马氏体由奥氏体急速冷却（淬火）形成，这种情况下奥氏体中固溶的碳原子没有时间扩散出晶胞。当奥氏体到达马氏体转变温度（Ms）时，马氏体转变开始产生，母相奥氏体组织开始不稳定。在Ms以下某温度保持不变时，少部分的奥氏体组织迅速转变，但不会继续。只有当温度进一步降低，更多的奥氏体才转变为马氏体。最后，温度到达马氏体转变结束温度Mf，马氏体转变结束。马氏体还可以在压力作用下形成，这种方法通常用在硬化陶瓷上（氧化钇、氧化锆）和特殊的钢种（高强度、高延展性的钢）。因此，马氏体转变可以通过热量和压力两种方法进行。

马氏体和奥氏体的不同在于，马氏体是体心正方结构，奥氏体是面心立方结构。奥氏体向马氏体转变仅需很少的能量，因为这种转变是无扩散位移型的，仅仅是迅速和微小的原子重排。马氏体的密度低于奥氏体，所以转变后体积会膨胀。相对于转变带来的体积改变，这种变化引起的切应力、拉应力更需要重视。

马氏体在Fe-C相图中没有出现，因为它不是一种平衡组织。平衡组织的形成需要很慢的冷却速度和足够时间的扩散，而马氏体是在非常快的冷却速度下形成的。由于化学反应（向平衡态转变）温度高时会加快，马氏体在加热情况下很容易分解。这个过程叫做回火。在某些合金中，加入合金元素会减少这种马氏体分解。比如，加入合金元素钨，形成碳化物强化机体。由于淬火过程难以控制，很多淬火工艺通过淬火后获得过量的马氏体，然后通过回火去减少马氏体含量，直到获得合适的组织，从而达到性能要求。马氏体太多将使钢变脆，马氏体太少会使钢变软。

性能

众所周知，马氏体是强化钢件的重要手段，而且一般认为，马氏体是一种硬而脆的组织，尤其是高碳片状马氏体。要想提高淬火钢的塑性和韧性，必须用提高回火温度的方法，牺牲部分强度而换取韧性，就是说强度和塑性很难兼得。但是近年来的研究工作表明，这种观点只是适用于片状马氏体，而板条状马氏体不是这样，板条状马氏体不但具有很高的强度而且具有良好的塑性和韧性，同时还具有低的脆性转变温度，其缺口敏感性和过载敏感性都较低。

马氏体的硬度和强度

钢中马氏体机械性能的显著特点是具有高硬度和高强度。马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳质量分数。马氏体的硬度随质量分数的增加而升高，当含碳质量分数达到0.6%时，淬火钢硬度接近最大值，含碳质量分数进一步增加，虽然马氏体的硬度会有所提高，但由于残余奥氏体数量增加，反而使钢的硬度有所下降。合金元素对钢的硬度关系不大，但可以提高其强度。

马氏体具有高硬度和高强度的原因是多方面的，其中主要包括固溶强化、相变强化、时效强化以及晶界强化等。

(1)固溶强化。首先是碳对马氏体的固溶强化。过饱的间隙原子碳在a相晶格中造成晶格的正方畸变，形成一个强烈的应力场。该应力场与位错发生强烈的交换作用，阻碍位错的运动从而提高马氏体的硬度和强度。

(2)相变强化。其次是相变强化。马氏体转变时，在晶格内造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如板条马氏体中高密度的位错、片状马氏体中的孪晶等，这些缺陷都阻碍位错的运动，使得马氏体强化。这就是所谓的相变强化。实验证明，无碳马氏体的屈服强度约为284Mpa,此值与形变强化铁素体的屈服强度很接近，而退火状态铁素体的屈服强度仅为98~137Mpa，这就说明相变强化使屈服强度提高了147~186MPa

(3)时效强化。时效强化也是一个重要的强化因素。马氏体形成以后，由于一般钢的点Ms大都处在室温以上，因此在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生自回火。即碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出，钉轧位错，使位错难以运动，从而造成马氏体的时效强化。

(4)原始奥氏体晶粒大小及板条马氏体束大小对马氏体强度的影响。原始奥氏体晶粒大小及板条马氏体束的尺寸对马氏体强度也有一定影响。原始奥氏体晶粒越细小、马氏体板条束越小，则马氏体强度越高。这是由于相界面阻碍位错的运动造成的马氏体强化。

马氏体的塑性和韧性

马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。片状马氏体具有高强度高硬度，但韧性很差，其特点是硬而脆。在具有相同屈服强度的条件下，板条马氏体比片状马氏体的韧性好很多，即在具有较高强度、硬度的同时，还具有相当高的韧性和塑性。

其原因是由于在片状马氏体中孪晶亚结构的存在大大减少了有效滑移系；同时在回火时，碳化物沿孪晶不均匀析出使脆性增大；此外，片状马氏体中含碳质量分数高，晶格畸变大，淬火应力大，以及存在大量的显微裂纹也是其韧性差的原因。而板条马氏体中含碳质量分数低，可以发生“自回火”，且碳化物分布均匀；其次在胞状位错亚结构中位错分布不均匀，存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，由于位错运动能缓和局部应力集中。

为什么片状马氏体和板条马氏体在性能上有很大的差异呢？近年来做了大量的研究工作，有关使马氏体强度高的原因是很多的，如碳原子的固溶强化、相变强化以及时效强化等，其中以碳原子强化起主要作用，而且马氏体中固溶的碳越多强度也越高，所以马氏体有很高的强度；但韧性的变化却随马氏体中含碳量的增加而下降，当马氏体含碳量很高时（大于0.6%C）即使经过低温回火韧性也很低，为了弄清楚影响韧性的原因，作了如下实验，研究了马氏体的亚结构和韧性的关系。用含碳量为0.35%的碳钢，淬火后得到位错型的板条状马氏体，其强度和韧性都比较高，为了改变其亚结构，在该种钢中加入铬元素，随着铬含量的增加，马氏体的亚结构由位错型向孪晶型转化，即孪晶型马氏体数量逐渐增加，位错型马氏体数量逐渐减少，经测定其断裂韧性KIC逐渐降低，而且发现，在屈服强度相同的条件下，亚结构为位错型的马氏体的断裂韧性高于亚结构为孪晶型的马氏体的断裂韧性。经过回火后仍然是位错型的马氏体的断裂韧性高于孪晶型马氏体的断裂韧性。这个规律已用大量的实验得到了证实。断裂韧性值位错马氏体比孪晶马氏体高三倍，而马氏体的韧性主要决定于马氏体的亚结构。

为什么亚结构为位错型的马氏体韧性高，而孪晶型马氏体的韧性低呢？这是因为位错型马氏体有一定的塑性变形能力，可以缓冲矛盾。而孪晶马氏体不能发生塑性变形，另外，孪晶面的存在，在回火时碳化物沿孪晶面析出，造成碳的分布不均匀，因而使片状马氏体很脆。

介绍

热应力和组织应力 材料按其热膨胀规律，在冷却时发生收缩。相邻两部位降温速度不同，导致冷却过程的任-时刻比容的差异，相互产生应力，称为热应力。马氏体的比容大于奥氏体，在马氏体转变时，随马氏体量增多，工件发生膨胀。相邻部位冷却到马氏体转变点Ms的时间不同，或者在Ms以下冷却速度不同，由于钢中马氏体转变的变温转变特性(见马氏体转变)也将产生内应力，称为组织应力。热应力和组织应力方向正好相反。在Ms以上，仅存在热应力机制，在Ms以下两种机制同时发生，但由于马氏体相变引起的线膨胀量大于热膨胀(约-个数量级)，所以Ms点以下组织应力机制起主要作用。工件淬火冷却时，外层冷却快，心部慢；薄壁部位冷却快，厚壁部位冷却慢；冷却介质与工件的相对流动情况也影响冷却的均匀性；冷却烈度越大，不均匀性越大。上述种种，加上高低温(Ms以上和以下)阶段两种内应力机制，使工件淬火冷却时内应力的形成和发展极其复杂。

当应力超过屈服极限时，将发生局部塑性变形。因而，最高应力值取决于受力部位的屈服极限。多余的尺寸差异将转化为塑性变形，如材料的塑性不良，则内应力将迅速超过断裂强度而导致开裂。Ms以上，由于温度高及钢处于奥氏体状态，屈服强度低，塑性良好，热应力多表现为工件的变形；Ms以下马氏体量随温降而增多，塑性迅速下降，组织应力可达很高值，且可导致工件开裂。

最简模型。设有横截面为形状对称的棒状工件，按轴线(点划线)分成上下(I、Ⅱ，尺寸相同)两半部，施以不同速度的冷却，如Ⅱ相当于均匀地喷液淬冷，而I相当于空冷；设I、Ⅱ两部分在整个冷却过程中内部温度是均匀的，降温曲线。研究I、Ⅱ两部分在全过程中轴向受力的变化。

热应力及变形 内应力的变化可分为3个阶段：(1)从开始冷却τ0到I、Ⅱ温差达到最大的时间τ1。Ⅱ的先期收缩使其本身受张应力，同时I受压应力，由τ0至τ1逐渐增大。由于I、Ⅱ截面积相同，σI和σⅡ曲线是对称的。特别要注意到，在τ1之前，对于钢铁等屈服强度瓯不高的材料，两部分都将发生轴向的塑性变形，Ⅱ为拉伸，I为压缩，在τ1达到最大值。(2)从τ1至τ2(零应力点)。Ⅱ的降温速度减慢，I则增快，使应力逐渐松弛。零应力点是这样-种状态：温度差所对应的尺寸差，正好被Ⅱ的伸长(弹、塑变形)和I的缩短所抵消。(3)从τ2至τ3(室温)。I的降温速度继续大于Ⅱ，使τ1～τ2间的冷缩特征延续下来。由于起点是零应力状态，从-开始就使I进入张应力状态，Ⅱ为压应力态，弹性和塑性变形亦反向。过程-直进行到I、Ⅱ都降到室温，终态的应力值与材料在室温下的屈服强度相对应，称为残留热应力。

最简模型的热应力弯曲变形，在τ1状态，曲率中心在Ⅱ方(向I方弓出)。如果全过程只有弹性变形，无塑性变形，则零应力点将移至τ3(均温点)，并且弯曲量逐渐减少至零。非均温时零应力点的出现正是τ0～τ1间发生了塑性变形的反映。I的塑性压缩和Ⅱ的塑性伸长，导致冷却的后期产生弯曲的反向：向冷却快的Ⅱ方弓出。类似的现象在生产中是常见的。

组织应力及变形 如果把τ0点定为Ms温度，则只需将σ1、σ2符号互相掉换，就是组织应力曲线。简言之，组织应力机制使冷却快的-侧最终受张应力，最终的弯曲为向冷速慢的一侧弓出。

检测实例是对中等尺寸的短棒状工件经整体浸入冷却介质激冷(到O℃)，热应力和组织应力的实测结果。为了获得单-的热应力或组织应力，设计了特殊的加热、冷却工艺。试件在浸冷时，心部则相当于I。热应力测定结果相-致。运用相似的推理，不难理解切向和径向的残留热应力形成机制。残留组织应力测定结果亦证明了前面关于组织应力与热应力相反的推断。2100433B