材料热处理原理第四章 马氏体相变

在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大 致平行且方向一定的排列。
1、板条状马氏体
板条状马氏体由板条群所组成(图中A)，
板条群的尺寸约为20-35 µm，一个原始奥 氏体晶粒内可有几个板条群(常为3-5个)。
一个板条群又可以分成几个平行的区域
(图中B)，称为同位向束，同位向束之间呈
大角晶界。
短轴方向空隙：0.038nm 碳原子有效直径：0.154nm
水平：1.44a
垂直： a
c轴伸长(36%)、
体心正方（a=b＜c）
a轴缩短()
c/a---正方度或轴比 取决于含碳量：Cc/a,马氏体的点阵常数和钢中碳 含量的关系也可用下列公式表示
c a0
a
a0
c
/
a
1
式中 a0为α -Fe的点阵常数， a0 ＝２.861Å α =0.116 ± 0.002； β =0.113 ± 0.002； =0.046 ± 0.001； ρ-马氏体的碳含量（重量百分比）
应连继成群地（呈“Z”字形）
在很小的温度范围内大量形
成，伴有 20~30℃的温升和响
声。
3.其它形态的马氏体
（1）蝶状马氏体
Fe-Ni合金或Fe-Ni-C 立体外形呈V形柱状，横截面 呈蝶状，两翼之间的夹角一般为 136º，两翼的惯习面为(225)γ而两 翼相交的结合面为{100}γ。 亚结构：高密度位错，未发现孪晶 符合K-S关系
束不清晰；
碳含量在0.6-0.8%时，板条混杂生成的倾向性
较强，无法辨认板条束群和同位相束。
1、板条状马氏体
（2）晶体学特征 惯习面 {111}，位相关系符合K-S关系。
（3）亚结构 亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高
达0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量孪晶。从亚结构对材料 性能而言，孪晶不起主要作用 （4）残余奥氏体
４．影响M形态和内部亚结构的因素
（3）奥氏体的层错能
奥氏体层能较低时，易形成马氏体。 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
4. 影响M形态和内部亚结构的因素
2、片状马氏体
➢片状M形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，片
状M的大小取决于奥氏体晶粒的大小。
➢ 片状M的尺寸取决于以下因素：
①原始A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：最大尺寸的马氏体片细小到光学显微镜
下不能分辨时的马氏体。
（2）晶体学特征
4.1 马氏体的晶体结构
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
马氏体----碳在α-Fe 中的
过饱和固溶体。 M 或 ´
体心正方点阵 bct ---- ´
马氏体。
碳原子位于α-Fe的bcc扁八
面体间隙中心，即点阵各棱边 中央和面心位置。
奥氏体的点阵
马氏体点阵
长轴： 2 a 短轴：a
4. 影响M形态和内部亚结构的因素
（２）马氏体形成温度
随着马氏体形成温度的降 低，马氏体的形态将按 板条状片状蝶状薄片状 的顺序转化 亚结构：由位错转化为孪晶 。 片状M：随形成温度相变孪晶 区变大
4. 影响M形态和内部亚结构的因素
A成分一定时： Ms较高板条状M Ms略低板条M+片状M Ms更低片状M Ms极低薄片M
（259）γ
K—S 关系
K—S 关系
西山关系
(111) γ∥ (110) α [110] γ∥ [111] α
Ms>350 ℃
(111) γ∥ (110) α [110] γ∥ [111] α
Ms ≈200 ～100 ℃
(111) γ∥ (110) α [211] γ∥ [110] α
Ms<100 ℃
片状马氏体内部亚结构不均 的,可以将其分为以中脊为 中心的相变孪晶区和无孪晶 区。孪晶区所占比例与马氏 体的形成温度有关,形成温 度越低,相变孪晶区所占比 例越大。
铁碳合金马氏体类型及其特征
特征 惯习面 位向关系 形成温度 合金成份
%C
组织形态
亚结构
形成过程
板条状马氏体
片
状马氏体
（111）γ
（225）γ
蝶状M
3.其它形态的马氏体
（2）薄片状马氏体
Ms点极低的Fe-Ni-C合金 立体形状：薄片状,厚度约为3-10m 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
3.其它形态的马氏体
（3）马氏体
Cr-Ni（Mn）不锈钢、高锰钢 (低层错 能）
4. 影响M形态和内部亚结构的因素
（1） 化学成分的影响
母相的化学成分（特别是C）是影响 马氏体形态及其结构的主要因素：
碳钢：CMs、残余奥氏体量
C0.3%
板条M—Ms下较高温区
0.3 % C 1 % 板条M+片M
Ｃ1%
片状M—Ms下较低温区
合金元素
缩小相区— 板条M 扩大相区— 板条M片M
Cr、Mo、Si、Ti、W、Al Mn、Ni、Co、C、N、Cu
细小孪晶 .
降温成核，新的马氏体片（板条）只在冷却过程中产生。 长大速度较低。一个板条体大 长大速度较高，一个片体大约在 10-7 秒内形成。 约在 10-4 秒内形成。
无“爆发性”转变，在小于50%转变量内降温转变率约为 Ms 小于 0℃时有“爆发性”
1%/℃。
转变。新马氏体片不随温度下
降均匀产生，而由于自触发效
群。同位向束内板条体之间为 片与奥氏体晶界之间，片
小角晶界，板条群之间为大角 间交角较大，互相撞击，
晶界。
形成显微裂纹。
位错网络（缠结）。位错密度 宽度约为 50Å 的细小孪晶,以中脊为中心组成相变孪晶区,
随含碳量而增在，为0.3~0.9× 随 Ms 点降低,相变孪晶区增大。片的边缘部分为复杂的位 1012cm/cm3 有时也可见到少量 错组列。孪晶面为（ 112 ）α，孪晶方向为 [11 -1]α。
密排六方结构 立体形态：极薄片状 厚100~300纳米 亚结构：大量层错 层错能低易形成 取向关系：{111}//{0001}；
<110>//<1120> 惯习面：{111}
钢中各种马氏体的晶体结构、惯习面、亚结构及其与母相的位相关系
名称 板条马氏体
晶体结构
C≤0.2%， 体心立方 C≥0.2%， 体心正方
片状马氏体的惯习面及位相关系与含碳量 有关。
C<1.4%时，惯习面为{225}，与奥氏
体的位相关系为K-S关系
C>1.5%时，惯习面为{259}，位相关
系为西山关系，且在马氏体片的中间 有一条直线，称为中脊，厚度约为 0.5～1 m
C1.4%时，中脊比较明显。（一般把
中脊对应平面作为惯习面）。{259}马 氏体可以爆发形成，爆发形成的马氏 体常呈“Z”字型。
2.片状马氏体
常见于淬火中高碳（合金）钢、Fe-Ni（29%）。在 碳钢中，当含碳量大于1.0%时，形成片状马氏体。
（1）显微组织
特征是相邻马氏体片之间互不平行，而呈一定的角度。 它们的空间形态呈双凸透镜片状，称为透镜片状马氏体，由 于它与试样磨面相截而往往呈现为针状或竹叶状，故也称为 针状或竹叶状马氏体。
一个板条群也可以只由一种同位向束所
组成(图中C)。
每个同位向束由若干个平行板条所组成
(图中D)，每一个板条为一个马氏体单晶体，
其尺寸约为0.5 X 5.0 X 20 µm。
1、板条状马氏体
板条马氏体的微观组织与成分有关：
C<0.3%时，马氏体板条群及群中的同位相束
均很清晰；
C在0.3-0.6%之间时，板条束群清晰，同位相
共析钢： 过冷奥氏体转变
高温 中温
A：奥氏体 P：珠光体
Ｂ：贝氏体
低温
Ｍ：马氏体
共析钢过冷奥氏体等温转变曲线
第四章 马氏体相变
本章主要内容
• 马氏体的晶体结构 • 马氏体的组织形态 • 马氏体相变的主要特征 • 马氏体相变热力学 • 马氏体相变的经典模型 • 马氏体相变动力学 • 奥氏体的稳定性 • 马氏体的机械性能
变组织的热处理工艺。
马氏体的命名
马氏体(martensite)是最先由德 国冶金学家 Adolf Martens (18501914)于19世纪90年代在一种硬矿物 中发现。一方面与蔡司光学仪器厂合 作设计适于金相观察的显微镜,另一方 面对钢铁的金相进行了大量的系统研 究, 发现了低碳钢的时效变脆现象。 马氏在改进和推广金相技术方面起了 很大的作用。为了纪念马氏在改进和 传播金相技术方面的功绩,Osmond 在1895 年建议用他的姓氏命名钢的 淬火组织——Martensite, 即马氏体。
片状马氏体
体心正方
蝶状马氏体 薄片状马氏体
马氏体
体心正方 体心正方
密排六方
惯习面 {111}
亚结构 与母相的位相关系
位错
K-S
C≤1.4%，{225} C﹥1.5%，{259}
{225} {259} {111}
孪晶
位错 孪晶 层错
K-S 西山
K-S K-S {111}//{0001} <110>//<1120]>
C＞0.2%-----体心正方 C＜0.2%-----体心立方
4.2 马氏体的组织形态
• 淬火获得马氏体组织是钢件强韧化的重要 基础