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一.組織形態(tài)

 

貝氏體

 

      上貝氏體形成于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)較高溫度范圍，中、高碳鋼大約在350-550℃形成。上貝氏體為成束分布、平行排列的條狀鐵素體和夾于其間的斷續(xù)條狀滲碳體的混合物。多在奧氏體晶界形核，自晶界的一側(cè)或兩側(cè)向晶內(nèi)長(zhǎng)大，具有羽毛狀特征。

 

     下貝氏體形成于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)較低溫度范圍，中、高碳鋼大約在350℃-Ms之間溫度形成。下貝氏體是由過飽和片狀鐵素體和其內(nèi)部沉淀的滲碳體組成的機(jī)械混合物。鐵素體片空間呈雙凸透鏡狀，截面為針狀或竹葉狀，片間呈一定角度，可在奧氏體晶界形核，也可在奧氏體晶內(nèi)形核。下貝氏體的鐵素體中碳化物細(xì)小、彌散、呈粒狀或條狀，沿著與鐵素體長(zhǎng)軸成一定角度平行排列。下貝氏體鐵素體的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，密度比上貝氏體高。下貝氏體中鐵素體過飽和碳含量高于上貝氏體。

 

馬氏體

 

      板條馬氏體是低、中碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)部有幾個(gè)（3-5個(gè)）馬氏體板條束，板條束間取向隨意；在一個(gè)板條束內(nèi)有若干個(gè)相互平行的板條塊，塊間是大角晶界；在一個(gè)板條塊內(nèi)是若干個(gè)相互平行的馬氏體板條，板條間是小角晶界。馬氏體板條內(nèi)存在大量的位錯(cuò)，所以板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)是高密度的位錯(cuò)和位錯(cuò)纏結(jié)。板條狀馬氏體也稱為位錯(cuò)型馬氏體。

 

     片狀馬氏體是中、高碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)部有許多相互有一定角度的馬氏體片。馬氏體片的空間形態(tài)為雙凸透鏡狀，橫截面為針狀或竹葉狀。在原奧氏體晶粒中首先形成的馬氏體片貫穿整個(gè)晶粒，將奧氏體晶粒分割，以后陸續(xù)形成的馬氏體片越來越小，所以馬氏體片的尺寸取決于原始奧氏體晶粒的尺寸。片狀馬氏體的形成溫度較低，在馬氏體片的周圍往往存在著殘余奧氏體。片狀馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)主要是孿晶。當(dāng)碳含量較高時(shí)，在馬氏體片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孿晶區(qū)。由于馬氏體片形成時(shí)的相互撞擊，馬氏體片中存在大量的顯微裂紋。

 

二、 晶體結(jié)構(gòu)

 

 珠光體

 

      鐵素體：體心立方

 

      滲碳體：復(fù)雜晶格

 

貝氏體

 

      體心立方

 

馬氏體

 

       體心正方

 

三、 形成的熱力學(xué)條件

 

 珠光體

 

      動(dòng)力是體系自由能的下降，其大小取決于轉(zhuǎn)變溫度。過冷度越大，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力越大。珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，原子擴(kuò)散能力較強(qiáng)，在較小的過冷度時(shí)就可以發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。

 

貝氏體

 

      驅(qū)動(dòng)力是體系的自由能差，阻力包括界面能和界面彈性應(yīng)變能。由于碳的擴(kuò)散，降低了形成貝氏體中鐵素體的碳含量，使鐵素體的自由能降低，增大了新舊兩相的自由能差，提高了相變驅(qū)動(dòng)力。另一方面，碳原子從奧氏體中析出，使奧氏體中出現(xiàn)貧碳區(qū)，降低了切變阻力，使切變可以在較高溫度發(fā)生。

 

馬氏體

 

     驅(qū)動(dòng)力是在轉(zhuǎn)變溫度下奧氏體與馬氏體的自由能差，而轉(zhuǎn)變阻力是界面能和界面彈性應(yīng)變能。馬氏體相變新相與母相完全共格，同時(shí)體積效應(yīng)很大，因此界面彈性應(yīng)變能很大。為了克服這一相變阻力，驅(qū)動(dòng)力必須足夠大。因此馬氏體相變必須有很大的過冷度。

 

四、 形成過程

 

 珠光體

 

     珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，鐵原子和碳原子都可以發(fā)生擴(kuò)散，屬于擴(kuò)散型相變。

 

     形核：形核部位是奧氏體晶界或奧氏體與其它相（滲碳體，鐵素體）的相界面。領(lǐng)先相可以是鐵素體，也可以是滲碳體。

 

     長(zhǎng)大：橫向長(zhǎng)大很好理解，形成一片滲碳體后，兩側(cè)奧氏體中碳濃度下降，促進(jìn)了鐵素體形核，并平行于滲碳體片生長(zhǎng)，結(jié)果又導(dǎo)致滲碳體片的形核與長(zhǎng)大，最后得到片層相間的平行的珠光體團(tuán)。

 

     縱向長(zhǎng)大可以由碳擴(kuò)散過程來解釋。碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度決定了珠光體的縱向長(zhǎng)大速度。晶格的重構(gòu)是由鐵原子的自擴(kuò)散完成的。

 

貝氏體

 

      貝氏體轉(zhuǎn)變是一個(gè)形核長(zhǎng)大的過程，形核需要有一定的孕育期。在孕育期內(nèi)碳原子在奧氏體中重新分布，形成貧碳區(qū)，并成為鐵素體的形核部位，達(dá)到臨界晶核尺寸后，將不斷長(zhǎng)大。由于轉(zhuǎn)變溫度較低，鐵原子不能擴(kuò)散，鐵素體按共格切變方式長(zhǎng)大，形成鐵素體條或片。鐵素體晶核長(zhǎng)大過程中，過飽和的碳從鐵素體向奧氏體中擴(kuò)散，并于鐵素體條間或鐵素體內(nèi)部沉淀析出碳化物，因此貝氏體長(zhǎng)大速度受碳的擴(kuò)散控制。按共格切變方式長(zhǎng)大的鐵素體和富碳奧氏體或碳化物的混合組織，稱為貝氏體。貝氏體轉(zhuǎn)變包括鐵素體的成長(zhǎng)與碳化物的析出兩個(gè)基本過程，它們決定了貝氏體中兩個(gè)基本相的特征。

 

      在上貝氏體形成溫度范圍內(nèi)，首先在奧氏體晶界或附近貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并成排地向奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大。條狀鐵素體前沿碳原子不斷向兩側(cè)擴(kuò)散，鐵素體中多余的碳向兩側(cè)相界面擴(kuò)散。由于碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度大于在奧氏體中的擴(kuò)散速度，碳在鐵素體兩側(cè)的奧氏體中富集，到一定程度時(shí)，在鐵素體條間沉淀出滲碳體。

 

     下貝氏體形成溫度較低，首先在奧氏體晶界或晶內(nèi)貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并長(zhǎng)大成片狀。由于轉(zhuǎn)變溫度較低，碳原子在奧氏體中擴(kuò)散困難，很難遷移至晶界，而碳在鐵素體中可以擴(kuò)散。因此在鐵素體長(zhǎng)大的同時(shí)，碳原子只能在鐵素體的某些亞晶界或晶面上聚集，進(jìn)而沉淀析出細(xì)片狀碳化物。在一片鐵素體長(zhǎng)大的同時(shí)，其它方向的鐵素體也會(huì)形成。

 

馬氏體

 

     非均勻形核：以晶體缺陷和內(nèi)表面等為核心形成馬氏體核胚。面心立方密排面層錯(cuò)出現(xiàn)密排六方單元而成為馬氏體核胚。

 

     自促發(fā)形核：已經(jīng)生成的馬氏體能促發(fā)未轉(zhuǎn)變母相的形核，稱為自促發(fā)形核。一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)部往往在某一處形成幾片馬氏體。晶界不是馬氏體占優(yōu)勢(shì)的形核部位，等溫轉(zhuǎn)變主要是自促發(fā)形核。

 

五、動(dòng)力學(xué)

 

 珠光體

 

1、 珠光體的形核率和長(zhǎng)大速率

 

     珠光體形核率和長(zhǎng)大速率與形成溫度的關(guān)系：隨轉(zhuǎn)變溫度降低，過冷度增大，奧氏體與珠光體自由能差增大，轉(zhuǎn)變動(dòng)力增大，形核率增大。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，原子活動(dòng)能力減弱，形核率減小。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，原子擴(kuò)散速度減慢，晶核長(zhǎng)大速度降低。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，奧氏體中的碳濃度差增大，碳濃度擴(kuò)散速度提高，晶核長(zhǎng)大速度提高。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，珠光體片層間距減小，C原子運(yùn)動(dòng)距離減小，珠光體長(zhǎng)大速度提高珠光體的形核和長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系曲線均有極大值。

 

     珠光體的形核和長(zhǎng)大速率與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系：隨轉(zhuǎn)變時(shí)間增加，形核率增大，晶核長(zhǎng)大，速度變化不大。

 

2、 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

 

     珠光體轉(zhuǎn)變有孕育期。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，孕育期減小，某一溫度孕育期最短，溫度再降低，孕育期又增加。隨轉(zhuǎn)變時(shí)間增加，轉(zhuǎn)變速度提高，當(dāng)轉(zhuǎn)變量超過50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度又逐漸降低，直至轉(zhuǎn)變完成。

 

3、 影響珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)因素

 

     碳含量：亞共析鋼，碳含量增加，先共析鐵素體析出速度降低，珠光體轉(zhuǎn)變速度也降低。過共析鋼，碳含量增加，先共析滲碳體析出速度增大，珠光體轉(zhuǎn)變速度提高。

 

      奧氏體成分均勻性和碳化物溶解情況的影響：奧氏體成分不均勻和有未溶碳化物時(shí)，先共析相和珠光體的形成速度提高。

 

     奧氏體晶粒度的影響：奧氏體晶粒細(xì)小，先共析相和珠光體的形成速度提高。

 

     奧氏體化溫度和時(shí)間影響：奧氏體化溫度提高或保溫時(shí)間延長(zhǎng)，碳化物進(jìn)一步溶解，奧氏體更加均勻，經(jīng)歷進(jìn)一步長(zhǎng)大，珠光體轉(zhuǎn)變推遲。

 

      應(yīng)力和塑性變形的影響：對(duì)奧氏體進(jìn)行拉應(yīng)力或塑性變形，珠光體轉(zhuǎn)變速度加快。

 

貝氏體

 

1、等溫形成動(dòng)力學(xué)具有擴(kuò)散型相變特征。

 

     具有孕育期，開始階段轉(zhuǎn)變速度較低，然后迅速增大，隨后逐漸減小，趨于恒定。

 

2、轉(zhuǎn)變的不完全性——存在殘余奧氏體。

 

     提高奧氏體化溫度和鋼的合金化程度，使轉(zhuǎn)變不完全性增大。提高等溫轉(zhuǎn)變溫度，使轉(zhuǎn)變不完全性增大。繼續(xù)等溫，殘余奧氏體可能轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或一直保持不變。后續(xù)降溫，殘余奧氏體可能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或一直保持不變。

 

3、貝氏體的轉(zhuǎn)變速度控制因素。

 

     上貝氏體的轉(zhuǎn)變速度取決于碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度。下貝氏體的轉(zhuǎn)變速度取決于碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度。

 

馬氏體

 

1、碳鋼和低合金鋼中的馬氏體降溫轉(zhuǎn)變

 

      奧氏體快冷至Ms點(diǎn)以下時(shí)，立即生成一批馬氏體，不需要孕育期。溫度繼續(xù)下降，又出現(xiàn)第二批馬氏體，而先形成的馬氏體不再長(zhǎng)大，直至Mf溫度轉(zhuǎn)變結(jié)束。

 

     馬氏體形核及長(zhǎng)大速度極快，瞬間形核，瞬間長(zhǎng)大。馬氏體轉(zhuǎn)變量是溫度的函數(shù)，取決于冷卻達(dá)到的溫度，與在某一溫度停留時(shí)間無關(guān)。

 

     馬氏體轉(zhuǎn)變導(dǎo)致體積膨脹，使剩余的奧氏體受到壓應(yīng)力，發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生強(qiáng)化，繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的阻力增大。因此在某一溫度馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束后，要繼續(xù)轉(zhuǎn)變，必須繼續(xù)降溫，提供更大的相變驅(qū)動(dòng)力。這就是馬氏體轉(zhuǎn)變一般為降溫轉(zhuǎn)變的原因。

 

2、Fe-Ni合金中的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變

 

     Ms點(diǎn)低于0℃的Fe-Ni合金冷卻到0℃以下的某一溫度（Mb）時(shí)，馬氏體相變突然發(fā)生，并伴有聲響，放出相變潛熱。

 

     隨Ni含量增加，爆發(fā)轉(zhuǎn)變溫度下降，爆發(fā)轉(zhuǎn)變量提高，后續(xù)降溫轉(zhuǎn)變速度下降；當(dāng)Ni含量特別高時(shí)，爆發(fā)轉(zhuǎn)變量急劇下降。

 

3、等溫轉(zhuǎn)變和表面轉(zhuǎn)變

 

      Ms點(diǎn)低于0℃的Fe-Ni-Mn合金在低溫下可以發(fā)生等溫轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)呈“C”曲線特征，形核需要孕育期，長(zhǎng)大速度很快。

 

     Ms點(diǎn)略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置時(shí)，試樣表面會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。這種在稍高于合金Ms點(diǎn)溫度下試樣表層發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變稱為馬氏體表面轉(zhuǎn)變，得到的馬氏體為表面馬氏體，表面應(yīng)力狀態(tài)導(dǎo)致。

 

六、特征

 

貝氏體

 

     1、貝氏體轉(zhuǎn)變需要一定的孕育期，可以等溫形成，也可以連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。

 

     2、貝氏體轉(zhuǎn)變是形核長(zhǎng)大過程，鐵素體按共格切變方式長(zhǎng)大，產(chǎn)生表面浮凸，碳原子可以擴(kuò)散，鐵素體長(zhǎng)大速度受碳擴(kuò)散控制，速度較慢。

 

     3、貝氏體轉(zhuǎn)變有上限溫度（Bs）和下限溫度（Bf）。

 

     4、較高溫度形成的貝氏體中碳化物分布在鐵素體條之間，較低溫度形成的貝氏體中碳化物主要分布在鐵素體條內(nèi)部。隨形成溫度下降，貝氏體中鐵素體的碳含量升高。

 

     5、上貝氏體轉(zhuǎn)變速度取決于碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，下貝氏體轉(zhuǎn)變速度取決于碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度。

 

     6、上貝氏體中鐵素體的慣習(xí)面是(111) γ，下貝氏體鐵素體的慣習(xí)面是(225)γ，貝氏體中鐵素體與奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。

 

馬氏體

 

1、切變共格和表面浮凸現(xiàn)象。

 

      奧氏體向馬氏體晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變是靠切變進(jìn)行的，由于切變使相界面始終保持共格關(guān)系，因此稱為切變共格。由于切變導(dǎo)致在拋光試樣表面在馬氏體相變之后產(chǎn)生凸起，即表面浮凸現(xiàn)象。

 

2、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性。

 

     原子不發(fā)生擴(kuò)散，但發(fā)生集體運(yùn)動(dòng)，原子間相對(duì)運(yùn)動(dòng)距離不超過一個(gè)原子間距，原子相鄰關(guān)系不變。轉(zhuǎn)變過程不發(fā)生成分變化，但卻發(fā)生了晶體結(jié)構(gòu)的變化。轉(zhuǎn)變溫度很低，但轉(zhuǎn)變速度極快。

 

3、具有一定的位相關(guān)系和慣習(xí)面。

 

4、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一定溫度范圍內(nèi)完成的。

 

     馬氏體轉(zhuǎn)變是奧氏體冷卻到某一溫度時(shí)才開始的，這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，簡(jiǎn)稱Ms點(diǎn)。

 

     馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須在不斷降低溫度的條件下才能使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，如冷卻中斷，則轉(zhuǎn)變立即停止。當(dāng)冷卻到某一溫度時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變基本完成，轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度，簡(jiǎn)稱Mf點(diǎn)。

 

      從以上分析可以看出，馬氏體轉(zhuǎn)變需要在一個(gè)溫度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻才能完成。如果Mf點(diǎn)低于室溫，則冷卻到室溫時(shí)，將仍保留一定數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱之為殘余奧氏體。

 

5、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。

 

     在某些合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，重新加熱時(shí)，已經(jīng)形成的馬氏體又可以通過逆向馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)構(gòu)直接轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。將馬氏體直接向奧氏體的轉(zhuǎn)變稱為逆轉(zhuǎn)變。逆轉(zhuǎn)變開始溫度為As點(diǎn)，終了溫度為Af點(diǎn)。Fe-C合金很難發(fā)生馬氏體逆轉(zhuǎn)變，因?yàn)轳R氏體加熱尚未達(dá)到As點(diǎn)時(shí)，馬氏體就發(fā)生了分解，析出碳化物，因此得不到馬氏體逆轉(zhuǎn)變。

 

七、力學(xué)性能

 

 珠光體

 

1、珠光體的力學(xué)性能

 

     影響珠光體性能的因素：奧氏體晶粒尺寸，珠光體團(tuán)晶粒尺寸，珠光體片層間距，鐵素體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)，滲碳體形狀、尺寸和分布。

 

     奧氏體晶粒尺寸和珠光體團(tuán)尺寸相關(guān)，其尺寸越大，綜合性能越低。

 

     珠光體片層間距取決于轉(zhuǎn)變溫度，間距越小，強(qiáng)度和塑性越高。降溫形成的珠光體片層間距大小不一，性能下降。球狀珠光體強(qiáng)度較低，但塑性較好，疲勞性能較高。

 

     鐵素體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是指其中亞晶粒尺寸和位錯(cuò)密度，將影響珠光體的力學(xué)性能。

 

     通過熱處理可以改變珠光體中碳化物的形態(tài)、大小和分布，從而改變珠光體的力學(xué)性能。

 

2、鐵素體+珠光體：

 

     亞共析鋼中的碳含量決定了珠光體含量，影響合金的強(qiáng)度、塑性、沖擊功和脆性轉(zhuǎn)變溫度，先共析鐵素體晶粒尺寸對(duì)鋼的性能也有很大影響。

 

3、變形珠光體：

 

     使高碳鋼獲得片層間距細(xì)小的珠光體（索氏體），再經(jīng)過深度冷拔，可以獲得高強(qiáng)度鋼絲。這樣的處理稱為派敦(Patenting)處理。派敦處理是使珠光體組織在工業(yè)上應(yīng)用的主要處理方法之一。

 

      索氏體具有良好的冷拔性能：鐵素體片薄，位錯(cuò)滑移距離?。粷B碳體片薄，可發(fā)生彈性彎曲。派敦處理后，鋼絲的強(qiáng)度明顯提高，其原因主要是鐵素體中細(xì)小的亞晶尺寸和高密度的位錯(cuò)。派敦處理的應(yīng)用：鋼絲繩，琴用鋼絲，彈簧鋼絲。

 

馬氏體

 

1、硬度和強(qiáng)度：

 

     馬氏體的主要特性是高硬度和高強(qiáng)度。馬氏體的硬度隨碳含量的增加而升高，當(dāng)碳含量達(dá)到0.6%時(shí)，由于殘余奧氏體量增加，鋼的硬度不再增加。合金元素對(duì)馬氏體的硬度影響不大。

 

     馬氏體高強(qiáng)度的主要原因包括相變強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化。

 

     強(qiáng)化機(jī)理：

 

(1) 相變強(qiáng)化

 

     切變相變導(dǎo)致馬氏體內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯(cuò)、孿晶、層錯(cuò)等晶體缺陷，使馬氏體強(qiáng)化。

 

(2) 固溶強(qiáng)化

 

      碳原子位于馬氏體扁八面體中心，形成以碳原子為中心的畸變偶極應(yīng)力場(chǎng)，將與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，使馬氏體強(qiáng)化。

 

     碳含量高于0.4%后，碳原子之間距離太近，畸變偶極應(yīng)力場(chǎng)相互抵消，強(qiáng)化效果減弱。置換式固溶體的合金元素對(duì)馬氏體強(qiáng)化效果較小。

 

(3) 時(shí)效強(qiáng)化

 

     在相變冷卻過程或馬氏體轉(zhuǎn)變完成后，碳原子發(fā)生偏聚的現(xiàn)象稱為自回火。這種由碳原子擴(kuò)散偏聚釘扎位錯(cuò)引起的馬氏體強(qiáng)化稱為時(shí)效強(qiáng)化。

 

(4) 變形強(qiáng)化

 

     馬氏體本身比較軟，但在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，所以馬氏體的變形強(qiáng)化指數(shù)很大，加工硬化率高。

 

(5) 孿晶對(duì)馬氏體強(qiáng)度的貢獻(xiàn)

 

     當(dāng)碳含量大于0.3％后，孿晶亞結(jié)構(gòu)逐漸增多，孿晶對(duì)馬氏體強(qiáng)度產(chǎn)生貢獻(xiàn)。

 

(6) 原始奧氏體晶粒和板條馬氏體束尺寸的影響

 

     原始奧氏體晶粒越小，板條馬氏體束越小，馬氏體強(qiáng)度越高。

 

2、韌性：

 

    在屈服強(qiáng)度相同的條件下，位錯(cuò)型馬氏體比孿晶型馬氏體具有較高的韌性。

 

     孿晶型馬氏體韌性較低的原因：回火時(shí)，碳化物沿孿晶面析出呈不均勻分布，或碳原子在孿晶界偏聚。

 

     在強(qiáng)化馬氏體的同時(shí)，使其亞結(jié)構(gòu)保持位錯(cuò)型，是實(shí)現(xiàn)馬氏體強(qiáng)韌化的重要途徑。

 

      位錯(cuò)型馬氏體同時(shí)還具有脆性轉(zhuǎn)變溫度低、缺口敏感性低等優(yōu)點(diǎn)。

 

3、相變塑性

 

     金屬及合金在相變過程中塑性增大，往往在低于母相屈服強(qiáng)度的條件下即發(fā)生了塑性變形，這種現(xiàn)象稱為相變塑性。馬氏體相變過程中發(fā)生的相變塑性稱為馬氏體相變塑性。

 

     變形溫度應(yīng)該在可以形變誘發(fā)馬氏體相變溫度以下。

 

     塑性變形引起的局部應(yīng)力集中可以由馬氏體相變而得到松弛，因而可防止微裂紋的形成。

 

     在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，將有馬氏體的形成。隨馬氏體量的增多，變形強(qiáng)化指數(shù)增大，使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域繼續(xù)發(fā)生變形困難，抑制頸縮的產(chǎn)生。