4.2马氏体相变的分类及动力学
马氏体转变动力学
马氏体转变动力学马氏体转变也是形核和长大过程，铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体上可以分为四种类型。
（一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大）是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。
其动力学特点为：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。
按马氏体相变的热力学，钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大，相变驱动力很大，同时，马氏体长大过程中，其共格界面上存在弹性应力，使界面移动的势垒降低，而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移，因此，长大激活能很小。
所以马氏体长大速度极快，以致于可以认为相变速度仅取决于形核率，而与长大速度无关。
马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。
降温形成马氏体的量，主要取决于冷却所达到的温度，即M S以下的深冷程度，等温保持时转变一般不再进行，这一特点意味着，成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称其为非热学性转变。
奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响，但其对马氏体转变动力学的影响，几乎完全是通过M S点起作用，在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。
冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。
只要是在马氏体转变之前，无论是缓慢冷却或冷却中断，都会引起马氏体转变发生迟滞，导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。
这种现象称为奥氏体稳定化。
影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。
例如：化学成分对M S点有显著影响，结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异，如下表所示。
每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al50 20 11 10 9 8 6 -3 -4Aˊ量变化(%)可以看出，碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著，般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。
马氏体相变的分类
马氏体相变的分类
徐祖耀
【期刊名称】《金属学报》
【年(卷),期】1997(33)1
【摘要】马氏体用变按动力学分为变温相变和等温相变按热力学和界面动态分为
热弹性相变、近似热弹性相变和非热弹性相变，其判据为（1）临界相变驱动力小，热滞小；（2）相界面能往复（正、逆）运动；（3）形状应变由弹性协作，马氏
体内的弹性储存能对逆相变驱动力作出贡献按形核机制分为近似局域软模形核和层错形核，前者母相强化阻碍相变开动；后老母相强化不影响从。
【总页数】9页(P45-53)
【关键词】马氏体;相变;分类;金属
【作者】徐祖耀
【作者单位】上海交通大学
【正文语种】中文
【中图分类】TG111.5
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第四章 马氏体相变
第四章 马氏体相变随着科学技术的发展和人们对材料性能的要求越来越高，材料相变的研究也成为了一个热门的领域。
其中，固态相变是最为基础和广泛的相变形式之一。
在这其中，马氏体相变是一个相对特殊和有意义的相变过程。
一、马氏体相变的定义和分类马氏体相变，是指在含碳钢中，当钢经过一定的热处理过程后，在室温下形成一种具有变形性能的组织结构。
其核心原理是在高温下形成一种奥氏体，然后通过快速冷却过程，在室温下形成一种具有弹性、变形及塑性的马氏体组织结构。
根据马氏体相变的不同起始组织结构，其可以分为两种类型：一类是由完全奥氏体组成的马氏体相变，另一类是由贝氏体（以及在贝氏体上产生马氏体）组成的马氏体相变。
1.完全奥氏体马氏体相变当钢经过高温处理后，在其细小的晶粒中，完全转化为奥氏体组织。
通过钢的快速冷却 （通常在水、油、盐水等介质中进行），奥氏体中的部分碳原子被固溶，在马氏体的组织中重新排列，最终形成一种具有高强度和塑性的马氏体组织结构。
这种马氏体相变过程，称为完全奥氏体马氏体相变。
2.贝氏体马氏体相变贝氏体正常情况下是由冷却慢、回火温度低的钢中形成的。
它是由一种由铁与铁素体间化合物构成的细小晶粒组成的组织，这种组织强度比较低，韧性高，且具有较高的弹性变形和形变能力。
当这种钢经过高温处理后，由于组织发生了相变，大量贝氏体消失，而代替它的则是奥氏体组织。
这样在快速冷却的过程中，就会在奥氏体中形成一定数量的针状马氏体组织结构。
二、马氏体相变的影响因素马氏体相变的过程涉及到多个变量和影响因素，其中最重要的一些因素包括：1.冷却速度作为一种固态相变过程，马氏体相变的核心就是快速冷却过程。
通常来说，冷却速度越快，产生的马氏体组织也就越细小，强度也就越高。
2.合金元素含量合金元素在钢制造中有着重要的作用。
它们可以调节钢的合金成分和钢的性能，使钢的性能得到提升。
其中，加入Cr、Ni、Mn等元素可以有效地提高马氏体相变的开始和结束温度，这有利于得到良好的马氏体组织结构。
4.2马氏体相变的分类及动力学
1．按相变驱动力分类 2．按马氏体相变动力学特征 分类
1．按相变驱动力分类
1）.相变驱动力大的马氏体相变。相变驱动力较大，
达几百卡/克原子. 2）.相变驱动力小的马氏体相变。这种相变的驱动力
很小，只有几卡/克原子到几十卡/克原子。如面心 立方的母相转变为六方相马氏体以及热弹性马氏体。
马氏体和母相的自由焓 与温度的关系示意图
马氏体相变动力学分为：
①变温相变动力学，碳素钢、合金钢的马氏体 相变一般属于此类；
②等温相变动力学，在Fe-Ni-Mn等特殊合金中 出现；
③爆发型转变动力学，在Fe-Ni合金中出现； 此外，还有如在铬轴承钢和高速钢中出现的变 温转变兼有等温相变的动力学。
本节主要讲热弹性马氏体。
热弹性马氏体形成特点是：
冷却到略低于T0温度开始形成马氏体，加 热时又立刻进行逆转变，相变热滞很小。 如图4-8示出了相变热滞的比较。可见， Fe-Ni合金马氏体相变的热滞大。冷却时， 冷到Ms= -30℃，发生马氏体相变；加热 时，温度升到As =390℃，马氏体逆转变 为奥氏体。而Au-Cd马氏体相变的热滞小 得多。
表 面 马 氏 体 的 惯 习 面 不 是 225 而
是 112 。位向关系是西山关系，形貌
为条片状。
18CrNiWA钢的表面马氏体的変温转变（a）冷却到 375℃，～1％马氏体；（b）冷却到345℃，8％马 氏体；（c）冷却到330℃，50％马氏体；
表面马氏体在奥氏体晶界处形核
表面马氏体转变也是形核和核长大的过 程。形核地点是在奥氏体晶界处。
2）．等温马氏体相变
某些Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金或某些高合金钢，在 一定条件下恒温保持，经过一段孕育期也会产生马 氏体，并随着时间的延长，马氏体量增加。此称为 马氏体的等温形成
马氏体相变动力学km方程
马氏体相变动力学km方程1. 引言相变是物质在一定条件下从一种状态转变为另一种状态的过程。
马氏体相变是一种重要的相变现象，常见于金属合金中。
马氏体相变动力学km方程是用来描述马氏体相变过程中组织演化的数学模型。
本文将介绍马氏体相变的基本概念、马氏体相变动力学理论以及km方程的推导和应用。
2. 马氏体相变基本概念马氏体是指具有特殊结构和性质的固态材料，在低温条件下能够发生固-固相变。
马氏体相变通常伴随着晶格结构和形态的改变，具有显著的形状记忆效应和超弹性等特性。
这些特性使得马氏体在材料科学、机械工程等领域具有广泛应用价值。
3. 马氏体相变动力学理论3.1 相界理论根据热力学原理，物质在不同温度和压力下会处于不同的平衡态，而相变则是不同平衡态之间的转变过程。
相界理论是描述相变的基本理论之一，它通过构建相图来描述材料在不同温度和组成条件下的平衡态。
3.2 马氏体相变动力学马氏体相变动力学研究的是马氏体相变过程中组织演化的动力学行为。
马氏体相变通常包括两个阶段：核化和长大。
核化是指马氏体晶胞在母相中形成新晶胞的过程，而长大则是指这些新晶胞逐渐增大并扩展到整个母相中。
3.3 km方程km方程是描述马氏体相变动力学的数学模型，其中k表示核化速率，m表示长大速率。
该方程可以用来预测材料在不同温度、时间和应力条件下的马氏体相变行为。
4. km方程推导和应用4.1 km方程推导km方程的推导涉及到复杂的数学和物理计算，这里将简要介绍其主要思路。
首先，根据热力学原理和统计物理理论，可以建立起核化速率k与温度、应力等因素的关系。
然后，通过实验和观察，可以确定长大速率m与时间、晶体结构等因素的关系。
最终，结合这两个速率，得到km方程。
4.2 km方程应用km方程可以应用于材料设计、工艺优化等领域。
通过对km方程的求解和分析，可以预测材料在不同条件下的相变行为，从而指导实际生产中的工艺参数选择和性能优化。
5. 结论马氏体相变动力学km方程是描述马氏体相变过程中组织演化的重要数学模型。
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。
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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马氏体相变
（1）低碳钢立方马氏体（<0.2%C）
板条马氏体（低碳M、位错M）： 体心立方结构。具有高密度位错（约 0.3~0.9×1012cm-2 ） 的 亚 结 构 ， 属 位错马氏体。其惯习面原为｛111｝ γ ， 现修改为｛557｝ γ 。与母相的位向关系 为K-S关系。
低碳板条状马氏体 0.03C-2Mn
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Fe-Ni-C £ Ni24~35% £ ¨ ¬ C~1.0%£ ©
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时，在瞬间形成大量马氏体，T～f曲线的开始阶段呈垂直上升的势态。 称爆发型马氏体相变。
自促发形核、瞬时长大
（4）弹性马氏体相变
弹性马氏体相变是指马氏 体与母相的界面可以发生 双向可逆移动。分为热弹 性和机械弹性两类。
热弹性马氏体的弹性消长
形状记忆效应
一些形状记忆合金
4.3 马氏体相变热力学
将 G 0 的温度定义为T0
Ms、Mf、As、Af、T0与合金成分的关系
As-Ms可因引入塑性变形而减少。 在Ms点以上对奥氏体进行塑性变 形，可诱发马氏体相变而使Ms点上 升到Md点。相应地，塑性变形可使 As点下降至Ad点。 Md点和Ad点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。它们的极限温度均为T0。
马氏体相变动力学主要类型及其特点
细晶粒合金的爆发转变量较小。
马氏体的爆发转变，常因受爆发热的影响而伴有马氏 体的等温形成。
8
概括以上三种相变的特点可以看出， 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。
9
4．表面马氏体相变
将试样在稍高于其合金Ms点的温度等温保持，
往往在试样表面会形成马氏体。若将马氏体磨去，
11
f =1-6.956×10-15[455-(MS-tq)]5.32 f =1-exp[-1.10×10-2△T]
可见，tq越低，马氏体转变体积分数f越大。当tq与MS差值达 455时，转变马氏体的体积分数可达1。
2. 等温马氏体转变
出 现 于 Fe-26%Ni19%Mn，Fe-26%Ni-3%Cr， 高C高Mn钢中,为等温转变。 过冷奥氏体向马氏体 转变可以用类似C曲线T— τ等温图来描述。 特点：等温形核、瞬 时长大。有孕育期，C曲 线，但等温转变不完全。 右图为Fe-23.2%Ni 3.62%Mn合金中马氏体等 温转变的曲线。可用时
间—温度—转变量（TTT） 曲线来表示
(1) 等温形成马氏体核；形核有孕育期，形核率 随过冷度增加先增后减。 (2) 长大速度极快，到一定尺寸后即停止。大小 与上一类马氏体相同。 (3) 转变速度随时间增加，先增后减。 (4) 等温马氏体转变不能彻底转变，只是部分转 变。 (5) 变温转变中也有少量等温转变--通过等温形 成新核； 原有的变温马氏体等温过程中也会长大。
图为爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系
爆发转变停止后，为使马氏体相变得以继续进行，必 须继续降低温度。而后继转变曲线的斜率随爆发转变量 增大而减小。
7
由于爆发转变时马氏体晶核是由转变开始时形成的第 一片马氏体触发形成的，故称为自触发形核。马氏体片的 长大速度极快，且与温度无关。 晶界是爆发转变传递的障碍，因此在同样Mb温度下，
马氏体相变
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
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。
§4.3.4 工业用钢淬火马氏体的金相形态
（1）低碳钢中的马氏体 C%＜0.3%的低碳钢、低碳低合金 钢，如 20# 、 15MnVB 钢等，组织为 板条马氏体，具有高强度、高韧性、 低的冷脆转化温度。
（2）中碳结构钢中的马氏体 如45#、40Cr 钢等，淬火后为板条马 氏体+片状马氏体的混合组织。 由于通常选用较低的奥氏体化温度， 淬火后获得的组织极细，光学显微镜较 难分辨。
扁八面体： 长轴为 2a ，短轴为c α-Fe点阵中的这个扁八面体间隙在短轴方向上的 半径仅为0.19埃，而碳原子有效半径为0.77埃， 因此，在平衡状态下，碳在α-Fe中的溶解度极小 （0.006%）。 一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值，所 以会引起点阵发生严重畸变。 短轴方向的铁原子间距伸长36%，而在另外两个 方向则收缩4%，使体心立方变成体心正方点阵。
（1）化学成分和形成温度的影响
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
随碳含量增加及温度降低，马氏体形态由板条状向片状转化
合金元素： 缩小γ相区的元素均促使得到板条马氏体 扩大γ相区的元素均促使得到片状马氏体
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。
马氏体相变及其在材料中的应用
马氏体相变及其在材料中的应用摘要：本文综述了马氏体相变的定义、分类、相变特征认识的进程, 以及与马氏体相变密切相关的形状记忆材料的发展。
以及形状记忆效应、铁基合金马氏体研究进展作总结。
对马氏体相变，形状记忆合金的继续研究和应用作了展望。
关键词：马氏体相变形状记忆合金形状记忆效应1前言马氏体相变定义: 替换原子经无扩散变换位移 (均匀和不均匀形变 )并由此产生形状改变和表面浮突呈不变平面应变特征的一级形核长大型的相变或简单地将马氏体相变称之为替换原子经无扩散切变(原沿相界面作协作运动 )并使其形状改变的相变[1]。
Delaey [2,3]将存在马氏体相变的不同合金系分为 : (l)溶剂原子具有同素异构转变的合金如铁及铁基合金；密排结构间的切变如Co及Co合金、稀土及其合金; (2 )具β相 Hume-Rothery结构及Ni基的形状记忆合金;(3)具有立方-正方(四角)的应力弛豫孪生马氏体的合金, 如镍基、锰基合金及Al5化合物等。
按动力学的不同特征将相变分为变温相变和等温相变；按热力学和相面动态将相变分为热弹性相变半热弹性相变和非热弹性相变。
,2马氏体相变分类马氏体相变动力学特征可分为四类: 变温式、等温式、爆发式和热弹性马氏体相变。
(1)变温马氏体大多数合金系具有变温马氏体相变特征。
如图1所示，成分为C的马氏体点为M s，在冷却过程中，温度降低到 Ms以下发生相变，不断降温,不断转变,转变量取决于冷却到达的温度 Tq。
如图所示,奥氏体冷却到马氏体点 Ms时,开始形成马氏体，其转变量f随着温度的降低而不断增加到达马氏体转变终了点( Mf) 温度时，并没有得到100% 的马氏体，而是尚有残余。
图 1 碳素钢变温马氏体相变动力学曲线多数钢的过冷奥氏体经变温转变形成马氏体，因此钢经淬火至室温时的残留奥氏体由马氏体点Ms、M f 来决定。
当马氏体点低时，Mf在室温以下时,将有较多的残留奥氏体。
如图2所示。
第4章 马氏体转变
惯习面：马面示意图
M板条或 片总是平 行于母相A 某个晶面
（5）马氏体相变的非恒温性和不完全性
M转变非恒温性的特点
1)无孕育期，在一定温度下转变不能进行 到底。 2)有转变开始和转变终了温度。M转变在 不断降温下进行，转变量是温度的函数 3)有些Ms在0℃以下的合金，可能爆发形 成 4)有些可能等温形成，但不能转变完全。
二、影响M形态和亚结构的因素
一）化学成分 C：为主要因素 C%，由M板条M片、M薄板 C＜0.3% 板条状 C＞1.0% 透镜片状M 0.3－1.0% 板条和片混合结构
合金元素影响（Me）：
(1)缩小相区的 Me（Mo、W、Si、Al、 Nb、V等） 板条M (2)扩大相区的Me（Ni、Mn、Cu、N） 促使板条M转化为片状 能显著降低层错能的Me ’-M
（4）片状马氏体尺寸决定因素：
① 奥氏体晶粒越粗大，则马氏体片越大； ② 奥氏体晶粒越细小，则马氏体片越小。 ③当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜 无法分辨时，便称为隐晶马氏体。 例：高碳钢尤其是高碳合金钢，由于正常 淬火时有大量未溶碳化物，阻碍了奥氏体晶 粒的长大，晶粒细小，淬火得到的马氏体一 般都是隐晶马氏体。
（5）透镜片状马氏体的亚结构：
① 主要是孪晶。 ② 孪晶间距约为5~10nm，因此片状马氏体又称为孪 晶马氏体。 ③ 孪晶仅存在于马氏体片的中部，在片的边缘则为 复杂的位错网络。形成温度愈低，孪晶区所占比例就愈大。 ④ 片状马氏体的惯习面及位向关系与形成温度有关： 形成温度高时，惯习面为{225}，位向关系为K-S关系；
形成温度低时，惯习面为{259}，位向关系为西山关系。
⑤ 在马氏体针的中间有一直线，称为中脊。在 电子显微镜下可以看清楚，这个中脊面是密度很 高的微细孪晶区。
第4章_马氏体转变
4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
共格界面的界面能比非 共格界面小，但其弹性应 变能却较大。因此随着马 氏体的形成必定会在其周 围奥氏体点阵中产生一定 的弹性应变，从而积蓄一 定的弹性应变能 (或称共格 弹性能) 。
马氏体形成时在其周围奥氏体点阵 中引起的应变场(示意图)
4.1.2 马氏体转变的特点
马氏体转变量是在 Ms～Mf 范围内通过不断降温来增 加， 即马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关。
马氏体转变量与温度和等温时间的关系图
在很多情况下，冷却到Mf 温度后，并不能得到 100%的马氏体组织，仍然保留部分未转变的奥氏体， 称为残余奥氏体，以AR表示。这种现象称为马氏体 转变的不完全性。
另外，马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致，这表 明马氏体转变时也没有发生碳的扩散。因此，马氏体转 变属于无扩散型相变。这是它与其它类型相变相区别的 一个重要持点。
4.1.2 马氏体转变的特点
3. M转变的位向关系及惯习面
马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关 .2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
可见，马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏 体和奥氏体之间界面上的原子为两相所共有，即新相和 母相间保持共格关系。
4.1.2 马氏体转变的特点
1. 表面浮凸效应和共格切变性
由于这种界面是以母相切变维持共格关系，故称为 “切变共格”界面，即原A中的任一平面在转变成M后 仍为一平面。M的长大便是依靠母相中原子做有规则的 迁移（切变）使界面推移而不改变界面上共格关系。
马氏体的正方度取决于其碳含量，碳含量愈高，其点 阵中被充填的碳原子数量愈多，则正方度便愈大。当 wC＜0.25%时，c/a=1，马氏体为体心立方晶格。
第5章-马氏体相变
二、影响钢中Ms点的主要因素
1、化学成分的影响
Ms点主要取决于钢 的化学成分。
碳含量的影响最显 著，随钢中碳含量 的增加，Ms点和Mf点 的变化并不完全一 致。
N和C一样在钢中形 成间隙固溶体，对 相均有固溶强化作 用，所以使马氏体 相变阻力增大，且C、 N还是稳定相的元 素，所以强烈地降 低Ms点。
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：影响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, Martensite）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。
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 （ZrO2）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。
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。
一个板条群可分成几个呈 大角晶界的平行的区域— 同位向束(B)
一个板条群也可只由一种 同位向束组成(C)
马氏体相变
马氏体总是在母相的一定晶面上形成，并且沿一定的 晶向生长，这个晶面和晶向分别称为马氏体的惯习面和惯
习方向。
马氏体的惯习面是马氏体与母相间的界面，也就是马 氏体形成时的切动面，此面在生长过程中既不畸变也不转 动，这样的平面称为不变平面，因此马氏体的惯习面为不 变平面。
马氏体惯习面的空间取向并不是完全一致，不同马氏
处的母相原子协同地集体迁移到马氏体中去，迁移距离不
超过一个原子间距，这一点与扩散型相变明显不同。
2、表面浮凸和共格切变性
马氏体相变时，除了均匀 的体积变化外（钢中马氏体相 变大约产生3～4%的体积应 变），在转变区域中还会产生
点阵畸变，在经过抛光的样品
表面上出现晶面的倾动，并使周围基体产生变形，这种现象称 为表面浮凸，如图。 如果在抛光表面上预先画上一条直线刻痕，马氏体相变后， 直线刻痕在相界面处出现转折，形成了折线。
效果远不如间隙型溶质原子的强烈。
合金元素按降低Ms点的程度由强到弱排列：Mn、Cr、Ni、 Mo、Cu、W、V、Ti。其中强碳化物形成元素W、V、Ti 等一般在钢中以碳化物形式存在，加热时溶入奥氏体中的
量很少，故对Ms点影响不大。
（2）塑性变形
实验证实，对有些材料在Ms点以上进行塑性变形，可以应力
诱发马氏体相变，使材料的Ms升高至Md点，Md称为应力诱 发马氏体相变的开始温度，理论上讲，Md的上限温度不能超 过T0。塑性变形量越大，变形温度越低，应力诱发的马氏体 量就越多。
（3）奥氏体化条件
钢的加热工艺规范对马氏体相变点的影响较为复杂。 奥氏体化加热温度越高或保温时间越长，碳和合金元素溶 入到奥氏体中的就越多，相变的切变阻力就越大，使Ms 点下降。
五、非扩散型相变
马氏体转变
马氏体均细小，不致引起显微裂纹
（二）减少显微裂纹的途径
1. 降低高碳钢的奥氏体化温度，采用不完全淬火。
2. 淬火后立即回火使大部分显微裂纹弥合。
3. 热弹性马氏体与伪弹性马氏体
热弹性马氏体：温度的升降可以引起热弹性马氏体的消长； 伪弹性马氏体：具有热弹性的马氏体，在Md点以下Ms点以上施加 应力会诱发马氏体相变，代替温度对马氏体转变的作用。即应力的升降
① K-S关系： {110} αˊ∥{111}γ； <111> αˊ∥<110>γ
按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取向
1,1,1 1,1,1 1,1,1 1,1,1 1,1,1
1,1,0 1,1,0 1,0,1 0,1,1 1,1,0 1,0,1 0,1,1
3. 马氏体的晶体结构 钢中的马氏体的晶体结构被认为是碳在α－Fe中过饱和固溶体。
α－Fe
a0＝0.2861nm
点 阵 常 数
c/a称为正方度
c c/a a ωc/% ωc为α－ Fe中的碳 含量！！
二、马氏体转变的基本特征： 1.转变不需要扩散
a0
马氏体转变只有点阵改组而无成份变化，转变时原子做有规律的整体迁移， 相邻原子之间移动的相对位移不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发 生变化，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5×10-5─5×10-7 秒）
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。 由于转变时所产生的高弹性应力场，致使片状
马氏体通常凸透镜片状，所以有时又称凸透镜片状
马氏体； 相界面不再是平面而是曲面；
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2）．等温马氏体相变
某些Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金或某些高合金钢，在
一定条件下恒温保持，经过一段孕育期也会产生马 氏体，并随着时间的延长，马氏体量增加。此称为 马氏体的等温形成
Fe-Ni-Mn合金等温马氏体转变动力学C-曲线
轴承钢等温马氏体 组织
U-0.85Cr合金等温马 氏体转变C-曲线。
4.2
马氏体相变的分类 及动力学
1．按相变驱动力分类 2．按马氏体相变动力学特征 分类
内蒙古科技大学 刘忠昌教授
1．按相变驱动力分类
1）.相变驱动力大的马氏体相变。相变驱动力较大，
达几百卡/克原子. 2）.相变驱动力小的马氏体相变。这种相变的驱动力 很小，只有几卡/克原子到几十卡/克原子。如面心 立方的母相转变为六方相马氏体以及热弹性马氏体。
Fe-Ni 合金和Au-Cd合金马氏体相变的热滞
热弹性马氏体形成的本质性特征
热弹性马氏体形成的本质性特征是：马 氏体和母相的界面在温度降低及升高时， 作正向和反向移动，并可以多次反复。 从 Ms 降到 Mf ，再升温到 As 、 Af ，每一 片马氏体都可以观察到形核 — 长大 — 停 止 — 缩小 — 消失这样一个完整的消长过 程。
钢中一般不发生热弹性马氏体相变
在钢中，奥氏体可转变为变温马氏体。 1）由于相变热滞很大，难以发生逆转变。 2）在马氏体相变过程中，碳原子已经扩 散，或马氏体随即自回火； 3）马氏体和奥氏体的共格界面已经破坏， 当然难以逆转变为奥氏体了。
5.表面马氏体的形成
表面马氏体则不受三向压应力的阻碍，比 较容易转变。在稍高于Ms点的温度下等温， 往往会在表面出现马氏体组织，称为表面 马氏体。 而 表 面 马 氏 体 的 惯 习 面 不 是 225 。位向关系是西山关系，形貌 112 是 为条片状。
18CrNiWA钢的表面马氏体的変温转变（a）冷却到 375℃，～1％马氏体；（b）冷却到345℃，8％马 氏体；（c）冷却到330℃，50％马氏体；
表面马氏体在奥氏体晶界处形核
表面马氏体转变也是形核和核长大的过 程。形核地点是在奥氏体晶界处。
热弹性马氏体形成特点是：
冷却到略低于 T0 温度开始形成马氏体，加 热时又立刻进行逆转变，相变热滞很小。 如图 4-8 示出了相变热滞的比较。可见， Fe-Ni 合金马氏体相变的热滞大。冷却时， 冷到 Ms= -30℃，发生马氏体相变；加热 时，温度升到 As =390℃，马氏体逆转变 为奥氏体。而 Au-Cd 马氏体相变的热滞小 得多。
2．按马氏体相变动力学特征分类
1）．变温马氏体相变 在Ms以下，随着温度的降低，马氏体转变量不断增加 ， 转变量与（Ms-Tq）呈现线性关系。用下式表示：
其中，α为常数，取决于成分，对于碳素钢， α ＜0.011%C。
30CrNi4Mo钢马氏体 的变温动力学曲线
Fe-C合金变温马氏体相变动力学曲线
马氏体和母相的自由焓 与温度的关系示意图
马氏体相变动力学分为：
①变温相变动力学，碳素钢、合金钢的马氏体 相变一般属于此类； ②等温相变动力学，在Fe-Ni-Mn等特殊合金中 出现； ③爆发型转变动力学，在Fe-Ni合金中出现； 此外，还有如在铬轴承钢和高速钢中出现的变 温转变兼有等温相变的动力学。
a.25.5℃ e.-41℃
b.8.5℃
f.-29℃
c.-19℃
g.-17℃
d.-28.5℃
h.26.5℃
图4-7解
热弹性马氏体在升温、降温过程中的弹性消长 Ni- Cu14.2-Al4.3, Ms = -38℃, a)在室温施以少量塑性变形诱发部分马氏体 。 b) 到 h) 为降温和升温过程中的马氏体消长情况。
．爆发型马氏体相变
马氏体点低于室温的某些合金，当冷却到一定温度MB
（MB<Ms）时，在瞬间形成大量马氏体T—f曲线的开始阶 段呈垂直上升的势态。此称爆发型马氏体相变。
Fe-Ni-C合金马氏体 转变动力学曲线
4）.热弹性马氏体相变
弹性马氏体相变是指马氏体与母相的界面 可以发生双向可逆移动。分为热弹性和机 械弹性两类。 本节主要讲热弹性马氏体。