭，以致抵消而降低了強化效應(yīng)；形成置換式固溶體的合金元素也有固溶強化作用，但相對碳來說要小很多。碳原子引起固溶強化的原因93C原子溶入M點陣中，使其扁八面體短軸方向上的Fe原子間距伸長M相變的切變特性，造成在馬氏體晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷，如位錯、孿晶等亞結(jié)構(gòu)，從而使M強化，即相變強化。試驗證明，無碳M的屈服極限為284MPa，與形變強化F的σS很接近，而退火態(tài)F的σS僅為98～137MPa，也就是說相變強化，使強度提高了147～186MPa。孿晶亞結(jié)構(gòu)對強度有一附加的貢獻，C%相同時，孿晶M的硬度與強度略高于位錯M的硬度與強度，且C%增高，孿晶亞結(jié)構(gòu)對M強度的貢獻增大。⑵

相變強化94M相變的切變特性，造成在馬氏體晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷，如位錯理論計算表明，在室溫下只要幾分鐘甚至幾秒鐘，即可通過C原子擴散引起碳原子的偏聚和析出，從而對位錯的運動產(chǎn)生釘扎作用而產(chǎn)生時效強化。時效在-60℃以上就能進行，這是M自回火的一種表現(xiàn)，C原子含量越高時效強化效果越大。⑶時效強化95理論計算表明，在室溫下只要幾分鐘甚至幾秒鐘，即可通過C原子擴一般認為，馬氏體的塑性和韌性很差，而實際上，低碳的位錯型M就具有較高的塑性和韌性；M的塑性和韌性，隨著碳含量的增加而急劇降低。㈡馬氏體的塑性和韌性96一般認為，馬氏體的塑性和韌性很差，而實際上，低碳的位錯型M就位錯型M的塑性和韌性要比孿晶馬氏體好得多，即使經(jīng)過回火后，也仍然具有這種規(guī)律。孿晶亞結(jié)構(gòu)的存在使滑移系減少97位錯型M的塑性和韌性要比孿晶馬氏體好得多，即使經(jīng)過回火后，也通常，C%＜0.4%時，位錯型M具有較高的韌性，且隨C%的增加而顯著下降；當C%＞0.4%時，M的韌性很低，變得硬而脆，即使經(jīng)低溫回火韌性仍不高。低溫回火未低溫回火98通常，C%＜0.4%時，位錯型M具有較高的韌性，且隨C%的增綜上所述，位錯型的板條馬氏體具有相當高的強度、硬度和良好的塑性、韌性，即具有良好的強韌性；而孿晶型的片狀馬氏體具有高的強度和硬度，但是塑性和韌性很差。因此，通過各種手段，在保證足夠強度和硬度的前提下，盡可能減少攣晶馬氏體的數(shù)量，是改善強韌性、充分發(fā)揮材料潛力的有效途徑。99綜上所述，位錯型的板條馬氏體具有相當高的強度、硬度和良好的塑金屬及合金在相變過程中塑性增加，往往在低于母相屈服極限的條件下即可發(fā)生塑性變形，這種現(xiàn)象稱為相變誘發(fā)塑性。由M相變所產(chǎn)生的相變誘發(fā)塑性，稱為M的相變誘發(fā)塑性。㈢馬氏體的相變誘發(fā)塑性形變誘發(fā)M相變開始溫度Ｍｄ100金屬及合金在相變過程中塑性增加，往往在低于母相屈服極限的條件M相變誘發(fā)的塑性還可以顯著提高鋼的斷裂韌性。0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn誘發(fā)未誘發(fā)101M相變誘發(fā)的塑性還可以顯著提高鋼的斷裂韌性。0.6%C-9%塑性變形所引起的局部區(qū)域的應(yīng)力集中，將由于M的形成而得到松馳，因而能防止微裂紋的形成、抑制裂紋的擴展，從而使塑性和斷裂韌性得到提高；在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有形變M形成，隨形變M量的增多，形變強化指數(shù)不斷提高，這比純A經(jīng)大量變形后接近斷裂時的形變強化指數(shù)還要大，從而使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域繼續(xù)發(fā)生變形困難，故能抑制頸縮的形成。M相變誘發(fā)塑性的原因102塑性變形所引起的局部區(qū)域的應(yīng)力集中，將由于M的形成而得到松馳并不是所有能產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的鋼都會具有明顯的相變誘發(fā)塑性的效果；研究表明，只有在殘A含量高于30％～40％的鋼中，才會表現(xiàn)出明顯的相變誘發(fā)塑性效果。通過M相變誘發(fā)塑性原理設(shè)計開發(fā)出的鋼，稱為相變誘發(fā)塑性鋼，簡稱變塑鋼，即TRIP鋼。103并不是所有能產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的鋼都會具有明顯的相變誘發(fā)塑性所謂奧氏體的穩(wěn)定化，是指Ａ在外界因素的作用下，由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使Ａ向Ｍ轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。根據(jù)引起Ａ穩(wěn)定化的原因不同，可以把Ａ的穩(wěn)定化分為熱穩(wěn)定化和機械穩(wěn)定化兩種。6.7奧氏體的穩(wěn)定化在淬火冷卻過程中時，因緩慢冷卻或途中等溫停留而引起Ａ向Ｍ轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。㈠奧氏體的熱穩(wěn)定化104所謂奧氏體的穩(wěn)定化，是指Ａ在外界因素的作用下，由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)若將淬火鋼試樣在淬火過程中，于某一溫度停留一定時間后，再繼續(xù)冷卻，其Ｍ轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系便會發(fā)生變化。⑴奧氏體熱穩(wěn)定化的現(xiàn)象T12105若將淬火鋼試樣在淬火過程中，于某一溫度停留一定時間后，再繼續(xù)Ａ熱穩(wěn)定化程度，通常是用等溫停留后再次發(fā)生轉(zhuǎn)變所滯后的溫度間隔θ度量，也可以用少形成的Ｍ量δ來度量。⑵奧氏體熱穩(wěn)定化的度量106Ａ熱穩(wěn)定化程度，通常是用等溫停留后再次發(fā)生轉(zhuǎn)變所滯后的溫度間一般認為，奧氏體的熱穩(wěn)定化，是由于在適當溫度停留過程中，奧氏體中的Ｃ、Ｎ原子與位錯相互作用，形成了釘扎位錯即柯氏氣團，因而強化了奧氏體，使馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力增大所致。也有人認為，在適當溫度停留過程中，奧氏體中的Ｃ、Ｎ原子向點陣缺陷處偏聚，形成柯氏氣團，阻礙了晶胚的長大，從而引起穩(wěn)定化。⑶

奧氏體熱穩(wěn)定化的機制107一般認為，奧氏體的熱穩(wěn)定化，是由于在適當溫度停留過程中，奧氏產(chǎn)生熱穩(wěn)定化的必要條件是鋼中含有Ｃ與Ｎ；熱穩(wěn)定化有一上限溫度，用Ｍｃ表示；⑷

奧氏體熱穩(wěn)定化的規(guī)律在Ｍｃ以上停留，并不產(chǎn)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象；只有在Ｍｃ以下的溫度停留或緩慢冷卻才會引起熱穩(wěn)定化。對于不同的鋼種，Mc可以低于Ms，也可以高于Ms。108產(chǎn)生熱穩(wěn)定化的必要條件是鋼中含有Ｃ與Ｎ；⑷奧氏體熱穩(wěn)定化的若等溫停留時間較短，在Ｍｃ以下等溫溫度越高，而淬火后獲得的Ｍ量越少，則Ａ熱穩(wěn)定化程度越高；109若等溫停留時間較短，在Ｍｃ以下等溫溫度越高，而淬火后獲得的Ｍ已轉(zhuǎn)變的Ｍ量越多，等溫停留時所產(chǎn)生的熱穩(wěn)定化程度越大；110已轉(zhuǎn)變的Ｍ量越多，等溫停留時所產(chǎn)生的熱穩(wěn)定化程度越大；110在一定溫度下，等溫保持的時間越長，則達到的Ａ穩(wěn)定化程度越高，時間過長則情況相反；等溫溫度越高，達到最大穩(wěn)定化程度的時間越短。111在一定溫度下，等溫保持的時間越長，則達到的Ａ穩(wěn)定化程度越高，對于某些材料，當?shù)葴赝Ａ舻臏囟雀哂谀骋粶囟纫院?，隨等溫溫度的升高，穩(wěn)定化程度反而下降，這種現(xiàn)象稱為反穩(wěn)定化現(xiàn)象。112對于某些材料，當?shù)葴赝Ａ舻臏囟雀哂谀骋粶囟纫院?，隨等溫溫度的在形變誘發(fā)馬氏體相變開始溫度Ｍｄ以上，對Ａ進行塑性變形，當形變量足夠大時，將會抑制隨后的Ｍ轉(zhuǎn)變，使Ｍs點降低，殘余Ａ增多。這種現(xiàn)象稱為Ａ的機械穩(wěn)定化。在形變誘發(fā)馬氏體相變開始溫度Ｍd以下變形，對未轉(zhuǎn)變的Ａ同樣有機械穩(wěn)定化作用。㈡奧氏體的機械穩(wěn)定化113在形變誘發(fā)馬氏體相變開始溫度Ｍｄ以上，對Ａ進行塑性變形，當形⑴奧氏體機械穩(wěn)定化的規(guī)律少量的塑性變形有促進Ｍ轉(zhuǎn)變的作用，只有在較大的變形量的情況下才會引起Ａ的穩(wěn)定化作用；形變溫度越高，塑性變形量對奧氏體穩(wěn)定化的影響越小。114⑴奧氏體機械穩(wěn)定化的規(guī)律少量的塑性變形有促進Ｍ轉(zhuǎn)變的作用當小量變形時，往往使A中層錯增多，同時在晶界和孿晶界處產(chǎn)生位錯網(wǎng)和胞狀結(jié)構(gòu)而出現(xiàn)更多應(yīng)力集中部位，這些缺陷都有利于馬氏體的形核；當變形量較大時，A中將形成大量的高密度位錯區(qū)和亞晶界，使母相強化，從而引起A的穩(wěn)定化；此外，在M的形成過程中，因M的形成而引起其相鄰A的協(xié)作形變，以及M形成時伴有3％左右的體積膨脹，使得未轉(zhuǎn)變Ａ處于受壓狀態(tài)，從而造成A的機械穩(wěn)定化。內(nèi)應(yīng)力和缺陷的作用⑵奧氏體機械穩(wěn)定化的機制115當小量變形時，往往使A中層錯增多，同時在晶界和孿晶界處產(chǎn)生位⑴為減少工件淬火變形而有意使其保持一定的殘余奧氏體量。㈢奧氏體穩(wěn)定化規(guī)律在生產(chǎn)中的應(yīng)用分級淬火：利用在Ms點以上某溫度的適當停留，使A發(fā)生一定的穩(wěn)定化效果，從而控制殘余A量；116⑴為減少工件淬火變形而有意使其保持一定的殘余奧氏體量。㈢等溫淬火：利用在Ms點以上的等溫停留，使鋼發(fā)生一定量的下貝氏體轉(zhuǎn)變，或者先冷至Ms點以下使之生成一定數(shù)量的M，隨后再升溫至Ms點以上進行適當停留。同樣可以有效地控制殘余A量；117等溫淬火：利用在Ms點以上的等溫停留，使鋼發(fā)生一定量的下貝氏⑵為了保證工件有較高的硬度和耐磨性，而盡量減少其殘余A量。普通淬火：采用冷卻較快的普通淬火（油淬或水淬），它可以使A具有最小的穩(wěn)定化程度，但這僅適用于形狀簡單的工件；分級淬火：采用在Ms點附近作短時停留的分級淬火，這時A穩(wěn)定化程度比在較高溫度的分級淬火來得要小，從而減少殘余A的量；提高A化溫度：使碳化物較多地溶入，以提高A的固溶碳含量，降低其Ms點。118⑵為了保證工件有較高的硬度和耐磨性，而盡量減少其殘余A量。淬火后冷處理：在確保不發(fā)生開裂的前提下，冷處理時兩者的時間間隔應(yīng)盡量縮短，使A進一步轉(zhuǎn)變成M；淬火后回火：淬火后在一定溫度下回火，使殘余A發(fā)生反穩(wěn)定化，在回火冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)镸，以提高鋼的硬度和強度。如W18Cr4V鋼，淬火后殘余A含量高達25～30%，經(jīng)560℃三次高溫回火后，可使殘余A含量減少到1～3%。119淬火后冷處理：在確保不發(fā)生開裂的前提下，冷處理時兩者的時間間6.8熱馬氏體與形狀記憶效應(yīng)冷卻時A通過M相變機制可以轉(zhuǎn)變?yōu)镸，同樣，在重新加熱時M也可以通過逆向M相變機制轉(zhuǎn)變?yōu)锳。馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變熱彈性馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變非熱彈性馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變形狀記憶材料相變冷作硬化馬氏體相變的可逆性：1206.8熱馬氏體與形狀記憶效應(yīng)冷卻時A通過M相變機制可以轉(zhuǎn)變在一些非鐵合金中，其M形成時產(chǎn)生的形狀變化，始終依靠相鄰母相的彈性變形來協(xié)調(diào)，以保持著與界面的共格性。這樣，M片可隨溫度降低而長大、隨溫度升高而縮小，具有這種彈性的M稱為熱彈性M。㈠熱彈性馬氏體出現(xiàn)熱彈性M的必要條件M與母相的界面必須維持共格關(guān)系，因此要求母相和M的比容差要小、母相的彈性極限要高；母相的點陣應(yīng)具有有序結(jié)構(gòu)，以利于母相與M之間維持原有位向關(guān)系，以實現(xiàn)轉(zhuǎn)變的完全可逆。121在一些非鐵合金中，其M形成時產(chǎn)生的形狀變化，始終依靠相鄰母相具有熱彈性馬氏體的合金，如果在Ms～Md（形變誘發(fā)馬氏體相變開始溫度）溫度范圍內(nèi)對其施加應(yīng)力，也可以誘發(fā)M轉(zhuǎn)變。㈡

熱彈性馬氏體的偽彈性行為母相122具有熱彈性馬氏體的合金，如果在Ms～Md（形變誘發(fā)馬氏體相變由于借助應(yīng)力促發(fā)形成的M片往往具有基本相同的空間取向，而M的形成是一個切變過程，故當這種M片在長大或增多時，必然伴隨宏觀形狀的改變。這種由應(yīng)力變化引起的非彈性行為，稱為偽彈性，又因其彈性應(yīng)變范圍較大，也稱為超彈性。與熱彈性行為相比，偽彈性行為的致變因素是應(yīng)力，而非溫度。123由于借助應(yīng)力促發(fā)形成的M片往往具有基本相同的空間取向，而M的具有形狀記憶效應(yīng)的合金稱為形狀記憶合金。形狀記憶效應(yīng)所能恢復(fù)的變形量，一般約為6～8%，最高可以達到百分之十幾，變形量過大時不能完全恢復(fù)。㈢形狀記憶效應(yīng)形狀記憶效應(yīng)：是指一定形狀的合金，在馬氏體狀態(tài)下進行塑性變形，然后再將其加熱到Af溫度以上時，便會自動恢復(fù)到母相原來的形狀；如果將合金再次冷卻到Mf溫度以下，它又會恢復(fù)到原來經(jīng)塑性變形后馬氏體的形狀。⑴

形狀記憶效應(yīng)現(xiàn)象124具有形狀記憶效應(yīng)的合金稱為形狀記憶合金。㈢形狀記憶效應(yīng)形形狀記憶合金可分為單程記憶合金和雙程記憶合金＜Mf＞Af＜Mf125形狀記憶合金可分為單程記憶合金和雙程記憶合金＜Mf＞Af＜M一個奧氏體晶粒一個M單晶多個M單晶切變導(dǎo)致相界面推移，必將引起宏觀變形攣晶或?qū)渝e位錯亞結(jié)構(gòu)M相對于A相可有多種空間取向不同取向M的切變方向不同各自造成宏觀變形相互補償A晶粒形狀不因M轉(zhuǎn)變而改變相鄰的不同M片之間呈攣晶關(guān)系形狀改變通過再取向形成一個擇優(yōu)取向的偽單晶M⑵

形狀記憶效應(yīng)原理126一個奧氏體晶粒一個M單晶多個M單晶切變導(dǎo)致相界面推移，必將引形狀記憶合金應(yīng)具備的條件保證M轉(zhuǎn)變具有熱彈性行為，即M與母相界面始終保持共格。保證在逆轉(zhuǎn)變時M與母相間易于保持特定的取向關(guān)系，使之能恢復(fù)母相原來的形狀。保證在外力作用下可形成擇優(yōu)取向的偽單晶，從而呈現(xiàn)偽彈性。必須是熱彈性M亞結(jié)構(gòu)為孿晶或?qū)渝e母相具有有序結(jié)構(gòu)127形狀記憶合金應(yīng)具備的條件保證M轉(zhuǎn)變具有熱彈性行為，即M與母相㈢形狀記憶合金的應(yīng)用目前，形狀記憶合金大約有20多種，其中具有實際使用價值的主要有Ni-Ti、Ni-Nb-Ti、Cu-Zn等合金，其中Ni-Ti合金應(yīng)用最廣泛。如宇航天線、緊固件、醫(yī)學(xué)上的應(yīng)用等等。128㈢形狀記憶合金的應(yīng)用目前，形狀記憶合金大約有20多種，其

結(jié)束語謝謝大家聆聽?。?！129

結(jié)束語謝謝大家聆聽！??！12906熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變最初，將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度下發(fā)生的無擴散型相變稱為馬氏體相變。如今，馬氏體相變的含義已經(jīng)十分廣泛。凡是相變的特征屬于切變共格型的相變都稱為馬氏體相變，其相變產(chǎn)物都統(tǒng)稱為馬氏體。131最初，將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴散性分解，在較低溫度最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件最新06熱處理原理之馬氏體轉(zhuǎn)變課件㈡馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點⑴馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸現(xiàn)象⑵馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性⑶馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面⑷

馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性⑸馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性138㈡馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點⑴馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸在預(yù)先拋光的試樣表面上，馬氏體轉(zhuǎn)變時在馬氏體形成的地方出現(xiàn)宏觀傾斜隆起，呈現(xiàn)表面浮凸現(xiàn)象。⑴

馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格和表面浮凸現(xiàn)象在顯微鏡光線照射下，浮凸兩邊呈現(xiàn)明顯的山陰和山陽.139在預(yù)先拋光的試樣表面上，馬氏體轉(zhuǎn)變時在馬氏體形成的地方出現(xiàn)宏表面浮凸現(xiàn)象表明，奧氏體中已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的部分發(fā)生了宏觀切變而使點陣發(fā)生了重組，即馬氏體轉(zhuǎn)變是通過奧氏體均勻切變進行的。馬氏體形成時引起的表面傾動140表面浮凸現(xiàn)象表明，奧氏體中已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的部分發(fā)生了宏觀切變馬氏體形成時引起的表面傾動馬氏體長大是以切變方式進行的，說明M和A之間的界面原子是共有的，而且整個相界面是互相牽制的，上述界面稱為共格界面，它是以母相的切變來維持共格關(guān)系的，因此稱為第二類共格界面。141馬氏體形成時引起的表面傾動馬氏體長大是以切變方式進行的，說明M轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成分變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移，每個原子移動的距離不超過一個原子間距，且原子之間的相對位置不發(fā)生變化。⑵

馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性其主要實驗證據(jù)有：①鋼中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體轉(zhuǎn)變時，僅由面心立方點陣通過切變改組為體心正方點陣，而無成分的變化；②馬氏體轉(zhuǎn)變可以在相當?shù)偷臏囟龋ㄉ踔猎?K）以極快速度進行。142M轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成分變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移⑶

馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面A.位向關(guān)系通過均勻切變形成的馬氏體，與母相奧氏體之間存在著嚴格的位向關(guān)系。在鋼中已觀察到的主要有K-S關(guān)系、西山關(guān)系和G-T關(guān)系。①K-S關(guān)系庫爾久莫夫(Kurdjumov)和薩克斯(Sachs)用X射線極圖法，測得了含碳1.4%的鋼中，馬氏體與奧氏體間之間存在下列位相關(guān)系，即K-S關(guān)系。

{110}α′∥{111}γ；<111>α′∥<110>γ143⑶馬氏體轉(zhuǎn)變具有特定的位向關(guān)系和慣習面A.位向關(guān)系通過均按K-S關(guān)系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。在每個{111}γ面上馬氏體可能有6種不同的取向，而立方點陣中有4種{111}γ面。144按K-S關(guān)系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。在每{110}α′∥{111}γ；<110>α′∥<112>γ②西山關(guān)系西山在Fe-30%Ni合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間存在K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的馬氏體和母相奧氏體之間存在下列位向關(guān)系，即西山關(guān)系：

{110}α′∥{111}γ；<111>α′∥<110>γK-S可見，西山關(guān)系與K-S關(guān)系之間，兩者晶面的平行關(guān)系相同，而晶向卻有5°16′之差。145{110}α′∥{111}γ；<110>α′∥按西山關(guān)系，馬氏體在奧氏體中只有4×3＝12種不同的空間取向。146按西山關(guān)系，馬氏體在奧氏體中只有4×3＝12種不同的空間取向{110}α′∥{111}γ差1°<111>α′∥<110>γ差2°③G-T關(guān)系格倫寧格(Greninger)和特賴恩諾(Troiano)精確測量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奧氏體單晶中的馬氏體與奧氏體之間的位向關(guān)系，結(jié)果發(fā)現(xiàn)K-S關(guān)系中的平行晶面和平行晶向?qū)嶋H上均略有偏差，即147{110}α′∥{111}γ差1°③G-馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相之間具有嚴格的位向關(guān)系，而且馬氏體總是在母相的一定晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習面，通常以母相的晶面指數(shù)表示。B.慣習面鋼中常見的慣習面有三種：(111)γ、(225)γ、(259)γ。慣習面指數(shù)隨馬氏體的形成溫度降低而增大。C%<0.6%為(111)γ，0.6-1.4%C為(225)γ，C%>1.4%為(259)γ。

慣習面隨含碳量和形成溫度不同而不同：148馬氏體轉(zhuǎn)變不僅新相和母相之間具有嚴格的位向關(guān)系，而且馬氏體總⑷

馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms～Mf之間進行的。當Ms點低于室溫時，則淬火到室溫將得到100％A由于一般鋼材的Mf都低于室溫，因此，在生產(chǎn)中常為了獲得更多的M而采用深冷處理工藝。當Ms點在室溫以上、Mf在室溫以下時，則淬火到室溫時將保留相當數(shù)量的殘余A，若繼續(xù)冷卻到室溫以下，則殘余A將繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)镸。一般情況下，冷卻到Mf點以下仍不能得到100％馬氏體，還保留著一部分A。149⑷馬氏體轉(zhuǎn)變的不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms～Mf之間進行的。冷卻時奧氏體通過馬氏體相變機制可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時馬氏體可以通過逆向馬氏體相變機制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即馬氏體相變具有可逆性。⑸

馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性與Ms～Mf相對應(yīng)，逆相變有As～Af分別表示逆轉(zhuǎn)變的開始和終了溫度。150冷卻時奧氏體通過馬氏體相變機制可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加M轉(zhuǎn)變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的、近程遷移完成的，而無成份變化。因此，可以把M轉(zhuǎn)變看作為晶體由一種結(jié)構(gòu)通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)過程。6.2馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型人們?yōu)榱苏J識馬氏體轉(zhuǎn)變時晶體結(jié)構(gòu)的變化過程，以揭示相變的物理本質(zhì)，至今已經(jīng)提出了不少模型，其中主要有Bain模型、K-S模型和G-T模型。151M轉(zhuǎn)變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成是軸比為c/a=1.41(即20.5:1)的體心正方點陣。如果把面心立方點陣沿著Z′軸壓縮，沿著X′、Y′軸伸長，使軸比變?yōu)?，則面心立方點陣就可變?yōu)轶w心正方點陣。㈠

貝茵(Bain)模型152早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成是軸比Bain模型給出了奧氏體的面心立方點陣變化為馬氏體的體心立方點陣的清淅的模型，且奧氏體和馬氏體之間的晶體學(xué)關(guān)系正好與后來提出的K-S關(guān)系相符。但Bain模型不能解釋表面浮凸效應(yīng)和慣習面的存在，也不能解釋馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)。153Bain模型給出了奧氏體的面心立方點陣變化為馬氏體的體心立方庫爾久莫夫（Kurdjumov）和薩克斯（Sachs）測出含碳量為1.4%的碳鋼中馬氏體與奧氏體之間存在的位向關(guān)系，即K－S關(guān)系。為了滿足這一取向關(guān)系必須有點陣的切變，于是他們在1930年提出了軸比相當于1.06的點陣轉(zhuǎn)換模型，即K－S模型。㈡K－S切變模型首先考慮沒有C存在的情況，設(shè)想馬氏體分以下幾個步驟轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體：154庫爾久莫夫（Kurdjumov）和薩克斯（Sachs）測出含①第一次切變：在(111)γ面上沿[-211]方向產(chǎn)生第一次切變，第二層原子(B層原子)移動1/12[-211]，而更高層原子則按比例增加，但相鄰兩層原子的相對位移都是相同的。第一次切變角是19°28′。155①第一次切變：在(111)γ面上沿[-211]方向產(chǎn)生第一②第二次切變：在垂直于(111)γ面的(11-2)γ面上，沿[1-10]方向產(chǎn)生10°30′的切變。第二次切變后，使頂角由120°變?yōu)?09°30′或60°角增至70°30′。156②第二次切變：在垂直于(111)γ面的(11-2)γ面上，③經(jīng)兩次切變后，再作一些小的調(diào)整，使晶面間距和測得結(jié)果相符合。157③經(jīng)兩次切變后，再作一些小的調(diào)整，使晶面間距和測得結(jié)果相符K-S切變模型的成功之處，在于它給出了由奧氏體的面心立方點陣改建為馬氏體的體心正方點陣的清晰模型，并能很好反應(yīng)出新相和母相之間的晶體學(xué)取向關(guān)系。但是高碳鋼的實際慣習面與K-S切變模型得到的慣習面不同，此外，按K-S模型引起的表面浮凸也與實測結(jié)果相差較大。由于沒有C原子存在，得到的是鐵素體的體心立方點陣。在有C原子存在的情況下，面心立方點陣改建為體心立方點的過程基本相同，區(qū)別在于兩次切變的切變量都要略小一些，第一次為15°15′，第二次為9°。158K-S切變模型的成功之處，在于它給出了由奧氏體的面心立方點陣格倫寧格和特賴恩諾于1949年提出的另一個兩次切變模型。⑶

G-T模型①首先在接近于(259)γ的面上發(fā)生均勻切變，產(chǎn)生整體的宏觀變形，使表面出現(xiàn)浮凸。這個階段的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是復(fù)雜的三棱結(jié)構(gòu)，還不是馬氏體，不過它有一組晶面間距及原子排列和馬氏體的(112)α面相同。159格倫寧格和特賴恩諾于1949年提出的另一個兩次切變模型。⑶②在(112)α面的[111-]α方向發(fā)生12°～13°的第二次切變，這次切變限制在三棱點陣范圍內(nèi)，并且是宏觀不均勻切變(均勻范圍只有18個原子層)。對于第一次切變所形成的浮凸也沒有可見的影響。經(jīng)第二次切變后，點陣轉(zhuǎn)變成體心立方點陣，取向和馬氏體一樣，晶面間距也差不多。160②在(112)α面的[111-]α方向發(fā)生12°～13°的③最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距和試驗測得的符合。G-T模型能很好地解釋馬氏體轉(zhuǎn)變的點陣改組、宏觀變形、位向關(guān)系及亞結(jié)構(gòu)的變化。但不能解釋慣習面不應(yīng)變不轉(zhuǎn)動，也不能解釋碳鋼(<1.40%C)的位向關(guān)系。161③最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距和試驗測得的符合。G-T6.3馬氏體的組織形態(tài)㈠

馬氏體的形態(tài)研究表明，馬氏體的組織形態(tài)是多種多樣的。其中板條馬氏體和片狀馬氏體最為常見。板條狀M片狀M其它類型M馬氏體的形態(tài)蝶狀M薄板狀M薄片狀M1626.3馬氏體的組織形態(tài)㈠馬氏體的形態(tài)研究表明，馬氏體的組板條M是低碳鋼，中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。⑴

板條狀馬氏體它是由許多成群的、相互平行排列的板條所組成，故稱為板條M。163板條M是低碳鋼，中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成對某些鋼，因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來而往往呈塊狀，所以有時也稱為塊狀M，又因為這種M的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，也常稱之為位錯型M，這種M是由許多板條群組成的，也稱為群集狀M。164對某些鋼，因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來而往往呈塊狀，所以有時也稱為M呈板條狀，板條一束束地排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。①顯微組織在一個板條群內(nèi)各板條的尺寸大致相同，這些板條呈大致平行且方向一定的排列。由平行排列的板條M組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個原A晶粒內(nèi)可包含3～5個板條群。A晶粒尺寸的變化，對板條群的數(shù)量無影響，只能改變板條群的尺寸。由平行排列的M板條組成的同色調(diào)區(qū)域稱為同位向束。165M呈板條狀，板條一束束地排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。①顯微組織在慣習面為(111)γ，晶體學(xué)位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。②晶體學(xué)特征同板條群內(nèi)，不同位向束之間的馬氏體板條是以小角度晶界相間的；而不同板條群之間的馬氏體板條則是以大角度晶界相間的。166慣習面為(111)γ，晶體學(xué)位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。②晶體16738亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.3～0.9×1012/cm2，板條邊緣有少量孿晶。從亞結(jié)構(gòu)對材料性能而言，孿晶不起主要作用。常見于淬火態(tài)的中碳鋼、高碳鋼、高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型形態(tài)的馬氏體組織。③亞結(jié)構(gòu)⑵

片狀馬氏體168亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.M片大小不一，M片間不平行，互成一定夾角，第一片M形成時慣穿整個奧氏體晶粒，后形成的M片逐漸變小，即M形成時具有分割奧氏體晶粒的作用。因此，M片的大小取決于奧氏體晶粒的大小。在馬氏體片中常能看到明顯的中脊，關(guān)于中脊的形成規(guī)律目前尚不清楚。①顯微組織169M片大小不一，M片間不平行，互成一定夾角，第一片M形成時慣穿170411714217243慣習面(225)γ時位向關(guān)系為K—S關(guān)系；慣習面(259)γ時位向關(guān)系為西山關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。②晶體學(xué)特征片狀馬氏體的主要亞結(jié)構(gòu)是孿晶，這是片狀馬氏體的重要特征。孿晶的間距大約為50?，一般不擴展到馬氏體片的邊界上，在馬氏體片的邊緣則為復(fù)雜的位錯組列。③亞結(jié)構(gòu)173慣習面(225)γ時位向關(guān)系為K—S關(guān)系；②晶體學(xué)特征片狀不同的片狀M，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為：以中脊為中心的相變孿晶區(qū)和片邊緣的無孿晶區(qū)(高密度位錯)。孿晶區(qū)所占比例與馬氏體的形成溫度有關(guān),形成溫度越低,相變孿晶區(qū)所占比例越大。相變孿晶區(qū)無孿晶區(qū)174不同的片狀M，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為：以中脊為中心鐵碳合金馬氏體類型及其特征175鐵碳合金馬氏體類型及其特征4620世紀60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現(xiàn)，近年在Fe-C合金中也觀察到了這種形態(tài)馬氏體。⑶

其它類型的馬氏體①蝶狀馬氏體（人字形或角狀馬氏體）立體外形呈V形柱狀，橫截面呈蝶狀，兩翼之間的夾角一般為136o，兩翼的慣習面為(225)γ而兩翼相交的結(jié)合面為{100}γ。與奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯，無孿晶。17620世紀60年代初，首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現(xiàn)，近年形成溫度介于板條馬氏體與片狀馬氏體之間，形態(tài)特征和性能也介于兩者之間。177形成溫度介于板條馬氏體與片狀馬氏體之間，形態(tài)特征和性能也介于這種馬氏體是在Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察到的；②薄板狀馬氏體它是一種厚度約為3～10μm的薄板形馬氏體，三維形貌很象方形薄板，而金相形貌為很細的帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分杈等特異形態(tài)。178這種馬氏體是在Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察薄板狀馬氏體的慣習面為(259)γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為(112)M孿晶，無位錯，無中脊。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，轉(zhuǎn)變進行時即有新馬氏體的不斷形成，同時也有舊馬氏體的不斷增厚。179薄板狀馬氏體的慣習面為(259)γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯能低）。馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方點陣，呈極薄的片狀。③薄片狀馬氏體（ε馬氏體）180出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯能低慣習面：{111}γ位向關(guān)系：{0001}M∥{111}γ<1120>M∥<110>γ亞結(jié)構(gòu)：大量層錯和少量位錯薄片狀馬氏體沿{111}γ呈魏氏組織形態(tài)分布。181慣習面：{111}γ位向關(guān)系：{0001}M∥{1㈡

影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成份Ｍ形成的溫度奧氏體層錯能大小奧氏體與馬氏體的強度馬氏體滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小碳含量合金元素182㈡影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成份Ｍ形成的溫度奧在Fe-C合金中：C%<0.3%：為板條M；0.3～1%：為板M和片M的混合組織；>1%：為片狀M。①碳含量的影響在Fe-Ni-C合金中：馬氏體的形態(tài)也是隨著C含量的增加，由板條狀向片狀以及薄片狀轉(zhuǎn)化。183在Fe-C合金中：①碳含量的影響在Fe-Ni-C合金中：5凡是能縮小γ相區(qū)的合金元素（Cr、Mo、W、V），均促使得到板條狀M；（鐵素體形成元素）凡是能擴大γ相區(qū)的合金元素（C、Ni、Mn、Cu、Co），將促進片狀M形成；（奧氏體形成元素）凡是能顯著降低A層錯能的合金元素，都將促進薄片狀Ｍ的形成。②

合金元素的影響184凡是能縮小γ相區(qū)的合金元素（Cr、Mo、W、V），均促使得到⑵

Ｍ形成的溫度的影響M形成溫度M形態(tài)M亞結(jié)構(gòu)板條狀薄片狀片狀蝶狀位錯孿晶185⑵Ｍ形成的溫度的影響M形成溫度M形態(tài)M亞結(jié)構(gòu)板條狀薄片狀片由于M相變只能在Ｍs～Ｍf之間進行，因此對于一定成分的A來說，有可能轉(zhuǎn)變成幾種不同形態(tài)的M：Ｍs點較高的A，可能只形成板條狀M；Ｍs點略低的A，形成板M和片M的混合組織；Ｍs點更低的A，只形成片狀M；Ｍs點極低的A，只形成薄片狀M。但A層錯能對其它形態(tài)M的影響，目前還沒有統(tǒng)一認識。層錯是一種低能量界面，A層錯能越低，相變孿晶的生成越困難，形成位錯亞結(jié)構(gòu)的板M傾向越大。⑶

奧氏體層錯能大小的影響186由于M相變只能在Ｍs～Ｍf之間進行，因此對于一定成分的A來說研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ｍs點處的奧氏體的屈服強度以及馬氏體的強度有關(guān)：⑷

奧氏體與馬氏體的強度的影響當奧氏體屈服強度小于200MPa時：如果形成的M的強度較低，則得到{111}γ慣習面的板條狀M；如果形成的M的強度較高，則得到{225}γ慣習面的片狀M；當奧氏體屈服強度大于200MPa時，則形成強度較高的{259}γ慣習面的片狀M。187研究表明，馬氏體的形態(tài)還與Ｍs點處的奧氏體的屈服強度以及馬氏還有一種觀點認為，馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)，取決于相變時的變形方式是滑移還是孿生，即是受二者的臨界切應(yīng)力大小所支配。⑸

馬氏體滑移和孿生變形的臨界切應(yīng)力大小的影響188還有一種觀點認為，馬氏體內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)，取決于相變時的變形方式馬氏體相變也符合一般相變的相變規(guī)律，遵循相變的熱力學(xué)條件。馬氏體相變的驅(qū)動力