第十七章-马氏体
马氏体相变
马氏体相变
12.1 马氏体相变的基本特征 12.2 马氏体相变热力学（重点） 12.3 马氏体相变动力学 12.4 马氏体的回火（重点） 12.5 马氏体时效钢的钢化机制分析
12.1 马氏体相变的基本特征
➢ 无扩散性 ➢ 非恒温性和不完全性 ➢ 切变共格性和表面浮凸现象 ➢ 晶体学位向关系 ➢ 马氏体的组织形态与亚结构 ➢ 奥氏体的热稳定化 ➢ 形变诱发马氏体转变 ➢ 过冷奥氏体的机械稳定化 ➢ 形状记忆效应
➢ 对于碳钢： • C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚； • 0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚； • 0.6%＜C%＜0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条组织逐渐消失
并向片状马氏体组织过渡。
➢ 与奥氏体晶粒的关系： 奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原奥氏体晶粒内板条束个数基 本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。
西山关系：
{111}A∥{110}M ; <112>A∥<110>M
按西山关系，在每个 {111}A面上，马氏 体可能有3种取向， 故马氏体共有12种取 向（变体）。
奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向
12.1.5 马氏体的组织形态与亚结构
板条马氏体
片状马氏体
马
氏
蝶状马氏体
体
薄板状马氏体
K-S 关系：
{110}M //{111}A；<111>M//<110>A
由于3个奥氏体
501
<110>γ方向上(每个方
6’
向上有2种马氏体取向)可
能有6种不同的马氏体取
向,而奥氏体的 {111}γ 晶 面族中又有4种晶面，从
马氏体相变的结构和性质1
Fe-0.8Biblioteka C钢以5000℃/S快速加热，抑制回 火转变，则在590～600℃发生逆转变。
18
§4.3 马氏体的形态及其亚结构
§4.3.1 板条马氏体
在低、中碳钢，马 氏体时效钢中出现， 形成温度较高。
基本单元板条为一 个个单晶体。
图4-12 板条马氏体示意图
19
➢ 许多相互平行的板条组成一个板条束，它们 具有相同的惯习面。
➢ 不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏 体薄膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体 的韧性贡献很大。
➢ 呈孪晶关系的板条间就不存在这种残余奥 氏体薄膜。
21
图4-13 （a）板条马氏体 （b）片状马氏体
22
§4.3.2 片状马氏体
{225}γ或 {259}γ
在中、高碳钢， 高 镍 的 Fe-Ni 合 金 中出现，形成温 度较低。
5
马氏体的正方度
c/a = 1 + 0.046 P
（4-2）
碳原子在马氏体点阵中的分布：
碳原子发生有序分布，80%优先占据c轴方向 的八面体间隙位置，20%占据其它两个方向 的八面体间隙位置，此时出现（4-2）式的正 方度。
6
§4.2 马氏体相变的主要特征 （1）马氏体相变的无扩散性
钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点 阵改组。 可以在很低的温度范围内进行，并且相变 速度极快。 原子以切变方式移动，相邻原子的相对位 移不超过原子间距，近邻关系不变。
图4-14 片状马氏体示意图
片状马氏体形成
23
➢ 先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶 粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。 后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一 步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片 越来越短小。
材料加工学-马氏体相变
图7 各相自由能与温度的关系
二、马氏体相变热力学
☞ 影响钢中Ms点的主要因素
化学成分的影响
图8 含碳量对Ms和Mf的影响
图9 合金元素对铁合金Ms点的影响
形变与应力的影响 马氏体相变时产生体积膨胀，多向压缩应力阻止马氏体的 形成，降低Ms点。 拉应力或单向压应力有利于马氏体形成，使Ms点升高。
三、马氏体相变动力学
相变动力学通常是讨论相变速率问题，取决于新 相的形核率和长大速率。马氏体的形核率和长大 速率通常可分为三种类型。
降温瞬时形核，瞬时长大（降温马氏体相变）
• 当奥氏体被过冷到Ms点以下时，在该温度下能够形成马氏 体的晶核形成速度极快。 • 必须不断降温，马氏体晶核才能不断地快速形成。 • 马氏体晶核形成后马氏体的长大速度极快，长大到一定程 度以后就不再长大。
图17 碳含量对马氏体性 能的影响
原始奥氏体晶粒越细小，马氏体板群越细小，则马氏体强度 越高。
五、马氏体的机械性能
☞ 马氏体的韧塑性
位错马氏体具有良好的韧塑性。
孪晶马氏体脆性较大，韧塑性差。
马氏体的硬度主要取决于马氏体中碳含量，而 韧性和塑性主要取决于其亚结构。板条状马氏 体强度高，有一定的韧塑性，片状马氏体硬而 脆。
二、马氏体相变热力学
☞ 影响钢中Ms点的主要因素
奥氏体化条件的影响 加热温度升高 保温时间延长 淬火冷却速度的影响
有利于碳和 合金元素进 一步溶入奥 氏体中，使 Ms点降低。
引起奥氏体 晶粒长大， 马氏体形成 时切变阻力 减小，使Ms 点升高。
图10 淬火速度对Fe-0.5%C-2.05%Ni 钢Ms点的影响
概括以上三种相变特点可以看出，主要差别仅在 于形核及形核率不同，而形核后的长大速度均极 大，且均与相变温度关系不大。
马氏体的组织形态
第三节马氏体的组织形态(本节建议时间：15分钟)一马氏体的形态1. 板条马氏体出现于低、中碳钢中，其形貌可见图3-3-1，其中的板条束为惯习面相同的平行板条组成，板条间有一层A膜；板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状；一个奥氏体晶粒有几个束，一个束内存在位向差时，也会形成几个块。
板条M的亚结构为位错，密度高达(0.3 0.9)×1012/cm2，故称位错M。
3-3-1板条马氏体显微组织特征示意图2. 透镜片状马氏体(简称片状M)出现于中、高碳钢中，其形貌可见图3-3-2。
立体外形呈双凸透镜状，断面为针状或竹叶状。
马氏体相变时，第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小。
M形成温度高时，惯习面为{225}A，符合K-S关系；形成温度低时，惯习面为{259} A，符合西山关系.片状M的亚结构为{112}M的孪晶。
M还有其它形态如蝶状、薄片状与薄板状等。
3-3-2透镜片状马氏体二影响M形态及其内部亚结构的因素1. 化学成分奥氏体中碳含量的影响最为重要，在碳钢中，当C含量：C<0.3%时，生成板条M，亚结构为位错；C>1.0%时，生成片状M，亚结构为孪晶@c000000255；C为0.3 1.0%时，生成混合型组织(片状+板条)。
2. 形成温度M S点高的A，冷却后形成板条M，亚结构为位错;M S点低的A，冷却后形成片状M，亚结构为孪晶;M S点不高不低的A，冷却后形成混合型组织(片状+板条M)，亚结构为位错+孪晶。
9.5 马氏体转变钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散分解，在较低温度下发生无扩散性相变－马氏体相变，这一过程通常称为淬火。
9.5.1 钢中马氏体的晶体结构轴比c/a称为马氏体的正方度9.5.2 钢中马氏体转变的主要特点无扩散相变，以共格切变的方式进行；特点：无扩散性；具有一定的位向关系和惯习面：钢中马氏体的惯习面随奥氏体的含碳量及马氏体的形成温度不同而异；表面浮凸现象；转变在一个温度范围内完成；不需要孕育期，高速长大。
马氏体
马氏体组织马氏体马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。
最先由德国冶金学家Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。
马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。
中文名：马氏体外文名：martensite释义：黑色金属材料的一种组织名称提出者：阿道夫·马滕斯一、马氏体发展史1、马氏体19世纪90年代最先由德国冶金学家阿道夫·马滕斯（Adolf Martens，1850-1914）于在一种硬矿物中发现。
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens），把这种组织命名为马氏体(Martensite)。
人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-□n、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。
2、组成类型常见马氏体组织有两种类型。
中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。
第十七章-马氏体
变，其相变产物都称为马氏体。
马氏体相变在固体材料中很常见，不仅是金属 材料，在陶瓷材料中也发现了马氏体相变。
第一节 钢中马氏体的晶体结构
第一节 钢中马氏体的晶体结构
一、马氏体的定义
碳在-Fe中的过饱和固溶
体称马氏体，用M表示。
-Fe的最大含碳量：
0.0218%（727℃时）。
马氏体转变时，奥氏体中
前
言
由于钢的成分和热处理条件不同，所获得的
马氏体的形态和亚结构也不相同，继而对钢件
的组织和力学性能产生不同的影响。通过对马 氏体形成觃律的了解，才能正确地指导热处理 生产实践，充分发挥钢材的潜力。
前
言
马氏体原先只是指钢加热到奥氏体区淬火后得
到的组织，但现在马氏体的含义非常广泛，凡是
基本特征属于切变共栺型的相变均称为马氏体相
100 80 60 40 20
0
Mf
室温
温度→
Ms
马氏体转变量与 转变温度的关系
第二节 马氏体转变的特点
Ms、Mf 主要取决于奥氏体中的合金元素含量（包 括碳含量）。
马氏体转变后，A’ 量随含碳量的增加而增加，当 含碳量达0.5%后，A’量才显著。
含 碳 量 对 马 氏体 转 变 温 度 的 影响 含碳 量对残余奥氏 体 量的影响
(111)γ 5°16′
西山关系
相同，而平行方向却有
5°16′之差。
[112]γ (111)γ
K-S关系
K-S关系与西山 关系的比较
第二节 马氏体转变的特点
3、G-T关系 Greniger和Troiano精确地测量了Fe-0.8%C-
22%Ni合金的奥氏体单晶中马氏体的位向，结果
马氏体的组织形态
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。
对图14 20CrMnTi 钢的淬火组织，板条马氏体 （1150℃加热，水淬）400×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）γ，而18-8不锈钢中板条状马氏体的惯习面是（225）γ。
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，块状马氏体即由此而得名。
当采用着色浸蚀时（如用100ccHCl+5gCaCl 2+100ccCH 3CH 溶液），可在板条群内显现出黑白色调。
马氏体的性能 PPT课件
（一）马氏体的硬度 与强度
马氏体的硬度与屈 服强度之间有很好的线 性对应关系，因此可以 很方便的将二者一并讨 论。
1、 马氏体的硬度
钢中马氏体最重 要的特点是具有高硬度 和高强度。实验证明， 马氏体的硬度决定于马 氏体的碳含量，而与马 氏体的合金元素含量关 系不大。
2、 马氏体的高硬度、高强度的本质 （1）相变强化
钢中碳含量的不同还将影响淬火所得马氏体的形 态，马氏体形态的不同也将影响再次加热时的加热转 变。
（2）预处理A化温度及A化后的冷待温度
非平衡组织是通过预淬火得到的。为获得非平衡 组织所进行的处理称为预处理。预处理时奥氏体化 温度愈高，则碳化物溶解愈充分，碳及合金元素分布 愈均匀，奥氏体晶粒愈粗大，奥氏体晶界上的偏聚集 也愈少。奥氏体化后冷至高于Ac3的某一温度停留片 刻再快冷淬火称为冷待。尽管冷待温度仍在奥氏体单 相区，但在冷待过程中仍有可能析出某些特殊的碳氮 化物，也可能在奥氏体晶界发生某些偏聚。这一切都 将影响快冷所得的非平衡组织，当然也将影响再次加 热时所发生的加热转变。
马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观 缺陷（位错、孪晶及层错等），使马氏体强化，即相 变强化。
无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的σS很 接近，而退火的F的σS仅为98~137MPa，也就是说相 变强化，使强度提高了147~186MPa。
（2）固溶强化
为严格区分C原子的 固溶强化效应与时效强 化 效 应 ， Winchell 专 门 设计了一套Ms点很低的 C%不同的Fe-Ni-C合金， 以保证M转变能在C原 子不可能发生时效析出 的低温下淬火后在该温 度下测量M的强度，以 了解C原子的固溶强化 效果，结果表明 C%<0.4%时的σS随碳含 量增加急剧升高，超过 0.4%后σS不再增加。
马氏体相变绪论
Hale Waihona Puke 273.按形核机制分类(a)均匀形核 (b)非经典的非均匀形核 1）强缺陷非均匀形核 2）弱缺陷非均匀形核
4.马氏体相变和赝马氏体相变
凡符合马氏体相变的定义都属于马 氏体相变；一级相变不明显或者若一级 相变的称之为赝马氏体相变
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6. 马氏体相变的进展
马氏体相变形态学的构成 马氏体相变热力学的完善 动力学 母相状态的影响 形核和长大 晶体学 非线性物理及量子力学的应用
(b)马氏体的等温转变
• ①在Ms点以下某一温度停留，过冷A需经过一定 的孕育期后才能开始形成M； • ②随等温时间增长，M转变量不断增多，即转变量 是时间的函数； • ③随转变温度的降低，开始时转变速率增大，且孕 育期减少，但到达某一转变温度后转变速率反而减 慢，且孕育期增长。
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(c)爆发式转变
[111]M //[211]γ
（5）马氏体内往往具有亚结构
a.低碳马氏体（板条马氏体） : 低碳钢中的 马氏体组织是由许多成群的、相互平行排列的板条 所组成，故称为板条马氏体。板条马氏体的亚结构 主要为高密度的位错，故又称为位错马氏体。
b.高碳马氏体（片状马氏体）: 在高碳钢中形 成的马氏体完全是片状马氏体。在显微镜下观察时 呈针状或竹叶状，又称针状马氏体。片状马氏体内 部的亚结构主要是孪晶，故片状马氏体又称为孪晶 马氏体。
7
（4）新旧相之间保持一定的位向关系
共格关系 新相和母相之间保持切变共格性 惯习现象 K-S关系 {110)}M// {111}γ 西山关系(N关系) {110)}M// {111}γ G-T关系
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[111]M //[110]γ 奥氏体 (111)面上马氏 体的六种不同K-S取向
马氏体
马氏体组织马氏体马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。
最先由德国冶金学家Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。
马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。
中文名：马氏体外文名：martensite释义：黑色金属材料的一种组织名称提出者：阿道夫·马滕斯一、马氏体发展史1、马氏体19世纪90年代最先由德国冶金学家阿道夫·马滕斯（Adolf Martens，1850-1914）于在一种硬矿物中发现。
马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.Martens），把这种组织命名为马氏体(Martensite)。
人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-□n、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。
2、组成类型常见马氏体组织有两种类型。
中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。
马氏体相变简介
马氏体相变一、定义和基本特征1.定义：替换原子经无扩散切变位移（均匀和不均匀形变），并由此产生形状和表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核、长大型相变［1］。
2.基本特征：（1）无扩散性；（2）以切变为主,具有表面浮突现象；（3）具有一定位向关系，如K-S关系，西山关系，G-T关系等；（4）惯习面在相变过程中不畸变不转动（即不变平面）；3.马氏体的主要形态（1）板条马氏体：对于钢材，中低碳钢、温度较高时易形成（下图左为光镜下的组织结构，右为电镜下的组织结构）；（2）片状马氏体：对于钢材，中高碳钢、温度较低时易形成（下图左为光镜下的组织结构，右为电镜下的组织结构）；二、马氏体转变的机理1.相变驱动力相变的驱动力来自于新、旧两相的吉布斯自由能之差。
系统总的自由能决定相变过程及相变产物微观组织的演化规律。
总的自由能包括体积化学自由能、界面能、由畸变产生的弹性应变能，如存在外加场，还应考虑外加应力场、电场、温度场及磁场等的影响［2］。
G=Gch + Gel+Gin(体积化学自由能、由畸变产生的弹性应变能、界面能三种能量不同的文献有不同的物理模型描述，这里不详细进行描述)2.马氏体转变的切变模型［3］（1）Bain模型Bain模型并不是真正意义上的切变模型，其描述了晶体点阵的改组并不涉及切变，不存在不变平面，无法解释表面浮突现象。
（2）K-S模型K-S切变能够成功地导出所测到地点阵结构和取向关系，但对于惯习面和浮突的预测与实际相差较大。
（3）G-T模型G-T模型能够很好地解释了马氏体的点阵改组、宏观变形、位向关系、表面浮凸，特别是预测了马氏体内的两种主要的亚结构——位错和孪晶，但不能解释惯习面是不变平面以及低、中碳钢的位向关系。
（4）晶体学表象理论晶体学表象理论不解释原子如何移动导致相变，只根据转变起始和最终地晶体形态，预测马氏体转变地晶体学参量。
三、马氏体相变的有限元模型［4］1.介观模型（1）相变驱动力体系的自由能可表示为：G=ψ (εe ,ci,θ)-σ:ε=ψel(εe,ci)+ciψiθ(θ)i=0m∑ +ψ in(c i)-σ:ε其中，ψ为Helmholtz自由能，ψel为弹性能，ψiθ为第i个马氏体变体在温度为θ时的化学能，ψin为界面能。
热处理—马氏体
什么是马氏体转变：研究简史19世纪中叶，英国人索尔拜首次用显微镜观察了淬硬钢的金相组织，后对此种针状组织物命名为马氏体。
图1示出高碳钢淬火态的金相组织，针状物(其空间形态为板片状)为马氏体，基底为残留奥氏体。
20世纪20年代，美国人芬克和苏联人库尔久莫夫分别(独立地)用x射线衍射技术确定了钢中马氏体的本质：体心正方结构，碳在a-Fe中的过饱和固溶体，奥氏体在非平衡(大过冷)条件下转变成的一种介稳相。
到50年代，不但积累了大量有关钢中马氏体转变的技术资料，而且还发现在一系列有色合金及某几种纯金属中也发生相似的转变。
在此基础上，逐渐认识到，以钢中马氏体形成为代表的相变，是一种与历来了解的固态扩散型晶型转变具有本质区别的固态一级相变——非扩散的晶型转变，定名为马氏体转变。
各种合金系中经马氏体转变形成的低温产物皆称为马氏体，如钛合金中马氏体、铜合金中马氏体等。
马氏体转变是金属热处理时发生的相变的基本类型之一，对钢的强化热处理及形状记忆合金的应用技术具有重要意义。
非平衡条件下，金属和合金中发生的非扩散的晶型转变。
是固态一级相变的一种基本类型。
产物称为马氏体，通常具有板、片状的外形。
主要特征(1)宏观形状效应。
不但有体积变化，而且有形状变化。
如图2所示，在母相的自由表(平)面上，转变成马氏体的那块面积发生一定角度的倾斜，并仍保持为平面。
由此带动邻近的母相呈山峰状凸起(另一侧下凹)，原始态表面的直线刻痕转入新相后仍为直线，在界面处不断开，保持连续。
(2)非扩散。
生成相与母相成分相同，以共格或半共格界面为生长相界面，故不存在相界面迁移的热激活机制。
形核率和长大速度皆与扩散型转变的热动力学处理结果显著不符。
(3)惯习现象。
生成相的片、板的空间取向不是任意的，而是平行于母相的某个晶面(称为惯习面)。
作为母相的一个原子面，惯习面在相变过程中既不畸变，也不转动，是不变平面。
图3是对图2的局部作进一步标注，a’b’曲面发生转动，面积也有变化；但AB线段长度不变，方向也不变。
马氏体
一.马氏体的定义马氏体是经无（需）扩散的，原子集体协同位移的晶格改组过程，得到具有严格晶体学关系和惯习面的，相变常产物中伴生极高密度位错，或层错或精细孪晶等晶体缺陷的整体组合。
马氏体相变：原子经无需扩散的集体协同位移，进行晶格改组，得到的相变产物具有严格晶体学位向关系和惯习面，极高密度位错，或层错或精细孪晶等亚结构的整合组织，这种形核----长大的一级相变，称为马氏体相变。
二.马氏体相变的基本特征1.马氏体相变的无扩散性在较低的温度下，碳原子和合金元素的原子均已扩散困难。
这时，系统自组织功能使其进行无需扩散的马氏体相变。
马氏体相变与扩散性形变不同之处在于晶格改组过程中，所有原子集体协同位移，相对位移量小于一个原子间距。
相变后成分不变，即无扩散，它3仅仅是成分改组。
2.位相关系和惯习面马氏体相变的晶体学特点是新相和母相之间存在一定的位向关系。
马氏体相变时，原子不需要扩散，只作有规则的很小距离的移动，新相和母相界面始终保持着共格和半共格连接，因此相变完成之后，两相之间的位相关系仍保持着。
惯习面:马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关系，马氏体在母相的一定晶面上形成，此晶面称为惯习面。
通常以母相的晶面指数表示。
钢中马氏体的惯习面随着碳含量和形成温度不同而异。
有色金属中马氏体的惯习面为高指数面。
3.马氏体的精细亚结构马氏体是单向组织，在组织内部出现的精细结构称为亚结构。
低碳马氏体内出现极高密度的位错（可达1012/cm）。
今年来发现板条状的马氏体中存在层错亚结构。
在高碳钢马氏体中主要以大量精细孪晶（孪晶片间距可达30nm）作为亚结构，也存在高密度位错；有的马氏体中亚结构主要是层错。
有色金属马氏体的亚结构是高密度的层错、位错和精细孪晶。
4.相变的可逆性，即新旧相界面可逆向移动有色金属和合金中的马氏体相变多具有可逆性，包括部分铁基合金。
这些合金在冷却时，母相开始形成马氏体的温度称为马氏体点（Ms），转变终了温度标为Mf;之后加热，在As温度逆转变形成高温相，逆相变完成的温度标以Af。
马氏体
马氏体（用M表示）马氏体1、马氏体通常是指碳在a-Fe中的过饱和固溶体。
2、钢中马氏体的硬度随碳含量的增加而提高。
高碳马氏体硬度高而脆，低碳马氏体则有较高的韧性。
马氏体在奥氏体转变产物中硬度最高。
理论上来说，马氏体是通过钢进行淬火而直接形成的，含碳量越低，所需的过冷度就越大。
所以当含碳量低到一定程度后，就不能够形成马氏体了。
马氏体的正常显微状态是呈针状的。
马氏体的特点是硬度高，韧性差。
它也是钢材淬火后的基本组织，通过对马氏体进行回火，可得到其他不同的金相组织。
所以马氏体在热处理中是极为重要的一章。
高碳马氏体硬而脆，韧性很低。
硬度HB600-700。
组织很不稳定，硬度很高，脆性很大，延伸率和断面收缩率几乎为零。
板条马氏体（低碳马氏体）有较高的强度和良好的塑性、韧性，抗拉强度1200-1600MPa，延伸率10%，断面收缩率40%，冲击功为600KPa•m（可能为60J，需进一步验证）钢中马氏体的形态很多，淬火钢中形成的马氏体形态主要与钢的含碳量有关.，但就其单元的形态特征和亚结构的特点来看有五种，即：板条马氏体、片状马氏体、蝶状马氏体、薄片状马氏体、薄板状马氏体。
其中主要有两种类型,即板条状马氏体和片状马氏体最为常见。
4、钢的马氏体转变当奥氏体的冷却速度大于VK,并过冷到MS以下时,就开始发生马氏体转变.。
由于马氏体转变温度极低,过冷度很大,而且形成的速度很快,使奥氏体向马氏体的转变只发生r-Fe向a-Fe的晶格改组,而没有铁,碳原子的扩散.所以马氏体的含碳量就是转变前奥氏体的含碳量,由于a-Fe中最大溶碳量为0.0218%,所以马氏体是碳在a-Fe中的过饱和间隙固溶体.。
：马氏体转变温度：马氏体转变温度以下不在转变。
内完成转变。
在低于Mz以下不在转变Ms-Mz（Ms=230°C，Mz=-50°C）内完成转变板条马氏体：低碳钢中的马氏体组织是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故5、板条马氏体称为板条马氏体。
马氏体
马氏体形态分析上世纪60年代以来，人们在马氏体形态方面进行了大量研究，发现了马氏体的许多不同形态，并找出了马氏体及其精细结构与性能之间的关系，对马氏体的晶体结构也有了比较深刻的认识。
马氏体形态虽然多种多样，但从其形态特征上基本可归纳为条状马氏体和片状马氏体两大类，其精细结构可划分为位错和孪晶。
同时发现马氏体与母相保持严格的晶体学位向关系。
1．条状马氏体主要形成于含碳量较低的钢中，又称低碳马氏体。
因其形成于200℃以上的较高温度，故又称高温马氏体；因其精细（亚）结构为高密度（一般为0.3～0.9×1012cm/cm2）位错，故又称位错马氏体。
在光学显微镜下观察，条状马氏体的主要形态特征为：呈束状排列。
近于平行而长度几乎相等的条状马氏体组成一束，或称为马氏体“领域”（即板条群）。
板条群的尺寸约为20～35μm，由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所作组成，在原奥氏体的一颗晶粒内，可以发现几团马氏体束（即几个板条群，常为3～5个，每一个板条为一个马氏体单晶体，其尺寸约为0.5μm× 5.0μm ×20μm），马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于奥氏体的{111}γ，即惯习面，相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群。
现已确定，这些稠密的马氏体板条多被连续的高度变形的残余奥氏体薄膜（约为20μm）所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产生显著影响。
马氏体束与束之间以大角度相界面分开，一般为60°或120°角，马氏体束不超越原奥氏体晶界。
同束中的马氏体条间以小角度晶界面分开。
每束内还会有黑白色调反差，同一色调区的板条具有相同位向，称之为同向板条区。
条状马氏体的空间形态是一种截面呈椭园状的长柱体，长约几微米，宽在0.025～2.25μm之间（多为0.10～0.20μm）,其长、宽、厚之比约为30：7：1。
马氏体
等温转变完全性
完全转变
转变不完全，随温度升高，不完全性愈强
无孕育期，一定温度下转变不能进行到底
动力学特点
１）转变前有孕育期
２）存在鼻子，即随Ｔ下降，转变速度先升后降。
亚共析钢：P的C曲线的左上方有一先共析F析出线；C%，向右移
过共析钢：C曲线的左上方有一先共析Fe3C析出线；C%，向左移
等温动力学曲线：
内容
P转变
B转变
M转变
形成温度范围
高温转变
中温转变---介于P转变与M转变之间
低温转变
转变上限温度
A1
Bs上贝--550度下贝—350度
无碳化物贝氏体----中温区上下部均可
Ms
形变诱发可升高Ms点至Md
领先相
P----决定于钢的化学成分
亚共析钢－F（因为P中的F与F先的位向相同）
过共析钢－Fe3C（因为Ｐ中Fe3C和Fe3C先位向相同且连成一体）
1.转变温度2.化学成份3.奥氏体晶粒大小
4.外加磁场5.应力
-------------
转变产物
共析铁素体和渗碳体的整合组织
上贝--- F板条和分布于板条间的渗碳体
下贝---片状F和分布于F内的碳化物
钢中：碳在＠-Fe中的过饱和固溶体
主要形态
片状珠光体和粒状珠光体
上贝---羽毛状；下贝----针状或针叶状
强度、硬度稍低于片状P；塑性、可切削性好、疲劳强度高。
低碳贝氏体的塑性总是高于高碳贝氏体，即使在相同强度条件下。可以通过降低碳含量来提高贝氏体的塑性，而通过合金元素的置换固溶强化来保证强度。
当残余奥氏体主要以薄膜形式存在于贝氏体铁素体亚单元之间时，延伸率最大。
韧性受C含量和亚结构的影响，可以在相当大范围内变化
马氏体相变理论和结构
53-38
在Ms~Md之间对奥氏体进行塑性变形， 为向马氏体转变提供了机械驱动力，从 而使相变可以在较高的温度发生，即相 当于升高了Ms温度。
在Ms~Md温度范围的塑性变形度越大， 由形变诱发的马氏体量越大。但对未转 变的奥氏体，在随后的冷却过程中，马 氏体相变却受到了抑制（发生了机械稳 定化）。
钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点 阵改组。 可以在很低的温度范围内进行，并且相变 速度极快。 原子以切变方式移动，相邻原子的相对位 移不超过原子间距，近邻关系不变。
53-7
（2）表面浮凸现象和不变平面应变
① 表面浮凸现象
倾动面
图4-3 马氏体形成时引起的表面倾动
53-8
图4-4 直线划痕的变形情况 （a）实验结果 （b）在界面处失去共格 （c）划痕扭曲
53-34
§4.4.2 影响钢的Ms 点的因素
（1）奥氏体的化学成分
① 碳含量 C% ↑ → Ms ↓，Mf ↓
A3
无扩散 转变
图4-18 Ms 与碳含量关系
53-35
② 合金元素
除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 点。
③ 解释： 碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自
由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能， 也降低了T0 温度，从而降低Ms 点。 碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，σs ↑，使 切变所需能量增高，Ms ↓。
§4.3.2 片状马氏体
{225}γ或 {259}γ
在中、高碳钢， 高 镍 的 Fe-Ni 合 金 中出现，形成温 度较低。
图4-14 片状马氏体示意图
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马氏体转变 切变示意图
马氏体转变产生的表面浮凸
第二节 马氏体转变的特点
γ
α’
γ 惯习面
C
F
G
S’ S
B
T’
T
D
E
R
A O
H P
中脊面
N M
马氏体形成时引起的表面倾动
第二节 马氏体转变的特点
若相变前在试样抛光面上刻一直线划痕STR，则 相变后产生浮凸使其变为折线S’T’TR，在显微镜 光线照射下，浮凸两边呈现明显的山阴和山阳。故 马氏体的形成是通过切变方式来进行的，马氏体和 奥氏体界面的原子是二者共有的，而整个相界面是 相互牵制的。
发现，在室温以上温度形成的马氏体与奥氏体之 间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的马氏体则 存在下列关系：
{111}γ ∥ {110}α′； <110>α′∥<112> γ
按照西山关系，在每个{111}γ晶面上马氏体只 有3种不同取向，因此共有12种马氏体取向。
第二节 马氏体转变的特点
西 山 关 系 与 K-S 关 系比较，晶面平行关系 相同，而平行方向却有 5°16′之差。
马氏体转变是在低温下进行的一种相变，对 于钢来说，不仅铁原子及其它置换原子不能扩 散，而且间隙的碳原子也较难以扩散（只有短 距离的移动），故马氏体转变具有一系列不同 于扩散型相变的特点。
第二节 马氏体转变的特点
一、切变共格与表面浮凸现象
马氏体转变时，在预先抛 光的试样表面产生倾动，出 现浮凸现象，这表明转变是 以切变机制进行。γ中已转变 为M部分发生切变而使点阵 重组，且一边凹陷，一边突 起，带动界面附近的未转变γ 随之发生弹塑性应变。
逆相变与马氏体相变具有相同的特点。与冷却 时的Ms和Mf相对应，逆相变也有相变开始点As和 相变终了点Af 。
通常， As比Ms高，两者之差视合金成分而异。 如 Au-Cd 、 Ag-Cd 合 金 的 As 与 Ms 之 差 较 小 ， 仅 20~50℃，而Fe-Ni合金的As与Ms之差很大，大于 400℃。
第二节 马氏体转变的特点
四、惯习面
马氏体相变不仅新相与母相之间存在严格的 位向关系，而且马氏体是在母相的一定晶面上 开始形成的。这个晶面被称之为惯习面。通常 以母相的晶面指数来表示
随着马氏体形成温度的降低，惯习面有向高 指数变化的趋势 。所以，同一成分的钢在不同 条件下可能出现2种惯习面的马氏体。
第三节 马氏体相变热力学
3、Ms点的物理意义 Ms点的物理意义即为奥氏体和马氏体两相自由能
之差达到相变所需最小驱动力之值时的温度。
显然，T0点一定，若Ms点越低，则相变所需的驱 动力就越大，所以马氏体相变驱动力ΔGγ→α’与(T0Ms)成正比：
ΔGγ→α’= ΔS(T0-Ms) 式中ΔS为γ→α’相变时的熵变。
阵通过切变转变为体心立方（体心正方）点阵， 而无成分的变化；
马氏体相变可以在相当低的温度（甚至4K）范 围内以极快的速度进行，在这样低的温度下， 原子扩散的速度极小，相变已不可能以扩散的 方式进行。
第二节 马氏体转变的特点
三、具有特定的位向关系
通过均匀切变而形成的马氏体与母相奥氏 体之间存在严格的位向关系。在关系钢中已 经发现的位向有K-S关系、西山关系、G-T关 系等。
结果使短轴方向的Fe间距伸长36%），而另两 个方向缩短4பைடு நூலகம்，从而使体心立方变为体心正方 点阵。
由间隙碳原子造成 的这种非对称畸变称 为畸变偶极，可将其 视为一个强烈的应力 场，C原子就在这个 应力场的中心。
第一节 钢中马氏体的晶体结构
马氏体具有体心正方晶格 （a=b≠c）
轴比c/a 称马氏体的正方度。 C% 越高，正方度越大，
马氏体组织
第一节 钢中马氏体的晶体结构
二、马氏体的点阵结构及其畸变
在平衡状态下，碳在-Fe中的固溶度极小（室温 下为0.006%），而钢 中马氏体的含碳量远 远超过此值。C溶入 -Fe 中 的 扁 八 面 体 间 隙后，力图使其变为 正八面体间隙，所以 引起点阵畸变。
第一节 钢中马氏体的晶体结构
(111)γ
5°16′
西山关系
[112]γ (111)γ
K-S关系
K-S关系与西山 关系的比较
第二节 马氏体转变的特点
3、G-T关系 Greniger和Troiano精确地测量了Fe-0.8%C-
22%Ni合金的奥氏体单晶中马氏体的位向，结果 发现K-S关系中的平行晶面、晶向与实际略有误差：
{111}γ∥ {110}α′ 差1°； <110> γ ∥<111>α′差2 °。
凝固理论与固态相变
Solidification Theory and Phase Transformations in Solids
南京航空航天大学 材料科学与技术学院
缪强
第十七章 马氏体转变
前言
马氏体转变是由钢奥氏体化后快速冷却，抑 制其扩散型分解，在低温下进行的无扩散型相 变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段， 产生马氏体组织的热处理工艺称为淬火。因此 马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有密 切的关系。
示。其中aγ为奥氏 体的点阵常数。
0.304
0.292 a0
0.284
c
1.14
c/a
1.06
a
0.98
0
0.4
0.8
1.2
1.6
碳含量 / wt%
第一节 钢中马氏体的晶体结构
上述关系可用下列公式来表示：
c a0 a a0 c /a 1
式中 ，a0=2.0861Å，α-Fe的 点阵常数； α=0.116 ； β=0.013；γ=0.046；ρ—马氏体的含碳量（wt%）
自由能G→
α ’稳定
G G
γ 稳定
G
G
Ms
T0
As
温度 / ℃
第三节 马氏体相变热力学
2、相变阻力
马氏体相变的阻力也是新相形成时的界面能G界 及应变能G弹，由于α’ 与γ之间存在共格界面， 所以G界很小，而G弹很大，是马氏体相变主要 的阻力。
由于马氏体相变是通过切变方式进行的，需要 克服切变阻力使母相点阵结构发生改组，为此 需要消耗能量。
Great grow speed →inner stress → micro-crack
第二节 马氏体转变的特点
八、 转变可逆性
冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机 制转变为马氏体；同样，加热时，马氏体 可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏 体。因此，马氏体相变具有可逆性。
第二节 马氏体转变的特点
第二节 马氏体转变的特点
1、K-S关系 Курдюмов和Sachs采用X射线极图法测出了
1.4%C钢中马氏体（α′）与奥氏体（γ）存在下 列的位向关系，即K-S关系：
{110}α′∥{111}γ； <111>α′∥<101> γ
第二节 马氏体转变的特点
按 照 K-S 关 系 ， 马 氏 体 在 奥 氏 体 中 可 以 有 24 种不同取向。如图，在
第三节 马氏体相变热力学
马氏体转变后，A’ 量随含碳量的增加而增加，当 含碳量达0.5%后，A’量才显著。
含 碳 量 对 马 氏体 转 变 温 度 的 影响
含碳 量对残余奥氏 体 量的影响
第二节 马氏体转变的特点
七、高速形成
马氏体形成速度极快（声速），瞬间形核，瞬间长 大。
当一片马氏体形成时， 撞击已形成的马氏体使 后者产生裂纹。
第三节 马氏体相变热力学
转变所形成的晶粒内存在大量的位错、孪晶等 晶体缺陷，导致系统的能量升高。
周围的奥氏体还将产生塑性变形，也需要消耗 能量。
上述几点都使马氏体相变的阻力增大，尽管 非均匀形核母相的晶体缺陷可提供一定的能量， 但总体上仍然需要存在较大的新、旧两相自由 能差方能使相变得以进行。
第一节 钢中马氏体的晶体结构
具有反常轴比的马氏体
低温X射线研究Ms点在室温以下的高碳钢以及 Fe-Mn-C合金中形成的马氏体，轴比小于aM的正 常轴比，加热到室温以上，轴比又增大。
原因：碳原子除了占据八面体间隙外，还占据了 一部分四面体间隙位置。
第二节 马氏体转变的特点
第二节 马氏体转变的特点
第二节 马氏体转变的特点
第二节 马氏体转变的特点
综上所述，马氏体相变 区别于其它相变最基本的 特点只有两个：
① 相变以切变共格的方式 进行；
② 相变的无扩散性 。
其它特点均为由上述两 个基本特点派生出来。
马氏体组织
第三节 马氏体相变热力学
第三节 马氏体相变热力学
一、马氏体相变热力学条件
1、相变驱动力 马氏体相变也符合一般的相变规律，遵循相变的
80
马氏体转变量 / %
若Ms在室温之上而Mf点
60 40
低于室温，则淬火到室
温将得到相当数量的
20
0
’ ;继续冷却至室温以
下，则’将继续转变为
M，这种工艺称冷处理。
Mf
室温
温度→
Ms
马氏体转变量与 转变温度的关系
第二节 马氏体转变的特点
Ms、Mf 主要取决于奥氏体中的合金元素含量（包 括碳含量）。
第二节 马氏体转变的特点
Ms Mf
第二节 马氏体转变的特点
六、 转变不彻底
即使冷却到Mf 点，也 不能获得100%的马氏
体，总有部分奥氏体
未能转变而残留下来，
称残余奥氏体 ，用A’
’
或’ 表示。
第二节 马氏体转变的特点
若Ms点低于室温，则淬 火到室温将得到100%的 100
奥氏体；