1、1、 Fe-C相圖與碳鋼2、 鋼的加熱轉變（奧氏體化）3、 奧氏體的冷卻轉變（奧氏體分解， C曲線）4、 珠光體轉變與鋼的退火、正火5、 馬氏體轉變與鋼的淬火6、 淬火鋼的加熱轉變與鋼的回火7、 貝氏體轉變與鋼的等溫淬火8、 表面淬火9、 化學熱處理10、熱處理的工藝基礎（略）六、六、碳鋼及鋼的熱處理碳鋼及鋼的熱處理5、馬氏體轉變與鋼的淬火1）概述2）馬氏體轉變的基本特征3）馬氏體相變的分類（略）4）馬氏體相變熱力學5）馬氏體相變動力學6）馬氏體的晶體結構、形態與性能7）馬氏體相變晶體學8）有色金屬馬氏體相變（略）9）馬氏體相變新理論（略）5、馬氏體轉變與鋼的淬火1 1）概述）概述馬氏體轉變首

2、先是在鋼中發現，鋼的過冷奧氏體的低溫轉變(如淬火得馬氏體)稱為馬氏體轉變，鋼淬火可以得到馬氏體其中的馬氏體硬，生產速率快，回火后可以明顯可以改善鋼的韌塑性，因此鋼種淬火回火有廣泛的應用，后來在有色合金中，如Ti，Cu等及其合金中，亦發生馬氏體轉變.馬氏體轉變在材料研究中點極重要的地位。馬氏體 當鋼的奧氏體以大于臨界淬火速度冷卻到從Ms點以下時，在顯微鏡下可看到一種針狀組織 ，這類組織硬度高，具鐵磁性；(德冶金學) 馬氏體相變(狹義)鋼中奧氏體轉變成馬氏體的過程；鋼中奧氏體轉變成馬氏體的過程；后來，相繼發現在一些有色金屬中也存在類似鋼中馬氏體相變的過程，這樣，馬氏體相變和馬氏體就被賦予了更為廣泛

3、的含義。馬氏體相變(廣義)凡符合馬氏體相變基本特征的轉變過程，均稱凡符合馬氏體相變基本特征的轉變過程，均稱為馬氏體相變，其相變產物均稱為馬氏體。為馬氏體相變，其相變產物均稱為馬氏體。歷史：歷史：19世紀中葉，索爾拜（Sorby ）首次用金相顯微鏡觀察到淬硬鋼特有的針狀組織，1895年為了紀念德國冶金學家阿道夫 。 馬丁，命名為馬氏體（Martensite）。 。并把鋼中奧氏體轉變成馬氏體的過程稱為馬氏體相變。19261927年，W。L芬克（Fink）和。B庫爾久莫夫分別用X射線技術確定了鋼中馬氏體為體心正方結構是碳在-Fe中的過飽和固溶體，是奧氏體快冷時轉變的介穩相。19世紀中葉，索爾拜（So

4、rby ）首次用金相顯微鏡觀察到淬硬鋼特有的針狀組織，后來命名為馬氏體（Martensite）。19261927年，W。L芬克（Fink）和。B庫爾久莫夫分別用X射線技術確定了鋼中馬氏體為體心正方結構是碳在-Fe中的過飽和固溶體，是奧氏體快冷時轉變的介穩相。1930年。B庫爾久莫夫和G。薩克斯（Sacks）首次測得Fe-C合金中馬氏體和母相奧氏體保持一定的晶體學位向關系（KS關系）1995年國際馬氏體相變定義為：替換原子經無擴散位移（均勻和不均勻形變）、由年國際馬氏體相變定義為：替換原子經無擴散位移（均勻和不均勻形變）、由此產生形狀改變和表面浮突、呈不變平面應變特征的一級、形核此產生形狀改變和

5、表面浮突、呈不變平面應變特征的一級、形核-長大型的相變。可長大型的相變。可簡單的稱馬氏體相變為替換原子無擴散切變（原子沿相界面做協作運動）、使其形簡單的稱馬氏體相變為替換原子無擴散切變（原子沿相界面做協作運動）、使其形狀改變的相變。狀改變的相變。2 2）馬氏體轉變的基本特征）馬氏體轉變的基本特征馬氏體轉變的始態是奧氏體（），終態是馬氏體（M）。轉變的反應式是： M； 是面心立方（fcc）晶體，而M 是體心立方或體心正方（bct）。母相（ ）與新相（ M ）的成分相同，但晶體結構不一樣。最初，因鋼中馬氏體硬脆，生成速度快。人們對馬氏體轉變的認識也盡限于此，但后來有色合金(如Ti，Cu等)以及Fe

6、-Ni中，亦可以發生馬氏體轉變，但馬氏體并不硬脆，而且Au-Cd合金中馬氏體生成速度亦不快。因此。以硬脆快為馬氏體的特點很片面。根據以往的實驗結果，綜觀馬氏體轉變研究，總結其共同基本特征如下：（1）無擴散性）無擴散性 （2）慣習面及其不應變性）慣習面及其不應變性（3）表面浮凸和形狀改變（4）新、舊相之間保持一定的位向關系 （5）馬氏體內往往有亞結構 （6）馬氏體相變的可逆性（7）一級相變特征（8）形核和長大過程（1 1）無擴散性）無擴散性，擴散不是馬變的控制因素，擴散不是馬變的控制因素相變過程中原子的遷動不超過一個原子間距。晶體結構變化，化學成分不變化。馬氏體轉變的所有原子協同運動(切變)來達

7、到晶格改組，類似于機械孿生，每個原子相對于相鄰原子，遷移距離小于原子間距，且矢量相同(包括方向距離)馬氏體相變中沒有原子的混合和再混合，新相保留了與母相完全相同的成分，有以下實驗事實為依據：a、在新相的顯微組織上未發現第二相；b、以碳鋼為例，實測的馬氏體含碳量與母相相同；c、有些馬氏體的有序結構與母相相同。可見，在馬氏體相變中沒有發生原子的擴散混合，在馬氏體相變中原子間距離并不發生顯著變化。即原子的相對運動極小，并小于原子間距。以下實驗均顯示馬氏體相變重原子無擴散特征：以下實驗均顯示馬氏體相變重原子無擴散特征：證據1Fe-C及Fe-Ni合金中馬氏體的形成速度很高，在-20 到-195 范圍內，

8、形成時間約為0.050.5微秒。在如此低的溫度下，原子的擴散的速度很慢，不可能達到如此快的轉變速度，是不可能通過單個原子跳躍擴散方式的，同時由于其成分不發生改變，必然是以某種原子集體位移的方式進行。證據2Li-Mg合金在低于80k低溫下（在-200）是進行馬氏體相變，并發出嘶叫聲。在80k低溫下，原子不可能超過一個原子間距的遷動，說明馬氏體相變為無擴散性相變。證據3高碳鋼經淬火后呈現馬氏體和殘余奧氏體兩相，經分別測得兩相的點陣正常數，得出兩相含碳量相同，證明馬氏體相變中并不改變成分。證據4高碳鋼經淬火后，以穆斯堡爾譜儀測得殘余奧氏體內（在八面體中心）的位置直接遺傳給馬氏體。證據5馬氏體轉變可以

9、在極低溫度下極快速度完成，如Fe-Ni-C系馬氏體可以-20-200范圍內生成，速率可達105cm/s，相當于彈性波傳播速率，1/3聲速，但是碳原子在-60以下擴散運動幾乎停止.證據6淬火后碳鋼中馬氏體與殘奧有相同含碳量證據7如果母相有序，則馬氏體亦有序，說明原子間的排列關系未變，如Fe3Pt馬氏體具有與母相不同類型的晶體結構，但馬氏體相變屬于無擴散型相變，馬氏體具有與母相不同類型的晶體結構，但馬氏體相變屬于無擴散型相變，即相變過程終原子的遷動不超過一個原子間距。可以設想，馬氏體相變是即相變過程終原子的遷動不超過一個原子間距。可以設想，馬氏體相變是以類似機械孿生的切變方式，使大量原子有規律地協

10、同位移來實現晶體結以類似機械孿生的切變方式，使大量原子有規律地協同位移來實現晶體結構的轉變，在相變過程中，原子并不作無規則行走或順序躍遷穿越界面，構的轉變，在相變過程中，原子并不作無規則行走或順序躍遷穿越界面，原子的近鄰關系不會發生改變。正由于此，馬氏體相變的結果只有晶體結原子的近鄰關系不會發生改變。正由于此，馬氏體相變的結果只有晶體結構的變化來無化學成分的變化，新相的成分與母相完全相同。構的變化來無化學成分的變化，新相的成分與母相完全相同。（2）慣習面及其不應變性）慣習面及其不應變性馬氏體總是在母相的特定晶面上析出，伴隨著馬氏體相變的切變，一般與此晶面平行，此晶面為基體與馬氏體相所共有，稱為

11、慣析面。 慣析面只是宏觀上無畸變、無轉動，并且一般慣析面只是宏觀上無畸變、無轉動，并且一般不屬于有理指數的晶面。它是一個半共格、具不屬于有理指數的晶面。它是一個半共格、具有高度活動性的相間界。有高度活動性的相間界。慣析面通常以母相的晶面指數來表示。 鋼中含碳量低于0.4%，111 ；0.51.4 %，225；高于1.4%，259 ；鈦合金中為 344不變平面應變指具有不變（無畸變、不轉動）平面的均勻應變。馬氏體相變類似于孿生。只是孿生是一種具有特定切變角的純切變，而馬氏體相變則與之不同，僅從滿足相變時體積變化的要求考慮。必須在純切變之外，再加一個法向分量，如圖。馬氏體開始在母相的一定晶體面上形

12、成，這一定晶體面成為慣習面。馬氏體長大時，慣習面就成為兩相的交界面。馬氏體相變具有一定的慣習面（以母相面來表述），慣習面都不是簡單指數面，而且在相變中既不發生應變，也不經轉動。慣習面只需不應變就不必是簡單指數面。慣習面慣習面馬氏體相變時，馬氏體總是在母香的一定晶面開始形成，這一定晶面即為慣析面。馬氏體長大時，慣析面就成為兩相的交界面。因為馬氏體轉變是以共格切變方式進行的，所以慣析面為近似的不畸變平面，即慣析面在相變過程中既不發生應變，也不發生轉動。不同材料馬氏體相變時具有不同的慣析面。鋼中已測出的慣析面有111， 225， 259。含碳量低于.，慣析面為111，含碳量在.時225 ；含碳量高于

13、.時259。慣習面不應變性慣習面不應變性應變區內任何一點的位移是該點與不變平面(無應變、不轉動的慣析面)距離的線性函數。這種均勻應變稱為“不變平面應變”。存在不變平面是馬氏體相變區別與其它相變的一個非常重要的特征。（3）表面浮突和形狀改變）表面浮突和形狀改變相變過程中發生宏觀切應變，出現表面浮突，發生形狀改變，這是慣習面及其不應變性的結果在馬氏體相變中，除體積變化外，點陣形變在轉變區域中產生形狀改變，這在拋光的表面上產生浮凸或傾動，并使周圍的基體發生畸變，如下圖所示。若預先在拋光的表面上劃有直線刻痕，發生馬氏體相變后，由于傾動使直線刻痕產生位移，并在相界面處轉折，變成連續的折線。以上實驗事實說

14、明： a、馬氏體是以兩相交界面為中心發生傾斜，傾斜方向與 晶體位向有嚴格關系，在此過程中交界面并未發生旋轉； b、在表面上，劃痕方向發生簡單的改變說明相變導致均勻變形或切變； c、劃痕不斷開、在表面上的連續性表明交界面并未發生畸變，界面在變形中繼續保持平面。實驗表明，拋光試樣經馬氏體相變后，拋光表面出現浮凸，相變過程中有宏觀切應變發生。不變平面應變的簡單例子是變形孿生時的切變。馬氏體相變時較為復雜一些，應變時任一點的位移與不便平面成一定角度，但這種應變也可以分解為一個簡單的切應變加上一個垂直于不變的單向膨脹（拉伸）或收縮（壓縮）。 拉伸分量 剪切分量 不應變平面 （a） （b） 不變平面應變

15、（a）孿生；（b）馬氏體相變圖1-4（a)示出0.2%C剛形成馬氏體時在預先拋光的試樣表面上所出現的表面浮突；（b）示出同上試樣在經拋光并浸蝕后顯示和表面浮突相對應的馬氏體組織。將高碳鋼垂直兩面的試樣拋光，經馬氏體形成后將一個側面浸蝕，仔細觀察馬氏體和表面相交的情況，拍成照片，如圖1-5。可見，試樣表面因馬氏體形成而有傾動的現象。如圖1-5（a）所示，與馬氏體相交表面一邊陷凹、一邊突出，并牽動鄰近奧氏體也呈傾凸現象。圖1-5（b）示出相近兩片馬氏體形成時，浮突的協作結果是鄰近其間的奧氏體出現更明顯的鼓突和下陷。把圖1-5（a）的表面傾動情況，放大的示意繪如圖1-6。可見在顯微鏡光線（尤其是斜照

16、明）照射下，浮突兩側出現明顯的山陰和山陽。（4 4）新舊相之間保持一定位相關系）新舊相之間保持一定位相關系由于馬氏體相變時新相在慣析面上形成，新、舊相間的界面為共格界面，而且原子是以切變方式規則地發生位移來完成相變，界面的共格性不會遭到破壞（切變共格相界）。即，馬氏體相變過程中新相和母相始終保持切變共格性。馬氏體相變過程中新相和母相始終保持切變共格性。因此，馬氏體與母相始終保持著一定的位向關系，相變后新相和母相之間存在確定的位向關系。一般，基體中的密排面平行于馬氏體中相似的面，密排方向也是如此。對于鐵基合金的 馬氏體相變，已觀察到位向關系有三種。即， K-S關系（Fe-（小于1.4%）C )

17、111 /011 111 /011 ， / / ； 西山(Z Niskiyama)關系（Fe-30%Ni合金 ）111 /110 111 /110 ， / / ； G-T關系111 /011 111 /011 差，差， / / 差差2 2； （5）馬氏體內往往具有亞結構）馬氏體內往往具有亞結構馬氏體內部結構包括許多缺陷，如位錯、層錯、孿晶等，這是滑移或孿生的結果。 高密度位錯或細微孿晶 （鐵基合金） 孿晶或層錯（有色合金）馬氏體的亞結構十分復雜。馬氏體相變的產物馬氏體是一種顯微組織，在馬氏體組織內出現的組織結構成為亞結構。在低碳馬氏體內呈現密度較高的位錯，在高碳馬氏體內以細的孿晶作為亞結構；有

18、色和金馬氏體的亞結構為孿晶或層錯，有的稱層狀結構，也是由層錯所組成的；Fe-Mn六方馬氏體的組織位很薄的片，在電鏡下還未觀察到其亞結構。因此現在只能說，馬氏體相變產物馬氏體內一般往往具有亞結構，如孿晶，顯示有的區域經過切變，有的區域未經切變，因此馬氏體內亞結構是相變時局部（不均勻）切變的產物。試驗發現，馬氏體內部往往有亞結構。鐵基合金馬氏體內的亞結構為髙密度位錯或細微孿晶，有色合金馬氏體的亞結構一般為孿晶或層錯。馬氏體內亞結構的存在表明，所謂馬氏體相變是一種均勻應變，僅僅是指均勻的宏觀應變，實際上在微觀體積范圍內，有的區域經過切變，有的區域并未發生切應變。馬氏體內的亞結果是相變時這種局部（不均

19、勻）切應變的產物。 圖1113 馬氏體的顯微形貌 a)淬火Fe-0。2%C鋼中的板條馬氏體，100 x； (b) 淬火Fe-1。85Mn-1。28C鋼中片狀馬氏體，400 x材料科學基礎冶金工業出版社P384馬氏體相變可以看作兩種切變過程，均勻切變或均勻點陣變形，造成結構變化；滑移或孿生（可以很大程度上補充了與點陣變形相聯系的基體畸變，消除應力及部分應變能且不改變已形成的結構，并達到宏觀不畸變要求）由此也形成了內部大量的缺陷。若點陣不變形變是滑移，就得到板條馬氏體，亞結構是高密度位錯；若是孿生，得到透鏡馬氏體。中部 中脊面為中心的相變孿晶，片邊 復雜的位錯組列 （6）馬氏體相變的可逆性）馬氏體

20、相變的可逆性M （不發生+Fe3C）馬氏體轉變具有可逆性。即，把低溫相（馬氏體）以足夠快的速度加熱時，馬氏體可以不分解而通過無擴散方式直接轉變成高溫相（奧氏體）。高溫相在冷卻時轉變為低溫相。 如Fe-Ni，Fe-Mn，Cu-Al，Cu-Au，In-Tl等合金中。利用馬氏體相變的可逆性制造出形狀記憶合金（原理如圖） 。合金轉變時特點： 冷卻到Ms開始轉變，但加熱時不是達到Ms，而是達到As溫度才開始逆轉變。在轉變過程中出現熱滯現象，轉變曲線形成熱滯環。這意味著，在冷卻過程中相變的驅動力的一部分是用來克服共格應變能和界面能，并貯存于相變產物中；而在逆轉變中隨著溫度升高，共格應變能和界面能逐漸釋放因

21、而形成熱滯環。馬氏體相變和其他相變一樣，具有可逆性。當冷卻時進行高溫不相變為馬氏體p M的相變，成為冷卻相變，當加熱時發生馬氏體逆變為母相M P的相變，成為可逆相變或逆相變。你相變也出現馬氏體型的浮突，但和馬氏體形成時方向相反。馬氏體相變具有可逆性，對于某些合金，冷卻時高溫母相轉變為馬氏體，重新加熱時已形成的馬氏體有可以逆轉變為高溫母相。冷卻時的馬氏體轉變及重新加熱時馬氏體的逆轉變通常都是在一個溫度范圍內完成的。冷卻是馬氏體開始形成溫度記為Ms，轉變終了溫度記為Mf。逆轉變時開始溫度記為As，終了溫度記為Af。通常，As溫度要比Ms溫度高。（形狀記憶合金）（7）一級相變特征）一級相變特征馬氏體

22、相變發生時，點陣常數有明顯改變，圖1-12為高碳Fe-C合金在馬氏體相變時點陣常數的改變的示意圖；比容和熱函數等性質也是如此。因此馬氏體相變在熱力學上屬于以及相變。（8）形核和長大過程（略）形核和長大過程（略）馬氏體相變只是晶體結構發生變化而成分并不改變；馬氏體相變有別于其它相變的特殊性在于不是形核和長大的過程而是單純的切變形式的過程。馬氏體相變的形核形核位置 ：有利形核的位置（如孿晶及晶界、變形帶的交叉處 、原馬氏體位置）晶體缺陷胚芽(類馬氏體結構)弗蘭克(Frank)模型位錯圈擴張 110 , 225 產生新位錯圈554（附）馬氏體相變在形狀記憶合金中的應用（略）（附）馬氏體相變在形狀記憶

23、合金中的應用（略）近年來，形狀記憶合金的應用領域不斷擴大。例如，已做成噴氣戰斗機的液壓系統導管；利用低質能源的固體發動機；航天工程上的可折疊宇航天線；醫學上用的牙齒整畸弓絲；矯正脊椎骨的哈氏棒；電器工業上的自動觸頭，保安裝置；控制上的熱敏元件，溫度開關；直至玩具和生活用品。 形狀記憶效應的含義是：某些具有熱彈性馬氏體相變動合金材料，在馬氏體狀態，進行一定限度的變形或變形誘發馬氏體后，則在隨后的加熱過程中，當溫度超過馬氏體相消失的溫度時，材料能完全恢復到變形前的形狀和體積。 馬氏體相變最初是在鋼中發現的現象，并作為鋼的熱處理技術基礎加以研究；而形狀記憶合金的記憶效應則是靠材料中發生熱彈性馬氏體相

24、變所產生的，它已成為馬氏體相變領域中占據首要地位的研究課題，并開辟了馬氏體應用研究的新領域。現在研究較多的有Ti-Ni，Au-Cd，Cu-Zn，Ag-Cd，Ni-Al，Co-Ni，Fe-Ni等十數個系列。馬氏體相變是一種固態相變，是一種偽切變引起原子短程擴散的相變。通過對形狀記憶合金的研究，認為只有在具備馬氏體相變是熱彈性的及馬氏體屬于對稱性低的點陣結構，而母相晶體為對稱性較高的立方點陣結構，并且大都是有序的等條件時才會有記憶效應，其形狀記憶效應產生的主要原因是相變，大部分形狀記憶合金的相變是具有可逆性的熱彈性馬氏體相變。（附）馬氏體轉變定義的說明（略）（附）馬氏體轉變定義的說明（略）也就是說

25、，馬氏體轉面存在不應變平面(慣習面)馬氏體轉變有慣習面225(母相中的某一晶面)，轉變前后此面不轉變不畸變，(無宏觀應變，見P143圖8-20)，圖示十分簡單，實際上慣習面總是母相中一定晶面以慣習面為基準，則馬氏體中原子遷移有兩個特點。i、馬氏體與母相以慣習面為界保持共格的關系，ii、馬氏體中任何一點的遷移量與該點到慣習面的距離成直線關系因此，馬氏體轉變是具有不變平面(慣習面)和均勻相變(平面轉變成平面的相變)的應變，即為不變平面應變，這是馬氏體轉變極重要特征。這與變形孿生類似，只是變形孿生晶格類型未改變，無膨脹現象。其他特征由1，2兩個基本特征帶來的 iii、表面浮凸，但這點其他相變亦可能有

26、iv、位向關系(共格造成)鋼中馬變著名的位向關系有，碳鋼(1.4%C)K-S關系111A/011M A/M，Fe-Ni合金，西山(N)關系111A/110M A/M v、馬氏體內存在亞結構，位錯，細微孿晶，層錯等vi、可逆性，馬氏體與奧氏體可逆轉換，但在鋼中難以實現，鐵基記憶合金少。最基本的是無擴散性、不變平面應變，因此，馬氏體轉變可以定義為具有不變平面應變特征的無擴散相變3） 馬氏體相變的分類馬氏體相變的分類1、按相變驅動力分類、按相變驅動力分類 馬氏體相變（冷卻相變）需在To以下一定溫度才開始，這個溫度為Ms溫度，在此溫度下，兩項自由能差G（馬氏體自由能減去母相自由能）0，即馬氏體具有較低

27、的自由能時，母相才可能轉變為馬氏體。這個自由能差值成為相變驅動力。以相變驅動力大小可將相變分為兩類。一類是相變驅動力較大的，達幾百卡/mol；一類是相變驅動力較小，只幾卡/mol或幾十卡/mol。2、按形成方式分類、按形成方式分類按馬氏體形成方式的不同，可將馬氏體相變分為：馬氏體的變溫（非等溫）形成馬氏體的變溫（非等溫）形成，即馬氏體的形成數量只是溫度的函數；馬氏體的等溫形成馬氏體的等溫形成，即馬氏體的數量依賴于時間；馬氏體的爆發形成馬氏體的爆發形成，即馬氏體在一定溫度時一瞬間大量爆發形成；以及熱彈熱彈性馬氏體性馬氏體，隨溫度的下降（或應力的增加），馬氏體長大、增多，隨溫度的上升（或應力的減少

28、），馬氏體收縮、減少，馬氏體的形成隨溫度或應力而彈性的變化。3、按形核機制分類、按形核機制分類一般將馬氏體相變形核分為經典的均勻形核和非經典的非均勻形核4）馬氏體相變熱力學）馬氏體相變熱力學（1）能量分析）能量分析馬氏體相變熱力學遵循相變一般規律，既只當新相（M)與母相（y)的自由能為負值時才會發生相變。由圖41可見，當溫度冷至Ts以下，Gm0，不可能發生無擴散的ya；在Te以下的T2溫度時， gY=Ga-Gy0，無擴散的ya可以發生，相變前后的化學成分相同。 Te大約在各成分合金的A1點與A3點之間的一半處。Te就是馬氏體相變的平衡溫度。 馬氏體形成時，除了界面能之外，由于新、舊兩相之間的界

29、面為切變共格界面，而且兩相的比容不同，還會產生很大的彈性應變能，因此相變需要克服很大的阻力（形核能壘）。只有當溫度冷至比TE低得多的MS點，馬氏體相變才能發生。溫度越低，驅動力越大，相變量也就越多。 由于點遠低于，所以原子難以擴散。馬氏體相變無擴散特征的熱力學可能性，可用碳素鋼中低碳馬氏體的形成加以說明。馬氏體相變的熱力學遵循遵循相變的一般規律：只當新相與母相的自由能差為負值時才會發只當新相與母相的自由能差為負值時才會發生相變。生相變。在TE點形成馬氏體所需的自由能（臨界驅動力）可用下式估算： GV=SfT =Sf(TE-MS)中低碳馬氏體的形成 T10不可能發生 T2TE ： GV=G-G0

30、發生 （2）馬氏體相變開始溫度（）馬氏體相變開始溫度（Ms)的意義及其測定的意義及其測定 按熱力學，必須低于T0（母相和馬氏體自由能相等的溫度）溫度，相變才能開始，因此，Ms溫度的高低，即（ T0Ms）值表示了相變的滯后程度，也表示了相變所需驅動力的大小。（ T0Ms）值越大，這相變的滯后程度越大，相變所需驅動力越大。在生產實際中，鑒于下述原因，對鋼中馬氏體開始形成的溫度給予很大主意：（i）結構鋼中馬氏體的性質（尤其是韌性）決定于它的亞結構，而亞結構往往和馬氏體開始形成的溫度有緊密關系。為了得到較高韌性的馬氏體，必須是鋼具有較高的Ms溫度。（ii）的馬氏體開始形成溫度往往決定高、中碳鋼在室溫時

31、的殘余奧氏體數量。 Ms溫度越高，室溫條件下鋼中殘留奧氏體數量越少。 Ms溫度越低，室溫條件下鋼中殘留奧氏體數量越多。為了求得足夠的馬氏體，減少殘余傲視體量，對Ms較低的鋼就得進行零下處理。（iii）在選擇合適的淬火介質及制訂淬火工藝地都需要參考淬火鋼的Ms溫度。（iv）加工變形會誘發馬氏體的形成，其所需的且應力，往往和Ms呈現性關系，這也許要參考Ms溫度。 （v）其他像沉淀型不銹鋼，要求經固溶處理后鋼的Ms較低，以便于軋制，但要求經回火處理后具有高的Ms溫度以求強化及穩定。這不但需要Ms的數據，而且要了解Ms溫度變化的規律。（vi）形狀記憶合金的Ms往往決定應用的溫度。一般利用母相與馬氏體之

32、間比容不同，以膨脹儀測定Ms（及As），圖1-11示出鈷在真空中的膨脹曲線，當體積膨脹，偏離線性收縮，顯示出Ms溫度。（3）影響）影響MS的因素的因素母相的化學成分母相的化學成分 母相的化學成分是影響Ms溫度的“先天”因素，也是最主要的因素。MS溫度大致隨T0溫度（設T0為Ms和As的平均溫度）而變化。多數合金的Ms隨溶質濃度的增加而下降，如U-Cr合金，見圖1-17。圖1-18示出Fe-C合金的T0及Ms溫度，Ms對應T0溫度而變化。按照熱力學，由T0溫度及相變驅動力決定Ms溫度。升高T0溫度的元素（Si和Al）如增加相變驅動力很大，則使Ms略微下降；劇烈增加相變驅動力的，如Mo和W等，則使

33、Ms下降。母相的晶粒大小和強度母相的晶粒大小和強度 在母相化學成分不改變的前提下，母相的晶粒大小對MS溫度的影響已有不少實驗數據，但以往多應用工業鋼，所的結果比較混亂。淬火冷卻速率淬火冷卻速率 鋼件經水淬后硬度較高而經油淬后所得的硬度較低。當快速冷卻引起鋼件的較大內應力有助于馬氏體相變。淬火冷卻速率通過兩個途徑影響Ms溫度。一個是由于產生內應力引起的，由于內應力促使馬氏體形成因此工件內冷速較大產生較大內應力會使MS升高；一個是由于在Ms以上不同溫度停留時奧氏體強化及穩定化引起MS的降低。應力應力以上已述及淬火冷卻速率引起內應歷使MS上升。實驗也得到證明，不同大小試樣，當冷卻速率相同時，也影響M

34、S溫度。較大試樣的MS較高，這是由于較大試樣內晶粒間應力也較大的緣故。變形變形范性形變提供有利于馬氏體形核的晶體缺陷，促使形成馬氏體；但缺陷增多使馬氏體長大受到阻礙，轉變速率減小。大量范性形變是缺陷組態強化母體，就會形成穩定化。磁場磁場實驗指出外加磁場使MS上升。晶體缺陷和夾雜物晶體缺陷和夾雜物當晶體缺陷和存在的夾雜物引起引力場有利于馬氏體形核時， MS將升高。其他相變其他相變早期的研究指出，鋼中貝氏體的形成使MS溫度降低。上貝氏體形成后使基體的碳分升高，因而降低MS溫度。下貝氏體形成時一般并不改變基體的化學成分，但相變結果實附近基體也受到應變；又假定貝氏體與馬氏體的核胚來源相似，貝氏體的形成

35、也使馬氏體有效核胚被消耗；貝氏體溫度范圍的等留停留也是奧氏體熱穩定化；這些原因都會使MS溫度下降。其他相變可通過母體基體的成分變化，或核胚的被消耗（或相反促變）而使MS溫度出現改變。5）馬氏體相變的動力學）馬氏體相變的動力學在馬氏體開始形成溫度Ms點以下，不同合金中的馬氏體相變動力學是不同的。根據動力學的特點，可將發生馬氏體相變的合金分為如下幾類：變溫馬氏體、恒溫馬氏體、爆發型馬氏體變溫馬氏體、恒溫馬氏體、爆發型馬氏體變溫馬氏體變溫馬氏體冷至Ms點以下的一定溫度時只能形成一定數量的馬氏體，在該溫度等溫停留，并不能增加馬氏體的量，在增加馬氏體量必須進一步降低溫度。變溫馬氏體的形成可以用非熱激活形

36、核和非熱學性的界面運動來解釋。當合金冷至Ms點以下的一較高溫度時，作為相變驅動力的體積自由能差較小，它只能供給給較大尺寸胚芽長大所需的表面的能應變能，當這些胚芽長大至一定尺寸，驅動力消耗時，長大既停止。長大停止的原因可能是馬氏體與基體之間的共格界面遭到破壞，或自發形變引起的基體加工硬化。胚芽長大的速度主要由非熱學性的截面運動速度所決定，既靠由特殊結構組成的半共格相界的移動。這種界面的移動無須原子擴散，而是靠位錯的運動，既依靠大量原子以切變方式集體地協作移動，來實現截面的推移，其長大激活能實際上等于零，因此長大速度極快。恒溫馬氏體恒溫馬氏體 馬氏體可以在等溫條件下形成。這類合金冷至Ms點以下的一

37、定溫度，即可形成馬氏體，在該溫度停留，馬氏體數量逐漸增。恒溫馬氏體的相變速率并不大，但長大速度一般很快。恒溫馬氏體除了靠即存胚芽迅速長大而形成之外，主要靠新的核心的形成和長大，而不是靠已形成的繼續等溫長大。在等溫條件下，新的馬的形成與一些不知的熱激活有關，一般認為是先形成的馬誘發作用的結果，既馬形成時基本發生共格應變，在共格應變的作用下，或者誘發新胚芽的形成，或者誘發即存胚芽長大至臨界尺寸，二者均可能作為新的馬核心而長大，著就是所謂的自觸發過程，相變速率逐漸變大：到相變后期，相變速率又逐漸減小，這是由于母相體積減少，有效核心數減少，且母相已被分割成了越來越小的小塊，由新核心長成的馬尺寸減小的緣

38、故。 由此看來，在動力學方面，變溫馬氏體與恒溫馬氏體的差別主要在于形核特點不同。變溫馬氏體的有效晶核數只取決于溫度而恒溫馬氏體的有效晶核數隨溫度和時間而變化。爆發型馬氏體爆發型馬氏體此外還有一類合金，當溫度降至Ms點時就會迅速地形成大量馬氏體，這也是發生自觸發的結果，這類馬氏體稱為。這類合金在以毫秒的時間內形成大量馬氏體后暫時終止相變，這是爆發型轉變時釋放出大量熱使式樣溫度升高所至。若將溫度在降低至一定程度，馬氏體又可以繼續形成，但此時已屬于正常的變溫轉變。馬氏體相變相變的停止（略）馬氏體相變相變的停止（略） 冷卻相變或可逆相變都必須在足夠的相變驅動力條件下才開始，再相變的同時又產生相變阻力主

39、要是相變應變及產生晶體缺陷，由于這些缺陷之間的交互作用或間隙原子和淬火空位與位錯的交互作用，形成相變阻力。當相變驅動力不足以提供繼續相變所需的推動力，或不足以克服相變阻力時，相變就停止。當消除（或部分消除）相變阻力（如經回火）或降低溫度繼續增加相變驅動力時，相變又有可能重新開始。相變就停止6）馬氏體的晶體結構、形態與性能）馬氏體的晶體結構、形態與性能（1）馬氏體的晶體結構）馬氏體的晶體結構（以鋼中馬氏體為例） 鋼中馬氏體是碳在-Fe中的過飽和間隙式固溶體。體心立方點陣內有三套八面體間隙位置，可以原子坐標表示為（ 0），（ 0 0）和（0 0）。圖3-4 表示碳原子僅處在z的間隙位置，即（ 0）

40、位置；圖中x位置（ 0 0）和y位置（0 0）未為碳所占據，圖中示z平行于c軸，就成為c軸較長的正方結構，當碳原子無例外的都處在一套（x，y或z）位置時呈高的正方度結構，這時碳原子呈完全有序。當部分碳原子處在一套間隙位置上，而一部分處在另一套位置是呈部分有序（或甚至完全無序），馬氏體的正方度就較低（或甚至不為正方結構）。馬氏體結構與含碳量有很大關系。當馬氏體含碳量大于0.2%，為體心正方結構(1c/a1.08)；當含碳量小于0.2%，為體心立方結構(c/a=1)。 c/a=1+0.0045碳重量百分比碳重量百分比Fe-C馬氏體在室溫時的點陣如圖3-1所示，直線示Fe-C合金正方馬氏體的點陣常數

41、，圓點為Fe-N立方馬氏體（2.85%N）的點陣常數。碳原子在馬氏體點陣中的位置由8Ni-1.5C鋼原始馬氏體的試驗得出，只有80%的碳原子在一套八面體的間隙位置作有序分布，其他20%的碳原子則處在另外兩套的八面體間隙位置上。因此，其c/a=1.070，為體心正方結構。在高錳鋼和鋁鋼的原始馬氏體內碳原子呈完全有序態，經加熱至室溫進行無序轉變，出現低的正方度。碳鋼及反常低正方度的馬氏體在新鮮狀態時為無序態（或部分有序態）經加熱時進行有序無序轉變，至室溫時80%碳原子進入有序態。但上述也有例外。馬氏體的反常點陣 在很多鋼中，由單晶奧氏體所形成的馬氏體，其點陣呈正交對稱，如1.55C、1.7C鋼以及

42、1.74C-7Ni鋼馬氏體在室溫下的點陣，如表3-1所示。在一些Ms0的合金鋼中，由多晶體奧氏體淬火所得的原始馬氏體也呈正交點陣，經加熱后“a”和“b”都減小而“c”增加，如表3-2示出1。75C-8Ni鋼正交馬氏體的點陣常數（2）馬氏體的組織形態）馬氏體的組織形態板條狀馬氏體（位錯馬氏體）板條狀馬氏體（位錯馬氏體） 低碳鋼、低碳合金鋼、馬氏體時效鋼以及不銹鋼等淬火后可以得到馬氏體。板條馬氏體組織即一個奧氏體晶粒內形成若干馬氏體領域，領域內包含一個或一個以上位向彼此不同的馬氏體束，束內為大致平行且尺寸基本相同的若干馬氏體板條。板條寬度一般在2502250之間。亞結構是高密度位錯，以纏結位錯的形

43、式構成位錯網絡。低碳鋼低碳合金鋼圖3-7（a）為0.2%C馬氏體在光學顯微鏡下所顯示的組織。其中有成條排列的馬氏體，但還有一些浸蝕反差不同的像基體樣的組織。永薄膜試樣經電子顯微鏡觀察證明，這部分組織也是成條排列的馬氏體，不過因排列的方向不同而表現出浸蝕反差的不同。圖3-7（b）示出0.2%C馬氏體以薄膜試樣所拍攝的電鏡照片，證明馬氏體呈條排列，并且在馬氏體內部具有高密度位錯的亞結構，每條馬氏體的寬度不一，大約在0.15um。相鄰的馬氏體條大致平行（位向差較小），這些大致馬氏體條組成一個馬氏體領域（在Fe-C中，有的相鄰條之間具有孿晶關系；在Fe-Ni中，一般都具有孿晶關系，組成一束，束和束之間

44、位向差較小），領域和領域之間的位向差較大。一顆原始的奧氏體晶粒內可以形成 幾個領域。圖3-8（a）和（b）示出0.03C-2Mn鋼的低碳馬氏體組織。片狀片狀(透鏡狀透鏡狀)馬氏體（孿晶馬氏體）馬氏體（孿晶馬氏體） 高碳鋼和高鎳的Fe-Ni合金等淬火后可以得到片狀馬氏體。馬氏體片大小不一，多數馬氏體片中間有一片中脊面（慣習面），馬氏體周圍有殘余奧氏體，如圖中的白亮部分。中部中脊面為中心的相變孿晶，片邊 復雜的位錯組列高碳型馬氏體在光學顯微鏡下的形態如圖3-15所示，其中（a）Fe-33Ni合金，（b）Fe-1.39C合金，（c）和（d）都為Fe-1.86C合金的馬氏體。高鎳馬氏體具有和高碳馬氏體

45、同樣的特征。圖3-16示高鎳馬氏體在光學顯微鏡下的典型組織。由圖可見高碳（1） 圖3-32示出0.57%C馬氏體的金相組織。由圖3-32（a）可見其中既有條狀馬氏體，又有片狀馬氏體（標以P）。把標以P的片狀馬氏體區域經透射鏡觀察，它的亞結構為孿晶（以T標記），如圖3-32（b）所示。可見中碳鋼馬氏體具有條狀和片狀的混合組織。馬氏體和條狀馬氏體的形態不同，高碳馬氏體呈片狀（針狀、透鏡狀），片間互不平行，而形成一定角度；在一個奧氏體晶粒內第一片形成的馬氏體片的大小受到限制（馬氏體不互相傳閱，也不穿過母相晶界和孿晶界），因此高碳馬氏體的大小不一；多數馬氏體片的中間有一條（按立體應是一片）中瘠面；在馬

46、氏體周圍往往有殘余奧氏體伴隨著。圖3-17表示高碳馬氏體組織在光學顯微鏡下的特征。由于高碳馬氏體成片狀，因此通常稱為片狀馬氏體。影響馬氏體形態的因素影響馬氏體形態的因素一般鋼內馬氏體的形態雖是多種多樣的，但就它們的特征而言，可以分為兩類：一類是低碳鋼馬氏體，呈條狀，亞結構為位錯，稱為條狀或位錯型馬氏體；一類是高碳馬氏體，呈片狀（針狀、透鏡狀），亞結構為細的孿晶，稱為片狀或孿晶型馬氏體。含碳量大約在0.4%1.0%只見為條狀馬氏體及片狀馬氏體的混合組織。 A、奧氏體的成分含碳量 C%增加， 片狀增多 1.0時， 全為片狀馬氏體合金元素（尤其是含Ni量） Ni 、Cr、Mo、Co%增加，片狀增加B

47、、 工藝參數 形成溫度高， 板條狀 形成溫度低， 片狀（3）馬氏體的力學性能馬氏體的力學性能 馬氏體的強度馬氏體的強度 A、固溶強化間隙原子 非對稱畸變中心非對稱畸變中心(碳原子碳原子)的非的非均勻應力場均勻應力場會與位錯產生強烈的交互作用，因而強烈阻礙位錯運動，導致強化。馬氏體中溶入替代溶質原子導致強化。B、時效強化 碳原子易于在馬氏體界面、孿晶界面及其他點陣缺陷處發生偏聚C、組織結構強化 存在高密度位錯、大量細微孿生，并且碳原子往往多偏聚于位錯、板條界面或孿晶面上，這都會阻礙位錯運動。 馬氏體的塑性和韌性馬氏體的塑性和韌性在相同強度下，板條狀馬氏體的塑性和韌性均優于片狀馬氏體在相同強度下，

48、板條狀馬氏體的塑性和韌性均優于片狀馬氏體 （含碳量、原始晶粒大小）1)板條狀馬氏體主要變形方式是滑移，位錯易沿滑移面運動；片狀馬氏體主要變形方式是機械孿生，變形受相變孿晶制約。2)板條狀晶中的條界和領域界阻止裂紋擴展，片狀晶中的孿晶界易造成位錯塞積，使孿晶界產生應力集中而出現微裂紋。3)平行的板在長大過程中不會互相沖撞，互成一定角度的片狀晶在高速長大時可能互相沖撞，產生微裂紋。4)板條狀晶中含有高密度位錯，位錯處的碳原子偏聚區或優先析出的碳化物相對地比較細小、均勻。片狀晶中碳原子偏聚于孿晶界，碳化物沉淀也多集中于孿晶界，在外力作用下微裂紋易于沿孿晶界擴展。此外，分布于馬氏體板條之間的少量殘余奧

49、氏體對板條狀馬氏體的良好韌性也可以有重要貢獻。板條狀馬氏體的塑性和韌性與含碳量及原始奧氏體晶粒大小有關。含碳量越低，原始奧氏體晶粒越小，因而馬氏體領域和馬氏體束越小，其塑性和韌性也越好。 綜上所述，板條狀馬氏體除了具有相當的強度外，尚有良好的塑性和韌性。同時與綜上所述，板條狀馬氏體除了具有相當的強度外，尚有良好的塑性和韌性。同時與片狀馬氏體相比，板條狀馬氏體具有較低的脆性轉變溫度和低的缺口敏感性。片狀馬氏體相比，板條狀馬氏體具有較低的脆性轉變溫度和低的缺口敏感性。 在在保持足夠強度的條件下，可以通過一定手段來減少片狀馬氏體數量或馬氏體內的孿保持足夠強度的條件下，可以通過一定手段來減少片狀馬氏體

50、數量或馬氏體內的孿晶密度，增加板條狀馬氏體的數量同時盡量減少板條狀馬氏體領域和條束尺寸，可晶密度，增加板條狀馬氏體的數量同時盡量減少板條狀馬氏體領域和條束尺寸，可以改善鋼的塑性和韌性。以改善鋼的塑性和韌性。7）馬氏體相變的晶體學）馬氏體相變的晶體學（1）經典理論）經典理論早在1924年，貝茵(E.C.Bain)曾就鋼中馬氏體相變提出了一個模型，認為可以把面心的立方點陣(奧氏體)看成為軸比c/a=2的平方根的體心正方點陣。根據實驗測定，鋼中馬氏體的c/a=1.00- -1.08的體心正方點陣。為了與實驗相符，貝茵假定，只要奧氏體點陣沿一個軸適當收縮，沿另兩個軸適當的膨脹。就可得到實際的，馬氏體點

51、陣。人們把這種組合起來的收縮和膨脹稱為貝茵形變(或貝茵崎變)。貝茵貝茵(E.C.Bain) 模型模型貝茵的模型說明了：只要母相原子產生小于原子間距的位移，就可以實現馬氏體相變氏晶體結構的轉變，并指出相變前后新舊點陣之間具有對應的晶面和晶相的幾何關系：(111)r與(011) M相對應等。但是，根據此模型所得的點陣對應關系與鋼中馬氏體相變的實際位向關系不完全相符，因為實測的位向關系為(111)r/(011)M；特別氏貝茵形變不是不變平面應變。因此，不可能有無崎變，不轉動的慣習面。沿一個軸適當收縮，沿另兩個軸適當膨沿一個軸適當收縮，沿另兩個軸適當膨脹。脹。早在1942年，貝茵（E. C. Bain

52、）曾就馬氏體相變提出了一個模型， 認為可以把面心立方點陣（奧氏體）看成為軸比c/a=2 ，的體心正方點陣。 （如圖6-7所示）如圖6-7中，若沿(x3)收縮20%，沿(X1)和 (X2)都膨脹12% ，使軸比由2 變成1.05 ，就可以成為馬氏體晶胞（含1%C的鋼，其馬氏體的軸比正是1.05 ）。人們把這種組合起來的收縮和膨脹稱為貝茵形變（或貝茵崎變）。a(X2)(X1)(x1)(X3)= (x3)圖 6-7 貝茵對應關系(X2)貝茵模型說明了，只要母相原子產生小于原子間距的位移，就可以實現馬氏體相變時晶體結構的轉化，并指出相變前后新、舊點陣之間具有對應的晶面和晶向的幾何關系(111) 與 （

53、011）相對應， 011 與 111 相對應等。但是， 實測的位相關系為(111) / （011）和011 / 111 ；特別是貝茵形變不是不變平面應變，因此，不可能有無崎變、 不轉動的慣性面馬氏體相變晶體學的唯象理論馬氏體相變晶體學的唯象理論繼貝茵之后，庫爾久莫夫和薩克斯，西山，格倫寧格和特賴恩諾以及凱利，納汀，文納布爾等根據實驗結果又先后提出過馬氏體相變晶體學的理論和模型，但這些理論和模型都有一定的局限性，不能充分說明復雜的馬氏體相變。有關馬氏體相變晶體學研究的杰出成就是唯象理論。此理論并不說明馬氏體相變時原子遷移的細節，而基本是根據慣習面必須是不變平面的實驗事實來描述相變前后晶體點陣的轉變。唯象理論把馬氏體相變看成是一個形變過程，該過程包括三種相互配合的運動（見后）：唯相理論可以較全面的反映馬氏體相變的主要特征，它可以用來描述不少合金中的馬氏體相變，特別是可以用矩陣代數分析法或圖解法來描述和推算相變的晶體學關系(慣習面，形狀應變及位向關系等)，并