马氏体转变动力学
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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MS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MS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MS点起作用，
在MS以下的转变过程不随成分发生显著变化。
冷却速度对MS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MS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
MS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
Aˊ量变化
(%) 50 20 11 10 9 8 6 -3 -4
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 在MS~MS之间
冷却 缓冷 急冷
应力 压应力 拉应力
（二）马氏体的爆发式转变（自触发形核，瞬时长大）
在Fe-Ni和Fe-Ni-C等合金中发现的，当MS点低于0℃
后它们的马氏体转变动力学曲线和降温转变曲线有很大的
差别。这种转变在MS以下某一温度突然发生，具有爆发性，
并且一次爆发中形成一定数量的马氏体，爆发转变伴有响
声，转变时急剧放出相变潜热引起试样温升。
特点：爆发式转变有一固定的温度Mb，Mb≤MS，一次
爆发中形成一定数量的马氏体，转变伴有响声，转变时急剧
放出相变潜热引起试样温度升高。在合适的条件下，爆发转
变量可超过70%，温度可上升30℃。马氏体的惯习面为{259}
γ，有明显的中脊，显微组织呈“Z”字形。
爆发转变的形核为自触发形核，即一片惯习面为{259}
γ的马氏体形成后，可以在周围其它的{259}γ面上造很高
的应力，从而促进新的{259}γ马氏体的形成，是一种链锁
式的转变过程，转变速度极快，一次完全的爆发约需10-4~10-3
秒。
爆发后续的转变必须在连续的降温过程中才能进行。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
条件下，细晶粒钢的爆发量较少。
（三）马氏体的等温形成（等温形核，瞬时长大）
马氏体的等温转变最早是在0.7%C、6.5%Mn、2%Cu的
Mn-Cu钢中发现的。目前已发现在许多钢中都存在着马氏体
的等温转变，如：Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr、高碳高锰钢、GCr15、
W18Cr4V等。
特点：马氏体的晶核可以等温形成，形核需要一定的孕
育期，形核率随过冷增大，先增后减，动力学曲线具有“S”
形，等温形成图具有“C”形，符合一般的热激活形核规律，
等温转变不能进行到底，只能有一部分奥氏体可以等温转变
为马氏体。
一般来说，核形成后的长大速度极快，且能长大到极限
尺寸，其转变量同样取决于形核率，而与长大速度无关，但
转变量却与等温时间有关，随等温时间延长转变量增加。
有些材料，转变量的增加即可以是已有马氏体的长大，
也可以是等温形成的新马氏体，如：1.4%C、1.4%Cr的高碳
轴承钢，当残余奥氏体较少（<40%）时，等温马氏体的形成
主要是已有马氏体片的长大，当残余奥氏体较多（<50%）时，
则以重新形核为主。
（四）表面马氏体
在稍高于MS点的温度下等温，往往会在试样表面层形
成马氏体，其组织形态，形成速度，晶体学特征都和MS点
温度以下试样内部形成的马氏体为同，这种只产生于表面层
的马氏体称为“表面马氏体”。
表面马氏体的形成是一种等温转变，形核也需要孕育
期，但长大速度极慢，惯习面为{112}γ，位向关系为西山关
系，形态呈条状。
表面马氏体形成的原因：表面层与心部的受力状态不同
是引起表面马氏体形成的主要原因。心部受三向约束，使马
氏体形成困难，而表面层所受约束较小，因此，表面层的
MS点要比心部的MS点高，因此引发了表面层在整体MS点
稍高的温度范围内发生了马氏体转变，形成了表面马氏体。
（五）奥氏体的稳定化
奥氏体的稳定化是指奥氏体在外界因素的作用下，由于
内部结构发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体的转变呈现
迟滞的现象。
1、奥氏体的热稳定化
淬火冷却时，因缓慢冷却或在冷却过程中于某一温度等
温停留，引起的奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的
现象，称为奥氏体的热稳定化。
（1）现象：
若将淬火试样，在淬火过程中于某一温度等温停留一定
时间后，再继续冷却时，其马氏体转变量与温度的关系便会
发生变化，如图所示。
（2）度量
奥氏体热稳定化程度，通常是用滞后温度间隔度θ量，
θ值越大说明奥氏体的稳定化程度越高。也可用少形成的马
氏体δ量来度量。
（3）规律
①产生热稳定化的必要条件是：钢中含有碳与氮。不含碳、
氮的钢一般不产生热稳定化，即使产生热稳定化，程度也很
轻微；
②热稳定化有一上限温度，用MC表示。在MC以上等温停
留，并不产生热稳定化现象，只有在MC以下的温度等温停
留或缓慢冷却才会引起热稳定化；
③若等温停留时间较短，在MC以下，等温温度越，淬火获
得的马氏体量越少，即奥氏体热稳定化程度越高；
④已转变的马氏体量越多，等温停留时所产生的稳定化程度
越高；
⑤在一定的温度下，等温保持的时间越长，则达到的奥氏体
稳定化程度越高；等温温度越高，达到最大稳定化程度的时
间越短；时间过长则情况相反；
⑥反稳定化现象：某些材料当等温停留温度高于某一温度
后，随等温温度的升高稳定化程度反而下降，这种现象称为
反稳定化现象。
（4）热稳定化的机制
是由于C、N原子，在适当的温度下向点阵缺陷处偏聚，
强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。
θ值的意义：由于C、N原子钉札位错，而要求提供附
加的化学驱动力以克服C、N原子的钉札力，为获得这个附
加的化学驱动力所需的过冷度，即θ为值。
2、机械稳定化
在Md以上的温度下，对奥氏体进行塑性变形，当变形
量足够大时，可以使随后的马氏体转变困难，MS点降低，残
余奥氏体量增多。这种现象称为机械稳定化。
在Md以下对奥氏体进行塑性变形时，对未转变的奥氏
体同样有机械稳定化作用。
少量的塑性变形，则有促进马氏体形成的作用，只有在
较大的变形情况下，才会起到稳定化作用。
机械稳定化的规律：变形温度越低、变形量越大、奥氏
体的层错能越低，则机械稳定化效应越大。
机械稳定化机制：少量变形时，由于多晶体塑性变形的
不同时性，必然会在奥氏体产生很大的内应力，这些应力的
存在对马氏体转变有促进作用。而大量的塑性变形，会在奥
氏体内产生大量的晶体学缺陷，使位错密度升高，导致奥氏
体的屈服强度升高，马氏体形成时的切变阻力增大，奥氏体
稳定性提高。变形温度越低，变形量越大，奥氏体的强度升
越明显，奥氏体向马氏体转变越困难，奥氏体稳定性越高。
在热稳定化中，已形成的马氏体对周围奥氏体的机械作
用，会促进热稳定化程度的发展，实质是由于相变而造成未
转变奥氏体的塑性变形所引起的机械稳定化的作用。
