1、第十二章 固态相变马氏体相变,马氏体转变：奥氏体从高温冷却时，若冷速足够快，避免在冷却过程中发生高温转变及中温转变，则将在Ms到Mf温度范围内转变为马氏体M。 （MS-马氏体相变开始温度 Mf -马氏体相变结束温度）马氏体：就是C 在-Fe 中的过饱和固溶体。,钢中马氏体：C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体。 马氏体定义：凡相变的基本特性属于马氏体型的转变产物都称为马氏体。 形成条件：淬火。 淬火：将钢加热到Ac3 或Ac1以上，保温后以大于临界冷却速度的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热处理工艺。 马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变的最小冷却速度。 马氏体的力学性能：高硬度、高
2、强度。,马氏体相变,12.1 马氏体相变的基本特征12.2 马氏体相变热力学（重点）12.3 马氏体相变动力学12.4 马氏体的回火（重点）12.5 马氏体时效钢的钢化机制分析,12.1 马氏体相变的基本特征无扩散性非恒温性和不完全性切变共格性和表面浮凸现象晶体学位向关系马氏体的组织形态与亚结构奥氏体的热稳定化形变诱发马氏体转变过冷奥氏体的机械稳定化形状记忆效应,12.1.1 马氏体转变的无扩散性,无扩散性：马氏体转变只有点阵改组而无成份变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化， 转变速度极快。（例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在
3、-196 -20之间一片马氏体形成的时间约510-7510-5秒）,12.1.1 马氏体转变的无扩散性的原因,C原子在-Fe中形成的过饱和固溶体，体心正方结构，正方度随碳含量增加而线性增大。 Fe-C合金中，A和M中碳原子相对铁原子的间隙位置没变。 Fe-C合金中，在-20-195C之间，每片M的形成时间约为：0.5510-7s。 转变结果：降低了系统能量，形成低温亚稳定相。 形成条件：冷却速度大到能避免扩散型相变，所有金属及合金的高温相均可发生M相变。,12.1.2 马氏体转变的非恒温性和转变不完全性马氏体转变存在开始转变温度Ms， 和终了转变温度Mf。当奥氏体过冷到Ms点温度以下，开始发生
4、马氏体转变，直到温度降到Mf 以下时，转变结束。因此，马氏体转变的非恒温性体现为马氏体的降温转变。温度降低到马氏体相变终了温度Mf 时，有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全性。一般钢材的Mf 都低于室温，在生产中为了获得更多的马氏体，常采用深冷到室温以下的处理工艺，这种工艺方法称为冷处理。,在Ms点以下，一定温度只形成一定量的马氏体，随着温度的继续降低，马氏体转变量才不断继续增加。即，马氏体转变是在MsMf温度范围内进行的，马氏体的转变量是温度的函数。 20时，A部分为残余奥氏体，可采用深过冷处理，获得更多M。 Mf时，转变量并达到100%，体现了马氏体转变的未不完全性。,转变不完全性
5、 及AR,深过冷处理,马氏体转变量与温度的关系,12.1.3 切变共格性和表面浮凸现象 （1）马氏体转变时在预先磨光的表面上产生有规则的表面浮凸。 （2）马氏体形成有惯习面，马氏体转变时马氏体与奥氏体之间保持共格关系(第二类共格) 。,12.1.4 晶体学位向关系马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系。 、位向关系相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化，作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严格的晶体学位向关系。K-S关系：110M /111A；M/A 西山（N）关系：110M/111A；M/A G-T关系K-V-N关系 西山关系与K-S关系相比，
6、晶面关系相同，晶向关系相差516,奥氏体 (111)面上马氏体的六种不同K-S取向,110M /111A；M/A,由于3个奥氏体方向上(每个方向上有2种马氏体取向)可能有6种不同的马氏体取向,而奥氏体的 111 晶面族中又有4种晶面，从而马氏体共有24种取向（变体）。,K-S 关系：,奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向,西山关系：,111A110M ; AM,按西山关系，在每个111A面上，马氏体可能有3种取向，故马氏体共有12种取 向（变体）。,12.1.5 马氏体的组织形态与亚结构,不同形态马氏体存在成分及温度范围,（1）板条状马氏体常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微
7、组织是由许多成群的板条组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。,板条马氏体晶粒的显微组织示意图：板条单晶板条块板条束马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着残余奥氏体 。这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的韧性贡献很大。许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面。板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块。,对于碳钢：C%0.3%时，板条束和板条块比较清楚；0.3%C%0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚；0.6%C%0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条组织逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内
8、板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。,钢板条马氏体中的位错,板条马氏体,（2）片状马氏体常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面的截面在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。,形成过程：先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越短小。 与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。,显
9、微裂纹现象：高碳钢淬火时，片状马氏体内部形成显微裂纹。原因：片状马氏体形成极快，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，后形成的马氏体片不断撞击先形成的马氏体，或与原A晶界相撞，冲击力大，且高碳马氏体本身脆，撞出裂纹。值得提出的是：板条马氏体板条之间夹角很小，基本相互平行，相互撞击的几率很小，即使偶有撞击，由于残余奥氏体的存在可以缓解应力，因此，板条马氏体没有出现显微裂纹。,片状马氏体及其亚结构,片状马氏体的亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩大。,带有中脊的片状马氏体,钢的两种马氏体的特征对比 C%，Ms，条状片状，位错孪晶 且随着C%增加，残余
10、奥氏体的含量逐渐增加。合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。,表 两种马氏体特征的比较,12.1.6 奥氏体的热稳定化定义：淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留，引起过冷奥氏体稳定性提高，使马氏体转变迟滞的现象称为过冷奥氏体的热稳定化。,奥氏体热稳定化现象（在Ms点以下等温停留）示意图,在TA温度停留时间,在TA温度停留后再继续冷却，马氏体转变并不立即恢复，而要冷至Ms才重新形成马氏体。即要滞后（=TA-Ms）度，转变才能继续进行。与正常情况下的连续冷却转变相比，同样温度TR下的转变量少了（=M1-M2）。,热稳定化程度可用滞后温度间隔和残余奥氏体增量来表示,产生机理：C、N 原
11、子在适当温度下(热稳定化温度)向点阵位错处偏聚，钉扎位错，不仅强化奥氏体，使马氏体相变切变阻力增大，同时钉扎马氏体核坯，阻碍其长大。因此发生必须附加化学驱动力以克服溶质原子的钉扎力。过冷度提供了这个附加化学驱动力。这就是过冷度产生的原因。 影响热稳定化的因素：(1) 化学成分： C、N原子影响最重要，无C的Fe-Ni合金无热稳定化现象，C、N原子总量大于0.01%就产生稳定化现象。C%增加，稳定化作用增加。 强碳化物形成元素Cr、Mo、V促进热稳定化作用；Ni、Si等非碳化物形成元素对热稳定化无影响。(2) 等温温度：奥氏体的热稳定化有个温度上限Mc，在Mc以下等温或缓冷才会引起热稳定化。(3
12、) 等温时间：等温时间越长，C、N原子偏聚量增加，奥氏体稳定化程度增加。(4) 已生成的马氏体量f：f越大，奥氏体热稳定性越大。,马氏体逆转变：把马氏体以足够快的速度加热时，马氏体可以不分解而直接转化成奥氏体。 形变诱发马氏体转变：在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形而促生的马氏体转变。 形变诱发奥氏体转变：在As点以下对马氏体进行塑性变形而促生的奥氏体。,As：马氏体逆转变开始温度 Af：马氏体逆转变终了温度 Md：形变诱发马氏体转变开始温度 Ad：形变诱发奥氏体转变开始温度 T0：为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度；也为Md上限温度(理论温度)，Ad下限温度(理论温度),Md,Ad,
13、12.1.7 形变诱发马氏体转变,对形变诱发马氏体的解释：如图所示，马氏体相变所需的驱动力为G，对应相变点为Ms。在T1 温度(T1Ms)，马氏体相变的驱动力为G2，达不到G，经形变补充的机械驱动力G1 与化学驱动力G2 叠加，满足G=G1+G2，因此在T1温度下形变，马氏体相变能够进行，即在T1温度下可获得形变诱发马氏体。,形变诱发马氏体转变热力学条件示意图,12.1.8 过冷奥氏体的机械稳定化,现象：Md 点是形变诱发马氏体的最高温度，高于此温度的塑性变形将不会产生形变诱发马氏体。原因：在Md点以上温度对过冷奥氏体进行塑性变形，会产生过冷奥氏体机械稳定化。产生机理：由于塑性变形引入缺陷(或
14、使缺陷增加)，破坏了母相与新相(或其核坯)之间的共格关系，使马氏体转变时原子运动发生困难。,Md,12.1.9 形状记忆效应,热弹性：温度的升降可以引起热弹性马氏体的消长。即，当温度下降，马氏体片长大；反之，当温度上升，马氏体逆转变为奥氏体，造成马氏体片收缩。只要马氏体界面上的共格性未被破坏，马氏体片可随着驱动力的改变而反复发生长大或缩小。伪弹性：具有热弹性的马氏体，在Md点以下Ms点以上施加应力会诱发马氏体相变，代替温度对马氏体转变的作用。即应力的升降可以引起热弹性马氏体的消长,称为伪弹性。 形状记忆效应 是由马氏体转变的热弹性及伪弹性行为引起的。,具有形状记忆效应的合金应具备的3个条件：(
15、1) 必须是热弹性马氏体。即随着温度的变化，母相与马氏体界面的移动是可逆的；(2) 合金中的异类原子，无论处于母态还是马氏体状态都必须具有有序结构；(3)“母相 马氏体“相变，在晶体学上是可逆的。,形状记忆效应可分为三类: 单程记忆效应：在马氏体状态下受力变形，加热时恢复高温相形状，冷却时不恢复低温相形状。 双程记忆效应：加热时恢复高温形状，冷却时恢复低温形状，即通过温度升降自发地可逆地反复恢复高低温的形状。 全程记忆效应：加热时恢复高温相形状，冷却时变为与高温相形状相同而取向相反的低温相。这是一种特殊的双程记忆效应。,形状记忆合金的应用,月面天线：先用镍钛合金在高温下制成月面天线（这种合金非
16、常强硬，刚度很好），再让天线冷却到28以下。这种马氏体非常柔软，所以很容易把天线折叠成小球似的一团，放进宇宙飞船的船舱里。到达月球后，借助于阳光照射或其他热源的加热使环境温度超过奥氏体相变温度，这时天线自动张开，成为原先定形的月面天线。,记忆铆钉：,铆钉尾部记忆成型为开口状,紧固前,将铆钉在干冰中冷却后把尾部拉直,插入被紧固件的孔中,温度上升产生形状恢复,铆钉尾部叉开即可实现紧固。,记忆眼镜框,记忆眼镜框，如果不小心被碰弯曲了，只要将其放在热水中加热，就可以恢复原状。,记忆合金花：,利用CuZnAl形状记忆合金双程记忆恢复特性制成的记忆合金花瓣，以热水或热风为热源，开放温度为6585，闭合温度
17、为室温。,12.2 马氏体相变热力学,主要介绍马氏体向奥氏体转变的可能性,12.2 马氏体相变热力学,奥氏体与马氏体的自由焓G均随着温度的升高而下降，但下降的速率不同；G 称为马氏体相变驱动力。T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度，此时 G = 0G0时，奥氏体是稳定相；马氏体形成导致界面能和弹性应变 能，所以马氏体转变或逆转变，分别需要过冷或过热；,Ms点：奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力值时的温度。 To一定时， Ms点越低， 相变所需的驱动力越大。 G= S(T0-MS) As点：马氏体和奥氏体两相自由能差达到逆相变所需最小驱动力值时的温度。,G = S(AS
18、-T0),To、 Ms、 As与合金成分的关系如图。 Ms 、As之间的温度差因引入塑性变形而减小，使Ms 点上升到Md 、使As点下降到Ad Md和Ad分别称为形变诱发马氏体相变开始点和形变诱发奥氏体相变开始点。 Md和Ad的上下限为T0,由热力学可解释马氏体相变的无扩散性，如图。图a)为相图的一部分，T0为无扩散(M)的热力学平衡温度。图b)、图c)、图d)为过冷到T1、T2、T3时两相的自由能-成分曲线。由于是无扩散相变，相变中成分不变，都是C0。在T1下，G0，不能发生马氏体相变；在T2下，G=0；在T3下，G0 。相变化学驱动力用来提供切变能量、亚结构储存能、膨胀应变能、共格应变能、
19、界面能等，所以要有足够大的相变驱动力。且需要持续降温，保持一定的过冷度以提供相变驱动力。,无扩散相变 的相变驱动力G-成分曲线,12.3 马氏体相变动力学,主要从温度和时间两方面讨论马氏体向奥氏体转变的速度和进度,12.3 马氏体相变动力学,从形核、长大的过程看，马氏体转变可分为以下四类：,（1）变温生核、恒温瞬时长大马氏体的形成，实质上只取决于生核，一定温度下，马氏体的形核数目是一定的，只有降低温度，马氏体形核数目才增加。而马氏体核心一旦形成，在一定温度下瞬时即可长大到最后尺寸。继续保温，既不能生核，又不会长大，因此不产生更多的马氏体，如右图所示。,马氏体等温转变曲线,（2）变温生核、变温长
20、大热弹性马氏体转变属于此类动力学。在一定温度下，形成马氏体核心，瞬时长大到一定尺寸，但不是最后尺寸，温度降低时，除继续生核外，已形成的马氏体还继续伸长、加厚，即马氏体可变温长大。,（3）等温转变马氏体等温转变最初在Mn-Cu合金中发现，现在高碳钢或高碳高合金钢(轴承钢、高速钢)也发现马氏体等温转变。等温转变的动力学曲线呈“C”曲线，有孕育期，通过热激活成核。等温转变一般不能进行到底，完成一定量的转变量后即停止转变。,图 Fe-Ni-Mn合金中马氏体等温转变动力学曲线,（4）马氏体的爆发式形成马氏体爆发式转变时，伴有声音，并放出大量相变热，有时可使试样升温达30。在一次爆发中形成一定数量的马氏体
21、，条件适合时，爆发式转变量可超过70%。如图，给出了Fe-Ni-C合金爆发式马氏体转变曲线。,Fe-Ni-C爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系,5、表面马氏体相变 条件：稍高于Ms点等温，在试样表面形成M ； 原因：表面形成马氏体时可以不受三向压应力的阻碍，所以表面的相变开始点较高； 形核过程也需要孕育期，但长大速度极慢。,12.4 马氏体的回火,12.4.1 淬火钢的回火转变和组织 淬火钢回火时组织转变概况 前期：马氏体中C原子的偏聚 I阶段：马氏体分解 II阶段：AR的转变 III阶段：碳化物的转变 碳化物的聚集长大即相的恢复和再结晶12.4.2 淬火钢在回火时性能的变化,回火的定义：将
22、淬火钢重新加热到低于临界点A1某一温度，加热保温以后，以适当的冷却速度冷却到室温的热处理工艺。 回火的必要性：淬火钢的组织主要是马氏体或马氏体加残余奥氏体。马氏体和残余奥氏体在室温都处于亚稳态，马氏体处于含C过饱和状态，残余奥氏体处于过冷状态，他们都趋于向铁素体加渗碳体的稳定状态转化。但这种转化需要一定的温度和时间条件，因此，淬火钢必须立即回火。 回火的目的：消除和减少内应力，防止变形或开裂；获得稳定的组织；提高淬火钢的塑性和韧性，降低脆性，获得所要求的机械性能,淬火后两种亚稳相：M、AR,14.4.1.1 淬火钢回火时组织转变概况,12.4.1.2 碳原子的偏聚（前期）,板条马氏体 亚结构为
23、位错，碳原子向位错线附近偏聚形成偏聚区。 片状马氏体 亚结构主要为孪晶，大量的碳原子向孪晶界偏聚，形成片状富集区。发生偏聚的原因： M为过饱和相，弹性畸变大，且位错密度高M处于亚稳态C的偏聚有利于降低M能量 C原子半径小，激活能低，故可短程扩散,12.4.1.3 马氏体分解（I阶段）,先介绍一下接下来的回火各个过程中的主要形式的3种碳化物,马氏体分解：温度范围：80250，可延续到350 马氏体分解的产物称为回火马氏体M回火温度、回火时间碳原子不断富集析出碳化物M中C%正方度c/a马氏体分解高碳马氏体的分解由2步完成：双相分解（125150）单相分解（150）低、中碳马氏体的分解单相分解（20
24、0）,高碳马氏体的分解,高碳马氏体的分解分为两步：（1）马氏体双相分解（80150）高碳钢在80150回火时，由于碳原子活动能力低，马氏体分解只能靠-碳化物的生核、析出进行，而不能依靠-碳化物的长大进行。 在碳原子的富集区，形成-碳化物核，周围碳原子的扩散促使其长大。但由于温度低，进行的仅仅是近程扩散，在紧靠-碳化物核周围，马氏体的碳浓度急剧降低，形成贫碳区。而距-碳化物核较远的马氏体仍然保持着淬火后的较高的碳浓度。于是在低温加热后，钢中除析出弥散的-碳化物外，还形成有碳浓度高、低不同的两种相（马氏体）。,（2）马氏体单相分解（150350）当回火温度在150350时，碳原子活动能力增加，能进
25、行较长距离扩散。因此，随着回火保温时间的延长，-碳化物可从较远处获得C原子而长大，故低碳相增多，高碳相减少。马氏体的碳浓度连续不断地下降，直到350左右，相碳浓度达到平衡浓度，最终只存在平衡浓度下的一种相（马氏体）。,双相分解过程示意图,表 -为含C 量为1.4 % 的马氏体回火后点阵常数、正方度与含碳量的变化。 从表中可看出，125以下回火得到的二种正方度为:具有高正方度的保持原始碳浓度的未分解的马氏体具有低正方度的碳已部分析出的马氏体 。,表 含C 1.4%的马氏体回火后点阵常数、正方度与含碳量的变化,低、中碳马氏体的分解,低、中碳马氏体的单相分解：低碳钢中MS点高，淬火过程中会发生碳原子
26、偏聚及碳化物析出，这一特征称为自回火。淬火后，在150回火时，不再发生-碳化物的析出。当回火温度高于200时，发生单相分解析出碳化物。中碳钢正常淬火得到板条与片状马氏体的混合组织，并有低碳、高碳马氏体特征。,综上所述：马氏体的分解过程就是C原子的扩散以及碳化物形式不断析出的过程。,12.4.1.4 残余奥氏体AR的转变（II阶段：200300）,淬火的中、高碳钢含有部分AR，在200300范围内回火时，将发生AR的分解。 残余奥氏体AR与过冷奥氏体A的异同： 相同点： C曲线相似，均可以发生P、B、M转变 不同点： 两者物理状态不同而使转变速率有所差异,由图可见，AR向贝氏体转变速度加快，而向
27、珠光体转变速度减慢。（加快与减慢是相对于A而言的）回火时，残余奥氏体AR在珠光体形成温度范围内回火时，先析出先共析碳化物，随后分解为珠光体；在下贝氏体形成温度范围内回火时，AR则转变为下贝氏体（B下）；冷至Ms温度以下时，则转变为M（回火M），称为二次淬火。ARM 或B下(+-FexC) 即M和B下都是由固溶体和-碳化物所组成，但M中的-碳化物较B下中的碳化物分布均匀。,图 铬钢两种奥氏体的C曲线 残余奥氏体 -过冷奥氏体,12.4.1.5 碳化物的转变（III阶段：250400）,回火温度升高到200400时，碳钢中马氏体过饱和的C几乎全部脱溶。形成两种比-FexC更加稳定的碳化物： 一种是
28、-Fe5C2单斜晶系 一种是-Fe3C，即渗碳体正交晶系,碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。 是否出现-Fe5C2与钢的C%有关，C%增加有利于-Fe5C2产生。低碳马氏体中-Fe5C2极不稳定，一般不易出现。,碳化物转变方式,(a) 原位转变（原位析出、就地形核） 新、旧相具有相同析出位置与惯习面，如。(b) 独立转变（离位析出、单独形核） 原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核、长大，如或。 碳化物转变的方式取决于原碳化物和新碳化物之间的晶体学关系（惯习面和位向关系）。若惯习面和位向关系相同，可以进行原位析出；若惯习面和位向关系不同，则进行离位
29、析出。,板条马氏体 马氏体中的碳原子全部析出，在原马氏体内或晶界上析出渗碳体。相仍保持原M的形态。片状马氏体 -碳化物溶解，形成-碳化物（-Fe5C2），-碳化物再转变成-Fe3C（渗碳体）。-碳化物仍与基体保持共格关系。渗碳体与基体无共格关系。相中的孪晶亚结构消失。第III阶段转变完成后, 钢的组织由饱和的针状相（铁素体）和细小粒状的渗碳体组成，这种组织称为回火屈氏体。回火屈氏体仍保持原马氏体的形态，但模糊不清。,12.4.1.6 碳化物聚集长大及相回复再结晶(400),由于马氏体中的缺陷（如位错或形变孪晶等）密度很高，当回火温度超过400以上后，在回火过程中会发生回复和再结晶过程。相在40
30、0开始回复，位错或孪晶等缺陷密度下降。600以下，相基本上保持板条或片状M形态。600以上，渗碳体聚集和长大，进一步粗化；相再结晶， 由片状或板条状转变成等轴状新晶粒。,回复过程 板条马氏体：回复过程中，相内部的位错胞和位错线逐渐消失，晶体中位错密度下降，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络。这是比较稳定的状态，这些二维位错网络分割板条马氏体晶粒，形成亚晶粒。 片状马氏体：回火温度高于250时相的孪晶开始消失，400孪晶全部消失。回复过程相保持着马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状)。,再结晶： 板条马氏体：回火温度高于600发生再结晶，位错密度很低的等轴相新晶粒取代
31、板条状晶粒。片状马氏体：回火温度高于600发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核心)、长大过程。片状马氏体针状形态消失，形成多边形的铁素体，此时渗碳体也聚集成较大颗粒。,回复与再结晶过程示意图,淬火碳钢在不同温度回火，可得到不同的组织：250以下回火，得到+-碳化物，即回火马氏体 (碳化物存在于板条或片内)，记作M -低温回火 350500回火，得到+-碳化物，即回火屈氏体(保持马氏体形态的铁素体与细粒状渗碳体)， 记作T -中温回火 500650回火，得到平衡态等轴+碳化物，即回火索氏体(等轴相中均匀分布着粗粒状碳化物)，记作S -高温回火,12.5 马氏体时效钢的强化机制分析,1. 强度
32、 (1) 相变强化：马氏体切变形成大量的位错、孪晶及层错等使马氏体强化。 (2) 固溶强化：C 原子过饱和地溶入到-Fe 中产生晶格严重畸变，形成畸变应力场，应力场与其它缺陷交互作用使马氏体强化。 (3) 时效强化：C 原子偏聚到位错线附近，“钉扎”位错引起马氏体强化。 (4) 马氏体形变强化：-Fe本身强度不高，由于马氏体相变产生塑性变形，塑性变形产生加工硬化使马氏体强化。 (5) 孪晶对马氏体强度贡献：孪晶存在时，马氏体的有效滑移系仅为体心 立方金属的四分之一，因此孪晶存在阻碍滑移，提高变形抗力作用。 (6) 原奥氏体晶粒大小和马氏体板条束大小对强度的影响：奥氏体晶粒细小，马氏体晶粒细小，
33、马氏体强度增高，但总的来看影响不大。细化晶粒对提高马氏体强度作用不明显。,2.韧性,马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构：低碳钢马氏体亚结构为位错；高碳钢马氏体亚结构为孪晶。1）高碳钢板条马氏体的韧性-低(1)亚结构为孪晶，有效滑移系少。(2)回火时碳化物沿孪晶界不均匀析出增加脆性。(3)马氏体内部存在显微裂纹。,2）低碳钢板条马氏体的韧性-高(1)马氏体形成时容易产生“自回火”，松弛了淬火应力，碳化物分布比较均匀(合金钢)；(2)位错网形成的胞状位错亚结构分布不均匀，存在低密度位错区，为位错移动提供了余地，而位错开动可以缓解应力集中提高塑性； (3)无显微裂纹存在。(4)塑性变形时，位错的运动(滑移)比孪生容易进行。 综上所述，马氏体的韧性主要取决于亚结构，而亚结构取决于C%。,综上所述：,马氏体的强度主要决定于碳含量（固溶强化和时效强化），马氏体的韧性主要决定于亚结构。高碳孪晶型马氏体强度高，但韧性很差。 低碳位错型马氏体具有较高的强度和良好韧性，而且还具有脆性转折温度低、缺口敏感性低等优点。提高合金强韧性的重要途径在于：在强化马氏体的同时，使马氏体的亚结构基本保持位错型。,thank you !,
