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马氏体转变
§1—4马氏体转变
钢经奥氏体化后，快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的转变，为马氏体转变。
马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段之一。
因此，马氏体转变理论的研究与热处理实践有着十分密切的关系。
早在战国时期，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法提高钢的硬度。
经过淬火的钢制宝剑可以“销铁如泥”。
但是在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还不清楚。
直到十九世纪未期，人们才知道，钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。
为了纪念在这一发展过程中作出杰出贡献的德国冶金学家AdolphMartens（阿道夫，马顿斯），法国著名的冶金学家Osmond（奥斯门德）建议将钢经淬火所得高硬度相称为马氏体，并因此而将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。
马氏体的英文名称为-Martensite，常用M表示。
由于钢在生产上得到了最广泛的应用以及马氏体转变最先在钢的淬火过程中发展，因此，在十九世纪未，二十世纪初对马氏体的研究，主要局限于研究钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。
二十世纪三十年代，人们用X射线结构分析方法测得钢中马氏体是C溶于a-Fe而形成
的过饱和固溶体。
马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳。
因此，曾一度认为所谓马氏体即碳在中a-Fe的过饱和间隙固溶体。
对于马氏体转变的研究，初期着重于了解马氏体转变与钢中其它转变的不同点，正是由于观察到了一系列不同于其它转变的特点，曾经有人认为马氏体转变与其它转变不同，是一个由快冷造成的内应力场所引起的切变过程。
四十年代后，在Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了马氏体转变。
不仅观察到了冷却过程中发生的马氏体转变，还观察到了加热过程中所发生的马氏体转变。
新观察到的马氏体转变的特征和钢中马氏体转变的特征相似，基于这一新的发现，人们不得
不把马氏体的定义修正为：
凡相变的基本特征属于马氏体型的产物统称为马氏体。
六十年代以来，由于电子显微镜技术的发展，揭示了马氏体的精细结构，使人们对马氏体的成分、组织结构和性能之间的关系有了比较清晰的概念，对马氏体的形成规律也有了进一步的了解。
在此期间，在了解了马氏体转变和其它转变不同点的基础上又进一步了解了马氏体转变和其它转变的共同点。
由于确定了马氏体转变与一般固态转变之间的一系列共同特征，使我
们有可能从固态相变的一般规律来考虑马氏体转变，而在马氏体转变进行的条件中去寻求马氏体转变与一般固态转变不同点的原因。
近年来，由于实验技术的进一步发展，使我们对马氏体的结构及马氏体转变的特征，又有了进一步的了解，对许多现象的认识也有了很大的进步，并因此而推动了热处理新工艺及新材料的发展。
其中，最为脍炙人口的是，在热弹性马氏体的基础上发展起来的形状记忆合金。
但是，我们应当看到，转变时成分不发生改变，仅仅是点阵发生改组，这种貌似简单的马氏体转变是相当复杂的。
目前还有许多问题很不清楚，还有待于人们进一步研究。
一、马氏体转变的主要特征
马氏体转变是在低温下进行的一种转变。
对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就
是碳原子也难以扩散。
故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。
里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。
（一）马氏体转变的非恒温性
必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。
也
就是说马氏体转变有一上限温度。
这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏体点，用Ms表示。
不同材料的Ms是不同的。
当奥氏体被过冷到Ms点以下任一温度，不需经过孕
育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图1所示。
为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图2所示，而与等
温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。
当温度降到某一温度以下时，
图1马氏体等温转变曲线
虽然马氏体转变未达到100%，但转变已不能进行。
该温度称为马氏体转变终了点，用Mf表示（图2）。
如某钢的Ms高于室温而Mf低于室温，则冷却至室温时还将保留一
图3爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系
定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。
如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为
马氏体直到Mf点。
深冷至室温以下在生产上称为冷处理。
马氏体的这一特征称为非恒温性。
对于某些Ms点低于0C的Fe-Ni-C等合金来说，当过冷至Ms点以下时，马氏体可能爆发形成，即最初形成的马氏体有可能促发一定数量的奥氏体转变为马氏体，未转变的奥氏体
样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。
在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图3所示。
也还有少数Ms点低于0C的合金，女口Fe-Ni-Mn,Fe-Ni-Cr以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。
其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C”型曲线（图4），不
同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。
（二）马氏体转变的切变共格与表面浮凸现象马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有规则的表面浮凸，这表明马氏体转变是通过奥氏体的均匀切变进行的。
奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且带动靠近界面的还未转变的奥氏体也随之而发生
切应变（图5a）,故在磨光表面出现部分突起部分凹陷的浮凸现象。
如转变前在试样磨光表面刻一直线划痕STS，，则转变后在表面产生浮凸时该直线既不弯曲，也不折断，而是形成了折线ST，TS，如图5b）。
这也表明马氏体转变是通过切变进行的，直线划痕在界面不折断、在晶内不弯曲表明转变时,界面两侧的马氏体和奥氏体既未发生相对转动,该界面也未发生畸变，故该界面被称为不变平面。
在新形成的马氏体片内的线段TT，仍保持直线，只
是长度有所改变。
这表明,原奥氏体中的任一平面在转变成马氏体后仍为一平面。
在转变时所发生的具有这一特点的应变只能是均匀应变,意即任何一点的位移与该点距不变平面的距离成正比的应变。
这种在不变平面上所产生的均匀应变被称为不变平面应变。
图6是三种不
变平面应变,底面均为不变平面,第一种为简单的膨胀或压缩；第二种为切变；第三种既有膨胀又有切变,钢中马氏体转变即属于这一种。
显然,界面上的原子的排列规律既同于马氏体,也同于奥氏体,这种界面称为共格界面。
但不变平面可以是相界面,如孪晶面,也可以不是相界面。
如图5的中脊面为不变平面,但
不是相界面,界面是ABML及DCNO。
为维持这种界面关系,界面两侧的奥氏体与马氏体必定要产生弹性切变。
这种依靠弹性切变维持的共格称为第二类共格。
共格界面的界面能较非共格界面小,但由于靠切变维持的第二类共格在界面两侧都有弹性切应变,故又增加了一部分应变能。
（三）马氏体转变的无扩散性
马氏体转变只有点阵改组而无成分的改变。
如钢中的奥氏体转变为马氏体时,只是点阵由面心立方通过切变改组成体心立方（或体心正方）,而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样,且碳原子在马氏体与奥氏体中相对于铁原子保持不变的间隙位置。
这一特征称为马氏
体转变的无扩散性。
无扩散并不是说转变时原子不发生移动,马氏体转变时出现浮凸说明原子不仅有移动,而且产生了肉眼能观察到的移动。
所谓无扩散,指的是母相以均匀切变方式转变为新相。
相界向母相推移时,原子以协作方式通过界面由母相转变为新相,类似于排成方阵的士兵以协
作方阵变换成棱形。
因此这样的转变被形象地称为军队式转变（militarytransformation）。
此
时每一个原子均相对于相邻原子以相同的矢量移动,且移动距离不超过原子间距,移动后仍保持原有的近邻关系。
但如图5及图6所示,相隔距离较远的原子之间的相对位移可以为肉眼所观察到。
扩散性相变则与此不同,相界面向母相推移时,原子以散乱方式由母相转移到新相,每一个原子移动的方向都是任意的,相邻原子的相对位移超过原子间距,原子的相邻关系遭到破坏。
加热转变及珠光体转变时新相通过大角晶界的迁移长入与其无位向关系的母相即属于这种转变。
这样的转变被形象地称为平民式转变（civiliantransformation）。
以下三个试验证实了,马氏体转变的无扩散性。
1、一引起具有有序结构的合金,发生马氏体转变时后,有序结构不发生变化。
2、碳钢中马氏体转变前后C的浓度没有变化,奥氏体和马氏体的成分一致,仅发生晶格改组。
而且,碳原子在铁原子中的间隙位置保持不变。
3、马氏体可以在相当低的温度范围内进行，并且转变速度极快。
例如，Fe-C和Fe-Ni合金中，在-20~-196C之间，每片马氏体的形成时间约为5XIO-5〜5x10-7S。
甚至在4K时，形成速度仍然很高。
在这样低的温度下,原子扩散速度极小,转变已不可能以扩散方式进行。
（四）马氏体转变的位向关系及惯习面
1、马氏体转变的晶体学特点是新相与母相之间存在着一定的位向关系。
因为马氏体转变进行时，原子不需要扩散，只作有规则的很小距离的迁动，转变过程中新相和母相界面始终保持切变共格。
因此，转变后两相之间的位向关系仍然保持着。
2、马氏体转变的不变平面被称为惯习面，以平行于此面的母相的晶面指数表示。
有时不变平面，即惯习面也就是新旧相的界面。
（五）马氏体转变的可逆性
在某些铁合金中，奥氏体冷却时转变为马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以逆
马氏体转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。
一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆
转变。
逆转变开始点用As表示，逆转变终了点用Af表示。
通常As温度比Ms温度为高。
在Fe-C合金中，目前尚未直接观察到马氏体的逆转变。
一般认为，由于含碳马氏体是
C在a-Fe中的过饱和固溶体，加热时极易分解，因此在尚未加热到As点时，马氏体就已经
分解了，所以得不到马氏体的逆转变。
因此有人认为，如果以极快的速度加热，使马氏体在未分解前即已加热到As以上，则有可能发生逆转变。
曾有人以3000C/S的速度加热进行研
究，只得到了一些初步的结果，尚不能完全证实合金Fe-C中马氏体逆转变的存在。
还可以列举一些其他的马氏体相变特点。
但是，应该说明，马氏体相变区别于其他相变的最基本的特点只有两个：
一是相以共格切变方式进行，二是相变的无扩散性。
所有其他特点均可由这两个基本特点派生出来。
有时，在其他类型相变中，也会看到个别特点与马氏体相变特点相类似，比如在贝氏体转变中也会观察到表面浮凸现象，但这并不能说明它们也是
马氏体相变。
厂
二、马氏体转变的晶体学^2—
（一）马氏体的晶体结构
图7奥氏体与马氏体点阵常数和碳含量的关系
1、马氏体的晶格类型
Fe-C合金的马氏体是C在中的过饱和间隙固溶体。
X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵（点阵常数之间的关系为：
a=b^c,a=3=y=90°c/a-称为正方度）。
人们通过X-射线衍射分析法，测定不同碳含量马氏体的点阵常数，得出c、a及c/a与钢中碳含量成线性关系，由图7可见，随钢中碳含量升高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。
图中为奥氏体的点阵常数。
马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下列公式表示：
cao
aao
c/a1
式中ao为a-Fe的点阵常数，ao=2.861?
;
a=0.116±0.002;
3=0.113±0.002;
丫=0.046±0.001;
P—马氏体的碳含量（重量百分数）。
显然，系数a和3的数值确定着C原子在a-Fe点阵中引起的局部畸变。
上式所表示的马氏体点阵常数和碳含量
的关系，长期以来，曾为大量研究工作所证实，并且发现这种关系对合金钢也是适用的。
马氏
体的正方度c/a，甚至已被成功地作为马氏体碳含量定量分析的依据。
2、碳原子在马氏体点阵中的位置及分布
O"子子M
图8奥氏体a）与马氏体b）的点阵结构
及溶于其中的碳原子所在的位置
C原子在中a-Fe可能存在的位置是铁原子构成体心立方点阵的八面体间隙位置中心。
在单胞中就是各边中央和面心位置，如图8所
示。
体心立方点阵的八面体间隙是一扁八面体，其长轴为.2a,短轴为c。
根据计算，a-Fe中的这个间隙在短轴方向上的半径仅0.19?
而C原子的有效半径为0.77?
。
因此，在平衡状态下，C在a-Fe中的溶解度极小（0.006%）。
一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值。
因此，势必引起点阵发生畸变。
图9中只指出
了C原子可能占据的位置，而并非所有位置上都有C原子存在。
这些位置可以分为三组，
图9C原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵
每组构成一个八面体，C原子分别占据着这些八面体的顶点，通常把这三种结构称之为亚点阵。
图中a）称为第三亚点阵，C原子在c轴上；b）称为第二亚点阵，C原子在b轴上；c）
称为第一亚点阵，C原子在a轴上；如果C原子在三个亚点阵上分布的机率相等，即无序分布，则马氏体应为立方点阵。
事实上，马氏体点阵是体心立方的，可见C原子在三个亚点阵上的分布机率是不相等的，可能优先占据其中某一个亚点阵，而呈现为有序分布。
通常假设马氏体点阵中的C原子优先占据八面体间隙位置的第三亚点阵，即C原子平
行于［001］方向排列。
结果使c轴伸长，a轴缩短，使体心立方点阵的a-Fe变成体心正方点
阵的马氏体，研究表明，并不是所有的C原子都占据第三亚点阵的位置，通过中子辐照分析
的结论是近80%的C原子优先占据第三亚点阵，而20%的C原子分布其他两个亚点阵，即
在马氏体中，C原子呈部分有序分布。
（二）马氏体的异常正方度
人们研究马氏体时发现，对许多钢中“新形成的马氏体”，正方度与碳含量的关系并不
符合上述公式。
有的与公式相比较，正方度相当低，称为异常低正方度。
有的与公式相比较，正方度相当高，称为异常高正方度。
异常低正方度马氏体的点阵是正交对称的，即azb。
而异常高正方度马氏体的点阵是正方的，即a=b。
并且发现异常正方度与公式计算的正方度
的偏着随钢C含量升高而增大。
人们由此推测，马氏体的异常正方度现象可能与C原子在
马氏体点阵中的某种行为有关。
在普通碳钢新形成的马氏体中及其他具有异常低正方度的新形成马氏体中，C原子也都
是部分无序分布的。
正方度越低，则无序分布程度越大，有序分布程度越小。
只有异常高正方度马氏体中，C原子才接近全部占据八面体间隙的第三亚点阵。
但是，计算发现，即使全部C原子占据第三亚点阵，马氏体的正方度也不能达到实验中所测得的异常正方度。
因此，有人认为，在某些钢中马氏体的异常正方度还与合金元素的有序分布有关。
按上述模型，我们不难解释，具有异常低正方度的新形成马氏体，因其C原子是部分无
序分布的，因而正方度异常低。
正因为部分无序分布，所以有相当数量的碳原子分布在第一、第二亚点阵上，当它们在这两个亚点阵上的分布机率不等时，必引起azb,而形成了正交
点阵。
在温度回升到室温时，C原子重新分布，有序程度增大，故正方度增大，而正交对称
性逐渐减小，以至消失。
因此，新形成马氏体的正方度变化，是C原子在马氏体点阵中重新
分布引起的。
这个过程就是C原子在马氏体点阵中的有序-无序转变。
这个转变的动力是C
原子只在八面体间隙位置的一个亚点阵上分布时具有最小的弹性能。
这与理论计算结果符合。
近几年发现经中子流、电子流、-射线辐照的马氏体有正方度的可逆变化。
辐照后，正
方度下降，随后在室温时效几个月，正方度复又上升。
这种可逆变化可以被认为是C原子有序-无序转变过程存在的有力证明。
马氏体经辐照后，由于缺陷密度升高，使C原子发生重
新分布，部分C原子离开第三亚点阵向点阵缺陷处偏聚，因而正方度下降。
时效时，由于点
阵缺陷的密度下降，C原子又逐渐回到第三亚点阵上，因此正方度又逐渐上升。
（三）惯习面与位向关系
1、惯习面
马氏体晶粒的外形可以有多种形态，或呈透镜片状，或
呈板条状。
实验证明，马氏体转变不仅新相和母相的一定的位向关系，而且马氏体的平面或界面常常和母相点阵的某一晶面接近平行，其差在几度之内，我们称这个面为惯习面，并且以平行惯习面的母相晶面指数来表示，如图10所示。
此惯习面即前面所说的马氏体转变的不变平面。
对于透镜片
状马氏体来说，即马氏体片的中脊面。
钢中马氏体的惯习面随奥氏体的碳含量及马氏体的形成温度而异，常见的有三种：
（111）Y、（225）Y、（259）Y。
含碳量小于0.6%时，为
（111）丫；含碳量在0.6~1.4%之间，为（225）丫；含碳量高于
氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势，故对同一成分的钢，也可能出现两种惯
习面，如先形成的马氏体惯习面（225）y为，而后形成的马氏体惯习面为（259）y
2、位向关系
马氏体转变的晶体学特征是，马氏体与母相之间存在着
一定的位向关系，这是由马氏体转变的切变机构所决定的。
在钢中已经观察到的位向关系有K—S关系、西山关系和G
—T关系。
（1）K—S关系（库尔久莫夫和萨克斯关系）
库尔久莫夫和萨克斯用X-射线结构分析方法测得含
1.4%碳的碳钢中的马氏体与奥氏体之间存在着下列位向关系，称为K—S关系。
{110}“，//{111}Y<111>“，//<110>Y
按照这样的位向关系，马氏体在母相中可以有24个不
同的取向。
如图11所示，在每个{111}Y面上，马氏体可能
（3）G—T（GrenigerTroiano）关系（格伦宁格特赖雅诺）
Greniger和Troiano精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体与马氏体的位向，结果得
出，二者之间的位向接近K—S关系，但略有偏差，称为G—T关系：
{110}“，//{111}Y差1°<111>“，//<110>Y差2°
三、马氏体的组织形态
淬火获得马氏体组织，是钢件达到强韧化的重要基础。
由于钢的种类、成分不同，以及热处理条件的差异，会使淬火马氏体的形态和内部精细结构及形成显微裂纹的倾向性等发生很大变化。
这些变化对马氏体的机械性能影响很大。
因此，掌握马氏体组织形态特征并进而了解影响马氏体形态的各种因素是十分重要的。
（一）马氏体的形态
近年，随着薄透射电子显微技术的发展，人们对马氏体的形态及其精细结构进行了详细
的研究，发现钢中马氏体形态虽然多种多样，但就其特征而言，大体上可以分为以下几类。
1、板条状马氏体
板条状马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。
低碳钢中的典组织如图14所示。
（1）显微组织
马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。
因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板条马氏体。
对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往呈现为块状，所以有时也之为块状马氏体。
又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，通常也称为位错型马氏体。
这种马氏体是由若干个板条群组成的，也有群状马氏体之称。
每个板条群是由若干个尺寸大致相同的板条所组织，这些板条成大致平行且方向一定的排列。
（2）晶体学特征
板条马氏体与母相奥氏体的晶体学位向关系是K—S关系，惯习面为（111）y,而18-8
不锈钢中板条状马氏体的惯习面是（225）丫。
根据近年来的研究，板条马氏体显微组织的晶体学特征可以用图15表示。
其中A是平行排列的板条状马氏体束组织的较大的区域，称为板条群。
一个原始奥氏体晶粒可以包含几个板条群（通常为3~5）。
在一个板条群内又可分成几个平行的像图中B那样的区域。
当用某些溶液腐蚀时，此区域有时仅显现出
板条群的边界，而使显微组织呈现为块状，块状马氏
图15板条马氏体显微组织的晶体学特征
体即由此而得名。
当采用着色浸蚀时（如用100ccHCI+5gCaCI2+100ccCH3CH溶液），可在板条群
内显现出黑白色调。
同一色调区是由相同位向的马氏体板条组成的，称其为同位束。
按照
—S位向关系，马氏体在母相奥氏体中可以有24个不同取向，其中能平行生成板条状马氏
体的位向有六种，而一个同位束就是由其中的一种位向转变而来的板条。
数个平行的同位向
束即组成一个板条群。
有人认为，在一个板条群内，只可能按两组可能位向转变。
因此，一个板条群是由两组同位向束交替组成，这两组同位向束之间可以大角晶界相间。
但也有一个
板条群大体上由一种同位向束构成的情况，如图中C所示。
而一个同位向束又由平行排列的
板条组成，如图中D所示。
实验证明，改变奥氏体化温度，从而改变了奥氏体晶粒大小，对板条宽度分布几乎不发生影响，但板条群的大小随着奥氏体晶粒的增大而增大，而且两者之比大致不变。
所以一个奥氏体晶粒内生成的板条群数大体不变。
（3）亚结构
板条马氏体的特征是板条内有密度很高的位错。
经电阻法测量其密度约为0.3~0.9X
1012cm-2。
此外，在板条内有时存在着相变孪晶，但只是局部的，数量不多，不是主要的精细结构形式。
2、片状马氏体
是铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织，常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni
合金中。
（1）显微组织
高碳钢中典型的片状马氏体组织如图16所示。
这种马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，
所以也称之为透镜片状马氏体。
因与试样磨面相截而在显微镜下呈现为针状或竹叶状，故又称之为针状马
氏体或竹叶状马氏体。
片状马氏体的亚结构主要为孪晶，因此又称其为孪晶型马氏体。
片状马氏体的显微组织特征是，马氏体片大小不
一，马氏体片不平行，互成一定夹角。
第一片马氏体
形成时贯穿整个奥氏体晶粒而将奥氏体分割成两半，使以后形成的马氏体片大小受到限制，后形成的马氏
体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。
马氏体片的大小几乎完全取决于奥氏体晶粒的大小。
如图17所示。
片状马氏体常能见到有明显的中脊。
关于中脊的形成规律目前尚不十分清楚。
（2）晶体学特征
图17片状马氏体显微组织示意图
片状马氏体的惯习及位向关系与形成温度有关，形成温度高时，惯习面为（225）y,与奥氏体的位向关系为K—S关系；形成温度低时，惯习面、（259）丫为，
向关系西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。
（3）亚结构
片状马氏体的亚结构主要为相变孪晶，这是片状马氏体组织的重要特征。
孪晶的间距大
约为50?
—般不扩展到马氏体的边界上，在片的边际则为复杂的位错组列。
一般认为这种位错是沿[111]方向呈点阵状规则排列的螺型位错。
片状马氏体内的相变孪晶一般是（112）
孪晶。
但也发现了（110）a，孪晶与（112）a，孪晶混生的现象。
孪晶方向为[11-1]
片状马氏体内部亚结构的差异，可将其分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分）和
无孪晶区（在片的周围部分，存在位错）。
孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。
在Fe-Ni
合金中，含Ni量越高（Ms点越低）孪晶区越大。
根据Fe-Ni-C合金的研究表明，即使对同
一成分的合金，随着Ms点降低（如由改变奥氏体化温度引起）孪晶区所占的比例
升级会员 