材料固态相变考点

相变动力学取决于新相的形核率和长大速率。

在500℃以上回火时将会析出细小的特殊碳化物导致回火温度升高，θ-碳化物粗化而软化的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。

奥氏体形成机制的四个过程

1.奥氏体形核：在平均碳浓度很低的铁素体中，存在着高碳微区，其碳浓度可能达到该温

度下奥氏体能够稳定存在的成分（由GS线决定）。如果这些高碳微区因结构起伏和能量起伏而具有面心立方点阵结构和足够高的能量时，就有可能转变成该温度下稳定存在的奥氏体临界晶核。但是，这些晶核要保持下来并进一步长大，必须要有碳原子继续不断的供应。

2.奥氏体晶核长大：当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后，便形成了γ/α和γ

/Fe3C两个新的相界面。奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程；同时在铁素体中也进行着碳的扩散。

3.剩余碳化物溶解：在奥氏体晶体长大过程中，由于γ/Fe3C相界面出的碳浓度差远远大

于γ/α相界面处的碳浓度差，所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使其相界面处的奥氏体达到饱和，而必须溶解大量的铁素体才能使其相界面处奥氏体的碳浓度趋于平衡。

4.奥氏体均匀化：在铁素体全部转变为奥氏体，且残留Fe3C全部溶解之后，碳在奥氏体

中的分布仍然是不均匀的。原来为渗碳体的区域浓度较高，而原来为铁素体的区域碳浓度较低。而且，这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而愈加严重。因此，只有继续加热或保温，借助于碳原子的扩散，才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。

奥氏体晶粒度有三种

1.起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒度

大小。

2.实际晶粒度：在某一加热条件下所得的实际奥氏体晶粒大小。

3.本质晶粒度：根据标准试验方法，在930±10℃保持足够温度得到的奥氏体晶粒大小。

经上述试验，奥氏体晶粒度在5-8级者称为本质细晶粒钢，而奥氏体晶粒度在1-4级者称为本质粗晶粒钢。

马氏体相变的主要特征

1.切变共格和表面浮突现象：马氏体相变时在预先磨光的试样表面可出现倾动，形成表面

浮突，这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。

2.无扩散性：从马氏体相变的宏观均匀切变现象可以设想，在马氏体相变过程中原子是集

体运动的，原来相邻的原子相变后仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距，即马氏体相变是在原子基本上部发生扩散的情况下发生的。

3.具有特定的位向关系和惯习面：通过均匀切变形成的马氏体与母相奥氏体之间存在严格

的位向关系。在钢中已经发现的位向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系。马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系，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。

4.在一个温度范围内完成相变：必须将奥氏体快速冷却（大于临界冷却温度）至某一温度

以下才能发生马氏体相变，这一温度称为马氏体相变开始点，以M s表示。当奥氏体过冷到M s点以下某一温度时马氏体相变即刻开始，不需要孕育期，并且以极大地速度进行。但在此温度下马氏体相变很快停止，即马氏体转变量不在增加。为使马氏体相变得以继续进行，必须不断地降低温度。如停止继续降温，马氏体相变则立即停止。即马氏

体相变实在不断降温条件下进行的，马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。

当冷却至某一温度以下时，马氏体转变便不再继续进行，这个温度称为马氏体相变终了点，用M f表示。

5.可塑性：冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，同样，重新加热时，

马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。

综上所述，马氏体相变区别于其他相变最基本的特点只有两个：一是相变以切变共格方式进行；二是相变的无扩散性。其它特点均可由这两个基本特点派生出来。

影响钢中M s点的主要因素

1.化学成分的影响：一般说来，M s点主要取决于钢的化学成分，其中以碳含量的影响最

为显著，随钢中的碳含量增加，马氏体相变的温度范围下降。钢中常见的合金元素均使M s点降低，但效果不如碳显著，只有Al和Co使M s点升高。合金元素对M s点的影响主要取决于它们对平衡温度T0的影响以及对奥氏体的强化作用。一般认为，凡是降低M s点合金元素也同样降低M f点。

2.形变与应力的影响：当奥氏体在M d-M s之间进行塑性变形时会诱发马氏体相变。同样，

在M s-M f之间进行塑性变形也可以促进马氏体相变，使马氏体转变量增加。一般来说，形变量越大，形变温度越低，则形变诱发马氏体转变量就越多。

3.奥氏体化条件的影响：加热温度和保温时间对M s点的影响较为复杂。加热温度升高和

保温时间延长，有利于碳和合金元素进一步溶入奥氏体，而使M s点下降，但同时又会引起奥氏体晶粒的长大，并使其晶体缺陷减少，马氏体形成时的切变阻力减小，从来M s点升高。在奥氏体成分一定的情况下，晶粒细化则奥氏体强度提高，马氏体相变切变阻力增大，使M s点下降。但当晶粒细化并不显著影响切变阻力时，则对M s点没有太大影响。

4.淬火冷却速度的影响：在淬火速度较低时，M s点保持恒定，形成一个较低的台阶，它

相当于钢的名义M s点。在淬火速度很高时，出现M s点保持恒定的另一个台阶。在上述两种淬火速度之间，M s点随淬火速度增大而升高。

5.磁场的影响：试验证明，钢在磁场中淬火冷却时，外加磁场将诱发马氏体相变，与不加

磁场相比，M s点升高，并且相同温度下的马氏体转变量增加。但是，外加磁场只使M s 点升高，而对M s点以下的相变行为并无影响。

板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。显微组织中，板条马氏体成束状分布，一组尺寸大致相同并平行排列的板条构成一个板条束。板条束内的相邻板条之间以小角度晶界分开，束与束之间具有较大的位向差。在板条状马氏体内，存在着高密度位错构成的亚结构，

因此板条状马氏体又称为位错马氏体。

针片状马氏体的立体形态呈凸透镜状，显微组织为其截面形态，常呈片状或针状。针片状马氏体之间交错成一定角度。由于马氏体晶粒一般不会穿越奥氏体晶界，最初形成的马氏体针片往往贯穿整个奥氏体晶粒，较为粗大；后形成的马氏体针片则逐渐变细、变短。由于针片状马氏体内的亚结构主要为孪晶，故又称它为孪晶马氏体。

使马氏体具有高硬度、高强度的主要因素如下

1.相变强化：马氏体相变的切变特性造成了在马氏体晶体内产生大量的微观缺陷（如位错、

孪晶及层错等等），使马氏体强化，成为相变强化。

2. 固溶强化：融入马氏体中的原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，

使塑性变形更加困难，从而使合金的强度与硬度增加。

3.时效强化：时效强化是C原子扩散偏聚钉扎位错所引起的。因此，如果马氏体在室温以

下形成，则在冷却至室温途中C原子的扩散偏聚已经自然形成。

4.马氏体的形变强化特征：马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性变形而急剧加工硬

化，所以马氏体的形变强化指数很大，加工硬化率很高。碳含量愈高，形变强化效果就愈明显。马氏体的这种形变强化特征与畸变偶极应力场的强化作用有关。

5.孪晶对马氏体强度贡献：马氏体中存在孪晶时，孪晶对强度有贡献。

6.原始奥氏体晶粒大小和马氏体板条群大小对马氏体强度的影响：原始奥氏体晶粒越细

小，马氏体板条群越细小，则马氏体强度就越高。

马氏体相变诱发塑性的原因

1.因塑性变形引起的局部应力集中，由于马氏体的形成而得到松弛，因而能够防止微裂纹

的形成。即使微裂纹已经产生，裂纹尖端的应力集中亦会因马氏体的形成而得到松弛，故能抑制微裂纹的扩展，从而使塑性和断裂韧性提高。

2.在发生塑性形变的区域，有形变马氏体形成，随形变马氏体量增多，形变强化指数不断

提高，这比纯奥氏体经大量变形后接近断裂时的形变强化指数还要大。从而使已经发生塑性形变的区域难以继续发生变形，故能抑制颈缩的形成。

高碳钢在不同温度回火时的性能变化：

1.在80到100℃的时效阶段，发生c原子的偏聚，C、N原子要打散到缺陷处，而高碳马

氏体一般为孪晶型的片状马氏体，其亚结构主要为孪晶，位错少，C原子富集于孪晶面上。此阶段对钢的强度硬度影响不大，由于C原子的偏聚，温度越高，走向越大，弹性极限越高。

2.在80到250℃间的高碳钢由于C析出其中的马氏体发生分解，即碳化物的析出，高碳

马氏体由于温度不同有两种分解方式，单项分解和双向分解。低于125到150℃回火时，高碳马氏体将会双向分解，即C析出时产生两种正方度不同的α相，一是高碳的与马氏体正方度相同的α，另一种是C低的正方度小的α相。随着回火时间的延长，高碳区越来越少，低碳区越来越多，但是两相的C含量不变。温度越高，双向分解速度越快。高于125到150℃时，仅单项分解即连续分解，因高温扩散速度大。此阶段由于马氏体的分解，会使钢的硬度下降，韧性上升，塑性上升。

3.在200到300℃回火时，此阶段残余奥氏体开始转变，得到低碳立方马氏体和ε-碳化

物，即回火马氏体。无论高碳钢还是低碳钢，都将转变为珠光体或贝氏体或马氏体。残余奥氏体在高温区转变为珠光体，中温区转变为贝氏体，残余奥氏体等温转变动力学曲

线与过冷贝氏体相同，只是马氏体促进贝氏体形成。转化为马氏体时，由于C、N原子在500℃时从间隙位错逸出阻力减小，重新开始马氏体转变，造成二次淬火，所以此时钢硬度会有所上升，韧性下降，塑性上升。

4.250到400℃是间回火，将发生碳化物的析出与转变。对于高碳马氏体，在马氏体分解

时，析出ε-碳化物，在回火马氏体中ε-碳化物与基体α有共格关系，{100}á。当高于250℃时，ε-碳化物将转化为较稳定的χ-碳化物，具有复杂斜方点阵，呈薄片状，惯性面为{112}á，可认为χ-碳化物是在孪晶界面上析出的。温度进一步升高时，ε-碳化物和χ碳化物，将转变成为稳定的θ-碳化物，即渗碳体Fe3C，θ-碳化物具有复杂斜点方阵，惯性面为{110}á或{112}á，转变取决于回火温度，但也随挥霍时间延长而转变彻底。此阶段，强度硬度下降，塑性增强，但冲击韧性下降，出现第一回火脆性，主要因素为参残余奥氏体转变，因析出碳化物于晶界上，同时可能为新生碳化物沿片状马氏体的孪晶带和晶界上析出或晶界偏聚。

5.在400℃以上时高碳钢马氏体将发生α铁素体相得变化和碳化物的聚集长大，300℃以

上，三类内应力消失，500℃以上二类内应力消失，550℃以上一类内应力消失。回复再结晶在250℃以上时，孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，出现胞块，600℃以上时，将发生再结晶而使片状特征消失。出现等轴铁素体，发生碳化物的粗化。此阶段回火可使强度下降硬度上升，塑性也上升，但可出现二类脆性回火，由于脆性相析出和杂质元素偏聚。低碳钢与中碳钢与高碳钢的差别在于马氏体分解时为单相分解，不出现双相，析出ε-碳化物可形成回火马氏体。残余奥氏体转化相似，只是碳化物析出时高于200℃后直接析出θ-碳化物。中碳钢可形成ε-碳化物。在最后阶段就是回火也仅是中，低碳钢的板条状马氏体回复再结晶时板条的变化。600℃以上也无板条特征。对强度和硬度的影响在于200℃以上时，硬度下降，弹性极限上升，塑性上升，也可出现回火脆性。

条幅分解的特点

?2G/?C2＜0，自发的不需要形核过程，单纯是个扩散过程，分解过程中原子由低浓度区想高浓度区扩散，即上坡扩散。