熱處理原理及工藝-馬氏體轉(zhuǎn)變

第四章馬氏體轉(zhuǎn)變重點(diǎn)：馬氏體相變的主要特點(diǎn)；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(diǎn)：馬氏體相變的特點(diǎn)；影響馬氏體轉(zhuǎn)變的因素。

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(guó)人奧斯蒙（F.Osmond）為紀(jì)念德國(guó)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(lái)，對(duì)鋼中馬氏體相變的特征累積了較多的知識(shí)，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(wú)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(shí)踐有十分密切的關(guān)系。由于鋼的成分及熱處理?xiàng)l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(duì)鋼的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。通過(guò)對(duì)馬氏體的形成規(guī)律的了解，可以指導(dǎo)熱處理生產(chǎn)實(shí)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。一、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和轉(zhuǎn)變特點(diǎn)馬氏體為碳在a-Fe中的過(guò)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)碳原子在點(diǎn)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(shí)際上是由鐵原子組成的扁八面體的空隙。在體心立方點(diǎn)陣中有三組扁八面體空隙（三個(gè)短軸分別平行于Z、Y、X軸）。但在一個(gè)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。碳原子溶入a-Fe點(diǎn)陣八面體空隙位置，必然使點(diǎn)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(zhǎng)，a軸縮短而成為體心正方點(diǎn)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(diǎn)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(diǎn)陣常數(shù)、正方度與其碳含量的關(guān)系式如下：奧氏體、馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)與鋼中碳含量的關(guān)系馬氏體的反常正方度

1956年來(lái)，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(jì)算值比，正方度低的稱為反常低正方度，如Ms點(diǎn)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(jì)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。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)至室溫后原因：碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中呈部分無(wú)序分布時(shí)，正方度較低，無(wú)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(duì)稱性減小，甚至消失。（二）馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)馬氏體相變是在低溫下進(jìn)行的一種相變。對(duì)于鋼來(lái)說(shuō)，此時(shí)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。切變共格和表面浮突現(xiàn)象馬氏體相變時(shí)在預(yù)先磨光的試樣表面上可出現(xiàn)傾動(dòng)，形成表面浮突，這表明馬氏體相變是通過(guò)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(diǎn)陣發(fā)生改組，且一邊凹陷，一邊凸起，帶動(dòng)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。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(zhǎng)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(huì)在其周圍奧氏體點(diǎn)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(zhǎng)大到一定尺寸，使界面上奧氏體中彈性應(yīng)力超過(guò)其彈性極限時(shí)，兩相間的共格關(guān)系即遭到破壞，馬氏體便停止長(zhǎng)大。有兩個(gè)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(wú)擴(kuò)散性當(dāng)然，有觀察到低碳馬氏體在形成時(shí)周圍奧氏體碳含量上升的現(xiàn)象。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1、K-S關(guān)系Kurdjumov和Sachs采用X射線極圖法測(cè)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。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′。3、G-T關(guān)系Greninger和Troiano精確地測(cè)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：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(shí)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(dòng)。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(shí)為{111}g；碳含量0.6~1.4%時(shí)為{225}g；1.5~1.8%時(shí)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(shì)。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(shí)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。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(shí)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(gè)溫度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻時(shí)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(wú)關(guān)。當(dāng)冷至某一溫度以下時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，這個(gè)溫度用Mf表示，稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度。轉(zhuǎn)變的可逆性冷卻時(shí)，奧氏體可以通過(guò)馬氏體相變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同樣，重新加熱時(shí)，馬氏體也可以通過(guò)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(shí)馬氏體向奧氏體的相變稱為逆相變。逆相變與冷卻時(shí)的馬氏體相變具有相同的特點(diǎn)，與冷卻時(shí)的Ms及Mf相對(duì)應(yīng)，逆相變也有相變開始點(diǎn)As及相變終了點(diǎn)Af。馬氏體轉(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)明在馬氏體相變過(guò)程中點(diǎn)陣的重組是由原子集體的、有規(guī)律的近程移動(dòng)完成的，而無(wú)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(guò)切變轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)的變化過(guò)程。自1924年以來(lái)，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Bain模型Bain最先注意到，可把面心立方點(diǎn)陣看成體心正方點(diǎn)陣，其軸比為1.41；如果把面心立方點(diǎn)陣沿Z′軸壓縮，沿X′、Y′軸伸長(zhǎng)，使其軸比為1，即可使面心立方點(diǎn)陣變?yōu)轶w心立方點(diǎn)陣。

Bain模型表明，通過(guò)原子作最小距離的簡(jiǎn)單移動(dòng)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(duì)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(shuō)明馬氏體轉(zhuǎn)變的特征。K-S模型Kurdjumov（庫(kù)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(guò)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。1、令g-Fe點(diǎn)陣中各層（111）晶面上的原子相對(duì)于其相鄰下層沿方向先發(fā)生第一次切變（原子移動(dòng)小于一個(gè)原子間距），使第一、三兩層原子的投影位置重疊起來(lái)（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(diǎn)陣由面心立方變?yōu)轶w心立方。G-T模型G-T模型也是一個(gè)經(jīng)典模型，具有代表性。A.B.Grcninger、A.R.Troiano于1949年通過(guò)均勻切變和非均勻切變的合成來(lái)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。切變過(guò)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(guò)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(diǎn)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(diǎn)陣的改建；（3）最后作一些微小的調(diào)整，使晶面間距符合實(shí)驗(yàn)的結(jié)果。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(wèn)題，但它不能不能解釋碳含量小于1.4%鋼的取向關(guān)系。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(diǎn)來(lái)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)板條狀馬氏體半條馬氏體是在低、中碳鋼及馬氏體時(shí)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(gè)單元的形狀呈窄而細(xì)長(zhǎng)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(cuò)，故也稱為位錯(cuò)馬氏體。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(gè)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(gè)原始奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個(gè)板條束。馬氏體束實(shí)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)。有時(shí)，馬氏體束可由若干個(gè)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)。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(duì)鋼的力學(xué)性能會(huì)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(shí)，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(lái)；（2）馬氏體轉(zhuǎn)變過(guò)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(lái)。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(duì)碳鋼來(lái)說(shuō)，一般當(dāng)碳含量小于1.0%時(shí)是與板條馬氏體共存的，而大于1.0%時(shí)片狀馬氏體才單獨(dú)存在。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。片狀馬氏體的形成：在一個(gè)成分均勻的奧氏體晶粒內(nèi)，冷卻至稍低于Ms點(diǎn)時(shí)，先形成的第一片馬氏體將貫穿整個(gè)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?？梢?jiàn)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。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(cuò)組列。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(wú)孿晶區(qū)（片的周圍部分存在位錯(cuò)）。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(diǎn)越低），則孿晶區(qū)所占的比例就越大。對(duì)同一成分的合金，隨Ms點(diǎn)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(shí)，中脊為高密度的相變孿晶區(qū)。蝶狀馬氏體這種馬氏體最先在Fe-30Ni合金冷至-10℃時(shí)發(fā)現(xiàn)的，隨后在Fe-31Ni和Fe-29Ni-0.26C合金冷卻至0~60℃時(shí)也被發(fā)現(xiàn)。這種馬氏體具蝴蝶形斷面的細(xì)長(zhǎng)條片，所以成為蝶狀馬氏體。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(shí)，蝶狀馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)，無(wú)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。蝶狀馬氏體這種馬氏體是在Ms點(diǎn)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(wú)中脊（與片狀馬氏體不同的地方）。e馬氏體前述的各種馬氏體都是具有體心立方（正方）點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的馬氏體。而在奧氏體層錯(cuò)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(diǎn)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(cuò)。慣習(xí)面為（111）g。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。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(cuò)能的合金元素（如Mn）將促使轉(zhuǎn)化為e馬氏體。2、奧氏體的層錯(cuò)能奧氏體的層錯(cuò)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(cuò)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(duì)應(yīng)關(guān)系。凡是在Ms點(diǎn)處奧氏體的屈服強(qiáng)度大于某一極限值（206MPa）時(shí)，就形成慣習(xí)面為{259}g的片狀馬氏體，而小于該極限值時(shí)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。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(cuò)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(duì)于一定成分的奧氏體來(lái)說(shuō)，有可能轉(zhuǎn)變成不同形態(tài)的馬氏體。Ms點(diǎn)較高的奧氏體，可能只形成板條狀馬氏體；Ms點(diǎn)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。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(dòng)力是新相馬氏體（a′）與母相奧氏體（g）的化學(xué)自由能差。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(shí)DG=0。顯然，馬氏體相變開始點(diǎn)Ms必定在T0以下，即DG＜0，由過(guò)冷提供相變所需的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力。馬氏體相變阻力：（1）馬氏體相變的阻力也是新相形成時(shí)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(guò)切變方式進(jìn)行的，需要克服切變阻力而使母相點(diǎn)陣發(fā)生改組，為此需要消耗能量；（3）同時(shí)還在馬氏體晶體中造成大量位錯(cuò)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。（二）Ms點(diǎn)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(dòng)力時(shí)的溫度。顯然，若T0點(diǎn)一定，Ms點(diǎn)越低，則相變所需的驅(qū)動(dòng)力就越大。反之，Ms點(diǎn)高時(shí)，相變所需的驅(qū)動(dòng)力則減小。所以，馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力與過(guò)冷度成正比。（三）影響Ms點(diǎn)的因素鋼的Ms、Mf點(diǎn)也被分別稱為上、下馬氏體點(diǎn)，但Mf點(diǎn)在生產(chǎn)中意義不大，Ms點(diǎn)在生產(chǎn)中具有重要意義（1）生產(chǎn)中制定等溫淬火、分級(jí)淬火、雙液淬火工藝以及冷處理工藝時(shí)必須參照Ms點(diǎn)；（2）Ms點(diǎn)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(diǎn)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。1、化學(xué)成分的影響碳含量的影響：一般來(lái)說(shuō)，Ms點(diǎn)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(diǎn)和Mf點(diǎn)的變化并不完全一致，Ms點(diǎn)呈較為均勻的連續(xù)下降；（2）Mf點(diǎn)在碳含量小于0.6%時(shí)比Ms點(diǎn)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(shí)，Mf點(diǎn)下降緩慢，并且因?yàn)镸f點(diǎn)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。合金元素的影響：除鋁、鈷提高M(jìn)s點(diǎn)外，其余大多數(shù)合金元素都不同程度地降低Ms點(diǎn)。對(duì)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(duì)Ms點(diǎn)的影響并不大。如果把各種元素對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)的影響近似地看成直線關(guān)系，并且假定幾個(gè)元素同時(shí)存在對(duì)Ms點(diǎn)的影響是疊加的，則可用下列公式之一計(jì)算出Ms點(diǎn)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(duì)于不銹鋼可用下式近似地計(jì)算出Ms點(diǎn)

2、塑性變形與應(yīng)力的影響馬氏體的比容大，轉(zhuǎn)變時(shí)要產(chǎn)生體積膨脹，因而拉應(yīng)力狀態(tài)會(huì)促進(jìn)馬氏體形成，表現(xiàn)為Ms點(diǎn)升高，而壓應(yīng)力則會(huì)阻止馬氏體的形成。在Ms點(diǎn)以上一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行塑性變形會(huì)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(diǎn)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(gè)最高限（Md點(diǎn)）。3、奧氏體化條件奧氏體化時(shí)的加熱溫度和保溫時(shí)間對(duì)Ms點(diǎn)的影響較復(fù)雜。一般說(shuō)來(lái)，提高加熱溫度和增加保溫時(shí)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(diǎn)下將，但另一方面又引起奧氏體晶粒長(zhǎng)大，并由于碳原子活動(dòng)能力增大而使其在奧氏體中位錯(cuò)線上的偏聚傾向減少，從而降低了切變強(qiáng)度，使Ms點(diǎn)升高。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(huì)使Ms點(diǎn)升高。這是因?yàn)橹楣怏w優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，而剩余奧氏體則相對(duì)地屬于貧碳區(qū)，結(jié)果表現(xiàn)為Ms點(diǎn)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(huì)使Ms點(diǎn)降低。因?yàn)樨愂象w優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成，剩余的奧氏體相對(duì)地屬于富碳區(qū)，結(jié)果表現(xiàn)為Ms點(diǎn)降低。馬氏體轉(zhuǎn)變也是形核和長(zhǎng)大的過(guò)程，其轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)由形核率和長(zhǎng)大速度所決定。但由于其為非擴(kuò)散型相變，馬氏體的長(zhǎng)大速度一般較大，即馬氏體一旦形核便很快長(zhǎng)大，因此其形核率就成為轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的一個(gè)主要控制因素。五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)（一）馬氏體轉(zhuǎn)變的形核1、熱形核說(shuō)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(jì)算值都很大，在馬氏體轉(zhuǎn)變溫度下，很難靠原子熱運(yùn)動(dòng)來(lái)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！2、缺陷形核說(shuō)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(cuò)、層錯(cuò)、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。3、自促發(fā)形核說(shuō)在奧氏體中已存在馬氏體時(shí)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(cuò)，從而促成了馬氏體核胚所致。（二）馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的類型鐵合金中馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)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(jiàn)的一種馬氏體相變。在降溫過(guò)程中瞬時(shí)形核、瞬時(shí)長(zhǎng)大。其特點(diǎn)是：當(dāng)奧氏體被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下時(shí)，在該溫度下能夠形成馬氏體的晶核瞬時(shí)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(zhǎng)大速度極快，甚至在極低溫度下仍能高速長(zhǎng)大，即馬氏體長(zhǎng)大所需的激活能極小；一個(gè)馬氏體單晶長(zhǎng)大到一定極限尺寸后就不再長(zhǎng)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(zhǎng)大，而是依靠形成新的馬氏體晶核，長(zhǎng)成新的馬氏體。根據(jù)上述三個(gè)特點(diǎn)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(zhǎng)大速度無(wú)關(guān)。馬氏體轉(zhuǎn)變量?jī)H決定于冷卻所能到達(dá)的溫度Tq，即Ms點(diǎn)以下的深冷程度（DT=Ms-Tq），與該溫度下的停留時(shí)間無(wú)關(guān)。盡管鋼的化學(xué)成分顯著影響Ms點(diǎn)，但對(duì)于Ms點(diǎn)高于100℃的合金，在Ms點(diǎn)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(diǎn)以下過(guò)冷度DT之間的經(jīng)驗(yàn)關(guān)系式如下：（1）式是根據(jù)金相法測(cè)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(cè)定的結(jié)果建立的，適用于碳含量為0.37~1.1%的碳鋼。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(diǎn)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(guò)冷度增大而先增后減，符合一般的熱激活形核規(guī)律。馬氏體晶核形成后馬氏體的長(zhǎng)大速度仍然極快，且長(zhǎng)大到一定尺寸后也不再長(zhǎng)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(zhǎng)大速度無(wú)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(shí)間延長(zhǎng)而增加。馬氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)也可以用TTT曲線來(lái)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。等溫馬氏體相變的一個(gè)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?yàn)殡S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(guò)冷度，即增大相變驅(qū)動(dòng)力才能使相變繼續(xù)進(jìn)行。3、爆發(fā)式轉(zhuǎn)變一些Ms點(diǎn)低于0℃的Fe-Ni，F(xiàn)e-Ni-C合金，當(dāng)奧氏體過(guò)冷至零下某一溫度MB（爆發(fā)式轉(zhuǎn)變溫度）時(shí)，在一瞬間會(huì)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(guò)程中往往伴隨有響聲，并釋放大量相變潛熱。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(chǎng)。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(chǎng)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)。4、表面轉(zhuǎn)變將試樣在稍高于其合金Ms點(diǎn)的溫度等溫保持，往往會(huì)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?yàn)樵诒砻嫘纬神R氏體時(shí)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(shí)，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(diǎn)要比大塊試樣內(nèi)部的Ms點(diǎn)高。表面馬氏體的形成也是一種等溫相變，但與等溫形核，瞬時(shí)長(zhǎng)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(guò)程也需要有孕育期，但長(zhǎng)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。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(duì)于分析淬火鋼的性能變化規(guī)律，設(shè)計(jì)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。（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(shí)，硬度隨碳含量的增加而顯著提高；碳含量＞0.6%時(shí)，硬度變化不明顯；鋼的屈服強(qiáng)度也隨碳含量的增加而升高。馬氏體之所以具有高硬度和強(qiáng)度，原因如下：過(guò)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(shí)效強(qiáng)化（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(lái)說(shuō)，位錯(cuò)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(guò)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。（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(guò)程中塑性有所增長(zhǎng)，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。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(lái)應(yīng)用馬氏體的相變塑性已設(shè)計(jì)出相變誘發(fā)塑性鋼，這種鋼的Ms點(diǎn)和Md點(diǎn)符合Md＞20℃＞Ms，即鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)低于室溫，而形變馬氏體點(diǎn)高于室溫。這樣，當(dāng)鋼在室溫變形時(shí)便會(huì)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(dòng)了熱處理工藝的變革，使人們努力探索如何通過(guò)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)。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(huì)使零件在冷卻到室溫時(shí)的殘余奧氏體增多，因此硬度降低或因?yàn)槭褂眠^(guò)程中殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變而使尺寸不穩(wěn)定。（一）奧氏體的熱穩(wěn)定化奧氏體在冷卻過(guò)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(shí)間q才能恢復(fù)，而且轉(zhuǎn)變量也比連續(xù)冷卻時(shí)減少。發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的溫度有一個(gè)臨界值，以Mc表示，只有溫度低于臨界溫度時(shí)才會(huì)引起熱穩(wěn)定化，Mc點(diǎn)可低于Ms點(diǎn)。淬火時(shí)在Mc點(diǎn)以下降低冷卻速度也會(huì)發(fā)生奧氏體的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。通?？梢杂脙煞N方法來(lái)表示奧氏體的穩(wěn)定化：以滯后溫度值q來(lái)度量；以殘余奧氏體量的增值d來(lái)度量；q或d值越大，即表明奧氏體穩(wěn)定化程度越高。影響奧氏體熱穩(wěn)定化程度的因素停留時(shí)間，時(shí)間延長(zhǎng)，滯后溫度值增大，其后形成的馬氏體總量也減少。在Ms點(diǎn)以上溫度區(qū)間，開始時(shí)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。鋼中奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象與C、N等間隙原子熱運(yùn)動(dòng)有關(guān)。一般認(rèn)為，在適當(dāng)溫度停留的過(guò)程中，奧氏體中間隙固溶的C、N原子與位錯(cuò)相互作用，形成了釘扎位錯(cuò)，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(shí)，向位錯(cuò)界面偏聚，形成柯氏氣團(tuán)，阻礙了晶胚的長(zhǎng)大，從而引起奧氏體穩(wěn)定化。上述兩種觀點(diǎn)都是建立在C、N原子熱運(yùn)動(dòng)規(guī)律的基礎(chǔ)上。溫度升高，原子的熱運(yùn)動(dòng)增強(qiáng)，柯氏氣團(tuán)的數(shù)量會(huì)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