第6章 馬氏體課件

本章重點(diǎn)：馬氏體相變的主要特點(diǎn)、馬氏體的組織形態(tài)及性能、Ms點(diǎn)定義及影響因素。本章難點(diǎn)：馬氏體相變的K-S模型

第6章馬氏體與鋼在冷卻時(shí)的低溫轉(zhuǎn)變第6章馬氏體馬氏體轉(zhuǎn)變的發(fā)展過(guò)程

早在戰(zhàn)國(guó)時(shí)代人們已經(jīng)知道可以用淬火(即將鋼加熱到高溫后淬入水或油中急冷)的方法可以提高鋼的硬度，經(jīng)過(guò)淬火的鋼制寶劍可以“削鐵如泥”。

十九世紀(jì)未期，人們才知道鋼在“加熱和冷卻”過(guò)程中內(nèi)部相組成發(fā)生了變化，從而引起了鋼的性能的變化。為了紀(jì)念在這一發(fā)展過(guò)程中做出杰出貢獻(xiàn)的德國(guó)冶金學(xué)家AdolphMartens，法國(guó)著名的冶金學(xué)家Osmond建議將鋼經(jīng)淬火所得高硬度相稱為“馬氏體”，并因此將得到馬氏體相的轉(zhuǎn)變過(guò)程稱為馬氏體轉(zhuǎn)變。

MartensiteM—馬氏體第6章馬氏體

十九世紀(jì)未到二十世紀(jì)初主要局限于研究鋼中的馬氏體轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物—馬氏體。

二十世紀(jì)三十年代，人們用X射線結(jié)構(gòu)分析的方法測(cè)得鋼中馬氏體是碳溶于α-Fe而形成的過(guò)飽和固溶體，因此，曾一度認(rèn)為“所謂馬氏體即碳在α—Fe中的過(guò)飽和固溶體”。

四十年代前后，在Fe—Ni、Fe—Mn合金以及許多有色金屬及合金中也發(fā)現(xiàn)了馬氏體轉(zhuǎn)變。由于這些發(fā)現(xiàn)，人們不得不把馬氏體的定義修定為：“在冷卻過(guò)程中所發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物統(tǒng)稱為馬氏體”。第6章馬氏體

近年來(lái)，由于實(shí)驗(yàn)技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展，使人們對(duì)馬氏體的結(jié)構(gòu)以及馬氏體的轉(zhuǎn)變的特征又有了進(jìn)一步的了解，對(duì)許多現(xiàn)象的認(rèn)識(shí)也有了很大的進(jìn)步，并因而推動(dòng)了熱處理新工藝及新材料的發(fā)展。(Ni-Ti合金)

形狀記憶效應(yīng)：某些具有熱彈性馬氏體相變合金材料，在馬氏體狀態(tài)，進(jìn)行一定限度的變形或變形誘發(fā)馬氏體后，則在隨后的加熱過(guò)程中，當(dāng)溫度超過(guò)馬氏體相消失的溫度時(shí)，材料能完全恢復(fù)到變形前的形狀和體積。

第6章馬氏體

§6一1馬氏體的晶體學(xué)1.馬氏體相變與M的定義

M相變：替換原子經(jīng)無(wú)擴(kuò)散位移，由此產(chǎn)生形狀改變和表面浮突，呈不變平面應(yīng)變特征的一級(jí)、形核長(zhǎng)大型的相變。第6章馬氏體第6章馬氏體馬氏體定義

鋼中的馬氏體是C在α-Fe中的過(guò)飽和間隙固溶體。 劉宗昌：馬氏體是原子經(jīng)無(wú)需擴(kuò)散切變的不變平面應(yīng)變的晶格改組過(guò)程，得到與母相具有嚴(yán)格晶體學(xué)關(guān)系和慣習(xí)面的含有極高密度的晶體缺陷的組織。第6章馬氏體2．馬氏體點(diǎn)晶體結(jié)構(gòu) 體心立方或體心正方 ｃ/ａ稱為正方度。

隨鋼中碳含量升高，馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)c增大，a減小，正方度c/a增大.第6章馬氏體圖奧氏體和馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系第6章馬氏體可用下列公式表示

式中，a0＝2.861?（α-Fe點(diǎn)陣常數(shù)）；α＝0.116；β＝0.013；γ＝0.046；ρ為馬氏體碳含量（重量百分?jǐn)?shù)）。α和β的數(shù)值表示碳在α-Fe點(diǎn)陣中引起局部畸變的程度。

第6章馬氏體碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中位置及分布

C在α-Fe中可能存在的位置是Fe原子構(gòu)成的體心立方點(diǎn)陣的八面體間隙位置第6章馬氏體3、M位向關(guān)系 馬氏體與母相之間存在著一定的位向關(guān)系。在鋼中已觀察到的有K—S關(guān)系、西山關(guān)系和G—T關(guān)系。（1）K—S關(guān)系

1930年，庫(kù)爾鳩莫夫與Sachs在1.4%C的碳鋼中發(fā)現(xiàn)，M與A有下述關(guān)系：

{110}αˊ∥{111}γ；<111>αˊ∥<110>γ[ill](110)(111)[i01]第6章馬氏體第6章馬氏體（2）西山關(guān)系

1934年，西山在鐵鎳合金中發(fā)現(xiàn)，在-70℃以下形成的M與A呈下列關(guān)系：{110}αˊ∥{111}γ

；<110>αˊ∥<112>γ

馬氏體共有12種可能的取向第6章馬氏體（3）G—T關(guān)系1994年，Grenigen與Troiano在Fe-Ni-C合金中發(fā)現(xiàn)，M與A的位向接近K-S關(guān)系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，稱為G-T關(guān)系。{110}αˊ∥{111}γ

差1°<111>αˊ∥<110>γ

差2°第6章馬氏體4、M慣習(xí)面鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變常見(jiàn)的慣習(xí)面有三種,隨A中含碳量及馬氏體形成溫度而變化。

C%<0.6%為(111)γ，

0.6-1.4%為(225)γ，

C%>1.4%為(259)γ慣習(xí)面也可因馬氏體形成溫度而變化。隨著溫度的降低，慣習(xí)面為(111)γ→(225)γ→(259)γ。第6章馬氏體第6章馬氏體§6一2馬氏體的組織形態(tài)

第6章馬氏體（一）馬氏體的類型1、板條狀馬氏體

板條馬氏體是低、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。其顯微組織是由許多成群的板條組成，稱板條馬氏體。也稱位錯(cuò)馬氏體。第6章馬氏體（1）顯微結(jié)構(gòu)由平行排列的板條組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以包含3—5個(gè)這樣的板條群.

一個(gè)板條群又可分成幾個(gè)平行的區(qū)域，稱為同位向束(板條塊)同位向束之間大角度晶界第6章馬氏體

每個(gè)同位向束由若干個(gè)平行板條所組成,每個(gè)板條為一個(gè)馬氏體單晶體板條單晶→板條塊→板條群→馬氏體晶粒第6章馬氏體第6章馬氏體圖18Ni馬氏體時(shí)效鋼的板條馬氏體組織

第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體（2）亞結(jié)構(gòu) 主要是高密度的位錯(cuò)纏結(jié)構(gòu)成的位錯(cuò)胞，位錯(cuò)密度可高達(dá)0.3～0.9×1012/cm2，板條邊緣有少量孿晶。(3)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G-T關(guān)系最多；符合K-S關(guān)系和西山關(guān)系的較少，在一個(gè)板條束內(nèi)，存在幾種位向關(guān)系的原因尚不清楚。第6章馬氏體第6章馬氏體(4)與C%的關(guān)系馬氏體的顯微組織隨合金成分的變化而改變。對(duì)于碳鋼：C%＜0.3%時(shí)，板條群和板條塊比較清楚；0.3%＜C%＜0.5%時(shí)，板條群清楚而板條塊不清楚；0.6%＜C%＜0.8%時(shí)，無(wú)法辨認(rèn)板條群和板條塊， 板條混雜生長(zhǎng)，板條組織逐漸消失并向片狀馬氏體組織過(guò)渡。第6章馬氏體(5)與奧氏體晶粒的關(guān)系 試驗(yàn)表明，奧氏體晶粒越大，板條群越大，而一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)板條群個(gè)數(shù)基本不變，奧氏體晶粒大小對(duì)板條寬度幾乎沒(méi)影響。(6)與冷卻速度的關(guān)系冷卻速度越大，板條群和塊寬同時(shí)減小，組織變細(xì)，因此提高冷卻速度有利于細(xì)化馬氏體晶粒。第6章馬氏體2、片狀馬氏體

常見(jiàn)于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型的馬氏體組織。（1）顯微組織空間形態(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，又稱針狀或竹葉狀馬氏體，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，也稱孿晶馬氏體。第6章馬氏體圖Fe-32Ni合金的片狀馬氏體組織

第6章馬氏體片狀馬氏體光鏡下第6章馬氏體

(2)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。在馬氏體片中常能看到明顯的中脊片狀馬氏體顯微組織示意圖第6章馬氏體（3）晶體學(xué)特征慣習(xí)面(225)γ位向關(guān)系為K—S關(guān)系慣習(xí)面(259)γ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。（4）亞結(jié)構(gòu) 主要亞結(jié)構(gòu)是孿晶（片狀馬氏體的重要特征）。孿晶的間距大約為50?，一般不擴(kuò)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(cuò)組列。第6章馬氏體

不同的片狀馬氏體內(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)和無(wú)孿晶區(qū)(片的周圍部分，存在位錯(cuò)）。

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。第6章馬氏體(4)與C%的關(guān)系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：C%＜0.3%時(shí)，板條馬氏體；0.3%＜C%＜1.0%時(shí)，板條馬氏體和片狀馬氏體混合組織；C%>1.0%時(shí)，全部為片狀馬氏體組織。并且隨著C%增加，殘余奧氏體的含量逐漸增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孿晶馬氏體傾向。(5)與奧氏體晶粒的關(guān)系。奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大。第6章馬氏體鐵碳合金馬氏體類型及其特征第6章馬氏體（二）其它類型的馬氏體1、蝶狀馬氏體（人字形或多角狀馬氏體） 在Fe－Ni合金和Fe－Ni(Cr)－C合金中

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。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(cuò)，無(wú)孿晶。

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。第6章馬氏體圖Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶狀馬氏體

第6章馬氏體2、薄板狀馬氏體在Ms點(diǎn)低于-100℃的Fe-Ni-C合金中觀察到的，是一種厚度約為3～10μm的薄片狀形馬氏體，三維單元形貌很象方形薄板，與試樣磨面相截得到寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分杈等特異形態(tài)。慣習(xí)面為（259）γ，位向關(guān)系為K-S關(guān)系，亞結(jié)構(gòu)為孿晶，無(wú)位錯(cuò)，無(wú)中脊。

第6章馬氏體

圖Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體第6章馬氏體3、ε馬氏體出現(xiàn)在Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中（合金的層錯(cuò)能低）。馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方點(diǎn)陣，呈極薄的片狀。厚度僅為100～300nm

慣習(xí)面：{111}γ，位向關(guān)系：{0001}αˊ∥{111}γ<1120>αˊ∥<110>γ亞結(jié)構(gòu)：大量層錯(cuò)和少量位錯(cuò)第6章馬氏體圖Fe-16.4Mn-0.09C合金的ε馬氏體第6章馬氏體（三）影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1）化學(xué)成分

母相奧氏體的化學(xué)成分是影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的主要因素，其中尤以碳含量最為重要。在Fe-C合金中0.3％C以下1.0％C以上0.3～1.0％C板條狀馬氏體片狀馬氏體板條狀和片狀的混和組織第6章馬氏體0.45%C0.2%C1..2%C馬氏體形態(tài)與含碳量的關(guān)系第6章馬氏體合金元素的影響：

凡能縮小γ相區(qū)（Cr、Mo、W、V）的均促使得到板條狀M，而擴(kuò)大γ相區(qū)（C、Ni、Mn、Cu、Co）的，將促進(jìn)片狀馬氏體形成，能顯著降低A層錯(cuò)能的將促進(jìn)ε－Ｍ的形成。第6章馬氏體2）馬氏體的形成溫度隨馬氏體的形成溫度降低位錯(cuò)孿晶板條狀蝶狀片狀薄片狀亞結(jié)構(gòu):第6章馬氏體圖Fe-Ni-C合金馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系第6章馬氏體原因：由于馬氏體轉(zhuǎn)變是在Ms~Mf溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，對(duì)于一定成分奧氏體，可能有：Ms點(diǎn)高(C%＜0.3%)的鋼：板條狀馬氏體；Ms點(diǎn)略低的鋼：板條狀和片狀混合的馬氏體；Ms點(diǎn)更低的鋼：板條狀馬氏體不再能形成，轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺铖R氏體；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。第6章馬氏體3)奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體層錯(cuò)能低時(shí)，易于形成薄板狀馬氏體，層錯(cuò)能愈低，愈難形成相變孿晶，故愈趨向于形成位錯(cuò)板條馬氏體。4)奧氏體與馬氏體的強(qiáng)度

由DavistMagee在1971年提出的理論。用合金化的方法改變奧氏體的強(qiáng)度，研究了馬氏體形態(tài)變化與奧氏體強(qiáng)度之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系。第6章馬氏體結(jié)果表明：當(dāng)奧氏體屈服強(qiáng)度<196MPa時(shí):

若形成的馬氏體的強(qiáng)度較低，則得到{111}γ慣習(xí)面的板條狀馬氏體；若形成的馬氏體的強(qiáng)度較高，則得到{225}γ慣習(xí)面的片狀馬氏體；當(dāng)奧氏體的屈服強(qiáng)度>196MPa時(shí)，則形成強(qiáng)度較高的{259}γ慣習(xí)面的片狀馬氏體。

第6章馬氏體5)馬氏體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)部的亞結(jié)構(gòu)取決于相變時(shí)的變形方式是滑移還是孿生，歸根到底是受二者的臨界切應(yīng)力大小所支配。第6章馬氏體若T0′位于Ms～Mf之間，在較高溫度（Ms～T0′），滑移變形的臨界分切應(yīng)力小于孿生變形的臨界分切應(yīng)力，馬氏體相變的二次切變將以滑移變形的方式進(jìn)行，所以形成位錯(cuò)型馬氏體；而在較低溫度（T0′～Mf），孿生變形的臨界分切應(yīng)力較低，馬氏體相變的二次切變則以孿生變形的方式進(jìn)行，所以形成孿晶型馬氏體。若MsMf均高于T0′，則全部形成位錯(cuò)型馬氏體；若MsMf均低于T0′，則全部形成孿晶型馬氏體。

第6章馬氏體一、非恒溫性與不完全性

非恒溫性：

1.轉(zhuǎn)變無(wú)孕育期（等溫M除外）

2.M轉(zhuǎn)變有轉(zhuǎn)變開(kāi)始和終了溫度§6一3馬氏體相變分類和特點(diǎn)圖3－1馬氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線第6章馬氏體冷處理一般鋼材的Mf都低于室溫，在生產(chǎn)中為了獲得更多的馬氏體，常采用深冷到室溫以下的處理工藝。第6章馬氏體二、無(wú)擴(kuò)散性

馬氏體轉(zhuǎn)變只有點(diǎn)陣改組而無(wú)成份變化，轉(zhuǎn)變時(shí)原子做有規(guī)律的整體遷移，每個(gè)原子移動(dòng)的距離不超過(guò)一個(gè)原子間距，且原子之間的相對(duì)位置不發(fā)生變化。

1.實(shí)驗(yàn)測(cè)定出母相與新相成分一致。在鋼中測(cè)出奧氏體的含碳量＝馬氏體含碳量，轉(zhuǎn)變前后碳含量沒(méi)有變化。

2.馬氏體形成速度極快，一片馬氏體在5×10-5

5×10-7秒內(nèi)生成。即使在-20

-196℃以下也是同樣快速，而C原子在-60℃以上才能進(jìn)行有效擴(kuò)散，此溫度遠(yuǎn)高于相變溫度的下限-196℃，故轉(zhuǎn)變時(shí)不會(huì)有擴(kuò)散發(fā)生。第6章馬氏體三、切變共格和表面浮凸馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，一邊凹陷，一邊凸起，并牽動(dòng)奧氏體突出表面。在預(yù)先磨光的試樣表面上形成有規(guī)則的表面浮凸。第6章馬氏體界面處原子屬于兩相，為共格界面。此時(shí)中脊面為不變平面。第6章馬氏體第6章馬氏體四、可逆性馬氏體的可逆轉(zhuǎn)變:

在某些非Fe合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，重新加熱，已形成的馬氏體通過(guò)逆轉(zhuǎn)變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體.

逆轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度為As,轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度為Af。通常AS溫度比MS溫度為高。

第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體§6一4馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)理第6章馬氏體一、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件

第6章馬氏體

Fe系合金馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特點(diǎn):

具有很大的熱滯，就必須在很大的過(guò)冷度下才能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，一般的馬氏體轉(zhuǎn)變都須要在降溫過(guò)程中不斷進(jìn)行.

逆轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特征與冷卻時(shí)的剛好相反，過(guò)熱度.逆轉(zhuǎn)變是在升溫過(guò)程中進(jìn)行的。第6章馬氏體馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體2、Ms,As物理意義

Ms:奧氏體和馬氏體的兩相自由能之差達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度。

對(duì)于一定成分的合金，T0一定，若Ms越低，則（T0-Ms）值越大，相變所需的驅(qū)動(dòng)力也越大。

As:馬氏體和奧氏體兩相自由能差達(dá)到逆相變所需最小驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度.逆轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力的大小與T0-As成正比。第6章馬氏體

T0、Ms、As的關(guān)系:

都是合金成分的函數(shù)，不同的合金系A(chǔ)s與Ms之差是不同的，例如，F(xiàn)e-Ni合金中As較Ms高420℃.第6章馬氏體3、形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)赥0-Ms之間，奧氏體受到塑性變形而形成M.

M量與形變溫度有關(guān)，溫度越高，形變能誘發(fā)的M量越少。高于某一溫度，形變不能誘發(fā)M.Md,Ad分別稱為形變馬氏體點(diǎn)和形變奧氏體點(diǎn)。Md、Ad點(diǎn)的物理意義:

Md:可獲得形變馬氏體的最高溫度。 若在高于Md點(diǎn)的溫度對(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。

Ad:可獲得形變奧氏體的最低溫度。

第6章馬氏體形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的原因:.機(jī)械驅(qū)動(dòng)力:形變所提供的能量.該能量與化學(xué)驅(qū)動(dòng)力相互作用，能夠達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力，則相變就可以提前發(fā)生。若機(jī)械驅(qū)動(dòng)力全部代替化學(xué)驅(qū)動(dòng)力,Md上升到T0第6章馬氏體說(shuō)明：

T0為Md上限溫度(理論溫度)；也是Ad下限溫度(理論溫度)。對(duì)于Co-Ni合金： Md=Ad=T0；對(duì)于Fe-Ni合金： T0≈1/2(Md+Ad)。第6章馬氏體（二）影響鋼Ms點(diǎn)的因素

Ms點(diǎn)在生產(chǎn)實(shí)踐中具有很重要的意義。例如

分級(jí)淬火的分級(jí)溫度，水油淬火的轉(zhuǎn)油溫度都應(yīng)在Ms點(diǎn)附近。

Ms點(diǎn)還決定著淬火馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和性能。Ms的高低還決定著淬火后得到的殘余奧氏體量的多少，而控制一定量的殘余奧氏體則可以達(dá)到減小變形開(kāi)裂，穩(wěn)定尺寸等目的?？梢?jiàn)，了解影響Ms點(diǎn)的因素十分必要。第6章馬氏體1、奧氏體化學(xué)成份的影響奧氏體化學(xué)成份對(duì)Ms點(diǎn)的影響十分顯著。一般說(shuō)來(lái)，Ms點(diǎn)主要取決于鋼的化學(xué)成份，其中又以碳的影響最為顯著。（1）碳的影響

規(guī)律：

C%升高，Ms和Mf均下降，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。馬氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間移向低溫，殘余奧氏體量增加。第6章馬氏體Ms下降原因：

C%增加，溶入到奧氏體中的C原子增加，對(duì)奧氏體固溶強(qiáng)化作用增強(qiáng)，馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力增加，相變所需的驅(qū)動(dòng)力增加，Ms下降。第6章馬氏體（2）合金元素的影響

一般規(guī)律：鋼中常見(jiàn)的合金元素，除Al和Co可以提高M(jìn)s外，其它合金元素均使Ms降低。

降低Ms點(diǎn)的元素，按其影響的強(qiáng)烈順序排列如下：

Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti

鋼中單獨(dú)加入Si時(shí)，對(duì)Ms影響不大，但是在Ni-Cr鋼中可以降低鋼的Ms點(diǎn)。第6章馬氏體第6章馬氏體原因：

主要取決于合金元素對(duì)平衡溫度T0的影響及對(duì)奧氏體的強(qiáng)化效應(yīng)。

a）強(qiáng)烈降低T0及強(qiáng)化奧氏體的元素，就強(qiáng)烈降低Ms

如Mn、Cr、Ni、Cu和Cb）提高T0溫度，但也不同程度地增加奧氏體屈服強(qiáng)度：

若提高T0的作用大時(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Ms點(diǎn)降低；

若兩方面作用大致相當(dāng)時(shí)，則對(duì)Ms的影響不大，如Si。第6章馬氏體2、奧氏體化條件對(duì)Ms的影響

第6章馬氏體3、冷卻速度的影響

原因：

假設(shè)相變之前奧氏體中C的分布是不均勻的，在位錯(cuò)等缺陷處發(fā)生偏聚，形成“C原子氣團(tuán)”。其大小與溫度有關(guān)。 淬火速度較高時(shí)，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。

淬火速度足夠大時(shí)，氣團(tuán)完全被抑制，MS點(diǎn)不變。第6章馬氏體４、塑性變形的影響

A狀態(tài)下隨著變形量的增加，A不斷細(xì)化，M轉(zhuǎn)變量逐漸減少，MS點(diǎn)下降，最終趨于恒定。

原因：A細(xì)晶強(qiáng)化以及形變位錯(cuò)，導(dǎo)致母相加工硬化抑制了M形核。隨著形變的積累，A晶粒細(xì)化效果逐漸減弱，使得M生成量減少的趨勢(shì)也逐漸減弱。第6章馬氏體第6章馬氏體5、應(yīng)力的影響

馬氏體轉(zhuǎn)變會(huì)產(chǎn)生體積膨脹，多向壓應(yīng)力阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變，使Ms降低。 單向的拉應(yīng)力和壓應(yīng)力都促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，使Ms升高。

6、磁場(chǎng)的影響磁場(chǎng)的存在可使Ms升高，在相同溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但總的轉(zhuǎn)變量無(wú)影響。第6章馬氏體

原因: 1）主要是外加磁場(chǎng)使具有最大磁飽和強(qiáng)度的馬氏體相趨于更穩(wěn)定。在磁場(chǎng)中馬氏體的自由能降低，非鐵磁相奧氏體自由能的影響不大.因此平衡溫度T0升高，Ms點(diǎn)也隨之升高.外加磁場(chǎng)引起Ms點(diǎn)升高的熱力學(xué)示意圖第6章馬氏體2）外加磁場(chǎng)實(shí)際上是用磁能補(bǔ)償了一部分化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，由于磁力誘發(fā)而使馬氏體相變?cè)贛s點(diǎn)以上即可發(fā)生。

第6章馬氏體第6章馬氏體二、馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)第6章馬氏體（一）變溫馬氏體轉(zhuǎn)變（瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大）碳鋼及低合金鋼(1)瞬時(shí)形核

自MS開(kāi)始以極快的速度形核，繼續(xù)降溫，才能繼續(xù)形核，形核無(wú)孕育期；(2)瞬時(shí)長(zhǎng)大

長(zhǎng)大速度極快，在10-4-10-7s內(nèi)長(zhǎng)成一個(gè)單晶(3)一個(gè)馬氏體單晶長(zhǎng)到一定極限尺寸就不再長(zhǎng)大，隨溫度降低繼續(xù)進(jìn)行馬氏體相變。第6章馬氏體說(shuō)明：

1）轉(zhuǎn)變速度依賴于形核率原因：

按馬氏體相變的熱力學(xué)理論，鋼及鐵系合金中馬氏體相變的熱滯很大，即相變的驅(qū)動(dòng)力很大，同時(shí)，馬氏體長(zhǎng)大激活能很小。所以馬氏體長(zhǎng)大速度極快，可以認(rèn)為相變速度僅取決于成核率，而與長(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)。

2）降溫形成M的轉(zhuǎn)變量主要取決于冷卻所達(dá)到的溫度，即Ms以下的深冷程度，等溫保持時(shí)轉(zhuǎn)變一般不再進(jìn)行。第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體（二）馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變（自觸發(fā)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大）首先在Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金中發(fā)現(xiàn)的。

當(dāng)Ms低于0℃后它們的轉(zhuǎn)變曲線和降溫轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變曲線有很大的差別。第6章馬氏體特點(diǎn)：

爆發(fā)式轉(zhuǎn)變有一固定的溫度Mb，Mb≤Ms，一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的M；轉(zhuǎn)變中伴有響聲，轉(zhuǎn)變時(shí)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(guò)70%，溫度可上升30℃。

M的慣習(xí)面為{259}，有明顯的中脊，顯微組織呈“Z”形。第6章馬氏體第6章馬氏體第6章馬氏體爆發(fā)式轉(zhuǎn)變?cè)颍盒魏藶樽源侔l(fā)形核，即一片慣習(xí)面為{259}的M形成后，可以在周圍的其它{259}面上造成很高的應(yīng)力，從而促進(jìn)新的{259}M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—10-3S。影響爆發(fā)轉(zhuǎn)變量的因素：

晶界具有位向差不規(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)變量將受到晶界的限制.第6章馬氏體（三）馬氏體的等溫形成（等溫形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大） 等溫轉(zhuǎn)變最早是在0.7%C、6.5%Mn、2%Cu的Mn-Cu鋼中發(fā)現(xiàn)的，目前已發(fā)現(xiàn)有:Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr、高碳高M(jìn)n鋼、W18Cr4V等。第6章馬氏體等溫轉(zhuǎn)變特點(diǎn)

(1)等溫形成M核形核有孕育期，形核率隨過(guò)冷度增加先增后減。(2)長(zhǎng)大速度極快，到一定尺寸后即停止(3)轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間增加，先增后減(4)等溫M不能徹底轉(zhuǎn)變，只是部分轉(zhuǎn)變。其轉(zhuǎn)變量取決于形核率和等溫時(shí)間。第6章馬氏體第6章馬氏體(四)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M，試樣內(nèi)部仍為奧氏體。

特點(diǎn):表面M的形成，是一種等溫轉(zhuǎn)變，形核也需要孕育期，但長(zhǎng)大速度極慢，慣習(xí)面為{112}，位向關(guān)系為西山關(guān)系，組織形態(tài)為條狀。

原因：表面形成M不受三向壓應(yīng)力，而內(nèi)部形成M受三向壓應(yīng)力，使Ms點(diǎn)降低，因而表面轉(zhuǎn)變比大塊材料的內(nèi)部轉(zhuǎn)變高幾度到幾十度首先發(fā)生第6章馬氏體(五)熱彈性馬氏體

第6章馬氏體熱彈性M轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：熱滯非常小，只有幾度到20~30℃，相變?nèi)^(guò)程中母相和新相始終維持共格關(guān)系，相變具有完全可逆性，即逆轉(zhuǎn)變可以恢復(fù)到母相原來(lái)的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和原來(lái)的位向.Ni-Ti,Au-Cd,Cu-Al-Ni第6章馬氏體第6章馬氏體三、馬氏體轉(zhuǎn)變的形核理論(一)缺陷成核(非均勻成核)

馬氏體核胚在合金中不是均勻分布的，而是在其中一些有利的位置上優(yōu)先成核。 合金中有利成核的位置是那些結(jié)構(gòu)上的不均勻區(qū)域，如晶體缺陷、內(nèi)表面(由夾雜物造成)以及由于晶體成長(zhǎng)或塑性變形所造成的形變區(qū)等第6章馬氏體(二)自促法成核已存在的馬氏體能促發(fā)未轉(zhuǎn)變的母相成核，因此在一個(gè)母相晶粒內(nèi)往往在某一處形成幾片馬氏體。第6章馬氏體二、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型

M轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性及在低溫下仍以很高的速度進(jìn)行等事實(shí)，都說(shuō)明在相變過(guò)程中點(diǎn)陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的、近程遷動(dòng)完成的，而無(wú)成份變化。因此，M轉(zhuǎn)變可看作晶體由一種結(jié)構(gòu)通過(guò)切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)過(guò)程。自從1942年以來(lái)，由Bain開(kāi)始，人們便根據(jù)M相變的特征，設(shè)想了各種相變機(jī)制。因?yàn)橄嘧儠r(shí)母相發(fā)生明顯的切變，所以早期提出的機(jī)制常常是從簡(jiǎn)單的切變過(guò)程推導(dǎo)出來(lái)的，企圖通過(guò)簡(jiǎn)單的切變便可以得到與實(shí)驗(yàn)事實(shí)相符合的M。第6章馬氏體1、貝茵（Bain）模型

早在1942年Bain就注意到可以把面心立方點(diǎn)陣看成是軸比為c/a=1.41(即21/2