马氏体相变

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
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（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
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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 。
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（3）高碳工具钢中的马氏体
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在 A c1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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4. 马氏体相变热力学 4.1 相变驱动力
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’ = 0 ΔGγ→α’ 称为马氏体相 变驱动力。
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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。 若奥氏体的 σS 超过 206MPa ，相变应力在两 相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为 (259)γ的片状马氏体。
拉应力促进马氏体转变，→ Ms ↑
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4.3
应变诱发马氏体
在 M s 点以上一定温度范围内，因塑 性变形而促生的马氏体称为应变诱发 马氏体。 塑性变形能促生马氏体的最高温度 称为Md 点，高于此温度的塑性变形将 不会产生应变诱发马氏体。
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在Ms~Md之间对奥氏体进行塑性变形，为向 马氏体转变提供了机械驱动力，从而使相变可 以在较高的温度发生，即相当于升高了 M s 温 度。
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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。
马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对 先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生 显微裂纹。
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3.3
2
图4-1
奥氏体的正八面体间隙 a) 马氏体的扁八面体间隙 b)
3
图4-2 点阵常数与碳含量的关系
4
马氏体点阵常数和碳含量的关系
c、a、及 正方度 c/a 与钢中碳含量成线性关系： c = a0 + αP
a = a 0 - βP
c/a = 1 + γP
（4-1）
其中： a0 = 2.861Å （α-Fe点阵常数）
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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。
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5. 马氏体相变动力学
5.1
马氏体的变温形成
马氏体相变也是通过形核与长大进行。 变温时，在Ms点以下，无孕育期，瞬时 形核，瞬时长大。 马氏体量随温度下降而增加。
4.2
影响钢的Ms 点的因素
（1）奥氏体的化学成分
A3
① 碳含量 C% ↑ → Ms ↓，Mf ↓
无扩散 转变
图4-18 Ms 与碳含量关系
41
② 合金元素 除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 点。 ③ 解释： 碳或者合金元素降低 A 3 点，降低奥氏体的自 由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能， 也降低了T0 温度，从而降低Ms 点。 碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，σs ↑，使 切变所需能量增高，Ms ↓。
在Ms~Md温度范围的塑性变形度越大，由形 变诱发的马氏体量越大。但对未转变的奥氏体， 在随后的冷却过程中，马氏体相变却受到了抑 制（发生了机械稳定化）。
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图4-20 应变诱发马氏体相变热力学条件
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4.4
奥氏体的机械稳定化
在 Md 点以上，对奥氏体进行塑性变形， 当形变量足够大时，将抑制随后冷却时的马 氏体转变，Ms点降低，残余奥氏体量增多， 称为奥氏体的机械稳定化。 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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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
④ K-S关系和西山关系的比较： 晶面关系相同，只是晶面内的方向相差 5016’。
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图4-8-1
K-S关系和西山关系的比较
19
5016’
图4-8-2
K-S关系和西山关系的比较
20
图4-9
6
新生马氏体的异常正方度
定义： c/a 值低于或高于（4-2）式的正方度。
原因：
主要由于碳原子在 x，y，z 三个方向 的分布发生了改变。
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2. 马氏体相变的主要特征
（1）马氏体相变的无扩散性 钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点 阵改组。
可以在很低的温度范围内进行，并且相变 速度极快。
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图4-13 （a）板条马氏体
（b）片状马氏体
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3.2 片状马氏体
{225}γ 或 {259}γ
在中、高碳钢， 高镍的 Fe-Ni 合金 中出现，形成温 度较低。
图4-14 片状马氏体示意图
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先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶 粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。 后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一 步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片 越来越短小。 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。
每个惯习面上可能有六种不同的取向，板条束 内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为 黑白相间的块。
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板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板 条马氏体也称为位错马氏体 。 不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏体 簿膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的 韧性贡献很大。
呈孪晶关系的板条间就不存在这种残余奥氏 体薄膜。
K-S关系和西山关系的比较
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（4）马氏体相变的变温性 MS----马氏体相变开始点。
Mf ----马氏体相变终了点。 MS 点以下，无需孕育， 转变立即开始，且以极大 速度进行，但很快停止， 不能进行到终了，需进一 步降温。
图4-10 转变量-时间关系
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在 M f 点以下，虽 然转变量未达到 100% ，但转变已不 能进行。 如 M f 点低于室温， 则淬火到室温将保 留相当数量的未转 变奥氏体，称为残 余奥氏体。
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③ 不变平面应变 倾动面一直保持为平面。 发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原 来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍 为平面，这种变形即为均匀切变。 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。
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不变平面
图4-5
三种不变平面应变
a）膨胀
b）孪生时的切变 c）马氏体相变时----切变 + 膨胀
原子以切变方式移动，相邻原子的相对位 移不超过原子间距，近邻关系不变。
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（2）表面浮凸现象和不变平面应变
① 表面浮凸现象
倾动面
图4-3 马氏体形成时引起的表面倾动
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图4-4 直线划痕的变形情况 （a）实验结果 （b）在界面处失去共格 （c）划痕扭曲
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② 惯习面和不变平面 马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这 一定的晶面即称为惯习面。马氏体和母相的相界 面，中脊面都可能成为惯习面。 钢 中 ： < 0 . 5 % C ， 惯 习 面 为 { 111 } γ ， 0 . 5 ～ 1.4%C，为{225}γ，1.5～1.8%C，为{259}γ。 直线划痕在倾动面处改变方向，但仍保持连续， 且不发生扭曲。说明马氏体与母相保持切变共格， 惯习面未经宏观可测的应变和转动，即惯习面为 不变平面。
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5016’
图4-6 奥氏体 (111)面上马氏体的六种不同K-S取向
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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）。
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图4-7 奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向
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G
A
Δ GA→M
临界驱动 力
Δ GA→M
M
Ms
T0
Ms
T0
温度
图4-19 奥氏体与马氏体的自由能-温度曲线示意图
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（2）其它因素对Ms 点的影响
① 奥氏体的晶粒大小
奥氏体晶粒细化 → Ms ↓
晶粒细化 → σs ↑→ 切变阻力↑ → Ms ↓
② 弹性极限以内的应力
多向压应力阻碍马氏体转变，→ Ms ↓
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（3）马氏体和奥氏体具有一定的位向关系 相变以共格切变方式进行所至。 ① K-S 关系： {111}γ∥{110}M ; <110>γ∥<111>M 由于3个奥氏体<110>γ方向上(每个方向上有2 种马氏体取向)可能有6种不同的马氏体取向, 而奥氏体的 {111}γ 晶面族中又有4种晶面， 从而马氏体共有24种取向（变体）。