马氏体相变
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需要扩散，即能完成相变； (2)不变平面应变的晶格改组； (3)以非简单指数晶面为不变平面，即存在惯习面； (4)相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷：
如精细孪晶，高密度位错，层错等。
(5)相变引发特有的浮凸现象。
4.2 马氏体相变的分类
按相变驱动力分类 按马氏体相变动力学特征分类
4.2.1 按相变驱动力分类
（2）Ms点
Fe-C合金马氏体转变热滞大，可达200℃以上。当母相冷却到略低于 T0时，马氏体相变并不发生，必须过冷到远低于T0的某一温度Ms以下， 才能转变为马氏体。相变时的自由焓变化可表示为：
G
M
G
G
M
G G G 0
这项能量是用来稳定体心结构的“准马氏体”核
降温瞬时形核、瞬时长大
（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。称为马氏体的等温形成。
轴承钢等温马氏体
等温形核、瞬时长大
（3）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）
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）。
（2）惯习面
马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关 系，马氏体在母相的一定晶面上开始形成， 此晶面称为惯习面。通常以母相的晶面指数 表示。
钢中马氏体的惯习面随着含碳量和形成温度 不同而异，有：(557)γ, (225)γ, (259)γ 。 惯习面是无畸变不转动的平面 。
第4章 马氏体相变与马氏体
钢中马氏体的晶体结构
钢中马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体， 为体心正方点阵。 c/a称正方度 c、a及 正方度 c/a 与钢中碳含量成线性 关系： c = a0 + a = a0 - ß c/a = 1 + 其中： a0 = 2.861Å （α-Fe点阵常数） =0.116 ß=0.013 =0.046 ---- 马氏体的含碳量（wt%）
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-0.88C马氏体形貌
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-1.9C马氏体
马氏体片撞击裂纹(CrWMn)
TEM T10钢的隐晶马氏体
高碳钢在两相区加 热，奥氏体成分不
均匀，马氏体片长
大受到限制，尺寸
十分短小。
4.4.2 Fe-M系合金马氏体的晶体学参数、亚结构及形貌
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。
4.2.2 按马氏体相变动力学特征分类 （1）变温马氏体相变
1 f exp[ (M s Tq )]
3）热弹性马氏体热力学，相变驱动力很小，热滞小。
4.3.1 Fe-C合金马氏体相变热力学
（1）T0
任一成分的Fe-C合金奥氏体在T0以下均
应由面心立方点阵转变为成分相同的体 心立方（正方）点阵的α相。从合金热 力学得知，成分相同的奥氏体、铁素体 的化学自由焓随着温度的升高而下降， 由于下降的速率不同，故有一个交点T0
原子力显微镜试验表明，片状马氏体的 表面浮凸为N型
板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型
4.1.2 马氏体相变的无扩散性
试验依据：
马氏体相变无成分变化，仅仅是晶格改组 马氏体相变可以在相当低的温度下进行，而且转变速 度极快。例如，Fe-Ni合金，在-196℃，一片马氏体的形 成约需5×10-5～5×10-7s。
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能量，构成马氏体内部亚结构的储存能，相 变所需的其他应变能和表面能等。
也可以扩散型转变块状铁素体或贝氏体铁素体。
4.3.2 Ms点影响因素
化学成分的影响
Ms点影响因素
“C原子气团”对奥 氏体的强化作用
淬火冷却速度加快， “C原子气团”形 成被抑制
Md
形变与应力的影响
淬火速度的影响
Ms点影响因素
在如此低的温度下，转变速度极快，说明不可能以扩 散方式进行转变。
4.1.3 位向关系和惯习面 （1）位向关系
新相和母相界面始终保持着切变共格。因此，相变完成后，
两相之间的位向关系仍然保持着。
K-S关系
西山关系
G-T关系
K-S关系
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）。
4.1.5 相变在一定温度范围内完成
相变开始温度Ms
相变结束温度Mf
马氏体转变量是温度的函数，
而与等温时间无关
百度文库 无需孕育期，相变速度极快
4.1.5 相变具有可逆性
逆相变开始温度As 逆相变结束温度Af As – Ms大小差异大
马氏体相变的主要特征总结：
(1)无需扩散性；即无论间隙原子还是替换原子均不
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
板条马氏体（<0.2%C）
1个奥氏体晶粒内分3～5个板条群，1个板条群内分几个同 向位束，1同向位束由若干平行的马氏体板条组成。每个马
氏体板条为一个马氏体单晶体。
（2）正方马氏体(>0.2~1.9%C)
含碳量>0.2%时，晶体结构都是体心正方的。
中碳钢马氏体亚结构主要是高密度位错，有时含形变挛晶
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Fe-Ni-C £ Ni24~35% £ ¨ ¬ C~1.0%£ ©
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G M GM G 0
这项能量是用来使体心结构核胚变成稳定的
心的。认为从面心立方点阵到体心立方（正方）
点阵的马氏体相变，不管是位错圈为界面形成体 心核胚，还是不全位错产生层错形成体心核胚， 都可以设想为先形成体心结构微区作为核胚。这 种体心结构的核胚视具体条件，可能形成马氏体，
马氏体，消耗于核胚长大扩张时进行切变的
4.1.4 马氏体内的亚结构
钢的马氏体中，低碳马氏体内出现极高密度的位错。
在高碳马氏体中主要以大量精细孪晶作为亚结构，也 有高密度的位错；有的马氏体中亚结构是层错。 马氏体相变还有可逆性，非恒温性等现象。但是，钢 中的马氏体相变不存在可逆性。在钢中，马氏体转变 也有恒温形成的现象，即等温形成的马氏体。
（混合马氏体）。 高碳钢马氏体内的孪晶是相变孪晶，而且是大量的精细而 规则的（孪晶M、片状M、针状M）。 随着碳含量的提高，从低碳钢的板条状马氏体变为中碳钢
的板条状+片状马氏体，高碳钢的片状，凸透镜状马氏体。
板条马氏体和片状马氏体比较
针状马氏体（>1.0%C）
片状马氏体
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
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。
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。 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。
奥氏体化条件的影响
加热温度提高、保温时间延长的作用： 1）有利于C和合金元素溶入，Ms下降 2）奥氏体晶粒长大，缺陷减少， Ms上升
Ms点影响因素
外加磁场的影响：磁场使马氏体趋于稳定
4.4 马氏体的形貌
4.4.1 钢中马氏体形态和晶体学特征
钢种及成分（wt%） 低碳钢, <0.2%C 中碳钢, 0.2~0.6%C 高碳钢, 0.6~1.0%C 高碳钢, 1.0~1.4%C 超高碳钢, ≥1.5%C 18-8 不锈钢 马氏体沉淀硬化不 锈钢 高锰钢, Fe-Mn(13~25%Mn) 晶体结构 体心立方 体心正方 体心正方 体心正方 体心正方 hcp(ε/) bcc(α/) hcp(ε/) 惯习面 ｛557｝γ ｛557｝γ、 ｛225｝γ ｛225｝γ ｛225｝γ、 ｛259｝γ ｛259｝γ ｛111｝γ ｛225｝γ ｛111｝γ 亚结构 位错 位错及孪晶 位错及孪晶 孪晶、位错 孪晶、位错 层错 位错及孪晶 层错 组织形态 板条状 板条状及片状 板条状及片状 片状、凸透镜状 凸透镜状 ---板条状及片状 薄片状
（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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按相变特点，可将马氏体相变热力学分为三类：
1）由面心立方母相转变为体心立方（正方）马氏体的热力学，以铁基合 金为代表，对Fe-C合金已进行较多的工作，能直接由热力学数学处理求得
马氏体点（Ms）近似值；确定相变驱动力在282卡/克原子以上。
2）由面心立方转变为六方ε -马氏体的热力学，如钴、钴合金、Fe-Ni-Cr 不锈钢等，其相变驱动力较小，仅几卡/克原子。
C原子在马氏体点阵中的可能位置
碳原子发生有序分布，80%优先占据
c轴方向的八面体间隙位置，20%占
据其它两个方向的八面体间隙位置，此 时出现正方度。
4.1 马氏体相变的特征
切变共格性和表面浮凸现象
无扩散性
位向关系和惯习面
亚结构
4.1.1 切变共格性和表面浮凸现象
表面浮凸形貌
有人研究Fe－Ni－C合金｛259｝f型 马氏体的表面浮凸为帐篷型（Λ）； ｛557｝f马氏体和｛225｝f马氏体的 表面浮凸均为若干个小“N”型台阶构成。
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Fe-Mn(13~25% Mn) Fe-Ni-Cr
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。
TEM 45钢马氏体位错亚结构
CrWMn钢马氏体片内的孪晶和位错
TEM 45钢板条状马氏体
Fe-1.22C马氏体（黑色）
如精细孪晶，高密度位错，层错等。
(5)相变引发特有的浮凸现象。
4.2 马氏体相变的分类
按相变驱动力分类 按马氏体相变动力学特征分类
4.2.1 按相变驱动力分类
（2）Ms点
Fe-C合金马氏体转变热滞大，可达200℃以上。当母相冷却到略低于 T0时，马氏体相变并不发生，必须过冷到远低于T0的某一温度Ms以下， 才能转变为马氏体。相变时的自由焓变化可表示为：
G
M
G
G
M
G G G 0
这项能量是用来稳定体心结构的“准马氏体”核
降温瞬时形核、瞬时长大
（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。称为马氏体的等温形成。
轴承钢等温马氏体
等温形核、瞬时长大
（3）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）
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）。
（2）惯习面
马氏体转变时，新相和母相保持一定位向关 系，马氏体在母相的一定晶面上开始形成， 此晶面称为惯习面。通常以母相的晶面指数 表示。
钢中马氏体的惯习面随着含碳量和形成温度 不同而异，有：(557)γ, (225)γ, (259)γ 。 惯习面是无畸变不转动的平面 。
第4章 马氏体相变与马氏体
钢中马氏体的晶体结构
钢中马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体， 为体心正方点阵。 c/a称正方度 c、a及 正方度 c/a 与钢中碳含量成线性 关系： c = a0 + a = a0 - ß c/a = 1 + 其中： a0 = 2.861Å （α-Fe点阵常数） =0.116 ß=0.013 =0.046 ---- 马氏体的含碳量（wt%）
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-0.88C马氏体形貌
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-1.9C马氏体
马氏体片撞击裂纹(CrWMn)
TEM T10钢的隐晶马氏体
高碳钢在两相区加 热，奥氏体成分不
均匀，马氏体片长
大受到限制，尺寸
十分短小。
4.4.2 Fe-M系合金马氏体的晶体学参数、亚结构及形貌
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。
4.2.2 按马氏体相变动力学特征分类 （1）变温马氏体相变
1 f exp[ (M s Tq )]
3）热弹性马氏体热力学，相变驱动力很小，热滞小。
4.3.1 Fe-C合金马氏体相变热力学
（1）T0
任一成分的Fe-C合金奥氏体在T0以下均
应由面心立方点阵转变为成分相同的体 心立方（正方）点阵的α相。从合金热 力学得知，成分相同的奥氏体、铁素体 的化学自由焓随着温度的升高而下降， 由于下降的速率不同，故有一个交点T0
原子力显微镜试验表明，片状马氏体的 表面浮凸为N型
板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型
4.1.2 马氏体相变的无扩散性
试验依据：
马氏体相变无成分变化，仅仅是晶格改组 马氏体相变可以在相当低的温度下进行，而且转变速 度极快。例如，Fe-Ni合金，在-196℃，一片马氏体的形 成约需5×10-5～5×10-7s。
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能量，构成马氏体内部亚结构的储存能，相 变所需的其他应变能和表面能等。
也可以扩散型转变块状铁素体或贝氏体铁素体。
4.3.2 Ms点影响因素
化学成分的影响
Ms点影响因素
“C原子气团”对奥 氏体的强化作用
淬火冷却速度加快， “C原子气团”形 成被抑制
Md
形变与应力的影响
淬火速度的影响
Ms点影响因素
在如此低的温度下，转变速度极快，说明不可能以扩 散方式进行转变。
4.1.3 位向关系和惯习面 （1）位向关系
新相和母相界面始终保持着切变共格。因此，相变完成后，
两相之间的位向关系仍然保持着。
K-S关系
西山关系
G-T关系
K-S关系
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）。
4.1.5 相变在一定温度范围内完成
相变开始温度Ms
相变结束温度Mf
马氏体转变量是温度的函数，
而与等温时间无关
百度文库 无需孕育期，相变速度极快
4.1.5 相变具有可逆性
逆相变开始温度As 逆相变结束温度Af As – Ms大小差异大
马氏体相变的主要特征总结：
(1)无需扩散性；即无论间隙原子还是替换原子均不
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
板条马氏体（<0.2%C）
1个奥氏体晶粒内分3～5个板条群，1个板条群内分几个同 向位束，1同向位束由若干平行的马氏体板条组成。每个马
氏体板条为一个马氏体单晶体。
（2）正方马氏体(>0.2~1.9%C)
含碳量>0.2%时，晶体结构都是体心正方的。
中碳钢马氏体亚结构主要是高密度位错，有时含形变挛晶
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这项能量是用来使体心结构核胚变成稳定的
心的。认为从面心立方点阵到体心立方（正方）
点阵的马氏体相变，不管是位错圈为界面形成体 心核胚，还是不全位错产生层错形成体心核胚， 都可以设想为先形成体心结构微区作为核胚。这 种体心结构的核胚视具体条件，可能形成马氏体，
马氏体，消耗于核胚长大扩张时进行切变的
4.1.4 马氏体内的亚结构
钢的马氏体中，低碳马氏体内出现极高密度的位错。
在高碳马氏体中主要以大量精细孪晶作为亚结构，也 有高密度的位错；有的马氏体中亚结构是层错。 马氏体相变还有可逆性，非恒温性等现象。但是，钢 中的马氏体相变不存在可逆性。在钢中，马氏体转变 也有恒温形成的现象，即等温形成的马氏体。
（混合马氏体）。 高碳钢马氏体内的孪晶是相变孪晶，而且是大量的精细而 规则的（孪晶M、片状M、针状M）。 随着碳含量的提高，从低碳钢的板条状马氏体变为中碳钢
的板条状+片状马氏体，高碳钢的片状，凸透镜状马氏体。
板条马氏体和片状马氏体比较
针状马氏体（>1.0%C）
片状马氏体
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
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。
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。 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。
奥氏体化条件的影响
加热温度提高、保温时间延长的作用： 1）有利于C和合金元素溶入，Ms下降 2）奥氏体晶粒长大，缺陷减少， Ms上升
Ms点影响因素
外加磁场的影响：磁场使马氏体趋于稳定
4.4 马氏体的形貌
4.4.1 钢中马氏体形态和晶体学特征
钢种及成分（wt%） 低碳钢, <0.2%C 中碳钢, 0.2~0.6%C 高碳钢, 0.6~1.0%C 高碳钢, 1.0~1.4%C 超高碳钢, ≥1.5%C 18-8 不锈钢 马氏体沉淀硬化不 锈钢 高锰钢, Fe-Mn(13~25%Mn) 晶体结构 体心立方 体心正方 体心正方 体心正方 体心正方 hcp(ε/) bcc(α/) hcp(ε/) 惯习面 ｛557｝γ ｛557｝γ、 ｛225｝γ ｛225｝γ ｛225｝γ、 ｛259｝γ ｛259｝γ ｛111｝γ ｛225｝γ ｛111｝γ 亚结构 位错 位错及孪晶 位错及孪晶 孪晶、位错 孪晶、位错 层错 位错及孪晶 层错 组织形态 板条状 板条状及片状 板条状及片状 片状、凸透镜状 凸透镜状 ---板条状及片状 薄片状
（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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按相变特点，可将马氏体相变热力学分为三类：
1）由面心立方母相转变为体心立方（正方）马氏体的热力学，以铁基合 金为代表，对Fe-C合金已进行较多的工作，能直接由热力学数学处理求得
马氏体点（Ms）近似值；确定相变驱动力在282卡/克原子以上。
2）由面心立方转变为六方ε -马氏体的热力学，如钴、钴合金、Fe-Ni-Cr 不锈钢等，其相变驱动力较小，仅几卡/克原子。
C原子在马氏体点阵中的可能位置
碳原子发生有序分布，80%优先占据
c轴方向的八面体间隙位置，20%占
据其它两个方向的八面体间隙位置，此 时出现正方度。
4.1 马氏体相变的特征
切变共格性和表面浮凸现象
无扩散性
位向关系和惯习面
亚结构
4.1.1 切变共格性和表面浮凸现象
表面浮凸形貌
有人研究Fe－Ni－C合金｛259｝f型 马氏体的表面浮凸为帐篷型（Λ）； ｛557｝f马氏体和｛225｝f马氏体的 表面浮凸均为若干个小“N”型台阶构成。
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Fe-Mn(13~25% Mn) Fe-Ni-Cr
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。
TEM 45钢马氏体位错亚结构
CrWMn钢马氏体片内的孪晶和位错
TEM 45钢板条状马氏体
Fe-1.22C马氏体（黑色）