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1、不过它有一组晶面的晶面间距及原子排列和马氏体的面相同。第二次切变在面的)112(方向发生，切变角为 1213，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且是宏观不均111匀的（切变范围只有 18 个原子层） ，对第一次切变所形成的表面浮凸也没有可见的影响。经第 二次切变后，点阵转变成体心正方点阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。最后作一些 微小的调整，使晶面间距与实测的相符合。第二次切变可以为滑移方式，也可以是孪生方式。 不同的切变方式，将在马氏体内产生不同的结构。G-T 模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变形、位向关系及亚结构的变化。但 不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢（0.4%
2、时，马氏体韧性很低， 变得硬而脆，即使经过低温回火，韧性仍不高。由图 4-49 还可看出，碳含量愈低，冷脆转变 温度也愈低。由此可见从保证韧性考虑，马氏体的碳含量不宜大于 0.40.5%。除碳含量外，马氏体的亚结构对韧性也有显著影响。图 4-50 是用含 0.17%C 及 0.35%C 的 铬钢得到的屈服强度与断裂韧性之间的关系。不同的强度是通过淬火马氏体并不同温度回火得 到的。由图可见，强度相同时，位错马氏体的断裂韧性显著高于孪晶马氏体。这是因为孪晶马 氏体滑移系统少，位错不易运动，容易造成应力集中，而使断裂韧性下降。基于这一因素，在 生产中总是想方设法获得位错马氏体。一般说来，低碳钢淬火后
3、往往得到位错型马氏体，但若认为低碳马氏体就一定具有良好的 韧性则是不够确切。因为在低碳钢中若加入大量的使 MS点降低的合金元素，淬火后也会得到 大量的孪晶马氏体，这时钢的韧性亦将显著变坏。所以，确切地说，应该是位错型马氏体具有 良好的韧性，而不宜笼统地说成为低碳马氏体具有良好的韧性。位错马氏体不仅韧性优良，而 且还具有脆性转变温度低、缺口敏感性低等优点。综上所述，马氏体的强度主要决定于它的碳含量及其组织结构（包括自回火时的时效强化） ；而马氏体的韧性主要决定于它的亚结构。低碳位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性。高碳的孪晶型马氏体具有高的强度，但韧性很差。因此，以各种途径来强化马氏体，但使
4、其亚 结构仍保持位错型，便可兼具强度和韧性。这是一条重要的强韧化途径。 （三）马氏体的相变塑性金属及合金在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发生塑性变形， 这种现象即称为相变塑性。钢在马氏体相变时也会产生相变塑性现象，称为马氏体相变塑性。 马氏体相变诱发塑性的现象早就应用于生产，如高速钢拉刀淬火时进行热校直就是利用了马氏 体的相变塑性。图 3-88 示出了 0.3%C-4%Ni-1.3%Cr 钢的马氏体相变塑性。该钢经 850奥氏体化后，其 MS点为 307，奥氏体的屈服强度为 137MPa。由图可以看出，当钢在奥氏体状态下于 307 及 323下施加应力，所加应力低于钢的屈
5、服强度时，即产生塑性变形，且塑性随应力的加大 而增长。在 307施加应力时，温度已达钢的 MS点，故有马氏体相变发生。而马氏体相变一 但发生，即贡献出塑性，所以随应力增长马氏体相变在应力诱发下不断进行，因而相变塑性也 就不断增长。在 323加应力时，虽然在 MS点以上，但因应力诱发形成马氏体，所以所呈现 的高塑性也是由于马氏体相变引起的。近年来的研究工作表明，马氏体相变所诱发的塑性还可以显著提高钢的韧性。例如，在图 3-89 中，存在着两个明显的温度区间，在 100200高温区，因为在断裂过程中没有发生马氏 体相变，KC很低；在 20-196的低温区，在断裂过程中伴有马氏体相变，结果 KC显著
6、升 高。如将高温区曲线外推至室温，可以看到，在室温下伴马氏体相变的 KC较不发生马氏体相变的 KC（即奥氏体的 KC）提高了 63.8MPa。m关于马氏体相变诱发塑性，可以从以下两个方面加以解释：1、由于塑性变形而引起的局部的应力集中，将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得到提高。2、在发生塑性变形的区域，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要大，从而使已发生塑性变形 的区域继续发生变形困
7、难，故能抑制颈缩的形成。 （四）马氏体的物理性能 1、比容在钢的各种组织中，马氏体与奥氏体比容差最大，表 4-1 是碳钢中各种组织的比容。由表 中数据可见，在 20时，马氏体与奥氏体的比容之差为 0.00590.00065(C%)。马氏体含碳量 对比容的影响如图 3-90 所示。当碳含量为 1%时，差值等于 0.00525%cm3/g。这一比容差将导 致淬火零件的变形、扭曲和开裂。但也可利用这一效应，大淬火钢表面造成残余压应力，以提 高零件的疲劳强度。表表 4-1 碳钢各种组织的比容（碳钢各种组织的比容（20时）时）组 织比 容(cm3/g)组 织比 容(cm3/g)铁素体0.1271奥氏体0
8、.1212+0.0033(C%)渗碳体0.1300.001铁素体+渗碳体0.1271+0.0005(C%) 碳化物0.1400.002贝氏体0.1271+0.0015(C%)马氏体0.1271+0.00265(C%)C0.25%马氏体+ 碳化物0.12776+0.0015(C%-0.25)2、磁性奥氏体具有顺磁性，而马氏体具有铁磁性。马氏体的磁饱和强度因碳含量的增高而减小。 由于马氏体组织具有很高的内应力，因而它的磁矫顽力很高。因此，也可用磁性法来测量马氏 体转变量和残余奥氏体的含量。 3、电阻马氏体是 C 在 -Fe 中的过饱和固溶体，其电阻比珠光体大得多。与奥氏体的电阻相近。 马氏体碳含量
9、越高，电阻越大，如图 3-91 所示。 （五）高碳片状马氏体的显微裂纹高碳钢淬火时，容易在马氏体内部形成显微裂纹。过去认为显微裂纹是由于马氏体相变时 比容增大而引起的显微应力造成的。后来的金相观察表明，显微裂纹是由于马氏体形成时相互 碰撞而形成的，如图 3-70 所示。马氏体形成速度极快，相互碰撞或与奥氏体晶界相撞时将因 冲击而引起相当大的应力场，又因为高碳马氏体很脆，不能通过滑移或孪生变形来消除应力， 因此容易形成撞击裂纹。这种先天性的缺陷使高碳片状马氏体钢附加了脆性，在其它应力（热 应力和组织应力）作用下，显微裂纹将发展成宏观裂纹。同时，显微裂纹的存在也将使零件的 疲劳寿命明显下降。因此有
10、必要了解显微裂纹出现的规律及其防止办法。碳钢片状马氏体中的显微裂纹常出现在几个马氏体针组成的放射状交接处或出现在马氏体 片之中。 1、影响形成显微裂纹的因素一般以单位体积马氏体内出现的显微裂纹的面积 SV（mm-1）作为形成显微裂纹的敏感程 度，称为显微裂纹敏感度。影响显微裂纹敏感度的因素有以下一些。 （1）碳含量的影响马氏体中碳含量是影响 SV的主要因素。图 4-53 是马氏体中的碳含量对 SV的影响。由图 可见，当含碳量1.4%时，SV随含碳量的 增加反而下降。当下降到一定程度后基本上保持不变。这是因为碳含量小于 1.4%时，形成的 是横贯整个奥氏体晶粒的长而窄的225马氏体，而大于 1.
11、4%后形成的是宽而短的259马氏 体，马氏体片之间的夹角变小了，撞击机会和应力都有所减少，故 SV下降。 （2）奥氏体晶粒大小的影响奥氏体晶粒愈大，则淬火后所得的马氏体也愈粗大。因为第一片225马氏体总是贯穿整 个奥氏体晶粒，已形成的长又窄的马氏体片在其后形成的马氏体片的冲击下极易开裂。图 4- 54 是奥氏体晶粒大小对 SV的影响。由图可见，随奥氏体晶粒直径增大，SV急剧增加。奥氏体化温度愈高，奥氏体晶粒愈粗大，奥氏体的合金化程度愈高，因此淬成马氏体时产 生显微裂纹的可能性也愈大。为了防止在淬火时产生显微裂纹，高碳钢奥氏体化温度不易过高。（3）淬火冷却温度的影响淬火冷却温度愈低，淬火组织中残
12、余奥氏体量愈少，马氏体量愈多，形成裂纹的可能性也 愈大，见图 4-55。由此可见，对于高碳钢，在采用冷处理时必须慎重。（4）马氏体转变量的影响图 3-73 表示马氏体转变量对 SV的影响。由图中可见，随马氏体转变量增加，SV增大，但 当转变分数（f）大于 0.27 时，SV不再增大。随马氏体转变量（即 f）增大，虽然单位体积中 马氏体的数目 NV不断增大，但因奥氏体被不断分割，这时所形成的马氏体片尺寸（以一片马氏体的平均体积表示）将减小。所以，马氏体片的大小（）对 SV可能有一个临界值，大VV于这个临界值时，SV将随转变份数的增大而增大。因此，裂纹形成在很大程度上决定于马氏 体片的大小。虽然马
13、氏体转变量增多时总的裂纹数目和面积可能增多，但在早期形成的马氏体 片较大，故裂纹主要还是在转变早期形成的。 （二）减少显微裂纹的途径在了解了影响产生显微裂纹的各个因素后，不难看出，防止和减少产生显微裂纹的主要途 径是降低高碳钢的奥氏体化温度。这也正是高碳钢采用不完全淬火的原因之一。如在淬火过程中已经产生了显微裂纹，则可采取及时回火以使部分显微裂纹通过弥合而消 失。图 4-57 是回火温度对回火后残余的显微裂纹数的影响。如图所示，经 200回火可以使 大部分显微裂纹弥合。但进一步提高回火温度并不能使残余的显微裂纹数减少。只有当回火温 度高于 600以上时，才可能使裂纹数进一步减少。由此可见，高碳
14、钢淬火后必须立即在200回火。回火使裂纹数目减少的原因可以作如下解释，在回火过程中由于内应力的松驰以 及碳化物的析出，一部分显微裂纹因此能够自动“焊合”或“填合” 。 八、马氏体可逆转变和形状记忆效应在马氏体相变热力学一节中已经讨论到马氏体相变具有可逆性，并将马氏体向高温上的转 变称为逆转变或反相变。碳钢中的马氏体因其加热时极易分解，所以到目前为止尚未观直接察 到它的逆转变。但在一系列铁合金和非铁合金的马氏体相变中均已观察到逆转变的存在，并且 在逆转变中亦观察到了表面凹凸现象，凹凸的方向正好和正相变相反。已发现具有可逆马氏转 变的合金有：Fe-Ni，Fe-Mn，Cu-Al，Cu-Au，In-T
15、l，Au-Cd，Ni-Ti 等。这些合金中的马氏体 可逆转变，按其特点不同，可分为热弹性马氏体的可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变两类。 热弹性马氏体的可逆转变是近代发展形状记忆材料的基础。而非热弹性马氏体可逆转变则导致 材料的相变冷作硬化，成为材料强化的途径之一。 （一）马氏体可逆转变的特点具有马氏体可逆转变的不同合金中，马氏体相变的热滞后现象有明显差异。例如，在 Fe- Ni 合金（以此作为非热弹性马氏体可逆转变的代表）中，AS较 MS高 420，Au-Cd 合金（以 此作为热弹性马氏体可逆转变的代表）中 AS比 MS仅高 16，如图 3-100 所示。显然，这两 种合金马氏体相变的驱动力差
16、别很大，前者很大，后者很小。因此，它们的相变行为也有很大 的差别。 1、共同特点热弹性马氏体可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变的共同特点是急速加热和冷却都不能遏 制转变的进行。在连续冷却时两种合金转变量随温度的变化都是连续的，即转变量是转变温度 的函数，符合降温形成马氏体动力学的一般规律。 2、不同特点主要表现在 MS以下两种合金马氏体的长大方式有着明显的差别。 （1）非热弹性马氏体在 Fe-Ni 合金中，连续冷却时新马氏体片不断形成，每一片都是突然出现，并迅速长大到 极限尺寸。因此，相变速率是温度下降速率的函数，马氏体是由成核率及每一片马氏体长大后 的大小来决定的，而和长大速度无关。因为 Fe-Ni 合金马氏体相变驱动力很大，马氏体片长大 速度极快。而马氏体在成核长大过程中，新相和母相必须保持共格关系，所以，当成长着的马 氏体片周围的奥氏体，因马氏体片长大而产生塑性变形，在变形达到新相和母相的共格关系被 破坏的程度时，片的长大便会停止。这时，若继续降低温度，虽然相变驱动力增
