马氏体转变课件

1、第四章 马氏体转变 Martensite and Its Transformation王建刚1. 马氏体转变是由钢经A化后快速冷却抑制其扩散型分解，在降低的温度下发生的无扩散型相变。M转变是钢件热处理强化的主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火。因此，M转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系。2. 由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对M的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材潜力。3. 马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也发现马氏体相变。因此，凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都

2、称为马氏体相变，其相变产物都称为马氏体。 概述 我国早在战国时代就已进行了钢的淬火，出土西汉剑具有淬火马氏体组织。到19世纪中叶，索拜（Sorby）首先用金相显微镜观察到淬火钢中的这种硬相。1895年法国人Osmond将其命名为马氏体（Martensite) 。 19261927年 B库尔久莫夫等用X射线技术测得钢中马氏体为体心正方结构，并认为马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体。马氏体研发史 20世纪20年代以来，马氏体相变是金属学最活跃的研究领域之一。发现不仅钢中存在马氏体相变，在有色金属及合金、陶瓷材料中都可发生马氏体相变。 1924年，Bain提出了马氏体相变的应变模型，称为贝茵模型。

3、1929年，周志宏等首先将电解铁淬入水银，获得马氏体组织。此举证明，马氏体也可以是体心立方结构，不是碳在-Fe中过饱和固溶体。马氏体研发史 1930年，. B库尔久莫夫和G萨克斯（Sacks）首先测得Fe-C合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系，即K-S关系。 1933年，R. E迈尔（Mehl )测得在中、高碳钢中马氏体在奥氏体的225，晶面上形成，被称为惯习面。 1934年，西山测得Fe-Ni合金马氏体相变时存在西山关系。 1949年，Greniger和Troiano测定了Fe-22 % 、Ni-0.8C合金中的马氏体位向，发现了G-T关系。 1951年，J. W. Christ

4、ian首先提出了马氏体相变的层错形核模型。1953年，Frank首先提出 Fe-C225，马氏体与母相间的位错界面模型。它促成了K-D位错胞核胚模型的提出。马氏体研发史1952年，张经录首先用金相显微镜观察到Au-Cd合金马氏体的孪晶。19531954年，同时独立地提出两个马氏体相变的表象学假说，其一称为“W-L-R理论”；另一个称为“B-M理论”。1964年，Bogers-Burgers双切变模型被提出。 20世纪60年代末，70年代初先后提出马氏体相变的协作形变“理论”和范性协作模型，以及多次切变模型。到20世纪末就马氏体相变机制已经提出10余种模型，但均不够成熟。近一个世纪马氏体及马氏体

5、相变的研究已经取得了辉煌的成就。马氏体相变热力学、马氏体相变动力学、马氏体相变组织学、马氏体相变晶体学、马氏体的性能及其材料开发应用等各方面的研究均获得了显著的进展。 马氏体研发史但是，就马氏体相变机制的研究，尚未形成完整而成熟的理论体系，假说较多。马氏体的概念尚不确切，马氏体相变的概念尚存在缺点，需要使其更加正确。马氏体相变的自组织机制尚需要进一步地深入研究。Cohen教授曾经指出：马氏体相变可能是自然界中最为神奇美妙的过程之一。马氏体相变是材料科学中重要的转变之一。其研究具有巨大的理论和实际价值。马氏体相变相对于珠光体分解来说，是在低温下进行的无扩散相变，因此，马氏体相变具有一系列的相变特

6、征，不仅在钢中，在有色金属及合金、陶瓷材料中也发生马氏体相变。马氏体研发史绪言4-1 钢中马氏体的晶体结构4-2 马氏体转变的主要特点4-3 马氏体的组织形态及物理本质4-4 马氏体相变热力学4-5 马氏体相变动力学4-6 奥氏体的稳定化 4-7 马氏体的力学性能复习思考题主要内容重点： 1. 马氏体转变的主要特点； 2. Ms点定义及影响因素； 3. 马氏体的组织形态及力学性能。难点： 1. 马氏体转变的特点； 2. 马氏体产生异常正方度的原因以及马氏 体相变的晶体学位向关系。 3. 影响马氏体转变的因素。重点与难点4.1.1 马氏体的晶体结构4.1 马氏体的晶体结构和转变特点 马氏体的概念

7、（用晶体结构的角度）：C在-Fe中的过饱和间隙固溶体。 钢中M的性质主要取决于其晶体结构。经实验证实，M具有体心正方点阵，-转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的C全部保留在M点阵之中。随着M碳含量的不同，其点阵常数也相应发生变化。 -Fe的含碳量：最大在727， 0.0218C。 室温下，0.006C(一) 马氏体的晶胞及点阵常数4.1.1 马氏体的晶体结构C原子Fe原子碳原子在点阵中分布的可能位置是-Fe体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处，即八面体间隙处。4.1.1 马氏体的晶体结构ca碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长，a轴缩短，晶体结构变为体心正方。轴比c/

8、a 马氏体的正方度。4.1.1 马氏体的晶体结构C% 越高，正方度越大，正方畸变越严重。当0.20%C时，c/a=1，马氏体为体心立方晶格碳含量对正方度的影响上述关系也可用下列公式表示： 式中，a0 2.861（-Fe点阵常数） 0.116 0.013 0.046 -马氏体碳含量(重量百分数) (二) 马氏体的反常正方度1. 亚点阵概念并非所有的C 原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为三组，每一组都构成一个八面体，C 原子分别占据着这些八面体的顶点。由C 原子构成的八面体点阵称为亚点阵。4.1.1 马氏体的晶体结构若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时，马氏体应为体心立

9、方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C原子是优先占据第三亚点阵的。但是C原子全部占据第三亚点阵时与前式的测量结果也不吻合。而与80%C原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布(或部分无序分布)的。 2. 产生反常正方度的原理4.1.1 马氏体的晶体结构因此：具有反常低正方度的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果，而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时，出现ab 的正交点阵。温度回升到室温，C 原子重新分

10、布，有序度增加，正方度升高。 具有反常高正方度的新生马氏体，其C原子接近全部占据第三亚点阵。但计算表明，即使C原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有人认为，Al钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。4.1.1 马氏体的晶体结构一、表面浮凸现象和切变共格二、无扩散性三、具有特定的位向关系 四、惯习面的不变性五、马氏体相变具有一个形成温度范围六、马氏体转变的可逆性4.1.2 马氏体转变的特点一、表面浮凸现象和切变共格（200196）4.1.2 马氏体转变的特点马氏体形成时试样表面浮凸现象切变共格既属于母相（A）又属于新相（M）相变过程不是通过原子扩散，而

11、是通过切变方式使母相（A）原子协同式的迁移到新相（M）中，迁移的距离小于一个原子距离，并且两相间保持共格关系的一种相变。协同移动，如“军队式转变”，原来相邻的原子转变后仍相邻。切变的原子共格的原子4.1.2 马氏体转变的特点切变模型马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起,并牵动奥氏体突出表面。共格：相界面上的原子即属于新相，又属于母相，这种相界面上原子的紧密联系就称为共格，其界面称共格界面。 位错型马氏体共格界面 产生孪晶马氏体时共格界面切变：M转变时，由母相（A）变为新相（M）的晶格改组过程是以切变方式来进行的，即：新相与母相界面上的原子以协同的、集体的、定向的、有次

12、序的方式从母相向新相中的移动来实现的。 相邻原子间的相对移动距离不超过原子间距。这一过程就为切变。保持位相关系：在切变过程中，新相和母相晶格间始终保持着严格的位向关系，其晶面和晶向相互平行。4.1.2 马氏体转变的特点从观察到的马氏体相变时出现的宏观均匀切变现象，可以设想，在马氏体相变过程中原子是集体运动的，原来相邻的原子相变后仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距，即马氏体相变是在原子基本上不发扩散的情况下发生的。其主要实验证据为：1. 钢中奥氏体转变为马氏体时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心立方(或体心正方)点阵，而无成分变化；2. 马氏体相变可以在相当低的温度范围内（甚至在4

13、K) 以极快的速度进行，在这样低的温度下，原子扩散速度极小，相变已不可能以扩散方式进行；3. 原子协调移动，原来相邻的原子仍相邻（军队式转变），相邻原子的移动距离不超过一个原子间距。二、无扩散性4.1.2 马氏体转变的特点 相变晶体学是相变机制的核心内容。它提供相变时晶体结构的变化过程，揭示相变产物的物理本质。因此，如果说相变热力学、动力学的研究是外围战，那么，晶体学的研究则是攻坚战。一个世纪以来，对马氏体相变晶体学研究进行了大量的工作，但尚未形成统一的成熟理论。大多为模型和假说。本节仅作概略地介绍。 三、新旧两相间具有一定的晶体学关系4.1.2 马氏体转变的特点1. K-S (Kurdjum

14、ov-Sachs) 关系20世纪30年代初，库氏和Sachs确定了1.4%C钢中奥氏体与马氏体之间的位向关系为：密排面 111A /011M；方向 A / M此称K-S关系。据此设计了K-S切变模型。 4.1.2 马氏体转变的特点目前，钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系等。 这个模型说明了新旧相存在位向关系的来由。但是，按此模型，惯习面应为111，而实际上Fe-C合金马氏体的惯习面为557, 225，259，同时也不能解释亚结构及浮凸现象。2. 西山 (Nishiyama) 关系 西山在Fe-30Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间

15、存在K-S关系，而在-70以下形成的马氏体则具有下列位向关系，即西山关系： 111 /110 / 按照西山关系，在每个111面上马氏体只可能有三种不同的取向，所以4种111面上总共只有3412种可能的马氏体取向。 西山关系和K-S关系相比较，晶面的平行关系相同，而晶向却有516之差。 3. G-T (Greninger-Troiaon)关系 Greninger和Troiaon精确测量了 Fe-0.8、C-22Ni合金奥氏体单晶中的马氏体位向，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即 111 /110 差1 ； 110 / 111 差2马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向

16、关系，而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面即称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。钢中马氏体的惯习面常见的有三种：111 、225、和259。惯习面随碳含量及形成温度不同而异： 碳含量小于 0.6时为111， 碳含量在 0.61.4之间为225， 碳含量高于 1.4时为259 。四、惯习面和不变平面随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。所以，同一成分的钢也可能出现两种惯习面的马氏体，如先形成的马氏体惯习面为225，而后形成的马氏体惯习面为259。五、马氏体相变具有一个形成温度范围 必须将奥氏体快速冷却(大于临界冷却速度)至某一温度以下才能发生马氏体相变，这一温度称为

17、马氏体相变开始点，以Ms表示。1.有Ms和Mf，即有一 个转变温度范围；2.转变不彻底性，有残 余A。冷处理促使A转 变，但仍然会有剩余A。 温度图4-6 马氏体转变量与转变温度的示意图六、马氏体转变的可逆性 冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，同样，重新加热时，马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。 一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变。逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点，与冷却时的Ms及Mf相对应，逆相变时也有相变开始点As及相变终了点Af。 通常，As比Ms高，两者之差视合金成分而异。如：Au-Cd、Ag-Cd等合金的As与Ms

18、之差较小，仅为2050； 而Fe-Ni等合金的As与Ms之差就很大，大于400。 综上所述，马氏体相变区别于其他相变最基本的特点只有两个：一是相变以切变共格方式进行；二是相变的无扩散性。其他特点均可由这两个基本特点派生出来。 4.2.1 Bain 模型4.2.2 K-S切变模型4.2.3 G-T模型4.2 马氏体转变的切变模型 f.c.c可看作体心正方其轴比c/a=1.414A点阵只需适当变形，调整轴比，使之达到与含碳量对应的M正方度时，A即可转变成M。4.2.1 Bain模型（111）A(011)MXMYMZMXAYAZA模型不能解释表面浮凸效应和惯习面。如何由fcc转变为bcc点阵？先看奥

19、氏体111面4.2.2 K-S模型第一层第二层第三层将三层相邻(111)A晶面对某一层作垂直投影120马氏体011面第一层第二层第三层将三层相邻（011）面对某一层作垂直投影10928第一层第二层第三层120111A第二层原子沿方向做第一次切变沿方向做第二次切变110M10928相变经一次宏观均匀切变和一次宏观非均匀切变4.2.3 G-T模型4.3 马氏体的组织形态 经淬火获得马氏体组织是钢件强韧化的重要基础。由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。下面介绍钢及铁合金中存在的几种典型的马氏体组织。4.3.1 马氏体的形态板条状M片状M最

20、为常见不常见的有：蝴蝶状M、透镜片状M、薄板状M、薄片状M(一) 板条状马氏体低中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中一种典型的马氏体组织。低碳板条状马氏体每个单元的形状呈窄而细长的板条，许多板条总是成群地相互平行地连在一起。光镜下马氏体束马氏体群一个原奥氏体晶粒内可以有35个马氏体板条束 (图中A、B、C、D)，一个板条束内又可以分成几个平行的板条块 (如B区域) ； 板条块间成大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为0.55.020m。板条马氏体的惯习面接近111；马氏体和奥氏体符合介于K-S 关系。 板条马氏体的亚结构主要为

21、高密度的位错，位错形成位错网络(缠结)，位错密度随含碳量增加而增大，常为(0.30.9)1012/cm3.故称位错马氏体。不同腐蚀剂显示的板条状马氏体组织 (a) Fe-23.8Ni合金(硝酸酒精腐蚀);(b) Fe-24.5Ni合金(先用硝酸酒精后用NaHSO3水溶液腐蚀马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，厚度约为10020010-1nm。低碳钢板条马氏体中有2%4%的残余奥氏体。(二) 片状马氏体 片状M是铁基合金中的另一种典型的M组织，多出现在淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，其光学显微组织形态如图。Fe-32Ni合金的片状M组织 片状M的空间形态呈双凸透镜片状，又称为透镜片状

22、M。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为针状或竹叶状马氏体。 1.显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。 2.亚结构：主要为孪晶，所以又称为孪晶型马氏体。 根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相 变孪晶区(中间部分)和无孪晶区(片的周围部分，存在位错)。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。 孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂

23、的位错；也有的片状马氏体无中脊。3.位向关系：片状马氏体中常可见到有明显的中脊，片状马氏体惯习面接近225 或259；马氏体与母相奥氏体的位向关系符合K-S关系或西山(N)关系。4.与C%的关系：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢： C%0.3%时，板条马氏体； 0.3%C1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织； 1.0%时C%时，全部为片状马氏体组织。 并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。 合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。5.与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。隐晶马氏体： 工具钢不完全淬火将得到所谓“隐晶”马氏体，它是在马氏

24、体的基体上分布着剩余碳化物。 其马氏体经硝酸酒精侵蚀后难以在光学显微镜下观察到马氏体的形态，故得其名。它也是片状马氏体，在电子显微镜下可观察到它的片状特征，但由于奥氏体中尚有许多剩余碳化物，而且成分不均，故马氏体片长大受限，尺寸较短。 1. 蝶状马氏体 在Fe-Ni合金和Fe-Ni(-Cr)-C合金中，当马氏体在板条状M和片状M的形成温度范围之间的温度区域形成时，会出现具有特异形态的M。这种M的立体形态为“V”形柱状，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多角状马氏体 。图4-11 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体(三) 其他马氏体形态蝶状马氏体两翼的惯习面为225，两翼相交的

25、结合面为100。电镜观察证实，蝶状马氏体的内部亚结构为高密度位错，无孪晶存在，与母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系。2薄片状马氏体 在Ms点极低的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚度约为310m 的薄片状马氏体，其立体形态为薄片状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态。 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体 薄片状马氏体的惯习面为259，与奥氏体之间的位向关系为K-S关系，内部亚结构为112孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。平直的带中无中脊，这是它与片状马氏体的不同之处。3. 马氏体 上述各种马氏体都是具有体心立方(正方)点阵结构的马氏体()

26、。而在奥氏体层错能较低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方点阵结构的马氏体。马氏体呈极薄的片状，厚度仅为100300nm，其内部亚结构为高密度层错。Fe-16.4Mn-0.09C合金的马氏体马氏体的惯习面为： 111，与奥氏体之间的位向关系为： 111/0001， 110 /11204.3.2 影响马氏体形态和内部亚结构的因素(一) 马氏体的形成温度（Ms）随马氏体的形成温度降低：M的形态将按照板条状蝶状透镜片状薄片状的顺 序转化；亚结构则由位错逐步转化为孪晶。这是由于马氏体转变是在MsMf温度范围内进行的，对于一定成分奥氏体，有可能转变成几种不同形态的马氏体。 Ms

27、点高(C%0.3%)的钢：板条状马氏体； Ms点略低的钢：板条状和片状混合的马氏体； Ms点更低的钢：板条状M不再能形成，转变为片状M； Ms点极低的钢：片状M不再能形成，转变为薄板状M。(二) 奥氏体的层错能 奥氏体的层错能低时，易于形成马氏体。但层错能对其他形态马氏体的影响尚不统一。一般认为，奥氏体的层错能越低，越难于形成相变孪晶，而越趋向于形成位错型马氏体。如层错能极低的18-8不锈钢在液氮温度下也只能形成位错板条状马氏体。(三) 奥氏体与马氏体的强度 研究表明，马氏体的形态还与Ms点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关。马氏体相变驱动力是新相马氏体()与母相奥氏体( )的化学自由能

28、差。4.4.1 马氏体转变的驱动力4.4 马氏体转变的热力学分析 当温度TT0: Gra= Ga-Gr 0存在AM转变倾向 Gra是AM转变的驱动力，但与过冷度T的大小有关, 应达到：T =（T0-Ms） 各相自由能与随温度的关系当马氏体形成时，除了因形成新的界面而消耗界面能外，还要考虑其它能量消耗。如：因新相的比容增大和维持切变共格面引起的弹性应变能;产生宏观均匀切变而作功;产生宏观不均匀切变而在马氏体中形成高密度位错和细微孪晶(以能量的形式储存于马氏体中)；使邻近的奥氏体发生协作形变而作功。必须有较大的过冷度T=T0-MS (深度过冷)深度过冷：过冷度T=T0-MS 。MS为马氏体开始转变

29、温度。MS点的物理意义即为奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需的最小化学驱动力值时的温度； MS点反映了使马氏体转变得以进行所需要的最小过冷度。4.4.2 Ms点的物理意义 生产中制订等温淬火、分级淬火、双液淬火工艺以及冷处理工艺时必须参照Ms点； Ms点的高低直接影响到淬火钢中残余奥氏体量以及淬火变形和开裂的倾向； Ms点的高低往往影响着淬火马氏体的形态和亚结构，从而影响着钢的性能Ms点在生产中具有的重要意义4.4.3 影响Ms点的因素1.碳强烈地降低Ms点(一) 奥氏体的化学成分碳含量对碳钢Ms和Mf点的影响2.除铝、钴外，其余合金元素都不同程度降低Ms点合金元素对Ms点的影响4.4.3

30、 影响Ms点的因素采用“实验-统计法”确定钢Ms点的经验公式：4.4.3 影响Ms点的因素(一) 奥氏体的化学成分(二) 应力和塑性形变4.4.3 影响Ms点的因素1. 应力的影响 多向压应力会阻止M形成，使Ms（阻碍M转变时的体膨胀），拉应力或单向压应力有利于M形成而使Ms，真空淬火将使Ms。2. 形变的影响在Ms以上附近进行塑性变形时促使Ms，这是因为部分形变能转化为M相变驱动力。在MsMf进行塑性变形时促使马氏体转变量M%，并随着变形量，M%。当温度超过Md进行形变就不能产生M，这个温度界限称为Md点。生产应用这一现象进行形变强化处理，在Ms点以上将A形变增加A中位错，使K沿位错沉淀析出

31、，固溶体中C、合金元素含量降低，而Ms。加热温度和时间对Ms点的影响是复杂的。温度T，时间t，一方面会使C和合金元素更多地溶解到A 中，使Ms；另一方面使A晶粒长大和成分均匀化，使A形成时因体积变化产生的晶格畸变大为减少，而减小M形成时的切变阻力，导致Ms。（前者作用强，后者作用弱）。对于接近共析成分的钢和过共析钢：T和t主要使溶入A中的C及合金元素，导致Ms。 对于含C量较低的亚共析钢，通常加热到Ac3使其完全A化。因此随T和t，一般对Ms点影响不大或提高几度到十几度。(三) 奥氏体化条件4.4.3 影响Ms点的因素 若在马氏体转变前奥氏体己预先部分地转变为珠光体组织，将会使Ms点升高；珠光

32、体优先在奥氏体的富碳区形成，而剩余的奥氏体则相对地属于贫碳区。若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变为贝氏体，将会使Ms点降低贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成，而剩余的奥氏体则相对地属于富碳区。(四) 存在先马氏体的组织转变4.4.3 影响Ms点的因素由于贝氏体的强度和韧性较高，比容又较马氏体为小，因而经等温淬火的高速钢刃具具有高强度、高韧性和良好的切削性能，并且变形小，能防止开裂，可用于处理大型复杂的刃具。(四) 存在先马氏体的组织转变4.4.3 影响Ms点的因素4.5.1马氏体转变的形核4.5.2马氏体转变动力学的类型4.5马氏体转变的动力学 形核和长大，转变动力学由形核率和长大速度决定。形

33、核率是转变动力学的一个主要控制因素。这是一种经典的形核理论，其基本出发点是把马氏体转变看作为单元素的同素异构转变，认为形核率决定于形成临界尺寸核胚的激活能即形核功(W)和原子从母相转入新相所需克服的能垒即核胚长大激活能(U)。形核功来源于热起伏，核胚的长大是靠原子一个个地从母相转入新相来实现。 不适用于马氏体转变(一) 热形核说4.5.1 马氏体转变的形核实验发现，马氏体的核胚在合金中一些有利的位置优先形成。这种有利于形核的位置是那些结构不均匀的区域，如位错、层错等晶体缺陷，晶界、亚晶界或由夹杂物造成的内表面以及由于晶体成长或塑性形变所造成的畸变区等。从能量的观点看，是由于上述区域具有较高的自

34、由能，因而可作为马氏体的核胚。(二) 缺陷形核说4.5.1 马氏体转变的形核奥氏体中已存在马氏体时能促发未转变的母相形核。据此，提出了马氏体转变的自促发形核模型。自促发形核实际上是因先生成的马氏体使其周围奥氏体发生协作形变而产生位错，从而促成了马氏体核胚所致。(三) 自促发形核说4.5.1 马氏体转变的形核(一) 变温(降温)转变(二) 等温转变(三) 爆发式转变(四) 表面转变4.5.2 马氏体转变动力学的类型连续冷却(变温或降温)过程中进行，亦即在Ms点以下，随温度的下降马氏体形成量不断增加；若停止降温，转变即告中止，而继续降温，则转变复又进行，直至冷到Mf点为止。马氏体的转变量决定于冷却

35、到达的温度Tq，即决定于Ms点以下的过冷度(T =Ms -Tq) ，而与等温停留时间无关。(一) 变温(降温)转变4.5.2 马氏体转变动力学的类型非热学性转变，由于马氏体形成时相变驱动力较大，相变的共格性和原子的近程迁移等特点决定了其长大激活能较小，故其长大速度极快。在连续降温过程中马氏体转变量的增加是靠一批批新的马氏体片的不断形成，而不是靠已有马氏体片的继续长大。(一) 变温(降温)转变4.5.2 马氏体转变动力学的类型某些Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金或某些高合金钢，在一定条件下恒温保持，经过一段孕育期也会产生马氏体，并随着时间的延长，马氏体量增加，此称为马氏体的等温转变。(二)

36、 等温转变4.5.2 马氏体转变动力学的类型等温转变特点： 在Ms点以下某一温度停留，过冷奥氏体需经过一定孕育期后才开始形成马氏体； 随等温时间增长，马氏体转变量不断增多，即转变量是时间的函数。 随转变温度的降低，开始时转变速率增大，且孕育期减少，但到达某一转变温度后转变速率反而减慢，且孕育期增长。(二) 等温转变 Fe-Ni-Mn合金马氏体的等温转变IT图FeNiMn合金马氏体等温转变动力学图： 必须通过热激活过程才能形核，故也称其为热学性转变。 在任一温度下等温，马氏体的转变都是有限的，即转变不能进行到底。4.5.2 马氏体转变动力学的类型轴承钢等温马氏体马氏体点低于室温的某些合金，当冷却

37、到一定温度MB(MB0.01时才能发生热稳定化现象。无碳的Fe-Ni合金无热稳定化现象。在钢中，碳含量增加可使奥氏体的热稳定化程度增大。钢中常见的碳化物形成元素Cr、Mo、V等有促进热稳定化的作用；而非碳化物形成元素Ni、Si等对热稳定化的影响不大。 4.7.2 奥氏体的热稳定化 奥氏体热稳定化产生机理：人们从大量的热稳定化现象推测，热稳定化可能与原子的热运动有关，即认为是由于C、N原子在适当温度下向晶体点阵缺陷处偏聚(C、N原子钉扎位错)，因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。根据马氏体相变的位错形核理论，在等温停留时，C、N原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足

38、以钉扎它，阻止其长大成马氏体晶核。所以滞后温度值的意义是为了获得额外的化学驱动力以克服由于C、N原子钉扎位错界面而增加的相变阻力所需要的过冷度。4.7.2 奥氏体的热稳定化 按照这个模型，热稳定化程度应与界面钉扎强度(或界面上溶质原子浓度)成正比。这种理论上预见的热稳定化动力学与实验结果基本符合。在Fe-Ni合金中测得，奥氏体热稳定化时屈服强度升高13，因而使马氏体相变的切变阻力增大，引起Ms点下降，而需要的相变驱动力相应地提高18。 反稳定化：按上述模型，若将已经热稳定化的奥氏体加热至一定温度以上时，由于原子热运动增强，溶质原子又会扩散离去，使热稳定化作用下降甚至消失，这就是所谓的反稳定化。

39、 出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而异。高速钢中出现反稳定化的温度约为500550C。实际上，高速钢多次回火工艺即为反稳定比理论的实际应用。 热稳定化奥氏体经反稳定化处理后，如重新冷却，随温度下降，原子热运动减弱，溶质原子向界面偏聚的倾向又逐渐增大，因此，热稳定化现象会再次出现。 试验证明，高碳钢(W18Cr4V，Crl2Mo)的热稳定化现象的确是可逆的。 在热处理实践中，利用奥氏体的热稳定化可以协调淬火后工件变形和硬度这一对矛盾，因而具有重要意义。如：冷却速度越快，钢中马氏体量越多，残留奥氏体量越少，硬度越高，同时工件淬火变形加剧；反之，冷却速度慢，虽然淬火变形小，但硬度可能不足。因此，恰当的热处理工艺既能满足硬度要求，又能把淬火变形控制在合理的范围内。机械稳定