?T?（T形?），?G*?(?GA?P?) ，Q?(D?)
?T较小（T较高）时，扩散较易，形核功起主导作用，由于?T?、?G*?，??故N?，至一定温度，扩散影响占优，故?T?(T?)， N?。
2．长大线速度
???G1SD
?1S??T?T?(T?)， S?
?G? ??G??T
????T2D??T2exp(?)RT Q故?与?T的关系曲线亦出现极值。 3．珠光体转变动力学曲线
??3bVt?1?exp(?N??)4
形状因子，为球状时，
???34T A` 550℃ P A`→P T S A1
b 为时间指数，由A1～550℃
b ：4 ↘ 2.5 动力学亦具有三个特征： ?T?(T?)，孕育期缩短。
?Vtη
在一定温度下，??，开始及结束较小，中间较快。
在
Vt?50%?Vt后，??达极大值。
4．影响珠光体转变的动力学的因素 （1）内部因素 a. 钢的化学成分 ① 含碳量
亚共析钢：C%↗，形成F先%↘，使F先的N，μ↘，而P大多在A/F先的相界面上形核，F先%↘，使P的形核困难，且C%↗，使∣ΔGA→P∣↘，从而μ↘，故C曲线右移。
过共析钢：T>Acm，C%↗，有利于先共析Fe3C形核长大，且扩散C加速。故Fe3C先加速，故P的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。Ac1～Acm加热C%↗获得不均匀奥氏体及Fe3C残，有利于P的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线右移。
故，碳钢中，共析钢的C曲线最靠右。 ② 合金元素
除C0以外，只要合金元素溶入A ，均使Aˊ稳定性增中，从而减慢A→P，C曲线右移，其中M0作用最大。 b.热处理工艺
① 奥氏体成分的均匀化，减慢珠光体相变
T↑，η↑，成分均匀化程度提高，不易获得相变所需的成分起伏。 ② 奥氏体晶粒的粗化，减缓珠光体相变 ③奥氏休成分的均匀性
奥氏体成分不均匀程度的增加，有利于高碳区形成Fe3C，而低碳区形成F，并加速碳原子的扩散，可加速先共析相及珠光体的形成。
未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相Fe3C的晶核，故可加速珠光体的形成。 ④ 奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。 (2)外界因素
a．加热温度和保温时间
T↑，η↑，奥氏体晶粒尺寸增大，且成分趋于均匀化，减小了珠光体的Nˊ和μ，从而推迟珠光体相变。 b．应力和塑性变形
拉应力和塑性变形造成晶体的点阵畸变及ρ⊥↑，有的由于Fe,C原子的扩散，从而Nˊ↑，μ↑。形变温度越低，这种作用越明显。
c. 等向压应力
在等向压应力作用下，原子迁移阻力增大，阻碍了Fe,C原子的扩散，及点阵改组的阻力增大。
第二节 马氏体相变
一、马氏体相变的基本特征及其分类
马氏体组织并不是洋人的专利，有关马氏体的应用，甚至可追朔到西汉（公元前206～公元23），战国（前425～前221），其出土的钢剑都具有淬火马氏体组织，《史记2天管书》亦载有“水与火合为淬”，也就是说淬火不仅仅指冷却（快速）的过程，同时也含有加热的含义。 迄今，存在马氏体相变的材料已从高、中碳钢延伸到多种材料，纯金属、铁合金、低碳钢、有色金属（包括金属间化合物），ZrO2的陶瓷、电介质、铁电材料、半导体、超导材料、非金属化合物，甚至高压He及蛋白质等。不同材料中的马氏体显示不同组织形态、特征和应用价值。 1．马氏体相变的基本特征
（1）无扩散型相变
30年代，应用电阻法就已测得，在高碳型马氏体中形成一片马氏体只需0.5～5310-7s,相当于1100m/s的形成速率（为金属内声速的1/3），甚至在80K，也达到103m/s的长大速率。
在80K的低温下，原子不可能作超过一个原子间距的迁动。 在淬火高碳钢中，分别测得马氏体和残留奥氏体的点阵常数，结果表明两相含碳量相同，说明马氏体相变时，不需要改变成分。
穆斯堡尔谱议测得残留奥氏体内（在八面体中心）的位置直接遗传给了马氏体，说明相变过程中，碳的相对位置没有发生变化。
然而，0.27%C合金钢淬火后的残留奥氏体中的含碳量却达0.4%～1.04%C，说明在形成低碳马氏体时，碳原子的迁动跟得上或稍落后于马氏体的形成。 所谓无扩散相变，可以理解为相变本身不需要原子的扩散，相变的速度与原子扩散的速度无关，即使在相变过程中发生了间隙型小原子的迁移，也只是相变的伴随情况，而与相变本身无关（既不改变相变的本性，也不改变相变的速度）。 （2）表面浮突效应和不变平面应变
① 表面浮突效应
早在1924年，Bain（贝茵）就提出马氏体相变时，表面出现皱纹，为了深入研究这一现象，可先在抛光试样的表面上，划以直线划痕，则在马氏体转变后直线划痕被折位移。划痕的位置情况如下图。若在真空下实施马氏体相变，由于真空蚀刻作用，可看到表面浮突，浮突两侧呈现明显的山阴和山阳。
马氏体形成时产生表面浮凸的示意图
基准线变形的情况
② 惯习面和不变平面
当母相转变为马氏体时，马氏体往往在母相的一定晶面上形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体长大时，惯习面即成为两相的交界面。
通常以母相奥氏体的晶面指数来表示惯习面，测定表明，惯习面均为非简单指数面。在Fe—C合金系中测得<0.5%C,惯习面为{111}γ，0.5～1.4%C,为{225}
γ
，1.5～1.8%C，为{259}γ。
由图可见，直线划痕在倾动面（马氏体片的自由表面）处改变方向，但仍保
持连续，且不发生扭曲。这说明马氏体片与母相保持切变共格，惯习面未经宏观（10-2㎜范围）可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。
③ 不变平面应变
由于直线划痕在倾动面处不但保持连续，且不发生弯曲，说明倾动面一直保持为平面，况且抛光面是任意截取的。可见，发生马氏体相变时，虽发生了变形，但母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀变形。造成均匀变形而惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。 （3）新旧相保持一定的位向关系
由于马氏体相变时，不需要原子的扩散，新旧相保持切变共格，所以相变后，两相仍保持一定的位向关系。
① K—S关系
Kurdjumov 和Sachs在1930年应用X射线极图法测得
{111}γ//{101}m,<0ˉ11>γ//<ˉ111> m
其中一种为（111）γ//（101）m，[0ˉ11]γ//[ˉ111] m
由于马氏体（设为体心立方c%<0.2%钢中）的{101}m面可能6中不同的取向，而奥氏体点阵中有4种{111}γ晶面，从而马氏体共有24种取向。
② 西山关系
Nishiyama 在1934年测得{111}?||{110}m，112?||011m
按西山关系，在每个{111}γ面上，马氏体可能有三种取向，故马氏体共有12种取向。
（4）马氏体内往往具有亚结构
电镜研究表明，马氏体组织内往往由密度较高的位错或较细的孪晶为其亚结构。这种亚结构，例如孪晶，表明有些区域经过了切变，而有的区域则未经切变。可见，马氏体内的亚结构是相变时不均匀（局部）切变的产物。
（5）相变的可逆性
Ms Mf
M P
As Af
逆转变时，也出现表面浮突，但与马氏体形成时的方向相反。 在钢中的回火转变（由马氏体中析出碳化物），但Fe－0.8%C钢施以5000℃/S快速加热，抑制回火转变，则在590～600℃发生了逆转变。
马氏体相变为无扩散型相变，属形核长大型，并具有可逆性。在点阵协力重组过程中，保持切变共格。以均匀应变产生宏观变形，出现表面浮突相界面。即惯习面为母相的非简单指数面，不应变，不转动。由于点阵重组的需要，点阵须在微观范围内作第二次不均匀切变，从而在马氏体精细结构（直结构）中留下了大量的位错或孪晶。
2．马氏体的定义
过去，人们常将硬而脆的性能、针状组织的形貌与马氏体联系在一起，自从低碳钢中发现了条状马氏体，以高速冷却获得纯铁马氏体并不表现为硬而脆的性能，特别是在Cu－Al等有色金属中获得的马氏体与上述概念差的更远。人们对马氏体及马氏体相变均有了更深的认识。 经历几十年的研究，人们更倾向于将马氏体相变看成是置换原子无扩散切变，使其形状改变的相变。而其相变产物，即为马氏体。 3．马氏体相变的类型 （1）按相变驱动力分类
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