马氏体相变新机制讲解
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。
马氏体相变与形状记忆效应讲解
Gc P→M
右图中:T0是母相与马氏体相 吉布斯自由能相等的温度， 即两相处于平衡的温度．
马氏体形成：驱动力必须 克服相变阻力，即： －Gc P→MGnc P→M + Gs 即相变要有过冷度．
马氏体转变开始的温 度：Ms．
2
• 对于一些材料，如钢，相变时应变能等相变阻力较高，需要很大的过冷度. • 有一些合金，相变阻力较小，相变时应变能在合金的弹性应变能范围内, 只需
• 马氏体对称性低，{128}晶面组的各个晶面不等效， <2 1 0>晶向组的各个晶 向也不等效.
• 由马氏体逆转变回母相时，没有多个1等效的取向关系．马氏体只能按其在母 相中形成的取向关系逆转变回母相．这样，马氏体逆转变完成后，母相在晶 体学上回复到马氏体相变前的状态．这一晶体学上的回复以及相变热力学上 的可逆性是形状记忆效应的基础．
境温度,马氏体开始形成.
14
• 右图：
–变形温度T＜Mf， 呈现形状记忆效应；
–变形温度Ａf ＜ T＜ Md ， 呈现超弹性效应； –变形温度T：Ms－As， 施加外力，应力诱发马 氏体形成．卸除外力， 因T ＜As，马氏体不能 逆转变回母相，需加热， T ＞Af，马氏体才能完 全逆转变回母相．合金 仍呈现形状记忆效应．
较小的驱动力，即较小的过冷度, 就开始形成马氏体. – 对这些合金： • 随着马氏体的形成，弹性应变能 ，需温度 ，化学驱动力 ，母相 马氏体． • 温度，化学驱动力，弹性应变能驱动逆转变：马氏体母相． • 相变中，冷却时马氏体长大，加热时马氏体缩小．马氏体的长大和缩 小受热效应（化学驱动力）和弹性效应两个平衡条件的制约．这种由 热效应与弹性效应之间的平衡控制的马氏体相变称热弹性马氏体相变， 其产物称热弹性马氏体． • 由于热弹性马氏体相变的应变能在弹性应变能范围内，相变的过冷度 很小，热弹性马氏体相变是可逆相变．
马氏体相变
马氏体相变机理研究进展摘要：马氏体应用在钢的强化，现今多数的结构钢件还是以淬火得到马氏体、再进行回火，产生马氏体的目的为强化，可应用在工程实用中，对马氏体的研究变得越来越受关注。
关键字：马氏体；相变；形核；1 引言：马氏体最初是在钢中发现的：将钢加热到一定温度后经迅速冷却，得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
是碳在ɑ-Fe中过饱和固溶体，为体心正方结构。
1895年法国人奥斯蒙为纪念德国冶金学家马滕斯，把这种组织命名为马氏体。
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-Mn、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。
2.相变特征和机制马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm·s。
人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。
其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，新相（马氏体）承袭了母相的化学成分和原子序态。
马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移，这种位移是切变式的，且原子位移导致点阵应变，这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且有形状变化。
由于马氏体相变时原子规则发生位移，使新相和母相之间始终保持一定的位向关系。
在铁基合金中由体心立方马氏体时具有著名的K-S关系（111)r//(011)M、[101]r//[111]M。
必须有足够的奥氏体过冷度才能产生点阵切变，形成马氏体。
转变开始温度定义为Ms，碳和置换合金元素增加奥氏体的切变抗力，降低Ms。
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。
马氏体切变机制的误区和新机制
3.4马氏体的形核 马氏体的形核
马氏体形核一般在晶粒内部形成，也可以在 晶界和孪晶界形核 。
Fe-1.2C马氏体 OM
1Cr13 马氏体,TEM
3.5 马氏体晶核的长大
按照切变机制，需要进行1～2次切变＋晶格参数调 整。新机制认为无需切变，直接实现fcc→bcc晶格 重构。先共析铁素体的析出，共析分解，贝氏体铁 素体的形成等都不是切变过程。省掉切变过程，马 氏体相变更省能。 在面心立方晶胞中和体心立方中分别选取菱形，按 照表2进行晶格参数的调整即可形成马氏体晶核。 在此过程中，每一个原子的位移矢量不等，但均远 小于一个原子间距。
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此图是 根据切变理论 想象绘制的， 并无试验证明
我们的试验证明： 我们的试验证明：划痕不 连续，有直线，也有曲 连续，有直线， 非折线，并且断裂。 线，非折线，并且断裂。
1.3马氏体相变驱动力不足以完成切变过程 1.3马氏体相变驱动力不足以完成切变过程
从文献[7]得知Fe-C合金马氏体的相变驱动力，得纯铁马氏 体相变的临界驱动力约为1.18×103J·mol-1，0.4~1.2%C的 Fe-C合金的相变驱动力为1.337~1.714 ×103J/mol。 上述从多方面综合了相变的热力学问题，包括相变阻力 W=2.335×103J·mol-1；K-S切变使γ-Fe→α马氏体（0%C） 时，共需切变能量为Nk=320×103J/mol-1；西山切变模型， Nk=320 103J/mol-1 需切变能量Nx= N1q=208×103J/mol-1；G-T切变模型，共 需切变能量NG=248×103J/mol-1。 板条状马氏体切变应变能Wε=1468J·mol-1，高碳凸透镜状 马氏体的应变能Wε=7340J·mol-1等。 将这些与相变驱动力比较，惊奇地发现马氏体相变驱动力远 远不能支持切变过程的进行。切变过程不符合省能原则，不 可能发生，这是一大误区。
热处理原理之马氏体转变
马氏体转变过程中，存在熵变，熵变与热力学第二定律有关。
马氏体转变的相变驱动力与热力学关系
温度
温度是影响马氏体转变的重要因素之一 ，温度的升高或降低会影响马氏体的形 成和转变。
VS
应力
应力也是影响马氏体转变的因素之一，应 力可以促进或抑制马氏体的形成和转变。
马氏体转变过程中的热效应与热力学关系
马氏体转变的种类与形态
板条状马氏体
01
02
03
定义
板条状马氏体是一种具有 板条状结构的马氏体，通 常在低合金钢和不锈钢中 形成。
形态
板条状马氏体由许多平行 排列的板条组成，每个板 条内部具有单一的马氏体 相。
特点
板条状马氏体具有较高的 强度和硬度，同时具有良 好的韧性。
片状马氏体
定义
片状马氏体是一种具有片 状结构的马氏体，通常在 高速钢和高温合金中形成 。
这种转变主要在钢、钛、锆等金属及 其合金中发生，常温下不发生马氏体 转变。
马氏体转变的特点
01
马氏体转变具有明显的滞后效应，转变速度与温度 和时间有关。
02
转变过程中伴随着体积的收缩或膨胀，并伴随着能 量的吸收或释放。
03
马氏体转变过程中晶体结构发生改变，但化学成分 基本保持不变。
马氏体转变的应用
06
相关文献与进一步阅读建议
主要参考文献列表
01
张玉庭. (2004). 热处理工艺学. 科学出版社.
02
王晓军, 王心悦. (2018). 材料热处理技术原理与应用. 机械 工业出版社.
03
周志敏, 纪松. (2019). 热处理实用技术与应用实例. 化学工 业出版社.
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06热处理原理之马氏体转变
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。
马氏体相变
体片的惯习面有一定的分散度，会因马氏体片的析出先后
和形貌的不同而有所差异。
4、位向关系
由于马氏体是以切变方式形成的，这就决定了马氏体与
母相间是共格的，它们间存在确定的位向关系。
如果两相中的原子密排面或者密排方向相互平行或者接
近平行，则形成的相界能较低。
已发现的位向关系主要有：
① K-S（Kurdjumov-Sachs）关系：在Fe-1.4%C合金中发现的
故Ms点的物理意义是奥氏体与马氏体的自由能差达
到相变所需要的最小驱动力时的温度。
当T0一定时，Ms点越低，相变阻力越大，相变需要
的驱动力也越大。
因此，在Ms点处的相变驱动力可近似表达为：
GV SV (T0 M s )
2、影响马氏体相变点的因素
T0以及Ms、Mf、As、Af是表征马氏体相变的基本特征温 度，不同合金或者同一合金在不同条件下，这些特征温度 是不同的，相变的某些性质也就不同，研究影响这些特征 温度的因素对合金的应用具有重要意义。
例如，Zener阐述了在fcc结构中原子密排面上的全位错分解为两个不全 位错，不全位错之间的层错区在适当的条件下将转变为bcc结构，从而解 释了fcc→bcc的马氏体转变。
全位错分解为不全位错是能量降低的自发过程，分解后的不全位错由于 位错弹性应力场的相互排斥而分开；因此在一定条件下扩展位错有一个 平衡距离，只有层错能较低的扩展位错才有足够的宽度用于马氏体形核。 这种形核模型在有些合金中已被观察到，故有一定的实验依据。
时，奥氏体转变结束，马氏体全部转变为奥氏体。
Fe-Ni和Au-Cd合金的马氏体转变可逆性比较
冷却时的马氏体转变始于Ms点，终于Mf点；加热时奥氏 体转变始于As点，终于Af点。Fe-Ni和Au-Cd合金在加热 和冷却过程中都出现了相变滞后现象。
马氏体相变及记忆.pptx
体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位
置不发生变化。
•
1、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序结构不发生变化；
•
2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后，C原子的间隙位置保持不变；
•
3、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，且转变速度极快。
例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在-20~-196℃之间一片马氏体形成的时间约
3.马氏体相变的动力学分析 马氏体相变由于其具有转变速度快的特点，研究其动
力学转变特点很困难，可以将马氏体转变的动力学分成 三种情况。
1 马氏体降温形成(降温形核、瞬间长大)
2、等温转变(等温形核、瞬间长大)
3、表面转变
第32页/共52页
1、马氏体降温形成(降温形核、瞬间长大)
特点：
(1)由于降温形成的ΔG 很大，共格关系（势垒低，界面 阻力很小），因此形核率很大，转变速度极快，可认为 与长大速度无关； (2)爆发式转变，总转变量与温度有关 (3)细晶粒爆发量较少，晶界是爆发传递的障碍。
形变诱发马氏体相变热力学条件示意图
第25页/共52页
3、影响Ms点的主要因素
1）化学成分
(1)C%影响
C％的影响最为显，C% 升,Ms 和Mf均下降，马氏体转 变温度区间移向低温，残余奥 氏体量增加。
碳含量对MS、Mf的影响
第26页/共52页
2)合金元素
总体上： ① 除了Co、Al 提高Ms外，合金元素均有降低Ms作用。 ② 强碳化物形成元素加热时溶入奥氏体中很少，对Ms点影响不大。 ③ 合金元素对Ms点的影响表现在影响平衡温度T0和对奥氏体的强化作用。
为均匀切变。 • 造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。
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。
4.11马氏体相变新机制
3.3 过冷奥氏体转变的演化
3.4马氏体的形核
• 马氏体相变优先在晶界、相界面、孪晶界 等处形核 ，也可在晶粒内部形成。
Fe-1.2C马氏体 OM
1Cr13 马氏体,TEM
3.5 马氏体晶核的长大
• 新机制认为无需切变，直接实现fcc→bcc 晶格重构。先共析铁素体的析出，共析分 解，贝氏体铁素体的形成等都不是切变过 程。省掉切变过程，马氏体相变更省能。 • 在面心立方晶胞中和体心立方中分别选取 菱形，进行晶格参数的调整即可形成马氏 体晶核。在此过程中，每一个原子的位移 矢量不等，但均远小于一个原子间距。
表 γfcc→αbccM时主要晶格参数变化
注：晶格常数的变化：γ -Fe的af=0.364nm，α -Fe的 aM=0.2861nm；每个晶胞中的平均原子数变化：fcc→bcc 时由4变为2。
马氏体晶核的长大机制
• 马氏体晶核的长大是无扩散的，集体协 同的位移机制。所谓集体是指包括碳原 子在内的所有原子，即碳原子、铁原子、 替换原子；所谓协同是指所有原子协作 性地移动。 • 这一机制不同于切变位移，切变机制存 在1～2次切变角为θ的宏观切变。
层错与位错伴生
层错与位错 存在密切的关系。 高分辩电镜 的实际观察发现 位错和层错往往 是伴生的，如图。
HREM Cu-Al合金马氏体 片中的层错和位错
4.结论
（1）钢中马氏体相变在奥氏体晶内缺陷处或晶界 通过结构涨落和能量涨落形核，符合相变பைடு நூலகம்一般规 律。 （2）马氏体晶核依靠碳原子、铁原子无扩散地集 体协同地热激活跃迁长大，原子每次移动距离远远 小于一个原子间距，奥氏体与马氏体保持半共格界 面，实现晶格重构。长大过程中为了调节应变能而 形成极高密度的相变位错和孪晶， （3）新机制满足热力学条件，能够解释位向关系、 惯习面、马氏体组织形貌、高密度位错和孪晶亚结 构等试验现象。
马氏体转变机制
马氏体转变机制马氏体转变机制（一）马氏体转变的形核理论1、经典形核理论自从发展了马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏体转变也是一个形核及核长大过程，并用经典相变理论来分析马氏体转变过程。
按这种处理，马氏体转变可以被看作为单元系的同素异构转变。
根据经典相变理论，计算出Fe-30%Ni（原子百分比）合金，在M S点（233K）时的临界晶核尺寸为，半径r c=490?，中心厚度C c=22?，临界形核功为G=5.4×108J/mol。
按经典形核理论，形核功是由系统能量起伏提供的，但是在如此低的温度下要靠原子的热运动来获得这样大的激活能是很困难的。
另外按经典相变理论提出的马氏体长大激活能为2510~4184J/mol，但实际上马氏体长大的激活能很小，几乎为零。
因此，可以说用经典相变理论来处理马氏体相变是不合适的。
2、马氏体形核的位错理论马氏体核胚在合金中是不均匀分布的，而是在其中一些有利的位置上优先形核。
试验：把小颗粒（100μm以下）的Fe-Ni-C合金，奥氏体化后，淬火到马氏体转变温度范围内，观察合金粒中马氏体转变的情况，结果如下图所示。
由此可见，合金的成核是很不均匀，在某些颗粒中有利于成核的位置很少，所以需要有更大的过冷度才能产生马氏体。
合金中有利于成核的位置是那些结构上的不均匀区域，如晶体缺陷、内表面（由夹杂物造成）以及由于晶体成长或塑性变形所造成的形变区等。
这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通常称之为马氏体核胚。
目前一般认为在奥氏体中已预先存在具有马氏体结构的微区，这微区是在高温下母相奥氏体中的某些与各种晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏及结构起伏形成的。
这些微区随温度降低而被冻结到低温。
从高温冻结下来的马氏体核胚有大有小，尺寸各不相同。
在马氏体降温转变过程中，在不同的温度，就有不同尺寸的马氏体核胚可以达到临界晶核尺寸，这部分马氏体就会迅速长大，而尺寸较小的核胚达不到临界尺寸，就不能长大，若使马氏体转变得以进行，就必须继续降低温度，使尺寸更小的核胚达到临界尺寸。
第四章马氏体相变n
31
3.3 影响马氏体形态及其亚结构的因素
（1）Ms点
Ms点高 ---- 形成板条马氏体。 Ms点低 ---- 形成片状马氏体。
C%↑ → Ms ↓ 板条M → 板条M+片状M →片状M 位错M → 孪晶M
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
25
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KS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。
P ---- 马氏体的含碳量（wt%）
4
图4-2 点阵常数与碳含量的关系
5
马氏体的正方度
c/a = 1.005 + 0.045 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。
15
②西山关系：
{111}γ∥{110}M ; <112>γ∥<110>M 按西山关系，在每个{111}γ面上，马氏
体可能有3种取向，故马氏体共有12种 取 向（变体）。
16
图4-7 奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向
17
③ G-T关系： 和 K-S关系略有偏差 {111}γ∥{110}M 差10 <110>γ∥<111>M 差20
【固态相变原理】第七章 马氏体相变
1.1 马氏体相变的主要特征 马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时不仅铁
原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子也较难以扩散（但尚 有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特 征。
特点一：切变共格和表面浮突现象 特点二：无扩散性 特点三：具有特定的位向关系和惯习面
降温瞬时形核、瞬时长大
又称为降温马氏体相变，是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体相 变，其特点是：
第一，当奥氏体被过冷到Ms点以下时，马氏体的晶核瞬时即可形成， 而且必须不断降温，马氏体晶核才能不断地形成，且晶核形成速度极快；
一般认为，凡是降低Ms点的合金元素也同样降低Mf点。
2）形变与应力的影响
奥氏体在Md～Ms之间进行塑性变形时会诱发马氏体相变。同样，在 Ms～Mf之间进行塑性变形也可以促进马氏体相变，使马氏体转变量增 加。
一般来说，形变量越大，形变温度越低，则形变诱发马氏体转变量 就越多。
由于马氏体相变时产生体积膨胀，因此多向压应力将阻止马氏体的形 成，降低Ms点。而拉应力或单向压应力往往有利于马氏体形成，使Ms 点升高。
当冷却至某一温度以下时，相变便不再继续进行，这个温度称为马氏 体相变终了点，用Mf表示。冷却到Mf点以下仍不能得到l00％马氏体，而 保留一部分未转变的奥氏体，称为残余奥氏体。
特点五：冷处理
若Ms点低于室温，则淬火到室温时将得到全部奥氏体。若 Ms点在室温以上，Mf点在室温以下，则淬火到室温时将保 留相当数量的残余奥氏体。若继续冷却至室温以下，则残 余奥氏体将继续转变为马氏体，这种工艺称为冷处理。
2）马氏体核胚
一般认为马氏体核胚呈薄圆片状，其界面是由左、右螺 旋位错圈和正、负刃型位错所构成，界面两侧保持KS关系。 当马氏体与奥氏体的化学自由能差足以补偿位错圈扩张以及 形成新位错圈所增加的界面能、畸变能和点阵切变所需的能 量时，位错圈就急剧扩张长大成为马氏体。
第四章马氏体相变
第四章马氏体相变第四章马氏体相变马氏体点阵常数和碳含量的关系马氏体的正方度新生马氏体的异常正方度§4.2马氏体相变的主要特征（2）表面浮凸现象和不变平面应变②惯习面和不变平面③不变平面应变（3）马氏体和奥氏体具有一定的位向关系西山关系：（4）马氏体相变的变温性（5）马氏体相变的可逆性§4.3马氏体的形态及其亚结构§4.3.2片状马氏体§4.3.3影响马氏体形态及其亚结构的因素（2）奥氏体与马氏体的强度§4.3.4工业用钢淬火马氏体的金相形态（2）中碳结构钢中的马氏体（3）高碳工具钢中的马氏体§4.4马氏体相变热力学§4.4.2影响钢的Ms点的因素（2）其它因素对Ms点的影响§4.4.3应变诱发马氏体§4.4.4奥氏体的机械稳定化原因：§4.5马氏体相变动力学§4.5.2残余奥氏体残余奥氏体的作用：§4.5.3奥氏体的热稳定化奥氏体热稳定化的本质：§4.6马氏体相变晶体学模型§4.6.2G-T模型第二次切变§4.7马氏体的性能特点马氏体的强化机制：§4.7.2马氏体的塑性与韧性§4.7.3马氏体的物理性能图4-15滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系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体和马氏体中以滑移方式进行，故惯习面为(111)γ。
随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形成亚结构为孪晶的片状马氏体。
若奥氏体的σS低于206MPa，应力在奥氏体中以滑移方式松弛。
由于形成的马氏体强度较高，应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则形成惯习面为(225)γ的片状马氏体。
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相变自由焓变化
γ 晶格原子转入α 晶格，自由焓变化小 于0，是自发过程。
奥氏体晶格转变为马氏体晶格的示意图
原子位移矢量不等，位移距离均小于一个 原子间距。
1.在 [110] 晶向上位移0.0095nm，变为马氏体晶 胞的体心原子。 2.其他fcc原子转移到bcc晶胞上，移动距离均小 于一个原子间距。 3.晶格重构时，所有原子是集体协同位移，原子 位移矢量不等，因此不是切变。 4.奥氏体/马氏体相界面保持半共格，界面向前 推移是马氏体片长大的过程。
20世纪前叶，认为马氏体的表面浮凸是切变造成的， 将表面浮凸形貌描绘为N型，并作为马氏体相变切变机 制的试验依据。 近年来，试验发现马氏体表面浮凸跟珠光体、魏氏组 织、贝氏体各转变产物的浮凸比较，没有发现特殊之 处，所有板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型（∧）， Fe－Ni－C合金｛259｝f型片状马氏体的表面浮凸也为 帐篷型（∧）。不具备切变特征。
2.3切变过程造成的应变能
计算350℃以切变机制转变为贝氏体时，得 出切变造成的应变能约为Wε =1400J·mol-1。 此为相变阻力。 算得板条状马氏体切变应变能 Wε =1468J·mol-1。 对于高碳凸透镜状马氏体,则算得 Wε =7340J·mol-1。 相变驱动力不足以克服切变应变能，故马氏 体相变不能以切变方式进行。
表2. γfcc→αbccM时主要晶格参数变化
注：晶格常数的变化：γ -Fe的af=0.364nm，α -Fe的 aM=0.2861nm；配位数变化：fcc→bcc时由4变为2。
马氏体晶核的长大新机制
马氏体晶核的长大是无扩散的，集体协同的、 热激活跃迁机制。所谓集体是指包括碳原子 在内的所有原子，即碳原子、铁原子、替换 原子；所谓协同是指所有原子协作性地移动。 这一机制不同于切变位移，切变机制存在 1～2次切变角为θ的宏观切变。
3.2相变省能原则和逐级演化原则
1.自然事物演化的原则之一是旧相到新相转变的省能原则 。 2.逐级演化原则。 在高温区，珠光体的形成是原子进行界面扩散为主的相变； 扩散型相变。 中温区，碳原子长程扩散，铁原子和替换原子子非协同的 热激活跃迁，界面控制，实现晶格改组；半扩散型相变。 低温区，所有原子有组织的集体协同位移，完成晶格改组。 无扩散型相变。不是简单的机械式的切变过程。
3.马氏体相变新机制
3.1奥氏体→贝氏体的晶c →bcc 奥氏体→珠光体中的铁素体， fcc →bcc 奥氏体 →BF, fcc →bcc 奥氏体→WF fcc →bcc 这些相变中晶格重构过程中都不需切变，而是以扩 散方式或热激活跃迁方式完成fcc →bcc 的晶格改组。
马氏体表面浮凸和相变新机制 的研究
刘宗昌等
破旧立新
马氏体相变切变机制缺乏实验证据； 马氏体相变晶体学切变模型与实际不符； 切变消耗能量过大，相变驱动力不足以 克服相变阻力。切变机制基本上不能解 释试验现象。经80年来修改完善仍然不 成功，故应摒弃。 破旧立新、推陈出新，势在必行。
1.切变机制缺乏试验依据
2.相变驱动力不足以完成切变过程
2.1马氏体相变驱动力： 纯铁马氏体相变的临界驱动力约为 1.18×103J·mol-1 ， 0.4~1.2%C的Fe-C合金的相变驱动力为 1.337~1.714 ×103J·mol-1 。
2.2切变过程消耗的功
1)按照K-S模型切变需要的切变能量： 320×103J/mol-1。 2）西山切变模型，需切变能量208×103J/mol-1。 3）G-T模型，切变共需切变能248×103J/mol-1。
1.切变机制晶体学不成功
K-S模型： 切变1→切变2 →线性调整 西山模型：切变→晶格参数调整
G-T模型：均匀切变+非均匀切变+晶格参数的调整。 表象学假说：“W-L-R理论”，“B-M理论”， 以矩阵式F=RBS 计算。 所有晶体学模型均与实际基本上不符，经80来年修 改完善仍然与实际不符，因此，切变晶体学不成功。
此图是 根据切变理论 想象绘制的， 并无试验证明
我们的试验证明：划痕不 连续，有直线，也有曲 线，非折线。
划痕不连续，有中断，呈曲线， 非折线。
表明：20世纪国内外专家对马氏体浮 凸的数据处理是错误的，N 型浮凸 是误导。
2.马氏体相变晶体学切变模型 与实际不符
2.1切变模型的缺陷
从20世纪20年代始提出马氏体切变模型，到70 年代，共提出8种切变模型，一种应变模型。KS模型（1930）、西山模型（1934）、G-T模型 （1949）、表象学假说（1953-1954）、K-N-V 模型(1961)，6)B-B双切变模型（1964）， Л ЫС а К 模型（1966），藤田模型（1976）. 和Bain应变模型（1924）。 其致命缺点是与实际基本上不符。
谢谢！
注意：原子移动方式的演化。
3.3 过冷奥氏体转变的演化
表1
3.4马氏体的形核
马氏体形核一般在晶粒内部形成，也可 以在晶界和孪晶界形核 。
Fe-1.2C马氏体 OM
1Cr13 马氏体,TEM
3.5 马氏体晶核的长大
按照切变机制，需要进行1～2次切变＋晶格参 数调整。新机制认为无需切变，直接实现 fcc→bcc晶格重构。先共析铁素体的析出，共 析分解，贝氏体铁素体的形成等都不是切变过 程。省掉切变过程，马氏体相变更省能。 在面心立方晶胞中和体心立方中分别选取菱形， 按照表2进行晶格参数的调整即可形成马氏体 晶核。在此过程中，每一个原子的位移矢量不 等，但均远小于一个原子间距。
STM T8钢（a、b）和60Si2Mn钢（c、d）表面浮凸像
珠光体浮凸
图1 贝氏体浮凸
马氏体浮凸与珠光体、贝氏体浮凸比 较，没有特殊之处，均为帐篷形。
板条状马氏 体浮凸
片状马氏 体浮凸
1971年的金相观察的浮凸实际上呈帐篷形（图a）， 描绘为N型（图b）是误导。
如果是切变，N 型，则有鼓出，也有下陷鼓出 量和下陷量应当相等。没有体积变化。
在 重构时，在最密排晶向上形成位错 的示意图
对于半共格界面形核，奥氏体中原有的位错可以作为补 偿错配的界面位错，使形核时的能量增值减小。这是马氏体 在位错处形核的原因之一。
TEM 35CrMo钢板条状马氏体中的缠结位错
4.结论
（1）马氏体形核的晶体学模型和晶体学切变长大模型均与 实际不符，切变机制缺乏试验依据。按切变机制完成切变 过程需要极大的切变能量，远远大于相变驱动力。相变驱 动力不足以克服切变机制引发的各项阻力，切变过程难以 发生。切变机制应当摒弃。 （2）钢中马氏体相变在奥氏体晶内缺陷处或晶界通过结 构涨落和能量涨落形核，符合相变的一般规律。 （3）马氏体晶核依靠碳原子、铁原子无扩散地集体协同 地热激活跃迁长大，原子每次移动距离远远小于一个原子 间距，奥氏体与马氏体保持半共格界面，实现晶格重构。 长大过程中形成极高密度的缠结位错和孪晶， （4）新机制满足热力学条件，能够解释位向关系、惯习 面、马氏体组织形貌、高密度位错和孪晶亚结构等试验现 象。