第三章 马氏体转变.doc

热处理原理及工艺 第三章 马氏体转变第一节 马氏体转变的主要特征1第二节 马氏体转变的晶体学2第三节 马氏体的组织形态4第四节 马氏体转变的热力学7第五节 马氏体转变动力学10第六节 马氏体转变机制12第七节 马氏体的性能12第八节 热弹性马氏体及形状记忆效应15第三章 马氏体转变 钢经奥氏体化后超过一定的冷却速度冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。这是过冷奥氏体的低温转变，要冷至上马氏体点 (奥氏体向马氏体转变的开始温度)以下。例如共析钢的点约为203。在这样低的温度下不仅铁原子已无扩散能力，碳原子也难以扩散。 共析钢奥氏体向马氏体转变可表示为：。显然，相变时只发生点阵重构，而无化学成份变化。在平衡状态下，体心立方结构的中，碳的最大溶解度为0.0218%C，而马氏体保留了奥氏体中全部的碳量，所以马氏体是碳在中的过饱和固溶体，是一种单相的亚稳组织。第一节 马氏体转变的主要特征 马氏体转变是在低温下进行的一种转变。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也难以扩散。故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。 一、马氏体转变的非恒温性 必须将奥氏体以大于的冷速过冷到某一温度以下才能发生马氏体转变。这一温度称为马氏体转变开始温度，用代表。马氏体转变与珠光体转变不同，当奥氏体被过冷到点以下任一温度时，不需经过孕育期，转变立即开始，且以极大速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了(图3-1)。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是在不断降温的条件下进行的。马氏体转变量是温度的函数(图3-2)，而与等温时间无关。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变量还未达到100%，但转变已不能进行。该温度称为马氏体转变的终了温度，用表示。如某钢的高于室温而低于室温，则冷至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直至点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。 1、 马氏体转变开始点，即指奥氏体和马氏体的两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力时的温度。 2、 马氏体转变终了温度。降到此温度以下，虽然马氏体转变量未达到100%，但转变已不能进行。 3、残余奥氏体 如果钢的高于室温而低于室温，则冷至室温时还将保留一定数量的奥氏体，这部分奥氏体称为残余奥氏体。 4、冷处理 如果钢的高于室温而低于室温，则深冷至室温以下，残余奥氏体将转变为马氏体直至点。这种深冷至室温以下的热处理工艺称为冷处理。 二、马氏体转变的共格性和表面浮凸现象 表面浮凸 切变 共格 第二类共格 界面能 应变能 马氏体转变时能在预先磨光的表面上形成有规则的表面浮凸，这表明马氏体转变是通过奥氏体的均匀切变进行的。奥氏体中已转变为马氏体的那一部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且带动靠近界面的还未转变的奥氏体也随之而发生了弹塑性切应变，故在磨光表面出现部分突起部分凹陷的浮凸现象。 界面上原子的排列规律既同于马氏体，也同于奥氏体，这种界面称为共格界面。为维持这种界面的共格关系，界面两侧的奥氏体与马氏体必定要产生弹性切变。这种依靠弹性切变维持的共格称为第二类共格。 共格界面的界面能较非共格界面小，但由于靠切变维持的第二类共格在界面两侧都有弹性切应变，故又增加了一部分应变能。 三、马氏体转变的无扩散性 马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的改变。如钢中的奥氏体转变为马氏体时，只是点阵由面心立方通过切变改组成体心立方或体心正方，而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样，且碳原子在马氏体与奥氏体中相对于铁原子保持不变的间隙位置。这一特征称为马氏体转变的无扩散性。 无扩散并不是说转变时原子不发生移动，马氏体转变时出现浮凸说明铁原子不仅有移动，而且产生了肉眼能观察的移动。所谓无扩散，指的是母相以均匀切变方式转变为新相。相界面向母相推移时，原子以协作方式通过界面由母相转变成新相，类似于排成方阵的士兵以协作方式将方阵变换成菱形。因此这样的转变被形象地称为军队式转变。此时每一个原子均相对于相邻原子以相同的矢量移动，且移动距离不超过原子间距，移动后仍保持原有的近邻关系。但相隔距离较远的原子之间的相对位移可以为肉眼所观察到。扩散性相变则与此不同，相界面向母相移动时，原子以散乱方式由母相转移到新相，每一个原子移动的方向是任意的，相邻原子的相对位移超过原子间距，原子的近邻关系遭到破坏。加热转变及珠光体转变时新相通过大角晶界的迁移长入与其无位向关系的母相即属于这种转变。这样的转变被形象地称为平民式转变。 四、马氏体转变的位向关系及惯习面 通过均匀切变所得的马氏体与原奥氏体之间存在严格的晶体学位向关系。马氏体转变的不变平面被称为马氏体的惯习面。有时不变平面，即惯习面也就是新旧相的相界面。 五、马氏体转变的可逆性 冷却时，高温相可以通过马氏体转变转变为马氏体。同样，加热时，马氏体也可通过马氏体转变而转变为高温相，即马氏体转变具有可逆性。一般称加热时的马氏体转变为逆转变。逆转变与冷却时所发生的马氏体转变具有相同的特点，与冷却时的和相对应，逆转变也有转变开始温度及转变终了温度，较为高，二者之差视合金而异。 目前，在Fe-C合金中，也就是钢中还未直接观察到马氏体逆转变。第二节 马氏体转变的晶体学 一、马氏体的晶体结构 钢的马氏体转变是在低温下发生的，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也已基本上不能扩散，故转变时只有点阵的改组而无成分的改变。转变所得马氏体的成分与转变前的奥氏体成分完全一样。 奥氏体具有面心立方点阵，溶于奥氏体中的碳原子位于铁原子所组成的正八面体中心。马氏体转变时，面心立方的奥氏体通过切变转变为体心立方的。此时，碳原子仍然停留在六个铁原子所组成的八面体中心。体心立方的点阵中的八面体不是正八面体而是扁八面体。在八面体的三个轴中有一个是短轴。在短轴方向上的空隙仅为0.38，而碳原子的有效直径为1.54 。因此，在平衡状态下，碳在中的溶解度极小，仅0.006%。马氏体转变时，成分不发生改变，碳原子仍固溶于的点阵中而形成过饱和的间隙固溶体。 这些由于通过马氏体转变才得以保留在点阵的八面体中心的碳原子将使扁八面体发生畸变，使短轴伸长，长轴缩短。 可以把所有的八面体按短轴的取向分为三组：短轴平行于X轴的称为X取向，其中心称为X位置。同样，定义Y、Z取向和位置。显然，位于X位置的碳原子将使点阵常数a伸长，b和c缩短。如马氏体中的碳原子均匀分布在X、Y、Z三个位置上，则碳原子的存在，只会引起体心立方点阵的点阵常数的增加。但是，由于马氏体转变的切变特性，使碳原子都落在点阵内的同一位置上，通常取这一位置为Z位置，故点阵常数c将增大，a与b将减小，c不再等于a和b。体心立方点阵将因此而变为体心正方。马氏体中碳含量越高，c越大，a和b越小，正方度c/a越大。图3-4是用X射线结构分析方法测出的钢中马氏体的点阵参数与其碳含量的关系，图中的直线也可用下式表示： ， (4-1)式中，=2.861(点阵参数)；马氏体碳含量(wt%)。 近年的工作指出，测量所得数值相当于仅80%的碳原子位于Z位置，其余20%的碳原子位于X和Y位置。关于这一问题，下面还要讨论。 二、马氏体的异常正方度 有些钢新形成的马氏体正方度远偏离式(4-1)的数值。有的正方度偏高，表明其中的碳原子均按切变机制所要求的那样落在Z位置上，如Al钢和高镍钢。有的正方度远低于式(4-1)所给值，这表明，马氏体初形成时，碳原子就比较均匀地分布在X、Y、Z三个位置上，如点低于0的锰钢。还有些钢的新形成的马氏体的a和b不等，使正方点阵变成了正交点阵，如含碳1.51.7%的高碳钢。这表明，除Z位置外，在X及Y位置上，也可以有碳原子，而且量也可能不同。现已确认，这些异常现象都是由于在奥氏体中存在着某些与奥氏体的化学成分有关的晶体缺陷所造成的。 当低温形成的马氏体升温至室温时，异常的正方度将发生改变，逐渐趋于式(4-1)所给出的正方度数值。这表明，在升温的过程中，碳原子的分布位置发生了改变。对于高正方度的高铝、高镍钢来说，部分碳原子将由Z位置移至X及Y位置，而使正方度降低，即发生所谓无序转变，而对于低正方度的高锰钢来说，X及Y位置上的碳原子将移向Z位置，而使正方度升高，即发生所谓有序化转变。 对于含碳低于0.2%的马氏体，在室温下马氏体中的碳原子或是偏聚于位错线附近，或是均匀分布在X、Y、Z三个位置上，即处于完全无序状态。故碳原子的存在只能引起点阵常数的增加，而不会使立方点阵变为正方点阵。这是因为含碳低于0.2%的马氏体的有序无序转变温度在室温以下。 综上所述，可以得出，钢通过马氏体转变所得马氏体是碳在中所形成的过饱和间隙固溶体。由于马氏体是通过切变机制形成的，故马氏体中的碳原子均落在同一位置上，即Z位置上，而使的点阵由体心立方改变为体心正方。当奥氏体中存在某些晶体缺陷时，以及马氏体转变过程有所变更时，有可能改变马氏体中碳原子所在位置，从而改变马氏体的正方度。但在马氏体形成后，还可能发生碳原子的有序或无序转变，改变原子所在的位置，并改变马氏体的正方度。马氏体碳含量大于0.2%时，正方度可由式(4-1)计算出，小于0.2%时，碳原子呈无序分布，正方度为1，即仍为体心立方点阵。 三、惯习面与位向关系 马氏体的晶粒外形可以有多种形态，或呈透镜片状，或呈板条状。经金相分析方法测定，马氏体片或板条总是接近于平行于奥氏体的某一晶面。该晶面被称为惯习面。此惯习面即前面所说的马氏体转变的不变平面。对于透镜片状马氏体，即马氏体片的中脊面(图4-10)。钢中马氏体的惯习面随奥氏体的的碳含量及马氏体的形成温度而异。碳含量小于0.6%时为，0.61.4%时为，1.42.0%时为。对于碳含量一定的奥氏体，随马氏体形成温度下降，惯习面也将向高指数转化。如含碳量较高的奥氏体自高温冷却时，先形成的马氏体的惯习面为，后形成的马氏体的惯习面为。 在马氏体与奥氏体之间还存在着一定的位向关系。这是由马氏体转变的切变机制所决定的。在钢中已经观察到的位向关系有K-S关系，西山关系以及G-T关系。 (一) K-S关系 与Sachs用X射线结构分析方法测得含1.4%碳的碳钢中的马氏体与奥氏体之间存在着K-S位向关系，即。 在面心立方点阵中，共有四个不同的面，即。在每一个面上，各有三个不同的方向。如(111)面上的三个不同的方向为：，。在每个方向上，马氏体可以有两个不同的取向，故每个面上有六个不同的马氏体取向(图3-6)，因此面心立方点阵中共有24个可能的马氏体取向。(二)西山关系 西山在测定Ni30%的Fe-Ni合金中的马氏体与奥氏体之间的位向关系时发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体之间存在K-S关系，而在-70以下形成的马氏体与奥氏体之间存在着下列关系，称西山关系：。在奥氏体的每个面上，各有三个不同的方向。如(111)面上的三个不同的方向为、及。在每个方向上，马氏体只可能有一个取向，故每个面上，只能有三个不同的马氏体取向，四个面共有12个可能的马氏体取向(图3-7)。(三)G-T关系 Greniger与Troiano精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体与马氏体的位向关系，结果得出，二者之间的位向关系接近K-S关系，但略有偏差，称为G-T关系：。前已指出，马氏体转变能形成浮凸，表明马氏体是通过均匀切变机制形成的，一个完善的切变机制必须能解释所观察到的浮凸现象、位向关系和惯习面等。但正如后面所要讨论的，目前已提出的几种切变机制还不能圆满地解释所观察到的全部现象。第三节 马氏体的组织形态一、马氏体的形态由于马氏体的性能与其组织形态密切相关，故多年来，人们对于马氏体的组织形态进行了广泛的研究。在早期，主要是用光学显微镜观察马氏体的组织形态。近年来，随着电子金相技术的发展，用薄膜透射技术仔细观察了各种钢的马氏体的组织形态及其内部亚结构。现在已经弄清，钢中马氏体的组织形态随钢的碳含量、合金元素以及马氏体的形成温度等的改变而改变。现已观察到的钢中的马氏体的形态有五种，即板条马氏体、蝴蝶状马氏体、透镜片状马氏体、薄板状马氏体及薄片状马氏体。其中以板条状马氏体及透镜片状马氏体最为常见，最为重要。(一) 板条状马氏体钢种：低、中碳(合金)钢和不锈钢中形成的一种马氏体。板条状马氏体是由许多马氏体板条集合而成。马氏体板条的立体形态可以是薄板状，也可以是扁条状，如图3-8。板条状之名即由此而来。每一板或条均为一单晶。相邻板条如果不呈孪晶关系，则将在其间夹有厚约200的薄壳状残余奥氏体。残余奥氏体的碳含量较高，也很稳定，在一些合金钢中，即使深冷至-196也不转变。许多相互平行的板条组成一个板条束。一个奥氏体晶粒可以转变成几个板条束，图3-9。在一个板条束内常常可以观察到黑白相间的块，如图3-9右下角所示，称为板条快。由此可见，一个奥氏体晶粒可以转变成几个束，一个束又可以分为几个块，块由板或条组成。故板或条是板条马氏体的基本单元。但应指出，图3-9是最典型的情况。在有些钢中只能看到束而看不到块；在有些钢中束和块都很不明显，光镜下所看到的只是一些紊乱排列的析或条。不论板或条，在光镜下和透镜中所观察到的形状均呈长条形，经测定板条宽度范围在0.0252.25之间，多数板条宽度在0.10.2之间。透镜观察表明，在板条马氏体的内部存在大量位错。用电阻法测定其位错密度约为(0.30.9)1012cm-2。在板条马氏体内部也可观察到孪晶，但数量极少。故通常又称板条马氏体为位错型马氏体。板条马氏体的惯习面为(图3-8)。位向关系为K-S关系。板条马氏体束由惯习面相同且相互平行的马氏体板条群集在一起组成。面心立方点阵有四个不同的面，故一个奥氏体晶粒内可能形成四种不同的马氏体束(图3-9)。在维持K-S关系的情况下，一个惯习面上可以有六个不同的取向。当板条束内呈现块时，每一个小块内的板条均具有相同的取向，故块又可称为同位向束，经试剂侵蚀后显示不同的取向。有人认为，一个板条内只可能形成两种不同取向的块，而不是六种，在金相组织上呈现为黑白交替的块。如果在板条束内不出现块，则相邻的板条有可能绕轴，从一个取向转向另一个取向，在一个惯习面上，最多可以有六个取向，故最多转动六次后就将恢复到最初的取向，但在实际情况下，不一定六个取向均能出现，如只存在两种取向，则转动两次后就将恢复原有取向。(二) 透镜片状马氏体钢种：中、高碳钢及高镍的Fe-Ni合金。是另一种典型的马氏体形态。透镜片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，与试样磨面相截则呈针状或竹叶状，故又称针状马氏体。当奥氏体被过冷到点以下时，最先形成的第一片马氏体将贯穿整个奥氏体晶粒而将晶粒分为两半。但如晶界两侧的晶粒的取向很相近时，则马氏体片也有可能穿过奥氏体晶界而贯穿两个甚至三个奥氏体晶粒。以后形成的马氏体片将受阻于已形成的马氏体片，故后形成的马氏体片越来越短小。片状马氏体惯习面及位向关系与形成温度有关，形成温度高，惯习面，与奥氏体位向关系为K-S关系；形成温度低时，惯习面为，其位向关系为西山关系，且在马氏体针的中间有一直线，称为中脊，图3-10。马氏体可以爆发形成。爆发形成的马氏体常呈Z字形。片状马氏体内的亚结构主要为孪晶。孪晶间距为50100。但孪晶仅存在于片的中部，在片的边缘则为复杂的位错组列。孪晶区所占比例与马氏体形成温度有关，形成温度越低，孪晶区所占比例就越大。(三) 蝶状马氏体在板条马氏体与透镜片状马氏体的形成温度范围之间，有可能形成一种蝶状马氏体。蝶状马氏体的立体外形为V形柱状，横截面则呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136，图3-11。与奥氏体之间的位向关系为K-S关系。蝶状马氏体晶内亚结构为位错，无孪晶。蝶状马氏体最早在Fe-Ni-C及Fe-Ni合金中被观察到的。后来在碳钢中也观察到了蝶状马氏体。(四)薄板状马氏体在点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到了一种厚约310的薄板状马氏体。这种马氏体的立体形态呈薄板状，与金相试样磨面相截得到宽窄一致的平直的带，图3-12。薄板状马氏体可以曲折，分枝和交叉。薄板状马氏体的惯习面为，与奥氏体之间的位向关系为K-S关系，内部亚结构为孪晶，孪晶宽度随碳含量的升高而降低。平直的带中无中脊。(五)薄片状马氏体，即马氏体以上四种马氏体的点阵均为体心立方或体心正方。在层错能较低的Fe-Mn-C或Fe- Cr- Ni合金中有可能形成具有密排六方点阵的薄片状马氏体，称为马氏体。这种马氏体片极薄，仅10003000。惯习面为，与奥氏体之间的位向关系为：。马氏体内的亚结构为大量的层错。马氏体薄片沿呈魏氏组织分布。二、影响马氏体形态及其内部亚结构的因素综上所述，钢中奥氏体可以转变成各种不同形态的马氏体。影响马氏体形态及其内部亚结构的因素很多，到目前为止，还没有完全清楚哪些影响因素是主要的，那些则是派生的。已经考虑到的因素有以下一些。(一)化学成份的影响母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及其亚结构的主要因素。在奥氏体的化学成分中尤以碳含量最为重要。碳钢中含C0.3%以下为板条马氏体，C1.0%以上为透镜片状马氏体，C0.31.0%之间为板条马氏体与透镜片状马氏体的混合组织，图3-13。在Fe-Ni-C合金中，马氏体的形态及亚结构也与碳含量有关，图3-14。随碳含量的增加，马氏体的形态由板条状向透镜片状及薄板状转化。在其它合金元素中，凡能缩小相区的元素均促使得到板条状马氏体；凡能扩大相区的，将促使马氏体形态由板条状向透镜状片转化。能显著降低奥氏体层错能的合金元素将促使转化为薄片状马氏体，如Mn。(二)马氏体形成温度随欢马氏体形成温度的降低，马氏体的形态，将按下列顺序转化：板条状蝶状透镜片状薄板状。亚结构则由位错转化为孪晶。由于马氏体转变是在的温度范围内进行的，因此，对于不一定成分的奥氏体来说，也有可能转变成几种不同形态的马氏体，图3-14。对于点高的马氏体有可能只形成板条状马氏体，如含碳小于0.3%的碳钢；对于点略低的，有可能形成板条状与透镜片状混合组织；对于点更低的钢，板条状马氏体不再可能形成，转变一开始就形成透镜片状马氏体，如碳含量大于1.0%时。对于极低的钢，片状马氏体也不再形成，而只能形成薄片状马氏体。(三)奥氏体的层错能奥氏体层错能低时，易于形成薄片状马氏体，但层错能的大小对其它形态马氏体的影响还有争议。目前比较流行的看法是层错能越低，越难形成相变孪晶，也就越趋向形成位错板条马氏体。如层错能极低的Fe-Cr8%-C1.1%合金在液氮温度下也只形成位错板条马氏体。(四)奥氏体与马氏体的强度马氏体的形态还与点处的奥氏体的屈服强度有关，屈服强度小于196MPa时，形成惯习面为的板条状马氏体或惯习面为的透镜片状马氏体；大于196MPa时，则形成惯习面为的透镜片状马氏体。另外，马氏体的形态还与形成的马氏体的强度有关。当奥氏体的屈服强度小于196MPa时，如形成的马氏体的强度较低，则得到板条马氏体，如形成的马氏体强度较高时，则得到透镜片状马氏体。综上所述，钢中奥氏体通过马氏体转变得到的马氏体可以有多种不同的形态及不同的亚结构。影响马氏体形态及亚结构的因素很多，其中最主要的因素是奥氏体的碳含量以及马氏体的形成温度。随碳含量的增加及形成温度的降低，马氏体的形态将从板条状往蝶状、透镜片状、薄板状转化，亚结构将从位错往孪晶转化。第四节 马氏体转变的热力学马氏体转变的的驱动力也与液态金属的凝固以及钢的加热转变等一样，来自新旧相的化学自由能差。但也应看到，马氏体转变确有很多不同于其它转变的特点，这些特点在表面上看来难以用热学性观点加以解释，现已弄清，这些特点是马氏体转变的特定条件所决定的。一、马氏体转变的热力学条件成分相同的奥氏体与马氏体的化学自由能均随温度的升高而下降，但下降的速率不同，故必将相交于某一温度T，图3-15。低于，马氏体的自由能低于奥氏体的自由能，马氏体为稳定相，故奥氏体应转变为同成分的马氏体。高于，奥氏体的自由能低于马氏体的自由能，故马氏体应转变为同成分的奥氏体。随合金的成分而异。以Fe-C合金为例，纯铁的为912，在铁中溶入碳，随碳含量的增加而下降，图3-16。由液态金属的凝固及钢的加热转变可知，当超过临界点时转变就应该能够进行，且随等温停留时间的延长，转变能进行到终了。但马氏体转变与加热转变等不同，当母相被过冷到略低于时，马氏体转变并不能发生，必须过冷到低于的某一温度以下时才能通过马氏体转变而转变为马氏体。与之差值称为热滞，其大小视合金而异。Fe系合金的热滞可高达二百多摄氏度，而有的合金如Au-Cd、Ag-Cd合金等仅十几到几十摄氏度。与一样，也视合金成分而定。如图3-16所示，Fe-C合金的随碳含量的增加而下降。为何马氏体转变必须在一定的过冷度下才能发生，将在后面讨论。马氏体转变的另一个特点是除少数合金可以发生少量的马氏体等温转变外，大部分合金都没有等温转变，当被过冷到点以下的温度时，即或长期保温，转变也不可能进行到终了。在每一个温度下的转变量是一定的，为使转变继续进行，必须不断降低温度。当母相被过冷到以下时，虽还有未转变的母相，但降低温度，转变也不再进行。也随母相成分而异。Fe-C合金的随奥氏体的碳含量增加而下降，图3-16。为何大部分合金的马氏体转变必须在不断降温的过程中才能够进行，将在马氏体转变机制中讨论。如图3-15所示，热学性转变应是可逆的，即加热时，马氏体应能通过马氏体转变而转变为奥氏体。但Fe-C合金没有逆转变，这也正是过去认为马氏体转变不是热学性转变的根据之一。马氏体转变的逆转变最先在Cu-Al合金中被观察到。以后在Fe-Ni等许多合金中也观察到了逆转变，这一事实进一步肯定了马氏体转变是热学性的。至于为什么在Fe-C合金中未观察到逆转变，可以从Fe-C合金自身的特定情况寻求答案。Fe-C合金中的马氏体是碳溶于形成的过饱和固溶体，极不稳定，加热时极易析出碳化物而发生分解，在马氏体被加热到高温以前就已经分解了，因此也就观察不到由马氏体到奥氏体的逆转变。与冷却时的马氏体转变一样，逆转变也必须在一定的过热度下才能发生，亦即必须加热到高于的某一温度以上时才能发生。另外，逆转变也必须在不断升温的过程中才能不断进行，也有一个转变终了温度。且与也均随合金成分而变。奥氏体在与之间不会转变为马氏体，但如对奥氏体进行塑性变形，则奥氏体在发生塑性变形的同时将转变为马氏体，称为形变诱发马氏体。马氏体转变量与形变温度有关，温度越高，形变能诱发的马氏体量越少。高于某一温度时，形变不再能诱发马氏体，该温度被称为形变马氏体点，用表示。塑性变形同样也能使逆转变在与之间发生。形变诱发逆转变的下限温度用表示。与同样也随合金成分而变。形变诱发马氏体转变的原因可用图3-17说明。图中给出了马氏体与奥氏体化学自由能差与温度之间的关系。设马氏体转变所必须的驱动力。在点由化学自由能差所提供的驱动力已达到，马氏体转变得以进行。高于时，化学自由能差提供的驱动力小于，转变不能进行。但塑性变形可以提供机械驱动力。将塑性变形所提供的机械驱动力迭加于化学自由能差所提供的驱动力可得到ab线。在P点以左，二者之和已经大于，塑性变形可以诱发马氏体转变。取决于机械驱动力大小，亦即取决于塑性变形方式，但的上限为，因高于马氏体在热力学上不稳定。同样逆转变的点的下限温度也是。实验证明，Co-Ni合金的与重合，均等于。但大部分合金的仍低于，仍高于，通常近似认为=。二、马氏体转变的驱动力为什么马氏体转变有热滞，为什么Fe系合金的热滞可高达二百多摄氏度，而有的合金如Au-Cd、Ag-Cd合金等仅十几到几十摄氏度。对于这些问题到目前为止还未完全弄清。现就转变时能量的变化对这些问题作一初步探讨。与其它转变一样，马氏体转变的驱动力也来自马氏体与奥氏体的化学自由能差以及奥氏体晶体缺陷所提供的能量。过冷度越大，也越大。但与其它转变不同，对于马氏体转变，必须在足够大的驱动力(即点处的+)的作用下转变才能开始。这表明，为使马氏体转变得以进行，必须克服较大的阻力，且对于不同的合金，所需克服阻力的大小也不同。与其它转变一样，马氏体形成将导致界面能及弹性能E的增加。由于马氏体与奥氏体的界面为共格界面，故界面能不高，由界面能所引起的阻力并不大。马氏体转变时所增加的弹性能除由于马氏体比容大于奥氏体所引起的以外，还包括为维持第二类共格所消耗的弹性能。故马氏体转变的弹性能较其它固态转变的弹性能高，由于弹性能的增加所造成的阻力也较大。应指出，弹性能是储存在晶体内部的能量，在逆转变时可以释放出来而成为逆转变的驱动力。与其它转变不同，马氏体转变是通过切变进行，故在转变时需要克服切变抗力而使奥氏体的点阵通过发生改组，为此需要消耗能量而做功。另外，在铁系合金中由奥氏体转变为马氏体时将在马氏体中造成大量位错或孪晶等亚结构，形成位错与孪晶必将导致能量的升高；这部分能量的增加也将成为阻力。此外，马氏体转变时，在邻近马氏体中的残余奥氏体中还可能产生塑性变形，这也需要消耗能量而成为转变的阻力。塑性变形所消耗的能量是不可逆的，在逆转变时不可能成为驱动力。马氏体是铁磁相，如有磁场存在，也将使能量升高，这几种能量可以合并在一起用表示。根据以上分析，马氏体转变时能量的变化可用下式表示：=-(+)+E+前两项为转变的驱动力，后三项为阻力。可以看出，由于马氏体转变时需要增加的能量较多，故阻力较大，致使转变必须在较大的过冷度下才能进行。亦即必须过冷到点以下，转变才能发生。时的(+)即转变所需的驱动力。由于不同合金的马氏体转变所增加的能量不同，故及热滞的大小也不同。三、影响钢的点的因素点是钢的一个重要性能指标，其高低决定了钢中奥氏体从高温冷却时所发生的马氏体转变的温度范围及冷到室温时所得的组织状态。因此有必要弄清影响钢的点的因素。(一)奥氏体化学成分奥氏体的化学成分是影响点的最主要的因素。奥氏体的化学成分既取决于钢的成分，也取决于加热规程。只有在钢料被加热到奥氏体单相区并经过充分保温，所得的奥氏体的化学成分才与钢的成分一致。在奥氏体的化学成分中，以碳对点的影响最为显著。图3-16表明了碳含量对、的影响。可见，随碳含量的增加，、均不断下降，但下降趋势不同。碳含量0.6%时，较下降得快，故能扩大马氏体转变的温度范围。大于0.6%时，已低于室温，故冷却到室温时，将保留较多的未转变的残余奥氏体。与碳一样，氮也能强烈降低奥氏体的点。钢中常见的合金元素，除Al和Co可提高点外，其余合金元素均可降低点。图3-18是各种合金元素对奥氏体点的影响。如将各元素对奥氏体的点的影响近似地看成直线关系，且假定几个元素同时存在时对的影响可以迭加，则可根据奥氏体的成分近似地计算出。=550-361C-39Mn-35V-20Cr-17Ni-10Cu-5(Mo+W)+15Co+30Al这样的经验公式还很多，在生产上除用经验公式近似计算点外，主要还是用实验方法测出点。化学成分对奥氏体的点的影响主要是由于改变了，其次是由于改变了奥氏体强度而改变了马氏体转变的阻力。(二)加热规程提高在奥氏体单相区内加热温度或延长加热时间对奥氏体的化学成分虽不发生影响，但却能使提高。原因不清楚。(三)冷却速度冷速大于临界冷却速度时，奥氏体才能被过冷到点以下而转变成马氏体。如进一步提高冷速，点不发生变化，但对于碳含量低于0.6%的碳钢，如图3-19，当冷速足够大时，有可能出现跳跃式变化而出现第二根水平线。一般认为第一根水平线为板条马氏体转变开始温度，第二根水平线为透镜片状马氏体转变开始温度。由此可见，冷速不能改变点，但当冷速大于时，板条马氏体转变可以被抑制。而仅转变为透镜片状马氏体。对于碳含量高于0.6%的碳钢，只有转变透镜片状马氏体的水平线。合金钢也有同样的规律。(四)弹性应力单向拉应力或压应力能促使马氏体的形成，使点升高，所得马氏体称为应力促发马氏体。因马氏体形成时体积要膨胀，故阻止体积膨胀的三向压应力将抑制马氏体的形成，使点下降。综上所述，马氏体转变与液态金属凝固、加热转变等一样也是热学性的，转变的驱动力也是自由能差。不同之处是转变要有一定的热滞，除少数合金外，马氏体不能等温形成。第五节 马氏体转变动力学马氏体转变也是通过形核与核长大进行的，故与其它转变一样，转变速度同样也应取决于形核率与长大速度。但钢的马氏体转变比较复杂，可按形核率的不同分为几种类型。一、变温瞬时形核、瞬时长大这类转变的第一特点是当奥氏体被过冷到点以下时，必须不断降温，马氏体核才能不断形成，且核的形成速度极快。当奥氏体被过冷到某一温度时，在该温度下能够形成的核瞬时即可形成，故称为变温瞬时形核。这类转变的第二个特点是核形成后的长大速度极快。说明马氏体长大所需的激活能极小。第三个特点是一个马氏体单晶长大到一定大小后就不再长大，马氏体转变的继续进行不是依靠已有的马氏体单晶的进一步长大，而是依靠进一步降温，形成新的马氏体核，长成新的马氏体。根据这三个特点可以看出，马氏体转变速度仅取决于由冷却速度所决定的形核率而与长大速度无关。这类马氏体转变又称为变温马氏体转变。变温马氏体转变仅取决于冷却到的温度，而与在该温度下的停留时间无关，也就是前面提到的，马氏体转变量是冷却温度而不是等温时间的函数。二、等温形核、瞬时长大这类马氏体转变的主要特点是马氏体的核可以等温形成，核的形成有孕育期，形核率随过冷度增加，先增后减，符合一般热激活形核规律。核形成后的长大仍极快，且长大到一定尺寸后也不再长大，故这类转变的转变体积分数同样也取决于形核率而与长大速度无关。等温马氏体转变的一个重要特征是转变不能进行到终了，只能有一部分奥氏体可以等温转变为马氏体。这是因为已形成的马氏体使未转变的奥氏体发生了稳定化。三、自触发形核、瞬时长大点低于0的Fe-Ni、Fe-Ni-C等合金的奥氏体被过冷到点以下时将形成惯习面为的透镜片状马氏体。当第一片马氏体形成时，有可能激发出大量马氏体而引起所谓的爆发式转变。当第一片马氏体形成时，可以在其周围的其它的面上造成很高的应力，从而促发新的马氏体的形成。爆发转变停止后，为使马氏体转变继续进行，必须降低温度。Fe-25.7%Ni-2.95%Cr合金具有典型的等温马氏体转变，但当奥氏体被快冷到-150时将发生爆发式转变。由于爆发式转变时马氏体核是由转变开始时的所形成的第一片马氏体促发形成的，故称为自促发形核。概括以上三种转变的特点可以看出，主要差别在于形核及形核率不同，而核长大速度均极大，且均与转变温度关系不大，约在103cm/s数量级，即长成一片马氏体仅需10-7s。除了这三种类型的马氏体转变外，还存在一些慢速长大的马氏体转变。四、表面马氏体(略)五、奥氏体稳定化奥氏体稳定化是马氏体转变动力学中的一个特殊问题。奥氏体稳定化指的是奥氏体在外界因素作用下，由于内部结构发生了某种变化而使奥氏体向马氏体转变呈现迟滞的现象。由于奥氏体的稳定化将使冷至室温时的残余奥氏体增多，从而使硬度降低或使零件在使用过程中因残余奥氏体的转变而使几何尺寸变得不稳定(体积增大)。但另一方面，残余奥氏体量的增多也还有可能使抗接触疲劳能力增强。奥氏体稳定化包括热稳定化和机械稳定化。(一)热稳定化淬火冷却时，冷却暂时中断会引起奥氏体稳定性的提高，使奥氏体在继续过冷时难以转变为马氏体，使点下降，冷至室温时的残余奥氏体量增多。点既可定义为奥氏体自高温冷却时马氏体转变开始的温度，也可以广义地定义为马氏体转变开始前及开始后未转变的奥氏体继续开始转变为马氏体的温度。缓慢冷却也能引起奥氏体的热稳定化，因缓冷相当于在一连串温度下的短时停留，故淬至室温所保留的残余奥氏体量较水淬的多。引起热稳定化的必要条件是存在碳与氮。如用湿氢退火去除碳与氮，就不再出现热稳定化现象。影响热稳定化程度的主要因素是等温温度和等温时间。热稳定化有一温度上限，通常以表示，只有在以下等温停留或缓冷才会引起热稳定化。等温停留温度越高，能够达到的最大稳定化程度就越低。不论在哪一温度停留，热稳定化程度均随等温时间先增后减，当减小到某一数值后不再减小，达到稳定值。影响热稳定化程度的另一因素是已形成的马氏体数量。马氏体量越多，最大稳定化程度也越高。合金元素对热稳定化也有影响，碳化物形成元素Cr、Mo、V等能促进热稳定化，而非碳化物形成元素Ni、Si等的影响不大。柯俊认为，碳、氮原子在等温停留过程中进入位错形成Cottrell气团阻碍马氏体转变进行，引起奥氏体热稳定化。以上讨论的热稳定化现象又称低温热稳定化，因这一热稳定化现象是在以下或略高于的温度下发生的。另有一种在更高的温度一发生的具有独特规律的热稳定化现象，称为高温热稳定化。这种热稳定化与碳、氮原子无关，等温温度越高，稳定化程度越大，且随等温时间延长，稳定化程度不断增加。(二)机械稳定化在点以上，对奥氏体进行塑性变形，当形变量足够大时，可以引起奥氏体稳定性的提高，使随后冷却时的马氏体转变难以进行。点降低，残余奥氏体量增多，称为机械稳定化。低于点的塑性变形，可以诱发马氏体转变，但也使未转变的奥氏体变得稳定。即使得未转变的奥氏体产生机械稳定化。另外，马氏体转变所引起的相硬化也能引起奥氏体的机械稳定化。塑性变形量大时才引起机械稳定化，形变温度越高，稳定化程度越大。机械稳定化的原因可能是塑性变形引入奥氏体晶体的各种缺陷阻止马氏体核的长大。第六节 马氏体转变机制马氏体转变的切变模型 马氏体转变的无扩散性及马氏体转变时所出现的浮凸现象等都说明了马氏体转变是一个切变过程。母相点阵通过均匀切变转变为马氏体点阵。已经提出几种切变模型。有Bain模型、K-S切变模型、G-T切变模型。Bain模型 面心立方的奥氏体转变马氏体时，只要将面心立方点阵的轴压缩而将垂直于轴的及轴拉长，使轴上的点阵参数c接近于及轴上的a和b，即可得到马氏体点阵。图3-20。如含碳1%钢转变时，只需沿轴压缩20%，沿及轴伸长12%，即可得到正方度为1.05的马氏体点阵。Bain模型只能说明点阵的改组，不能说明转变时出现的表面浮凸和惯习面，也不能说明在马氏体中所出现的亚结构。第七节 马氏体的性能通过淬火得到马氏体是强化钢制工件的重要手段。在淬成马氏体后，虽然还要根据需要重新加热到不同温度进行回火，但回火后得到的性能在很大程度上仍决定于淬火所得的马氏体性能，因此有必要对马氏体的性能进行了解。对于一个结构件，重要的不仅是硬度和强度，而是硬度、强度与塑性、韧性的配合。一、马氏体的硬度和强度马氏体的硬度和强度之间有很好的线性对应关系，因此可以很方便地将二者一并讨论。(一)马氏体的硬度钢中马氏体最主要的特点是具有高硬度和高强度。实验证明，马氏体的硬度决定于马氏体的碳含量，而与马氏体的合金元素含量关系不大。图3-21是用各种不同成分的钢料得到的马氏体的碳含量对马氏体硬度的影响。图中曲线1为完全淬火后的硬度曲线。碳含量低时，淬火后硬度随碳含量增加而增加，但碳含量高时，由于淬火后残余奥氏体量增多，淬火所得的残余奥氏体量增加，硬度随碳含量增加反而有所下降。曲线2对于过共析钢采用的是高于的不完全淬火，淬火马氏体碳含量均相同，不随钢中碳含量而变，故硬度值也不变。为获得真正的马氏体硬度与马氏体碳含量的关系，必须采取完全淬火并进行冷处理，使奥氏体充分转变为马氏体，曲线3是马氏体硬度与碳含量的关系。可见，马氏体硬度值随碳含量增加而增加，但当碳含量超过0.6%时，硬度增长趋势明显下降。(二)马氏体高硬度高强度的本质对马氏体高硬度高强度的本质进行了大量的研究工作，其中最有代表性的是Winchell用一套特殊设计的点很低的Fe-Ni-C合金进行研究所得的结果。从这一系列工作结果来看，马氏体具有高硬度、高强度的原因是多方面的，其中包括相变强化、固溶强化、时效强化、晶界强化等。1、相变强化 马氏体转变时的不均匀切变以及界面附近的塑性变形将在马氏体晶体内造成大量缺陷。其中包括位错、孪晶以及层错等。显然晶内缺陷的增加将使马氏体强化。其本质与形变强化一样，通常称为相变强化。实验证明，无碳马氏体的屈服极限约为284MPa，此值与形变强化的铁素体的屈服强度很接近，而退火铁素体的屈服极限仅为98137MPa，这表明相变强化使屈服极限提高了147186MPa。2、固溶强化 钢中马氏体是碳及合金元素溶于相所形成的固溶体。由图3-21可知，对硬度与强度起决定性作用的是碳原子，而不是合金元素原子。因马氏体中过饱和的碳原子极易自马氏体中析出而引起时效强化，为严格区分碳原子时效强化效应和固溶强化效应，Winchell专门设计了一套点很低的碳含量不同的Fe-Ni-C合金，以保证马氏体转变时碳原子不可能发生时效析出。将合金淬成马氏体后立即在0测出屈服极限。所得结果如图3-22中曲线1。由曲线1可见，碳含量小于0.4%时，马氏体屈服极限随碳含量增加急剧升高，超过0.4%时屈服极限不再增加。为什么固溶于奥氏体的碳原子强化效果不大，而固溶于马氏体的碳原子强化效果显著？这是因为固溶于奥氏体与马氏体中的碳原子均处于铁原子组成的八面体中心，但奥氏体中的八面体为正八面体，碳原子的溶入只能使奥氏体点阵发生对称畸变，即沿三个对角线方向的伸长是相等的。马氏体中的八面体为扁八面体，即有一个对角线的长度小于另二个对角线，碳原子的溶入不仅将使点阵发生膨胀，还将使点阵发生不对称畸变，使短轴伸长，两个长轴稍有缩短，使扁八面体向正八面体转化。畸变的结果在点阵内造成一个强烈的应力场，阻止位错运动，从而使马氏体的硬度与强度显著提高。当碳含量超过0.4%后，由于碳原子箸靠得太近，使相邻碳原子所造成的应力场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应。由此可见，碳作为固溶强化元素，其含量大于0.4%以后就没有多大意义了。当碳原子存在时，合金元素的固溶强化效应微不足道，但对无碳铁素体与无碳马氏体，合金元素的固溶强化效应可能显示出来。3、时效强化 由于碳原子极易扩散，在室温下就可以通过扩散产生偏聚而引起时效强化。生产中所得的马氏体的强度包含了碳的时效强化效应。由图3-22曲线2可见，如淬成马氏体后先在0时效3h，再在0测屈服极限，所得结果较曲线1有明显提高，且碳含量越高，提高得越多。故当碳含量大于0.4%时碳可以通过时效强化对强度作出贡献。另外，应变时效对马氏体强度也有贡献。图3-23是马氏体的屈服极限与碳含量之间的关系。其中与碳含量无关，但却随碳含量增加急剧增加。这表明，马氏体本来比较软，在外力作用下，通过应变时效才使强度提高。碳含量越高，应变时效作用越明显。4、马氏体形态及大小 Winchell用加镍的方法降低点，所得的均为孪晶马氏体。故图3-22曲线1实为碳含量对孪晶马氏体固溶强化的影响。图3-24为碳含量对Fe-C合金马氏体显微硬度的影响。当碳含量低于0.3%时，马氏体中的亚结构基本上为位错，此时硬度与碳含量之间呈直线关系。碳含量大于0.3%以后，出现亚结构为孪晶的马氏体，此时马氏体硬度的增长偏离直线。可见，孪晶对强度有一附加贡献，碳含量相同时，孪晶马氏体的硬度与强度略高于位错马氏体。奥氏体晶粒大小与板条马氏体束大小对强度也有影响，奥氏体晶粒及马氏体板条束越细小，强度越高。二、马氏体的韧性一般认为，马氏体硬而脆，韧性很低。这种观点是片面的。 马氏体的韧性也受碳含量及亚结构的影响，可以在相当大的范围内变动。当碳含量0.4%时，马氏体韧性很低，变得硬而脆，即使经过低温回火，韧性仍不高。从保证韧性考虑，马氏体的碳含量不宜大于0.40.5%。除碳含量外，马氏体的亚结构对韧性也有显著影响。强度相同时，位错马氏体的断裂韧性显著高于孪晶马氏体。这是因为孪晶马氏体滑移系统少，位错不易运动，容易造成应力集中，而使断裂韧性下降。在生产中总是想方设法获得位错马氏体。三、马氏体相变超塑性金属在特定条件下可以具有超塑性。超塑性指的是高的延伸率及低的流变抗力。在相变时呈现的超塑性称