淬火獲得馬氏體組織，是鋼件達到強韌化的重要基礎。由于鋼的種類、成分不同，以及熱處理條件的差異，會使淬火馬氏體的形態和內部精細結構及形成顯微裂紋的傾向性等發生很大變化。這些變化對馬氏體的機械性能影響很大。因此，掌握馬氏體組織形態特征并進而了解影響馬氏體形態的各種因素是十分重要的。

1 馬氏體的形態

通過薄膜透射電子顯微技術，人們對馬氏體的形態及其精細結構進行了詳細的研究，發現鋼中馬氏體形態雖然多種多樣，但就其特征而言，大體上可分為以下幾類：

1 板條狀馬氏體

板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。低碳鋼中的典型組織如圖1所示。

圖1 低碳合金鋼（0.03%C，2%Mn）的板條狀馬氏體100X

因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板條狀馬氏體。對某些鋼因板條不易浸蝕顯現出來，而往往呈現為塊狀，所以有時也稱之為塊狀馬氏體。又因為這種馬氏體的亞結構主要為位錯，通常也稱它為位錯型馬氏體。這種馬氏體是由若干個板條群組成的，也有群集狀馬氏體之稱。每板條群是由若干個尺寸大致相同的板條所組成，這些板條成大致平行且方向一定的排列。從圖2看出板條狀馬氏體的特征為板條內有密度很高的位錯。

圖2 低碳合金鋼（0.03%C，2%Mn）的薄膜透射顯微組織 20000X

此外，在板條內有時存在著相變孿晶，但只是局部的，數量不多，不是主要的精細結構形式。板條狀馬氏體與母相奧氏體的晶體學位向關系是K-S關系，慣習面為（111)γ，而18-8不銹鋼中的板條狀馬氏體的慣習面是（225)γ。

根據研究，板條狀馬氏體顯微組織的晶體學特征可以用圖3表示。

圖3 板條狀馬氏體顯微組織的晶體學特征示意圖

其中A是由平行排列的板條狀馬氏體束組成的較大的區域，稱為板條群。一個原始奧氏體晶粒可以包含幾個板條群（通常為3~5個）。在一個板條群內又可分成幾個平行的像圖中B那樣的區域。當用某些溶液腐蝕時，此區域有時僅顯現出板條群的邊界，而使顯微組織呈現為塊狀，塊狀馬氏體即由此而得名。當采用著色浸蝕時（如用100ccHCl+5g CaCl2+100ccCH3CH溶液），可在板條群內顯現出黑白色調。同一色調區是由相同位向的馬氏體板條組成的，稱其為同位向束。按照K-S位向關系，馬氏體在母相奧氏體中可以有24個不同取向，其中能平行生成板條狀馬氏體的位向有六種（見圖4）。

圖4 鋼中馬氏體（111）γ面上形成時可能有的取向

而一個同位向束就是由其中的一種位向轉變而來的板條束。數個平行的同位向束即組成一個板條群。有人認為，在一個板條群內，只可能按兩組可能位向轉變。因此，一個板條群是由兩組同位向板條束交替組成，這兩組同位向束之間可以大角晶界相間。但也有一個板條群大體上由一種同位向束構成的情況，如圖3中C所示。而一個同位向束又由平行排列的板條組成，如圖3中D所示。這種情況可以用電鏡觀察到，如圖5所示。

圖5 Fe-0.2%C合金中板條狀馬氏體同位向束內的一部分組織（透射電子顯微照片）

根據Fe-0.2%C合金中的研究結果，板條寬度分布為圖6 所示的對數正態分布。

圖6 薄膜和復型技術的板條狀分布

由圖中可見，出現頻率最大的板條寬度為0.15~0.20μm，并且分布曲線非常偏向于小尺寸板條一邊，但也有一小部分的板條寬度達到1~2μm。圖7表明，較大的板條往往貫穿整個板條束分布，這是板條束顯微組織的一個重要特征。

圖7 Fe-0.2%C合金板條馬氏體部分顯微組織（透射電子顯微照片）

實驗證明，改變奧氏體化溫度，從而改變了奧氏體晶粒大小，對板條寬度分布卻幾乎不發生影響。但板條群的大小隨奧氏體晶粒的增大而增大，而且兩者之比大致不變。所以一個奧氏體晶粒內生成的板條群數大體不變。由薄膜電鏡技術測得，在單位馬氏體體積中板條邊界的面積約為65000cm?/cm。板條束中的小角晶面積約為大角晶界面積的5倍。

在以18-8不銹鋼為基礎的Fe-Cr-Ni合金中也會生成板條狀馬氏體，同時也會生成ε'-馬氏體（密排六方點陣），其顯微組織與上述Fe-C合金的情況大不相同見圖8 。

圖8 Fe-15%Cr-12&Ni（Ms=-90°）合金板條馬氏體顯微組織（王水，甘油腐蝕）

它不存在板條群和同位向束，而是呈現為細的板條集團圍繞著薄片狀的ε'-馬氏體（圖中平行分布的長條）形成。但這種板條馬氏體的電鏡組織與Fe-C，Fe-Ni合金中完全一樣。

2 片狀馬氏體

鐵系合金中出現的另一種典型的馬氏體組織是片狀馬氏體，常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中。高碳鋼中典型的片狀馬氏體組織如圖9所示。

圖9 T12A鋼的過熱淬火組織400X（1000℃加熱，水淬）

這種馬氏體的空間形態呈雙凸透鏡片狀，所以也稱之為透鏡片狀馬氏體。因與試樣磨面相截而在顯微鏡下呈現為針狀或竹葉狀，故又稱為針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結構主要為孿晶，因此又稱其為孿晶型馬氏體。片狀馬氏體的顯微組織特征為片間不相互平行。在一個成分均勻的奧氏體晶粒內，冷至稍低于Ms 點時，先形成的第一片馬氏體將貫穿整個奧氏體晶粒而將晶粒分割為兩半，使以后形成的馬氏體大小受到限制。因此，片狀馬氏體的大小不一，越是后形成的馬氏體片越小，如圖10所示。

圖10 片狀馬氏體顯微組織示意圖

片的大小幾乎完全取決于奧氏體的晶粒大小。片狀馬氏體常能見到有明顯的中脊（見圖11 )。

圖11 片狀馬氏體（有明顯的中脊，T12鋼1200℃滲碳5小時淬水，180℃回火）

關于中脊的形成規律目前尚不十分清楚。片狀馬氏體的慣習面是（225)γ，或（259)γ，與母相的位向關系是K-S關系或西山關系。從圖12 可見，馬氏體內的許多細線是相變欒晶，中間接合部分的帶狀薄筋是中脊。

圖12 片狀馬氏體的透射電鏡組織

相變欒晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。欒晶的間距大約為50?，一般不擴展到馬氏體的邊界上，片的邊際則為復雜的位錯組列。一般認為這種位錯是沿［111]α?方向呈點陣狀規則排列的螺型位錯。片狀馬氏體內的相變欒晶一般是（112)α?欒晶。但在Fe-1.82%C（c/a=1.08)合金中，也發現（110 )α?欒晶會與（112)α?欒晶混生。

由上述片狀馬氏體內部亞結構的差異，可將其分為以中脊為中心的相變孿晶區（中間部分）和無孿晶區（在片的周圍部分，存在位錯）。孿晶區所占的比例隨合金成分變化而異。在Fe-Ni合金中，含Ni量越高（Ms點越低）孿晶區越大。根據Fe-Ni-C合金的研究看出，即使對同一成分的合金，隨著Ms點降低（如由改變奧氏體化溫度引起）孿晶區所占的比例也增大。但相變孿晶的密度幾乎不改變。孿晶厚度始終約為50?左右。

板條狀馬氏體和片狀馬氏體是鋼和合金中兩種最基本的馬氏體形態，他們的形態特征及晶體學特點對比列于表1 。

表1 鐵碳合金馬氏體類型及其特征

 

3 其他馬氏體形態

3.1 蝶狀馬氏體

在Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中，當馬氏體在某一溫度范圍內形成時，會出現具有特異形態的馬氏體，如圖13所示。

圖13 碟狀馬氏體的顯微組織

這種馬氏體的立體形狀為細長桿狀，其斷面呈蝴蝶形，故稱蝶狀馬氏體或蝴蝶狀馬氏體。現已發現，Fe-31%Ni 或 Fe-29% Ni-0.26%C合金在0~-60℃范圍內形成蝶狀馬氏體，電鏡研究確定其內部亞結構為高密度位錯，看不到孿晶。與母相的晶體學關系大體上符合K-S關系。在0~-20℃之間主要形成蝶狀馬氏體，而在-20~-60℃之間則與片狀馬氏體共存。可見，對于上述兩合金系，蝶狀馬氏體的形成溫度范圍是在板條狀和片狀馬氏體的形成溫度范圍之間。

蝶狀馬氏體的兩翅接合部分很像片狀馬氏體的中脊。有人設想是從此處開始向兩側沿不同位向長成的馬氏體（大概為孿晶關系），才呈現蝴蝶狀。蝶狀馬氏體的接合部分，類似爆發形成的馬氏體的兩片接合部分，但其內部看不到孿晶，這與片狀馬氏體有很大的差別。而從內部結構和顯微組織看，蝶狀馬氏體與板條狀較相近，但它并不成排地產生。到目前為止，關于蝶狀馬氏體不清楚的問題還很多。但它的形態特征和性能介于板條狀和片狀馬氏體之間，則是令人感興趣的問題。

3.2 薄片狀馬氏體

這種馬氏體是在Ms點極低的Fe-Ni-C合金中發現的。它呈非常細的帶狀（立體圖形為薄片狀），帶相互交叉，呈現曲折、分枝等特異形態，如圖14 c)所示。

圖14 Fe-Ni-C合金冷至Ms點不同溫度時形成的馬氏體的顯微組織

這種馬氏體的電鏡組織如圖15所示。

圖15 薄片狀馬氏體的電鏡組織（Fe-31%，Ni0.23%C，Ms=-190℃，冷至-196℃）

它是由（112)α? 欒晶組成的全欒晶型馬氏體，無中脊，這是它與片狀馬氏體的不同之處。研究指出，Fe-Ni-C系馬氏體的形態隨著形成溫度的下降，將從透鏡片狀轉化為薄片狀。

碳含量約為0.25%的Fe-Ni-C合金中，當Ms=-66℃時，組織為爆發形成的片狀馬氏體，見圖14a）；當Ms降低到－150℃時，開始出現少量薄片狀馬氏體，見圖14 b)；而Ms點降至-171℃時，則全部為薄片狀馬氏體組織見圖14 c)。并由此發現，從透鏡片狀向薄片狀的轉化溫度隨碳含量的增加而升高。碳含量達0.8%時，-100℃以下即為薄片狀馬氏體形成區。隨著轉變溫度的下降，薄片狀馬氏體轉變進行時，既有新馬氏體片的不斷形成，同時又有舊有馬氏體片的增厚。舊馬氏體片的增厚在片狀馬氏體中是看不到的。

3.3 ε'馬氏體

上述各種馬氏體都是體心立方或體心正方結構的馬氏體（α' )，在奧氏體層錯能較低的合金中，還會形成密排六方點陣的ε'馬氏體。這種馬氏體易于在高Mn-Fe-C合金中形成。而在以18-8不銹鋼為代表的Fe-Cr-Ni合金中卻經常與α'-馬氏體共存。ε'馬氏體也呈薄片狀見圖16 。沿（111 )γ 面呈魏氏組織狀態形成，其亞結構為大量的層錯。

圖16 Fe-16.4%Mn合金的馬氏體顯微組織（硝酸酒精腐蝕）

2 合金的化學成分與馬氏體形態及其內部亞結構的關系

鋼中合金元素的含量對馬氏體形態有顯著的影響。Fe-C和Fe-Ni合金的馬氏體形態隨合金含量的增加而從板條狀變成為片狀即為典型的例子。例如，Fe-C合金中，0.3%C以下為板條狀，1%C以上為片狀，0.3~1.0%C之間時兩者共存。但是，不同資料中，關于板條馬氏體過渡到片狀馬氏體的濃度界限并不一致。這與淬火速度的影響有關，淬火速度增加時，形成孿晶馬氏體的最小碳濃度降低。

圖17示出碳含量對Fe-C合金馬氏體類型和Ms點及殘留奧氏體量的影響。

圖17 碳含量對Ms點、板條馬氏體量和殘余奧氏體量的影響（碳鋼淬火至室溫）

由圖中可見，碳含量小于0.4%的鋼中基本沒有殘留奧氏體，Ms點隨碳含量的增高而下降，而欒晶馬氏體量和殘留奧氏體量則隨之升高。鐵系二元合金的馬氏體形態和合金成分的關系歸納如表2 。

表2 Fe系二元合金的馬氏體形態

 

由表中可見，縮小γ區的合金元素，全部形成板條馬氏體。擴大P區的合金元素，隨含量增加，一般Ms 點顯著降低，馬氏體形態也發生變化。例如，在Fe-C、Fe-N，Fe-Ni、Fe-Pt等二元合金中，隨合金元素含量的增加，馬氏體形態從板條變為片狀。而Mn、Ru和Ir可顯著降低奧氏體的層錯能，所以在這些元素的二元鐵合金中，隨合金元素含量增加，馬氏體的形態不是從板條狀變為片狀，而是變為ε?馬氏體。Fe-Cu和Fe-Co合金是擴大γ區元素中的兩個例外情況。

Cu雖屬擴大Y區元素，但由于在Fe中固溶量少，Ms點降低不多，因而表現出與縮小γ區型合金相同的傾向。Fe-Co合金與其他合金不同，隨Co含量增加，Ms點反而上升，所以它的情況特殊。通常鋼中含有的合金元素種類頗多，但如在Fe-C或Fe-Ni合金中加入第三元素，當加入量很少時，可以認為馬氏體形態與二元合金時基本相同。

前已述及，在Fe-Ni-C合金中可以形成板條狀、蝶狀、透鏡片狀和薄片狀馬氏體。這四種形態的馬氏體的形成溫度與碳含量及Ms 點的關系見圖18 。

圖18 Fe-Ni-C系合金的馬氏體形態與碳含量及Ms點的關系

按圖中所示，透鏡片狀和薄片狀馬氏體的形成溫度都隨碳含量的增加而升高。圖中影線區表示蝶狀馬氏體的形成區域。

鐵系合金中馬氏體的形態和亞結構及其晶體學特征的關系歸納如表3 。

表3 Fe系馬氏體的特征

 

在鋼中，一般認為碳含量＜0.20%的板條狀馬氏體為體心立方點陣。而碳含量大于這個值的馬氏體為體心正方點陣。有人認為體心立方馬氏體就相當于低碳鋼中的位錯型馬氏體，而體心正方馬氏體則相當于高碳的孿晶型馬氏體。但是，在Fe-Ni合金中，欒晶型馬氏體也是體心立方的。所以，關于晶體結構和亞結構的關系尚不能肯定。

3 影響馬氏體形態及其亞結構的因素

上面討論了合金成分變化時引起馬氏體形態發生變化的規律。至于這種變化受到什么因素影響，目前議論頗多，尚無統一見解。較多的人認為形態變化歸根到底是亞結構的變化，典型的觀點列舉如下：

1 Ms點

持這種觀點的人認為馬氏體的形態取決于Ms點。他們認為在Fe-C合金中，含碳量增加Ms點降低，當低于某一溫度（300~320℃)時，容易產生相變孿晶，因而便形成片狀馬氏體。碳鋼的馬氏體形態和晶體特征與碳含量及Ms溫度的關系列于表4 。

表4 碳鋼的馬氏體形態和晶體學特征與鋼的碳含量及Ms點的關系

 

馬氏體形態隨Ms點的下降從板條狀向片狀轉化的原因可作如下解釋。由表4中可以看到慣習面和馬氏體的形態存在一定關系。一般認為，低碳馬氏體形成溫度高，這時以切變量較大的（111)γ為慣習面，同時在較高的溫度下滑移比欒生易于發生，而且在面心立方點陣中的｛111}γ晶系較少，因此形成馬氏體的起始位向數少，所以有利于在同一奧氏體中形成群集狀馬氏體。而隨著Ms 點溫度降低，孿生變得比滑移更易于發生，同時以｛225}γ或｛259}γ為慣習面形成馬氏體，由于晶系較多，形成馬氏體的起始位向數增多，因此在同一奧氏體中易于形成相鄰馬氏體片互不平行的李晶片狀馬氏體。研究證明，如果在高溫下形成馬氏體，即使對奧氏體進行強烈的強化，也不能形成孿晶片狀馬氏體。

對Fe-Ni-C系合金可通過改變奧氏體化溫度而使Ms點發生變化。利用這種現象，可以在同一成分合金中獲得不同的Ms點。觀察冷卻到稍低于相應的Ms點時生成的馬氏體形態變化，結果發現，隨著Ms點的降低，馬氏體的態會發生從蝶狀→片狀→薄片狀的變化。而且同是片狀馬氏體，隨著形成溫度降低相變孿晶區也逐漸增大。同樣，研究同一合金在Ms點以上的各種溫度下形成的形變誘發馬氏體的形態，結果表明，形變溫度（即形變誘發馬氏體的形成溫度）改變，馬氏體的形態也會發生與上述情況完全相同的變化。這個試驗至少確定了這類合金的馬氏體形態和內部結構只單純地與Ms 點有關。

此外，高壓下Ms點降低，這時也容易產生相變孿晶，也發現馬氏體形態由板條狀向片狀變化的現象，如圖19 所示。這也是支持Ms點說的實驗事實。

圖19 4000MPa壓力對鐵磁合金Ms點及馬氏體亞結構的影響

實際組織中很多馬氏體都是在Ms點和Mf 點之間的各個溫度下相繼形成的，各馬氏體晶體的實際形成溫度并不一樣，因此各自的內部結構和形態當然也不盡相同。所以嚴格說來，影響馬氏體形態或內部結構的不應說是Ms 點，而應說是馬氏體的形成溫度。

2 奧氏體的層錯能

這是由Kelly等提出的假說，他們認為奧氏體的層錯能愈低，愈難于生成相變欒晶，愈趨向于形成板條狀馬氏體。18-8不銹鋼和Fe-8%Cr-1.1%C合金的層錯能都低，即使是在液氮溫度下也只是形成位錯型馬氏體，這個現象難于用Ms點假說來解釋，但卻可以用這一假說來說明。另外，在Fe-30~33%Ni合金的片狀馬氏體中，隨Ni含量增加相變孿晶區增大。由于Ni被認為是提高奧氏體層錯能的合金元素，所以，這又是支持這個假說的一個實驗現象。當然，這個實驗現象用Ms點說也可以解釋（因為Ni 降低了Ms 點）。

3 奧氏體和馬氏體的強度

這是由Davis和Magee等最近提出的假說。他們用合金化的方法改變奧氏體的強度，研究了馬氏體形態變化和奧氏體強度變化之間的對應關系。結果表明，馬氏體形態是以Ms 點處的奧氏體屈服強度（約為206MPa)為界限而變化，在這個界限以上，形成慣習面為｛259}γ的片狀馬氏體，在這個界限以下，形成慣習面為｛111}γ的板條狀馬氏體或慣習面為｛225}γ的片狀馬氏體。由此，他們認為奧氏體強度是影響馬氏體形態（慣習面）的決定性因素。他們還進一步研究了馬氏體的強度。當奧氏體的強度低于206MPa時有兩種情況，形成的馬氏體強度較高時，為｛225}γ馬氏體。而形成的馬氏體強度較低時為｛111}γ馬氏體。用這個假說可以很好地說明因合金成分或Ms 點的改變而引起的形態變化，特別是Fe-Ni合金中｛111}γ→{225}γ，Fe-C合金中的｛111}γ→{225}γ→{259}γ等慣習面的變化。這個假說對以往還不太清楚的｛225}γ馬氏體也有了一個明確的概念，它是在弱奧氏體轉變為強馬氏體的情況下形成的。C對奧氏體的強化作用不大，但卻是顯著強化馬氏體的元素，而｛225}γ馬氏體大部分都是在碳含量比較高的合金系中出現的。這個假說是建立在這樣的基礎上的，即如果馬氏體內相變應力的松弛只以攣晶變形方式進行，則得到慣習面為｛259}γ的馬氏體，如果相變應力的松弛一部分在奧氏體內以滑移方式進行，一部分在馬氏體內部以孿晶方式進行，則得到慣習面為｛225}γ的馬氏體。如果在馬氏體內也以滑移方式進行，則得到慣習面為｛111}γ的馬氏體。從許多實驗結果看，上述假說有一定的正確性，但還不能斷定，今后仍需進一步研究。

另外，這種假說所強調的奧氏體和馬氏體的強度，必然與合金成分、種類、Ms 點、奧氏體層錯能等因素有密切關系，所以這種假說也不是孤立的。

4 馬氏體的滑移和孿生變形的臨界切應力大小

這種假說強調馬氏體內部結構取決于相變時的變形方式是滑移還是孿生，所以歸根到底是受二者的臨界切應力大小所支配。圖20 示意地表示出馬氏體滑移或孿生的臨界切應力和Ms、Mf 溫度對形成的馬氏體形態的影響。

圖20 引起馬氏體滑移或孿生的臨界切應力和Ms-Mf溫度對形成的馬氏體形態影響示意圖

圖中的箭頭表示相應線條可能移動的方向，這種移動是因為合金成分變化引起的。線條的移動將導致滑移－孿生曲線交點的移動。由圖中可見，對低碳鋼（Ms 點和Mf 點均較高），引起滑移所需要的臨界切應力低于引起孿生所需要的臨界切應力。因而得到含高密度位錯的板條馬氏體。相反，如果是高碳鋼（Ms 和Mf 均較低），引起孿生所需的臨界切應力較小，從而得到含有大量孿晶的片狀馬氏體。如果碳量中等，Ms 和Mf 恰如圖中所示之位置，在馬氏體相變過程中，先形成板條馬氏體，然后又可形成片狀馬氏體。即形成了兩種馬氏體的混合組織。

這種見解從本質上看似乎是正確的。但是，究竟哪些因素會引起切應力的變化，另外，合金成分或Ms 點是如何影響馬氏體滑移或孿生臨界切應力的，這些問題都還不清楚。還有其他一些觀點，如相變驅動力增加會引起向片狀馬氏體轉化。對Fe-C合金，馬氏體形態變化的驅動力界限為1318J/mol，對Fe-Ni合金為1255~1464J/mol。還有人認為馬氏體中C、N含量增加引起的有序化與形態轉化有密切關系，等等。

4 Fe-C合金片狀馬氏體顯微裂紋的形成

高碳鋼淬火時，容易在馬氏體內部形成顯微裂紋。過去認為顯微裂紋是由于馬氏體相變時比容增大而引起的顯微應力造成的。近年來的金相觀察表明，顯微裂紋是由于馬氏體成長時相互碰撞而形成，如圖21所示。

圖21  兩個Fe-C馬氏體片相碰撞形成顯微裂紋的示意圖（截面A-A表示其中一個馬氏體片的橫截面，擴散到兩個馬氏體片）

馬氏體形成速度極快，相互碰撞或與奧氏體晶界相撞時將因沖擊而引起相當大的應力場，又因為高碳馬氏體很脆，不能通過滑移或孿生變形來消除應力，因此容易形成撞擊裂紋。這種先天性的缺陷使高碳馬氏體鋼附加了脆性，在其他應力（熱應力和組織應力）作用下，顯微裂紋將發展成為宏觀裂紋。同時，顯微裂紋的存在也將使零件的疲勞壽命明顯下降。

Fe-C合金片狀馬氏體中的顯微裂紋常出現在幾個馬氏體針組成的放射狀交接處或出現在馬氏體針葉之中，如圖22 所示。

圖22 Fe-1.39%C合金馬氏體中的顯微裂紋光學顯微特征

通常以單位馬氏體體積中出現的顯微裂紋的面積作為馬氏體內形成顯微裂紋的敏感度，以Sv表示。實驗指出，馬氏體形成顯微裂紋的敏感度受下列因素影響：

1 淬火冷卻溫度的影響

隨淬火冷卻溫度的降低，鋼的淬火組織中殘留奧氏體量（以γR表示）減少，馬氏體的數量增多，形成顯微裂紋的敏感度增大，如圖23 所示 。

圖23 Fe-C馬氏體形成顯微裂紋敏感度和淬火溫度的關系（1.39%C，1200℃加熱1小時）

2 馬氏體轉變量的影響

圖24表示馬氏體轉變量對形成顯微裂紋敏感度的影響。

圖24 Fe-1.86%C合金馬氏體形成顯微‘裂紋敏感度（SV）與每片馬氏體的平均體積（V）及單位體積中馬氏體片數（NV）和馬氏體轉變量之間的關系

由圖中可見，隨馬氏體轉變量增加，形成顯微裂紋敏感度Sv增大，但當轉變份數（f)大于0.27時，Sv不再增雖然單位體積中馬氏體的數目Nv不斷增大，但因奧氏體被不斷分割，這時所形成的馬氏體片尺寸（以一片馬氏體的平均體積V表示）將減小。所以，馬氏體片的大小（V)對形成顯微裂紋的敏感度Sv可能有一個臨界值，大于這個臨界值時，形成顯微裂紋的敏感度Sv將隨轉變份數的增大而增大。因此，裂紋的形成在很大程度上決定于馬氏體片的大小。雖然馬氏體轉變量增多時總的裂紋數目和面積可能增多，但在早期形成的馬氏體片較大，故裂紋主要還是在轉變早期形成的。

3 馬氏體片長度的影響

實驗已直接觀察到馬氏體形成顯微裂紋敏感度隨馬氏體片長度（即片的最大尺寸）的增大而升高，如圖25 所示。

圖25 形成顯微裂紋敏感度與馬氏體片長度之間的關系（點旁的數字為馬氏體含量%）

這是因為長尺寸的馬氏體片受到其他馬氏體片碰撞和沖擊的機會多。同時，它又往往橫貫奧氏體晶粒，因此碰遇晶界的機會也大。

很多實驗觀察已證實，顯微裂紋主要是在粗大的馬氏體中形成的，而當馬氏體非常細小時則很少出現顯微裂紋。由此看來，對于馬氏體形成顯微裂紋應該存在一個臨界馬氏體大小。如果奧氏體成分比較均勻，也將存在一個臨界奧氏體晶粒大小，低于這個臨界值，顯微裂紋將不發生。細小奧氏體晶粒可減少淬火高碳鋼的顯微裂紋，這一觀點已被應用于生產實際之中。目前還不清楚的是，顯微裂紋敏感度究竟是取決于馬氏體片本身的大小還是取決于臨界尺寸的馬氏體片成長時所引起的應力場。

4 奧氏體晶粒大小的影響

在奧氏體比較均勻的情況下，初期形成的馬氏體片的長度和奧氏體晶粒大小有關。粗大的奧氏體晶粒形成粗大的馬氏體，易促成顯微裂紋的形成。圖26 的實驗結果證實了這一點。這說明高碳鋼在較高溫度下淬火時容易形成裂紋。因此，通常高碳鋼淬火均應選擇較低的淬火溫度。

圖26 碳鋼（1.22%C）奧氏體晶粒大小對現場顯微裂紋敏感度的影響

5 馬氏體中碳含量的影響

馬氏體中碳含量對形成顯微裂紋敏感度的影響如圖27 。

圖27 馬氏體含碳量對顯微裂紋敏感度的影響

由圖中可見，形成顯微裂紋的敏感度隨馬氏體中碳含量的增高而增大。當奧氏體內碳含量大于1.4%時，形成顯微裂紋敏感度反而減小，這和馬氏體轉變時晶體的慣習面有關。由于鋼中的碳含量大于1.4%時馬氏體的形態改變了，片變得厚而短，馬氏體片之間的夾角變小了，撞擊機會和應力都有所減少，故顯微裂紋敏感度反而降低。在1.39%C鋼中測得顯微裂紋敏感度隨馬氏體中碳含量降低而顯著減少，結果列于表5 。

表5 馬氏體中碳含量對形成顯微裂紋敏感度的影響（晶粒度3級）

 

金相觀察表明，顯微裂紋敏感度的降低與顯微組織中出現較多的平行長大的板條狀馬氏體有關。板條狀馬氏體具有較好的塑性和韌性，且因相互平行生長而使相互撞擊的機會減少，故而顯微裂紋敏感度低。

由上述可見，高碳鋼過熱淬火容易開裂就是因為奧氏體晶粒粗大和馬氏體碳含量過高之故。因此，生產中趨于采用較低的加熱溫度和較短的保溫時間，以減少馬氏體中的碳含量，并獲得細小的晶粒。通常過共析鋼采用不完全淬火獲得隱晶馬氏體，不易產生顯微裂紋，是其具有良好的綜合性能的原因。