1、 加熱金屬冷卻時的轉(zhuǎn)變第一節(jié) 珠光體相變一、珠光體及其形成機(jī)理1研究珠光體型相變的意義鋼經(jīng)奧氏體化后，過冷至Ar1以下某一溫度范圍內(nèi)等溫，或以較慢的冷速連續(xù)冷卻，均可得到珠光體組織，它是由鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物，是一種穩(wěn)定的組織，其中，鐵素體為體心立方，硬度低而塑性高；滲碳體為復(fù)雜斜方，質(zhì)硬而脆，兩者合理的匹配，可得到良好的綜合力學(xué)性能，是鋼中的重要相變。 由于珠光體具有上述特征，故可作為機(jī)加工的中間熱處理，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；同時，也可用正火作為最終熱處理，獲得一定形態(tài)的珠光體，使結(jié)構(gòu)件具有良好的綜合力學(xué)性能；用得更為廣泛的則是作為淬火的預(yù)先熱處理

2、，為淬火作好組織上的準(zhǔn)備。 對于要求高硬度、高強(qiáng)度的構(gòu)件，則希望獲得馬氏體，為避免因工藝不當(dāng)使組織中出現(xiàn)珠光體相，則必須研究珠光體的形成動力學(xué)。2珠光體的類型片狀：片層方向大致相同的珠光體稱為珠光體團(tuán)（或領(lǐng)域），在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成35個珠光體團(tuán)。片狀珠光體：片狀珠光體(P) 150450nm 光鏡可分辨其F、Fe3C的層狀分布 索氏體(S) 80150nm 高倍屈氏體(T) 3080nm 光鏡下不能分辨形成溫度 P 650Ar1 S 600650 （共析碳鋼） T 550600 球狀珠光體 珠光體中的滲碳體呈球狀分布，其滲碳體的大小形態(tài)及分布，對最終熱處理后的性能具有直接的影響，是球化

3、退火驗收的重要指標(biāo)。3珠光體的片層間距S（一片F(xiàn)與一片F(xiàn)e3C的層數(shù)之和）實(shí)驗結(jié)果表明，S與T成反比，且，這一關(guān)系可定性解釋如下：珠光體型相變?yōu)閿U(kuò)散型相變，是受碳、鐵原子的擴(kuò)散控制的。當(dāng)珠光體的形成溫度下下降時，T增加，擴(kuò)散變得較為困難，從而層片間距必然減小（以縮短原子的擴(kuò)散距離），所以S與T成反比關(guān)系。在一定的過冷度下，若S過大，為了達(dá)到相變對成分的要求，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難；若S過小，則由于相界面面積增大，而使表面能增大，這時GV不變，S增加，必然使相變驅(qū)動力過小，而使相變不易進(jìn)行。可見，S與T必然存在一定的定量關(guān)系，但S與原子A晶粒尺寸無關(guān)。奧氏體的晶粒尺寸主要影

4、響珠光體團(tuán)的大小，A晶粒越小P團(tuán)越細(xì)小。4珠光體的力學(xué)性能對于片狀珠光體，由于鐵素體的塑性變形受到阻礙，位錯的移動限于滲碳片之間的鐵素體中進(jìn)行，增加了變形抗力，使強(qiáng)度得到提高。滲碳體片越薄，塑性變形的能力越強(qiáng)，其硬度越高；而厚的滲碳體易在變形中產(chǎn)生斷裂。薄片滲碳體卻可以承受部分變形，故強(qiáng)度升高的同時，塑性也有所提高。球狀珠光體中的滲碳體為球狀，其阻礙鐵素體變形的能力大為下降，比起片狀珠光體，它具有較低的強(qiáng)度以及較高的塑性。至于珠光體團(tuán)尺寸的減小，則可由Hall-Petch公式S=i+Kd-1/2知，強(qiáng)度將有所提高；同時，晶粒的細(xì)小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多，從而塑性亦有所提高。5

5、珠光體的形成機(jī)理珠光體相變是擴(kuò)散型相變、屬形核長大型。（1）相變的熱力學(xué)條件A（0.77%C）F(0.0218%C)+Fe3C面心立方 體心立方 復(fù)雜斜方欲實(shí)現(xiàn)上述共析轉(zhuǎn)變，需要依靠成分起伏達(dá)到各組成相成分的要求，依靠結(jié)構(gòu)起伏達(dá)到點(diǎn)陣重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、應(yīng)變能），后一起伏則依靠二相的化學(xué)自由能二差以及點(diǎn)陣缺陷的應(yīng)變能提供，可見，反應(yīng)必須在A1稍低溫度才能開始。CFe3CG在A1以下溫度，、Fe3C的自由能如圖所示。在這一溫度A轉(zhuǎn)變?yōu)橄嗉癋e3C相的驅(qū)動力均相等，所以開始形核時，相或Fe3C相，從熱力學(xué)上講，均可成為領(lǐng)先相。由于形成領(lǐng)先相的驅(qū)動力較小，所以起始相往往與母相保

6、持共格關(guān)系：111/110/011Fe3C<110>/<111>/<010> Fe3C但是從熱力學(xué)上講，形成P的驅(qū)動力更大，故在A1以下溫度，發(fā)生共格反應(yīng)更為有利。（2）片狀珠光體的形成機(jī)理珠光體在奧氏體中的形核，符合一般的相變規(guī)律。即母相奧氏體成分均勻時，往往優(yōu)先在原奧氏體相界面上形核，而當(dāng)母相成分不均勻時，則可能在晶粒內(nèi)的亞晶界或缺陷處形核。前已述及，從熱力學(xué)上講，在中優(yōu)先形成相或Fe3C相都是可能的，所以分析誰是領(lǐng)先相，必須從相變對成分、結(jié)構(gòu)的要求著手，從成分上講，由于鋼的含碳量較低產(chǎn)生低碳區(qū)更為有利，即有利于為領(lǐng)先相，但從結(jié)構(gòu)上講，在較高溫度，特別在

7、高碳鋼中，往往出現(xiàn)先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般認(rèn)為過共析鋼的領(lǐng)先相為Fe3C，而共析鋼的領(lǐng)先相為F，共析鋼的領(lǐng)先相并不排除F的可能性。珠光體的形核，依靠C原子的擴(kuò)散，滿足相變對成分的要求，而鐵原子的自擴(kuò)散，則完成點(diǎn)陣的改組。而其生長的過程則是一個“互相促發(fā)，依次形核，逐漸伸展”的過程，若在奧氏體晶界上形成了一片滲碳體（領(lǐng)先相為片狀，主要是由于片狀的應(yīng)變能較低，片狀在形核過程中的相變阻力小），然后同時向縱橫方向生長，由于橫向生長，使周圍碳原子在向滲碳體聚集的同時，產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)其C%下降到該溫度下x/k濃度時，鐵素體即在Fe3C相界面上形核并長成片狀；隨著F的橫向生長，又促使

8、滲碳體片的形核并生長；如果不斷形核生長，從而形成鐵素體、滲碳體相相同的片層。形成片狀的原因，一般以為：片狀可以大面積獲得碳原子，同時片狀擴(kuò)散距離短，有利于擴(kuò)散。當(dāng)形成，cem相界面以后，在的相界面上產(chǎn)生濃度差x/>x/k從而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿擴(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面，C濃度的平衡（在相界面上，濃度低于平衡濃度x/而Fe3C相界面上，濃度則高于x/k，為了恢復(fù)碳濃度的平衡，在相界面上形成，cem相界面上形成Fe3C，從而P實(shí)現(xiàn)縱向生長。鐵素體的橫向生長，由于其兩例滲碳體片的形成而終止，滲碳體的橫向生長亦然，故P片的橫向生長很快停止，而縱向生長繼續(xù)，直到與另一方向長來的P相遇

9、為止。這就形成了層片狀的珠咣體。隨著溫度的降低，碳原子的擴(kuò)散能力下降，從而形成的鐵素體、滲碳體片逐漸變薄縮短，片層間距縮短。由片狀PSF。（3）粒狀珠光體的形成機(jī)理粒狀珠光體是由等軸狀鐵素體和粒狀滲碳體混合物組成的，其形成的途徑有兩種：片狀珠光體的球化和由不均勻奧氏體直接形成。 片狀珠光體的球化根據(jù)湯姆遜弗雷德利西（ThomsonFrendlich）方程、半徑、新相粒子在溶劑中的飽和濃度原子量，表面能，密度知，新相粒子的半徑愈小，在母相中的溶解度越大。對于P中的Fe3C片，由于存在位錯，可形成亞晶界，從而在滲碳體亞晶界接觸下存在溝槽，在一定的熱力學(xué)條件下，這種溝槽由于表面張力作用而處于平衡態(tài)。

10、而當(dāng)熱力學(xué)條件改變（比如球化退火，等溫保溫）時，碳原子獲得一定的能量，可以越過能壘而產(chǎn)生擴(kuò)散時，尖角處的粒子由于曲率半徑較小，從而在相中的溶解度越大，溝槽處碳化物的溶解引起溝槽的加深，導(dǎo)致表面張力處于不平衡狀態(tài)。在界面張力的作用下，溝槽不斷加深，最后滲碳體斷裂。滲碳體片溶斷后，按尖角溶解，平面析出的規(guī)律逐漸球化。 在不均勻奧氏體中直接形成粒狀珠光體富碳區(qū)：碳附于未溶滲碳體上呈球狀析出，其余區(qū)域轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。貧碳區(qū)：先形成細(xì)片狀珠光體，其中一部分滲碳體的保溫過程中溶解后在鄰近粒狀滲碳體上析出，其余部分則在保溫過程中按上述的機(jī)理轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙钪楣怏w。 影響珠光體球化的因素奧氏體均勻化程度成分越均勻，越

11、不易球化，（易形成片狀P）。增加鋼的含碳量和加入強(qiáng)碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W），可增加未溶碳化物粒子，且退火加熱溫度不易過高。保溫時間球化是片狀P溶斷、碳擴(kuò)散的過程，這是需要時間的，短時間等溫，將使得P的球化不能充分進(jìn)行。晶體中的缺陷，亞晶界，退火保溫中，碳化物溶斷的機(jī)會，高碳鋼和用鍛造余熱球化退火，即通過塑性變形，引入位錯，及亞晶界，從而加速球化過程。6先共析相的形態(tài)（1）亞共析鋼中的先共析鐵素體針狀魏氏組織（奧氏體晶粒粗大、冷速適中形成的）塊狀(奧氏體晶粒較小,冷速較慢)網(wǎng)狀(奧氏體晶粒較大,冷速較快)V冷，先，一定，先先消失，形成偽共晶組織。（2）過

12、共析鋼中的先共析滲碳體粒狀 網(wǎng)狀 針片狀（正常） （魏氏組織）亞共析：完全退火；過共析：正火（可消除魏氏組織）網(wǎng)狀Fe3C，缺陷組織，Acm以上，正火后，球化。二、珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)1形核率相變對能量的要求，形核時須克服形核功擴(kuò)散越過能壘，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于，故，至一定溫度，擴(kuò)散影響占優(yōu)，故。2長大線速度故與的關(guān)系曲線亦出現(xiàn)極值。3珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線S550TA1AAPPT形狀因子，為球狀時，為時間指數(shù)，由550 ：4 2.5動力學(xué)亦具有三個特征：，孕育期縮短。在一定溫度下，開始及結(jié)束較小，中間較快。在后，達(dá)極大值。4影響珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)的因素（1）內(nèi)部因素a. 鋼的化學(xué)成分

13、含碳量亞共析鋼：C%，形成F先%，使F先的N，而P大多在A/F先的相界面上形核，F(xiàn)先%，使P的形核困難，且C%，使GAP，從而，故C曲線右移。過共析鋼：T>Acm，C%，有利于先共析Fe3C形核長大，且擴(kuò)散C加速。故Fe3C先加速，故P的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。Ac1Acm加熱C%獲得不均勻奧氏體及Fe3C殘，有利于P的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線右移。故，碳鋼中，共析鋼的C曲線最靠右。 合金元素除C0以外，只要合金元素溶入A ，均使A穩(wěn)定性增中，從而減慢AP，C曲線右移，其中M0作用最大。b.熱處理工藝 奧氏體成分的均勻化，減慢珠光體相變T，成分均勻化程度提高，不易獲

14、得相變所需的成分起伏。 奧氏體晶粒的粗化，減緩珠光體相變奧氏休成分的均勻性奧氏體成分不均勻程度的增加，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，而低碳區(qū)形成F，并加速碳原子的擴(kuò)散，可加速先共析相及珠光體的形成。未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相Fe3C的晶核，故可加速珠光體的形成。 奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。(2)外界因素a加熱溫度和保溫時間T，奧氏體晶粒尺寸增大，且成分趨于均勻化，減小了珠光體的N和，從而推遲珠光體相變。b應(yīng)力和塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形造成晶體的點(diǎn)陣畸變及，有的由于Fe,C原子的擴(kuò)散，從而N，。形變溫度越低，這

15、種作用越明顯。c. 等向壓應(yīng)力在等向壓應(yīng)力作用下，原子遷移阻力增大，阻礙了Fe,C原子的擴(kuò)散，及點(diǎn)陣改組的阻力增大。第二節(jié) 馬氏體相變一、馬氏體相變的基本特征及其分類馬氏體組織并不是洋人的專利，有關(guān)馬氏體的應(yīng)用，甚至可追朔到西漢（公元前206公元23），戰(zhàn)國（前425前221），其出土的鋼劍都具有淬火馬氏體組織，史記·天管書亦載有“水與火合為淬”，也就是說淬火不僅僅指冷卻（快速）的過程，同時也含有加熱的含義。迄今，存在馬氏體相變的材料已從高、中碳鋼延伸到多種材料，純金屬、鐵合金、低碳鋼、有色金屬（包括金屬間化合物），ZrO2的陶瓷、電介質(zhì)、鐵電材料、半導(dǎo)體、超導(dǎo)材料、非金屬化合物，甚

16、至高壓He及蛋白質(zhì)等。不同材料中的馬氏體顯示不同組織形態(tài)、特征和應(yīng)用價值。1馬氏體相變的基本特征（1）無擴(kuò)散型相變30年代，應(yīng)用電阻法就已測得，在高碳型馬氏體中形成一片馬氏體只需0.55×10-7s,相當(dāng)于1100m/s的形成速率（為金屬內(nèi)聲速的1/3），甚至在80K，也達(dá)到103m/s的長大速率。在80K的低溫下，原子不可能作超過一個原子間距的遷動。在淬火高碳鋼中，分別測得馬氏體和殘留奧氏體的點(diǎn)陣常數(shù)，結(jié)果表明兩相含碳量相同，說明馬氏體相變時，不需要改變成分。穆斯堡爾譜議測得殘留奧氏體內(nèi)（在八面體中心）的位置直接遺傳給了馬氏體，說明相變過程中，碳的相對位置沒有發(fā)生變化。然而，0.2

17、7%C合金鋼淬火后的殘留奧氏體中的含碳量卻達(dá)0.4%1.04%C，說明在形成低碳馬氏體時，碳原子的遷動跟得上或稍落后于馬氏體的形成。所謂無擴(kuò)散相變，可以理解為相變本身不需要原子的擴(kuò)散，相變的速度與原子擴(kuò)散的速度無關(guān)，即使在相變過程中發(fā)生了間隙型小原子的遷移，也只是相變的伴隨情況，而與相變本身無關(guān)（既不改變相變的本性，也不改變相變的速度）。（2）表面浮突效應(yīng)和不變平面應(yīng)變 表面浮突效應(yīng)早在1924年，Bain（貝茵）就提出馬氏體相變時，表面出現(xiàn)皺紋，為了深入研究這一現(xiàn)象，可先在拋光試樣的表面上，劃以直線劃痕，則在馬氏體轉(zhuǎn)變后直線劃痕被折位移。劃痕的位置情況如下圖。若在真空下實(shí)施馬氏體相變，由于真

18、空蝕刻作用，可看到表面浮突，浮突兩側(cè)呈現(xiàn)明顯的山陰和山陽。馬氏體形成時產(chǎn)生表面浮凸的示意圖基準(zhǔn)線變形的情況 慣習(xí)面和不變平面當(dāng)母相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，馬氏體往往在母相的一定晶面上形成，這一定的晶面即稱為慣習(xí)面。馬氏體長大時，慣習(xí)面即成為兩相的交界面。通常以母相奧氏體的晶面指數(shù)來表示慣習(xí)面，測定表明，慣習(xí)面均為非簡單指數(shù)面。在FeC合金系中測得<0.5%C,慣習(xí)面為111，0.51.4%C,為225，1.51.8%C，為259。由圖可見，直線劃痕在傾動面（馬氏體片的自由表面）處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。這說明馬氏體片與母相保持切變共格，慣習(xí)面未經(jīng)宏觀（10-2范圍）可測的應(yīng)變和轉(zhuǎn)動

19、，即慣習(xí)面為不變平面。 不變平面應(yīng)變由于直線劃痕在傾動面處不但保持連續(xù)，且不發(fā)生彎曲，說明傾動面一直保持為平面，況且拋光面是任意截取的。可見，發(fā)生馬氏體相變時，雖發(fā)生了變形，但母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻變形。造成均勻變形而慣習(xí)面為不變平面的應(yīng)變即為不變平面應(yīng)變。（3）新舊相保持一定的位向關(guān)系由于馬氏體相變時，不需要原子的擴(kuò)散，新舊相保持切變共格，所以相變后，兩相仍保持一定的位向關(guān)系。 KS關(guān)系Kurdjumov 和Sachs在1930年應(yīng)用X射線極圖法測得111/101m,<0¯11>/<¯111> m其中一種為（1

20、11）/（101）m，0¯11/¯111 m由于馬氏體（設(shè)為體心立方c%<0.2%鋼中）的101m面可能6中不同的取向，而奧氏體點(diǎn)陣中有4種111晶面，從而馬氏體共有24種取向。 西山關(guān)系Nishiyama 在1934年測得，按西山關(guān)系，在每個111面上，馬氏體可能有三種取向，故馬氏體共有12種取向。（4）馬氏體內(nèi)往往具有亞結(jié)構(gòu)電鏡研究表明，馬氏體組織內(nèi)往往由密度較高的位錯或較細(xì)的孿晶為其亞結(jié)構(gòu)。這種亞結(jié)構(gòu)，例如孿晶，表明有些區(qū)域經(jīng)過了切變，而有的區(qū)域則未經(jīng)切變。可見，馬氏體內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)是相變時不均勻（局部）切變的產(chǎn)物。（5）相變的可逆性PMAsMsMfAf逆轉(zhuǎn)變時，也

21、出現(xiàn)表面浮突，但與馬氏體形成時的方向相反。在鋼中的回火轉(zhuǎn)變（由馬氏體中析出碳化物），但Fe0.8%C鋼施以5000/S快速加熱，抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590600發(fā)生了逆轉(zhuǎn)變。馬氏體相變?yōu)闊o擴(kuò)散型相變，屬形核長大型，并具有可逆性。在點(diǎn)陣協(xié)力重組過程中，保持切變共格。以均勻應(yīng)變產(chǎn)生宏觀變形，出現(xiàn)表面浮突相界面。即慣習(xí)面為母相的非簡單指數(shù)面，不應(yīng)變，不轉(zhuǎn)動。由于點(diǎn)陣重組的需要，點(diǎn)陣須在微觀范圍內(nèi)作第二次不均勻切變，從而在馬氏體精細(xì)結(jié)構(gòu)（直結(jié)構(gòu)）中留下了大量的位錯或?qū)\晶。2馬氏體的定義過去，人們常將硬而脆的性能、針狀組織的形貌與馬氏體聯(lián)系在一起，自從低碳鋼中發(fā)現(xiàn)了條狀馬氏體，以高速冷卻獲得純鐵馬氏體并不

22、表現(xiàn)為硬而脆的性能，特別是在CuAl等有色金屬中獲得的馬氏體與上述概念差的更遠(yuǎn)。人們對馬氏體及馬氏體相變均有了更深的認(rèn)識。經(jīng)歷幾十年的研究，人們更傾向于將馬氏體相變看成是置換原子無擴(kuò)散切變，使其形狀改變的相變。而其相變產(chǎn)物，即為馬氏體。3馬氏體相變的類型（1）按相變驅(qū)動力分類在： 由于形成馬氏體時，尚需考慮進(jìn)行不變平面切變，不均勻切變的切變能，馬氏體的儲存能等。故相變溫度必然低于T0，在Ms：GMMs的差值（選為正值）稱為相變驅(qū)動力。 相變驅(qū)動力較大的相變一般達(dá)103J/mol數(shù)量級，如鋼中的相變，驅(qū)動力均在1100J/mol 以上。 相變驅(qū)動力較小的相變一般達(dá)10102J/mol 數(shù)量級，如

23、FeRu形成馬氏體的相變驅(qū)動力只有210J/mol ，而彈性馬氏體的相變驅(qū)動力則只有1020J/mol。（2）按形成方式分類 變溫馬氏體 轉(zhuǎn)變量是溫度的單值函數(shù)。 等溫馬氏體 轉(zhuǎn)變量是溫度和時間的函數(shù)：具有馬氏體的長大；新馬氏體的形核。 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變 低碳鎳鋼、鉻鋼、錳鋼，Ms<0。在MB(MB< Ms<0)以下，瞬間（幾分之一秒內(nèi)）劇烈地形成大量馬氏體，有的高達(dá)70%M。 彈性馬氏體相變熱彈性：相變驅(qū)動力小，相變熱滯小；相變形狀應(yīng)變?yōu)閺椥詤f(xié)作，相界面能往復(fù)（正、逆向）運(yùn)動。半熱彈性：部分滿足上述條件。非熱彈性：完全不符合其中條件的，即相變滯熱大；一片馬氏體瞬間長至完整大小（形

24、狀）；界面呈不動界面；常形成位錯來協(xié)作相變所產(chǎn)生的形狀應(yīng)變。4馬氏體的類型 按形貌分類條狀馬氏體 構(gòu)成馬氏體的最小單元為條狀馬氏體，其交界面為平面。片狀馬氏體 針片狀，大小不一，互成交角。其它馬氏體 蝶狀、薄片狀、等。 按亞結(jié)構(gòu)分類 位錯型和孿晶型馬氏體按晶體結(jié)構(gòu)類型分類鋼中馬氏體是碳在Fe中的過飽和固溶體，由于碳的溶入，使馬氏體的點(diǎn)陣常駐數(shù)發(fā)生了變化，<0.2%馬氏體為體心立方，而高碳鋼中的馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)。這是由于碳沿C軸方向擇優(yōu)分布的緣故。軸比c/a稱為馬氏體的立方度。c/a=1+其中為馬氏體含碳量（wt%），=0.046±0.001Å馬氏體：bcc bct

25、一般鋼的淬火組織均為馬氏體馬氏體：hcp,在Fe-Mn Fe-Ru Fe-Ir及18-8型不銹鋼中看到馬氏體：由18層菱面構(gòu)成，為一種密排結(jié)構(gòu)，一般在-50以下形成。K馬氏體：具有反常軸比的馬氏體，存在于低溫，加熱時轉(zhuǎn)變?yōu)檎］S比的馬氏體。二、馬氏體的形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)1馬氏體的形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)（1）低碳條狀馬氏體板條狀馬氏體組織構(gòu)成示意圖典型的低碳鋼淬火組織為條狀馬氏體及條間殘余奧氏體。當(dāng)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀馬氏體時，每一個奧氏體晶粒被分割為幾個馬氏體群，每個馬氏體群又由數(shù)個馬氏體塊（束）組成。構(gòu)成馬氏體塊的最小單元即為條狀馬氏體的微觀慣習(xí)面為111，（111），（T11），（1T1），（11T），馬

26、氏體群則是慣習(xí)面相同的條狀馬氏體，在馬氏體相變時，可以形成（在一個奧氏體晶粒內(nèi)），4組慣習(xí)面指數(shù)不同的馬氏體群。若以慣習(xí)面為（111），的馬氏體群的形成為例，則在該慣習(xí)面上，110 m,可有6個取向。即(110)m, (101)m,(011)m, (T10)m, (T01)m, (0T1)m,它們在空間的位向關(guān)系不是互成600就是垂直，從而在金相觀察時，若侵蝕適當(dāng)，可看到黑白相間的馬氏體塊。由透射電鏡分析知，條狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)大多為高密度位錯，達(dá)10101012/2位錯形成位錯胞，胞內(nèi)位錯密度較低，胞界則為高密度位錯區(qū)。但在某些合金中的條狀馬氏體中亦發(fā)現(xiàn)相變孿晶。不呈孿晶關(guān)系的條狀馬氏體中存在

27、殘條奧氏體，這種微量的奧氏體對條狀馬氏體的韌性貢獻(xiàn)很大。這種殘余奧氏體是由于相鄰馬氏體條切應(yīng)變產(chǎn)生的壓應(yīng)力而導(dǎo)致的機(jī)械穩(wěn)定性及碳原子遷移造成的化學(xué)穩(wěn)定化造成的。其厚度約為100200A0。呈孿晶關(guān)系的條狀馬氏體中不存在這種殘余奧氏體薄膜。（2）高碳片狀馬氏體高碳馬氏體呈片狀，由于高碳馬氏體的形成溫度較低，故在片狀馬氏體中存在大量的殘余奧氏體。高碳片狀馬氏體形成時，先形成的第一片馬氏體往往橫貫整個奧氏體晶粒，將奧氏體晶粒一分為二，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。所有的馬氏體片既不相互穿越，也不穿過母相的晶界和孿晶界，后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內(nèi)進(jìn)一步分割奧氏體晶粒。高碳馬氏體呈凸透鏡狀，

28、系數(shù)馬氏體片的中間有一條中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，旦大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。高碳馬氏體組織示意圖片狀馬氏體的慣習(xí)面，隨形成溫度的下降，由225變?yōu)?59。亞結(jié)構(gòu)為細(xì)的孿晶，它們一般集中在中脊面附近，隨形成溫度的下降，孿晶區(qū)擴(kuò)大，乃至整個馬氏體片。呈部分孿晶的馬氏體片，其長大過程可分為兩個階段：在第一階段，不均勻切變的形式為孿生切變，其不變平面即為中脊面；在第二階段，同一孿生單元呈滑移切變，形成位錯，滑移的原因，可能是由于相變放熱使局部溫升。由于馬氏體互成交角，后形成的馬氏體片對先形成的馬氏體片有撞擊作用，可使相接觸處產(chǎn)生微裂紋。2鐵鋼的馬氏體的類型及其特征對比在鋼中，C%，

29、Ms，條狀片狀，位錯孿晶條狀馬氏體及片狀馬氏體形態(tài)、晶體學(xué)特征對比表特征條狀馬氏體片狀馬氏體慣習(xí)面（111）（225）（259）位向關(guān)系KS關(guān)系111110 （110）（111）KS關(guān)系111110（110）（111）西山關(guān)系（111）110（211）（110）形成溫度Ms>350Ms200100Ms<100C%<0.30.31時為混合型11.41.42組織形態(tài)條寬為0.10.3m慣習(xí)面指數(shù)相同的馬氏體構(gòu)成馬氏體群，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可形成34個馬氏體群，而在一個馬氏體群內(nèi)含有36個馬氏體塊，塊間為大角度晶界呈凸透鏡片狀，中間稍厚，初生片橫貫奧氏體晶粒，次生片較小，互成交角，

30、相互撞擊，接合處有微裂紋，片的中央有中脊，常將之看成慣習(xí)面。同左，在兩個初生片之間見到“Z”字形分布的細(xì)薄片亞結(jié)構(gòu)高密度位錯網(wǎng)絡(luò)，形成位錯胞，常見到少量細(xì)小孿晶寬度50埃的細(xì)小孿晶，以中脊為中心，隨MS下降，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣為復(fù)雜的直線式螺位錯列殘奧呈薄片膜狀存在于片的周圍，隨含量增加而增加形成過程各自獨(dú)立形核，10-4s/片MS高，無爆發(fā)轉(zhuǎn)變降溫形成，長大速率高10-7s/片，MS低時，有爆發(fā)轉(zhuǎn)變3影響形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的主要規(guī)律（1）母相的化學(xué)成分這是決定馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)的主要因素，C%，位錯孿晶；條狀條狀+片狀片狀 FeC二元中，加入合金元素縮小相區(qū)(V,Cr,Mo,W)促進(jìn)條狀馬

31、氏體的形成擴(kuò)大相區(qū)： (C,N,Ni,At),Me%,條狀片狀(Mn,Ru,Ir,) Me%,層錯能，條狀馬氏體（密排立方）Cu, 在Fe中固溶量小，對MS影響不大，仍為條狀Co Co%，MS，促進(jìn)條狀馬氏體的形成在FeNiC合金系中， C%，Ms，形態(tài)：條狀條狀與片狀蝶狀片狀片狀+薄片狀薄片狀（2）壓力高壓促使低碳鋼中出現(xiàn)孿晶馬氏體（如Fe-0.2C）常壓下馬氏體富有韌性，高壓下卻具有高脆性。（3）淬火冷卻速率常用的冷速對馬氏體形態(tài)無顯著影響，但0.76C14Ni鋼中，冷速13200/s17050/s，條狀+片狀片狀，且M%（4）影響因素隨著馬氏體形成溫度的下降，形態(tài)由條狀片狀過渡，亞結(jié)構(gòu)由

32、位錯孿晶。當(dāng)馬氏體在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應(yīng)力較低，滑移比孿生更易于發(fā)生，從而亞結(jié)構(gòu)中留下大量位錯。同時，由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強(qiáng)度均較低，相變時，應(yīng)力的松馳可以同時在奧氏體及馬氏體中以滑移方式松馳，故慣習(xí)面為（111），由于（111）晶系較少，使形成馬氏體的起始位向數(shù)較小，從而有利于條狀馬氏體的形成，隨著形成溫度的下降，不均勻切變的方式逐漸過渡為以孿生方式進(jìn)行。這時，若奧氏體的S超過206Mpa，則形成慣習(xí)面為（259）的片狀馬氏體，這是由于相變應(yīng)力在兩相中均只以孿生的方式松弛所致；若奧氏體的S低于206Mpa，而形成馬氏體的強(qiáng)度較高，則應(yīng)力在奧氏體中以滑移方式松弛，而在馬氏

33、體中卻以孿生方式松弛，則形成慣習(xí)面為（225）的片狀馬氏體。4工業(yè)用鋼淬火馬氏體的金相形態(tài)（1）低碳鋼中的馬氏體為了獲得高強(qiáng)度、高韌性、低的冷脆轉(zhuǎn)化溫度，常得到條狀馬氏體。由于低碳馬氏體在300回火時，有致脆現(xiàn)象，故應(yīng)選用150200的低溫回火，以消除熱處理應(yīng)力。（2）中碳結(jié)構(gòu)鋼中的馬氏體為了在回火后獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，常選用較低的奧氏體化溫度，以獲得組織較細(xì)的條狀+片狀馬氏體的混合組織。（3）高碳工具鋼中的馬氏體為了增加工具鋼的高硬度、高耐磨性，常選用過低的奧氏體化溫度，保留一定量未溶碳化物粒子，并在處理后獲得隱晶狀馬氏體與粒狀碳化物的混合組織。溫度應(yīng)力松弛滑移孿生高低M、AAMM、11

34、1225259條狀片狀片狀(中脊)位錯位+孿孿+位三、馬氏體相變的開始和停止T. Y. Hsu and Chang Hongbing, Acta Metall., 32(1984), 343T. Y. Hsu , Chang Hongbing and Luo Shoufu, J.Mater., Sci.,18(1983), 3206Chang Hongbing and T. Y. Hsu, Acta Metall.,34(1986), 3331馬氏體相變開始溫度(Ms)及其測定在，兩相自由能相等，相與具有相同成分的相處于熱力學(xué)平衡，而，在，相比相多出的那部分自由能用以提供馬氏體相變所需的切變能

35、、界面能、應(yīng)變能等，即表示了相變的滯后程度，也間接表明了相變驅(qū)動力的大小。 馬氏體的性能取決于馬氏體的相結(jié)構(gòu)（尤其是韌性）。前已述及，亞結(jié)構(gòu)與是密切相關(guān)的，在生產(chǎn)實(shí)踐中，為了獲得較高韌性的馬氏體，必須選擇>350的鋼種。 越低，鋼淬火到室溫時的越多，為了獲得足量馬氏體，必須選擇合適的鋼種，或?qū)Υ慊痄撟鞅涮幚怼?制訂淬火工藝離不開溫度。 加工形變會誘發(fā)其馬氏體的形成，其所需切應(yīng)力，往往與呈線性關(guān)系，這也需參考溫度。 其它諸如沉淀型不銹鋼，要求經(jīng)固溶處理后的較低，以便于軋制，但要求回火后具有較高的以求強(qiáng)化及穩(wěn)定，要了解其變化規(guī)律。 形狀記憶合金的往往決定了該合金的工作溫度。 膨脹法：利用母

36、相與馬氏體之間比容的不同 電阻法：利用兩相間電容的不同，以測定、 磁性法：奧氏體不具有鐵磁性，馬氏體具有鐵磁性。只可用于鋼鐵材料。 金相法：回火馬氏體易于腐蝕，淬火馬氏體不易腐蝕。溫度As=510510電阻溫度120Ms=120電阻以電阻法測定Fe-23.75Ni的Ms及As溫度2影響Ms溫度的因素（1）母相的化學(xué)成分碳是影響Ms溫度最為強(qiáng)烈的元素 （）GFGAGT 其中為碳的摩爾分?jǐn)?shù)。上述變化規(guī)律可由熱力學(xué)上得到解釋。 （含碳量增加）C%,GF,GA,(AF)T0研究表明，馬氏體相變驅(qū)動力與奧氏體在Ms的屈服強(qiáng)度成線性關(guān)系：合金元素的影響常見合金元素除鈷和鋁Ms以外，其它元素均使之減低。而強(qiáng)

37、碳化物形成元素（如釩，鈦，鎢等），若在正常淬火溫度，大多以碳化物形式存在，很少溶入奧氏體，故對之影響不大。當(dāng)存在多種合金元素時，則將發(fā)生交互作用，一般需通過試驗確定其影響規(guī)律。（2）應(yīng)力和塑性變形在一定溫度范圍內(nèi)的塑性變形，將誘發(fā)馬氏體相變，通常將塑性變形能誘發(fā)馬氏體相變的最高溫度稱之為Md溫度。高于此溫度的塑性變形將不會產(chǎn)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體的形成。應(yīng)力對馬氏體相變的誘發(fā)作用，是由于形變能為馬氏體相變提供了附加的驅(qū)動力，或提供了相變所需的晶體缺陷（層錯或位錯），從而使相變可以在較高的溫度發(fā)生，即相當(dāng)于升高了Ms溫度。而在Md以上溫度的塑性變形，卻不能起到上述效果。實(shí)驗表明，在MsMd溫度范圍的塑

38、性變形度愈大，由形變誘發(fā)的馬氏體量愈大，但對隨后冷卻過程中的馬氏體相變卻起了抑制的作用。實(shí)驗還表明，在Md以上溫度的塑性變形雖不能誘發(fā)馬氏體的形成，然而少量的塑性變形卻能促進(jìn)隨后冷卻時馬氏體的轉(zhuǎn)變，但過量的變形將起著反作用，甚至引起奧氏體穩(wěn)定化。（3）奧氏體化條件奧氏體化時的加熱溫度和保溫時間對的影響較為復(fù)雜：提高加熱溫度和延長保溫時間，既有利于碳和合金元素溶入奧氏體，使奧氏體的成分均勻化，從而降低Ms；然而，這一過程又易引起奧氏體晶粒長大，從而降低切變強(qiáng)度，使Ms點(diǎn)升高。（4）存在非馬氏體的組織若為珠光體，則由于珠光體優(yōu)先在奧氏體的富碳區(qū)形成，故表現(xiàn)為Ms點(diǎn)升高；若先形成貝氏體，則由于貝氏體

39、優(yōu)先在奧氏體的貧碳區(qū)形成，故表現(xiàn)為Ms點(diǎn)下降。四、奧氏體的穩(wěn)定化1奧氏體的穩(wěn)定化現(xiàn)象實(shí)踐發(fā)現(xiàn)，如在Ms以上或以下某一溫度作等溫停留，或?qū)W氏體進(jìn)行適量的變形，則將使隨后冷卻過程中馬氏體轉(zhuǎn)變呈遲滯，即引起馬氏體開始轉(zhuǎn)變或繼續(xù)轉(zhuǎn)變的溫度降低，或使殘余奧氏體量增多，這一現(xiàn)象被稱為奧氏體穩(wěn)定化現(xiàn)象。其中，前一種現(xiàn)象，被稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化，而后一現(xiàn)象被稱為奧氏體的力學(xué)穩(wěn)定化。2奧氏體的熱穩(wěn)定化T12鋼奧氏體的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象 奧氏體穩(wěn)定化示意圖所謂奧氏體的熱穩(wěn)定化是指鋼在淬火冷卻過程中，由于冷卻緩慢或等溫停留，使隨后奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象。 在一定的溫度下，等溫停留時間愈長，奧氏體熱穩(wěn)定化程度

40、愈高30CrMnSiA鋼經(jīng)900停留 Cr12鋼960加熱，在不同溫度1分鐘后空冷至室溫 停留3和25分鐘后空冷至室溫圖示為T12熱穩(wěn)定化現(xiàn)象：縱軸為磁強(qiáng)計讀數(shù)，與馬氏體轉(zhuǎn)變量成正比。在連續(xù)冷卻過程中，馬氏體轉(zhuǎn)變量隨溫度下降不斷增多。若冷至20作30秒等溫停留，則隨后再冷卻時，馬氏體并不立即形成，而是滯后35后再形成馬氏體；若等溫的時間為3天、33天，則滯后溫度達(dá)到93、118。可見，隨等溫時間的延長，滯后溫度值增大；同時，最后形成的馬氏體量亦有所減少。通常可用滯后溫度或以殘留奧氏體量衡量奧氏體穩(wěn)定化程度，其值愈大，則奧氏體熱穩(wěn)定化程度愈高。奧氏體的熱穩(wěn)定程度將受停留溫度，停留時間，鋼的化學(xué)成

41、分和冷卻速度等因素的影響。 若等溫時間不變，則隨著等溫溫度的升高，奧氏體熱穩(wěn)定化程度先升高；超過某一溫度反而下降，即出現(xiàn)反穩(wěn)定化現(xiàn)象如圖所示，在30CrMnSiA和Cr12鋼的熱穩(wěn)定化的實(shí)驗曲線上均出現(xiàn)峰值，即奧氏體的反穩(wěn)定化現(xiàn)象。 在同樣的冷卻條件下，鋼中含碳量愈高，奧氏體熱穩(wěn)定化程度愈高由圖可見，隨含碳量的增加，鋼中的殘留奧氏體量增多，即奧氏體的熱穩(wěn)定化程度增大。冷卻速度和等溫溫度對奧氏體熱穩(wěn)定化的影響一般認(rèn)為，奧氏體的熱穩(wěn)定化是由于在適當(dāng)溫度停留過程中，奧氏體中的碳、氮原子與位錯發(fā)生交互作用形成柯氏氣團(tuán)，從而強(qiáng)化奧氏體，使馬氏體相變的阻力增大所致。3奧氏體的力學(xué)穩(wěn)定化前已述及，在Md以上

42、溫度的塑性變形，將抑制隨后冷卻時馬氏體的轉(zhuǎn)變，即產(chǎn)生奧氏體的力學(xué)穩(wěn)定化現(xiàn)象。試驗表明，少量塑性變形對馬氏體轉(zhuǎn)變具有促進(jìn)作用，而超過一定量的塑性變形將對馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生抑制作用。奧氏體力學(xué)穩(wěn)定化示意圖一般認(rèn)為，小變形時，往往增加奧氏體中的層錯，并在晶界及孿晶界處生成位錯網(wǎng)絡(luò)，形成胞狀結(jié)構(gòu)，這種缺陷組態(tài)將有助于馬氏體的形核；而變形度較大時，奧氏體中將形成高位錯密度區(qū)和亞晶界，使奧氏體強(qiáng)化，從而使奧氏體穩(wěn)定化。奧氏體力學(xué)穩(wěn)定化示意圖4奧氏體穩(wěn)定化規(guī)律在生產(chǎn)中的應(yīng)用（1）保留一定殘留奧氏體量，以減少工件變形 采用分級淬火，在Ms點(diǎn)以上溫度停留，產(chǎn)生奧氏體熱穩(wěn)定化，控制殘留奧氏體量。 采用等溫淬火，控制殘

43、留奧氏體量。 提高奧氏體化溫度，增加奧氏體含碳量，降低Ms點(diǎn)，以增加鋼中的殘留奧氏體含量。（2）盡量減少奧氏體量，以提高工件的硬度和耐磨性 增加淬火時的冷卻速度，將增加奧氏體的穩(wěn)定性。 分級淬火時，選擇在Ms點(diǎn)附近，減小奧氏體的熱穩(wěn)定化程度，減少殘留奧氏體含量。 淬火后，盡量縮短冷處理工藝的間隔時間，增加冷處理后的馬氏體含量。 淬火后，在一定溫度回火，使殘留奧氏體發(fā)生反穩(wěn)定化，在回火冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，以提高鋼的強(qiáng)度和硬度。（3） 增加奧氏體的穩(wěn)定性，以保證工件尺寸的穩(wěn)定性和鋼的強(qiáng)韌性五、馬氏體的力學(xué)性質(zhì)以上各節(jié)介紹了馬氏體相變的一般規(guī)律及其影響因素，研究這些規(guī)律的根本目的在于通過相變改善

44、鋼材的使用性能，延長鋼材在使用條件下的使用壽命，這就要求鋼材必須具有足夠的強(qiáng)度和一定的韌性。經(jīng)淬火回火處理的鋼件其性能往往取決于鋼中的馬氏體、殘留奧氏體及碳化物的性質(zhì)、數(shù)量及分布。從而，了解鋼在淬火后的組織馬氏體的性能對分析熱處理的性能將是十分有益的。1馬氏體的強(qiáng)度和硬度上圖顯示了Fe-C、Fe-Ni合金中板條狀馬氏體的硬度和之間的線性關(guān)系。對屈強(qiáng)比為常數(shù)的合金，硬度和屈服強(qiáng)度也存在類似的關(guān)系。由于這一關(guān)系的存在，工業(yè)上常以硬度作為熱處理鋼的強(qiáng)度的重要檢驗因素。鋼中馬氏體最重要的性能是高強(qiáng)度、高硬度。由上圖可見，隨鋼中含碳量的增加，硬度升高，當(dāng)含碳量超過0.6%以后，雖然馬氏體硬度繼續(xù)升高，而

45、淬火鋼的硬度并不升高（圖中曲線2），甚至有所下降（圖中曲線1）。這主要是由于殘留奧氏體量增加所致。馬氏體具有高強(qiáng)度的強(qiáng)化機(jī)制，可以分為固溶強(qiáng)化、時效強(qiáng)化和相變強(qiáng)化。（1）固溶強(qiáng)化為了區(qū)分碳原子的固溶強(qiáng)化效應(yīng)與時效強(qiáng)化效應(yīng)，有人設(shè)計了一組Ms點(diǎn)極低且含碳量不同的FeNiC合金，以保證馬氏體相變能在C原子不可能發(fā)生時效析出的低溫下進(jìn)行。該試驗結(jié)果示于下圖。曲線1是淬火后立即在0下測得的與含碳量關(guān)系。由曲線可見，隨含碳量增加，馬氏體強(qiáng)度升高，然而，含碳量打0.4%以上時，強(qiáng)度不再上升。按曲線1可以列出 (Mpa)碳原子對馬氏體的固溶強(qiáng)化效應(yīng)是由于C原子造成了點(diǎn)陣的不對稱畸變引起的。前面已經(jīng)提及C原子

46、在奧氏體八面體中心位置遺傳給了馬氏體。大家知道，奧氏體的八面體是正八面體，C原子的熔入只能使奧氏體點(diǎn)陣對稱膨脹，從而其固溶強(qiáng)化效應(yīng)不大。而體心立方中的八面體是扁八面體，C原子的溶入使扁八面體短軸方向膨脹36%，而另兩個方向收縮4%，點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)變?yōu)轶w心立方。這種由C原子造成的不對稱畸變稱為畸變偶極，可將之視為一個強(qiáng)烈的應(yīng)力場，C原子即處于該應(yīng)力場的中心。該應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而使馬氏體的強(qiáng)度提高。當(dāng)含碳量超過0.4%時，由于C原子靠的太近，以致畸變偶極應(yīng)力場之間因相互抵消而降低了應(yīng)力。必須指出的是，上述馬氏體由于是在低溫下形成的孿晶馬氏體，其強(qiáng)化效應(yīng)也包含了孿晶對馬氏體的強(qiáng)化作用。對于

47、位錯馬氏體則沒有這部分強(qiáng)化，故強(qiáng)度略低。置換型合金元素對馬氏體的固溶強(qiáng)化效應(yīng)要小的多，從而馬氏體的強(qiáng)度對這類合金元素含量的依賴性較小。（2）時效強(qiáng)化若將上述FeNiC淬火試樣，在0停留3小時，再測，可得到上圖的曲線2。可見，在時效過程中由于C原子通過擴(kuò)散（只需數(shù)秒至數(shù)分鐘）在晶體孿晶界的偏聚，引起時效強(qiáng)化，使馬氏體的強(qiáng)度進(jìn)一步升高，并且，隨含碳量升高，時效強(qiáng)化效果愈顯著。（3）相變強(qiáng)化馬氏體相變時，第二次不均勻切變在晶體內(nèi)造成大量微觀缺陷（位錯和孿晶），使馬氏體得到強(qiáng)化。此即相變強(qiáng)化。 實(shí)驗證明，無碳馬氏體的屈服強(qiáng)度為284Mpa，而退火鐵素體的屈服強(qiáng)度僅為98137Ppa，即位錯馬氏體的相變

48、強(qiáng)化使強(qiáng)度提高了147186Mpa。左上圖顯示了未經(jīng)時效的FeNiC合金位錯馬氏體與孿晶馬氏體的壓力強(qiáng)度。可見，孿晶馬氏體壓力強(qiáng)度隨碳份增高，其增加的斜率較位錯馬氏體高1.08倍。如測它們的抗拉強(qiáng)度作比較，則高1.31倍。孿晶對強(qiáng)化的貢獻(xiàn)可以這樣來理解：當(dāng)馬氏體中存在孿晶時，在其中進(jìn)行滑移，只有<111>M方向為孿晶位向所共有，從而馬氏體內(nèi)有效的滑移系僅為一般體心立方金屬的1/4，即孿晶阻礙滑移，馬氏體進(jìn)一步得到強(qiáng)化。除上述主要的強(qiáng)化機(jī)制外，原始奧氏體晶粒大小（dA）和馬氏體（或塊）大小（dm）對馬氏體的強(qiáng)度亦有貢獻(xiàn)晶粒愈細(xì)，強(qiáng)度愈高（見右上圖），并有下列關(guān)系：2馬氏體的韌性下圖顯

49、示了不同含碳量鎳鉻鉬鋼（4300鋼）馬氏體及低溫回火馬氏體的沖擊韌性，可見<0.4%C的馬氏體具有較高的韌性。隨含碳量增加，韌性顯著下降。如0.6%C馬氏體即使經(jīng)低溫回火，其沖擊韌性仍然很低。在FeNi，F(xiàn)eC合金中亦有類似的變化規(guī)律：FeNi合金中隨含鎳的增加，F(xiàn)eC合金中隨含碳量的增加，馬氏體的沖擊韌性均下降。馬氏體的韌性隨成分的變化規(guī)律可以由馬氏體的亞結(jié)構(gòu)得到統(tǒng)一的認(rèn)識。左上圖顯示了FeNiCoC馬氏體的屈服強(qiáng)度（25）及斷裂韌性（-196）之間的關(guān)系。可見，在同樣的屈服強(qiáng)度下，位錯馬氏體的斷裂韌性遠(yuǎn)高于孿晶型馬氏體的斷裂韌性，且隨合金強(qiáng)度的升高，韌性下降。上圖顯示了回火馬氏體的韌

50、性，可見，經(jīng)回火后位錯馬氏體的韌性仍比孿晶馬氏體的高，且隨回火溫度的 ，位錯馬氏體的韌性較孿晶馬氏體的上升的快的多。當(dāng)位錯型馬氏體在250300回火時，可能由于碳化物沿馬氏體條間析出，呈現(xiàn)回火脆性，而使韌性反而下降。孿晶亞結(jié)構(gòu)降低沖擊韌性的原因尚未很好研究。其機(jī)理可能是：馬氏體存在孿晶時，滑移系大小減少（只有原來的1/4），同時，位錯通過孿晶時需呈“Z”型，從而增加了形變的阻力，使應(yīng)力集中，降低韌性，甚至形成微裂紋。此外，原始奧氏體晶粒愈大，斷裂韌性愈低，晶粒繼續(xù)增大，斷裂韌性保持恒值；很大的晶粒，將使韌性大為下降，晶內(nèi)斷裂變?yōu)榫Ы鐢嗔选?.28C鎳鉻鉬鋼的奧氏體化處理對斷裂韌性的影響奧氏體化

51、處理斷裂韌性850-25min，油淬50.0-62.4950-15min+850-10min，油淬48.0-62.01050-15min+850-10min，油淬48.2-56.81150-15min+850-10min，油淬49.4-57.81250-15min+850-10min，油淬23.8-40.8 E楊氏模量，泊松比右圖表明，馬氏體的脆性轉(zhuǎn)折溫度與呈線性關(guān)系。（d-直徑，-條寬）3馬氏體的強(qiáng)韌性綜上所述，F(xiàn)e-C、Fe-N等間隙式固溶體，其馬氏體的強(qiáng)度主要取決于碳的固溶強(qiáng)化及自回火的時效強(qiáng)化。孿晶亞結(jié)構(gòu)也有附加強(qiáng)化的作用；原始奧氏體的晶粒大小及馬氏體領(lǐng)域大小對強(qiáng)度也具有影響。對替代式

52、固溶體，如Fe-Ni馬氏體的強(qiáng)度主要為固溶強(qiáng)化。而馬氏體的韌性則主要取決于亞結(jié)構(gòu)的類型：孿晶降低韌性；條狀馬氏體的韌性則主要取決于馬氏體束（或塊）的大小。低碳的位錯型馬氏體具有具有相當(dāng)高的強(qiáng)度和良好的韌性。高碳的孿晶型馬氏體具有高的強(qiáng)度但韌性極差。從而提高合金強(qiáng)韌性的重要途徑在于：在強(qiáng)化馬氏體的同時，使馬氏體的亞結(jié)構(gòu)基本保持位錯型。前面已經(jīng)提及，馬氏體形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu)對Ms點(diǎn)具有依賴關(guān)系。綜合起來看，合金的Ms點(diǎn)愈高，韌性也就愈好，必須指出的是，Co雖提高鋼的Ms點(diǎn)，但對鋼的韌性是不利的。選擇Ms較高的鋼種，尚使馬氏體產(chǎn)生時效強(qiáng)化。基于上述原因，目前在結(jié)構(gòu)鋼的成分設(shè)計中，一般限制含碳量在0.4%

53、以下，并使鋼的Ms高于350，以保證鋼具有高的強(qiáng)韌性。4馬氏體的相變塑性相變塑性系指金屬或合金在相變過程中塑性增長，往往在低于母相屈服極限的條件下即發(fā)生了塑性變形的現(xiàn)象。馬氏體相變中的相變塑性，即為馬氏體的相變塑性，該現(xiàn)象已在高速鋼拉刀淬火時的熱校正等生產(chǎn)實(shí)踐中得到了應(yīng)用。上圖顯示了0.3%C-4%Ni-1.3%Cr鋼的馬氏體相變塑性。該鋼經(jīng)850奧氏體化后，Ms為307，奧氏體的為137Mpa。由圖可見，當(dāng)鋼奧氏體化在307、322施加壓力，所加應(yīng)力低于奧氏體的時，即發(fā)生塑性變形，且隨應(yīng)力的加大，塑性增長。在307下施加應(yīng)力，鋼中有馬氏體相變發(fā)生而在322下應(yīng)變，則在應(yīng)力下誘生馬氏體，從而對

54、塑性作出貢獻(xiàn)，且隨應(yīng)力升高，馬氏體相變在應(yīng)力誘發(fā)下不斷進(jìn)行，相變塑性也就不斷增長。對0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn鋼的研究結(jié)果（見右圖）表面，在發(fā)生馬氏體的相變塑性時，將顯著提高鋼的韌性。上圖存在兩個明顯的溫度區(qū)：100200的高溫區(qū)，由于斷裂過程中無相變，KIC=63.8。關(guān)于馬氏體的相變塑性，可以這樣來解釋：由于塑性變形引起的應(yīng)力集中，將由于馬氏體的形成而得到松弛，從而防止微裂紋的形成，即使微裂紋已經(jīng)產(chǎn)生，裂紋尖端的應(yīng)力集中亦會誘生馬氏體，從而應(yīng)力得到松弛，抑制微；裂紋的擴(kuò)展，使鋼的塑性及斷裂韌性均得到提高。C%比容氏體體形成時比容的增加馬氏體相變塑性的研究已經(jīng)導(dǎo)致相變塑性鋼的誕生，這種鋼的特點(diǎn)是Md>20>Ms，即馬氏體開始點(diǎn)低于室溫，而形變馬氏體點(diǎn)高于室溫。5馬氏體的物理性能（1） 馬氏體的比容遠(yuǎn)大于奧氏體。上圖示出馬氏體形成時，比容的增大。由圖可見，隨含碳量增加，馬