2、合金元素
除Co、Al外，其余合金元 素都不同程度地降低Ms点。 原因： ①影响了平衡温度T0
②提高A的σs，使切变阻力 增加。
如Mn、Ni、Cr, 溶入A中使T0↓，σs↑， 使Ms↓ Mo、W、V、Ti溶入A中使T0 ↓ ，σs↑， 使Ms↓
Co、Al、
溶入A中使T0↑，σS↑， 使Ms↑
很大 1、切变能； 2、比容变化而使M体积膨胀增加的能量； 3、维持M-A两相共格所需要的能量； 4、M和A内部储存能。 ——M内部高密度的位错或孪晶增加的能量； ——M形成时因体积膨胀，对周围A有作用力，使 其发生变形，位错密度增加而增加的能量
∑E
虽共格界面，S·γ 很小，但∑E很大 ——马氏体相变需要大的过冷度
（三）奥氏体化条件的影响 1 奥氏体晶粒 奥氏体晶粒越细小，Ms越低。 原因： σs=σi + ky d-1/2 d↓，σs↑，奥氏体强度↑，使切变 困难，需要更大的相变驱动力，Ms↓。
2 加热温度和保温时间
当T↑，τ↑时， 一方面：A中溶入合金元素较多，使Ms↓； 另方面：A晶粒d↑，缺陷密度↓，切变阻力↓， 使Ms↑。 正常淬火加热温度下： 亚共析钢 ，完全奥氏体化，加热温度高， —— 随着T↑，τ↑，d长大↑，使Ms↑ 共析、过共析钢、高金金钢 —— 不完全奥氏体化，加热温度较低， d不易 长大； 随着T↑，τ↑，C、合金元素溶入较多，总 体使Ms↓。
二) K-S 均匀切变模型——均匀切变模型
① 第一次较大量的均匀切变 (主切变)：
以(111 ) 面为滑移面，沿 [211] 方向 进行，切变角为 15015'。
_
② 第二次小量切变：
以(121) 面为滑移面，沿 [101] 方向进行， 切变角为 9 ，使底面内角由 60 变为69 。
0 0 0 _ _
马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩 散激活能很小） 而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。
马氏体转变动力学
主要是变温形成，也有等温形成，
——碳钢和一般合金钢 一 、马氏体的变温形成特点 （1）变温形成 在 MS 以下不断地进行 冷却，转变才能继续；冷 却中断，转变停止， （2）转变量与转变温度有关， 与保温时间无关；
原因：
1）破坏母相与新相的共格关系，发生M相变困 难，增大A稳定； 2）弹性应力作用； 3）变形过程中伴随热稳定化的发展，二者共 同作用
小结——奥氏体的稳定化 由于某种原因，使A→M转变能力↓(表现为 Ms↓和马氏体转变量↓，残余奥氏体量增加) 或者说A的稳定性↑ ，这种现象叫A的稳定化。 “气团说” 根据产生的原因，分为两种： ①热稳定化——在马氏体转变的冷却过程中， 在某一温度停留或降低冷却速度，使奥氏体稳 定性增加，马氏体转变量减少的现象叫奥氏体 晶格缺陷使共格关系 的热稳定化。 的建立难度加大 ②机械稳定化——由于塑性变形而引起的奥 A强化使切变 氏体稳定化。 阻力加大 ③ 化学稳定化—— 由于化学成分而引起的奥 氏体稳定化。例如C和Co，Al外的合金元素。
转变温度高于200 ℃——板条状马氏体； 转变温度低于200 ℃——片状马氏体 由于 C%↑，Ms及Mf↓，实际转变温度区间会变化 →形态与C%关系: 低碳——板条状 ————Mf >200 ℃ ————Ms< 200 ℃ 高碳——片状 中碳 ——板条状+片状 ——Ms >200 ℃ > Mf
200 ℃本质：奥氏体变形方式的分界温度
共析碳钢奥氏体向马氏体转变式：
A → M f.c.c , 0.77C% → b.c.c or b.c.t , 0.77C% ﹂只有晶格改组而无成分变化 非扩散型转变
——切变共格性
1、转变前后碳浓度不变化，γ 是Fe的晶格改建。
(c％)→M(c％)，仅
2、转变可在极低的温度下进行，有很大的过 冷度；且转变速度极快。
MS 温 度 Mf 0 20 40 60 80 100 马氏体转变量 , M%
f 1 exp[ ( M S Tq )]
(4 3)
f 转变为马氏体的体积分 数
常数
Tq 淬火冷却温度
（3）瞬间形核，瞬间长大（高速长大） 低碳M：10cm/s； 高碳M： 105cm/s ， ┗一片 M 仅需10-7~10-6S 。 M%↑主要靠新 M片的形成。 （4）M 转变的不彻底性 ——存在残余 A
（四）淬火冷却速度的影响——有争议？
一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度 对Ms没有影响。 （五）磁场的影响 外加磁场，诱发M转变，Ms点↑。 原因： 磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不 大，T0 ↑， Ms点↑，类似形变诱发M相变。
f 1 f exp[ MS ( T 1 ( exp[ M q )] S Tq )]
Ms↑，A强度低 (<210Mpa)， 易滑移(所需应力小) →位错 , 板条； Ms↓, A强度高 (>210Mpa)，
临 滑移 界 分 孪生 切 应 力 片状 板条状 200 ℃ 温度
滑移或孪生所需应力与温 度及马氏体亚结构的关系
易孪生(所需应力小)
→孪晶 , 片状。
分界温度大约为200 ℃
界面能+ 应变能 应变能∑E包括几个方面：
与K-S关系
比较 差1 ° 差2 °
（011 ） ＇
10 1 , 11 1

(111 )
（011 ） ＇
＇
（011 ） ＇
10 1 , 11 1

(111 )
＇
10 1 , 11 1

(111 )
＇
K-S关系
西山关系
西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差5°16′ G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1 °和2 °
T0点的物理意义： M 和 A 自由能相等时的温度 MS点的物理意义：M 和 A 的体积自由能差刚好克服 相变阻力(相变所需最小驱动力)时的温度
G
V△ G
Gα´ Gα Gγ Ms To A3 ℃
3 影响钢中Ms点的主要因素
Ms点对于马氏体转变的重要性： 1、Ms点的高低决定其亚结构，进而决定了马 氏体的机械性能； 2、Ms点的高低决定钢淬火冷却到室温时的M 转变量和残余奥氏体量； 3、制定淬火工艺（如分级淬火或等温淬火） 时，必须参照Ms点。等等。 —— 因此重点讨论影响Ms的各种因素。
用经验公式可大致求出某种材料的Ms:
Ms(℃)=538-317×(％C)-33×(％Mn)-28×(％Cr)
-17(％Ni)-11(％Si+％Mo+％W)
（二）形变与应力的影响 1、塑性变形
①在Ms点以上不太高的温度范围内(Ms~Md)对 过冷A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形 成一部分M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。 形成M数量取决于形变温度和形变量。形变温 度越低，形变量越大，诱发M数量越多。 形变诱发M的上限温度称对比，有： 热滞大 —— 不可逆 可 逆 —— 热滞小
（011 ） ＇
10 1 , 11 1

(111 )
（011 ） ＇
＇
（011 ） ＇
10 1 , 11 1

(111 )

10 1 , 11 1

(111 )
＇
界面
形状不改变
——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多
共格切变有三个特点：
1、原子移动距离小于原子间最小间距； 2、移动前后原子间的相邻位置不变； 3、界面原子为新、旧两相共有，维持切变 共格关系。
注意：马氏体相变的最基本的特征： （1）切变共格性 （2）无扩散性 其他特点均由这两个基本特点派生而来。
③ 晶格调整： [101] 轴收缩1.9%
[1 21] 轴膨胀5.4% c / a 1.06，含1.4%C。
_
_
K-S 机制问题： ① 和实际表面浮凸现象、惯习面有差异； ② 未解释亚结构
(3) G-T 模型——两次切变模型
① 第一次切变
——为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮 凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构。 ②第二次切变 ——为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变， 可以是滑移，也可以是孪生。
M形成时，不仅和母相A有一定的位相关系，而 且总是在A一定的晶面上形成，该A晶面叫惯习面 特征：①不转动；②不畸变 —— 是一不变平面。
不变平面
a)膨胀
b)孪生时 的切变
c)马氏体相变时 的切变 + 膨胀
三种不变平面应变
立体外形为V形柱状，横截面为蝶状
高碳Fe-C合金特 殊淬火处理后： 从粗片针状M晶 粒边沿或周围奥 氏体中长出
( 4 3) ( 4 3)
f 转变为马氏体的体积分 数 f 转变为马氏体的体积分 数
常数 常数
Tq 淬火冷却温度 Tq 淬火冷却温度
冷至375℃-1%M
冷至345℃-30%M
注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的同与不同： 等温——有孕育期但很短，且瞬时长大； 变温——无孕育期，瞬时长大； A ——孕育期相对长，约50%处转变快
K-S 与G-T机制共同点：
宏观主切变 + 微切变 + 尺寸调整
奥氏体的机械稳定化
在Ms点以上不太高的温度范围内(Ms~Md)对过冷 A变形，可促使M转变，在Ms点以上即可形成一部分 M，叫形变诱发M，相当于提高了Ms点。
在Md点以上温度对A进行塑性变形，超过一定变形 量后随后M转变发生困难，Ms点下降，残余A量增多， 引起A稳定化，这种现象称为机械稳定化。
形变诱发M原因—— Ms点升高 ①形变造成晶体结构缺陷增多，引起 C 、 N 原子 在缺陷附近偏聚，促使C或N的化合物析出，使A 中C及合金元素含量降低，Ms点升高。