熱處理原理及工藝馬氏體轉(zhuǎn)變

熱處理原理及工藝馬氏體轉(zhuǎn)變第一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日重點：馬氏體相變的主要特點；馬氏體的力學(xué)性能；鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)。難點：馬氏體相變的特點；影響馬氏體轉(zhuǎn)變的因素。第二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

馬氏體最初是在鋼（中、高碳鋼）中發(fā)現(xiàn)的：將鋼加熱到一定溫度（形成奧氏體）后經(jīng)迅速冷卻（淬火），得到的能使鋼變硬、增強(qiáng)的一種淬火組織。1895年法國人奧斯蒙（F.Osmond）為紀(jì)念德國冶金學(xué)家馬滕斯（A.Martens）,把這種組織命名為馬氏體(Martensite)。人們最早只把鋼中由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的相變稱為馬氏體相變。20世紀(jì)以來，對鋼中馬氏體相變的特征累積了較多的知識，又相繼發(fā)現(xiàn)在某些純金屬和合金中也具有馬氏體相變,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Ti、Ti-Ni等。目前廣泛地把基本特征屬馬氏體相變型的相變產(chǎn)物統(tǒng)稱為馬氏體第三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體轉(zhuǎn)變是由鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻抑制其擴(kuò)散型分解，在降低的溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變。馬氏體轉(zhuǎn)變是鋼件熱處理強(qiáng)化的主要手段，產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。因此，馬氏體轉(zhuǎn)變的理論研究與熱處理生產(chǎn)實踐有十分密切的關(guān)系。由于鋼的成分及熱處理條件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。通過對馬氏體的形成規(guī)律的了解，可以指導(dǎo)熱處理生產(chǎn)實踐，充分發(fā)揮鋼材潛力。馬氏體相變的含義很廣泛，不僅金屬材料，在陶瓷材料中也發(fā)現(xiàn)馬氏體相變。因此，凡是相變的基本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)物都稱為馬氏體。第四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日一、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)變特點馬氏體為碳在a-Fe中的過飽和固溶體，通常用M表示；馬氏體的成分與奧氏體的成分完全相同；為什么？（一）馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)第五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

碳原子在點陣中分布的可能位置是a-Fe體心立方晶胞的各棱邊的中央和面心處，實際上是由鐵原子組成的扁八面體的空隙。第六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日在體心立方點陣中有三組扁八面體空隙（三個短軸分別平行于Z、Y、X軸）。但在一個a-Fe晶胞中只可能有某一組扁八面體空隙位置有碳原子存在。第七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

碳原子溶入a-Fe點陣八面體空隙位置，必然使點陣向垂直方向膨脹和向水平方向收縮，造成立方體的c軸伸長，a軸縮短而成為體心正方點陣。c/a比值稱為正方度或軸比。

馬氏體的正方度取決于其碳含量，馬氏體碳含量越高，其點陣中被填充的碳原子數(shù)量越多，則正方度便越大。馬氏體的點陣常數(shù)、正方度與其碳含量的關(guān)系式如下：第八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日奧氏體、馬氏體的點陣常數(shù)與鋼中碳含量的關(guān)系第九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體的反常正方度1956年來，發(fā)現(xiàn)有些鋼中馬氏體的正方度與其碳含量的關(guān)系式不符合上面提到的關(guān)系式，即所謂的反常正方度。與上述公式計算值比，正方度低的稱為反常低正方度，如Ms點低于0℃的錳鋼，制成單晶奧氏體后淬入液氮，在液氮溫度下馬氏體的正方度。比公式計算值高的稱為反常高正方度，如高碳鋁鋼和高鎳鋼中新淬火馬氏體。第十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日Fe-Mn-C鋼馬氏體正方度與碳含量的關(guān)系，1、新生馬氏體，2、回升至室溫后，3、普通碳鋼高Ni鋼馬氏體的異常高正方度，1、新生馬氏體，2、回復(fù)至室溫后第十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日原因：碳原子在馬氏體點陣中呈部分無序分布時，正方度較低，無序分布程度越大，正方度越低；溫度升高，碳原子重新分布，使有序度增加，從而使正方度增大，而正交對稱性減小，甚至消失。第十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（二）馬氏體轉(zhuǎn)變的特點

馬氏體相變是在低溫下進(jìn)行的一種相變。對于鋼來說，此時鐵原子以及置換型原子不能擴(kuò)散，而且間隙型碳原子也較難以擴(kuò)散（但尚有一定程度的擴(kuò)散）。故馬氏體相變具有一系列不同于擴(kuò)散型相變的特征。第十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日切變共格和表面浮突現(xiàn)象

馬氏體相變時在預(yù)先磨光的試樣表面上可出現(xiàn)傾動，形成表面浮突，這表明馬氏體相變是通過奧氏體均勻切變進(jìn)行的。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)生改組，且一邊凹陷，一邊凸起，帶動界面附近未轉(zhuǎn)變的奧氏體也隨之發(fā)生彈塑性切變應(yīng)變。第十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體與奧氏體界面上的原子為兩相所共有，即新相與母相之間保持著共格關(guān)系—切變共格；馬氏體的長大是靠母相中原子作有規(guī)則的遷移（切變）使界面推移而不改變界面上共格關(guān)系；共格界面的彈性應(yīng)變能較大，隨著馬氏體的形成，會在其周圍奧氏體點陣中產(chǎn)生一定的彈性應(yīng)變，積蓄一定的彈性應(yīng)變能，當(dāng)馬氏體長大到一定尺寸，使界面上奧氏體中彈性應(yīng)力超過其彈性極限時，兩相間的共格關(guān)系即遭到破壞，馬氏體便停止長大。第十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日有兩個方面的證據(jù)轉(zhuǎn)變可在溫度很低的溫度下進(jìn)行；馬氏體中的碳含量與原奧氏體完全一致。無擴(kuò)散性當(dāng)然，有觀察到低碳馬氏體在形成時周圍奧氏體碳含量上升的現(xiàn)象。第十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

取向關(guān)系鋼中馬氏體與奧氏體中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)的晶體學(xué)取向關(guān)系有K-S關(guān)系、西山關(guān)系和G-T關(guān)系等。新相與母相之間有一定的晶體學(xué)關(guān)系第十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日1、K-S關(guān)系Kurdjumov和Sachs采用X射線極圖法測出1.4%C鋼中馬氏體與奧氏體之間存在下列位向關(guān)系，即K-S關(guān)系母相奧氏體的密排面{111}與馬氏體的密排面{110}相平行；奧氏體的密排方向<110>與馬氏體的密排方向<111>相平行。第十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日2、西山關(guān)系西山（Nishiyama）在Fe-30Ni合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體與奧氏體間具有K-S關(guān)系，而在-70℃以下形成的馬氏體則具有西山關(guān)系。西山關(guān)系與K-S關(guān)系相比，兩者的晶面平行關(guān)系相同，但晶向平行關(guān)系卻相差5°16′。第十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日3、G-T關(guān)系Greninger和Troiano精確地測量了Fe-0.8C-22Ni合金奧氏體單晶中馬氏體的取向，發(fā)現(xiàn)K-S關(guān)系中的平行晶面和晶向?qū)嶋H上還略有偏差，即：第二十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

慣習(xí)面馬氏體轉(zhuǎn)變是以共格切變的方式進(jìn)行的，所以馬氏體形成時的慣習(xí)面也就是兩相的交界面，即共格面。慣習(xí)面應(yīng)該是不畸變面，不發(fā)生畸變和轉(zhuǎn)動。第二十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

鋼中馬氏體的慣習(xí)面隨碳含量不同而異，碳含量小于0.6%時為{111}g；碳含量0.6~1.4%時為{225}g；1.5~1.8%時為{259}g。另外，隨著馬氏體形成溫度的下降，慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢。如，碳含量較高的奧氏體在較高溫度形成的馬氏體的慣習(xí)面為{225}g，而在較低溫度時慣習(xí)面為{259}g。由于馬氏體的慣習(xí)面不同，使馬氏體組織形態(tài)上產(chǎn)生差異。第二十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日轉(zhuǎn)變的不完全性（是在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的）

馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須在不斷降低溫度的條件下，轉(zhuǎn)變才能繼續(xù)進(jìn)行。冷卻中斷，轉(zhuǎn)變立即停止。馬氏體轉(zhuǎn)變雖然有時也出現(xiàn)等溫轉(zhuǎn)變情況，但等溫轉(zhuǎn)變普遍都不能使馬氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行到底，所以馬氏體轉(zhuǎn)變總是需要在一個溫度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻時才能完成。在一般的冷卻條件下，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms與冷卻速度無關(guān)。當(dāng)冷至某一溫度以下時，馬氏體轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，這個溫度用Mf表示，稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度。第二十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日轉(zhuǎn)變的可逆性

冷卻時，奧氏體可以通過馬氏體相變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時，馬氏體也可以通過逆向馬氏體相變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即馬氏體相變具有可逆性。一般將加熱時馬氏體向奧氏體的相變稱為逆相變。逆相變與冷卻時的馬氏體相變具有相同的特點，與冷卻時的Ms及Mf相對應(yīng)，逆相變也有相變開始點As及相變終了點Af。第二十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性及在低溫下仍以很高的速度進(jìn)行等事實，都說明在馬氏體相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的近程移動完成的，而無成分變化。因此，可以把馬氏體轉(zhuǎn)變看成為晶體由一種結(jié)構(gòu)通過切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)的變化過程。自1924年以來，由Bain開始，人們根據(jù)馬氏體相變的特征，設(shè)想了各種相變機(jī)制。二、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變模型第二十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日Bain模型Bain最先注意到，可把面心立方點陣看成體心正方點陣，其軸比為1.41；如果把面心立方點陣沿Z′軸壓縮，沿X′、Y′軸伸長，使其軸比為1，即可使面心立方點陣變?yōu)轶w心立方點陣。第二十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日Bain模型表明，通過原子作最小距離的簡單移動即可完成從奧氏體到馬氏體的轉(zhuǎn)變，并展現(xiàn)出在轉(zhuǎn)變前后新相和母相晶體結(jié)構(gòu)中彼此對應(yīng)的晶面和晶相。但它未能解釋表面浮凸效應(yīng)和慣習(xí)面的存在，尚不能完整地說明馬氏體轉(zhuǎn)變的特征。第二十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日K-S模型Kurdjumov（庫爾久莫夫）和Sachs（薩克斯）在20世紀(jì)30年代初研究含1.4%C鋼馬氏體轉(zhuǎn)變是發(fā)現(xiàn)所謂的K-S關(guān)系后，便提出了相應(yīng)的轉(zhuǎn)變晶體學(xué)模型。K-S模型清晰地展示了面心立方奧氏體改建為體心正方馬氏體的切變過程，并能很好地反映出新相與母相間的晶體學(xué)取向關(guān)系。第二十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日1、令g-Fe點陣中各層（111）晶面上的原子相對于其相鄰下層沿方向先發(fā)生第一次切變（原子移動小于一個原子間距），使第一、三兩層原子的投影位置重疊起來（切變角為11°44′）2、再令其在晶面上沿方向發(fā)生第二次切變，使菱形面的夾角由120°變?yōu)?09°28′，并使菱形面的尺寸作些線性調(diào)整，即可使點陣由面心立方變?yōu)轶w心立方。第二十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日G-T模型G-T模型也是一個經(jīng)典模型，具有代表性。A.B.Grcninger、A.R.Troiano于1949年通過均勻切變和非均勻切變的合成來滿足一種Fe-Ni-C合金馬氏體相變的晶格重構(gòu)、外形改變、慣習(xí)面等方面的要求，提出了G-T模型。第三十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日切變過程：（1）首先在接近{259}g晶面上發(fā)生第一次切變，產(chǎn)生整體的宏觀變形，使表面出現(xiàn)浮凸。這階段的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是復(fù)雜的三菱結(jié)構(gòu)，還不是馬氏體，不過有一組晶面間距及原子排列情況與馬氏體（112）a′晶面相同；（2）接著在（112）a′晶面的方向上發(fā)生12~13°的第二次切變，使之變成馬氏體的體心正方點陣，這次切變是宏觀的不均勻切變，只是在微觀的有限范圍內(nèi)保持均勻切變以完成點陣的改建；（3）最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距符合實驗的結(jié)果。第三十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日G-T模型較好地解釋了馬氏體轉(zhuǎn)變的浮凸效應(yīng)、慣習(xí)面、取向關(guān)系及亞結(jié)構(gòu)變化等問題，但它不能不能解釋碳含量小于1.4%鋼的取向關(guān)系。第三十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

鋼中馬氏體的形態(tài)多種多樣，根據(jù)馬氏體單元的形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的特點來看，主要有半條馬氏體、片狀馬氏體、蝶狀馬氏體、薄板狀馬氏體及e馬氏體。三、馬氏體轉(zhuǎn)變的組織形態(tài)第三十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日板條狀馬氏體半條馬氏體是在低、中碳鋼及馬氏體時效鋼、不銹鋼、Fe-Ni合金中形成的馬氏體組織。板條馬氏體的特征是每個單元的形狀呈窄而細(xì)長的板條，并且許多板條總是成群地、相互平行地連在一起。其亞結(jié)構(gòu)為位錯，故也稱為位錯馬氏體。第三十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日板條狀馬氏體的顯微組織構(gòu)成示意圖板條狀馬氏體由板條束所組成（圖中A），板條束由若干個尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行排列所組成，一個原始奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個板條束。馬氏體束實際上是指慣習(xí)面晶面指數(shù)相同而在形態(tài)上呈現(xiàn)平行排列的板條集團(tuán)。第三十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日有時，馬氏體束可由若干個馬氏體塊（圖中B）所分割。也有馬氏體束內(nèi)不存在馬氏體塊的情況（圖中C）。馬氏體束，馬氏體塊都是由許多板條所構(gòu)成。馬氏體塊是指慣習(xí)面指數(shù)相同且與母相取向關(guān)系（指晶面平行關(guān)系）相同的板條集團(tuán)。第三十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體板條之間存在薄膜狀的殘余奧氏體，且其碳含量較高，在室溫下很穩(wěn)定，對鋼的力學(xué)性能會產(chǎn)生顯著影響。殘余奧氏體存在的原因有兩種解釋：（1）馬氏體相變時，由于周圍的奧氏體受到強(qiáng)烈的相變應(yīng)變強(qiáng)化，使之難以變成馬氏體而保留下來；（2）馬氏體轉(zhuǎn)變過程中，由于碳原子向周圍奧氏體中擴(kuò)散，使碳濃度增高而變得穩(wěn)定，從而被殘留下來。第三十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日片狀馬氏體片狀馬氏體是在中、高碳（合金）鋼及Fe-Ni（Ni含量大于29%）合金中形成的一種典型的馬氏體組織。對碳鋼來說，一般當(dāng)碳含量小于1.0%時是與板條馬氏體共存的，而大于1.0%時片狀馬氏體才單獨存在。第三十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日片狀馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，又稱為透鏡片狀馬氏體。因其與試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故又稱為針狀或竹葉狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，所以又稱為孿晶型馬氏體。片狀馬氏體的顯微組織特征為馬氏體片之間不互相平行。第三十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日片狀馬氏體的形成：在一個成分均勻的奧氏體晶粒內(nèi)，冷卻至稍低于Ms點時，先形成的第一片馬氏體將貫穿整個奧氏體晶粒而將其分割為兩半，使隨后形成的馬氏體的大小收到限制。因此片狀馬氏體的大小不一，越是后形成的馬氏體片就越小。片狀馬氏體中常可見到有明顯的中脊，其慣習(xí)面為（225）g或（259）g

，與母相的位向關(guān)系為K-S或西山關(guān)系。第四十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日相變孿晶：片狀馬氏體內(nèi)有許多相變孿晶，孿晶結(jié)合部分的帶狀薄筋稱為中脊。相變孿晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。孿晶間距大約為5nm，一般不擴(kuò)展到馬氏體的邊界上，在馬氏體片的邊緣區(qū)域則為復(fù)雜的位錯組列。第四十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日亞結(jié)構(gòu)：根據(jù)內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的差異，可將片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)（中間部分）和無孿晶區(qū)（片的周圍部分存在位錯）。孿晶區(qū)所占的比列隨合金成分變化而異。在Fe-Ni合金中，Ni含量越高（Ms點越低），則孿晶區(qū)所占的比例就越大。對同一成分的合金，隨Ms點降低（如改變奧氏體化溫度）孿晶區(qū)所占的比列也增大。但相變孿晶的密度幾乎不改變，孿晶厚度始終約為5nm左右。高分辨電鏡觀察證實，中脊為高密度的相變孿晶區(qū)。第四十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日蝶狀馬氏體這種馬氏體最先在Fe-30Ni合金冷至-10℃時發(fā)現(xiàn)的，隨后在Fe-31Ni和Fe-29Ni-0.26C合金冷卻至0~60℃時也被發(fā)現(xiàn)。這種馬氏體具蝴蝶形斷面的細(xì)長條片，所以成為蝶狀馬氏體。第四十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日蝶狀馬氏體兩翼的慣習(xí)面為（225)

g，兩翼結(jié)合面為（100）g。電鏡觀察證實，蝶狀馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯，無孿晶存在，與母相的晶體學(xué)位向關(guān)系大體上符合K-S關(guān)系。第四十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日蝶狀馬氏體這種馬氏體是在Ms點低于0℃的鎳鋼中發(fā)現(xiàn)的，其立體形狀為薄片狀，而金相形態(tài)為很細(xì)的帶狀，具有相互交叉、分枝、曲折等特異形態(tài)。薄片狀馬氏體的慣習(xí)面為（259）g，與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系。這種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)全部是由{112}a′孿晶組成，但無中脊（與片狀馬氏體不同的地方）。第四十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日e馬氏體前述的各種馬氏體都是具有體心立方（正方）點陣結(jié)構(gòu)的馬氏體。而在奧氏體層錯能較低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方點陣結(jié)構(gòu)的e馬氏體。e馬氏體呈極薄的片狀，其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度層錯。慣習(xí)面為（111）g。第四十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日影響馬氏體形態(tài)和內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1、化學(xué)成分碳含量：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。如Fe-C合金：（1）0.3%C以下為板條狀馬氏體；（2）1.0%C以上為片狀馬氏體；（3）0.3~1.0%C之間為板條狀和片狀的混合組織。第四十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日合金元素：在Fe-Ni-C合金中，馬氏體的形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)也隨碳含量增加，由板條狀向片狀以及薄片狀轉(zhuǎn)化。在其他合金元素中，凡是能縮小奧氏體相區(qū)的均能促使得到板條狀馬氏體，凡是能擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的將促使馬氏體形態(tài)從板條狀轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺?。能顯著降低奧氏體層錯能的合金元素（如Mn）將促使轉(zhuǎn)化為e馬氏體。第四十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日2、奧氏體的層錯能奧氏體的層錯能越低，相變孿晶生成越困難，形成板條馬氏體的傾向也越大。如18-8型不銹鋼和1.1C-8Cr鋼的層錯能都較低，即使在液氮溫度下也只能形成板條狀馬氏體。3、奧氏體和馬氏體的強(qiáng)度馬氏體的形態(tài)和奧氏體的強(qiáng)度變化有對應(yīng)關(guān)系。凡是在Ms點處奧氏體的屈服強(qiáng)度大于某一極限值（206MPa）時，就形成慣習(xí)面為{259}g的片狀馬氏體，而小于該極限值時就形成慣習(xí)面為{111}g的板條狀馬氏體或{259}g的片狀馬氏體。第四十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日4、馬氏體的形成溫度隨著馬氏體形成溫度降低：馬氏體的形態(tài)將按照板條狀→蝶狀→片狀→薄片狀的順序轉(zhuǎn)化；亞結(jié)構(gòu)則由位錯逐步轉(zhuǎn)化為孿晶。由于馬氏體相變是在Ms-Mf之間進(jìn)行的，因此，對于一定成分的奧氏體來說，有可能轉(zhuǎn)變成不同形態(tài)的馬氏體。第五十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日Ms點較高的奧氏體，可能只形成板條狀馬氏體；Ms點略低的奧氏體，可能形成板條狀與片狀的混合組織；Ms更低的奧氏體，不再形成板條狀馬氏體，相變一開始就形成片狀馬氏體；Ms極低的奧氏體，片狀馬氏體也不在形成，而只能形成薄片狀馬氏體。第五十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)分析（一）馬氏體相變熱力學(xué)條件條件：馬氏體相變也符合一般的相變規(guī)律，遵循相變的熱力學(xué)條件。馬氏體相變驅(qū)動力是新相馬氏體（a′）與母相奧氏體（g）的化學(xué)自由能差。第五十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日相同成分的馬氏體與奧氏體的化學(xué)自由能和溫度的關(guān)系如圖所示，圖中T0為兩相熱力學(xué)平衡溫度，此時DG=0。顯然，馬氏體相變開始點Ms必定在T0以下，即DG＜0，由過冷提供相變所需的化學(xué)驅(qū)動力。第五十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體相變阻力：（1）馬氏體相變的阻力也是新相形成時的界面能及應(yīng)變能。由于馬氏體和奧氏體之間存在共格界面，所以界面能很小，而彈性應(yīng)變能很大，它是馬氏體轉(zhuǎn)變的主要阻力；（2）由于馬氏體相變是通過切變方式進(jìn)行的，需要克服切變阻力而使母相點陣發(fā)生改組，為此需要消耗能量；（3）同時還在馬氏體晶體中造成大量位錯或?qū)\晶等晶體缺陷，導(dǎo)致能量升高；（4）在周圍奧氏體中還將產(chǎn)生塑性變形，也需要消耗能量。第五十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（二）Ms點的物理意義Ms為馬氏體開始轉(zhuǎn)變的溫度，其物理意義為奧氏體和馬氏體兩相自由能差達(dá)到相變所需最小驅(qū)動力時的溫度。顯然，若T0點一定，Ms點越低，則相變所需的驅(qū)動力就越大。反之，Ms點高時，相變所需的驅(qū)動力則減小。所以，馬氏體相變驅(qū)動力與過冷度成正比。第五十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（三）影響Ms點的因素

鋼的Ms、Mf點也被分別稱為上、下馬氏體點，但Mf點在生產(chǎn)中意義不大，Ms點在生產(chǎn)中具有重要意義（1）生產(chǎn)中制定等溫淬火、分級淬火、雙液淬火工藝以及冷處理工藝時必須參照Ms點；（2）Ms點的高低直接影響到淬火鋼中殘余奧氏體量以及淬火變形和開裂傾向；（3）Ms點的高低往往影響著淬火馬氏體的形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)，從而影響著鋼的性能。第五十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日1、化學(xué)成分的影響碳含量的影響：一般來說，Ms點主要取決于鋼的化學(xué)成分，其中以碳含量的影響最為顯著，隨著鋼中的碳含量增加，馬氏體相變的溫度范圍下降。（1）隨著碳含量增加，Ms點和Mf點的變化并不完全一致，Ms點呈較為均勻的連續(xù)下降；（2）Mf點在碳含量小于0.6%時比Ms點下降得更顯著，因而擴(kuò)大了馬氏體相變的溫度范圍；（3）當(dāng)碳含量大于0.6%時，Mf點下降緩慢，并且因為Mf點已經(jīng)下降到0℃以下，致使淬火后的室溫組織存在較多的殘余奧氏體。第五十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日合金元素的影響：除鋁、鈷提高M(jìn)s點外，其余大多數(shù)合金元素都不同程度地降低Ms點。對于含有一些強(qiáng)碳化物形成元素的鋼，若在正常淬火溫度加熱，這它們大多數(shù)以碳化物形式存在，而很少溶入奧氏體中，故對Ms點的影響并不大。第五十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日如果把各種元素對馬氏體轉(zhuǎn)變點的影響近似地看成直線關(guān)系，并且假定幾個元素同時存在對Ms點的影響是疊加的，則可用下列公式之一計算出Ms點的近似值。下列二式的成立條件是預(yù)先完全奧氏體化。并且，它們不適用于高碳鋼和高合金鋼。對于不銹鋼可用下式近似地計算出Ms點第五十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日2、塑性變形與應(yīng)力的影響馬氏體的比容大，轉(zhuǎn)變時要產(chǎn)生體積膨脹，因而拉應(yīng)力狀態(tài)會促進(jìn)馬氏體形成，表現(xiàn)為Ms點升高，而壓應(yīng)力則會阻止馬氏體的形成。在Ms點以上一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行塑性變形會促使奧氏體在形變溫度下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變（形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變），即相當(dāng)于塑性變形促使Ms點提高。塑性變形量越大，形變溫度越低，則形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變量就越多。產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的溫度有一個最高限（Md點）。第六十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日3、奧氏體化條件奧氏體化時的加熱溫度和保溫時間對Ms點的影響較復(fù)雜。一般說來，提高加熱溫度和增加保溫時間，一方面有利于碳和合金元素進(jìn)一步溶入奧氏體，并使其成分更趨均勻化，促使Ms點下將，但另一方面又引起奧氏體晶粒長大，并由于碳原子活動能力增大而使其在奧氏體中位錯線上的偏聚傾向減少，從而降低了切變強(qiáng)度，使Ms點升高。第六十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日4、存在先馬氏體的組織轉(zhuǎn)變?nèi)粼隈R氏體轉(zhuǎn)變前奧氏體已預(yù)先部分地轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織，將會使Ms點升高。這是因為珠光體優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，而剩余奧氏體則相對地屬于貧碳區(qū)，結(jié)果表現(xiàn)為Ms點升高。若在馬氏體轉(zhuǎn)變前，奧氏體部分地轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，將會使Ms點降低。因為貝氏體優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成，剩余的奧氏體相對地屬于富碳區(qū)，結(jié)果表現(xiàn)為Ms點降低。第六十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

馬氏體轉(zhuǎn)變也是形核和長大的過程，其轉(zhuǎn)變動力學(xué)由形核率和長大速度所決定。但由于其為非擴(kuò)散型相變，馬氏體的長大速度一般較大，即馬氏體一旦形核便很快長大，因此其形核率就成為轉(zhuǎn)變動力學(xué)的一個主要控制因素。五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)第六十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（一）馬氏體轉(zhuǎn)變的形核1、熱形核說是經(jīng)典的形核理論，將馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閱卧氐耐禺悩?gòu)轉(zhuǎn)變，認(rèn)為形核率決定于形核功（DW）和核胚的激活能（U）。

DW和U的理論計算值都很大，在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度下，很難靠原子熱運動來獲得如此大的形核功，而激活能在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度下接近于零。該理論不適用于馬氏體轉(zhuǎn)變！第六十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日2、缺陷形核說馬氏體的核胚在合金中并非均勻分布，而是在其中一些有利的位置（如位錯、層錯、晶界、亞晶界、塑性變形區(qū)）優(yōu)先形成。這些區(qū)域具有較高的自由能，因此可以作為馬氏體的核胚。第六十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日3、自促發(fā)形核說在奧氏體中已存在馬氏體時能促發(fā)未轉(zhuǎn)變的母相形核。原因是先生成的馬氏體使其周圍奧氏體發(fā)生協(xié)作變形而產(chǎn)生位錯，從而促成了馬氏體核胚所致。第六十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（二）馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的類型

鐵合金中馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的形式多樣，大體上可分為四種類型：變溫（降溫）轉(zhuǎn)變；等溫轉(zhuǎn)變；爆發(fā)式轉(zhuǎn)變；表面轉(zhuǎn)變第六十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日1、變溫（降溫）轉(zhuǎn)變這類馬氏體相變是碳鋼和低合金鋼中最常見的一種馬氏體相變。在降溫過程中瞬時形核、瞬時長大。第六十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日其特點是：當(dāng)奧氏體被過冷到Ms點以下時，在該溫度下能夠形成馬氏體的晶核瞬時即可形成，而且必須不斷降溫，馬氏體晶核才能不斷地形成，且晶核形成速度極快；馬氏體晶核形成后馬氏體的長大速度極快，甚至在極低溫度下仍能高速長大，即馬氏體長大所需的激活能極小；一個馬氏體單晶長大到一定極限尺寸后就不再長大。隨溫度降低而繼續(xù)進(jìn)行的馬氏體轉(zhuǎn)變，不是依靠已有的馬氏體單晶的進(jìn)一步長大，而是依靠形成新的馬氏體晶核，長成新的馬氏體。第六十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日根據(jù)上述三個特點可以看出，馬氏體相變速度僅取決于由冷卻速度所決定的馬氏體的形核率，而與馬氏體晶體的長大速度無關(guān)。馬氏體轉(zhuǎn)變量僅決定于冷卻所能到達(dá)的溫度Tq，即Ms點以下的深冷程度（DT=Ms-Tq），與該溫度下的停留時間無關(guān)。第七十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日盡管鋼的化學(xué)成分顯著影響Ms點，但對于Ms點高于100℃的合金，在Ms點以下的轉(zhuǎn)變進(jìn)程卻十分類似。馬氏體轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)f與在Ms點以下過冷度DT之間的經(jīng)驗關(guān)系式如下：（1）式是根據(jù)金相法測定的結(jié)果建立的，適用于碳含量接近于1.0%的碳鋼和低合金鋼；（2）式是根據(jù)X-射線分析法測定的結(jié)果建立的，適用于碳含量為0.37~1.1%的碳鋼。第七十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日2、等溫轉(zhuǎn)變這類馬氏體相變最早是在Fe-Ni-Mn，F(xiàn)e-Ni-Cr合金和1.1C-5.2Mn鋼中發(fā)現(xiàn)的。主要特點是，馬氏體晶核可以等溫形成，晶核形成需要有孕育期，形核率隨過冷度增大而先增后減，符合一般的熱激活形核規(guī)律。第七十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

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?jǐn)?shù)也取決于馬氏體的形核率，與其長大速度無關(guān)。因此馬氏體可以等溫形成，故馬氏體轉(zhuǎn)變量亦可以隨等溫時間延長而增加。馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)也可以用TTT曲線來表示，也呈“C”字形，有孕育期。隨合金元素增加，C曲線將右移，合金元素含量減少，則左移。第七十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

等溫馬氏體相變的一個重要特征是相變不能進(jìn)行到底，只能有部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。這是因為隨等溫轉(zhuǎn)變進(jìn)行，因馬氏體相變的體積變化引起未轉(zhuǎn)變奧氏體變形，從而是未轉(zhuǎn)變奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變是的切變阻力增大而產(chǎn)生穩(wěn)定化。因此，必須增大過冷度，即增大相變驅(qū)動力才能使相變繼續(xù)進(jìn)行。第七十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日3、爆發(fā)式轉(zhuǎn)變一些Ms點低于0℃的Fe-Ni，F(xiàn)e-Ni-C合金，當(dāng)奧氏體過冷至零下某一溫度MB（爆發(fā)式轉(zhuǎn)變溫度）時，在一瞬間會驟然發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成相當(dāng)大量的馬氏體，這種轉(zhuǎn)變方式成為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。在轉(zhuǎn)變過程中往往伴隨有響聲，并釋放大量相變潛熱。第七十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

這種馬氏體轉(zhuǎn)變的慣習(xí)面為{259}g，有中脊，馬氏體片呈“Z”字形排列。{259}g尖端有很高的應(yīng)力場。因此，可以認(rèn)為這種爆發(fā)式轉(zhuǎn)變行為是由于一片馬氏體的形成，在其尖端處的應(yīng)力場促使了另一片馬氏體按別的有利取向形成，即所謂的“自促發(fā)”形核，以至呈現(xiàn)為連鎖反應(yīng)式的形態(tài)。第七十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日4、表面轉(zhuǎn)變將試樣在稍高于其合金Ms點的溫度等溫保持，往往會在試樣表面形成馬氏體。若將馬氏體磨去，試樣內(nèi)部仍為奧氏體，故稱其為表面馬氏體。這是因為在表面形成馬氏體時可以不受三向壓應(yīng)力的阻礙；而在試樣內(nèi)部形成馬氏體時，由于馬氏體的比容大于周圍奧氏體而造成三向壓應(yīng)力，使馬氏體難以形成。所以表面馬氏體的Ms點要比大塊試樣內(nèi)部的Ms點高。第七十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日表面馬氏體的形成也是一種等溫相變，但與等溫形核，瞬時長大的大塊材料的等溫馬氏體相變不同。表面馬氏體相變的形核過程也需要有孕育期，但長大速度極慢，且慣習(xí)面不是{225}g而是{112}g，位向關(guān)系為西山關(guān)系，形態(tài)不是片狀而呈條狀。第七十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日六、馬氏體的機(jī)械性能

通常，鋼的淬火組織主要是馬氏體，鋼的機(jī)械性能也主要由其決定，因此掌握馬氏體的各種性能及其影響因素，對于分析淬火鋼的性能變化規(guī)律，設(shè)計或選用新鋼種以及合理制定鋼的熱處理工藝等都有著重要的意義。第七十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（一）馬氏體的硬度和強(qiáng)度馬氏體的主要特征之一就是具有高硬度。硬度值的高低主要決定于碳含量，而合金元素的影響較小。碳含量＜0.4%時，硬度隨碳含量的增加而顯著提高；碳含量＞0.6%時，硬度變化不明顯；第八十頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日鋼的屈服強(qiáng)度也隨碳含量的增加而升高。第八十一頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日馬氏體之所以具有高硬度和強(qiáng)度，原因如下：過飽和碳引起強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化；馬氏體中亞結(jié)構(gòu)引起的強(qiáng)化；馬氏體的時效強(qiáng)化第八十二頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（二）馬氏體的塑性和韌性

不能籠統(tǒng)的認(rèn)為馬氏體的塑性和韌性很低。一般來說，位錯型（板條狀）馬氏體具有相當(dāng)高的強(qiáng)度、硬度和良好的塑性、韌性，即具有高的強(qiáng)韌性；而孿晶型（片狀）馬氏體則強(qiáng)度、硬度很高，塑性、韌性很低。因此，通過各種手段，在保證足夠強(qiáng)度、硬度的前提下，盡可能減少孿晶馬氏體的數(shù)量，是改善強(qiáng)韌性，充分發(fā)揮材料潛力的有效途徑。第八十三頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（三）馬氏體的相變誘發(fā)塑性

很早就發(fā)現(xiàn)，合金和鋼在馬氏體轉(zhuǎn)變過程中塑性有所增長，這種現(xiàn)象被稱為相變誘發(fā)塑性。引起馬氏體相變誘發(fā)塑性的原因，一方面是由于應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生，提高了加工硬化率，使已發(fā)生塑性形變的區(qū)域難于繼續(xù)發(fā)生形變，阻抑了勁縮形成，即提高了均勻形變的塑性。另一方面是由于塑性形變而引起的應(yīng)力集中處產(chǎn)生了應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，而馬氏體的比容比母相大，使該處的應(yīng)力集中得到松弛，從而有利于防止微裂紋的形成。第八十四頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

馬氏體相變塑性的研究引起了材料和工藝的一系列變革。近年來應(yīng)用馬氏體的相變塑性已設(shè)計出相變誘發(fā)塑性鋼，這種鋼的Ms點和Md點符合Md＞20℃＞Ms，即鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點低于室溫，而形變馬氏體點高于室溫。這樣，當(dāng)鋼在室溫變形時便會誘發(fā)馬氏體，而馬氏體轉(zhuǎn)變又誘發(fā)了塑性。因而，這類鋼具有很高的強(qiáng)度和塑性。相變塑性的研究還推動了熱處理工藝的變革，使人們努力探索如何通過相變誘發(fā)塑性，從而擬定出各種各樣的現(xiàn)代強(qiáng)韌化熱處理工藝，為挖掘現(xiàn)有材料的潛力及研制新鋼種服務(wù)。第八十五頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日七、奧氏體的穩(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)變溫度降低和殘余奧氏體量增加的轉(zhuǎn)變遲滯現(xiàn)象。由于奧氏體的穩(wěn)定化，會使零件在冷卻到室溫時的殘余奧氏體增多，因此硬度降低或因為使用過程中殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變而使尺寸不穩(wěn)定。第八十六頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日（一）奧氏體的熱穩(wěn)定化

奧氏體在冷卻過程中，因在某一溫度下停留，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體變得更加穩(wěn)定，如繼續(xù)冷卻，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即開始，而是滯后一段時間q才能恢復(fù)，而且轉(zhuǎn)變量也比連續(xù)冷卻時減少。

發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的溫度有一個臨界值，以Mc表示，只有溫度低于臨界溫度時才會引起熱穩(wěn)定化，Mc點可低于Ms點。淬火時在Mc點以下降低冷卻速度也會發(fā)生奧氏體的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。第八十七頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日通?？梢杂脙煞N方法來表示奧氏體的穩(wěn)定化：以滯后溫度值q來度量；以殘余奧氏體量的增值d來度量；q或d值越大，即表明奧氏體穩(wěn)定化程度越高。第八十八頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日影響奧氏體熱穩(wěn)定化程度的因素停留時間，時間延長，滯后溫度值增大，其后形成的馬氏體總量也減少。在Ms點以上溫度區(qū)間，開始時奧氏體穩(wěn)定化程度隨停留溫度升高而增大，但高于某一溫度后趨于減小。在相同的冷卻速度下，鋼中碳含量越高，奧氏體越穩(wěn)定。在臨界冷卻速度以上，冷卻速度越大，殘余奧氏體的量越少。第八十九頁，共九十九頁，編輯于2023年，星期日

鋼中奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象與C、N等間隙原子熱運動有關(guān)。一般認(rèn)為，在適當(dāng)溫度停留的過程中，奧氏體中間隙固溶的C、N原子與位錯相互作用，形成了釘扎位錯，即柯氏氣團(tuán)，因而強(qiáng)化了奧氏體，使馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力增大。也有人認(rèn)為，C、N原子在適當(dāng)溫度停留時，向位錯界面偏聚，形成柯氏氣團(tuán)，阻礙了晶胚的長大，從而引起奧氏體穩(wěn)定化。上述兩種觀點都是建立在C、N原子熱運動規(guī)律的基礎(chǔ)上。溫度升高，原子的熱運動增強(qiáng)，柯氏氣團(tuán)的數(shù)量會增多，奧氏體穩(wěn)定化程度高。溫度低，原子穩(wěn)定化傾向減小。停留溫度過高，原子擴(kuò)散