原理第7章 马氏体相变
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（1)快冷 V > Vc 避免A向P、B转变 （2)深冷 T < MS 提供足够的驱动力
第四章 马氏体相变
爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系
马氏体等温转变动力学曲线
说明： （1）马氏体转变是在某一温度突然发生并在一次爆发中形成一定数量的马氏体，伴有响声
并放出大量潜热。 （2)马氏体转变可以用类似C曲线T-τ等温图来描述。有孕育期，但等温转变不完全。
体心立方结构（WC<0.2%） 体心正方结构（WC>0.2%）
第四章 马氏体相变
1 、马氏体点阵常数与碳含量的关系
γ→α转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的碳全部保留在马 氏体点阵中。随马氏体碳含量不同，其点阵常数相应发生变化。
α-Fe的含碳量：0.0218％C，727℃ 0.006％C， 室温
X射线分析测定，点阵常数c、a以及c/a与钢中碳含量呈线性关系，碳含量增 加，马氏体点阵常数 c ↑ ，a ↓，c/a ↑。
第四章 马氏体相变
奥氏体和马氏体的点阵常数 与碳含量的关系
碳原子在马氏体点阵中的 可能位置
第四章 马氏体相变
2、马氏体的点阵结构及畸变
马氏体中 C 原子处于 Fe 原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在 短轴方向的半径为0.19Ǻ，碳原子半径为0.77Ǻ，室温下 C 在α-Fe 中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远高于此数。C 原子 溶入α-Fe 后使体心立方变成体心正方，并造成α-Fe非对称畸变， 这个畸变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。
西山关系 （111） γ‖{110} M′ （211）γ‖（110）M′
形成温度
Ms>350℃
Ms≈200～100℃
Ms<100℃
C%
<0.3 0.3～1时为混合型
1～1.4
1.4～2
第四章 马氏体相变
组织形态
条宽为0.1～0.3μm惯 习面指数相同的马氏 体构成马氏体群，在 一个奥氏体晶粒内可 形成3～4个马氏体群， 而在一个马氏体群内 含有3～6个马氏体块， 块间为大角度晶界
第四章 马氏体相变
板条马氏体组织结构示意图
第四章 马氏体相变
与C%的关系：马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。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
线式螺位错列
残奥
呈薄片膜状
形成过程
各自独立形核，10-4s/ 片MS高，无爆发转变
存在于片的周围，随含量增加而增加 降温形成，长大速率高10-7s/片，MS低时，有 爆发转变
第四章 马氏体相变
c/a为正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸变程度的参数。 碳极少或无碳马氏体时： 体心立方、 c＝a； C＞0.0218％时： 体心正方、 a＝b≠c，c/a＞1； C＞＞0.0218％时： 正交 a≠b≠c、c/a＞1、棱边夹角仍是90°；
碳原子溶入这个扁八面体间隙后，力图使其变为正八面体。结果使短轴方向 上Fe原子的间距伸长36％，而在另外两个方向上则收缩4％，从而使体心立 方点阵转变成体心正方点阵。
马氏体相变是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的 意义，除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等也可发生马氏体 相变。
第四章 马氏体相变
一、马氏体相变的主要特征
马氏体的定义： 马氏体是C 在α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点 阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。 马氏体的形成条件：
第四章 马氏体相变
三、钢中马氏体的主要形态
钢中马氏体的形态很多，但就其单元的形态特征和亚结构的特点来看有五种， 其中以板条马氏体和片状马氏体最为常见。 1、板条状马氏体 常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条 组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。 板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度 变形的、非常稳定的、厚度约200Ǻ的残余奥氏体。
第四章 马氏体相变
2、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(第二类共格) 。
第四章 马氏体相变
3、马氏体转变的无扩散性
马氏体转变前后碳浓度不变，即马氏体中的碳浓度与原奥氏体中 的碳浓度完全相同。且碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子 保持不变的间隙位置，把这一特征称为马氏体转变的无扩散性。
第四章 马氏体相变
亚点阵概念
第三亚点阵 (X位置)
第二亚点阵 (Y位置)
第一亚点阵 (Z位置)
第四章 马氏体相变
产生异常正方度的原理： 若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时， 马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C 原 子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C 原子可能优先占 据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C 原子是优先占据 第三亚点阵的。
但近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问： Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量高达0.4%－ 1.04%，远远大于钢的平均含碳量，说明碳原子有可能从马氏体扩散 到奥氏体。
第四章 马氏体相变
4、位向关系和惯习面
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系。 １、位向关系
第四章 马氏体相变
板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状 。
马氏体板条的两种立体形态 a)扁条状 b)薄板状
第四章 马氏体相变
2、片状马氏体
常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状， 称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或 竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶 马氏体。 片状马氏体的形成温度：
c/a=1＋0.046wc
第四章 马氏体相变
4、C 原子在马氏体点阵中的分布
正方度的偏离是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的。C原子在 α-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方向而定。
X位置－短轴平行于a轴方向； Y位置－短轴平行于b轴方向； Z位置－短轴平行于c轴方向； 当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出 现正常的正方度。 合金元素对马氏体的正方度影响不大。
相变孪晶：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分的带状薄筋 称为中脊。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距 约为5nm，一般不扩展到马氏体边界上，在马氏体片边缘区域则为复 杂的位错组列。 亚结构：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中 脊为中心的相变孪晶（中间部分）和无孪晶区（片的周围部分，存在 位错）。 位向关系：片状马氏体惯习面接近{225}γ 或{259}γ；马氏体和奥 氏体符合K-S关系或西山(N)关系。
第四章 马氏体相变
二、马氏体的晶体结构
钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或α'。 其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长， a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含 碳量愈高，正方度愈大。 马氏体的晶体结构类型（两种）：
第四章 马氏体相变
5、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→A的逆转变也是在一定的温度范围内（As-Af）进行。形状记忆合金的热 弹性马氏体就是利用了这个特点。
综上所述，马氏体转变具有很多不同于珠光体的特点，其中最主要的和最基 本的只有两个：切变共格性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出 来。
MS≈200～100℃（WC≈1.0～1.4%） MS<100℃（WC≈1.4～2.0%）
第四章 马氏体相变
显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏 体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因 此马氏体片的大小不同。
片状马氏体组织示意图
第四章 马氏体相变
呈凸透镜片状，中间稍 厚，初生片横贯奥氏体 晶粒，次生片较小，互 成交角，相互撞击，接 合处有微裂纹，片的中 央有中脊，常将之看成 惯习面。
同左，在两个初生 片之间见到“Z”字 形分布的细薄片
亚结构
高密度位错网络，形 成位错胞，常见到少 量细小孪晶
0
宽度50 的A细小孪晶，以中脊为中心，随 MS 下降，相变孪晶区增大，片的边缘为复杂的直
第四章 马氏体相变
一、马氏体相变的主要特征 二、马氏体的晶体结构 三、钢中马氏体的主要形态 四、马氏体转变的热力学 五、马氏体转变的动力学 六、马氏体的机械性能 七、奥氏体的稳定化
第四章 马氏体相变
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。
第四章 马氏体相变ຫໍສະໝຸດ Baidu
3、新生马氏体异常正方度
实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正 方度与公式计算结果不符： c/a相当低时称为异常低正方度(Mn 钢)，其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、 b 轴缩短，c 轴伸长)；c/a相当高时称为异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其 点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长，c轴缩短)。 当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近公式计算的正方度。C%增加，正方 度偏差增加。 马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即：
第四章 马氏体相变
G-T关系： 1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，马氏体与奥氏体的位 向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。 即：
{110}M //{111}A ，差1度 <111>M//<110>A，差2度
第四章 马氏体相变
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。
K-S关系（{110}M //{111}A；<111>M//<110>A ） 西山（N）关系（{110}M//{111}A；<110>M//<112>A ） G-T关系 K-V-N关系 西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差5°16’ 。
第四章 马氏体相变
钢的马氏体的类型及其特征对比 C%↑，Ms↓，条状→片状，位错→孪晶
特征 惯习面
条状马氏体
（111）γ
片状马氏体
（225）γ
（259）γ
位向关系
K—S关系 {111}γ‖{110}M′ （110）γ‖（111）M′
K—S关系
{111}γ‖{110}M′ （110）γ‖（111）M′
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。 与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因 此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。
第四章 马氏体相变
亚结构：高密度位错，局部也有少量的孪晶。 位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}γ；马氏体和 奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合 K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关 系的原因尚不清楚。 形成板条马氏体的钢和合金：低、中碳钢中（WC<0.3%） 板条马氏体的形成温度：MS>350℃；
惯习面：
惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近奥氏体的某一晶面，并随 奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化：
（A）当C含量小于0.6%时，惯习面为{111}A； （B）当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为{225}A； （C）当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为{259}A。 惯习面也可因马氏体形成温度而变化，M形成温度下降，惯习面有向高指数变 化的趋势。对于C量较高的钢，先形成的马氏体的惯习面为{225}A，后形成的 马氏体的惯习面为{259}A。
第四章 马氏体相变
爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系
马氏体等温转变动力学曲线
说明： （1）马氏体转变是在某一温度突然发生并在一次爆发中形成一定数量的马氏体，伴有响声
并放出大量潜热。 （2)马氏体转变可以用类似C曲线T-τ等温图来描述。有孕育期，但等温转变不完全。
体心立方结构（WC<0.2%） 体心正方结构（WC>0.2%）
第四章 马氏体相变
1 、马氏体点阵常数与碳含量的关系
γ→α转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的碳全部保留在马 氏体点阵中。随马氏体碳含量不同，其点阵常数相应发生变化。
α-Fe的含碳量：0.0218％C，727℃ 0.006％C， 室温
X射线分析测定，点阵常数c、a以及c/a与钢中碳含量呈线性关系，碳含量增 加，马氏体点阵常数 c ↑ ，a ↓，c/a ↑。
第四章 马氏体相变
奥氏体和马氏体的点阵常数 与碳含量的关系
碳原子在马氏体点阵中的 可能位置
第四章 马氏体相变
2、马氏体的点阵结构及畸变
马氏体中 C 原子处于 Fe 原子组成的扁八面体间隙中心，此间隙在 短轴方向的半径为0.19Ǻ，碳原子半径为0.77Ǻ，室温下 C 在α-Fe 中的溶解度为0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远高于此数。C 原子 溶入α-Fe 后使体心立方变成体心正方，并造成α-Fe非对称畸变， 这个畸变可视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力场中心。
西山关系 （111） γ‖{110} M′ （211）γ‖（110）M′
形成温度
Ms>350℃
Ms≈200～100℃
Ms<100℃
C%
<0.3 0.3～1时为混合型
1～1.4
1.4～2
第四章 马氏体相变
组织形态
条宽为0.1～0.3μm惯 习面指数相同的马氏 体构成马氏体群，在 一个奥氏体晶粒内可 形成3～4个马氏体群， 而在一个马氏体群内 含有3～6个马氏体块， 块间为大角度晶界
第四章 马氏体相变
板条马氏体组织结构示意图
第四章 马氏体相变
与C%的关系：马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。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
线式螺位错列
残奥
呈薄片膜状
形成过程
各自独立形核，10-4s/ 片MS高，无爆发转变
存在于片的周围，随含量增加而增加 降温形成，长大速率高10-7s/片，MS低时，有 爆发转变
第四章 马氏体相变
c/a为正方度，是衡量由于碳原子造成晶格畸变程度的参数。 碳极少或无碳马氏体时： 体心立方、 c＝a； C＞0.0218％时： 体心正方、 a＝b≠c，c/a＞1； C＞＞0.0218％时： 正交 a≠b≠c、c/a＞1、棱边夹角仍是90°；
碳原子溶入这个扁八面体间隙后，力图使其变为正八面体。结果使短轴方向 上Fe原子的间距伸长36％，而在另外两个方向上则收缩4％，从而使体心立 方点阵转变成体心正方点阵。
马氏体相变是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的 意义，除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等也可发生马氏体 相变。
第四章 马氏体相变
一、马氏体相变的主要特征
马氏体的定义： 马氏体是C 在α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点 阵(C%极低钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。 马氏体的形成条件：
第四章 马氏体相变
三、钢中马氏体的主要形态
钢中马氏体的形态很多，但就其单元的形态特征和亚结构的特点来看有五种， 其中以板条马氏体和片状马氏体最为常见。 1、板条状马氏体 常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条 组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。 板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度 变形的、非常稳定的、厚度约200Ǻ的残余奥氏体。
第四章 马氏体相变
2、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(第二类共格) 。
第四章 马氏体相变
3、马氏体转变的无扩散性
马氏体转变前后碳浓度不变，即马氏体中的碳浓度与原奥氏体中 的碳浓度完全相同。且碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子 保持不变的间隙位置，把这一特征称为马氏体转变的无扩散性。
第四章 马氏体相变
亚点阵概念
第三亚点阵 (X位置)
第二亚点阵 (Y位置)
第一亚点阵 (Z位置)
第四章 马氏体相变
产生异常正方度的原理： 若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无序分布时， 马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则C 原 子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明C 原子可能优先占 据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，C 原子是优先占据 第三亚点阵的。
但近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问： Thomas发现在含碳0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量高达0.4%－ 1.04%，远远大于钢的平均含碳量，说明碳原子有可能从马氏体扩散 到奥氏体。
第四章 马氏体相变
4、位向关系和惯习面
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系。 １、位向关系
第四章 马氏体相变
板条的立体形态可以是扁条状，也可以是薄片状 。
马氏体板条的两种立体形态 a)扁条状 b)薄板状
第四章 马氏体相变
2、片状马氏体
常见于淬火高、中碳钢、及Fe-Ni-C钢。空间形态呈凸透镜片形状， 称透镜片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或 竹叶状，又称针状马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶 马氏体。 片状马氏体的形成温度：
c/a=1＋0.046wc
第四章 马氏体相变
4、C 原子在马氏体点阵中的分布
正方度的偏离是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的。C原子在 α-Fe中有三组可能的位置，依其短轴所在方向而定。
X位置－短轴平行于a轴方向； Y位置－短轴平行于b轴方向； Z位置－短轴平行于c轴方向； 当80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y二个位置时，才会出 现正常的正方度。 合金元素对马氏体的正方度影响不大。
相变孪晶：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分的带状薄筋 称为中脊。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距 约为5nm，一般不扩展到马氏体边界上，在马氏体片边缘区域则为复 杂的位错组列。 亚结构：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中 脊为中心的相变孪晶（中间部分）和无孪晶区（片的周围部分，存在 位错）。 位向关系：片状马氏体惯习面接近{225}γ 或{259}γ；马氏体和奥 氏体符合K-S关系或西山(N)关系。
第四章 马氏体相变
二、马氏体的晶体结构
钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体，记为M或α'。 其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。这使得c轴伸长， a轴缩短，晶体结构为体心正方。其轴比c/a称为正方度，马氏体含 碳量愈高，正方度愈大。 马氏体的晶体结构类型（两种）：
第四章 马氏体相变
5、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→A的逆转变也是在一定的温度范围内（As-Af）进行。形状记忆合金的热 弹性马氏体就是利用了这个特点。
综上所述，马氏体转变具有很多不同于珠光体的特点，其中最主要的和最基 本的只有两个：切变共格性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出 来。
MS≈200～100℃（WC≈1.0～1.4%） MS<100℃（WC≈1.4～2.0%）
第四章 马氏体相变
显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏 体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因 此马氏体片的大小不同。
片状马氏体组织示意图
第四章 马氏体相变
呈凸透镜片状，中间稍 厚，初生片横贯奥氏体 晶粒，次生片较小，互 成交角，相互撞击，接 合处有微裂纹，片的中 央有中脊，常将之看成 惯习面。
同左，在两个初生 片之间见到“Z”字 形分布的细薄片
亚结构
高密度位错网络，形 成位错胞，常见到少 量细小孪晶
0
宽度50 的A细小孪晶，以中脊为中心，随 MS 下降，相变孪晶区增大，片的边缘为复杂的直
第四章 马氏体相变
一、马氏体相变的主要特征 二、马氏体的晶体结构 三、钢中马氏体的主要形态 四、马氏体转变的热力学 五、马氏体转变的动力学 六、马氏体的机械性能 七、奥氏体的稳定化
第四章 马氏体相变
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。
第四章 马氏体相变ຫໍສະໝຸດ Baidu
3、新生马氏体异常正方度
实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬火温度得到的马氏体而不是室温)的正 方度与公式计算结果不符： c/a相当低时称为异常低正方度(Mn 钢)，其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、 b 轴缩短，c 轴伸长)；c/a相当高时称为异常高正方度(Al钢、高Ni钢)；其 点阵是体心正方的(a=b≠c，a、b轴伸长，c轴缩短)。 当温度恢复到室温，正方度又恢复到接近公式计算的正方度。C%增加，正方 度偏差增加。 马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即：
第四章 马氏体相变
G-T关系： 1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，马氏体与奥氏体的位 向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度，晶向差2度，称为G-T关系。 即：
{110}M //{111}A ，差1度 <111>M//<110>A，差2度
第四章 马氏体相变
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。
K-S关系（{110}M //{111}A；<111>M//<110>A ） 西山（N）关系（{110}M//{111}A；<110>M//<112>A ） G-T关系 K-V-N关系 西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差5°16’ 。
第四章 马氏体相变
钢的马氏体的类型及其特征对比 C%↑，Ms↓，条状→片状，位错→孪晶
特征 惯习面
条状马氏体
（111）γ
片状马氏体
（225）γ
（259）γ
位向关系
K—S关系 {111}γ‖{110}M′ （110）γ‖（111）M′
K—S关系
{111}γ‖{110}M′ （110）γ‖（111）M′
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。 与冷却速度的关系：冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因 此提高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。
第四章 马氏体相变
亚结构：高密度位错，局部也有少量的孪晶。 位向关系：在一个板条束内，马氏体惯习面接近{111}γ；马氏体和 奥氏体符合介于K-S 关系和西山(N)关系之间的G-T关系最多；符合 K-S关系和西山(N)关系的较少，在一个板条束内，存在几种位向关 系的原因尚不清楚。 形成板条马氏体的钢和合金：低、中碳钢中（WC<0.3%） 板条马氏体的形成温度：MS>350℃；
惯习面：
惯习面即马氏体转变的不变平面，总是平行或接近奥氏体的某一晶面，并随 奥氏体中含碳量及马氏体形成温度而变化：
（A）当C含量小于0.6%时，惯习面为{111}A； （B）当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为{225}A； （C）当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为{259}A。 惯习面也可因马氏体形成温度而变化，M形成温度下降，惯习面有向高指数变 化的趋势。对于C量较高的钢，先形成的马氏体的惯习面为{225}A，后形成的 马氏体的惯习面为{259}A。