加热金属冷却时的转变

加热金属冷却时的转变

第一节 珠光体相变

一、珠光体及其形成机理

1．研究珠光体型相变的意义

钢经奥氏体化后，过冷至Ar1以下某一温度范围内等温，或以较慢的冷速连续冷却，均可得到珠光体组织，它是由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，是一种稳定的组织，其中，铁素体为体心立方，硬度低而塑性高；渗碳体为复杂斜方，质硬而脆，两者合理的匹配，可得到良好的综合力学性能，是钢中的重要相变。

① 由于珠光体具有上述特征，故可作为机加工的中间热处理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工；同时，也可用正火作为最终热处理，获得一定形态的珠光体，使结构件具有良好的综合力学性能；用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处理，为淬火作好组织上的准备。

② 对于要求高硬度、高强度的构件，则希望获得马氏体，为避免因工艺不当使组织中出现珠光体相，则必须研究珠光体的形成动力学。 2．珠光体的类型

片状：片层方向大致相同的珠光体称为珠光体团（或领域），在一个奥氏体晶粒内可以形成3～5个珠光体团。

片状珠光体：片状珠光体(P) 150～450nm 光镜可分辨其F、Fe3C的层状分布

索氏体(S) 80～150nm 高倍

屈氏体(T) 30～80nm 光镜下不能分辨

形成温度 P 650～Ar1

S 600～650 （共析碳钢）

T 550～600

球状珠光体 珠光体中的渗碳体呈球状分布，其渗碳体的大小形态及分布，对最终热处理后的性能具有直接的影响，是球化退火验收的重要指标。 3．珠光体的片层间距S（一片F与一片Fe3C的层数之和）

实验结果表明，S与ΔT成反比，且

S?8.02?T?103nm，这一关系可定性解释

如下：

珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，ΔT增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与ΔT成反比关系。在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时ΔGV不变，ζS增加，

必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S与ΔT必然存在一定的定量关系，但S与原子A晶粒尺寸无关。奥氏体的晶粒尺寸主要影响珠光体团的大小，A晶粒越小P团越细小。 4．珠光体的力学性能

对于片状珠光体，由于铁素体的塑性变形受到阻碍，位错的移动限于渗碳片之间的铁素体中进行，增加了变形抗力，使强度得到提高。渗碳体片越薄，塑性变形的能力越强，其硬度越高；而厚的渗碳体易在变形中产生断裂。薄片渗碳体却可以承受部分变形，故强度升高的同时，塑性也有所提高。

球状珠光体中的渗碳体为球状，其阻碍铁素体变形的能力大为下降，比起片状珠光体，它具有较低的强度以及较高的塑性。

至于珠光体团尺寸的减小，则可由Hall-Petch公式ζS=ζi+Kd-1/2知，强度将有所提高；同时，晶粒的细小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多，从而塑性亦有所提高。

5．珠光体的形成机理

珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。 （1）相变的热力学条件

A（0.77%C）→F(0.0218%C)+Fe3C 面心立方 体心立方 复杂斜方

欲实现上述共析转变，需要依靠成分起伏达到各组成相成分的要求，依靠结构起伏达到点阵重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、应变能），后一起伏则依靠二相的化学自由能二差以及点阵缺陷的应变能提供，可见，反应必须在A1稍低温度才能开始。

G

γ Fe3C

α

C→

在A1以下温度，γ、α、Fe3C的自由能如图所示。在这一温度A转变为α相及Fe3C相的驱动力均相等，所以开始形核时，α相或Fe3C相，从热力学上讲，均可成为领先相。由于形成领先相的驱动力较小，所以起始相往往与母相保持共格关系：

{111}γ//{110}α//{011}Fe3C <110>γ//<111>α//<010> Fe3C

但是从热力学上讲，形成P的驱动力更大，故在A1以下温度，发生共格反应更为有利。

（2）片状珠光体的形成机理

珠光体在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。

前已述及，从热力学上讲，在γ中优先形成α相或Fe3C相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低产生低碳区更为有利，即有利于α为领先相，但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般认为过共析钢的领先相为Fe3C，而共析钢的领先相为F，共析钢的领先相并不排除F的可能性。

珠光体的形核，依靠C原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小），然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其C%下降到该温度下xα/k浓度时，铁素体即在Fe3C—γ相界面上形核并长成片状；随着F的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如果不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。

当形成γ—α，γ—cem相界面以后，在γ的相界面上产生浓度差xγ/α>xγ/k从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面γ，C浓度的平衡（在γ—α相界面上，浓度低于平衡浓度xγ/α而γ—Fe3C相界面上，浓度则高于xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在γ—α相界面上形成α，γ—cem相界面上形成Fe3C，从而P实现纵向生长。

铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，

故P片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的P相遇为止。这就形成了层片状的珠咣体。随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。由片状P→S→F。 （3）粒状珠光体的形成机理

粒状珠光体是由等轴状铁素体和粒状渗碳体混合物组成的，其形成的途径有两种：片状珠光体的球化和由不均匀奥氏体直接形成。 ① 片状珠光体的球化

根据汤姆逊—弗雷德利西（Thomson—Frendlich）方程

RTInx?x???x?x????2m???

、

半径?、?新相粒子在溶剂中的饱和浓度

m—原子量，?—表面能，?—密度

知，新相粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。

对于P中的Fe3C片，由于存在位错，可形成亚晶界，从而在渗碳体亚晶界接触下存在沟槽，在一定的热力学条件下，这种沟槽由于表面张力作用而处于平衡态。而当热力学条件改变（比如球化退火，等温保温）时，碳原子获得一定的能量，可以越过能垒而产生扩散时，尖角处的粒子由于曲率半径较小，从而在α相中的溶解度越大，沟槽处碳化物的溶解引起沟槽的加深，导致表面张力处于不平衡状态。在界面张力的作用下，沟槽不断加深，最后渗碳体断裂。渗碳体片溶断后，按尖角溶解，平面析出的规律逐渐球化。 ② 在不均匀奥氏体中直接形成粒状珠光体

富碳区：碳附于未溶渗碳体上（包括奥氏体内其它有利于形核的依靠？）呈球状析出，其余区域转变为铁素体。

贫碳区：先形成细片状珠光体，其中一部分渗碳体的保温过程中溶解后在邻近粒状渗碳体上析出，其余部分则在保温过程中按上述的机理转变为球状珠光体。

③ 影响珠光体球化的因素

奥氏体均匀化程度——成分越均匀，越不易球化，（易形成片状P）。 增加钢的含碳量和加入强碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W），可增加未溶碳化物粒子，且退火加热温度不易过高。

保温时间 球化是片状P溶断、碳扩散的过程，这是需要时间的，短时间

等温，将使得P的球化不能充分进行。

晶体中的缺陷 ρ⊥↗，亚晶界↗，退火保温中，碳化物溶断的机会↗，高碳钢和用锻造余热球化退火，即通过塑性变形，引入位错，及亚晶界，从而加速球化过程。

6．先共析相的形态

（1）亚共析钢中的先共析铁素体

块状 网状 (奥氏体晶粒较小,冷速较(奥氏体晶粒较大,冷速较慢) V冷↑，Ｆ先％↓，→一定Ｔ，Ｆ先先消失，形成伪共晶组织。

针状——魏氏组织 （奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成的） （2）过共析钢中的先共析渗碳体

粒状 网状 针片状 （正常） （魏氏组织）

亚共析：完全退火；过共析：正火（可消除魏氏组织） 网状Fe3C，缺陷组织，↗Acm以上，正火后，球化。

二、珠光体转变动力学

1．形核率N

**??ex?Np?(G/RT) ?G相变对能量的要求，形核时须克服形核功

?? 扩散 越过能垒， N?exp(?Q/RT)

?G*Q?N?cexp(?)exp(?)RTRT

?T?（T形?），?G*?(?GA?P?)　，Q?(D?)　　

?T较小（T较高）时，扩散较易，形核功起主导作用，由于?T?、?G*?，??故N?，至一定温度，扩散影响占优，故?T?(T?)，　N?。

2．长大线速度

???G1SD

?1S??T?T?(T?)，　S?

?G? ??G??T

????T2D??T2exp(?)RT Q故?与?T的关系曲线亦出现极值。 3．珠光体转变动力学曲线

??3bVt?1?exp(?N??)4

形状因子，为球状时，

???34T A` 550℃ P A`→P T S A1

b 为时间指数，由A1～550℃

b ：4 ↘ 2.5 动力学亦具有三个特征： ?T?(T?)，孕育期缩短。

?Vtη

在一定温度下，??，开始及结束较小，中间较快。

在

Vt?50%?Vt后，??达极大值。

4．影响珠光体转变的动力学的因素 （1）内部因素 a. 钢的化学成分 ① 含碳量

亚共析钢：C%↗，形成F先%↘，使F先的N，μ↘，而P大多在A/F先的相界面上形核，F先%↘，使P的形核困难，且C%↗，使∣ΔGA→P∣↘，从而μ↘，故C曲线右移。

过共析钢：T>Acm，C%↗，有利于先共析Fe3C形核长大，且扩散C加速。故Fe3C先加速，故P的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。Ac1～Acm加热C%↗获得不均匀奥氏体及Fe3C残，有利于P的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线右移。

故，碳钢中，共析钢的C曲线最靠右。 ② 合金元素

除C0以外，只要合金元素溶入A ，均使Aˊ稳定性增中，从而减慢A→P，C曲线右移，其中M0作用最大。 b.热处理工艺

① 奥氏体成分的均匀化，减慢珠光体相变

T↑，η↑，成分均匀化程度提高，不易获得相变所需的成分起伏。 ② 奥氏体晶粒的粗化，减缓珠光体相变 ③奥氏休成分的均匀性

奥氏体成分不均匀程度的增加，有利于高碳区形成Fe3C，而低碳区形成F，并加速碳原子的扩散，可加速先共析相及珠光体的形成。

未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相Fe3C的晶核，故可加速珠光体的形成。 ④ 奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。 (2)外界因素

a．加热温度和保温时间

T↑，η↑，奥氏体晶粒尺寸增大，且成分趋于均匀化，减小了珠光体的Nˊ和μ，从而推迟珠光体相变。 b．应力和塑性变形

拉应力和塑性变形造成晶体的点阵畸变及ρ⊥↑，有的由于Fe,C原子的扩散，从而Nˊ↑，μ↑。形变温度越低，这种作用越明显。

c. 等向压应力

在等向压应力作用下，原子迁移阻力增大，阻碍了Fe,C原子的扩散，及点阵改组的阻力增大。

第二节 马氏体相变

一、马氏体相变的基本特征及其分类

马氏体组织并不是洋人的专利，有关马氏体的应用，甚至可追朔到西汉（公元前206～公元23），战国（前425～前221），其出土的钢剑都具有淬火马氏体组织，《史记2天管书》亦载有“水与火合为淬”，也就是说淬火不仅仅指冷却（快速）的过程，同时也含有加热的含义。 迄今，存在马氏体相变的材料已从高、中碳钢延伸到多种材料，纯金属、铁合金、低碳钢、有色金属（包括金属间化合物），ZrO2的陶瓷、电介质、铁电材料、半导体、超导材料、非金属化合物，甚至高压He及蛋白质等。不同材料中的马氏体显示不同组织形态、特征和应用价值。 1．马氏体相变的基本特征

（1）无扩散型相变

30年代，应用电阻法就已测得，在高碳型马氏体中形成一片马氏体只需0.5～5310-7s,相当于1100m/s的形成速率（为金属内声速的1/3），甚至在80K，也达到103m/s的长大速率。

在80K的低温下，原子不可能作超过一个原子间距的迁动。 在淬火高碳钢中，分别测得马氏体和残留奥氏体的点阵常数，结果表明两相含碳量相同，说明马氏体相变时，不需要改变成分。

穆斯堡尔谱议测得残留奥氏体内（在八面体中心）的位置直接遗传给了马氏体，说明相变过程中，碳的相对位置没有发生变化。

然而，0.27%C合金钢淬火后的残留奥氏体中的含碳量却达0.4%～1.04%C，说明在形成低碳马氏体时，碳原子的迁动跟得上或稍落后于马氏体的形成。 所谓无扩散相变，可以理解为相变本身不需要原子的扩散，相变的速度与原子扩散的速度无关，即使在相变过程中发生了间隙型小原子的迁移，也只是相变的伴随情况，而与相变本身无关（既不改变相变的本性，也不改变相变的速度）。 （2）表面浮突效应和不变平面应变

① 表面浮突效应

早在1924年，Bain（贝茵）就提出马氏体相变时，表面出现皱纹，为了深入研究这一现象，可先在抛光试样的表面上，划以直线划痕，则在马氏体转变后直线划痕被折位移。划痕的位置情况如下图。若在真空下实施马氏体相变，由于真空蚀刻作用，可看到表面浮突，浮突两侧呈现明显的山阴和山阳。

马氏体形成时产生表面浮凸的示意图

基准线变形的情况

② 惯习面和不变平面

当母相转变为马氏体时，马氏体往往在母相的一定晶面上形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体长大时，惯习面即成为两相的交界面。

通常以母相奥氏体的晶面指数来表示惯习面，测定表明，惯习面均为非简单指数面。在Fe—C合金系中测得<0.5%C,惯习面为{111}γ，0.5～1.4%C,为{225}

γ

，1.5～1.8%C，为{259}γ。

由图可见，直线划痕在倾动面（马氏体片的自由表面）处改变方向，但仍保

持连续，且不发生扭曲。这说明马氏体片与母相保持切变共格，惯习面未经宏观（10-2㎜范围）可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。

③ 不变平面应变

由于直线划痕在倾动面处不但保持连续，且不发生弯曲，说明倾动面一直保持为平面，况且抛光面是任意截取的。可见，发生马氏体相变时，虽发生了变形，但母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀变形。造成均匀变形而惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。 （3）新旧相保持一定的位向关系

由于马氏体相变时，不需要原子的扩散，新旧相保持切变共格，所以相变后，两相仍保持一定的位向关系。

① K—S关系

Kurdjumov 和Sachs在1930年应用X射线极图法测得

{111}γ//{101}m,<0ˉ11>γ//<ˉ111> m

其中一种为（111）γ//（101）m，[0ˉ11]γ//[ˉ111] m

由于马氏体（设为体心立方c%<0.2%钢中）的{101}m面可能6中不同的取向，而奥氏体点阵中有4种{111}γ晶面，从而马氏体共有24种取向。

② 西山关系

Nishiyama 在1934年测得{111}?||{110}m，112?||011m

按西山关系，在每个{111}γ面上，马氏体可能有三种取向，故马氏体共有12种取向。

（4）马氏体内往往具有亚结构

电镜研究表明，马氏体组织内往往由密度较高的位错或较细的孪晶为其亚结构。这种亚结构，例如孪晶，表明有些区域经过了切变，而有的区域则未经切变。可见，马氏体内的亚结构是相变时不均匀（局部）切变的产物。

（5）相变的可逆性

Ms Mf

M P

As Af

逆转变时，也出现表面浮突，但与马氏体形成时的方向相反。 在钢中的回火转变（由马氏体中析出碳化物），但Fe－0.8%C钢施以5000℃/S快速加热，抑制回火转变，则在590～600℃发生了逆转变。

马氏体相变为无扩散型相变，属形核长大型，并具有可逆性。在点阵协力重组过程中，保持切变共格。以均匀应变产生宏观变形，出现表面浮突相界面。即惯习面为母相的非简单指数面，不应变，不转动。由于点阵重组的需要，点阵须在微观范围内作第二次不均匀切变，从而在马氏体精细结构（直结构）中留下了大量的位错或孪晶。

2．马氏体的定义

过去，人们常将硬而脆的性能、针状组织的形貌与马氏体联系在一起，自从低碳钢中发现了条状马氏体，以高速冷却获得纯铁马氏体并不表现为硬而脆的性能，特别是在Cu－Al等有色金属中获得的马氏体与上述概念差的更远。人们对马氏体及马氏体相变均有了更深的认识。 经历几十年的研究，人们更倾向于将马氏体相变看成是置换原子无扩散切变，使其形状改变的相变。而其相变产物，即为马氏体。 3．马氏体相变的类型 （1）按相变驱动力分类

T?(fcc)????(bcc)　　or　　??（bct)

0在T0：?G?????(G???G?)?(G??G?) ?G?????0

由于形成马氏体时，尚需考虑进行不变平面切变，不均匀切变的切变能，马氏体的储存能等。故相变温度必然低于T0，在Ms：ΔGγ→M∣Ms的差值（选为正值）称为相变驱动力。

① 相变驱动力较大的相变

一般达10J/mol数量级，如钢中的相变，驱动力均在1100J/mol 以上。 ② 相变驱动力较小的相变

一般达10－102J/mol 数量级，如Fe－Ru形成ε马氏体的相变驱动力只有210J/mol ，而弹性马氏体的相变驱动力则只有10～20J/mol。

（2）按形成方式分类

① 变温马氏体 转变量是温度的单值函数。 ② 等温马氏体 转变量是温度和时间的函数：具有马氏体的长大；新马氏体的形核。

③ 爆发式转变 低碳镍钢、铬钢、锰钢，Ms<0℃。

在MB(MB< Ms<0℃)以下，瞬间（几分之一秒内）剧烈地形成大量马氏体，有的高达70%M。

④ 弹性马氏体相变

热弹性：相变驱动力小，相变热滞小；相变形状应变为弹性协作，相界面 能往复（正、逆向）运动。

半热弹性：部分满足上述条件。

非热弹性：完全不符合其中条件的，即相变滞热大；一片马氏体瞬间长至完整大小（形状）；界面呈不动界面；常形成位错来协作相变所产生的形状应变。 4．马氏体的类型

① 按形貌分类

条状马氏体 构成马氏体的最小单元为条状马氏体，其交界面为平面。 片状马氏体 针片状，大小不一，互成交角。 其它马氏体 蝶状、薄片状、ε等。

② 按亚结构分类 位错型和孪晶型马氏体 ③按晶体结构类型分类

钢中马氏体是碳在αFe中的过饱和固溶体，由于碳的溶入，使马氏体的点阵常驻数发生了变化，<0.2%马氏体为体心立方，而高碳钢中的马氏体为体心正方结构。这是由于碳沿C轴方向择优分布的缘故。

轴比c/a称为马氏体的立方度。c/a=1+γρ 其中ρ为马氏体含碳量（wt%），γ=0.046±0.001?

α马氏体：bcc bct一般钢的淬火组织均为α马氏体

ε马氏体：hcp,在Fe-Mn Fe-Ru Fe-Ir及18-8型不锈钢中看到

εˊ马氏体：由18层菱面构成，为一种密排结构，一般在-50℃以下形成。 Kˊ马氏体：具有反常轴比的马氏体，存在于低温，加热时转变为正常轴比的α马氏体。

二、马氏体的形态及其亚结构

3

1．马氏体的形态及其亚结构 （1）低碳条状马氏体

典型的低碳钢淬火组织为条状马氏体及条间残余奥氏体。

当奥氏体转变为条状马氏体时，每一个奥氏体晶粒被分割为几个马氏体群，每个马氏体群又由数个马氏体块（束）组成。构成马氏体块的最小单元即为条状马氏体的微观惯习面为{111}γ，（111）γ，（T11）γ，（1T1）γ，

板条状马氏体组织构成示意图

（11T）γ，马氏体群则是惯习面相同的条状马氏体，在

马氏体相变时，可以形成（在一个奥氏体晶粒内），4组惯习面指数不同的马氏体群。

若以惯习面为（111）γ，的马氏体群的形成为例，则在该惯习面上，{110} m,可有6个取向。即(110)m, (101)m,(011)m, (T10)m, (T01)m, (0T1)m,它们在空间的位向关系不是互成600就是垂直，从而在金相观察时，若侵蚀适当，可看到黑白相间的马氏体块。

由透射电镜分析知，条状马氏体的亚结构大多为高密度位错，ρ达1010～1012/㎝2位错形成位错胞，胞内位错密度较低，胞界则为高密度位错区。但在某些合金中的条状马氏体中亦发现相变孪晶。

不呈孪晶关系的条状马氏体中存在残条奥氏体，这种微量的奥氏体对条状马氏体的韧性贡献很大。这种残余奥氏体是由于相邻马氏体条切应变产生的压应力而导致的机械稳定性及碳原子迁移造成的化学稳定化造成的。其厚度约为100～200A0。

呈孪晶关系的条状马氏体中不存在这种残余奥氏体薄膜。 （2）高碳片状马氏体

高碳马氏体呈片状，由于高碳马氏体的形成温度较低，故在片状马氏体中存在大量的残余奥氏体。

高碳片状马氏体形成时，先形成的第一片马氏体往往横贯整个奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒一分为二，使后形成的马氏体片的大小受到限制。所有的马氏体片既不相互穿越，也不穿过母相的晶界和孪晶界，后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒。高碳马氏体呈凸透镜状，系数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平行，旦大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。

片状马氏体的惯习面，随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ。

高碳马氏体组织示意图 亚结构为细的孪晶，它们一般集中在中脊面附近，随形成温度的下降，孪晶区扩大，乃至整个马氏体片。

呈部分孪晶的马氏体片，其长大过程可分为两个阶段：在第一阶段，不均匀切变的形式为孪生切变，其不变平面即为中脊面；在第二阶段，同一孪生单元呈滑移切变，形成位错，滑移的原因，可能是由于相变放热使局部温升。

由于马氏体互成交角，后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，可使相接触处产生微裂纹。

2．铁钢的马氏体的类型及其特征对比

在钢中，C%↑，Ms↓，条状→片状，位错→孪晶 条状马氏体及片状马氏体形态、晶体学特征对比表 特征 惯习面 条状马氏体 （111）γ K—S关系 片状马氏体 （225）γ K—S关系 （259）γ 西山关系 （111）γ‖{110}（211）γ‖（110）α′ 形成温度 Ms>350℃ C% <0.3 0.3～1时为混合型 组织形态 条宽为0.1～0.3μm惯习面指数相同的马氏体构成马氏体粒内可形成3～4个马氏体群内含有3～6个马氏体块，块间为大角度晶界 亚结构 高密度位错网络，形宽度50埃的细小孪晶，以中脊为中心，随成位错胞，常见到少MS下降，相变孪晶区增大，片的边缘为复杂量细小孪晶 残奥 呈薄片膜状 的直线式螺位错列 存在于片的周围，随含量增加而增加 呈凸透镜片状，中间稍同左，在两个初生厚，初生片横贯奥氏体片之间见到“Z”字晶粒，次生片较小，互形分布的细薄片 合处有微裂纹，片的中惯习面。 Ms≈200～100℃ 1～1.4 Ms<100℃ 1.4～2 位向关系 {111}γ‖{110}α′ {111}γ‖{110}α′ （110）γ‖（111）α′ （110）γ‖（111）α′ α′ 群，在一个奥氏体晶成交角，相互撞击，接马氏体群，而在一个央有中脊，常将之看成形成过程 各自独立形核，10-4s/片MS高，无爆发转变

3．影响形态及亚结构的主要规律 （1）母相的化学成分

降温形成，长大速率高10-7s/片，MS低时，有爆发转变 这是决定马氏体形态及其亚结构的主要因素，C%↑，位错→孪晶；条状→条状+片状→片状

Fe－C二元中，加入合金元素

缩小γ相区(V,Cr,Mo,W)促进条状马氏体的形成 扩大γ相区：

(C,N,Ni,At),Me%↑,条状→片状

(Mn,Ru,Ir,) Me%↑,层错能↓，条状→马氏体ε（密排立方） Cu, 在Fe中固溶量小，对MS影响不大，仍为条状 Co Co%↑，MS↑，促进条状马氏体的形成

在Fe－Ni－C合金系中， C%↗，Ms↘，形态：条状→条状与片状→蝶状→片状→片状+薄片状→薄片状 （2）压力

高压促使低碳钢中出现孪晶马氏体（如Fe-0.2C）常压下马氏体富有韧性，高压下却具有高脆性。 （3）淬火冷却速率

常用的冷速对马氏体形态无显著影响，但0.76C－14Ni钢中，冷速13200℃/s↗17050℃/s，条状+片状→片状，且M%↑ （4）影响因素

随着马氏体形成温度的下降，形态由条状→片状过渡，亚结构由位错→孪晶。 当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从而亚结构中留下大量位错。同时，由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均较低，相变时，应力的松驰可以同时在奥氏体及马氏体中以滑移方式松驰，故惯习面为（111）γ，由于（111）γ晶系较少，使形成马氏体的起始位向数较小，从而有利于条状马氏体的形成，随着形成温度的下降，不均匀切变的方式逐渐过渡为以孪生方式进行。这时，若奥氏体的ζS超过206Mpa，则形成惯习面为（259）γ的片状马氏体，这是由于相变应力在两相中均只以孪生的方式松弛所致；若奥氏体的ζS低于206Mpa，而形成马氏体的强度较高，则应力在奥氏体中以滑移方式松弛，而在马氏体中却以孪生方式松弛，则形成惯习面为（225）γ的片状马氏体。

4．工业用钢淬火马氏体的金相形态 （1）低碳钢中的马氏体

为了获得高强度、高韧性、低的冷脆转化温度，常得到条状马氏体。由于低碳马氏体在300℃回火时，有致脆现象，故应选用150～200℃的低温回火，以消除热处理应力。

（2）中碳结构钢中的马氏体

为了在回火后获得优良的综合力学性能，常选用较低的奥氏体化温度，以获得组织较细的条状+片状马氏体的混合组织。 （3）高碳工具钢中的马氏体

为了增加工具钢的高硬度、高耐磨性，常选用过低的奥氏体化温度，保留一定量未溶碳化物粒子，并在处理后获得隐晶状马氏体与粒状碳化物的混合组织。

温度

高 低

应力松弛 滑移 M、A A

孪生 M

位错 位+孪 孪+位

{111}γ 条状 {225}γ 片状

脊)

M、Ａ {259}γ 片状(中

三、马氏体相变的开始和停止

T. Y. Hsu and Chang Hongbing, Acta Metall., 32(1984), 343

T. Y. Hsu , Chang Hongbing and Luo Shoufu, J.Mater., Sci.,18(1983), 3206 Chang Hongbing and T. Y. Hsu, Acta Metall.,34(1986), 333 1．马氏体相变开始温度(Ms)及其测定

T????? 在T0，两相自由能相等，?相与具有相同成分的?相处于热力

0学平衡，而Ms?T0，在Ms，?相比?相多出的那部分自由能?G???供马氏体相变所需的切变能、界面能、应变能等，即

Ms用以提

T0?Ms表示了相变的滞后程度，也间接表明了相变驱动力的大小。

① 马氏体的性能取决于马氏体的相结构（尤其是韧性）。前已述及，亚结构与Ms是密切相关的，在生产实践中，为了获得较高韧性的马氏体，必须选择

Ms>350℃的钢种。

② Ms越低，钢淬火到室温时的AR越多，为了获得足量马氏体，必须选择合适的钢种，或对淬火钢作冰冷处理。

③ 制订淬火工艺离不开Ms温度。

④ 加工形变会诱发其马氏体的形成，其所需切应力，往往与Ms呈线性关系，这也需参考Ms温度。

⑤ 其它诸如沉淀型不锈钢，要求经固溶处理后的Ms较低，以便于轧制，但要求回火后具有较高的Ms以求强化及稳定，要了解其变化规律。

⑥ 形状记忆合金的Ms往往决定了该合金的工作温度。 膨胀法：利用母相与马氏体之间比容的不同 电阻法：利用两相间电容的不同，以测定Ms、As

磁性法：奥氏体不具有铁磁性，马氏体具有铁磁性。只可用于钢铁材料。 金相法：回火马氏体易于腐蚀，淬火马氏体不易腐蚀。

电阻Ms=120℃ 电阻 2．影响Ms温度的因素 （1）母相的化学成分

碳是影响Ms温度最为强烈的元素 Ms???550?7730xC　　xC?0.040.04?xC?0.06?505?6670xC　　 其中xC为碳的摩尔分数。

G GA 120 温度 As=510℃ 510 温度 以电阻法测定Fe-23.75Ni的Ms及As温度

（℃）

?G???M?s??G???Ms GF M?s Ms T0? T0 T 上述变化规律可由热力学上得到解释。 M?s?Ms?T0??T0

??C0（含碳量增加） C0C%↑,GF↓,GA↓,(A→F)T0↓

研究表明，马氏体相变驱动力?G??M与奥氏体在Ms的屈服强度成线性关系：

?G??M?5?s|?Ms?217　　cal/mol

②合金元素的影响

常见合金元素除钴和铝Ms以外，其它元素均使之减低。而强碳化物形成元素（如钒，钛，钨等），若在正常淬火温度，大多以碳化物形式存在，很少溶入奥氏体，故对之影响不大。当存在多种合金元素时，则将发生交互作用，一般需通过试验确定其影响规律。 （2）应力和塑性变形

在一定温度范围内的塑性变形，将诱发马氏体相变，通常将塑性变形能诱发马氏体相变的最高温度称之为Md温度。高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体的形成。应力对马氏体相变的诱发作用，是由于形变能为马氏体相变提供了附加的驱动力，或提供了相变所需的晶体缺陷（层错或位错），从而使相变可以在较高的温度发生，即相当于升高了Ms温度。而在Md以上温度的塑性变形，却不能起到上述效果。

实验表明，在Ms～Md温度范围的塑性变形度愈大，由形变诱发的马氏体量愈大，但对随后冷却过程中的马氏体相变却起了抑制的作用。 实验还表明，在Md以上温度的塑性变形虽不能

诱发马氏体的形成，然而少量的塑性变形却能促进随后冷却时马氏体的转变，但过量的变形将起着反作用，甚至引起奥氏体稳定化。 （3）奥氏体化条件

奥氏体化时的加热温度和保温时间对的影响较为复杂：提高加热温度和延长保温时间，既有利于碳和合金元素溶入奥氏体，使奥氏体的成分均匀化，从而降低Ms；然而，这一过程又易引起奥氏体晶粒长大，从而降低切变强度，使Ms点升高。

（4）存在非马氏体的组织

若为珠光体，则由于珠光体优先在奥氏体的富碳区形成，故表现为Ms点升高；若先形成贝氏体，则由于贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成，故表现为Ms点下降。

四、奥氏体的稳定化

1．奥氏体的稳定化现象

实践发现，如在Ms以上或以下某一温度作等温停留，或对奥氏体进行适量的变形，则将使随后冷却过程中马氏体转变呈迟滞，即引起马氏体开始转变或继续转变的温度降低，或使残余奥氏体量增多，这一现象被称为奥氏体稳定化现象。其中，前一种现象，被称为奥氏体的热稳定化，而后一现象被称为奥氏体的力学稳定化。

2．奥氏体的热稳定化

T12钢奥氏体的热稳定化现象 奥氏体稳定化示意图

所谓奥氏体的热稳定化是指钢在淬火冷却过程中，由于冷却缓慢或等温停留，使随后奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。

① 在一定的温度下，等温停留时间愈长，奥氏体热稳定化程度愈高

图示为T12热稳定化现象：纵轴为磁强计读数，与马氏体转变量成正比。在连续冷却过程中，马氏体转变量随温度下降不断增多。若冷至20℃作30秒等温停留，则随后再冷却时，马氏体并不立即形成，而是滞后35℃后再形成马氏体；若等温的时间为3天、33天，则滞后温度达到93℃、118℃。可见，随等温时间的延长，滞后温度值增大；同时，最后形成的马氏体量亦有所减少。通常可用滞

30CrMnSiA钢经900℃停留 Cr12钢960℃加热，在不同温度

1分钟后空冷至室温 停留3和25分钟后空冷至室温

后温度θ或以残留奥氏体量衡量奥氏体稳定化程度，其值愈大，则奥氏体热稳定化程度愈高。

奥氏体的热稳定程度将受停留温度，停留时间，钢的化学成分和冷却速度等因素的影响。

② 若等温时间不变，则随着等温温度的升高，奥氏体热稳定化程度先升高；超过某一温度反而下降，即出现反稳定化现象

如图所示，在30CrMnSiA和Cr12钢的热稳定化的实验曲线上均出现峰值，即奥氏体的反稳定化现象。

③ 在同样的冷却条件下，钢中含碳量愈高，奥氏体热稳定化程度愈高

由图可见，随含碳量的增加，钢中的残留奥氏体量增多，即奥氏体的热稳定化程度增大。

一般认为，奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。 3．奥氏体的力学稳定化

前已述及，在Md以上温度的塑性变形，将抑制随后冷却时马氏体的转变，即产生奥氏体的力学稳定化现象。

试验表明，少量塑性变形对马氏体转变具有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。

一般认为，小变形时，往往增加奥氏体中的层错，并在晶界及孪晶界处生成位错网络，形成胞状结构，这种缺陷组态将有助于马氏体的形核；而变形度较大时，奥氏体中将形成高位错密度区和亚晶界，使奥氏体强化，从而使奥氏体稳定化。

4．奥氏体稳定化规律在生产中的应用 （1）保留一定残留奥氏体量，以减少工件变形 体量。

奥氏体力学稳定化示意图 奥氏体力学稳定化示意图

冷却速度和等温温度对奥氏体热稳定化的影响

① 采用分级淬火，在Ms点以上温度停留，产生奥氏体热稳定化，控制残留奥氏

② 采用等温淬火，控制残留奥氏体量。

③ 提高奥氏体化温度，增加奥氏体含碳量，降低Ms点，以增加钢中的残留奥氏体含量。

（2）尽量减少奥氏体量，以提高工件的硬度和耐磨性 ① 增加淬火时的冷却速度，将增加奥氏体的稳定性。

② 分级淬火时，选择在Ms点附近，减小奥氏体的热稳定化程度，减少残留奥氏体含量。

③ 淬火后，尽量缩短冷处理工艺的间隔时间，增加冷处理后的马氏体含量。 ④ 淬火后，在一定温度回火，使残留奥氏体发生反稳定化，在回火冷却过程中转变为马氏体，以提高钢的强度和硬度。

（3） 增加奥氏体的稳定性，以保证工件尺寸的稳定性和钢的强韧性

五、马氏体的力学性质

以上各节介绍了马氏体相变的一般规律及其影响因素，研究这些规律的根本目的在于通过相变改善钢材的使用性能，延长钢材在使用条件下的使用寿命，这就要求钢材必须具有足够的强度和一定的韧性。经淬火回火处理的钢件其性能往往取决于钢中的马氏体、残留奥氏体及碳化物的性质、数量及分布。从而，了解钢在淬火后的组织——马氏体的性能对分析热处理的性能将是十分有益的。 1．马氏体的强度和硬度

上图显示了Fe-C、Fe-Ni合金中板条状马氏体的硬度和?0.2之间的线性关系。对屈强比为常数的合金，硬度和屈服强度也存在类似的关系。由于这一关系的存在，工业上常以硬度作为热处理钢的强度的重要检验因素。

钢中马氏体最重要的性能是高强度、高硬度。由上图可见，随钢中含碳量的增加，硬度升高，当含碳量超过0.6%以后，虽然马氏体硬度继续升高，而淬火钢的硬度并不升高（图中曲线2），甚至有所

下降（图中曲线1）。这主要是由于残留奥氏体量增加所致。

马氏体具有高强度的强化机制，可以分为固溶强化、时效强化和相变强化。 （1）固溶强化

为了区分碳原子的固溶强化效应与时效强化效应，有人设计了一组Ms点极低且含碳量不同的Fe—Ni—C合金，以保证马氏体相变能在C原子不可能发生时效析出的低温下进行。该试验结果示于下图。曲线1是淬火后立即在0℃下测得的?0.6与含碳量关系。由曲线可见，随含碳量增加，马氏体强度升高，然而，含碳量打0.4%以上时，强度不再上升。按曲线1可以列出

?S?284?1784??C%? (Mpa)

YS碳原子对马氏体的固溶强化效应是由于C原子造成了点阵的不对称畸变引起的。

前面已经提及C原子在奥氏体八面体中心位置遗传给了马氏体。大家知道，奥氏体的八面体是正八面体，C原子的熔入只能使奥氏体点阵对称膨胀，从而其固溶强化效应不大。而体心立方中的八面体是扁八面体，C原子的溶入使扁八面体短轴方向膨胀36%，而另两个方向收缩4%，点阵结构变为体心立方。这种由C原子造成的不对称畸变称为畸变偶极，可将之视为一个强烈的应力场，C原子即处于该应力场的中心。该应力场与位错产生强烈的交互作用，而使马氏体的强度提高。当含碳量超过0.4%时，由于C原子靠的太近，以致畸变偶极应力场之间因相互抵消而降低了应力。

必须指出的是，上述马氏体由于是在低温下形成的孪晶马氏体，其强化效应也包含了孪晶对马氏体的强化作用。对于位错马氏体则没有这部分强化，故强度略低。

置换型合金元素对马氏体的固溶强化效应要小的多，从而马氏体的强度对这类合金元素含量的依赖性较小。 （2）时效强化

若将上述Fe—Ni—C淬火试样，在0℃停留3小时，再测?0.6，可得到上图的曲线2。可见，在时效过程中由于C原子通过扩散（只需数秒至数分钟）在晶体孪晶界的偏聚，引起时效强化，使马氏体的强度进一步升高，并且，随含碳量升高，时效强化效果愈显著。 （3）相变强化

马氏体相变时，第二次不均匀切变在晶体内造成大量微观缺陷（位错和孪晶），使马氏体得到强化。此即相变强化。

实验证明，无碳马氏体的屈服强度为284Mpa，而退火铁素体的屈服强度仅为98~137Ppa，即位错马氏体的相变强化使强度提高了147~186Mpa。

左上图显示了未经时效的Fe—Ni—C合金位错马氏体与孪晶马氏体的压力强度。可见，孪晶马氏体压力强度随碳份增高，其增加的斜率较位错马氏体高1.08倍。如测它们的抗拉强度作比较，则高1.31倍。孪晶对强化的贡献可以这样来理解：当马氏体中存在孪晶时，在其中进行滑移，只有<111>M方向为孪晶位向所共有，从而马氏体内有效的滑移系仅为一般体心立方金属的1/4，即孪晶阻碍滑移，马氏体进一步得到强化。

除上述主要的强化机制外，原始奥氏体晶粒大小（dA）和马氏体（或块）大小（dm）对马氏体的强度亦有贡献——晶粒愈细，强度愈高（见右上图），并有下列关系：

?V?A?62.0?7.0dA2

?m?45.8?6.1dm?12?kg/mm?

22．马氏体的韧性

下图显示了不同含碳量镍铬钼钢（4300钢）马氏体及低温回火马氏体的冲击韧性，可见<0.4%C的马氏体具有较高的韧性。随含碳量增加，韧性显著下降。如0.6%C马氏体即使经低温回火，其冲击韧性仍然很低。

在Fe—Ni，Fe—C合金中亦有类似的变化规律：Fe—Ni合金中随含镍的增

加，Fe—C合金中随含碳量的增加，马氏体的冲击韧性均下降。

马氏体的韧性随成分的变化规律可以由马氏体的亚结构得到统一的认识。左上图显示了Fe—Ni—Co—C马氏体的屈服强度（25℃）及断裂韧性（-196℃）之间的关系。可见，在同样的屈服强度下，位错马氏体的断裂韧性远高于孪晶型马氏体的断裂韧性，且随合金强度的升高，韧性下降。

上图显示了回火马氏体的韧性，可见，经回火后位错马氏体的韧性仍比孪晶马氏体的高，且随回火温度的 ，位错马氏体的韧性较孪晶马氏体的上升的快的多。当位错型马氏体在250~300℃回火时，可能由于碳化物沿马氏体条间析出，呈现回火脆性，而使韧性反而下降。

孪晶亚结构降低冲击韧性的原因尚未很好研究。其机理可能是：马氏体存在孪晶时，滑移系大小减少（只有原来的1/4），同时，位错通过孪晶时需呈“Z”型，从而增加了形变的阻力，使应力集中，降低韧性，甚至形成微裂纹。

此外，原始奥氏体晶粒愈大，断裂韧性愈低，晶粒继续增大，断裂韧性保持恒值；很大的晶粒，将使韧性大为下降，晶内断裂变为晶界断裂。

0.28C镍铬钼钢的奥氏体化处理对断裂韧性的影响

奥氏体化处理 断裂韧性Jk*(N/mm2) 850℃-25min，油淬 淬 1050℃-15min+850℃-10min，油淬 1150℃-15min+850℃-10min，油淬 1250℃-15min+850℃-10min，油淬 ※JIC?2KIC50.0-62.4 950℃-15min+850℃-10min，油48.0-62.0 48.2-56.8 49.4-57.8 23.8-40.8 E(1??) E—杨氏模量，ε—泊松比

右图表明，马氏体的脆性转折温度?与

In(d?12???12（d-直径，ε-条宽） )呈线性关系。

3．马氏体的强韧性

综上所述，Fe-C、Fe-N等间隙式固溶体，

其马氏体的强度主要取决于碳的固溶强化及自回火的时效强化。孪晶亚结构也有附加强化的作用；原始奥氏体的晶粒大小及马氏体领域大小对强度也具有影响。对替代式固溶体，如Fe-Ni马氏体的强度主要为固溶强化。而马氏体的韧性则主要取决于亚结构的类型：孪晶降低韧性；条状马氏体的韧性则主要取决于马氏体束（或块）的大小。

低碳的位错型马氏体具有具有相当高的强度和良好的韧性。高碳的孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差。从而提高合金强韧性的重要途径在于：在强化马氏体的同时，使马氏体的亚结构基本保持位错型。

前面已经提及，马氏体形态及其亚结构对Ms点具有依赖关系。综合起来看，合金的Ms点愈高，韧性也就愈好，必须指出的是，Co虽提高钢的Ms点，但对钢的韧性是不利的。选择Ms较高的钢种，尚使马氏体产生时效强化。基于上述原因，目前在结构钢的成分设计中，一般限制含碳量在0.4%以下，并使钢的Ms高于350℃，以保证钢具有高的强韧性。

4．马氏体的相变塑性

相变塑性系指金属或合金在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发生了塑性变形的现象。马氏体相变中的相变塑性，即为马氏体的相变塑性，该现象已在高速钢拉刀淬火时的热校正等生产实践中得到了应用。

上图显示了0.3%C-4%Ni-1.3%Cr钢的马氏体相变塑性。该钢经850℃奥氏体化后，Ms为307℃，奥氏体的?s为137Mpa。由图可见，当钢奥氏体化在307℃、322℃施加压力，所加应力低于奥氏体的?s时，即发生塑性变形，且随应力的加大，塑性增长。

在307℃下施加应力，钢中有马氏体相变发生而在322℃下应变，则在应力下诱生马氏体，从而对塑性作出贡献，且随应力升高，马氏体相变在应力诱发下不断进行，相变塑性也就不断增长。

对0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn钢的研究结果（见右图）表面，在发生马氏体的相变塑性时，将显著提高钢的韧性。上图存在两个明显的温度区：100～200℃的高温区，由于断裂过程中无相变，KIC=63.8Mpam。

关于马氏体的相变塑性，可以这样来解释：

由于塑性变形引起的应力

集中，将由于马氏体的形成而得到松弛，从而防止微裂纹的形成，即使微裂纹已经产生，裂纹尖端的应力集中亦会诱生马氏体，从而应力得到松弛，抑制微；裂纹的扩展，使钢的塑性及断裂韧性均得到提高。

马氏体相变塑性的研究已经导致相变塑性钢的诞生，这种钢的特点是Md>20℃>Ms，即马氏体开始点低于室温，而形变马氏体点高于室温。 （1） 马氏体的比容远大于奥氏体。

上图示出马氏体形成时，比容的增大。由图可见，随含碳量增加，马氏体与奥氏体的比容差值增加，利用这一现象可用膨胀法测定马氏体的转变量以研究马氏体相变过程。

马氏体的膨胀系数约比奥氏体小1/3，马氏体、奥氏体的膨胀系数依次为

C%

氏体体形成时比容的增加

比容

5．马氏体的物理性能

12～14310-6,18310-4mm/(mm2℃)。

相变时，比容的增大是造成组织应力的根本原因。 （2）马氏体具有铁磁性

奥氏体不具有铁磁性，而马氏体具有铁磁性。钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。马氏体含碳量愈高，矫顽力愈高。从而可用磁性法来研究马氏体的转变量及残留奥氏体量。 （3）电阻

马氏体的电阻远高于珠光体的电阻， 与奥氏体的电阻相近。且马氏体含碳量 越高，电阻越大。

六、马氏体的应用

生产上应用淬火操作来强化钢材，已 是十分普及的生产工艺。有关内容将在热

处理工艺中介绍。本节将结合马氏体相变的规律，简述马氏体的几项近代应用，以加深对有关内容的了解。 1．形变热处理

形变热处理是将钢在奥氏体状态下施行形变（即加工），再进行淬火回火的一种热处理工艺。

形变热处理是五十年代开始研制的一种热处理新工艺，国内外对许多钢种，包括结构钢、工具钢、耐热钢等，施加形变热处理，均得到较好的效果。本节拟以中碳铬钼镍硅钢（0.45C、3.90%Cr、1.44%Ni、0.52%Mo、0.76%Mn、1.40Si、0.028～0.02%P）为例，说明几种形变热处理对马氏体形态的改变及其对性能的影响，同时阐明钢的形变热处理强化的基本原因。 （1）形变热处理分类

形变热处理按奥氏体加工温度的不同，可分为下列三大类：

高温形变热处理：形变在奥氏体的稳定温度范围（>Acm）内进行。（如曲线2）

中温形变热处理：形变在奥氏体Ms 的亚稳温度范围（Me混合形变热处理：先在奥氏体稳定温度范围形变，再冷至奥氏体亚稳区进行温加

1 2 3 τ/s T A Ac C% 淬火态 电阻退火态 工。（如图中曲线3）

（2）形变热处理后钢的性能特点

和一般热处理比较，形变热处理能使钢的强度有显著的提高，而塑性及韧性并不低，见下表：

钢经不同处理并经200℃回火2小时后的性质 处理工艺 22维氏硬度 ?b (kg/mm) ?s(kg/mm) ?% 不形变，在550℃时效60min，淬654 火 中温形变60%，在550℃时效60min，淬火 高温形变60%，在550℃时效60min，淬火 混合形变各60%，在550℃时效60min，淬火 733 715 726 218 261 245 265 177 221 208 224 11 10 10.5 10 形变热处理后，钢的强度主要取决于形变温度和形变量（淬火条件一致时）。

下图示该钢经中温形变热处理时，形变量对力学性能的影响。由图可见，随着形变量的增加，强度升高，至60%处，强度达极大值，而延伸率比经一般热处理只下降3%。

上表表示经不同形变热处理（形变量均为60%）后，力学性能的差异。由表可见，混合形变热处理后，强度最高；中温形变热处理次之；高温形变热处理再次之；然而比一般热处理后的强度均有所提高，而延伸率则有所下降。

（3）形变热处理的强化机制

碳的钉扎位错以及碳化物的弥散析出是钢经形变热处理强化的基本原因。具体分析如下：

高温形变热处理只使强度略为提高，是由于钢经热加工后，钢中的位错密度并不增加，只是细化了奥氏体晶粒，从而细化了马氏体，使强度略为提高。电镜观察表明，孪晶马氏体的数量并未减少，从而其断口并未能达到韧性，只与一般热处理的断口相似。

钢经中温形变使奥氏体内具有较高的位错密

度，使相变后的马氏体内也具有了较高的位错密度，从而强化了马氏体；形变使晶粒细化，从而进一步强化；奥氏体在亚稳区经形变使碳化物析出，电镜观察到了Cr23C6粒子的沉淀，它一方面因弥散分布在强化了的基体上，且沿位错析出，对位错具钉扎作用，从而钢又一次得到强化；另一方面，碳化物粒子的析出，使奥氏体内含碳及合金元素量下降，从而Ms点升高，使淬火后孪晶马氏体量大为减少，对钢的韧性作出有益的贡献。电镜观察表明，经中温形变热处理的断口主要为韧性断口。

钢经混合形变热处理后，强度最高，韧性最好。这是由于经形变后再经中温形变不但使晶粒进一步细化，并使碳化物的析出量更多，孪晶马氏体量进一步减少，从而既提高了强度，又进一步改善了断口组织。

从以上分析可知，若分析形变热处理的强化因素，只需抓住位错密度强化、碳的钉扎位错及碳化物的弥散析出几个环节就行了；而分析韧性时，只需抓住孪晶马氏体的量这个环节就行了。 （4）形变热处理应用的局限性

选用钢种的C曲线必须具有右图所示的形状，即钢在500℃附近须有一段较长的孕育期可以进行温加工而不发生珠光体或贝氏体相变。可见，形变热处理钢往往含多种合金元素。普通碳钢一般不能施行中温形变热处理。

由于大的工件在短时间内不能达到大的形变量（～６０％），而焊接件又不能施加形变，从而它们都不能施行形变热处理。 2．低碳马氏体的应用

确切地讲，应是板条状马氏体的应用，由于生产实践中已习惯于该名称，本文亦延用之。

（1）低碳马氏体的性能特点

低碳马氏体具有相当高的强度（?s～100-130kg/mm2，?b～120-160kg/mm2）,很好的塑性（??10%,??40%）和韧性（ak?6kgm/mm），以及良好的冷加工性、可焊性及热处理变形小等优良性能。 （2）低碳马氏体的应用途径 ① 以低碳低合金钢代替调质钢

由于低碳钢的淬透性极差，如0.25C钢，必须小于８mm，才能经盐水淬火后在心部得到90%马氏体；而20Cr，小于15mm；18CrMnTi，则小于18mm；因此，一般以低碳合金钢淬火得到低碳马氏体加以应用。 ② 汽车某重要螺栓，原来选用40Cr调质后使用，现

改用15MnVB钢经880℃油淬及200℃回火后使用，性能更为优越，强韧性均有所提高，螺栓的最大拉力由8000kg提高到13000kg疲劳性能两者相同。中碳合金

2钢的高温淬火

结构钢的淬火组织希望得到全部为板条状马氏体，以保证高的韧性，对高碳钢需要韧性的，亦倾向于降低碳含量或尽量降低淬火温度来减少孪晶马氏体，借以提高韧性。

4340钢（0.4%C-0.7%Cr-1.5%Ni-0.2%Mo）先经1200℃加热再从870℃淬油以代替870℃淬油，使马氏体完全呈条状，条间存在一薄层残留奥氏体（10～20nm）。当?s均为160kg/mm2时，断裂韧性由35MN/m3/2提高到67.2 MN/m3/2。

40Mo2钢经1200℃淬火（Ms～332℃）得到全部板条状马氏体，在

?b~160kg/mm2时，断裂韧性为100 MN/m，大大优于4340钢，而接近18Ni

3/2

马氏体时效钢（115 MN/m3/2）。

必须指出的是，中碳合金钢的高温淬火固然可以减少孪晶马氏体量，提高材料的断裂韧性，并使脆性元素在晶界上的便聚受到抑制；然而，高温淬火却使晶粒粗化，使脆性转折温度升高，从而室温冲击值降低。可见该工艺的选用，须根据工件的使用条件，权衡各方面的性能以后才能应用。 3．马氏体时效钢 （1）成分分析

马氏体时效钢内含有极低的碳，相当数量的镍和适量的钼钛和钴。由于钢中含有相当数量的Ｎi和极低量的碳，使淬火后的马氏体保持为板条状，具有高的韧性。Mo和Ti，则可与Ni形成NiMo和NiTi化合物，当它们时效时呈弥散析出，产生弥散强化，使钢的强度提高，加入Co，则可减少Mo在马氏体内的溶解度，促使Ni、Mo析出。此外，Mo还可减少钢的回火脆性。可见，这种钢是依靠时效强化的钢，其化学成分如下表所示：

标准化学成分（w%） 钢 种 Ni Co Mo Ti Al C 力学性能 冲击值?s(kg/mm2) (kg/cm2) 18Ni200 18 18Ni250 18 18Ni350 18 （2）性能特点

8.5 3.2 0.2 0.1 0.02 140 8.0 4.8 0.4 0.1 0.02 175 12 4 1.5 0.1 0.02 250 5-10 2.6-5 2.6-5 2.1 18Ni300 18.5 8.75 5.0 0.6 0.1 0.02 210 这类钢在时效前的强度一般为70kg/mm2，以便于切削加工，时效使强度增加70～140 kg/mm2，其断裂韧性比一般超高强度钢高一倍

以上，且热处理后不会变形。其典型的热处理工艺如右图所示： （3）使用范围

该钢种可用于飞船壳体、飞机起落架部件、扭力传动轴、工模具及化工系统、高压系统。 （4）残留问题

① 不能避免应力腐蚀和氢脆

② 少量ZrN、TiS粒子的存在，及钢中含锰，均使断裂韧性值下降 ③ 减少残留奥氏体含量，以提高强度 4．相变塑性钢（TRIP）

相变塑性钢是一种超高强度不锈钢。它综合利用了马氏体相变时产生的塑性，及形变热处理提供的强化而发展成的兼具高强度（?s~150kg/mm2）和良好塑性的结构钢。

两种相变塑性钢的成分

编 号 A1 A2

相变塑性钢经处理后的力学性能

试验钢的 形 变 号 编号 % 1 2 3

这种钢的Ms点在-196℃以下，由于形变使Ms（及Md）点升高，同时使碳化物弥散析出并增加位错密度，经冷却后得到部分马氏体，在经拉力下试验时，一方面由于马氏体的较高加工硬化率。另一方面由于相变塑性，使应变增加，从而缩颈开始较晚。所以，这类钢比0.4C镍铬钼钢具有较大的强度和塑性。而且在相同强度水平下，其断裂韧性可望高于马氏体时效钢（见下图） 相变塑性亦存在氢脆，不能用于大件和焊接件

A1 A1 A2 80 80 20 ℃ 冷却温二次形度 变 回火 ?s 化 学 成分（%） Cr 8.89 8.88 Ni 3.80 7.60 Mo 2.02 4.04 Mn 1.92 2.08 Si 0.31 1.96 C 0.25 ?b ? （℃） % ℃ ℃ min kg/mm2 kg/mm2 % 450 -196 15 20 120 30 155 175 41 450 -196 15 20 120 30 205 205 26 450 -196 15 20 120 30 85 118 81

的问题。

5．马氏体组成复合材料

1）马氏体定向强化

根据合金定向纤维强化的概念。若将钢在转变时产生定向马氏体，则可将钢的强度提高至接近理论值（1400～2000 kg/mm）马氏体的定向强化须解决两个问题：（1）先形成定向的奥氏体——以形变和退火得到退火结构来实现。（2）使形成惯习面变化最少的马氏体。

为了便于奥氏体形变和退火，须使合金的Me 及Md温度均低于室温。为使惯习面变化最少，最理想的是获得惯习面为{111}的条状定向马氏体（只有4个惯习面）。

最近，将Fe-20%Ni-5%Mn奥氏体进行大量形变，再经退火，获得较强的立方结构，又经应变冷至液氮，得到80%的条状定向马氏体已获成功。

2）马氏体-铁素体复合材料

以低碳低合金钢先淬成全部马氏体，重新加热至（α+γ）两相区，使形成约0.3%C的奥氏体和低碳铁素体，其数量比例由钢的成分及加热温度控制，淬火后获含高密度位错的低碳铁素体基体上分布纤维条状马氏体。

0.1%-2%Si钢经这种复合热处理，在含20～60%马氏体时，强度和塑性均好。当延伸率δ为20～25%时，可得抗拉强度达80 kg/mm2 ζs ～50 kg/mm2 这种组织强化机制是：细的纤维马氏体，阻碍位错的运动，提供了足够 的复合强度，是马氏体应用的一个新方向。

七、马氏体相变热力学

热力学是研究马氏体相变的一种重要手段，通过热 力学研究，可以了解马氏体相变的一些特征，给相变机制提供实验的基础。其中，尤以Me温度和相变驱动力的计算，日益为金属学界重视。 1．热力势G （1）G的物理意义

众所周知，高山上的积雪熔化为水时，一定会自发地流向山谷，只有这样水的位置才是稳定的；而山谷里的水永远不会自发地流回到高山上去。在力学里，我们用势能来表征由于位置高低的变化，物体所具某种能量的改变，山越高，水流向山谷的趋势则越大。

热力势G也是这样的函数，它表征恒温压下，化学反应及相变过程自发进行的方向为热力势降低的方向。在某一温度下，热力势较低的态为稳定态，两态热力势的差值愈大。过程自发进行的趋势愈大；若为相变，则相变的驱动力愈大。

2

Pb(l) 600K ΔG2

与势能一样，热力势G也是状态函数，它只与过

Pb(s) 程的终始状态有关，而与过程发生的路径无关。

例如，铅在1大气压下的凝固点为600K，若要求铅在590K凝固时热力势的变化ΔG。

则如右图所示，我们可以将过程想象为：液态Pb

先恒压升温到600K，设其热力势变化为ΔG1然后液态Pb在600K平衡凝固为固态，设其热力势变化为ΔG2。

ΔG1 Pb(l) 590K ΔG

ΔG3 Pb(s)

求 ΔG示意图

最后固态铅恒压降温到590K，设其热力势为ΔG3，由于热力势是态函数，从而所求的热力势变化为ΔG=ΔG1+ΔG2+ΔG3

另外，热力势又可称为吉布斯自由能（或简称自由能），等压位，自由焓。这里，为了使G的物理意义更形象化，选用了热力势这个名称。后面在进行M，温度计算时，为了将它与马氏体的有关能量联系起来，将采用自由能这一名称。 （2）G与温度T的关系

对于纯组元，随着温度的下降，自由能G升高，它可以利用下式积分求得。

G?H0??T0?TCp?dT?dT (1) ??0T??由于等压克分子热容Cp只是温度的函数，从而，热力势也只是温度的函数。

公式（1）的推导：

根据定义G=H-TS，从而 dG=dH-Tds-sdT (1-1) 而H=U+PV, ∴dH=dU+PdV+VdP (1-2) 由 热力学第一定律，dU??Q?pdV?sdT?pdV（恒压时） （1-3） 以（1-3）式代入（1-2），再以（1-2）代入（1-1），得

， ??S

?T?QCpdTCpdTTTCp由于恒温压时，dS??,?S??,?G?H0??(?dT)dT,H0TTT00T是积分常数，等于该组元在OK时的热焓，这正是式（1），由此得证。 （3）G与化学位?

为了表征溶液中组元的热力势，我们引入化学位?的概念。它的定义是，在恒温、恒压下，在溶液中改变1克分子组元I引起溶液热力势的变化。其数学表达式是?i?(?G?ni)Ti,Pi,nk?i

dG?SdT?PdV?PdV?Vdp?TdS?SdT??SdT?VdP从而

?G由于热力势G是容量性质，它具有迭加性，即溶液总的热力势等于各组元热力势的总和。G???iXi对于=元系G?X1?1?X2?2G dG???idXi

idG??1dX1??2dX2

（4）马氏体相变时，自由能的变化ΔG

设马氏体的自由能为Gm，奥氏体的自由能为Gr，则马氏体相变时，自由能的变化ΔG=Gm-Gr,由于自由能是状态函数，可以将奥氏体转变为 马氏体的相变过程。想象为分三步进行：奥氏体通过晶格改组为铁素体（?）。铁素体中的碳原子有序化，变为体心正方点阵（??），最后转变为马氏体，则马氏体相变时的自由能变化可以写为：

?G?Gm?G??(G??G?)?(G??G?)?(Gm?G?)??G?????G*??G??m其

???中?G*?G???G?,称为菲西尔有序化能量。 2．T0温度和Ms温度的物理意义

在第一节里，我们已经提及，以?G?????0的温度定义为To温度，这是面心立方奥氏体转变为体心正方（立方）铁素体的开始温度，它只是一个理论温度，目前尚无方法以实验测得该温度。

以?G??m??G?????G*??G???M?0的温度定义为马氏体开始形成的温度Ms。

上式中三项具有确切的物理含义。

近代研究表明，在Ms温度以上，奥氏体中预先存在体心结构微区，这种体心核胚是以位错圈为相界面的。式右第一项?G???的能量即用来稳定这种体心结构使之成为“准马氏体”的核心，在位错圈形核机制中，它用来克服位错圈运动的阻力使位错圈扩展。

而?G*一项则用来使体心立方铁素体中的碳原子有序化，使结构微区成为体心正方结构。

由上述能量稳定的核胚视具体的能量条件，可以形成马氏体，也可以形成块状铁素体或扩散型的贝氏体。欲形成马氏体尚需供给完成切变的切变能，构成马氏体内部形态的储存能以及由比容变化引起的膨胀应变能、表面能，这些能量构成上式中右首第三项?G???m。

由于在Ms温度，?G?????G*??G???m?0，即

?G??m??(?G?????G*)(???G???)，?G??m表示了To和Ms温度之间两相的

??自由能差??G????，所以，我们将?G???m定义为相变驱动力。

从而，对Ms温度的计算，只需：选用一定的热力学模型计算?G???；沿用1949年撒南对菲西尔有序化能量?G*；以马氏体相变的概念正确估计?G???m，那抹，Ms点及相变驱动力的计算便可迎刃而解了。

并且，原则上讲，只要我们能正确估算贝氏体相变的驱动力，原则上也可以应用类似的方法进行贝氏体相变的计算。 3．铁碳二元系马氏体相变热力学

Z及θ与温度T（K）的关系表

T/T0 1.000 0.999 0.998 0.997 0.996 0.995 0.994 0.993 0.992 0.991 0.990 Z 0.377 0.418 0.434 0.446 0.457 0.466 0.474 0.482 0.489 0.496 0.502 θ 0.396 0.484 0.523 0.553 0.579 0.603 0.624 0.644 0.663 0.681 0.698 T/T0 Z 0.502 0.551 0.588 0.619 0.645 0.668 0.689 0.708 0.726 0.742 θ 0.698 0.843 0.962 1.067 1.162 1.251 1.333 1.412 1.488 1.559 T/T0 Z 0.742 0.770 0.795 0.818 0.838 0.856 0.873 0.888 0.901 0.913 0.924 θ 1.559 1.693 1.819 1.936 2.046 2.150 2.249 2.342 2.429 2.512 2.590 T/T0 Z 0.924 0.947 0.964 0.978 0.987 0.993 0.997 0.999 1.000 1.000 1.000 θ 2.590 2.764 2.911 3.032 3.126 3.197 3.246 3.275 3.289 3.295 3.296 0.99 0.98 0.97 0.96 0.95 0.94 0.93 0.92 0.91 0.90 0.90 0.88 0.86 0.84 0.82 0.80 0.78 0.76 0.74 0.72 0.70 0.70 0.65 0.60 0.55 0.50 0.45 0.40 0.35 0.30 0.25 0.20 1）有序化能量?G*

有序?G*的计算，涉及统计热力学的知识，这里仅将该项能量的最近表达式

介绍如下：

?G*??(5.09?104Z2X2?6.62?10?1T?X0) （卡/摩尔） （5）

其中，Z为有序化系数，Z和?中可按表6-1查得

其中T为绝对温度，T0=28000XC，XC为碳的克原子分数。 2）计算?G???

按照溶液理论，I组元在?相中的化学位?0可以用I组元在?相中的活度求得?i??Gi??RT?n?i?，其中Gi?是纯组元I在?相中的热力势，它是温度的函数。

在铁碳二元系中，我们选取石墨为C组元的标准态，纯Fe为Fe组元的标准态。如表7-2所示。

Fe-C二元系标准态的选择 组元 C Fe 奥氏体 纯石墨（G石墨） 纯奥氏体铁（GγFe） ee?铁素体 纯石墨（G石墨） 纯铁素体铁（GαFe） 在奥氏体中，?c?G石墨?RT?n?c ?F?GF?RT?n?Fe 在铁素体中

?c?G石磨?RTIn?c　　?Fe?GFe?RTIn?Fe , 从而

?????c??c?RTIn(ac/ac)

????Fe??Fe??GFe?RTIn(a?Fe/aFe)

?????c?xFe?Fe由前面的分析可知，奥氏体的自由能G??xc ????c?x?? 铁素体的自由能G??xcFeFe

????xc?xc　　　xFe?x?由于马氏体相变是无扩散型相变，从而xcFe?1?xc

???????　?G????G??G??xc(?c??c)?(1?xc)(?Fe??Fe)?xcRTIn(ac/ac)?　　　　　　(1?xc)[?GFe????RTIn(aFe/aFe)?ac??

从而 ?G?(1?xc)?GFe???① 求?GFe

????xcRTInac??(1?xc)RTIna?FeaFe?　　　　　＊

由于历年来对纯铁在奥氏体态及铁素体态的等压克分子热容Cp值已作了多

??次测量，该数值可以通过手册查得。有了?C?值，我们就可以通过下述积分求p得

???????GFe??HFe(o)??(?0TT???C?p0TdT)dT

其中，?HFe(o)是在0K时，纯铁发生同素异构转变???时的热焓；该数据各人所得，差距较大。

② 求*式的其它两项

???、ac、a?按照活度的概念，从理论上讲acFe、aFe均可通过实验测得。然而由??于实验条件的限制，目前只能测得955以上的ac及1056K以上的ac值。我们知

道，马氏体相变点Ms低于830K，从而活度的实验值不能直接用于Fe-C马氏体相变的计算。

为了将有限的较高温度下测得的活度数据延伸至较低温度使用，这就需要借助于热力学模型。

热力学模型以统计物理的概念，从能量观点出发，分析碳原子在铁的晶格中的分布情况，导出碳原子总的分布函数，从而求出活度的表达式（与浓度、温度的关系），然后再用已知的活度数据确定活度表达式中的某些参变量，从而得到活度的数学表达式（只是浓度、温度的函数）。

目前，使用较多的热力学模型有菲西尔、KRC及LFG模型，它们的数学表达式请参见本章附录。

③ 计算To温度

有了ΔG*、ΔG的表达式，代入ΔG=ΔG+ΔG*=0解放程，即可求得不同Xc

???(T)的数据，其高温部分基本重合，而低的To温度。由于各位学者所得的?GFe???温部分差的甚远。ΔG的数据又主要依赖于?GFe，从而在目前尚无统一的????GFe数据的前提下，依不同模型，代入不同学者的?GFe数据，将得到不同To

值，具体的计算结果请参阅本章附录。

④ 计算?G???M——相变动力学的数学表达式

按照最近徐祖耀教授的研究结果，相变驱动力?G???M可用下式表示：

?G??M?5?s|?Ms?217　　（卡／可分子）

?其中，?s|?Ms是奥氏体在Ms时的屈服强度，它是不考虑前导效应的高温数据的外延值。

根据目前研究结果，?s|?Ms可用下式求得

?s|?Ms??s|?M(春铁)?280xc?0.02(Ms?T)

0当纯铁的Mo=821.6K时，纯奥氏体的屈服强度

(春铁)?12.3(kg/mm2) ?s|?821.6⑤ 计算Ms温度

在上述工作的基础上，按照?G??M??G??????G*??G???M?0的定义，解方程，即可求得不同Xc的Ms温度及相变驱动力?G???M。

⑥ 讨论

?G??M??G?????G*??G??M?0通过某些热力学数据，将材料截然不同

?的两个性质——强度?s及马氏体相变点Ms联系到了一起。这是十分有意义的工作，说明相变点与材料的强度确实是有内在联系的。 4．多元系马氏体相变热力学展望

对于多元系面心立方—>体心立方（或正方）马氏体相变，均可应用上式计算Ms温度。只是ΔG热力学模型表达式中的参数项数据要作相应的变动，相变

（卡／可分子）中的?s|?Ms以该合金的屈服强动力学表达式?G???M?5?s|?Ms?217度值代入计算。

八、马氏体相变动力学

研究马氏体相变动力学，不仅可以了解马氏体转变量与时间、温度的关系，而且可以帮助我们认识马氏体的形核机制，是研究马氏体相变的十分重要的领域。

1．变温相变动力学

（1） 变温马氏体的形成特点

1) 高温相降至Ms温度时，立即形成一批马氏体，在马氏体形成前，无孕育期。 2) 马氏体转变量只是温度的函数，而与时间无关。

3）大多数情况下，马氏体转变量的增加，是靠不断形成新的马氏体片，而不是

已有马氏体片的长大。先形成的马氏体片往往横贯奥氏体晶粒，而较低温度形成的马氏体片则较短。至于在降温过程中，原马氏体片的长大只在个别情况下看到。 4) 马氏体长至相互碰撞或长至晶界、孪晶界时，长大即告停止，但这种长大可以穿越滑移线。 （2）变温马氏体的动力学方程

所谓马氏体的动力学方程系指

表示马氏体形成量与转变温度及时间的关系式。

左图表示碳钢马氏体形成动力学曲线，f表示马氏体的形成分数，Ms、Tq表示马氏体的开始形成温度和实际形成温度。纵坐标取对数坐标，表示1-f，横坐标表示（Ms-Tq）。由图中实验直线，可得下列方程： In(1-f)=a(Ms-Tq) 即1-f=exp[a(Ms-Tq)]

其中，a为常数，取决于钢的成分，对于碳钢（<1.1%C）a=-0.11；对其它钢，a=0.008～0.013。

对Ｎi钢和Ｃr钢的研究结果表明，变温马氏体的转变增量df／dＴ与合金的熵变???(?G)??呈线性关系，如下图?T??Ms所示：

按左图中的两根直线，可得，对Fe-Ni-CFe-Cr-C

，，

df/dT=0.518[?(?G)/?T]+0.160；对df/dT=1.040[?(?G)/?T]+0.005，从而使相变动力学与热力学数据有了一定的关系。 2．等温转变动力学

（1） 等温马氏体的形成特点

1) 高温相降至Ms温度时，须经一段孕育期，才能形成马氏体，其动力学曲线具有“C”型特点，如下图所示。

2) 马氏体转变量，不仅与温度有关，而且与等温时间有关，如下图所示。在Ms点以下某一温度等温，随等温时间的延长，马氏体转变量不断增加；而随等温温度的下降，马氏体的形成速率增加。孕育期缩短，至一定温度，形成速率达到极大值，孕育期达到极小值；以后，随温度下降，形成速率友减小，孕育期增加。（见上图）。

3) 马氏体转变量的增多，依下列三种方式进行：

①当残留奥氏体量较少（<40%）时，等温马氏体主要依靠原有马氏体的继续长大。

②当残留奥氏体量较多时（>50%），等温马氏体主要依靠在残留奥氏体中重新形核长大。

③少部分马氏体在原有马氏体的某些边上形成。其形成数量不随残留奥氏体的含量而变化。

4) 在任一等温条件下，都不能得到100%的等温马氏体。极快的冷速（比如高温相激冷至液氮），可以完全抑制等温马氏体的形成，得到100%的过冷奥氏体。 5) 当预先存在少量马氏体时，等温马氏体即以极大速率开始形成，甚至不需要孕育期。可见，等温马氏体可以自促发形核。 6) 加入合金元素往往使C曲线右移。 （2） 等温马氏体的形核特点

刚刚我们提及，等温马氏体可以自促发形核。所谓自促发形核指的是一片马氏体的形成会促发其相邻区域及相邻晶粒形成新的马氏体的形核方式。由于按均匀形核理论计算得到马氏体的形核功?G*(2.7?108卡/克原子)比实验值测得的数据(5~15?103卡/克原子)要大105倍，且等温马氏体的Ms点也须降至绝对零点。可见，等温马氏体不可能以均匀形核的方式转变。然而按自促发形核计算得到结果与实验结果却吻合的很好。可见，应该认为玛氏体的形核具有缺陷形核和自促发形核的特点。

（3） 一般认为，马氏体的降温形成可以看成是由每个转变温度下的极快的等温转变组成的。

3．爆发型转变动力学

左图示几种成分的Fe-Ni-C合金的爆发型转变动力学曲线。由图可见：

1)马氏体的爆发量和爆

发温度有关：当Ms>0℃时，不发生爆发型转变；在0℃附近爆发量很少；随爆发温度的下降，爆发量增大；而且Mb达-100℃时，爆发量达70%。

2)爆发型马氏体相变的发生对续后的马氏体转变具有抑制作用。随爆发量的增大，后继马氏体转变的温度斜率df/dT下降。

除此以外，爆发型马氏体转变具有下列几个特点：

3)爆发型相变产生的马氏体呈“Z”字形特征，从而可以设想，已形成马氏体尖端的应力将促使另一片马氏体的形核和长大，相变呈连锁反应式形态。

4)由于晶界具有位向差不规则的特点，可能成为爆发转变传递的障碍，从而在同样的Mb温度下，细晶粒钢的爆发量很小。

5)有的合金（如Fe-Ni）经等温转变后又呈爆发型转变；而有的（如Fe-Ni-Mn）在爆发转变后再经等温时又呈等温转变。

6)在有C、N原子存在的前提下，大量的爆发型转变可能使续后的马氏体转变暂时停止，待温度下降一定程度后转变才能恢复。这可能是由于爆发型转变时释放出大量热量使已形成马氏体周围的温度升高所致。 4．表面马氏体

所谓表面马氏体指的是：在整块试样的Ms点以上，于试样表面形成的一种马氏体。其金相形态、长大速率及晶体学特征都和整块试样在Ms点以下形成的马氏体有所不同。

表面马氏体往往在Ms以上几度到50～60℃形成，在Ms点附近更易形成大量

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