第5章 马氏体相变讲解
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马氏体相变
生产实际常见，这类马氏体降温形成，马氏体形成速度
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。
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。
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。
材料加工原理--马氏体相变
影响钢的ms因素5先马氏体转变的影响如果m转变前发生b转变ms6外场的影响点升高马氏体相变量增加材料加工原理一微裂纹的产生马氏体片形成速度极快互相撞击或与奥氏体晶界相撞时可形成很大的应力集中加之高碳马氏体本身很脆故在撞击时极易产生裂纹
材料加工原理
马氏体相变
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材料加工原理
前期内容回顾……….
马氏体的晶体结构 马氏体的形态 马氏体转变的主要特点 本节要点 影响马氏体转变的主要因素 马氏体的微裂纹及其影响因素 马氏体的机械性能 钢中的残余奥氏体及其作用
一、微裂纹的产生
马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体 晶界相撞时可形成很大的应力集中，加之高碳马氏 体本身很脆，故在撞击时极易产生裂纹。这些裂纹 虽很小，但可成为疲劳裂纹源而导致开裂。
二、影响显微裂纹因素
以单位体积马氏体内出现显微裂纹的面积 Sv(mm2/mm3})作为形成显微裂纹的敏感度。
材料加工原理
材料加工原理
一、马氏体转变的主要影响因素
二.影响钢的Ms因素
1、化学成分的影响 奥氏体的化学成分是影响 Ms点的最主要的因素。 碳含量的影响 C%↑，Ms、Mf↓；Ms和Mf 下降不一致。 • C%<0.6%, Mf比Ms下降快 • C%>0.6%, Mf下降缓慢， Mf<0℃。 原因: C%↑，使A的强度↑，相变阻 力↑，切变困难，Ms ↓
材料加工原理
四、钢中的残余奥氏体及其作用
奥氏体的热稳定化
• 冷却中断后继续冷却，转变并 不立即恢复，而要滞后一段温 度e，转变才继续进行。 • 冷却到室温时，未转变的残余 奥氏体量也增多。 • 奥氏体热稳定化程度可用滞后 温度e以及室温时的残余A增量 表示。 • 冷却缓慢相当于在一连串温度 下的短时间停留，故也会造成 稳定化
材料加工原理
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前期内容回顾……….
马氏体的晶体结构 马氏体的形态 马氏体转变的主要特点 本节要点 影响马氏体转变的主要因素 马氏体的微裂纹及其影响因素 马氏体的机械性能 钢中的残余奥氏体及其作用
一、微裂纹的产生
马氏体片形成速度极快，互相撞击或与奥氏体 晶界相撞时可形成很大的应力集中，加之高碳马氏 体本身很脆，故在撞击时极易产生裂纹。这些裂纹 虽很小，但可成为疲劳裂纹源而导致开裂。
二、影响显微裂纹因素
以单位体积马氏体内出现显微裂纹的面积 Sv(mm2/mm3})作为形成显微裂纹的敏感度。
材料加工原理
材料加工原理
一、马氏体转变的主要影响因素
二.影响钢的Ms因素
1、化学成分的影响 奥氏体的化学成分是影响 Ms点的最主要的因素。 碳含量的影响 C%↑，Ms、Mf↓；Ms和Mf 下降不一致。 • C%<0.6%, Mf比Ms下降快 • C%>0.6%, Mf下降缓慢， Mf<0℃。 原因: C%↑，使A的强度↑，相变阻 力↑，切变困难，Ms ↓
材料加工原理
四、钢中的残余奥氏体及其作用
奥氏体的热稳定化
• 冷却中断后继续冷却，转变并 不立即恢复，而要滞后一段温 度e，转变才继续进行。 • 冷却到室温时，未转变的残余 奥氏体量也增多。 • 奥氏体热稳定化程度可用滞后 温度e以及室温时的残余A增量 表示。 • 冷却缓慢相当于在一连串温度 下的短时间停留，故也会造成 稳定化
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。
06热处理原理之马氏体转变
在显微镜 光线照射 下，浮凸 两边呈现 明显的山 阴和山阳.
10
马氏体形成时引起的表面倾动
表面浮凸现象表明，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了重组，即马氏体 转变是通过奥氏体均匀切变进行的。
11
马氏体形成时引起的表面倾动
马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间 的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制 的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来 维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。
但Bain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在， 也不能解释马氏体内部的亚结构。
24
㈡ K－S切变模型
库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（Sachs）测 出含碳量为1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存 在的位向关系，即K－S关系。为了满足这一取向 关系必须有点阵的切变，于是他们在1930年提出 了轴比相当于1.06的点阵转换模型，即K－S模型。
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。
40
41
42
43
② 晶体学特征
惯习面(225)γ时位向关系为K—S关系； 惯习面(259)γ时位向关系为西山关系，可以爆发形 成，马氏体片有明显的中脊。
③ 亚结构 片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体 的重要特征。 孪晶的间距大约为50Å，一般不扩展到马氏体片的 边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。
21
6.2 马氏体转变的切变模型
M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行 等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原 子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成 份变化。因此，可以把M转变看作为晶体由一种结 构通过切变转变为另一种结构过程。
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马氏体形成时引起的表面倾动
表面浮凸现象表明，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了重组，即马氏体 转变是通过奥氏体均匀切变进行的。
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马氏体形成时引起的表面倾动
马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间 的界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制 的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来 维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。
但Bain模型不能解释表面浮凸效应和惯习面的存在， 也不能解释马氏体内部的亚结构。
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㈡ K－S切变模型
库尔久莫夫（Kurdjumov）和萨克斯（Sachs）测 出含碳量为1.4%的碳钢中马氏体与奥氏体之间存 在的位向关系，即K－S关系。为了满足这一取向 关系必须有点阵的切变，于是他们在1930年提出 了轴比相当于1.06的点阵转换模型，即K－S模型。
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。
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② 晶体学特征
惯习面(225)γ时位向关系为K—S关系； 惯习面(259)γ时位向关系为西山关系，可以爆发形 成，马氏体片有明显的中脊。
③ 亚结构 片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体 的重要特征。 孪晶的间距大约为50Å，一般不扩展到马氏体片的 边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。
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6.2 马氏体转变的切变模型
M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行 等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原 子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成 份变化。因此，可以把M转变看作为晶体由一种结 构通过切变转变为另一种结构过程。
第5章 钢中马氏体相变(3学时)
定 义
特 点
7、准马氏体相变
准M相变（Quasimartensitic Transformation）和M相 变一样，也是以切变形变为主，但其切变量不大，因此 它的动力学和形态基本上不受应变能所控制。 这种转变也是位移式无扩散相变，位移也是以切变为 主的。和M相变的根本区别是轴比c/a是连续变化的，即 意味着正方结构是从母相连续形成的，不需要形核。
2 能量和形貌的关系
设马氏体为扁球形，半径为r ，厚度为c ，则其体积和表 面积可求得 。采用变温长大理论, 所以，该马氏体片的非化 学自由能变化为：
4 4 2 2 Ac 2 g N 2r cr 2r c r A 3 r 3
2
那么，单位体积马氏体的非化学自由能变化为：
例如：超导化合物V3Si 的转变特征。V3Si从高温冷却 到很低温度时，具有立方结构、点阵常数为a的母相会转 变为正方结构相。如图6.4所示，转变临界温度为Tm ， 正方结构的c 增长，而a 则减小。
6.2 马氏体相变形核 1 均匀形核
分析讨论相变晶核的临界尺寸，一般有两种方法： 经典均匀 形核方法 相变变温 长大理论 设 ΔG=ΔGV+ΔGE+ΔGS → 求ΔG*
特 点
形状变化有两个分量：切变分量和膨胀分量， 其共同作用使相变产生了整体的宏观变形。 表面浮凸现象就是由于形状变化造成的。
3 点阵不变形变
原理 最小自由能原理,尽可能↓相变体系的能量
特点
又称不均匀切变。M相变在第一次切变 后，→产生滑移或孪生。滑移留下位错、 层错，孪生形成了共格孪晶界面。
这不改变已形成的点阵结构，也不改变体积，却改 变了应变能 ，使体系的能量↓。对一般马氏体相变， 点阵不变形变是第二次切变
马氏体转变原理讲解
高碳轴承钢马氏体的等温形成1.4%C,1.4%Cr, 浮凸，直接淬至100℃等温10小时 800×
下图是三种不变平面应变，图中的C)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，也可以不是相界面。
五、马氏体转变的可逆性：
在某些合金中A冷却时A→M，而重新加热时马氏 体又能M→A，这种特点称为马氏体转变的可逆性。
逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af 。 M进→行A。的逆转变也是在一定的温度范围内（As-Af） 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特
点。
二、 马氏体转变的晶体学
钢中常见的惯习面有三种，即 C%<0.6%为 (111)γ 0.6-1.4%为(225)γ C%>1.4%为(259)γ
随马氏体的形成温度降低惯习面指数增大。
(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。在钢中已观察到到的有K—S关 系、西山关系和G—T关系。 （1）K—S关系
二、马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现 象
（1） 马氏体转变时在预先磨光的表面上产 生有规则的表面浮凸 ；
（2） 马氏体形成有惯习面，马氏体转变时 马氏体与奥氏体之间保持共格关系 ；
表面浮凸：预先磨光表面的试样，在马氏体相变后 表面产生突起，这种现象称之为表面浮凸现象。
马氏体转变时产生表面浮凸示意图
１、位向关系
相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位置无变化。 作小于一个原子间距位置的位移，因此奥氏体与马氏体保持一定的严 格的晶体学位向关系。主要有：K-S关系、西山（N）关系、G-T关系、
热处理原理及工艺马氏体贝氏体转变教学课件PPT
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相变诱发塑性应用
加压淬火 应变诱发塑性钢 （TRIP钢）
条件：Md ＞ 20＞Ms. 室温变形，形变诱发M。M转变诱发塑性 性能：高强度高塑性
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四、马氏体的物理性能
1、比容 M组织的比容较大，M形成时比容的增大，造成钢淬
火时产生较大的组织应力，从而促进M显微裂纹的扩展。 2、磁性
数量的位错。
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35
（四）粒状贝氏体 低碳和中碳合金钢中以一定的速度连续冷却后获得的，
如正火、热轧后的空冷、焊缝的热影响区中等。 后来的研究发现等温也可以形成，形成温度稍高于上贝氏
体的形成温度。
粒状贝氏体组织是由F和富 碳的A组成。F呈块状（由F针 片组成），而富碳的A呈条状 在F基体上呈不连续分布。F 的C%很低，接近平衡状态， 而A的C%很高。
1、形成温度范围 一般在350 ℃ ~Ms之间的低温区。
2、组织形态 两相组织，由α相与碳化物组成。 下贝氏体电镜照片
α相的立体形态呈片状，光镜下呈针状，与片状M相
似。形核部位大多在A晶界上，也有位于A晶内。 碳化物为Cem或ε-碳化物，碳化物呈细片状或颗粒状， 排列成行，约以55°~60°角度与下贝氏体的长轴相交， 并且仅分布在F片内部。 钢的化学成份、A晶粒度和均匀化程度对下贝氏体的组织形 态影响较小。
加，这种现象称为相变塑性。
•马氏体的相变塑性：钢在马 氏体转变时也会产生相变塑性 现象，称为马氏体的相变塑性。 • Fe-15Cr-15Ni合金在不同温 度下进行拉伸，在Ms～Md温 度，延伸率有了明显升高，这 是形变诱发马氏体相变，马氏 Fe-15Cr-15Ni合金在的相变诱发塑性 体形成又诱发塑性所致。
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马氏体相变
片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马 氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平 行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。
30
第30页，共69页。
惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ ，位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近， 片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩 大。
位错M → 孪晶M
32 第32页，共69页。
（2）奥氏体与马氏体的强度
图4-15 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
33 第33页，共69页。
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界 分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从 而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位
错的板条马氏体。
由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均 较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超 过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作 用。
48
第48页，共69页。
原因：
当变形度小时，增加了奥氏体中有利于 马氏体形核的晶体缺陷。
当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶 界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈 服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳 定化。
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
25 第25页，共69页。
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。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系 。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒 内可能形成四种马氏体板条束。
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加 热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获 得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨 。
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第30页，共69页。
惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ ，位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近， 片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩 大。
位错M → 孪晶M
32 第32页，共69页。
（2）奥氏体与马氏体的强度
图4-15 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
33 第33页，共69页。
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界 分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从 而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位
错的板条马氏体。
由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均 较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超 过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作 用。
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原因：
当变形度小时，增加了奥氏体中有利于 马氏体形核的晶体缺陷。
当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶 界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈 服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳 定化。
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
25 第25页，共69页。
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。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系 。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒 内可能形成四种马氏体板条束。
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加 热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获 得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨 。
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。
第五章马氏体转变ppt课件
采用PP管及配件：根据给水设计图配 置好PP管及配 件，用 管件在 管材垂 直角切 断管材 ，边剪 边旋转 ，以保 证切口 面的圆 度，保 持熔接 部位干 净无污 物
5.1.2
马氏体的晶体结构
1 钢中马氏体晶体结构特点 C 在α-Fe 中的过饱和固溶体。 ——亚稳；单相 C 位置：扁八面体间隙， R间隙0.19Å，RC 0.77 Å ——晶格畸变较严重
采用PP管及配件：根据给水设计图配 置好PP管及配 件，用 管件在 管材垂 直角切 断管材 ，边剪 边旋转 ，以保 证切口 面的圆 度，保 持熔接 部位干 净无污 物
（2）反常轴比现象：
实际中马氏体 的晶体结构除与 C 含量有关 外，还与 C 原子位置的变化有关，在某些条件 下可能出现反常轴比现象：
采用PP管及配件：根据给水设计图配 置好PP管及配 件，用 管件在 管材垂 直角切 断管材 ，边剪 边旋转 ，以保 证切口 面的圆 度，保 持熔接 部位干 净无污 物
共析碳钢 CCT曲线A1
Ms
Mf Vc
奥氏体化的钢，以>Vc的速度冷却时， 过冷奥氏体冷却到Ms温度以下，转变为马 氏体，这种操作叫淬火。马氏体是强化钢材 的重要组织。
与K-S关系
比较 差1 ° 差2 °
采用PP管及配件：根据给水设计图配 置好PP管及配 件，用 管件在 管材垂 直角切 断管材 ，边剪 边旋转 ，以保 证切口 面的圆 度，保 持熔接 部位干 净无污 物
（
011
）
＇
(111 )
10 1 , 11 1 ＇
（
011
）
＇
(111 )
10 1 , 11 1 ＇
采用PP管及配件：根据给水设计图配 置好PP管及配 件，用 管件在 管材垂 直角切 断管材 ，边剪 边旋转 ，以保 证切口 面的圆 度，保 持熔接 部位干 净无污 物
第五章马氏体转变介绍
位错型（板条）M具有相当高的强度、硬度和良好的塑性
韧性；孪晶型（片状）M强度硬度高，塑性、韧性很低
可以利用低碳合金钢淬火后得到较多的残余奥氏体来提
高材料的塑韧性。
马氏体的性能
❖
马氏体的物理性能
钢的各种组织中，马氏体比容最大，奥氏体最小
这是淬火时产生淬火应力，导致变形应力的主要原因
❖
马氏体转变超塑性
这一特点决定了马氏体的转变机制具有特殊性
5.4 马氏体转变的机理
转变热力学
M转变是热学性的，驱动力是ΔGγ→α’
马氏体与奥氏体自由焓随温度的变化曲线
影响Ms点的因素
（1） A化学成分（最主要影响因素）
C：是显著的影响因素
随C%↑，Ms，Mf↓，且Mf比Ms下降得快，所以能扩大
M的转变温度范围
N：强烈降低Ms点； Al，Co：提高Ms点，
性能与组织形态有密切关系
马氏体组织形态
钢中马氏体根据成分（含碳量）和冷却条件呈现不同的形态
钢中马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体
❖ 板条马氏体
wc在0.25%以下时，基本上形成板条状马氏体（低碳马氏体）
板条马氏体
马氏体组织形态
➢ 空间形态为扁条状，每个板条为一个单晶，板条间有薄层残余奥氏体
面的共格性。这样，马氏体片可随温度降低而长大，随温
度升高而缩小，亦即温度的升降可引起马氏体片的消长。
具有这种特性的马氏体称为热弹性马氏体。
伪弹性
温度升降可以引起热弹性马氏体的消长，外加应力的改
变也可以引起马氏体片的消长。
应力增加，马氏体片长大
应力减小，马氏体片缩小
外力促发的马氏体片往往具有相同的空间取向，故马氏体
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第5章 马氏体相变
? 主要内容：马氏体相变的主要特征； 马氏体的组织结构及其力学性能； 马氏体相变的热力学、动力学；
? 重点内容：影பைடு நூலகம் Ms点的因素、马氏体相变动力学、 马氏体的组织结构、力学性能
前言
? 马氏体（ M, M artensite ）相变特点： 相变过程中，晶体点阵的重组是通过基体原子的集 体有规律 近程 迁移—— 切变， 由一种晶体结构 转 变为另一种晶体结构，而 没有 原子长距离的迁移， 且新相与母相保持 共格关系。
? 形成条件：淬火。
? 淬火：将钢加热到 Ac3 或Ac1以上，保温后以大于 临界 冷却速度 的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热 处理工艺。
? 马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变 的最小冷却速度。
? 马氏体的力学性能：高硬度、高强度。
?C<0.3% 时为板条状马氏体； ?C在0.3%~1.0% 时为板条状马氏体和片状马氏体的 混合组织。
? 钢中M相变：钢经奥氏体化后 快速冷却，抑制其扩 散型分解，在较低温度下发生的 无扩散型相变。
? 在纯金属（ Zr,Li,Co ），合金（ Fe-Ni,Ni-Ti,Cu-Zn ）,陶瓷 （ZrO 2）中也有M转变。
? 钢中马氏体： C原子在? -Fe中形成的过饱和固溶体。
? 马氏体定义：凡相变的基本特性属于马氏体型的转变 产物都称为马氏体。
金属及合金的高温相均可发生 M相变。
三、有一定的位向关系和惯习面
? 马氏体相变时，新相和母相界面始终保持着切变 共格，相变后两相之间的 位向关系仍然保持；
? K—S关系： 1.4%C 钢中马氏体和奥氏体之间的 位向关系， {111}?//{110}? ' ， 〈110〉?//〈111〉? '
? 可见：M在A中可能有24种不同的取向。 ? 西山关系：
二、马氏体相变的无扩散性
? 在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难， 马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原 子之间的相对位移不超过一个原子间距。 无扩散型相变
? 所有参与转变的原子的运动是协调一致的，原有原子的邻 居关系不被破坏。
? 结构：晶体点阵发生改组。 ? 条件：低温下，原子已不能扩散。 ? 特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定
{111}?//{110}? ' ， 〈112〉?//〈110〉? '
(110)
钢中马氏体的惯习面随碳含量和形成温度的不同而异，有 {111} ?、 {225} ?、 {259} ?。 惯习面是无畸变不转动的平面。
四、在一个温度范围内完成相变
? 当奥氏体过冷到马氏 体相变开始点 Ms点以 下时，马氏体即刻开 始转变，且转变速度 极快，但需继续降温， 否则转变停止。
层错
? 马氏体定义： 马氏体是原子经无需扩散切变位移的晶格改组 过程、得到具有严格晶体学位向关系和惯习面 的、形成相中伴生极高密度晶体缺陷的组织。
第2节 马氏体相变热力学
一、马氏体相变热力学 条件
??
? 相变驱动力：新相 与母相的自由能之 差，由过冷提供。
? To ：两相热力学平 衡温度。
? 相变的阻力：新相 形成时的界面能和 应变能。切变和晶 体缺陷等均使马氏 体相变阻力增大。
的晶体学位相关系。
马氏体相变无扩散的原因：
? C原子在? -Fe中形成的过饱和固溶体，体心正方结 构，正方度随碳含量增加而线性增大。
? Fe-C合金中，A和M中碳原子相对铁原子的间隙位 置没变。
? Fe-C合金中，在 -20~-195oC之间，每片M的形成 时间约为： 0.5~5? 10-7s。
? 转变结果：降低了系统能量，形成低温亚稳定相。 ? 形成条件：冷却速度大到能避免扩散型相变，所有
关系如图。
Ad
? Ms 、As之间的温度差因引
Md
入塑性变形而减小，使 Ms
点上升到Md 、使As点下降
到Ad
? Md和Ad分别称为形变诱发 马氏体相变开始点和形变
诱发奥氏体相变开始点。
? Md和Ad的上下限为T0
?塑性变形诱发马氏体相变的原因
?当温度为 Ms时，相 变的化学驱动力刚好 使马氏体发生相变； ?形变所提供的能量 为机械驱动力； ?引入形变使 Ms提高 到T1但小于T0 ?结论：对奥氏体进 行塑性变性可诱发马 氏体相变。
? Ms点：奥氏体和马氏体两 相自由能差达到相变所需 最小驱动力值时的温度。
? To一定时， Ms点越低， 相变所需的驱动力越大。
? G???? = ? S(T0-MS) As点：马氏体和奥氏体两相
自由能差达到逆相变所需 最小驱动力值时的温度。
? G???? = ? S(AS-T0)
? To、 Ms、 As与合金成分的
逆相变：加热时马 氏体向奥氏体的相 变。 As：马氏体逆转变 开始点，马氏体和 奥氏体两相自由能 差达到相变所需最 小驱动力值时的温 度。
六、亚结构
? 相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶（高碳 M ）、位错（低碳 M ）、层错。
? 马氏体相变的判据：
1、相变以切变共格方式进行 2、相变的无扩散性 3、相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、
C>1.0% 时为片状马氏体；
第一节 马氏体相变的主要特征
一、切变共格和表面浮突现象
M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面浮凸， 说明M相变是通过奥氏体均匀切变方式进行的，M和A之间 的界面称为切变共格界面。
结 论：
? M相变是通过原子的协调运动使晶体结构发生变化的相变。 ? 马氏体形成是以切变方式实现的，马氏体和奥氏体之间界面上
的原子是共有的，整个界面是互相牵制的，且是以 母相切变来 维持共格的。 ? 表面浮凸：由相变过程中均匀应变而导致的形状改变， 是切变 位移的特征。
? 相界面：在相变中未发生转动，将此不应变平面称之为 M相变 的惯习面(habit plan)，说明M相的产生是通过母相的切变而获 得的。
? 亚结构：位错、孪晶、层错等，是M相变时局部切变的产物。
? 马氏体转变量是温度 的函数，而与等温时 间无关。
? 当A过冷到马氏体相变终了 点 Mf 以下时，马氏体停止 转变，此时未转变的奥氏体 称为残余奥氏体。
? 马氏体转变的不彻底性。 ? Ms点低于室温时淬火得A ? 冷处理：若 Ms 点高于室温，
Mf 点低于室温，须冷却到 室温以下，
A' —M
五、马氏体转变有可逆性
? 主要内容：马氏体相变的主要特征； 马氏体的组织结构及其力学性能； 马氏体相变的热力学、动力学；
? 重点内容：影பைடு நூலகம் Ms点的因素、马氏体相变动力学、 马氏体的组织结构、力学性能
前言
? 马氏体（ M, M artensite ）相变特点： 相变过程中，晶体点阵的重组是通过基体原子的集 体有规律 近程 迁移—— 切变， 由一种晶体结构 转 变为另一种晶体结构，而 没有 原子长距离的迁移， 且新相与母相保持 共格关系。
? 形成条件：淬火。
? 淬火：将钢加热到 Ac3 或Ac1以上，保温后以大于 临界 冷却速度 的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热 处理工艺。
? 马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变 的最小冷却速度。
? 马氏体的力学性能：高硬度、高强度。
?C<0.3% 时为板条状马氏体； ?C在0.3%~1.0% 时为板条状马氏体和片状马氏体的 混合组织。
? 钢中M相变：钢经奥氏体化后 快速冷却，抑制其扩 散型分解，在较低温度下发生的 无扩散型相变。
? 在纯金属（ Zr,Li,Co ），合金（ Fe-Ni,Ni-Ti,Cu-Zn ）,陶瓷 （ZrO 2）中也有M转变。
? 钢中马氏体： C原子在? -Fe中形成的过饱和固溶体。
? 马氏体定义：凡相变的基本特性属于马氏体型的转变 产物都称为马氏体。
金属及合金的高温相均可发生 M相变。
三、有一定的位向关系和惯习面
? 马氏体相变时，新相和母相界面始终保持着切变 共格，相变后两相之间的 位向关系仍然保持；
? K—S关系： 1.4%C 钢中马氏体和奥氏体之间的 位向关系， {111}?//{110}? ' ， 〈110〉?//〈111〉? '
? 可见：M在A中可能有24种不同的取向。 ? 西山关系：
二、马氏体相变的无扩散性
? 在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难， 马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原 子之间的相对位移不超过一个原子间距。 无扩散型相变
? 所有参与转变的原子的运动是协调一致的，原有原子的邻 居关系不被破坏。
? 结构：晶体点阵发生改组。 ? 条件：低温下，原子已不能扩散。 ? 特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定
{111}?//{110}? ' ， 〈112〉?//〈110〉? '
(110)
钢中马氏体的惯习面随碳含量和形成温度的不同而异，有 {111} ?、 {225} ?、 {259} ?。 惯习面是无畸变不转动的平面。
四、在一个温度范围内完成相变
? 当奥氏体过冷到马氏 体相变开始点 Ms点以 下时，马氏体即刻开 始转变，且转变速度 极快，但需继续降温， 否则转变停止。
层错
? 马氏体定义： 马氏体是原子经无需扩散切变位移的晶格改组 过程、得到具有严格晶体学位向关系和惯习面 的、形成相中伴生极高密度晶体缺陷的组织。
第2节 马氏体相变热力学
一、马氏体相变热力学 条件
??
? 相变驱动力：新相 与母相的自由能之 差，由过冷提供。
? To ：两相热力学平 衡温度。
? 相变的阻力：新相 形成时的界面能和 应变能。切变和晶 体缺陷等均使马氏 体相变阻力增大。
的晶体学位相关系。
马氏体相变无扩散的原因：
? C原子在? -Fe中形成的过饱和固溶体，体心正方结 构，正方度随碳含量增加而线性增大。
? Fe-C合金中，A和M中碳原子相对铁原子的间隙位 置没变。
? Fe-C合金中，在 -20~-195oC之间，每片M的形成 时间约为： 0.5~5? 10-7s。
? 转变结果：降低了系统能量，形成低温亚稳定相。 ? 形成条件：冷却速度大到能避免扩散型相变，所有
关系如图。
Ad
? Ms 、As之间的温度差因引
Md
入塑性变形而减小，使 Ms
点上升到Md 、使As点下降
到Ad
? Md和Ad分别称为形变诱发 马氏体相变开始点和形变
诱发奥氏体相变开始点。
? Md和Ad的上下限为T0
?塑性变形诱发马氏体相变的原因
?当温度为 Ms时，相 变的化学驱动力刚好 使马氏体发生相变； ?形变所提供的能量 为机械驱动力； ?引入形变使 Ms提高 到T1但小于T0 ?结论：对奥氏体进 行塑性变性可诱发马 氏体相变。
? Ms点：奥氏体和马氏体两 相自由能差达到相变所需 最小驱动力值时的温度。
? To一定时， Ms点越低， 相变所需的驱动力越大。
? G???? = ? S(T0-MS) As点：马氏体和奥氏体两相
自由能差达到逆相变所需 最小驱动力值时的温度。
? G???? = ? S(AS-T0)
? To、 Ms、 As与合金成分的
逆相变：加热时马 氏体向奥氏体的相 变。 As：马氏体逆转变 开始点，马氏体和 奥氏体两相自由能 差达到相变所需最 小驱动力值时的温 度。
六、亚结构
? 相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶（高碳 M ）、位错（低碳 M ）、层错。
? 马氏体相变的判据：
1、相变以切变共格方式进行 2、相变的无扩散性 3、相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、
C>1.0% 时为片状马氏体；
第一节 马氏体相变的主要特征
一、切变共格和表面浮突现象
M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面浮凸， 说明M相变是通过奥氏体均匀切变方式进行的，M和A之间 的界面称为切变共格界面。
结 论：
? M相变是通过原子的协调运动使晶体结构发生变化的相变。 ? 马氏体形成是以切变方式实现的，马氏体和奥氏体之间界面上
的原子是共有的，整个界面是互相牵制的，且是以 母相切变来 维持共格的。 ? 表面浮凸：由相变过程中均匀应变而导致的形状改变， 是切变 位移的特征。
? 相界面：在相变中未发生转动，将此不应变平面称之为 M相变 的惯习面(habit plan)，说明M相的产生是通过母相的切变而获 得的。
? 亚结构：位错、孪晶、层错等，是M相变时局部切变的产物。
? 马氏体转变量是温度 的函数，而与等温时 间无关。
? 当A过冷到马氏体相变终了 点 Mf 以下时，马氏体停止 转变，此时未转变的奥氏体 称为残余奥氏体。
? 马氏体转变的不彻底性。 ? Ms点低于室温时淬火得A ? 冷处理：若 Ms 点高于室温，
Mf 点低于室温，须冷却到 室温以下，
A' —M
五、马氏体转变有可逆性