马氏体相变动力学主要类型及其特点
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马氏体转变动力学
马氏体转变的动力学主要有以下几种方式： • 变温转变 • 等温转变 • 爆发式转变 • 表面转变
1. 变温马氏体转变
出现于碳钢及低合金钢 中,为变温转变。 过冷奥氏体向马氏体转 变是在连续冷却过程中进行。 马氏体转变量是在Ms－Mf温 度范围内，通过不断降温来 增加的，即马氏体转变量是 温度的函数。 特点：变温瞬时形核， 快速（瞬时）长大
f =1-6.956×10-15[455-(MS-tq)]5.32 f =1-exp[-1.10×10-2△T]
可见，tq越低，马氏体转变体积分数f越大。当tq与MS差值达 455时，转变马氏体的体积分数可达1。
2. 等温马氏体转变
出 现 于 Fe-26%Ni19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr， 高C高Mn钢中,为等温转变。 过冷奥氏体向马氏体 转变可以用类似C曲线T— τ等温图来描述。 特点：等温形核、瞬 时长大。有孕育期，C曲 线，但等温转变不完全。 右图为Fe-23.2%Ni 3.62%Mn合金中马氏体等 温转变的曲线。可用时
细晶粒合金的爆发转变量较小。
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。
ห้องสมุดไป่ตู้
8
概括以上三种相变的特点可以看出， 主要差别仅在于形核及形核率不同，而
形核后的长大速度均极大，且均与相变
温度关系不大。
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4．表面马氏体相变
将试样在稍高于其合金Ms点的温度等温保持，
往往在试样表面会形成马氏体。若将马氏体磨去，
3. 爆发式马氏体转变
• Ms点低于0℃的Fe-Ni（-C）合金将形成惯习面为 {259}γ 的透镜片状马氏体。当第一片马氏体形成时，有可能 激发出大量马氏体而引起爆发式转变，通常用Mb代表发生
爆发式转变温度。
• 这种相变突然发生，并伴有响声，同时急剧放出相变潜 热，使试样温度升高。爆发转变量取决于合金的化学成分， 条件合适时爆发转变量可超过70％，试样温度可上升30℃。
间—温度—转变量（TTT） 曲线来表示
(1) 等温形成马氏体核；形核有孕育期，形核率 随过冷度增加先增后减。 (2) 长大速度极快，到一定尺寸后即停止。大小 与上一类马氏体相同。 (3) 转变速度随时间增加，先增后减。 (4) 等温马氏体转变不能彻底转变，只是部分转 变。 (5) 变温转变中也有少量等温转变--通过等温形 成新核； 原有的变温马氏体等温过程中也会长大。
试样内部仍为奥氏体，故称其为表面马氏体。
这是因为在表面形成马氏体时可以不受三向压
应力的阻碍，表面马氏体的Ms点要比大块试样内部
的Ms点高。
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表面马氏体的形成也是一种等温相变，但与
等温形核、瞬时长大的大块材料的等温马氏体相 变不同。 表面马氏体相变的形核过程也需要有孕育期， 但长大速度极慢 惯习面不是{225}γ 而是{112}γ ，位向关系为 西山关系 形态不是片状而呈条状
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(1) 变温瞬时形核：当奥氏体过冷MS点以下时开始以极快的速 度形核，必须继续降温，才能继续形核，切变形核的速度极快， 形核无孕育期； (2) 瞬时长大：长大速度极快，在10-4~10-7sec内长成一个单 晶，表明长大所需的激活能极小。 (3) 转变速度依赖于形核率，与长大速度无关，新核长大到 一定尺寸就停止长大。马氏体转变的继续进行必须继续降温，而 不是靠已有马氏体晶体的进一步长大。 Cohen归纳出M转变的体积分数f与冷却到的温度tq之间关系为：
图为爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系
爆发转变停止后，为使马氏体相变得以继续进行，必 须继续降低温度。而后继转变曲线的斜率随爆发转变量 增大而减小。
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由于爆发转变时马氏体晶核是由转变开始时形成的第 一片马氏体触发形成的，故称为自触发形核。马氏体片的 长大速度极快，且与温度无关。 晶界是爆发转变传递的障碍，因此在同样Mb温度下，
马氏体转变的动力学主要有以下几种方式： • 变温转变 • 等温转变 • 爆发式转变 • 表面转变
1. 变温马氏体转变
出现于碳钢及低合金钢 中,为变温转变。 过冷奥氏体向马氏体转 变是在连续冷却过程中进行。 马氏体转变量是在Ms－Mf温 度范围内，通过不断降温来 增加的，即马氏体转变量是 温度的函数。 特点：变温瞬时形核， 快速（瞬时）长大
f =1-6.956×10-15[455-(MS-tq)]5.32 f =1-exp[-1.10×10-2△T]
可见，tq越低，马氏体转变体积分数f越大。当tq与MS差值达 455时，转变马氏体的体积分数可达1。
2. 等温马氏体转变
出 现 于 Fe-26%Ni19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr， 高C高Mn钢中,为等温转变。 过冷奥氏体向马氏体 转变可以用类似C曲线T— τ等温图来描述。 特点：等温形核、瞬 时长大。有孕育期，C曲 线，但等温转变不完全。 右图为Fe-23.2%Ni 3.62%Mn合金中马氏体等 温转变的曲线。可用时
细晶粒合金的爆发转变量较小。
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。
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概括以上三种相变的特点可以看出， 主要差别仅在于形核及形核率不同，而
形核后的长大速度均极大，且均与相变
温度关系不大。
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4．表面马氏体相变
将试样在稍高于其合金Ms点的温度等温保持，
往往在试样表面会形成马氏体。若将马氏体磨去，
3. 爆发式马氏体转变
• Ms点低于0℃的Fe-Ni（-C）合金将形成惯习面为 {259}γ 的透镜片状马氏体。当第一片马氏体形成时，有可能 激发出大量马氏体而引起爆发式转变，通常用Mb代表发生
爆发式转变温度。
• 这种相变突然发生，并伴有响声，同时急剧放出相变潜 热，使试样温度升高。爆发转变量取决于合金的化学成分， 条件合适时爆发转变量可超过70％，试样温度可上升30℃。
间—温度—转变量（TTT） 曲线来表示
(1) 等温形成马氏体核；形核有孕育期，形核率 随过冷度增加先增后减。 (2) 长大速度极快，到一定尺寸后即停止。大小 与上一类马氏体相同。 (3) 转变速度随时间增加，先增后减。 (4) 等温马氏体转变不能彻底转变，只是部分转 变。 (5) 变温转变中也有少量等温转变--通过等温形 成新核； 原有的变温马氏体等温过程中也会长大。
试样内部仍为奥氏体，故称其为表面马氏体。
这是因为在表面形成马氏体时可以不受三向压
应力的阻碍，表面马氏体的Ms点要比大块试样内部
的Ms点高。
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表面马氏体的形成也是一种等温相变，但与
等温形核、瞬时长大的大块材料的等温马氏体相 变不同。 表面马氏体相变的形核过程也需要有孕育期， 但长大速度极慢 惯习面不是{225}γ 而是{112}γ ，位向关系为 西山关系 形态不是片状而呈条状
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(1) 变温瞬时形核：当奥氏体过冷MS点以下时开始以极快的速 度形核，必须继续降温，才能继续形核，切变形核的速度极快， 形核无孕育期； (2) 瞬时长大：长大速度极快，在10-4~10-7sec内长成一个单 晶，表明长大所需的激活能极小。 (3) 转变速度依赖于形核率，与长大速度无关，新核长大到 一定尺寸就停止长大。马氏体转变的继续进行必须继续降温，而 不是靠已有马氏体晶体的进一步长大。 Cohen归纳出M转变的体积分数f与冷却到的温度tq之间关系为：
图为爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系
爆发转变停止后，为使马氏体相变得以继续进行，必 须继续降低温度。而后继转变曲线的斜率随爆发转变量 增大而减小。
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由于爆发转变时马氏体晶核是由转变开始时形成的第 一片马氏体触发形成的，故称为自触发形核。马氏体片的 长大速度极快，且与温度无关。 晶界是爆发转变传递的障碍，因此在同样Mb温度下，