第五章马氏体转变(141)
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第五节马氏体转变
板条状M----低碳{111}、中碳{225} 片状M-------中高碳{225}、高碳{259}
惯习面与M形状的关系
4.转变的非恒温性和不完全性
Ms点以下形成M----在连续冷却条件下
未获100%M，有残余奥氏体存在—AR 冷处理—针对高碳钢、高碳合金钢和
某些中碳合金钢的Mf点低于室温，将 此类钢继续深冷至零下温度的操作。
重点： 1.马氏体转变的主要特点； 2.马氏体的组织形态； 3.马氏体的热力学分析； 4.马氏体的力学性能 难点： 1.马氏体转变的特点； 2.影响马氏体转变的因素。
§5-1马氏体相变的主要特征
一、马氏体的晶体结构
AM 无扩散型相变 只有点阵重构而无成分变化
C在-Fe中的过饱和固溶体
M或´
1.晶体结构----体心正方点阵
2.奥氏体的层错能
层错能低—利滑移—产生位错—板条M
层错能高—不利滑移—产生孪晶—片M
证明：①18-8型钢不锈钢，其A层错能较低，在液氮中淬火—板条M
②Fe-33Ni合金，层错能高，淬火后其孪晶区扩大
3.A和M的强度
Ms点处 s206MPa 低—{111} 板条M s206MPa {259} 片M
2.马氏体的反常正方度----M正方度与碳含量的关系不符合上式
1）无序分布，c/a
反常低正方度 碳原子在M中有序化转变
2）c原子几乎都处于同一组空隙位置（完全有序化）：
T回升至室温无序转变c/a
二、马氏体转变的特点 1.切变共格和表面浮凸现象
①与M相交的表面，一边凹陷，一边突起，牵动相邻A也呈倾突现象； ②刻划一条直线，马氏体形成后变成一条折线 说明： ①马氏体转变以切变的方式实现； ②M和A的界面为共格界面
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。
第五章马氏体转变
[10-1] //[11-20] //[1-11]‘
第五章马氏体转变
§5-4 马氏体的组织形态
一、马氏体的形态 1.板条状马氏体：低中碳钢、M时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金 1）光镜分析：群集状M、位错M 束、块、板条---板条M的组织单元 束：指惯习面晶面指数相同而在形态上 呈现平行排列的板条集团。大角度晶界 块：指惯习面晶面指数相同与母相取向 相同的板条集团。大角度晶界 60
第五章马氏体转变
相变热力学表达式： G=－ G’+ GS+GE+ GP Gs—① GE-- ②（弹性应变能消耗） GP-- ③ ④ ⑤（塑性应变能消耗） M形成条件： G0 则 G’ GS+GE+ GP
M转变的驱动力主要是为了克服相变时的切变和形变（塑性+弹性）的阻力 母相中缺陷的作用（两个相反效果）：①形成一定的组态而提高母相的强 度，使相变阻力增大；②为相变提供能量，使相变驱动力增大。 二、Ms点的物理意义
核胚尺寸?该温度下临界晶核尺寸则成为晶核并长大当大于临界尺寸的核胚消耗光时转变停止进一步降低t才能使更小的核胚成为晶核解释了变温瞬时形核等温过程中小于临界尺寸的核胚有可能通过热激活而使尺寸长大到临界晶核尺寸等温形核的解释4
第五章 马氏体转变
第五章马氏体转变
研究目的：淬火 高的强韧性、硬脆不是M的唯一特性----低碳马氏体 高强度、高硬度，较低的塑韧性----------中碳马氏体 很高的强度、高脆性、低塑韧性----------高碳马氏体 研究内容： 1.组织形态与性能关系； 2.影响组织形态的因素及控制形态的方法； 3.影响残余A量的因素及控制方法
第五章马氏体转变
应变诱发M与形变度的关系：在Ms~Md温度范围内塑性形变度越大，则形变
第五章马氏体转变
§5-4 马氏体的组织形态
一、马氏体的形态 1.板条状马氏体：低中碳钢、M时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金 1）光镜分析：群集状M、位错M 束、块、板条---板条M的组织单元 束：指惯习面晶面指数相同而在形态上 呈现平行排列的板条集团。大角度晶界 块：指惯习面晶面指数相同与母相取向 相同的板条集团。大角度晶界 60
第五章马氏体转变
相变热力学表达式： G=－ G’+ GS+GE+ GP Gs—① GE-- ②（弹性应变能消耗） GP-- ③ ④ ⑤（塑性应变能消耗） M形成条件： G0 则 G’ GS+GE+ GP
M转变的驱动力主要是为了克服相变时的切变和形变（塑性+弹性）的阻力 母相中缺陷的作用（两个相反效果）：①形成一定的组态而提高母相的强 度，使相变阻力增大；②为相变提供能量，使相变驱动力增大。 二、Ms点的物理意义
核胚尺寸?该温度下临界晶核尺寸则成为晶核并长大当大于临界尺寸的核胚消耗光时转变停止进一步降低t才能使更小的核胚成为晶核解释了变温瞬时形核等温过程中小于临界尺寸的核胚有可能通过热激活而使尺寸长大到临界晶核尺寸等温形核的解释4
第五章 马氏体转变
第五章马氏体转变
研究目的：淬火 高的强韧性、硬脆不是M的唯一特性----低碳马氏体 高强度、高硬度，较低的塑韧性----------中碳马氏体 很高的强度、高脆性、低塑韧性----------高碳马氏体 研究内容： 1.组织形态与性能关系； 2.影响组织形态的因素及控制形态的方法； 3.影响残余A量的因素及控制方法
第五章马氏体转变
应变诱发M与形变度的关系：在Ms~Md温度范围内塑性形变度越大，则形变
第五章马氏体转变
小结：比较片状M和板条M的第区五章别马氏体转变
第五章马氏体转变
3.其它形态的马氏体 1）混合马氏体
c0.3% 板条M 0.3%c1% 板条M+ 片M c1% 片M
2）蝶状马氏体 Fe-Ni合金或Fe-Ni-C
混合M
蝶状M
立体形态：细长杆状
断面：蝴蝶形
两翼结合部分—像片M的中脊，向两侧长成取向不同（孪晶）的两片M
亚结构：高密度位错，未发现孪晶状马氏体：Ms点极低的Ni钢 立体形状：薄片状 金相：细带状，相互交叉、分枝、曲折 亚结构：由{112}’孪晶组成，但无中脊 惯习面：{259} 符合K-S关系 4）马氏体:Cr-Ni（Mn）不锈钢、高锰钢 密排六方结构 立体形态：极薄片状 厚1000~3000埃 亚结构：大量层错 层错能低易形成 取向关系：{111}//{1000}；[110]//[1120] 惯习面：{111}
T t 利于C及合金元素溶入A，成分均匀---- Ms
A晶粒长大，C原子活动能力在A中位错线上偏聚 ---- Ms
A晶粒的大小不是影响Ms点的主要因素
4.存在先马氏体的组织转变
应用：高速钢的等温淬火工艺
1）部分转变为P剩余A为贫碳区（相对）----Ms
2）部分转变为B剩余A为富碳区（相对）----Ms
第五章马氏体转变
应变诱发M与形变度的关系：在Ms~Md温度范围内塑性形变度越大，则形变
诱发M的形成量越多，但形变对随后冷却时继续发生的M转变起抑制作用。
原因：大量塑性变形在A中引起的晶体缺陷组态强化了母相，阻碍M的形成。
在 Md进行塑变 少量塑变----促进M转变
大量塑变----抑制M转变
3.奥氏体化条件
无序分布、完全有序分布、部分有序分布
第五章马氏体转变
3.其它形态的马氏体 1）混合马氏体
c0.3% 板条M 0.3%c1% 板条M+ 片M c1% 片M
2）蝶状马氏体 Fe-Ni合金或Fe-Ni-C
混合M
蝶状M
立体形态：细长杆状
断面：蝴蝶形
两翼结合部分—像片M的中脊，向两侧长成取向不同（孪晶）的两片M
亚结构：高密度位错，未发现孪晶状马氏体：Ms点极低的Ni钢 立体形状：薄片状 金相：细带状，相互交叉、分枝、曲折 亚结构：由{112}’孪晶组成，但无中脊 惯习面：{259} 符合K-S关系 4）马氏体:Cr-Ni（Mn）不锈钢、高锰钢 密排六方结构 立体形态：极薄片状 厚1000~3000埃 亚结构：大量层错 层错能低易形成 取向关系：{111}//{1000}；[110]//[1120] 惯习面：{111}
T t 利于C及合金元素溶入A，成分均匀---- Ms
A晶粒长大，C原子活动能力在A中位错线上偏聚 ---- Ms
A晶粒的大小不是影响Ms点的主要因素
4.存在先马氏体的组织转变
应用：高速钢的等温淬火工艺
1）部分转变为P剩余A为贫碳区（相对）----Ms
2）部分转变为B剩余A为富碳区（相对）----Ms
第五章马氏体转变
应变诱发M与形变度的关系：在Ms~Md温度范围内塑性形变度越大，则形变
诱发M的形成量越多，但形变对随后冷却时继续发生的M转变起抑制作用。
原因：大量塑性变形在A中引起的晶体缺陷组态强化了母相，阻碍M的形成。
在 Md进行塑变 少量塑变----促进M转变
大量塑变----抑制M转变
3.奥氏体化条件
无序分布、完全有序分布、部分有序分布
第五章马氏体转变
大量塑变----抑制M转变
3.奥氏体化条件 Tt 利于C及合金元素溶入A，成分均匀---- Ms A晶粒长大，C原子活动能力在A中位错线上偏聚 ---- Ms A晶粒的大小不是影响Ms点的主要因素
4.存在先马氏体的组织转变
应用：高速钢的等温淬火工艺
1）部分转变为P剩余A为贫碳区（相对）----Ms 2）部分转变为B剩余A为富碳区（相对）----Ms
改变A化温度不同Ms点 结果：随Ms ，M形态由蝶状片状薄片状 片状M：随形成温度相变孪晶区变大 2.奥氏体的层错能 层错能低—利滑移—产生位错—板条M 层错能高—不利滑移—产生孪晶—片M
证明：①18-8型钢不锈钢，其A层错能较低，在液氮中淬火—板条M
②Fe-33Ni合金，层错能高，淬火后其孪晶区扩大 3.A和M的强度
2.片状马氏体：中高碳（合金）钢、Fe-Ni（29%） 光镜下：针（竹叶）状 立体形态：双凸透镜片状 特征：1）首先形成的M晶粒贯穿 整个A晶粒，尺寸较大较厚，后形 成的M多取向分布尺寸，大小 不均匀--取决于①A晶粒的大小 （结构钢） ②第二相质点的数量 和大小（工具钢）；③母相的晶 体缺陷密度 隐晶马氏体
Ms点处
s206MPa
s206MPa
低—{111} 板条M 高—{225} 片M
{259} 片M
4.M滑移和孪生变形的临界分切应力大小
Ms以下 较高温度：滑移的临界分切应力较低—位错M
较低温度：孪生的临界分切应力较低—孪晶M 1）低碳钢： c0.3% 2）高碳钢： c1% 形成温度在Ms~Mf范围偏高 形成温度在Ms~Mf范围偏低
4.转变的非恒温性和不完全性
Ms点以下形成M----在连续冷却条件下
未获100%M，有残余奥氏体存在—AR 冷处理—针对高碳钢、高碳合金钢和
第五章 马氏体转变PPT课件
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23
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’
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24
（3）G—T关系
1994年，Grenigen与Troiano 在Fe-NiC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。
{110} αˊ∥{111}γ 差 1° <111> αˊ∥<110>γ 差 2°
2、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。马氏体即在此平 面上形成中脊面。
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13
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 。
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34
2、片状马氏体
形成片状马氏体的钢和合金：出现于中、高碳 钢中、高Ni的Fe-Ni合金中，WC>1.0% 片状马氏体的形成温度：
MS≈200～100℃（WC≈1.0～1.4%） MS<100℃（WC≈1.4～2.0%）
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35
（1）显微组织
典型的马氏体组织形态见下图所示：
[110] γ ∥ [ 111] α
[211] γ ∥ [ 110] α
形成温度
M s>350℃
Ms≈ 200～ 100℃
Ms<100℃
合 金 成份 %C
<0.3
1～ 4
0.3～ １ 时 为 混 合 型
1.4～ 2
板 条 体 常 自 奥 氏 体 晶 界 向 晶 内 凸 透 镜 片 状 （ 或 针 状 、 竹 同 左 ，片 的 中 央 有 中 脊 。在 两
金属材料热处理原理 第五章 马氏体转变
二、马氏体转变的主要特点 1. 切变共格和表面浮凸现象
钢因马氏体转变而产生的表面浮凸
马氏体形成时引起的表面倾动
马氏体是以切变方式形成的，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。
马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图
4. 马氏体转变是在一个温度范围内完成的
马氏体转变量与温度的关系
Ms—马氏体转变开始温度；Mf—马氏体转变终了点； A、B—残留奥氏体。
5. 马氏体转变的可逆性
在某些铁合金中，奥氏体冷却转 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As表示，逆转变终了 点用Af表示。通常As温度比Ms温度高。
2. 马氏体转变的无扩散性
马氏体转变的无扩散性有以下实验证据：
(1) 碳钢中马氏体转变前后碳的浓度没有 变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶 格改组：
γ-Fe(C) → α-Fe(C)
面心立方 体心正方
(2) 马氏体转变可以在相当低的温度范围 内进行，并且转变速度极快。
3. 具有一定的位向关系和惯习面
西山关系示意图
③ G-T关系
{111}γ∥{110}α′ 差1°；<110>γ∥<111>α′ 差2°。
(2) 惯习面
马氏体转变时，新相总是在母相的某个晶面族上 形成，这种晶面称为惯习面。在相变过程中从宏观上 看，惯习面是不发生转动和不畸变的平面，用它在母 相中的晶面指数来表示。
钢中马氏体的惯习面随碳含量及形成温度不同而 异，常见的有三种：(1) 含碳量小于0.6%时，为{111}γ； (2) 含碳量在0.6%~1.4%之间时，为{225}γ；(3) 含碳 量高于1.4%时，为{259}γ。随马氏体形成温度下降， 惯习面有向高指数变化的趋势。
第5章-马氏体相变
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：0.5~510-7s。
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
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、
➢钢中常见的合金元素只 有Al、Co使Ms点升高， 其余均使Ms点降低。 ➢合金元素对Ms点的影 响主要取决于它们对平
衡温度的影响以及对奥
氏体的强化作用。
➢凡是剧烈降低To温度及 强化奥氏体的元素均剧
烈地降低Ms点。
2、形变与应力的影响
在Md~Ms之间进行塑性变
形时会诱发马氏体相变，在
Ms ~ Mf之间进行塑性变形
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
关系如图。 Ad
马氏体晶粒长大到一定尺寸就不再长大，随温度降 低，马氏体继续形核、长大。
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：0.5~510-7s。
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
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、
➢钢中常见的合金元素只 有Al、Co使Ms点升高， 其余均使Ms点降低。 ➢合金元素对Ms点的影 响主要取决于它们对平
衡温度的影响以及对奥
氏体的强化作用。
➢凡是剧烈降低To温度及 强化奥氏体的元素均剧
烈地降低Ms点。
2、形变与应力的影响
在Md~Ms之间进行塑性变
形时会诱发马氏体相变，在
Ms ~ Mf之间进行塑性变形
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
关系如图。 Ad
马氏体晶粒长大到一定尺寸就不再长大，随温度降 低，马氏体继续形核、长大。
第五章 马氏体转变(14-1)
与K-S关系
比较 差1 ° 差2 °
（011 ） ＇
10 1 , 11 1
(111 )
（011 ） ＇
＇
（011 ） ＇
10 1 , 11 1
(111 )
＇
10 1 , 11 1
(111 )
＇
K-S关系
西山关系
西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差5°16′ G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1 °和2 °
虽共格界面，S·γ 很小，但∑E很大 ——马氏体相变需要大的过冷度
马氏体转变主要受应变能控制，（界面能和扩 散激活能很小） 而珠光体转变主要受界面能和扩散激活能控制。
T0点的物理意义： M 和 A 自由能相等时的温度 MS点的物理意义：M 和 A 的体积自由能差刚好克服 相变阻力(相变所需最小驱动力)时的温度
( 4 3) ( 4 3)
f 转变为马氏体的体积分 数 f 转变为马氏体的体积分 数
常数 常数
Tq 淬火冷却温度 Tq 淬火冷却温度
冷至375℃-1%M
冷至345℃-30%M
注意与变温M、奥氏体形成动力学曲线的同与不同： 等温——有孕育期但很短，且瞬时长大； 变温——无孕育期，瞬时长大； A ——孕育期相对长，约50%处转变快
专业资料切变共格性专业资料专业资料cc含量越高ms越低残余奥氏体越多专业资料非扩散相变原子发生切变位移但相对位置没有发生变化军队式转变界面扩散型相变原子不切变位置由于扩散而改变平民式转变界面形状改变形状不改变专业资料专业资料专业资料专业资料专业资料专业资料专业资料注意
第五章 马氏体相变
共析碳钢 CCT曲线 A1
第五章马氏体转变
方晶格。
致使马氏体具有体心正方晶格（
Flash Player Movie
单晶体孪'
马氏体转变切
变示意图
马氏体转变产生的表面浮凸
马氏体形成时引起的表面倾动
原子切变变化位置
M
共格切变A
母相点阵上原子从一种排列转变到另一种排列，原来相邻两个原子在相变后仍然相邻，它们之间相对位置不超过一个原子间距。
即碳原子没有经过扩散就可进行马氏体转变。
转变时马氏体与奥氏体存在位向关系和惯习面
f.c.c b.c.c
{011}M
{111}A
{111}A
12种
取向
{011}M
{111}A b.c.c M
{111}A
Flash Player Movie M f
Ms M(50%)M(90%)
Y
但此模型不能解释表面浮凸效应和惯习面。
<112>
将三层相邻（０１１）面对某一层作垂直投影°28
<110>
第三层
120°
°28
<112>
<110>
70°32′
°28
120°
109°28′
<110>。
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(14-1)
——切变共格性
——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多
形状改变
界面
非扩散相变 ——原子发生切变 位移，但相对位置 没有发生变化 ——军队式转变 扩散型相变 ——原子不切变，位 置由于扩散而改变 ——平民式转变
界面
形状不改变
注意：马氏体相变的最基本的特征： （1）切变共格性 （2）无扩散性 其他特点均由这两个基本特点派生而来。
（四）淬火冷却速度的影响——有争议？
一般工业用淬火介质所能达到的冷却速度 对Ms没有影响。 （五）磁场的影响 外加磁场，诱发M转变，Ms点↑。 原因： 磁场中M的自由能降低，而A的自由能影响不 大，T0 ↑， Ms点↑，类似形变诱发M相变。
f 1 f exp[ MS ( T 1 ( exp[ M q )] S Tq )]
晶体结构类型： 体心立方或体心正方等结构 后者存在正方度： c/a c/a =1+0.046C% ——与 C 含量有关
c b
a
——扁八面体 间隙位置
(1) α马氏体
体心立方(b.c.c), C%<0.1%， c/a=1 体心正方(b.c.t), C%： 0.1%~1.4%, c/a>1； b＝a 体心斜方(b.c.p), C%>1.4%, c/a>1, b/a>1
200 ℃本质：奥氏体变形方式的分界温度
Ms↑，A强度低 (<210Mpa)， 易滑移(所需应力小) →位错 , 板条； Ms↓, A强度高 (>210Mpa)，
临 滑移 界 分 孪生 切 应 力 片状 板条状 200 ℃ 温度
滑移或孪生所需应力与温 度及马氏体亚结构的关系
易孪生(所需应力小)
→孪晶 , 片状。
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位置
(1) α马氏体
体心立方(b.c.c), C%<0.1%， c/a=1
体心正方(b.c.t), C%： 0.1%~1.4%, c/a>1； b＝a
体心斜方(b.c.p), C%>1.4%, c/a>1, b/a>1
其它类型马氏体
(2) ε马氏体：密排六方(h.c.p)，淬火中常见中间相 (3)ε′马氏体：密排菱面体, γ→ε的中间相，缺陷多时易
——体心正方结构时存在正方度， 而体心立方结构时正方度为1
造成正方度的主要原因：
C 原子择优占据、有序分布于立方 C 轴的 八面体间隙位置。 ——若 C 原子无序分布→立方结构。
（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：
总体：钢及铁合金中马氏体的组织形态
一、板条M 成分：低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢和不锈钢 显微组织：许多成群的板条细晶粒组成 亚结构：主要是高密度的位错
二、片状M 成分：高碳钢、中碳钢、高Ni的Fe-Ni合金 显微组织：大小不等、互成一定角度的双凸透镜形、
片状、针状晶粒 亚结构：主要是孪晶----孪晶M
第五章 马氏体相变
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。
共析碳钢奥氏体向马氏体转变式：
A
→M
f.c.c , 0.77C% → b.c.c or b.c.t , 0.77C%
M时效钢： 典型钢种： 如铁基中含17%～19% Ni， 7%～9% Co，4.5%～5% Mo和0.6%～0.9% Ti（无碳或微碳）。这类合金经淬火成马氏 体，然后在480～500℃回火。回火中，由于 合金元素在马氏体中过饱和，沉淀析出后形 成金属间化合物，导致强的沉淀强化效果。
优点：良好冷变形能力，焊接性能，高强度 运用：火箭及导弹外壳。
特征：①不转动；②不畸变 —— 是一不变平面。
不变平面
a)膨胀
b)孪生时 的切变
c)马氏体相变时 的切变 + 膨胀
三种不变平面应变
M板条单晶 M板条束
①单元体的立体形态 细长板条状，每个板条为一个
M单晶，尺寸0.5*5.0*20m ，惯 习面{111}γ 。 ②结合特怔
a)在一个奥氏体中，可形成几 个不同位向的马氏体群(通常3~5 个)；群内含数量不等、位向大 体一致但呈大角度的马氏体束 (块)；束由众多细小平行的板条 单晶排列而成。 b) 板条多被残余A薄膜（20nm 厚度）隔开。
出现；
(4)κ′马氏体： bcc、 bcp, 与α马氏体相似但晶格常数不
同(c/a 小得多，又称反常轴比马氏体)，只存在于 低温条件(<0℃)下，温度升至室温κ′→α
(5)φ相马氏体：单斜晶系，极不稳定，易转化成κ′
实际常用碳钢、合金钢的马氏体转变：
① γ→ αM (Ms>0℃) ； ②γ→κ′→αM(Ms<0 ℃) ；
M板条
M板条束
立体外形为V形柱状，横截面为蝶状 高碳Fe-C合金特 殊淬火处理后： 从粗片针状M晶 粒边沿或周围奥 氏体中长出
——实质是转变温度的影响 ——随转变温度的下降
——随C↑： Ms将↓； M实际转变温度↓
——层错能低易于形成位错亚结构的马氏体 例如薄板状ε′马氏体、板条马氏体。
①低轴比： C 原子同时占据八面体和四面体间隙位置 ┗ Ms<0 ℃的高碳钢、 Fe-Mn-C 合金等中
②高轴比： C 原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙 , 造成间隙 C 原子分布的极度有序化。 ┗铝钢、高镍钢
与K-S关系
比较 差1 ° 差2 °
（ 011
）
＇
(111 )
10 1 , 11
具体由C%定
③马氏体晶体结构不完整性：
M 转变中存在较大内应力 →各种缺陷(位错、层错等)
2 马氏体正方度与含碳量的关系
（1）正方度与含碳量的关系
——正方度基本只与含碳 量有关，并随 C% 增 加而升高。 ① c = a0 +αP ; ② a = a0 -βP ; ③ c/a =1+γp P—含碳量； a0 —α-Fe晶格常数 α、β、γ—常数
——奥氏体强度低易于形成位错型马氏体 奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体
例如：
——参见P98
实际中发现： ——淬火马氏体金相形态与转变温度相关
转变温度高于200 ℃——板条状马氏体； 转变温度低于200 ℃——片状马氏体
由于 C%↑，Ms及Mf↓，实际转变温度区间会变化 →形态与C%关系:
低碳——板条状 ————Mf >200 ℃ 高碳——片状 ————Ms< 200 ℃ 中碳 ——板条状+片状 ——Ms >200 ℃ > Mf
1 ＇
（ 011
）
＇
( 111 )
10 1 , 11
1 ＇
（ 011
）
＇
( 111 )
10 1 , 11
1 ＇
K-S关系
西山关系
西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差5°16′ G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1 °和2 °
M形成时，不仅和母相A有一定的位相关系，而 且总是在A一定的晶面上形成，该A晶面叫惯习面
﹂只有晶格改组而无成分变化
非扩散型转变
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
晶体结构类型： 体心立方或体心正方等结构 后者存在正方度： c/a c/a =1+0.046C% ——与 C 含量有关
——切变共格性
——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多
形状改变 界面 界面
200 ℃本质：奥氏体变形方式的分界温度
临 界
滑移
分 孪生 切
应 力
片状
板条状
200 ℃ 温度
滑移或孪生所需应力与温 度及马氏体亚结构的关系
(<21M0Ms↑，paA)，强度低 易滑移(所需应力小)
→位错 , 板条； Ms↓, A强度高
(>210Mpa)，
易孪生(所需应力小)
→孪晶 , 片状。
分界温度大约为200 ℃
(1) α马氏体
体心立方(b.c.c), C%<0.1%， c/a=1
体心正方(b.c.t), C%： 0.1%~1.4%, c/a>1； b＝a
体心斜方(b.c.p), C%>1.4%, c/a>1, b/a>1
其它类型马氏体
(2) ε马氏体：密排六方(h.c.p)，淬火中常见中间相 (3)ε′马氏体：密排菱面体, γ→ε的中间相，缺陷多时易
——体心正方结构时存在正方度， 而体心立方结构时正方度为1
造成正方度的主要原因：
C 原子择优占据、有序分布于立方 C 轴的 八面体间隙位置。 ——若 C 原子无序分布→立方结构。
（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：
总体：钢及铁合金中马氏体的组织形态
一、板条M 成分：低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢和不锈钢 显微组织：许多成群的板条细晶粒组成 亚结构：主要是高密度的位错
二、片状M 成分：高碳钢、中碳钢、高Ni的Fe-Ni合金 显微组织：大小不等、互成一定角度的双凸透镜形、
片状、针状晶粒 亚结构：主要是孪晶----孪晶M
第五章 马氏体相变
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。
共析碳钢奥氏体向马氏体转变式：
A
→M
f.c.c , 0.77C% → b.c.c or b.c.t , 0.77C%
M时效钢： 典型钢种： 如铁基中含17%～19% Ni， 7%～9% Co，4.5%～5% Mo和0.6%～0.9% Ti（无碳或微碳）。这类合金经淬火成马氏 体，然后在480～500℃回火。回火中，由于 合金元素在马氏体中过饱和，沉淀析出后形 成金属间化合物，导致强的沉淀强化效果。
优点：良好冷变形能力，焊接性能，高强度 运用：火箭及导弹外壳。
特征：①不转动；②不畸变 —— 是一不变平面。
不变平面
a)膨胀
b)孪生时 的切变
c)马氏体相变时 的切变 + 膨胀
三种不变平面应变
M板条单晶 M板条束
①单元体的立体形态 细长板条状，每个板条为一个
M单晶，尺寸0.5*5.0*20m ，惯 习面{111}γ 。 ②结合特怔
a)在一个奥氏体中，可形成几 个不同位向的马氏体群(通常3~5 个)；群内含数量不等、位向大 体一致但呈大角度的马氏体束 (块)；束由众多细小平行的板条 单晶排列而成。 b) 板条多被残余A薄膜（20nm 厚度）隔开。
出现；
(4)κ′马氏体： bcc、 bcp, 与α马氏体相似但晶格常数不
同(c/a 小得多，又称反常轴比马氏体)，只存在于 低温条件(<0℃)下，温度升至室温κ′→α
(5)φ相马氏体：单斜晶系，极不稳定，易转化成κ′
实际常用碳钢、合金钢的马氏体转变：
① γ→ αM (Ms>0℃) ； ②γ→κ′→αM(Ms<0 ℃) ；
M板条
M板条束
立体外形为V形柱状，横截面为蝶状 高碳Fe-C合金特 殊淬火处理后： 从粗片针状M晶 粒边沿或周围奥 氏体中长出
——实质是转变温度的影响 ——随转变温度的下降
——随C↑： Ms将↓； M实际转变温度↓
——层错能低易于形成位错亚结构的马氏体 例如薄板状ε′马氏体、板条马氏体。
①低轴比： C 原子同时占据八面体和四面体间隙位置 ┗ Ms<0 ℃的高碳钢、 Fe-Mn-C 合金等中
②高轴比： C 原子只占据一个立方轴方向上的八面体间隙 , 造成间隙 C 原子分布的极度有序化。 ┗铝钢、高镍钢
与K-S关系
比较 差1 ° 差2 °
（ 011
）
＇
(111 )
10 1 , 11
具体由C%定
③马氏体晶体结构不完整性：
M 转变中存在较大内应力 →各种缺陷(位错、层错等)
2 马氏体正方度与含碳量的关系
（1）正方度与含碳量的关系
——正方度基本只与含碳 量有关，并随 C% 增 加而升高。 ① c = a0 +αP ; ② a = a0 -βP ; ③ c/a =1+γp P—含碳量； a0 —α-Fe晶格常数 α、β、γ—常数
——奥氏体强度低易于形成位错型马氏体 奥氏体强度越高，越易于形成孪晶型马氏体
例如：
——参见P98
实际中发现： ——淬火马氏体金相形态与转变温度相关
转变温度高于200 ℃——板条状马氏体； 转变温度低于200 ℃——片状马氏体
由于 C%↑，Ms及Mf↓，实际转变温度区间会变化 →形态与C%关系:
低碳——板条状 ————Mf >200 ℃ 高碳——片状 ————Ms< 200 ℃ 中碳 ——板条状+片状 ——Ms >200 ℃ > Mf
1 ＇
（ 011
）
＇
( 111 )
10 1 , 11
1 ＇
（ 011
）
＇
( 111 )
10 1 , 11
1 ＇
K-S关系
西山关系
西山关系与K-S关系间:平行的面相同，晶向不同，差5°16′ G-T关系与K-S间：平行的面和晶向均不同，分别差约1 °和2 °
M形成时，不仅和母相A有一定的位相关系，而 且总是在A一定的晶面上形成，该A晶面叫惯习面
﹂只有晶格改组而无成分变化
非扩散型转变
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
晶体结构类型： 体心立方或体心正方等结构 后者存在正方度： c/a c/a =1+0.046C% ——与 C 含量有关
——切变共格性
——C含量越高，Ms越低，残余奥氏体越多
形状改变 界面 界面
200 ℃本质：奥氏体变形方式的分界温度
临 界
滑移
分 孪生 切
应 力
片状
板条状
200 ℃ 温度
滑移或孪生所需应力与温 度及马氏体亚结构的关系
(<21M0Ms↑，paA)，强度低 易滑移(所需应力小)
→位错 , 板条； Ms↓, A强度高
(>210Mpa)，
易孪生(所需应力小)
→孪晶 , 片状。
分界温度大约为200 ℃