马氏体转变的主要特征
马氏体相变
极快，特点：马氏体降温瞬间形核，瞬间长大，可以认为 马氏体转变速度取决于形核率而与长大速度无关。 马氏体转变量取决于冷却所达到的温度，而与时间无关。
2、等温形成马氏体的动力学
特点：马氏体等温形核，瞬间长大，形核需要孕育期，形核率 随过冷度增大而先增后减，转变量随等温时间延长而增加。等 温转变动力学图呈C字形。
各种马氏体的晶体结构、惯习面、亚结构、位向关系汇总表
2、影响马氏体形态及亚结构的因素
化学成分 马氏体形成温度 奥氏体的层错能 奥氏体与马氏体的强度 主要是化学成分和马氏体形成温度
化学成分：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。
对于碳钢： 1）C%＜0.3%时， 板条马氏体； 2）0.3%～1.0%时，板条和透镜片状混合的马氏体； 3）C% >1.0%时， 全部为透镜片状马氏体。并且 随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。 合金元素： 1）缩小γ相区，促进板条马氏体。 2）扩大γ相区，促进透镜片状马氏体。
特征5：转变的非恒温性和不完全性
1. 奥氏体以大于某一临界冷却速度的速度冷却到某一温度（马氏 体转变开始温度Ms），不需孕育，转变立即发生，并且以极大 速度进行，但很快停止，不能进行终了。为使转变继续进行， 必须继续降低温度，所以马氏体转变是在不断降温的条件下才 能进行。当温度降到某一温度之下时，马氏体转变已不能进行， 该温度称为马氏体转变终了点即Mf 。 2. 马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。马氏体的降温 转变称为马氏体转变的非恒温性。由于多数钢的 Mf 在室温以下， 因此钢快冷到室温时仍有部分未转变奥氏体存在，称为残余奥氏 体，记为Ar。有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全 性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体，可采用冷处理。
马氏体相变的基本特征
马氏体相变的基本特征一、马氏体相变的概念及基本过程马氏体相变是指在一定条件下，由奥氏体向马氏体的转变。
奥氏体是指碳钢中的一种组织结构，具有良好的塑性和韧性，但强度和硬度较低；而马氏体则是碳钢中另一种组织结构，具有较高的强度和硬度，但韧性较差。
因此，在特定情况下将奥氏体转变为马氏体可以提高材料的强度和硬度。
马氏体相变的基本过程包括两个阶段：淬火和回火。
淬火是指将钢件加热至适宜温度后迅速冷却至室温，使其形成完全马氏体组织；回火是指将淬火后的钢件加热至适宜温度后进行恒温保持一段时间，然后缓慢冷却至室温，使其形成具有良好韧性和适当硬度的马氏体-贝氏体组织。
二、影响马氏体相变的因素1. 淬火介质淬火介质的选择对马氏体相变的影响非常大。
常用的淬火介质包括水、油和空气等。
水冷却速度最快，可以使钢件形成完全马氏体组织，但易产生变形和裂纹；油冷却速度较慢，可以降低变形和裂纹的风险，但易产生不完全马氏体组织；空气冷却速度最慢，可以避免变形和裂纹，但难以形成马氏体组织。
2. 淬火温度淬火温度是指将钢件加热至何种温度后进行淬火。
淬火温度越高，钢件中残留奥氏体的含量越高，从而影响马氏体相变的程度。
一般来说，淬火温度越低，马氏体相变越充分。
3. 回火温度回火温度是指将淬火后的钢件加热至何种温度进行回火处理。
回火温度对马氏体-贝氏体组织的形成有重要影响。
过高或过低的回火温度都会导致组织不均匀或性能下降。
4. 淬火时间淬火时间是指将钢件放入淬火介质中的时间。
淬火时间越长，相变程度越充分，但也容易产生变形和裂纹。
三、马氏体相变的应用马氏体相变广泛应用于制造高强度、高硬度的零部件。
例如汽车发动机凸轮轴、齿轮、摇臂等零部件，以及航空航天领域中的发动机叶片、转子等部件均采用了马氏体相变技术。
此外，马氏体相变还可以用于制造刀具、弹簧等产品。
总之，马氏体相变是一种重要的金属加工技术，在提高材料强度和硬度方面具有重要作用。
了解其基本特征和影响因素有助于更好地掌握该技术，并在实践中取得更好的效果。
马氏体转变
马氏体相变的
分子动力学模拟
200,000 Zr atoms 1024-node Intel Paragon XP/S-150
六. 不同材料中的马氏体转变 1. 有色合金 许多有色合金也存在马氏体转变。 马氏体外形基本上仍属条片状，金相形貌与铁基 马氏体有区别。 马氏体亚结构多为层错和孪晶，极少有位错型。
' '
薄板状马氏体
薄片状马氏体
三. 马氏体转变的热力学 1. 相变驱动力
G
T0为相同成分的马氏 体和奥氏体两相热力学 平衡温度，此时
ΔGγ→α′
ΔGγ→α’ = 0
ΔGγ→α’ 称为马氏体相 变驱动力。 Ms T0 Gα′ Gγ T
自由焓——温度曲线
2. 转变温度Ms和Mf 相变驱动力用来提供切变能 量、亚结构畸变能、膨胀应变 能、共格应变能、界面能等， 所以要有足够大相变驱动力。 Ms为马氏体转变起始温度， 是奥氏体和马氏体两相自由能 之差达到相变所需的最小驱动 力（临界驱动力）时的温度。 Mf为马氏体转变终了温度。 T
（3） 其它形貌马氏体 在高碳钢，高镍Fe-Ni-C合金中， 或在应力诱发作用下，会形成蝶 状马氏体。 呈V形柱状，成片出现。 两翼的惯习面为{225}γ，夹角 为136°，结合面为{100}γ。 位向关系为K-S关系。
蝶状马氏体 {100}γ
晶内亚结构为位错，无孪晶。
136°
蝶状马氏体示意图
(155)
(321) 和 (332) 之间
{111} {133} {8，8，11}β {344}β {344}β {100}β
2. 无机材料 1963年Wolten根据ZrO2中正方相t→单斜相m的转 变具有变温、无扩散及热滞的特征，将这种转变称 为马氏体转变，ZrO2中的t→m相变还表现出表面浮 凸及相变可逆的特点。 在无机和有机化合物、矿物质、陶瓷以及水泥的 一些晶态化合物中也有切变型转变。如压电材料 PbTiO3、BaTiO3、及K(Ta、Nb)O3等钙钛氧化物高 温顺电性立方相→低温铁电性正方相的转变；高温 超导体YBaCu2O7-x高温顺电相→超导立方相的转变 均为马氏体转变。
第五章 马氏体转变
第五章马氏体转变马氏体转变——当采用很快的冷却速度时（如水冷），奥氏体迅速过冷至不能进行扩散分解的低温M S点以下，此时得到的组织称为马氏体。
在转变过程中，铁原子和碳原子均不能扩散，因此其是一种非扩散型相变。
§5.1 马氏体转变的主要特征§5.2 钢中马氏体转变的晶体学§5.3 马氏体的组织形态及影响因素 §5.4 马氏体转变的热力学§5.5 马氏体转变动力学§5.6 马氏体的力学性能§5.1 马氏体转变的主要特征一、马氏体转变的非恒温性二、马氏体转变的共格性和表面浮凸现象三、马氏体转变的无扩散性四、具有特定的位向关系和惯习面五、马氏体转变的可逆性六、马氏体的亚结构一、马氏体转变的非恒温性马氏体转变开始点（M s）——必须将母相奥氏体以大于临界冷却速度的冷速过冷至某一温度以下才能发生马氏体转变，该转变温度即为M s。
马氏体转变终了点（M f）——当冷却至M s以下某一温度时，马氏体转变便不再继续进行，这个温度即为M f。
奥氏体被过冷至Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但转变很快停住，不能进行到终了。
为使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是在不断降温的马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。
图5-2 马氏体转变量与温度的关系马氏体转变的非恒氏体二、马氏体转变的共格性和表面浮凸现象图5-3 钢因马氏体转变而产生的表面浮凸。
图5-4 马氏体浮凸示意图图5-5 马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图马氏体与奥氏体之间界面上的原子既属于马氏体，又属于奥氏体，是共有的；并且整个相界面是互相牵制的，这种界面称之为“切变共格”界面。
三、马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性：马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的改变。
马氏体的成分与原奥氏体的成分完全一致，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。
马氏体转变及其应用
马氏体转变及其应用钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。
马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。
因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。
1 马氏体转变的特点1.1 马氏体相变是无扩散型相变因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。
1.2 切变共格和表面浮凸现象人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。
这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。
马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。
1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。
当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。
这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。
这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。
从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的温度愈低，过冷度愈大，临界晶核尺寸就愈小，当奥氏体被过冷到某一温度时,尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就成为晶核，就能长成一片或一条马氏体。
4.1马氏体相变特征及定义
4.1 马氏体相变的特征及定义
4.1.1马氏体相变的基本特征
1）马氏体相变的无扩散性
马氏体相变与扩散型相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。 高碳马氏体转变速度极快，一片马氏体形成速度约为 1100m/s。在80～250K温度范围内，长大速度为103/s 数量级。在此低温下，原子不可能做超过一个原子间 距的迁移。转变已经不可能以扩散方式进行。点阵常 数的变化，得出马氏体和奥氏体的碳含量相同。因此 试验表明马氏体相变中原子无扩散特征。
除了以上主要特征外，马氏体相变还有表 面浮凸、非恒温性等现象。马氏体转变也 有恒温形成的，即等温形成的马氏体。浮 凸是过冷奥氏体表面转变时发生的普遍现 象。因此不宜将表面浮凸、非恒温性等现 象作为马氏体相变的特征。
马氏体相变的主要特征如下：
(1)无（需）扩散性； (2)具有位向关系，以非简单指数晶面为惯习面； (3)相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷：如极 高密度位错，精细孪晶，细密的层错等。 （4）马氏体相变具有可逆性，新旧相界面可正反两个方 向移动。 这4条可作为马氏体相变的判据。
这个定义可以用于钢，也可以用于非铁金属。实际上 定义2和定义3均不完美。它指出了马氏体相变的本质 特征，即：无扩散的不变平面应变的晶格改组。但这 只是马氏体相变过程的规律性的概括。不是马氏体本 身的物理实质的说明。 作为马氏体的定义应当是马氏体自身的物理本质的科 学抽象，即指出马氏体自身的属性，而不是马氏体相 变过程的属性，不宜用过程的属性代替产物的属性。
说明马氏体的特征
说明马氏体的特征马氏体是一种金属的晶体结构相变过程。
当金属在一定条件下经历过加热和冷却过程后，会发生固态相变，从高温的奥氏体结构转化为低温的马氏体结构。
马氏体有着独特的性质和特征，下面将对其特征进行详细说明。
1. 结构变化：马氏体与奥氏体相比，具有不同的晶格结构。
奥氏体具有面心立方结构，而马氏体则具有体心立方结构。
这种结构变化导致马氏体具有更高的硬度和更好的弹性。
2. 锻造性能：由于马氏体具有优异的强度和韧性，因此具有良好的可锻性和可塑性。
这使得马氏体适用于一些需要强度和韧性的工业制造领域，如汽车、航空航天、机械工程等。
3. 形变能力：马氏体具有良好的形变能力。
通过控制材料的加热和冷却过程，可以调节马氏体的相变行为，从而控制材料的形变能力和形状记忆效应。
这一特性可用于制造形状记忆合金材料和微机电系统等。
4. 耐磨损性：马氏体具有出色的耐磨损性能。
由于其高硬度和韧性，能够抵御外界的摩擦和磨损，因此应用于一些对耐磨性要求较高的领域，如刀具、轴承、密封件等。
5. 变形能力：马氏体的相变行为可随温度的变化而发生变形。
在一定温度范围内，马氏体可以通过外力作用而产生各种形状和大小的变形。
这种形状记忆效应使马氏体在医学领域中得到广泛应用，如支架、夹具、植入物等。
6. 恢复性：马氏体具有良好的恢复性，即当外界的力或应力消失时，马氏体可以自动恢复到其原始形状。
这种特性使马氏体非常适用于可变形结构和自适应装置中，如活动太阳板、自动门窗等。
7. 热处理性能：马氏体的相变行为可以通过热处理进行调节和控制。
通过适当的热处理方法，可以改变材料的晶粒尺寸、马氏体的形成速度和相变温度等，从而调整材料的性能和应用范围。
总之，马氏体具有多种独特的特征和性能，使其在金属材料领域中具有广泛的应用前景。
通过精确控制马氏体相变行为和热处理过程，可以制造出具有优异性能和多功能的材料，推动各个领域的技术和工业发展。
马氏体的转变
马氏体片大小不 一，马氏体片间不平 行，互成一定夹角， 第一片马氏体形成时 惯穿整个奥氏体晶粒， 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。因此， 马氏体片的大小取决 于奥氏体晶粒的大小。
在马氏体片中常 能看到明显的中脊， 关于中脊的形成规律 目前尚不清楚。
晶体学特征
•
• 2、等温马氏体转变
• 晶核的形成有孕育期，形核率随过冷度的增加而 先增后减。 • 核形成后的长大速率仍极快，且长大到一定尺寸 后同样不再长大，这种转变的动力学同样取决于形核 率而与长大速率无关．马氏体转变量随等温时间的延 长而增多．其等温转变动力学曲线也呈S形即该转变量 是时间的函数，并与等温温度有关． • 随等温温度的降低，转变速度先增后减．起初的 增加归结于新马氏体片的自催化形核，而随后的减小 则是因为过冷奥氏体不断地被已生成的马氏体片分隔 为越来越小的区域，在这些区域中形核的几率下降．
亚结构
亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位 错密度可高达0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量孪 晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。 （2）、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，是 铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织。
显微组织
典型的马氏体组织形态见下图所示：
② 薄板状马氏体
这种马氏体是在Ms点低于-100℃的Fe-Ni-C合金 中观察到的，是一种厚度约为 3～10μ m的薄板形马氏 体，三维单元形貌很象方形薄板，与试样磨面相截得 到宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、 分杈等特异形态。 惯习面为（259）γ ，位向关系为K-S关系，亚结 构为(112)α ˊ孪晶，无位错，无中脊。 随转变温度降低，转变进行时，即有新马氏体 的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。
马氏体相变的基本特征
马氏体相变的基本特征引言马氏体相变是指固体材料经过快速冷却或机械应力作用后，在普通的冷处理条件下发生的晶体结构相变现象。
马氏体相变具有广泛的应用背景，在材料科学和工程领域具有重要的意义。
本文将从马氏体相变的定义、形成机理、基本特征以及应用方面进行探讨。
马氏体相变的定义马氏体相变是指固体材料在冷却过程中经历组织相变，从高温相变为低温相的过程。
这种相变过程是一种固态相变，属于无序到有序的结构转变，通常发生在低温下。
马氏体相变的特点是快速、均匀和可逆的。
马氏体相变的形成机理马氏体相变的形成机理主要涉及晶格畸变、原子扩散和位错运动等过程。
通常情况下，当固体材料经历冷却过程时，晶格会发生畸变，从而形成新的有序结构。
这种畸变能够通过原子的扩散来进行传播，并且位错运动也会促进马氏体相变的形成。
马氏体相变的基本特征马氏体相变具有以下几个基本特征：1.快速性：马氏体相变是一个快速的相变过程，通常在毫秒至微秒的时间尺度内发生。
这种相变速度快的特点使得马氏体相变在某些应用中具有重要意义，比如形状记忆合金。
2.可逆性：马氏体相变是可逆的，即当加热到一定温度时，马氏体又会重新转变为高温相。
这种可逆性使得马氏体材料可以多次进行相变过程，具有重复使用的特点。
3.形状记忆效应：马氏体相变材料具有形状记忆效应，即在经历应力作用后，材料可以保持其原来的形状。
这种形状记忆效应使得马氏体相变材料在机械领域有广泛的应用，比如医疗器械和航空航天。
4.结构转变：马氏体相变是由无序的高温相向有序的低温相转变的过程。
在相变中，晶格结构会发生改变，从而影响材料的力学性能和磁性能等。
马氏体相变的应用马氏体相变具有广泛的应用背景，主要包括以下方面：1.形状记忆合金：马氏体相变材料在形状记忆合金中有广泛的应用。
形状记忆合金可以通过调控温度或应力来改变其形状，并且具有良好的可逆性和稳定性。
这种特性使得形状记忆合金在医疗器械、汽车工业和航空航天等领域有广泛的应用。
马氏体的动态相变特征
马氏体的动态相变特征
马氏体是一种具有特殊相变特征的材料，其动态相变过程引人注目。
当马氏体处于高温相（奥氏体）时，它的晶格结构呈现出一种规则的立方晶系。
然而，当温度降低到马氏体的临界温度以下时，它会经历一个非常快速而引人注目的相变过程。
这种相变过程可以被描述为一种自发的、可逆的结构改变。
在这个过程中，马氏体从高温相转变为低温相（马氏体相），并伴随着晶格结构的不可逆性改变。
这种相变是由于奥氏体相中的晶格结构发生了微观位错的重排，形成了一种新的晶格结构。
马氏体的相变过程具有快速性和可逆性的特点，这使得马氏体在材料工程领域具有广泛的应用价值。
例如，马氏体的相变过程可以用于制备形状记忆合金材料。
在这种材料中，马氏体相的形状可以通过改变温度来控制，从而实现材料的自动变形。
马氏体的相变过程还可以用于制备超弹性材料。
在这种材料中，马氏体相的结构改变可以吸收外界应力，并在应力消失后恢复原状，从而实现材料的超弹性行为。
马氏体的动态相变特征不仅在材料工程领域有着重要的应用，还在生物医学领域具有潜在的应用价值。
例如，马氏体相变可以用于制备可控释放药物的微型输送器件。
通过改变马氏体相的结构，可以控制药物的释放速率和释放量，从而实现精确的药物输送。
马氏体的动态相变特征具有广泛的应用价值，并在材料工程和生物医学领域得到了广泛的研究和应用。
通过进一步深入研究马氏体的相变机制和调控方法，我们可以进一步发掘其潜在的应用价值，并为材料科学和生物医学领域的发展做出贡献。
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 ,c i ,θ)-σ:ε=ψel (εe ,c i )+c i ψi θ(θ)i =0m∑ +ψ in (c i )-σ:ε 其中，ψ为Helmholtz 自由能，ψel 为弹性能，ψi θ为第i 个马氏体变体在温度为θ时的化学能，ψin 为界面能。
第3章马氏体转变
图3-10 片状马氏体中的孪晶
图3-11 具有中脊的透镜状马氏体
（3）薄板状马氏体 在 Ms 点低于 0℃的 FeNi-C 合金中形成。 在空间为薄板状, 而显微 组织则呈很细的带状, 它 们具有互相交叉或曲折等 特殊形态。 亚结构是全部由 {112}M 型孪晶所组成, 是一个完 全的孪晶马氏体 无中脊存在。
在 Ms 点以下某一温度保温时, 过冷奥氏体需经一定 的孕育期以后才开始形成马氏体。随着保温时间的增 长, 马氏体量不断增多, 即转变量是时间的函数； 马氏体晶核形成后马氏体的长大速度很快,但长大到一 定尺寸后不再长大,马氏体的转变量取决于形核率； 在任一等温条件下, 马氏体的转变量都是有限的, 即 不能完全（ 100% ）转变。 Fe-Ni(22.5-26%)-Mn（2-4%）、 Fe-Ni(-26% )-Cr （-3%）以及 Fe-5.2%Mn-1.1%C 合金中陆续发现了等 温马氏体转变。这类合金的 Ms 点均在 0℃以下。
图3-8 含碳量对马氏体正方度的影响
2 马氏体的点阵结构及其畸变
在室温以上碳原子基本上是择优地占据立方轴 c（或z 轴） 上的八面体间隙位置（Oz）, 这 就相当于沿 bcc 晶格间隙呈有序分布。 八面体间隙短轴方向上半径仅为1.9nm,C原子 有效半径7.7nm。 由体心立方→体心正方点阵，由于C原子溶入 造成非对称畸变，可视为一个应力场， C原子 在这个应力场中心。
第3章 马氏体（martensite） 转变（transformation）
主要讲授内容
3.1 马氏体相变的主要特征 3.2 马氏体相变热力学 3.3 马氏体相变晶体学的经典模型 3.4 马氏体转变的动力学 3.5 钢中马氏体的晶体结构 3.6 钢及铁合金中马氏体的组织形态 3.7 奥氏体的稳定化 3.8 马氏体的机械性能
马氏体相变的基本特征
马氏体相变的基本特征1、无扩散性▪马氏体相变是低温相变，有些高合金钢的转变温度在0℃以下甚至还要低得多。
在这样低的温度下，原子不可能扩散，其有利证据是：▪①马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同；▪②有些马氏体的有序结构与母相的有序结构相同；▪③有些合金在非常低的温度下发生马氏体相变时，其形成速度仍然很快，如在Fe-C、Fe-Ni合金中，在－20～－195℃范围内，一片马氏体的形成时间约为0.05-0.5μs。
▪上述事实说明，在如此低的温度下以单个原子跳动进行的扩散来达到如此高的形成速度是不可能的，因此无扩散性是马氏体相变的基本特征。
▪尽管有些实验证实，低碳马氏体相变由于形成温度较高，尺寸较小的碳原子可以进行微量的短程扩散，但这并不是相变的控制因素。
▪事实上，马氏体相变是通过切变方式进行的，相界面处的母相原子协同地集体迁移到马氏体中去，迁移距离不超过一个原子间距，这一点与扩散型相变明显不同。
2、表面浮凸和共格切变性马氏体相变时，除了均匀的体积变化外（钢中马氏体相变大约产生3～4%的体积应变），在转变区域中还会产生点阵畸变，在经过抛光的样品，表面上出现晶面的倾动，并使周围基体产生变形，这种现象称为表面浮凸，如图。
如果在抛光表面上预先画上一条直线刻痕，马氏体相变后，直线刻痕在相界面处出现转折，形成了折线。
▪上述事实说明，马氏体相变是通过均匀切变方式进行的（严格地说应该为拟切变，因为除了切应变，还伴随有少量的正应变），刻痕在表面并未断开，而呈连续的折线，表明相界面没有发生转动，在相变中始终保持为平面。
▪由于这些晶体学特征，在相界面上的原子始终为两相所共有，故马氏体与母相之间的界面为共格界面。
3、不变平面——惯习面▪马氏体总是在母相的一定晶面上形成，并且沿一定的晶向生长，这个晶面和晶向分别称为马氏体的惯习面和惯习方向。
▪马氏体的惯习面是马氏体与母相间的界面，也就是马氏体形成时的切动面，此面在生长过程中既不畸变也不转动，这样的平面称为不变平面，因此马氏体的惯习面为不变平面。
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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。
这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M S 表示。
不同材料的M S 是不同的。
当奥氏体被过冷到M S 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，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已图1 马氏体等温转变曲线
图2 马氏体转变与温度的关系
不能进行。
该温度称为马氏体转变终了点，用M f 表示（图
2）。
如某钢的M S 高于室温而M f 低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，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M f 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M S 点低于0℃
的Fe-Ni-C 等合金来说，当
过冷至M S 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M S 点低于0℃的合金，如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 图3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系
图4 Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金
马氏体等温转变动力学
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了弹塑性切应变（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 ˊ，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 ˊ
TS ˊ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 ˊ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图5 马氏体转变引起的表面浮凸的示意图
图6 三种不变平面应变，虚线为变形前形状，实线为变形 后形状，箭头表示变形方向，底为不变平面 a)膨胀（或压缩） b)切变 c)切变加膨胀
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（military transformation）。
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（civilian transformation）。
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~-196℃之间，每片马氏体的形成时间约为5×10-5~5×10-7S。
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A S表示，逆转变终了点用A f表示。
通常A S温度比M S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α-Fe中的过饱和固溶体，加热时极易分解，因此在尚未加热到A S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A S
以上，则有可能发生逆转变。
曾有人以3000℃/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。
图7 奥氏体与马氏体点阵常数和碳含量的关系。