使M点降低,拉应力或单向压应力促进马氏体形成,使M点提高。 3奥氏体化条件 奧氏体化条件对影响具有双重性,加热温度高保温时间长,有利于C和合 金元素的原子充分溶入到奥氏体中(固溶强化),降低M点:但同时奥氏体晶粒 长大,缺陷减少,晶界强化作用降低,切变阻力减小,M点有提髙趋势。 4淬火速度—目前观点不统 般认为:淬火速度较低时,即淬火温度较髙,“C原子气团”可以形成足 够大尺寸并在缺陷处偏聚,强化奥氏体,使M点降低,淬火速度较髙时,即淬 火温度较低,抑制了“C原子气团”形成,对奥氏体强化作用降低,使M点升 高 也有人为:高速淬火M5点升高是淬火应力引起的。 5磁场 (1)增加磁场只是提高M点,对M点以下的马氏体转变和总的转变量无影 响。 (2)转变过程中增加磁场,转变量的增加趋势与未加磁场相同,撤去磁场 转变量又回到未加磁场状态 (3)磁场对M点影响与形变诱发马氏体影响相似,增加磁能补充了相变所需 的驱动力,使马氏体相变能够产生。 §12-5马氏体转变的动力学 马氏体相变是一个形核和核长大的过程,但是由于其具有转变速度快的特 点,研究其动力学转变特点很困难,可以将马氏体转变的动力学分成三种情况。 、马氏体降温形成(降温形核、瞬间长大)生产实际常见 这类马氏体降温形成,马氏体形成速度极快,瞬间形核,瞬间长大,可以认 为转变速度取决于形核率I而与长大速度无关。 (1)由于降温形成的ΔG很大,共格决定了相界面为弹性应变,且势垒低(相对非 共格),阻力相为界面能,很小,因此形核率I很大,转变速度极快,可以认为 仅取决于形核率而与长大速度无关:(2)爆发式转变如 Fe-Ni-C,当M点低于0℃, 爆发量达20%,深冷-100℃时,转变量可达70%;当M点高于0℃,爆发量达很 小,仅为总转变量的百分之几;(3)爆发式转变与温度无关一一自促发形核,瞬 时长大;(4)细晶粒爆发量较少,晶界是爆发传递的障碍。 二、等温转变(等温形核、矚间长大) 马氏体等温转变最初在0.7%C-65%Mn-2%Cu合金中发现,现在高碳钢或髙 碳高合金钢(轴承钢、高速钢)也发现马氏体等温转变。 (1)等温转变的动力学曲线呈“C”曲线,有孕育期,通过热激活成核一一热学性 转变;(2合金元素含量增加,“C”曲线右移,反之左移;(3)等温转变前预冷诱使 Ms 点降低，拉应力或单向压应力促进马氏体形成，使 Ms 点提高。 3.奥氏体化条件 奥氏体化条件对影响具有双重性，加热温度高保温时间长，有利于 C 和合 金元素的原子充分溶入到奥氏体中(固溶强化)，降低 Ms 点；但同时奥氏体晶粒 长大，缺陷减少，晶界强化作用降低，切变阻力减小，Ms 点有提高趋势。 4.淬火速度——目前观点不统一 一般认为：淬火速度较低时，即淬火温度较高，“C 原子气团”可以形成足 够大尺寸并在缺陷处偏聚，强化奥氏体，使 Ms 点降低，淬火速度较高时，即淬 火温度较低，抑制了“C 原子气团”形成，对奥氏体强化作用降低，使 Ms 点升 高。 也有人为：高速淬火 Ms 点升高是淬火应力引起的。 5.磁场 (1)增加磁场只是提高 Ms 点，对 Ms 点以下的马氏体转变和总的转变量无影 响。 (2)转变过程中增加磁场，转变量的增加趋势与未加磁场相同，撤去磁场， 转变量又回到未加磁场状态。 (3)磁场对 Ms 点影响与形变诱发马氏体影响相似，增加磁能补充了相变所需 的驱动力，使马氏体相变能够产生。 §12-5 马氏体转变的动力学 马氏体相变是一个形核和核长大的过程，但是由于其具有转变速度快的特 点，研究其动力学转变特点很困难，可以将马氏体转变的动力学分成三种情况。 一、马氏体降温形成(降温形核、瞬间长大)——生产实际常见 这类马氏体降温形成，马氏体形成速度极快，瞬间形核，瞬间长大，可以认 为转变速度取决于形核率 I 而与长大速度无关。 (1)由于降温形成的 ΔG 很大，共格决定了相界面为弹性应变，且势垒低(相对非 共格)，阻力相为界面能，很小，因此形核率 I 很大，转变速度极快，可以认为 仅取决于形核率而与长大速度无关；(2)爆发式转变如 Fe-Ni-C，当 Ms 点低于 0℃， 爆发量达 20%，深冷-100℃时，转变量可达 70%；当 Ms 点高于 0℃，爆发量达很 小，仅为总转变量的百分之几；(3)爆发式转变与温度无关——自促发形核，瞬 时长大；(4)细晶粒爆发量较少，晶界是爆发传递的障碍。 二、等温转变(等温形核、瞬间长大) 马氏体等温转变最初在 0.7%C-6.5%Mn-2%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。 (1)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——热学性 转变；(2 合金元素含量增加，“C”曲线右移，反之左移；(3)等温转变前预冷诱