第四章-馬氏體相變課件

第五章馬氏體相變第一節(jié)馬氏體相變的主要特征第二節(jié)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)第四節(jié)馬氏體相變熱力學(xué)第五節(jié)馬氏體相變動(dòng)力學(xué)第六節(jié)馬氏體相變機(jī)制第七節(jié)馬氏體的性能第八節(jié)熱彈性馬氏體與形狀記憶效應(yīng)1第一節(jié)馬氏體相變的主要特征馬氏體？最早認(rèn)為馬氏體是碳溶于-Fe中的過(guò)飽和間隙式固溶體。后來(lái)不僅鐵碳合金中而且在有色合金中也存在馬氏體，馬氏體有時(shí)不含碳，晶體結(jié)構(gòu)也不只是體心立方，還有密排六方、有序正交、有序面心立方、有序正方等點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)。上述定義不適用。2馬氏體相變：替換原子經(jīng)無(wú)擴(kuò)散切變位移（均勻和不均勻形變）由此產(chǎn)生形狀改變和表面浮凸、呈不變平面應(yīng)變特征的一級(jí)、形核-長(zhǎng)大型相變。替換原子無(wú)擴(kuò)散切變（原子沿相界面作協(xié)作運(yùn)動(dòng)）、使其形狀改變的相變。馬氏體：馬氏體相變的產(chǎn)物點(diǎn)陣畸變、無(wú)擴(kuò)散、切變?yōu)橹?、形狀變化、位移?馬氏體相變的主要特征：表面浮凸現(xiàn)象和切變共格性馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性慣習(xí)面和一定的位向關(guān)系亞結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的非恒溫性和不完全性馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性4特征1：表面浮凸現(xiàn)象和切變共格性馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)在預(yù)先磨光的表面上產(chǎn)生有規(guī)則的表面浮凸。5預(yù)先在磨光表面上劃一直線劃痕，相變后直線變?yōu)檎劬€，直線在新相、母相的界面不折斷，在新相晶內(nèi)不彎曲。6相變時(shí)，相界面宏觀上不轉(zhuǎn)動(dòng)，也不變形，保持平面。界面上原子既屬于新相，又屬于母相，這種界面稱為共格界面（第二類共格，切變共格）不畸變也不轉(zhuǎn)動(dòng)的晶面稱為不變平面（中脊面）。三種不變平面應(yīng)變膨脹（或壓縮），切變，切變+膨脹不變平面可以是相界面，也可以不是相界面。共格界面的界面能彈性應(yīng)變能（共格彈性能）7特征2：馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，晶體點(diǎn)陣的改組只依賴原子微量的協(xié)作遷移，而不依賴于原子的擴(kuò)散。這一特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。

1）只有晶體結(jié)構(gòu)的變化，沒(méi)有成分的變化。

2）無(wú)擴(kuò)散并不是說(shuō)轉(zhuǎn)變時(shí)原子不發(fā)生移動(dòng)。注意間隙原子碳的擴(kuò)散，區(qū)別于置換原子的擴(kuò)散。8特征3：慣習(xí)面和一定的位向關(guān)系馬氏體總是在母相的特定晶面上析出：慣習(xí)面。慣習(xí)面即馬氏體轉(zhuǎn)變的不變平面，總是平行或接近奧氏體的某一晶面，并隨奧氏體中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。1）當(dāng)C含量小于0.2%時(shí)，慣習(xí)面為{557}，近{111}；2）當(dāng)C含量處于0.5%1.4%時(shí)，慣習(xí)面為{225}；3）當(dāng)C含量高于1.5%時(shí)，慣習(xí)面為{259}。4）隨馬氏體形成溫度的下降，慣習(xí)面向高指數(shù)方向變化。9馬氏體?奧氏體界面并不都是平面，有時(shí)呈彎曲狀，存在界面臺(tái)階。宏觀慣習(xí)面，微觀慣習(xí)面。馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)新相和母相始終保持切變共格性，因此二者存在確定的位向關(guān)系。10鋼中兩者的晶體學(xué)取向關(guān)系：1）K-S關(guān)系：

{110}M//{111}；<111>M//<110>

112）西山（N）關(guān)系：

{110}M//{111}；<110>M//<112>

3）G-T關(guān)系：

{110}M//{111}，差1o

<111>M//<110>，差2o

12特征4：亞結(jié)構(gòu)馬氏體轉(zhuǎn)變會(huì)在馬氏體中形成大量的晶體缺陷：位錯(cuò)、孿晶、層錯(cuò)等。如中低碳馬氏體亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)；高碳馬氏體亞結(jié)構(gòu)為孿晶；馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為層錯(cuò)。13特征5：轉(zhuǎn)變的非恒溫性和不完全性一般認(rèn)為馬氏體相變不能等溫完成，必須不斷降溫中進(jìn)行。奧氏體以大于某一臨界冷卻速度的速度冷卻到某一溫度（馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms），不需孕育，轉(zhuǎn)變立即發(fā)生，并且以極大速度進(jìn)行，但很快停止，不能進(jìn)行終了。為使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，必須繼續(xù)降低溫度，所以馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫的條件下才能進(jìn)行。當(dāng)溫度降到某一溫度之下時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行，該溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)，Mf。14馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，與等溫時(shí)間無(wú)關(guān)。馬氏體的降溫轉(zhuǎn)變稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的非恒溫性。由于多數(shù)鋼的Mf在室溫以下，因此鋼快冷到室溫時(shí)仍有部分未轉(zhuǎn)變奧氏體存在，稱為殘余奧氏體，記為Ar。有殘余奧氏體存在的現(xiàn)象，稱為馬氏體轉(zhuǎn)變不完全性。要使殘余奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，可采用冷處理。

15特征6：馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在某些合金中，冷卻時(shí)→M，而重新加熱時(shí)馬氏體又能M→，這種特點(diǎn)稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。

逆轉(zhuǎn)變開始的溫度稱為As，結(jié)束的溫度稱為Af

。M→A的逆轉(zhuǎn)變也是在一定溫度范圍內(nèi)（As-Af）進(jìn)行。形狀記憶合金的熱彈性馬氏體就是利用了這個(gè)特點(diǎn)。

馬氏體轉(zhuǎn)變最主要的和最基本的只有兩個(gè)：切變共格性和無(wú)擴(kuò)散性。其他的特點(diǎn)可由這兩個(gè)特點(diǎn)派生出來(lái)。16第二節(jié)馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)不僅鐵碳合金中而且在有色合金中也存在馬氏體，晶體結(jié)構(gòu)主要有體心立方、體心正方、密排六方、有序正交、有序面心立方、有序正方等晶體結(jié)構(gòu)。馬氏體是碳溶于α-Fe中的過(guò)飽和間隙式固溶體，記為M或α'。其中的碳擇優(yōu)分布在c軸方向上的八面體間隙位置。1、馬氏體可能的晶體結(jié)構(gòu)172、一般鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)只有點(diǎn)陣的改組而無(wú)成分的變化，轉(zhuǎn)變所得的馬氏體與其母相奧氏體的成分一致。碳原子位于面心立方奧氏體的八面體間隙，馬氏體相變后，碳原子依然位于體心立方的馬氏體八面體間隙，但體心立方馬氏體的八面體是扁八面體，兩個(gè)軸中有一個(gè)軸是短軸。18馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，因碳仍固溶于α-Fe中點(diǎn)陣八面體間隙位置。這使得c軸伸長(zhǎng)，a軸縮短，晶體結(jié)構(gòu)為體心正方。其軸比c/a稱為正方度，馬氏體含碳量愈高，正方度愈大。19馬氏體點(diǎn)陣參數(shù)與C含量的關(guān)系馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型（兩種）：體心立方結(jié)構(gòu)（WC<0.2%）體心正方結(jié)構(gòu)（WC>0.2%）203、馬氏體的異常正方度體心結(jié)構(gòu)馬氏體中，八面體的短軸平行于X軸的稱為X趨向，其中心稱為X位置。相應(yīng)地存在Y位置和Z位置。不同的鋼馬氏體相變后正方度有變化，說(shuō)明碳原子可能在X、Y或Z位置，這是與奧氏體中存在著某些與奧氏體化學(xué)成分相關(guān)的晶體缺陷所造成。21第三節(jié)馬氏體的組織形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)鋼中馬氏體的形態(tài)很多，但就其單元的形態(tài)特征和亞結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)來(lái)看有五種，即：

1）板條狀馬氏體

2）透鏡片狀馬氏體

3）蝶狀馬氏體

4）薄片狀馬氏體

5）ε-馬氏體其中板條狀馬氏體和透鏡片狀馬氏體最為常見1、鋼中馬氏體的組織形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)22板條狀馬氏體：常見于低碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼中。其顯微組織是由許多成群的板條組成。亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，也稱位錯(cuò)馬氏體。板條馬氏體顯微組織特征示意圖23一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以有3~5個(gè)馬氏體板條束。一個(gè)板條束內(nèi)又可以分成幾個(gè)平行的板條塊；板條塊間成大角晶界，塊界長(zhǎng)尺寸方向與板條馬氏體邊界平行；每個(gè)板條塊由若干個(gè)板條單晶組成，板條單晶的尺寸約為0.5×5.0×20μm。即：板條單晶→板條塊→板條束→馬氏體晶粒。稠密的板條單晶之間夾著高度變形的、非常穩(wěn)定的、厚度約20nm的殘余奧氏體。24亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯(cuò)（0.3~0.9×1012個(gè)/㎝-2

），局部也有少量的孿晶。

位向關(guān)系：在一個(gè)板條束內(nèi)，馬氏體慣習(xí)面接近{111}γ；馬氏體和奧氏體符合K-S關(guān)系25透鏡片狀馬氏體常見于淬火高、中碳鋼、及Fe-Ni-C鋼。空間形態(tài)呈凸透鏡片形狀，稱透鏡片狀馬氏體或片狀馬氏體，試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶馬氏體。26顯微結(jié)構(gòu)：馬氏體片間相互不平行，先形成的第一片馬氏體貫穿整個(gè)原奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒分成兩部分，使后形成的馬氏體片大小受到限制，因此馬氏體片的大小不同。透鏡馬氏體顯微組織特征27亞結(jié)構(gòu)：孿晶。孿晶的結(jié)合部分的帶狀薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相變孿晶區(qū)，其形成原因目前尚不清楚)。孿晶間距約為5nm，一般不擴(kuò)展到馬氏體的邊界，馬氏體片的邊界為復(fù)雜的位錯(cuò)；也有的片狀馬氏體無(wú)中脊。位向關(guān)系：片狀馬氏體慣習(xí)面接近{225}γ或{259}γ；馬氏體和奧氏體符合K-S關(guān)系或西山(N)關(guān)系。28蝶狀馬氏體：亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，沒(méi)有孿晶。兩翼的慣習(xí)面為{225}γ，兩翼的結(jié)合面{100}；馬氏體和奧氏體符合K-S關(guān)系。29薄片狀馬氏體：亞結(jié)構(gòu)為孿晶。慣習(xí)面為{259}γ，和奧氏體符合K-S關(guān)系。亞結(jié)構(gòu)為{112}孿晶。與金相試樣磨面相截得到寬窄一致的平直的帶。存在曲折、分枝和交叉。30ε-馬氏體：亞結(jié)構(gòu)為層錯(cuò)，呈薄片狀。1）ε-馬氏體極薄，僅100300nm；2）慣習(xí)面為{111}γ；3）和奧氏體位相關(guān)系為：{0001}//{111}，

<111>//<110>。4）亞結(jié)構(gòu)為大量的層錯(cuò)。31各種馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、慣習(xí)面、亞結(jié)構(gòu)、位向關(guān)系匯總表322、影響馬氏體形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的因素化學(xué)成分馬氏體形成溫度奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度主要是化學(xué)成分和馬氏體形成溫度33化學(xué)成分：片狀馬氏體的組織形態(tài)隨合金成分的變化而改變。對(duì)于碳鋼：1）C%＜0.3%時(shí)，板條馬氏體；2）0.3%～1.0%時(shí)，板條和透鏡片狀混合的馬氏體；3）C%

>1.0%時(shí)，全部為透鏡片狀馬氏體。并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素

1）縮小γ相區(qū)，促進(jìn)板條馬氏體。

2）擴(kuò)大γ相區(qū)，促進(jìn)透鏡片狀馬氏體。34馬氏體形成溫度隨著馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態(tài)將按下列順序轉(zhuǎn)化：板條狀→透鏡片狀→蝶狀→薄板狀；亞結(jié)構(gòu)由位錯(cuò)轉(zhuǎn)化為孿晶。1）Ms點(diǎn)高（C%＜0.3%）的鋼：板條狀馬氏體；2）Ms點(diǎn)略低的鋼：板條狀和透鏡片狀混合的馬氏體；3）Ms點(diǎn)更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)橥哥R片狀馬氏體；4）Ms點(diǎn)極低的鋼：片狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)楸“鍫铖R氏體。35奧氏體的層錯(cuò)能層錯(cuò)能低時(shí)，易于形成薄片狀馬氏體。奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度1）當(dāng)奧氏體屈服強(qiáng)度小于196MPa時(shí)，如形成的馬氏體的強(qiáng)度較高，則得到慣習(xí)面近{111}的板條馬氏體；如馬氏體強(qiáng)度較高，則得到慣習(xí)面為{225}的透鏡片狀馬氏體。2）當(dāng)奧氏體屈服強(qiáng)度大于196MPa時(shí)，則形成慣習(xí)面為{259}的透鏡片狀馬氏體。36第四節(jié)馬氏體相變熱力學(xué)相變的驅(qū)動(dòng)力：理論上馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力:△GV=GM－GA＜0A→M，ΔGV必須小于零，即轉(zhuǎn)變溫度必須低于T0以下需要過(guò)冷度很大，但要滿足該條件必須降低到很低溫度Ms，Ms點(diǎn)很低。1、Fe?C合金馬氏體相變的熱力學(xué)條件37Ms

與To

之間的差值稱為熱滯。

按照熱滯的大小，可將馬氏體相變分為三類：1）以Fe?C合金為代表的由面心立方轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方（正方）點(diǎn)陣的馬氏體相變。這類相變具有最大的熱滯。2）以Co合金及奧氏體不銹鋼為代表的由面心立方轉(zhuǎn)變?yōu)榱近c(diǎn)陣的馬氏體相變，其相變驅(qū)動(dòng)力較小。3）形成熱彈性馬氏體的馬氏體相變，其熱滯最小。

382、Ms點(diǎn)的物理意義及其影響因素奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值對(duì)應(yīng)的溫度。實(shí)際生產(chǎn)中，Ms點(diǎn)非常重要。對(duì)于一定成分的合金，T0一定，Ms越低，則兩者之差越大，相變所需的驅(qū)動(dòng)力越大。反之，相變所需的驅(qū)動(dòng)力越小。39影響Ms點(diǎn)的主要因素：化學(xué)成分（最主要的因素）奧氏體化條件冷卻速度彈性應(yīng)力和塑性形變預(yù)組織轉(zhuǎn)變磁場(chǎng)40奧氏體化學(xué)成分的影響化學(xué)成分的影響以C%的影響最為明顯碳含量的影響C%增加，Ms和Mf均下降，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余奧氏體量增加。C%增加，Ms呈連續(xù)下降趨勢(shì)，當(dāng)C%＜0.6%時(shí)，Ms下降比Mf下降顯著，當(dāng)C%增加到C%≥0.6%時(shí)，Mf下降緩慢直至基本不變。41合金元素合金元素對(duì)Ms點(diǎn)影響比較復(fù)雜，多種合金元素同時(shí)作用的影響和一種合金元素的影響也不相同?？傮w上：除了Co、Al

提高M(jìn)s外，合金元素均降低Ms。強(qiáng)碳化物形成元素加熱時(shí)溶入奧氏體中很少，對(duì)Ms點(diǎn)影響不大。42奧氏體化條件奧氏體化條件對(duì)Ms影響具有雙重性，加熱溫度高和保溫時(shí)間長(zhǎng)，有利于C及合金元素的原子充分溶入到奧氏體中（固溶強(qiáng)化），降低Ms

點(diǎn)；但同時(shí)引起奧氏體晶粒長(zhǎng)大，缺陷減少，晶界強(qiáng)化作用降低，切變阻力減小，Ms點(diǎn)有提高趨勢(shì)。43冷卻速度奧氏體在連續(xù)冷卻時(shí)，如果它的冷卻速度使奧氏體不可能發(fā)生向珠光體類組織的轉(zhuǎn)變，而使奧氏體急速過(guò)冷，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。這種獲得馬氏體轉(zhuǎn)變的最低的冷卻速度，稱為臨界冷卻速度。冷卻速度大于臨界冷卻速度時(shí)，奧氏體才能被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下而轉(zhuǎn)變成馬氏體。44冷卻速度的影響目前觀點(diǎn)不統(tǒng)一一般認(rèn)為：淬火速度較低時(shí)，即淬火溫度較高，“C原子氣團(tuán)”可以形成足夠大尺寸并在缺陷處偏聚，強(qiáng)化奧氏體，使Ms點(diǎn)降低，淬火速度較高時(shí)，即淬火溫度較低，抑制了“C原子氣團(tuán)”形成，對(duì)奧氏體強(qiáng)化作用降低，使Ms點(diǎn)升高。也有人為：高速淬火Ms點(diǎn)升高是淬火應(yīng)力引起。45彈性應(yīng)力和塑性形變單向彈性拉應(yīng)力或壓應(yīng)力能促使馬氏體的形成，使Ms點(diǎn)升高，即應(yīng)力促發(fā)馬氏體。三向壓應(yīng)力將阻止體積膨脹的馬氏體的形成，使Ms點(diǎn)下降。在T0為Ms之間，奧氏體在發(fā)生塑性變形的同時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，形變誘發(fā)馬氏體，簡(jiǎn)稱形變馬氏體。Md：可獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。Ad：可獲得形變誘發(fā)奧氏體的最低溫度。T0為Md上限溫度(理論溫度)；也是Ad下限溫度(理論溫度)。46形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)硎疽鈭D形變補(bǔ)充的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力化學(xué)驅(qū)動(dòng)力自由能溫度Md=馬氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力47預(yù)先組織轉(zhuǎn)變?nèi)赳R氏體轉(zhuǎn)變前預(yù)先部分轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織，將會(huì)使Ms點(diǎn)升高；預(yù)先部分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w組織，將會(huì)使Ms點(diǎn)降低。原因在于碳含量的不同：相對(duì)而言，珠光體富碳，奧氏體貧碳；貝氏體貧碳，奧氏體富碳；碳少，則Ms較高。48磁場(chǎng)增加磁場(chǎng)只是提高M(jìn)s點(diǎn)，對(duì)Ms點(diǎn)以下的馬氏體轉(zhuǎn)變和總的轉(zhuǎn)變量無(wú)影響。轉(zhuǎn)變過(guò)程中增加磁場(chǎng)，轉(zhuǎn)變量的增加趨勢(shì)與未加磁場(chǎng)相同，撤去磁場(chǎng)，轉(zhuǎn)變量又回到未加磁場(chǎng)狀態(tài)。磁場(chǎng)對(duì)Ms點(diǎn)影響與形變誘發(fā)馬氏體影響相似，增加磁能補(bǔ)充了相變所需的驅(qū)動(dòng)力，使馬氏體相變能夠產(chǎn)生。49第五節(jié)馬氏體相變動(dòng)力學(xué)馬氏體相變是一個(gè)形核和核長(zhǎng)大的過(guò)程，但是由于其具有轉(zhuǎn)變速度快的特點(diǎn)，研究其動(dòng)力學(xué)轉(zhuǎn)變特點(diǎn)很困難，可以將馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)分成幾種情況。1）降溫形成馬氏體的動(dòng)力學(xué)2）等溫形成馬氏體的動(dòng)力學(xué)3）爆發(fā)形成馬氏體的動(dòng)力學(xué)501、降溫形成馬氏體的動(dòng)力學(xué)（降溫瞬時(shí)形核、瞬間長(zhǎng)大）生產(chǎn)實(shí)際常見，這類馬氏體降溫形成，馬氏體形成速度極快，特點(diǎn)：馬氏體降溫瞬間形核，瞬間長(zhǎng)大，可以認(rèn)為馬氏體轉(zhuǎn)變速度取決于形核率而與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)。馬氏體轉(zhuǎn)變量取決于冷卻所達(dá)到的溫度，而與時(shí)間無(wú)關(guān)。51降溫馬氏體相變的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：1）奧氏體被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下，在該溫度能夠形成的馬氏體晶核瞬間即可形成，且需不斷降溫，馬氏體晶核才能不斷形成，形成速度極快。2）晶核形成后馬氏體的長(zhǎng)大速度極快，馬氏體長(zhǎng)大所需激活能極小。3）一個(gè)馬氏體單晶長(zhǎng)大到一定尺寸后不再長(zhǎng)大，馬氏體相變的進(jìn)行是依靠溫度進(jìn)一步降低，形成新的馬氏體晶核并長(zhǎng)大。522、等溫形成馬氏體的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：馬氏體等溫形核，瞬間長(zhǎng)大，形核需要孕育期，形核率隨過(guò)冷度增大而先增后減，轉(zhuǎn)變量隨等溫時(shí)間延長(zhǎng)而增加。等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖呈C字形。馬氏體轉(zhuǎn)變速度取決于形核率而與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)。等溫形成馬氏體是新產(chǎn)生的馬氏體片，而不是已形成馬氏體的長(zhǎng)大。53相變不能進(jìn)行到底，只能有部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。543、爆發(fā)形成馬氏體一些Ms點(diǎn)在0oC以下的合金，冷卻到Ms點(diǎn)以下一定溫度時(shí)，在一瞬間（千分之一秒）可劇烈地形成大量馬氏體，稱為爆發(fā)馬氏體。特點(diǎn)：自觸發(fā)形核，瞬間長(zhǎng)大，連鎖式反應(yīng)，爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。55習(xí)慣上用Mb表示爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的溫度。細(xì)晶粒合金爆發(fā)轉(zhuǎn)變量較少，晶界是爆發(fā)傳遞的障礙。以上三種相變動(dòng)力學(xué)比較：形成和形核率不同，長(zhǎng)大速度均極大564、熱彈性馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)Au-Gd,Cu-Al合金中的馬氏體轉(zhuǎn)變屬于熱彈性馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)。其特點(diǎn)是馬氏體降溫形核、降溫長(zhǎng)大。在一定溫度下形成的馬氏體核心，瞬間長(zhǎng)大到一定尺寸，但這并不是最后尺寸。溫度降低時(shí)，除了繼續(xù)生核外，已形成的馬氏體積雪長(zhǎng)大、加厚，即馬氏體變溫長(zhǎng)大。575、奧氏體穩(wěn)定化奧氏體穩(wěn)定化是指奧氏體在外界因素作用下，由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)發(fā)生了某種變化而使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯現(xiàn)象。奧氏體穩(wěn)定化將使冷至室溫時(shí)的殘余奧氏體量增多，從而使硬度降低或零件幾何尺寸變得不穩(wěn)定。包括熱穩(wěn)定化和機(jī)械穩(wěn)定化。58奧氏體熱穩(wěn)定化淬火時(shí)因緩慢冷卻或等溫停留使冷卻暫時(shí)中斷，引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體熱穩(wěn)定化。C、N原子釘扎位錯(cuò)，強(qiáng)化奧氏體，增加相變阻力。59機(jī)械穩(wěn)定化在Md點(diǎn)以上對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，當(dāng)型變量足夠大時(shí)，可以引起奧氏體穩(wěn)定性的提高，使隨后冷卻時(shí)馬氏體轉(zhuǎn)變難以進(jìn)行，Ms點(diǎn)降低，殘余奧氏體顯著增多，稱為奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化。塑性變形引入各種晶體缺陷，引起奧氏體穩(wěn)定性的提高。60第六節(jié)馬氏體相變機(jī)制無(wú)擴(kuò)散共格切變點(diǎn)陣重構(gòu)是由原子基體的、有規(guī)律的微小近程遷動(dòng)協(xié)作完成的，沒(méi)有成分變化。形核長(zhǎng)大611、馬氏體的形核非均勻形核，在母相中某些有利位置優(yōu)先形核。能量起伏及結(jié)構(gòu)起伏的有利位置（缺陷）降溫瞬時(shí)形核（非熱激活形核），不斷降溫使更小的核胚成為晶核理論1：位錯(cuò)形核；理論2：層錯(cuò)形核等溫形核（熱激活）目前關(guān)于馬氏體形核理論仍有爭(zhēng)議622、馬氏體相變的切變模型1）K-S切變模型2）G-T切變模型1）K-S切變模型：具有K-S位向關(guān)系。63642）G-T切變模型：兩次切變模型。均勻切變：具有宏觀形變的切變，即切變時(shí)不僅發(fā)生點(diǎn)陣改組，且晶體外形也發(fā)生變化。非均勻切變：切變時(shí)只是點(diǎn)陣發(fā)生改組而外形不發(fā)生變化。切變的同時(shí)伴隨著滑移或者孿生。652）接著在(112)的[11-1]方向發(fā)生1213o的第二次切變，即非均勻切變，使之成為馬氏體體心正方點(diǎn)陣。3）最后做微小調(diào)整，使得晶面間距符合實(shí)驗(yàn)結(jié)果。1）在接近{259}慣習(xí)面上發(fā)生第一次切變，即均勻切變。點(diǎn)陣改組，晶體產(chǎn)生宏觀變形，表面出現(xiàn)浮凸。66高溫下馬氏體轉(zhuǎn)變以滑移方式，位錯(cuò)低溫下馬氏體轉(zhuǎn)變以孿生方式，孿晶原因：臨界切應(yīng)力與溫度的關(guān)系673）馬氏體的長(zhǎng)大（共格關(guān)系，彈性能）馬氏體形核后通過(guò)切變逐漸長(zhǎng)成馬氏體片或條。馬氏體的長(zhǎng)大只需靠近界面處的奧氏體中原子做少量的協(xié)同性位移即可轉(zhuǎn)移到馬氏體點(diǎn)陣中，故而馬氏體轉(zhuǎn)變速度極快。68第七節(jié)馬氏體的性能強(qiáng)度和硬度塑性和韌性馬氏體相變誘發(fā)塑性其他物理性能高碳鋼馬氏體的顯微裂紋69有色合金馬氏體，強(qiáng)度硬度很低；鋼中馬氏體，強(qiáng)度硬度都很高，韌性塑性較低。鋼中馬氏體的硬度和強(qiáng)度鋼中馬氏體的硬度隨含碳量的增高而增大，但當(dāng)C%≥0.6%，淬火鋼的硬度接近最大值，C%進(jìn)一步增加，殘余奧氏體含量增加，硬度值增加緩慢甚至下降。合金元素對(duì)馬氏體的硬度影響不大。1、馬氏體的硬度和強(qiáng)度70強(qiáng)度（強(qiáng)化機(jī)制）相變硬化、固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化等。固溶強(qiáng)化（點(diǎn)陣不僅膨脹，而且畸變）1）起作用的主要是碳原子，合金元素效果不大。2）碳原子固溶于奧氏體強(qiáng)化效果不大，而固溶于馬氏體強(qiáng)化效果顯著，why?奧氏體八面體為正八面體，碳原子的固溶只引起對(duì)稱畸變；馬氏體中的八面體為扁八面體，碳原子固溶后引起不對(duì)稱畸變，造成應(yīng)力場(chǎng)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。71相變強(qiáng)化（大量微觀缺陷）馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的非均勻切變以及界面附近的塑性變形將在馬氏體晶體內(nèi)造成大量的微觀缺陷，使馬氏體強(qiáng)化。孿晶的強(qiáng)化效果大于位錯(cuò)等。72時(shí)效強(qiáng)化（碳原子擴(kuò)散偏聚）碳原子極易擴(kuò)散，室溫下可以通過(guò)擴(kuò)散產(chǎn)生碳原子的偏聚而產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化。晶界強(qiáng)化（原始奧氏體晶粒越細(xì)小，馬氏體板條群越細(xì)?。〩ell-Pitch公式，即材料屈服強(qiáng)度0.2與晶粒尺寸d的關(guān)系：0.2=A+Bd?1/2馬氏體強(qiáng)度高的原因很多，其中碳原子的固溶強(qiáng)化起著最主要作用。732、馬氏體的塑性和韌性1）一般馬氏體的塑性和韌性低于下貝氏體、珠光體和鐵素體。2）板條狀馬氏體具有相當(dāng)?shù)乃苄院晚g性，而片狀馬氏體的塑性和韌性較差。馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)：低碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)；高碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)為孿晶。74高碳鋼片狀馬氏體的韌性亞結(jié)構(gòu)為孿晶，有效滑移系少。碳化物沿孿晶界不均勻析出增加脆性。馬氏體內(nèi)部存在顯微裂紋。75低碳鋼板條馬氏體的韌性亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，塑性變形時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)(滑移)比孿生容易進(jìn)行。而且碳化物優(yōu)先在位錯(cuò)處形成。位錯(cuò)網(wǎng)形成的胞狀位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)分布不均勻，存在低密度位錯(cuò)區(qū)，為位錯(cuò)移動(dòng)提供了余地，而位錯(cuò)開動(dòng)可以緩解應(yīng)力集中提高塑性；無(wú)顯微裂紋存在。綜上，馬氏體的韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)，而亞結(jié)構(gòu)取決于C%。763、馬氏體相變誘發(fā)塑性金屬及合金在相變過(guò)程中塑性增大，往往在低于母相屈服極限時(shí)發(fā)生塑性變形，即相變誘發(fā)塑性。

馬氏體形成可緩解或松弛局部應(yīng)力集中，防止裂紋形成或者抑制微裂紋擴(kuò)展，提高塑性和斷裂韌性。隨著形變馬氏體量的增加，形變強(qiáng)化指數(shù)提高，變形抗力增加，導(dǎo)致已塑性變形區(qū)再發(fā)生塑性變形困難，從而抑制頸縮的形成，使隨后的變形發(fā)生其它部位，提高了塑性變形能力。774、馬氏體的物理性能1）馬氏體為鐵磁相，C%增加，磁飽和強(qiáng)度降低；2）馬氏體電阻較奧氏體和珠光體高。3）馬氏體與奧氏體的比