第4章 M转变
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低温时a≠b（正交），碳在A中部分无序分布， ∴c/a低 室温时，碳在A中重新分布，有序度增加， c/a接近 4-1公式。
反常高 (高Al 钢)
低温时，碳处于同一组空隙位置（完全有序状态） ∴ c/a高 室温时，温度回升，碳无序分布， ∴ c/a下降
二、马氏体转变的特点
1、表面浮凸和切变共格
惯习面指数、与母相取向关系相同的板条构成。 块/块之间大角度。
（2）亚结构：位错，又称位错M （3）晶体学取向：K-S （4）惯习面：{111}γ、{225}γ （5）形成温度高，又称高温M （6）含碳%低，又称低碳M （7） A化温度（晶粒大小）对板条 宽度影响不大；但对束尺寸有影响 （8）板条各自单独形核，随后长大 合并
四、 A的机械稳定化
Md点以下+少量塑性变形→诱发M转变 Md点以上+大量塑性变形→抑制M转变， 形变温度越高→变形%对稳定化影响越小 原因： 小变形→A层错、晶界、位错网、胞状 结构增加 大变形→A中高位错密度、亚晶→母相 强化 M转变→A稳定化，M%多→明显
§5马氏体转变的动力学
一、形核（主导） 1、热形核：可视为同素异构 临界尺寸取决于形核功、核胚长大激活能（能垒） 局限性：不能解释M低温形成的原因 2、缺陷形核： 非均匀形核：颗粒粉实验证实 形核位置：位错等晶体缺陷；夹杂；塑性变形区 3、自促发形核： 先形成M→尖端A形成位错→可以促使周围M转 变
二、 塑性和韧性
C%增加→塑性、韧性降低 位错M高塑性、韧性
容易变形 板条相互不碰撞
孪晶M塑性、韧性差
滑移系少 显微裂纹 隐晶M
混合M比例对性能影响
三、相变诱发塑性
M相变过程中塑性增加的现象
原因：
应变诱发M相变→加工硬化→均匀变形↑ 塑性变形发生在应力集中处→应变诱发 M→应力松弛→开裂和扩展倾向小 M在A缺陷处形核→A应力松弛→贡献塑 性
G-T关系（与K-S关系比较）：
{011}α ∥{111}γ差1 ° <111>α∥<011> γ差2°
K-S关系：
{011}α ∥{111}γ <111>α∥<011> γ
西山关系： {011}α ∥{111}γ <011>α∥<211> γ
（2）惯习面（交界面、共格面）
基本不畸变和转动 以母相的晶面指数表示 与Wc %和形成温度有关 不同惯习面上形成的M形态不同 存在原因无法解释 Wc%<0.6% →{111}γ Wc%>1.4% →{259}γ Wc% 居中→{225}γ
3、爆发式转变
Ms小于0℃ MB温度下瞬时、大量产生，随后以正常 速度转变 伴有大量潜热释放、声响 有中脊、Z字形状、{259}惯习面 原因：尖端高应力→促使取向有利另一 M的形成→自触发形核、瞬时长大 细晶粒→爆发M%减少
4、表面M转变
表面的 Ms > 内部Ms 其形态、晶体学与内部形成的M不同 等温形成、长大较慢 西山关系、惯习面{111}γ或{112} γ 条状形态 原因：表面不受三向压应力→Ms高于内部 对研究M转变有干扰
微调形成M结构 与实验结果一致，可以解释浮凸、取向、亚 结构 C%<1.4的钢不适合
四、K-N-V模型
FCC某些不全位错→分解→形成层错→ε （六方点阵）核胚 M在层错的二维核胚上形成 层错处的堆垛与hcp相同→层错在相 邻面上扩展和点阵微调→M 实验结果得到验证： Cr-Ni不锈钢；高Mn钢；Fe-Ni-Mn钢
影响因素：
Ms以上，停留温度高→明显，高于某温度→反稳 定化 C%增加→明显 停留时间增加→明显 冷却速度增加→稳定化不明显
原 因
柯氏气团钉扎位错→强化A
柯氏气团C、N偏聚→阻碍M核坯
长大 ℃↑→稳定化↑；但℃ 过高→碳扩 散 ↑ →柯氏气团破坏→稳定化↓ （反稳定化） 无法解释无间隙原子合金的稳定化 现象，形成原因有待进一步研究
共格界面上的原子为M和A两相共有 Fe原子协调切变，
相邻Fe原子位置
保持不变 切变推移小于一个原子间距 界面共格→弹性应变能大 当弹性应变超过弹性极限→共格关 系破坏→M长大停止
2、无扩散性
-196℃仍有M转变发生
在A与M中C%相同
速度极快
低碳钢M转变存在微量扩散特点，
转变迟滞 A机械稳定化：淬火过程中，因塑性 变形使M转变迟滞
Md点以上+大量塑性变形 相变A协作形变 M相变残留的多向压应力变形区
实际：二者相互影响，综合作用，停
留温度↓→热稳定化作用↓。
三、 A热稳定化
实验：20℃时停留时间↑→Ms滞后温度增加、M%
减少
度量：
滞后温度或残余A%增值
第四章 钢的马氏体转变
钢的主要强化手段 产生M相变的工艺→淬火 M相变的定义：凡是相变的基本特征属于 切变共格型相变都称为M相变，产物称M， 铜、钛合金中也存在M相变 钢的M定义 M转变的特点 成分、M形态、亚结构对性能的影响
§1 马氏体转变的晶体结构和特点
一 、晶体结构 1、晶胞 C可能所处的位置及分布：
面心、棱边中点，即扁八面体中心 分布不均匀 80%位于Z轴扁八面体中心 wc%>0.2% →体心正方
正方度c/a ： wc %高→ c/a 大（线性关 系4-1公式）
2、晶格常数
C%
<0.2 0.2~0.9 >1.4
晶体结构
bcc bct Bcp( 体心斜方) 低碳钢 大多数钢
3、反常正方度 反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符 合4-1式 反常低(Mn 钢)
ε马氏体
不锈钢、高Mn钢存在 极薄片状 A层错能低容易形成 亚结构：大量层错 hcp 结构 {111}γ 有时与体心M共存，体心M在其 内部形成
小结（钢）
<0.2C% 0.2~0.6C% 0.6~1.0C% bcc bct bct 位错 板条 位错+孪晶 板条+片状 孪晶+位错 板条+片状
§6马氏体的机械性能
一、硬度和强度 1、硬度：M中的C%↑→硬度↑
2、强度高
强化机理： 固溶强化：碳作用大，0.4C%以上→效 果↓ ；合金作用小 亚结构强化：低C→ C钉扎位错；高C 、 合金→Ms低 →孪晶强化 时效强化：低碳钢自回火→C偏聚或析出 引起；C%高→ 效果显著 细晶强化：作用不显著
§2 马氏体转变的切变模型
一、Bain模型 在A的八面体中心恰好存在bcc晶胞 压缩A的Z轴、拉长X和Y轴，晶体结构即为M 的bcc 与K-S关系相符合 C所处的位置被继承 Fe原子通过简单、小距离切变可以实现晶格改 组 局限性：不能解释浮凸；惯习面；应变超过弹 性范围
二、K-S模型
四、转变不完全性
M%是温度的函数，M增加是新形成M 的贡献，不需要孕育期 等温M相变有时也会出现，但只形成少 量M 残余A 转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不 彻底 改善措施→冷处理、回火
五、可逆性
加热可以使M按照原来的路径转变为母 相的现象 有些Fe合金或非Fe合金中存在 钢中一般观察不到（因为加热分解）， 加热极快有可能
母相中缺陷的作用
可能提高母相的强度→相变阻力 也可能是相变驱动力
综上所述：相变过冷度大
二、Ms意义
物理意义：M相变所需要的最小过冷度 对应的温度 工程意义
制订等温、分级淬火……的依据 Ms点的高低决定残余AR %，影响变形…… Ms点的高低决定M的形态、亚结构，影响 性能
三、影响Ms的因素
1.0~1.4C%
≥1.5C% 18-8不锈钢
bct
bct hcp
孪晶+位错
孪晶+位错 层错
片状
凸透镜状 薄片
二、影响M形态及亚结构的因素
1、成分：
C%：0.3~1.0%为混合M 缩小γ区的合金元素→板条M增加 降低层错能的合金元素→ ε马氏体增加
2、形成温度（MS ）
随温度降低→板条M减少（ C% ） 合金钢MS 低→板条M减少
不是所有应变诱发M钢都有以上作用，
AR%在30~40%的钢效果明显
§7奥氏体的稳定化
一、现象及产生条件 现象：Ms下降；残余A%增加 产生条件： 冷却过程中，在Ms点上、下某温度： 停留 缓冷 一定的塑性变形(冷加工或相变时)
二、分类（按稳定性质分）
A热稳定化：淬火时缓冷或停留，M
二、M转变动力学类型
1、降温转变 多数钢 取决于过冷度，对时间不敏感；无孕育期 速度快 M%增加是新相形成的贡献，非长大所致 中断或停止冷却→ M%减少 综上所述，瞬时形核，高速长大。
2、等温转变
某些钢M转变与P转变相似→有孕育期和 C曲线 时间增加→M%增加，对时间敏感 任意温度下→ M% 有限（不能进行到底， 与P转变不同） 等温形核，瞬时长大 某些钢先变温转变，再等温转变
3、奥氏体化条件
温度↑、时间↑
成分均匀 →母相强化 →Ms↓ 晶粒粗大、碳偏聚少 →易切变→Ms↑
完全A化后，温度升高、时间增加→
Ms略升高，影响不明显 成分一定时，A细晶→Ms降低，但不 明显
4、先形成组织对M转变的影响
先形成的P 先形成B
→A贫碳→ Ms升高
→ A富碳→ Ms降低
M（011） 三层M（011）
M中三层原 子投影
第一次切变
第二次切变
切变过程
取向关系明确 转变前后相邻原子位置不变 局限性：
对{225}γ、{259}γ马氏体无法解 释 浮凸与实际不符合
三、G-T模型
第一次切变：
接近{259}γ宏观变形(浮凸)→三菱结构（非M），它 与M{112}α晶体结构相同 第二次切变： 在M{112}α面上[111]方向→体心正方→微观尺度、 不均匀→产生滑移或孪生
3、A的层错能
低→不容易形成孪晶M → 容易形成板条 M
4、A与M的强度（ Ms点时）
A的屈服强度< 206MPa → 板条{111} 或片M {225} A的屈服强度> 206MPa → 强度高的片 M {259}
§4马氏体转变的热力学
一、相变条件 1、驱动力 2、相变阻力
新相界面能 弹性应变能（维持共格） 宏观均匀切变功 形成亚结构功 相变时邻近A协作变形功
§3 M的组织形态
一、M的形态 1、板条M （1）构成： 板条：窄而细的M单晶；基本单元；条/ 条之间
小角度，平行成群分布；有残余A薄膜
束：尺寸相近、平行、成群分布的板条群，它们
的惯习面指数相同（4个方向对应于4个{111}γ）。 束/束之间大角度。
块：在一个束中黑白相间的板条 ，有时不存在。
蝶状M（Fe-Ni合金）
立体V型柱状，断面蝶状。两翼为 取向不同的片状M，两片之间呈 孪晶关系。 片状M中是高密度位错 K-立体：薄片； 平面：细带状，还有交叉、分枝等 无中脊 孪晶亚结构 K-S； {259}γ
3、其他形态M
但以Fe的切变为主
3、新/母相取向关系及惯习面
（1）取向关系 K-S关系
X射线极图测定→24种可能取向，常见形式。
{011}α ∥{111}γ <111>α∥<011> γ
西山关系
12种可能取向，一般工业用钢难见
Fe-Ni 合金及-70℃以下形成的M存在 {011}α ∥{111}γ <011>α∥<211> γ
1、A的成分 碳： 氮：与碳相似 合金：
除Co、Al外，其余 使Ms下降 以碳化物形式存在 影响不大（比如过 共析钢） 各种元素相互影响 （经验公式）
2、应力和塑性变形
拉应力：Ms升高→诱发M 应变诱发M： Md~Ms之间塑性变形→Ms升高→诱发M 原因：产生的晶体缺陷有利于M形核 变形量↑→诱发M%↑，但抑制后续M转变 原因：母相强化 Ms以下塑性变形影响同上 Md以上塑性变形不诱发，少量变形→促进后面 M转变。反之，阻碍 Md与成分、工艺有关
2、片（针）状M
形貌：立体为透镜状、相互不平行，中 间分布残余A。形成时容易产生撞击，故 韧性差。 亚结构：中脊→孪晶（形成温度越低此 区大）、边缘→少量位错。又称孪晶M 取向及惯习面：K-S； {259}γ、{225}γ 形成温度低，又称低温M 碳%高，又称高碳M
3、其他形态M
反常高 (高Al 钢)
低温时，碳处于同一组空隙位置（完全有序状态） ∴ c/a高 室温时，温度回升，碳无序分布， ∴ c/a下降
二、马氏体转变的特点
1、表面浮凸和切变共格
惯习面指数、与母相取向关系相同的板条构成。 块/块之间大角度。
（2）亚结构：位错，又称位错M （3）晶体学取向：K-S （4）惯习面：{111}γ、{225}γ （5）形成温度高，又称高温M （6）含碳%低，又称低碳M （7） A化温度（晶粒大小）对板条 宽度影响不大；但对束尺寸有影响 （8）板条各自单独形核，随后长大 合并
四、 A的机械稳定化
Md点以下+少量塑性变形→诱发M转变 Md点以上+大量塑性变形→抑制M转变， 形变温度越高→变形%对稳定化影响越小 原因： 小变形→A层错、晶界、位错网、胞状 结构增加 大变形→A中高位错密度、亚晶→母相 强化 M转变→A稳定化，M%多→明显
§5马氏体转变的动力学
一、形核（主导） 1、热形核：可视为同素异构 临界尺寸取决于形核功、核胚长大激活能（能垒） 局限性：不能解释M低温形成的原因 2、缺陷形核： 非均匀形核：颗粒粉实验证实 形核位置：位错等晶体缺陷；夹杂；塑性变形区 3、自促发形核： 先形成M→尖端A形成位错→可以促使周围M转 变
二、 塑性和韧性
C%增加→塑性、韧性降低 位错M高塑性、韧性
容易变形 板条相互不碰撞
孪晶M塑性、韧性差
滑移系少 显微裂纹 隐晶M
混合M比例对性能影响
三、相变诱发塑性
M相变过程中塑性增加的现象
原因：
应变诱发M相变→加工硬化→均匀变形↑ 塑性变形发生在应力集中处→应变诱发 M→应力松弛→开裂和扩展倾向小 M在A缺陷处形核→A应力松弛→贡献塑 性
G-T关系（与K-S关系比较）：
{011}α ∥{111}γ差1 ° <111>α∥<011> γ差2°
K-S关系：
{011}α ∥{111}γ <111>α∥<011> γ
西山关系： {011}α ∥{111}γ <011>α∥<211> γ
（2）惯习面（交界面、共格面）
基本不畸变和转动 以母相的晶面指数表示 与Wc %和形成温度有关 不同惯习面上形成的M形态不同 存在原因无法解释 Wc%<0.6% →{111}γ Wc%>1.4% →{259}γ Wc% 居中→{225}γ
3、爆发式转变
Ms小于0℃ MB温度下瞬时、大量产生，随后以正常 速度转变 伴有大量潜热释放、声响 有中脊、Z字形状、{259}惯习面 原因：尖端高应力→促使取向有利另一 M的形成→自触发形核、瞬时长大 细晶粒→爆发M%减少
4、表面M转变
表面的 Ms > 内部Ms 其形态、晶体学与内部形成的M不同 等温形成、长大较慢 西山关系、惯习面{111}γ或{112} γ 条状形态 原因：表面不受三向压应力→Ms高于内部 对研究M转变有干扰
微调形成M结构 与实验结果一致，可以解释浮凸、取向、亚 结构 C%<1.4的钢不适合
四、K-N-V模型
FCC某些不全位错→分解→形成层错→ε （六方点阵）核胚 M在层错的二维核胚上形成 层错处的堆垛与hcp相同→层错在相 邻面上扩展和点阵微调→M 实验结果得到验证： Cr-Ni不锈钢；高Mn钢；Fe-Ni-Mn钢
影响因素：
Ms以上，停留温度高→明显，高于某温度→反稳 定化 C%增加→明显 停留时间增加→明显 冷却速度增加→稳定化不明显
原 因
柯氏气团钉扎位错→强化A
柯氏气团C、N偏聚→阻碍M核坯
长大 ℃↑→稳定化↑；但℃ 过高→碳扩 散 ↑ →柯氏气团破坏→稳定化↓ （反稳定化） 无法解释无间隙原子合金的稳定化 现象，形成原因有待进一步研究
共格界面上的原子为M和A两相共有 Fe原子协调切变，
相邻Fe原子位置
保持不变 切变推移小于一个原子间距 界面共格→弹性应变能大 当弹性应变超过弹性极限→共格关 系破坏→M长大停止
2、无扩散性
-196℃仍有M转变发生
在A与M中C%相同
速度极快
低碳钢M转变存在微量扩散特点，
转变迟滞 A机械稳定化：淬火过程中，因塑性 变形使M转变迟滞
Md点以上+大量塑性变形 相变A协作形变 M相变残留的多向压应力变形区
实际：二者相互影响，综合作用，停
留温度↓→热稳定化作用↓。
三、 A热稳定化
实验：20℃时停留时间↑→Ms滞后温度增加、M%
减少
度量：
滞后温度或残余A%增值
第四章 钢的马氏体转变
钢的主要强化手段 产生M相变的工艺→淬火 M相变的定义：凡是相变的基本特征属于 切变共格型相变都称为M相变，产物称M， 铜、钛合金中也存在M相变 钢的M定义 M转变的特点 成分、M形态、亚结构对性能的影响
§1 马氏体转变的晶体结构和特点
一 、晶体结构 1、晶胞 C可能所处的位置及分布：
面心、棱边中点，即扁八面体中心 分布不均匀 80%位于Z轴扁八面体中心 wc%>0.2% →体心正方
正方度c/a ： wc %高→ c/a 大（线性关 系4-1公式）
2、晶格常数
C%
<0.2 0.2~0.9 >1.4
晶体结构
bcc bct Bcp( 体心斜方) 低碳钢 大多数钢
3、反常正方度 反常正方度：M转变时，c/a与C%的关系不符 合4-1式 反常低(Mn 钢)
ε马氏体
不锈钢、高Mn钢存在 极薄片状 A层错能低容易形成 亚结构：大量层错 hcp 结构 {111}γ 有时与体心M共存，体心M在其 内部形成
小结（钢）
<0.2C% 0.2~0.6C% 0.6~1.0C% bcc bct bct 位错 板条 位错+孪晶 板条+片状 孪晶+位错 板条+片状
§6马氏体的机械性能
一、硬度和强度 1、硬度：M中的C%↑→硬度↑
2、强度高
强化机理： 固溶强化：碳作用大，0.4C%以上→效 果↓ ；合金作用小 亚结构强化：低C→ C钉扎位错；高C 、 合金→Ms低 →孪晶强化 时效强化：低碳钢自回火→C偏聚或析出 引起；C%高→ 效果显著 细晶强化：作用不显著
§2 马氏体转变的切变模型
一、Bain模型 在A的八面体中心恰好存在bcc晶胞 压缩A的Z轴、拉长X和Y轴，晶体结构即为M 的bcc 与K-S关系相符合 C所处的位置被继承 Fe原子通过简单、小距离切变可以实现晶格改 组 局限性：不能解释浮凸；惯习面；应变超过弹 性范围
二、K-S模型
四、转变不完全性
M%是温度的函数，M增加是新形成M 的贡献，不需要孕育期 等温M相变有时也会出现，但只形成少 量M 残余A 转变阻力大：低于Mf点转变仍然进行不 彻底 改善措施→冷处理、回火
五、可逆性
加热可以使M按照原来的路径转变为母 相的现象 有些Fe合金或非Fe合金中存在 钢中一般观察不到（因为加热分解）， 加热极快有可能
母相中缺陷的作用
可能提高母相的强度→相变阻力 也可能是相变驱动力
综上所述：相变过冷度大
二、Ms意义
物理意义：M相变所需要的最小过冷度 对应的温度 工程意义
制订等温、分级淬火……的依据 Ms点的高低决定残余AR %，影响变形…… Ms点的高低决定M的形态、亚结构，影响 性能
三、影响Ms的因素
1.0~1.4C%
≥1.5C% 18-8不锈钢
bct
bct hcp
孪晶+位错
孪晶+位错 层错
片状
凸透镜状 薄片
二、影响M形态及亚结构的因素
1、成分：
C%：0.3~1.0%为混合M 缩小γ区的合金元素→板条M增加 降低层错能的合金元素→ ε马氏体增加
2、形成温度（MS ）
随温度降低→板条M减少（ C% ） 合金钢MS 低→板条M减少
不是所有应变诱发M钢都有以上作用，
AR%在30~40%的钢效果明显
§7奥氏体的稳定化
一、现象及产生条件 现象：Ms下降；残余A%增加 产生条件： 冷却过程中，在Ms点上、下某温度： 停留 缓冷 一定的塑性变形(冷加工或相变时)
二、分类（按稳定性质分）
A热稳定化：淬火时缓冷或停留，M
二、M转变动力学类型
1、降温转变 多数钢 取决于过冷度，对时间不敏感；无孕育期 速度快 M%增加是新相形成的贡献，非长大所致 中断或停止冷却→ M%减少 综上所述，瞬时形核，高速长大。
2、等温转变
某些钢M转变与P转变相似→有孕育期和 C曲线 时间增加→M%增加，对时间敏感 任意温度下→ M% 有限（不能进行到底， 与P转变不同） 等温形核，瞬时长大 某些钢先变温转变，再等温转变
3、奥氏体化条件
温度↑、时间↑
成分均匀 →母相强化 →Ms↓ 晶粒粗大、碳偏聚少 →易切变→Ms↑
完全A化后，温度升高、时间增加→
Ms略升高，影响不明显 成分一定时，A细晶→Ms降低，但不 明显
4、先形成组织对M转变的影响
先形成的P 先形成B
→A贫碳→ Ms升高
→ A富碳→ Ms降低
M（011） 三层M（011）
M中三层原 子投影
第一次切变
第二次切变
切变过程
取向关系明确 转变前后相邻原子位置不变 局限性：
对{225}γ、{259}γ马氏体无法解 释 浮凸与实际不符合
三、G-T模型
第一次切变：
接近{259}γ宏观变形(浮凸)→三菱结构（非M），它 与M{112}α晶体结构相同 第二次切变： 在M{112}α面上[111]方向→体心正方→微观尺度、 不均匀→产生滑移或孪生
3、A的层错能
低→不容易形成孪晶M → 容易形成板条 M
4、A与M的强度（ Ms点时）
A的屈服强度< 206MPa → 板条{111} 或片M {225} A的屈服强度> 206MPa → 强度高的片 M {259}
§4马氏体转变的热力学
一、相变条件 1、驱动力 2、相变阻力
新相界面能 弹性应变能（维持共格） 宏观均匀切变功 形成亚结构功 相变时邻近A协作变形功
§3 M的组织形态
一、M的形态 1、板条M （1）构成： 板条：窄而细的M单晶；基本单元；条/ 条之间
小角度，平行成群分布；有残余A薄膜
束：尺寸相近、平行、成群分布的板条群，它们
的惯习面指数相同（4个方向对应于4个{111}γ）。 束/束之间大角度。
块：在一个束中黑白相间的板条 ，有时不存在。
蝶状M（Fe-Ni合金）
立体V型柱状，断面蝶状。两翼为 取向不同的片状M，两片之间呈 孪晶关系。 片状M中是高密度位错 K-立体：薄片； 平面：细带状，还有交叉、分枝等 无中脊 孪晶亚结构 K-S； {259}γ
3、其他形态M
但以Fe的切变为主
3、新/母相取向关系及惯习面
（1）取向关系 K-S关系
X射线极图测定→24种可能取向，常见形式。
{011}α ∥{111}γ <111>α∥<011> γ
西山关系
12种可能取向，一般工业用钢难见
Fe-Ni 合金及-70℃以下形成的M存在 {011}α ∥{111}γ <011>α∥<211> γ
1、A的成分 碳： 氮：与碳相似 合金：
除Co、Al外，其余 使Ms下降 以碳化物形式存在 影响不大（比如过 共析钢） 各种元素相互影响 （经验公式）
2、应力和塑性变形
拉应力：Ms升高→诱发M 应变诱发M： Md~Ms之间塑性变形→Ms升高→诱发M 原因：产生的晶体缺陷有利于M形核 变形量↑→诱发M%↑，但抑制后续M转变 原因：母相强化 Ms以下塑性变形影响同上 Md以上塑性变形不诱发，少量变形→促进后面 M转变。反之，阻碍 Md与成分、工艺有关
2、片（针）状M
形貌：立体为透镜状、相互不平行，中 间分布残余A。形成时容易产生撞击，故 韧性差。 亚结构：中脊→孪晶（形成温度越低此 区大）、边缘→少量位错。又称孪晶M 取向及惯习面：K-S； {259}γ、{225}γ 形成温度低，又称低温M 碳%高，又称高碳M
3、其他形态M