马氏体转变概述
摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，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。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。
1 马氏体转变的特点及定义
1.1 马氏体相变是无扩散型相变
因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。
1.2 切变共格和表面浮凸现象
人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。
1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成
就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。
当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
温度愈低，过冷度愈大，临界晶核尺寸就愈小，当奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就成为晶核，就能长成一片或一条马氏体。[5]在该温度下当大于临界晶核尺寸的核胚消耗完了时，马氏体相变就停止了，只有进一步降低温度才能使更小的核胚成为晶核长成马氏体。因而钢的马氏体相变是在一个温度范围(Ms-Mf)内形成的，而不能在等温下形成。
1.4 具有一定的位向关系和惯习面
马氏体转变，不仅新相和母相有一定的位向关系，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。惯习面为无畸变无转动平面。[6] 2 马氏体相变晶体学研究现状
1924年Bain提出Fcc母相→bcc (bct)马氏体相变晶体学雏型。1930年K-S 位向关系、1934~35年(西山)关系的建立，1948年Jawson和Wheeler应用矩阵研究晶体学，1949年Greninger和Troiano、1951年Machlin和Cohen以及Bowles 等环绕表面浮突提出均匀切变及二次切变的设想。[7]
2.1 Bain模型
Bain模型把面心立方点阵的c轴压缩，而把垂直于c轴的其他两个轴拉长，使轴比为1，就可使面心立方点阵变成体心立方点阵。马氏体即为这两个极端状态之间的中间状态。因为马氏体中有间隙式溶解的碳，所以其轴比不能等于1。随碳含量不同，马氏体的轴比在1.08-1.00之间。因此在无碳的情况下，希望轴比从1.41变成1.00。
按照Bain模型仅能产生马氏体晶格，它不能解释宏观切变及惯习面的存在，因此还不能完整的说明马氏体相变的特征。
图1 Bain应变模型在面心立方(γFe)点阵中构成体心立方点阵。经c轴压
缩、a轴伸长，成为马氏体点阵。
2.2 K-S切变模型
经K-S切变后，（111）r//(101)M;｛111｝r//｛011｝M。K-S切变模型的成功之处在于它导出了所测量到的点阵结构和位向关系，给出了面心立方奥氏体改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型。但是，这个早期的理论完全没有考虑宏观切变和惯习面问题。按K-S切变模型引起的表面浮凸与实测结果相差很大[9]。
2.3 G-T模型
G-T模型经过两次切变，第一次切变产生宏观外形变化，出现表面浮凸、三棱点阵，由浮凸表面和样品交截的角度可确定惯习面的方位，有一组晶面间距与原子排列和（112）M面相同[10]。第二次切变是在（112）M面和［111］M方向发生12 ～13 的切变，体心正方点阵经微小调整成马氏体结构，对浮凸没有可见的影响。滑移切变留下位错亚结构，孪生切变留下孪晶亚结构。G-T模型较好的说明了表面浮凸、惯习面位向、亚结构等问题，但没能解决惯习面不应变、不转动的问题[11]。
3 马氏体转变动力学
马氏体转变也是成核和长大的过程。铁合金中马氏体形成动力学是多种多样
的，大体可分为四种不同的类型：碳钢和低合金钢中的降温转变；Fe-Ni，Fe-Ni-C 合金在室温以下的“爆发式”转变；某些Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金在室温以下的等温转变；表面转变，这是许多铁合金在室温以下表现出来的一种等温类型的转变[12]。
3.1 马氏体的降温形成
马氏体的降温形成是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。马氏体相变是在很大过冷度下发生的，相变驱动力很大，同时长大激活能很小，所以马氏体长大速度极快，以至可以认为相变的转变速度仅取决与成核率，而与长大速度无关。降温形成马氏体的转变量主要决定于冷却所到达的温度T q 即决定于Ms 点以下的深冷程度。等温保持时，转变一般不再进行。这个特点意味着成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称降温转变为非热学转变[13]。
3.2 爆发式转变
对于Ms点低于0 C的Fe-Ni，Fe-Ni-C合金，它们的转变曲线和降温转变很不相同。这种转变在零下某一温度（M b）突然发生，并伴有响声，同时急剧放出相变潜热，引起试样温度升高。在一次爆发中形成一定数量的马氏体，条件合适时，爆发转变量可超过70%，试样温度可上升30 C[14]。
晶界因具有位向差不规则的特点，而成为爆发转变传递的障碍。因此细晶粒材料中爆发转变量要受到限制，在同样的M b温度下，细晶粒钢的爆发量较小。马氏体的爆发转变，常因受爆发热的影响而伴有马氏体的等温形成[15]。
3.3 等温转变和表面转变
少数M s点低于0 C的Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金和高碳高Mn钢也存在完全的等温转变。
马氏体的等温形成有利于改善钢的韧性，并有利于工件尺寸稳定。马氏体的等温转变一般不能进行到底，完成一定的转变量即停止了。随等温转变进行，因马氏体体积变化引起未转变奥氏体变形，从而使未转变奥氏体向马氏体转变时的切变阻力增大。因此，必须增大过冷度，使相变驱动力增大，才能使转变继续进行[16]。
有人认为爆发转变实质是一种快速等温转变，降温转变是由一系列快速等温转变组成。尽管如此，研究等温转变有利于揭示马氏体转变的本质。
表面转变实际上也是等温转变。大块材料内部的等温转变，其特点是马氏体
片呈快速长大，但成核过程需要有孕育期，惯习面接近｛225｝r。表面转变的成核过程也需要有孕育期，但表面马氏体大都为条状且长大较慢，惯习面为｛112｝
。表面转变的存在对马氏体转变动力学研究是一个很大的干扰[17]。
r
4 马氏体转变的应用
4.1 马氏体相变中碳的扩散和低碳马氏体的韧性
经典理论认为．在Fe-C合金马氏体相变中，铁和碳原子都是不扩散的。由于低碳马氏体形成时碳由马氏体扩散至条间奥氏体，因此使奥氏体富碳而具有化学稳定性；同时．条状马氏体形成时，条间奥氏体因协作形变而强化，又产生力学稳定性。如残余奥氏体富碳至l%，其Ms约为200 C，但由于力学稳定化，使条间奥氏体能在室温保留。因此低碳马氏体内一般都存在条间奥氏体，其宽度在10nm左右至几百纳米[18]。
低碳马氏体具有相当高的强度，以及良好的塑性，其最主要原因为存在的条间奥氏体。条间残余奥氏体的存在，使裂纹扩张阻力加大。
4.2残余奥氏体中等温马氏体的形成及其应用
金相研究发现，1.4C-1.4Cr钢中残余奥氏体内形成等温马氏体时，可由变温马氏体继续长大及重新形核长大。近年研究揭示，GCrl5钢中残余奥氏体内形成等温马氏体的动力学也呈C形特征。形成的第一阶段，相变速率与l／T成线性关系，其激活能为91.8kJ/mol，变温马氏体中点阵常数比c／a减小，证明由于变温马氏体内碳的扩散和(Fe，Cr)3C的沉淀，减低r／M间的应变能，使变温马氏体继续长大。在第二阶段，为等温马氏体在残余奥氏体中重新形核长大，其激活能为l30.0kJ/mol，系基体中位错与复杂缺陷作用下位错组态形成等温马氏体核心的有利位置所需的能量。动力学曲线呈C形，说明在此阶段动力学受相变驱动力及碳的扩散两个因素的控制，理论分析与实验结果相符[19]。
GCrl5钢中少量等温马氏体的存在，使残余奥氏体受力学稳定，提高在冷处理、回火及应力作用下对诱发相变的稳定性。在室温(20±O．5℃)时效1000天后，钢件的尺寸稳定性比一般淬火回火前提高35%，而且接触疲劳寿命也同步增长。
马氏体相变理论已被卓有成效地应用于材料工程。例如相变诱发塑性理论指导了相变塑性钢的问世，相变致韧也被应用于陶瓷材料，如含正方(四角)ZrO2的
Mg-PSZ材料中，裂纹前端及边缘处．将诱发正方单斜的马氏体相变，从而吸收能量使裂纹停止扩展。热弹性马氏体相变、应力诱发马氏体相变、伪弹性、Aucd 合金中单个相界面的发现，导致形状记忆合金的开发，正饮誉于工业界[20]。
参考文献
[1]徐祖耀. 马氏体相变研究的进展和瞻望. 金属学报. 1991 Mar 18;27(3):1-2.
[2]徐祖耀,马氏体相变与马氏体,科学出版社,1980
[3]刘春成, 姚可夫, 高国峰, 刘庄. 应力应变对马氏体相变动力学及相变塑性影响的研究. 金属学报. 1999 Nov 18;35(11):1125-9.
[4]徐祖耀. 马氏体相变热处理. 1999;54(2):1-3.
[5]徐祖耀, 李学敏.低碳马氏体形成时碳的扩散. 金属学报. 1983 Feb
18;19(2):7-144.
[6] 谷南驹, 王瑞祥, 殷福星.孪晶马氏体的自协作效应及不变惯习面. 金属学报. 1991 Mar 18;27(3):33-40.
[7]C.M. Way man. Introduction to the Crystallography of Martensitic Transformations. New York, Mac Million Co·, 1964.马氏体相变晶体学导论,陈业新.中南工业大学出版社,1989.
[8]Bain E C. Trans AIME , 1924; 70: 25
[9]Christian J W. In: Proc 1st Conf on Martensitic Trans-formations, Nara: Japan Institute of Metals, 1986: 8
[10]Zongchang liu.The Commentary on Phenomenological Theory of Martensite Phase Transformation—The Fifth Commentary on Shear Theory. Material Sciences. 2014 Jul 11;2014.
[11] Xu Z Y. Martensitic Transformation and Martensite (inChinese). 2nd Edition, Beijing: Science Press, 1999, 645
[12]Thomas, G.; Sarikaya, M., Proc. Int. Conf. on Solid-Solid Phase Transformations, 1981, to be published.3 Shewmon, P. G., Diffusion in Solids, McGraw-Hill, 1963, p. 122．
[13]徐祖耀,材料热处理的进展和瞻望,材料热处理学报,2003,24(1)：1~1.
[14]徐祖耀,马氏体相变理论在材料工程中的应用,兵器材料科学与工程,1991,（7）.
[15]刘煜,对马氏体转变的晶体学探析,湖南工程学院学报,2005,3（1）：39～41.
[16]刘晓,马氏体点阵参数与含碳量的定量关系,新的X射线衍射研究,金属热处理学报,2000,(2):67～77.
[17]徐祖耀,金属学报,15(1979) ,329．
[18] 邓永端,马氏体转变理论,科学出版社.
[19]刘宗昌，任慧平，安胜利等，著．马氏体相变［M］．北京: 科学出版社，2012．
[20] 刘宗昌，任慧平，计云萍著．固态相变原理新论［M］．北京: 科学出版社，2015．
马氏体与贝氏体转变有哪些异同点？ （１）二者转变都有一个转变温度区，马氏体转变对应于M s~M f，贝氏体转变与B s~B f点。 （２）贝氏体转变可等温进行，而钢中马氏体转变是非恒温性的，即马氏体转变是在不断降温的条件下才能进行。由此可见，马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。 （３）马氏体转变只有点阵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共格切变改组成体心立方（或体心正方），因而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样。这种母相（奥氏体）以均匀切变方式转变为新相（马氏体）的转变称为无扩散型相变—现在各种合金中广泛地叫做马氏体转变。此时钢中的铁、碳原子均无扩散，而贝氏体转变只有碳原子的扩散，而无铁原子和合金元素的扩散。这种中温转变包含着两种不同机制的转变，贝氏体为两相混合物组织，而马氏体是单相组织。 （４）贝氏体中铁素体在形成时，与马氏体转变一样，在抛光面上均引起浮凸。所不同的是马氏体浮凸呈“N”形，而贝氏体中铁素体的浮凸呈“V”形或“A”形。贝氏体的晶体学特征，其中包括位向关系与惯习面等与马氏体接近。 （５）二者转变均存在不完全性，即转变不能进行到终了。马氏体转变还具有可逆性，即快速反向加热不到Ａ1点发生逆转变 珠光体、贝氏体和马氏体的组织和性能有什么区别？ 珠光体转变是奥氏体在过冷度不大的情况下发生的共析转变，C和金属原子都可以的扩散；珠光体组织是铁素体和碳化物的机械混合物，通常形态为层片装状碳化物加铁素体组织，其层片的厚度及完整程度主要取决于转变过冷度，在特殊情况 下也生产碳化物也生产粒状，形成粒状珠光体。 马氏体转变是奥氏体快速冷却到马氏体转变点以下，发生切变，形成过饱和C的α-Fe固溶体，转变中C和金属原子都来不及扩散，由于过饱和的C使晶格发生畸变，钢在受力时位错运动受到阻碍，由此提高钢的强度。贝氏体转变介于珠光体与马氏体转变之间，但目前对此转变的机制还存在争议，但在贝氏体转变中主要C可扩散，金属原子不发生扩散，根据奥氏体过冷度的不同和C扩散能力的不同等条件，生成各种形态贝氏体组织。 45钢退火：铁素体＋珠光体；45钢正火：铁素体＋珠光体；45钢淬火：马氏体； 45钢回火：回火马氏体（低温回火），回火屈氏体（中温回火），回火索氏体（高温回火）。 比较共析钢过冷奥氏体等温转变曲线图和连续转变曲线图的异同点 1.等温转变在整个转变温度范围内都能发生，只有孕育期有长短；但是连续冷却转变却有所谓不发生转变的 温度范围。 https://www.doczj.com/doc/581629908.html,T图比TTT图向右下方移动，说明连续冷却发生在更低的温度和需要更长的时间。 3.共析碳素钢和过共析碳素钢在连续冷却转变中不出现贝氏体转变，只发生珠光体分解和贝氏体相变2.钢的过冷奥氏体等温转变曲线的开始温度和终了温度曲线像英文字母C，它描述了奥氏体在等温转变过程中，不同温度和保 温时间下的析出物的规律，称为C曲线或者TTT曲线，而连续冷却曲线是各种不同冷速下，过冷奥氏体转变开始和转变终了温度和时间的关系简称连续冷却转变图或者CCT图。 3.相同点是二者均是过冷奥氏体的转变图解，前者是在一定温度下的等温转变，后者是以一定的冷却速度时的连续转变，二者 在本质上是一致的，转变过程和转变产物的类型基本相互对应。 4.二者的区别在于冷却条件的不同，其显著的区别主要有： 5.一，连续冷却时，过冷奥氏体是在一个温度范围内完成组织转变的，其组织的转变很不均匀，先转变的组织较粗，而后转变 的组织较细，往往得到几种组织的混合物。 6.二，共析钢连续冷却时，只有珠光体的转变而无贝氏体的转变。原因在于当冷却速度缓慢时，过冷奥氏体将全部转变为珠光 体，当冷却速度过快时，则过冷奥氏体在中温区停留时间还未达到贝氏体转变的孕育区，已经降到Ms点开始转变为马氏体。 7.
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。这里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。 （一）马氏体转变的非恒温性 必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。也就是说马氏体转变有一上限温度。这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏 体点，用M S 表示。不同材料的M S 是不同的。当奥氏体被过冷到M S 点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图1所示。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图2所示，而与等温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已图1 马氏体等温转变曲线 图2 马氏体转变与温度的关系
不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用M f 表示（图 2）。如某钢的M S 高于室温而M f 低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到M f 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。 对于某些M S 点低于0℃ 的Fe-Ni-C 等合金来说，当 过冷至M S 点以下时，马氏体 可能爆发形成，即最初形成 的马氏体有可能促发一定数 量的奥氏体转变为马氏体， 未转变的奥氏体样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图3所示。 也还有少数M S 点低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn ，Fe-Ni-Cr 以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C ”型曲线（图4），不同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。 （二）马氏体转变的切变共格与表 面浮凸现象 图3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系 图4 Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金 马氏体等温转变动力学
马氏体转变及其应用 钢经奥氏体化后快速冷却，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。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。 1 马氏体转变的特点 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的
马氏体转变概述 摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，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。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。 1 马氏体转变的特点及定义 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
马氏体转变 马氏体转变的发展过程 早在战国时代人们已经知道用淬火(即将钢加热到 高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高钢的硬度， 经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。 十九世纪末期，人们才知道钢在“加热和冷却”过 程中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的 变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的德 国冶金学家Adolph Martens 法国著名的冶金学家 Osmond 建议将钢经淬火所得高硬度相称为“马氏体” 并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 Martensite M—马氏体
十九世纪末到二十世纪初主要局限于研究钢中的马氏 体转变及转变所得产物—马氏体。 二十世纪三十年代，人们用X 射线结构分析的方法测 得钢中马氏体是碳溶于α-Fe 而形成的过饱和固溶体，马 氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳，因此，曾一度认 为“所谓马氏体即碳在α—Fe 中的过饱和固溶”。 曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同，是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程”。 四十年代前后，在Fe—Ni 、Fe—Mn 合金以及许多有 色金属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过 程中发生的马氏体转变；同时也观察到了在加热过程中所 发生的马氏体转变。由于这一新的发现，人们不得不把马 氏体的定义修定为：“在冷却过程中所发生马氏体转变所 得产物统称为马氏体”。
近年来，由于实验技 术的进一步发展，使人们 对马氏体的结构以及马转 变的特征又有了进一步的 了解，对许多现象的认识 也有了很大的进步，并因 此而推动了热处理新工艺 及新材料的发展，其中最 为脍炙人口的是在热弹性 马氏体基础上发展起来的 形状记忆合金。
第四章马氏体转变 4-1 M转变的主要特征 1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性 实验依据 (1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同 (2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M (3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需 上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制 无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距 （b）在M转变前的原子的相对位置不变 （c）转变过程原子协同移动（军队式转变） 2．M转变的共格切变性 在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明： （1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变 均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似 （2）A/M界面为共格或半共格 （3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、 惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。以母相的晶面指数表示。M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如 马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。 位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有 定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。称之为M转变。其转变产物为M。 马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。 3 M相变属一级相变，有体积效应。（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。属于有核相变。 4 M转变动力学具有多样性，变温形成。等温形成，爆发形成等。 5 M转变具有不完全性。组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。 6 M的转变的可逆性，A M。As~~Af。As高于Ms，Au—ed，Ag—cu， As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。C。Fe—C合金未发现逆变。 7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。 4—2M的晶体结构 1M点阵常数。 早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式 A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe
机械制造工艺学习题解答 第五章：机械加工表面质量及其控制（第3版P267） 5-1机械加工表面质量包括哪些具体内容？ 答：（P229）机械加工表面质量，其含义包括两个方面的内容：A．加工表面层的几何形貌，主要由以下几部分组成：⑴表面粗糙度； ⑵波纹度；⑶纹理方向；⑷表面缺陷。 B．表面层材料的力学物理性能和化学性能，主要反映在以下三个方面：⑴表面层金属冷作硬化；⑵表面层金属的金相组织变化；⑶表面层金属的残余应力。 5-2为什么机器零件一般总是从表面层开始破坏的？加工表面质量对机器使用性能有哪些影响？ 答：（P231）(1)由于表面是零件材料的边界，常常承受工作负荷所引起的最大应力和外界介质的侵蚀，表面上有着引起应力集中而导致破坏的微小缺陷，所以这些表面直接与机器零件的使用性能有关。(2)加工表面质量对机器的耐磨性、耐疲劳性、耐蚀性、零件配合质量都有影响。 5-3车削一铸铁零件的外圆表面，若进给量f=0.40mm/r，车刀刀尖圆弧半径re=3mm，试估算车削后的表面粗糙度。
5-6为什么提高砂轮速度能减小磨削表面的粗糙度数值，而提高工件速度却得到相反的结果？ 答：（P224）砂轮速度越高，单位时间内通过被磨表面的磨粒数就越多，工件材料来不及变形，因而工件表面粗糙度值越小。而工件速度增大，单位时间内通过被磨表面的磨粒数减少，塑性变形增加，表面粗糙度值将增大。 5-7为什么在切削加工中一般都会产生冷作硬化现象？ 答：（P240）机械加工过程中产生的塑性变形，使晶格扭曲、畸变，晶粒间产生滑移，晶粒被拉长，进一步变形受到阻碍，这些都会使表面层金属的硬度增加，统称为冷作硬化（或称为强化）。
马氏体转变动力学 马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。 （一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。其动力学特点为：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。 按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，相变驱动力很大，同时，马氏体长大过程中，其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒降低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关。马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。 降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M S以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称其为非热学性转变。 奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过M S点起作用，
在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。 冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。只要是在马氏体转变之前，无论是缓慢冷却或冷却中断，都会引起马氏体转变发生迟滞，导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。这种现象称为奥氏体稳定化。 影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。例如：化学成分对M S点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。 每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al 50 20 11 10 9 8 6 -3 -4 Aˊ量变化 (%) 可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。 其次，奥氏体化温度、冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响，可定性归纳于下表之中。 影响残余奥氏体量的各种因素 影响因素残余奥氏体多残余奥氏体少 含碳量高碳低碳 奥氏体温度高温低温 淬火冷却油冷水冷
非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。是固态一级相变的一种基本类型。产物称为马氏体，通常具有板、片状的外形。 研究简史19世纪中叶，英国人索尔拜首次用显微镜观察了淬硬钢的金相组织，后对此种针状组织物命名为马氏体。图1示出高碳钢淬火态的金相组织，针状物(其空间形态为板片状)为马氏体，基底为残留奥氏体。20世纪20年代，美国人芬克和苏联人库尔久莫夫分别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质:体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变--非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。 (1)宏观形状效应。不但有体积变化，而且有形状变化。如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。 (2)非扩散。生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。 (3)惯习现象。生成相的片、板的空间取向不是任意的，而是平行于母相的某个晶面(称为惯习面)。作为母相的一个原子面，惯习面在相变过程中既不畸变，也不转动，是不变平面。图3是对图2的局部作进一步标注，a'b'曲面发生转动，面积也有变化;但AB线段长度不变，方向也不变。作为母相的一个原子面，ABcD在相变过程中既无畸变，又不转动，连位置都没有变化(称中脊面)。a'b'c'd'和abcd两面仅有平移，无畸变及转动。惯习面是母相中与ABCD同族的晶面，马氏体片只能在这族晶面的空间方位产生。 (4)不变平面应变。根据上述诸特征，如平面在相变后仍为平面、非扩散、共格性，尤其具有不变平面(惯习面)，判定马氏体转变是以不变平面应变的方式(而不是界面原子热激活跃迁的方式)进行晶格类型的改组。 (5)严格的晶体学关系。这是新相生长时迁移界面与母相共格的必然结果。铁碳合金的面心立方(7)一体心正方(a')马氏体转变，为著名的K-S马氏体转变时的不变平面，即(111)y∥(011)a，[101]y∥[111]a (6)伴生特定的晶体缺陷亚结构。马氏体中亚结构有位错、孪晶和层错三类。
马氏体转变机制 （一）马氏体转变的形核理论 1、经典形核理论 自从发展了马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏体转变也是一个形核及核长大过程，并用经典相变理论来分析马氏体转变过程。按这种处理，马氏体转变可以被看作为单元系的同素异构转变。 根据经典相变理论，计算出Fe-30%Ni（原子百分比）合金，在M S点（233K）时的临界晶核尺寸为，半径r c=490?，中心厚度C c=22?，临界形核功为G=5.4×108J/mol。按经典形核理论，形核功是由系统能量起伏提供的，但是在如此低的温度下要靠原子的热运动来获得这样大的激活能是很困难的。另外按经典相变理论提出的马氏体长大激活能为2510~4184J/mol，但实际上马氏体长大的激活能很小，几乎为零。因此，可以说用经典相变理论来处理马氏体相变是不合适的。 2、马氏体形核的位错理论 马氏体核胚在合金中是不均匀分布的，而是在其中一些有利的位置上优先形核。 试验：把小颗粒（100μm以下）的Fe-Ni-C合金，奥氏体化后，淬火到马氏体转变温度范围内，观察合金粒中马氏体转变的情况，结果如下图所示。由此可见，合金的成核是
很不均匀，在某些颗粒中有利于成核的位置很少，所以需要有更大的过冷度才能产生马氏体。合金中有利于成核的位置是那些结构上的不均匀区域，如晶体缺陷、内表面（由夹杂物造成）以及由于晶体成长或塑性变形所造成的形变区等。 这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通常称之为马氏体核胚。目前一般认为在奥氏体中已预先存在具有马氏体结构的微区，这微区是在高温下母相奥氏体中的某些与各种晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏及结构起伏形成的。这些微区随温度降低而被冻结到低温。从高温冻结下来的马氏体核胚有大有小，尺寸各不相同。在马氏体降温转变过程中，在不同的温度，就有不同尺寸的马氏体核胚可以达到临界晶核尺寸，这部分马氏体就会迅速长大，而尺寸较小的核胚达不到临界尺寸，就不能长大，若使马氏体转变得以进行，就必须继续降低温度，使尺寸更小的核胚达到临界尺寸。此即马氏体转变为什么只有在连续降温过程中才能进行的解释。至于马氏体转变的等温形成，可做如下解释，在等温保持时，尺寸接近临界晶核的马氏体核胚，可以通过热激活长大到临界尺寸，使马氏体在等温条件下也能形成。 关于钢中马氏体核胚的结构模型，学说较多，见解释也不统一，目前发展还不成熟。现在只介绍一些一般性的知识，以便对这个问题有个初步的了解。要说明马氏体核胚的结构，关键在于说明奥氏体和马氏体两相交界面的结构情况，
什么是马氏体转变： 研究简史19世纪中叶，英国人索尔拜首次用显微镜观察了淬硬钢的金相组织，后对此种针状组织物命名为马氏体。图1示出高碳钢淬火态的金相组织，针状物(其空间形态为板片状)为马氏体，基底为残留奥氏体。20世纪20年代，美国人芬克和苏联人库尔久莫夫分别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质：体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变——非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。 非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。是固态一级相变的一种基本类型。产物称为马氏体，通常具有板、片状的外形。 主要特征 (1)宏观形状效应。不但有体积变化，而且有形状变化。如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。 (2)非扩散。生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。 (3)惯习现象。生成相的片、板的空间取向不是任意的，而是平行于母相的某个晶面(称为惯习面)。作为母相的一个原子面，惯习面在相变过程中既不畸变，也不转动，是不变平面。图3是对图2的局部作进一步标注，a’b’曲面发生转动，面积也有变化；但AB线段长度不变，方向也不变。作为母相的一个原子面，ABcD在相变过程中既无畸变，又不转动，连位置都没有变化(称中脊面)。a’b’c’d’和abcd两面仅有平移，无畸变及转动。惯习面是母相中与ABCD同族的晶面，马氏体片只能在这族晶面的空间方位产生。 (4)不变平面应变。根据上述诸特征，如平面在相变后仍为平面、非扩散、共格性，尤其具有不变平面(惯习面)，判定马氏体转变是以不变平面应变的方式(而不是界面原子热激活跃迁的方式)进行晶格类型的改组。 (5)严格的晶体学关系。这是新相生长时迁移界面与母相共格的必然结果。铁碳合金的面心立方(7)一体心正方(a’)马氏体转变，为著名的K—S 马氏体转变时的不变平面，即(111)y ∥(011)a，[101]y∥[111]a (6)伴生特定的晶体缺陷亚结构。马氏体中亚结构有位错、孪晶和层错三类。 热力学条件马氏体转变与扩散型的晶型转变热力学条件的区别，在于要求大的过冷。图7为马氏体转变热力学条件的示意，Gy和Ga分别表示高温相(y)和马氏体(a)晶体的自由焓。为简化，设平衡点T。附近两相熵(s)值恒定，G一T成为直线关系(倾斜率为S)。马氏