第5章 马氏体相变

4、表面马氏体相变

条件：稍高于Ms点等温，在试样表面形成M ； 原因：表面形成马氏体时可以不受三向压应力的阻碍，所 以表面的相变开始点较高； 形核过程也需要孕育期，但长大速度极慢。

小 结
1）降温瞬时形核、瞬时长大是变温马氏体相变，如碳钢、 低合金钢；
2）等温形核、瞬时长大是等温马氏体相变，如某些高碳钢、 高合金钢 3）自触发形核、瞬时长大是爆发型马氏体相变，如 Fe-Ni-C 合金。
第2节 马氏体相变热力学
一、马氏体相变热力学 条件

相变驱动力：新相 与母相的自由能之 差，由过冷提供。 To ：两相热力学平 衡温度。 相变的阻力：新相 形成时的界面能和 应变能。切变和晶 体缺陷等均使马氏 体相变阻力增大。




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，
远远超过了其溶解度， 所以引起点阵畸变， 使体心立方点阵变成 体心正方点阵。
第五节 马氏体相变动力学

马氏体相变速度：取决于形核率和长大速度 当奥氏体过冷到Ms点以下时，能形核的晶核瞬时 形成，瞬时长大。需不断降温，晶核才能不断形成， 形核速度极快。 马氏体相变驱动力很大，原子近程迁移所需的激活 能极小，所以形核后长大速度极快。10-4~10-7S 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。
子之间的相对位移不超过一个原子间距。无扩散型相变

所有参与转变的原子的运动是协调一致的，原有原子的邻
居关系不被破坏。

结构：晶体点阵发生改组。 条件：低温下，原子已不能扩散。 特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定 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 臵没变。 Fe-C合金中，在-20~-195ºC之间，每片M的形成 时间约为：0.5~510-7s。



淬火：将钢加热到Ac3 或Ac1以上，保温后以大于临界 冷却速度的速度冷却，以获得马氏体或下贝氏体的热 处理工艺。 马氏体转变的临界冷却速度：抑制所有非马氏体转变 的最小冷却速度。 马氏体的力学性能：高硬度、高强度。
•C<0.3%时为板条状马氏体； •C在0.3%~1.0%时为板条状马氏体和片状马氏体的 混合组织。

等温马氏体相变可以被快速冷却所抑制。
等温马氏体的形成，可以是原有马氏体片等温
继续长大，也可以从奥氏体中重新形核长大。
3、自触发形核、瞬时长大

Md：爆发转变温度； 相变突然发生，伴有响声，放 出相变潜热使试样温度升高； 一片M形成时，其尖端应力可 使另一片马氏体形核和长大； 转变量可达70%，继续降温才 能继续转变，但转变量减小； 马氏体长大速度极快，且与温 度无关； 细晶粒合金爆发转变量较小。 上述三种相变的差别： 形核和形核率
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。



二、马氏体相变的无扩散性

在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难，
马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原
1、降温瞬时形核、瞬时长大：(碳钢、低合金钢)



1.
结论：
降温瞬时形核、瞬时长大的马氏体相变速度仅取 决于由冷却速度所决定的形核率，与长大速度无 关；
马氏体转变量仅取决于冷却时所达到的温度，与 该温度下的停留时间无关；
2.

是碳钢和低合金钢马氏体相变的类型；
当Ms点高于100C，则在Ms点以下的相变过程 相似。


当A过冷到马氏体相变终了 点 Mf 以下时，马氏体停止 转变，此时未转变的奥氏体 称为残余奥氏体。 马氏体转变的不彻底性。 Ms点低于室温时淬火得A 冷处理：若Ms点高于室温，
Fra Baidu bibliotek
Mf点低于室温 ，须冷却到
室温以下， A'—M
五、马氏体转变有可逆性
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。

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。 Ms 、As之间的温度差因引 入塑性变形而减小，使Ms 点上升到Md 、使As点下降 到Ad Md 和Ad 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。 Md和Ad的上下限为T0
Ad Md




塑性变形诱发马氏体相变的原因
•当温度为Ms 时，相 变的化学驱动力刚好 使马氏体发生相变； •形变所提供的能量 为机械驱动力； •引入形变使Ms 提高 到T1但小于T0 •结论：对奥氏体进 行塑性变性可诱发马 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。
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。
20钢淬火
板条状马氏体由若干 20~35m、位向大致平行 的板条群组成(A)
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)
每个同位向束由若干个平 行板条所组成(D) 每一个板条为一个马氏体 单晶体，0.55.020m
2、等温形核、瞬时长大
晶核形成过程： 等温过程中，某些尺寸小于该温度下临界晶核尺 寸的核胚有可能通过热激活而长大到临界尺寸。 相变特点： 马氏体晶核可等温形成； 晶核形成有孕育期； 形核率随过冷度增大而先增后减； 马氏体晶核形成后长大速度极快，且长大到一定 尺寸后也不再长大，所以转变量取决于形核率，与 长大速度无关； 马氏体的转变量随等温时间的延长而增加；
(110)
钢中马氏体的惯习面随碳含量和形成温度的不同而异，有 {111}、 {225}、 {259}。 惯习面是无畸变不转动的平面。
四、在一个温度范围内完成相变

当奥氏体过冷到马氏 体相变开始点Ms点以 下时，马氏体即刻开 始转变，且转变速度 极快，但需继续降温， 否则转变停止。
马氏体转变量是温度 的函数，而与等温时 间无关。

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。 形成条件：淬火。

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。
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 时会促进马氏体相变。 马氏体相变时产生体积膨胀， 故多向压应力阻止马氏体的 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。
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3、奥氏体化条件的影响

完全奥氏体化时，提高加热温度和延长保温时 间，一方面有利于碳及合金元素溶入奥氏体使 Ms点下降，另一方面又引起奥氏体晶粒长大， 相变阻力减小使Ms点升高，综合作用结果将使 Ms点有所升高； 不完全奥氏体化时，提高加热温度和延长保温 时间使Ms下降；
C>1.0%时为片状马氏体；
第一节 马氏体相变的主要特征
一、切变共格和表面浮突现象
M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面浮凸， 说明M相变是通过奥氏体均匀切变方式进行的，M和A之间 的界面称为切变共格界面。
结

论：
M相变是通过原子的协调运动使晶体结构发生变化的相变。

马氏体形成是以切变方式实现的，马氏体和奥氏体之间界面上 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。


晶粒细化，则切变阻力增大，也使Ms下降。
4、淬火冷却速度的影响
如图：在淬火速度 较低或较高时， 出
现Ms点保持恒定的
台阶，在两种淬火 速度之间， Ms随淬 火速度的增大而升 高。
5、磁场的影响


钢在磁场中淬火冷却时将诱发马氏体相变，但马氏体 最终转变量不发生变化。 外加磁场使马氏体的自由能降低，实际上是用磁能补 偿了一部分化学驱动力。




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 金属及合金的高温相均可发生M相变。
三、有一定的位向关系和惯习面
• 马氏体相变时，新相和母相界面始终保持着切变 共格，相变后两相之间的位向关系仍然保持； K—S关系：1.4%C钢中马氏体和奥氏体之间的 位向关系，{111}//{110}’， 〈110〉//〈111〉’ • 可见：M在A中可能有24种不同的取向。 西山关系： {111}//{110}’， 〈112〉//〈110〉’
第四节 钢中马氏体的晶体结构




马氏体点阵常数和碳 含量的关系如图 钢中的马氏体是碳在 — Fe中的过饱和固 溶体，具有体心正方 点阵。 随碳含量增大，正方 度增大。 低碳钢淬火马氏体具 有体心立方结构

马氏体的点阵结构及 其畸变

碳原子在马氏体点阵
中的可能位臵如图：

碳在— Fe中的含量
第三节 马氏体相变晶体学的经典模型




马氏体相变仍是一个形核和核长大的过程。 马氏体的形核： 由于能量起伏和结构起伏，在奥氏体的晶体缺陷 处存在具有马氏体结构的微区——核胚。 奥氏体被过冷到某一温度时，尺寸大于该温度下 临界晶核的核胚将成为晶核，长成一片马氏体。 只有进一步降温才能使更小的核胚成为晶核而长 大。即马氏体瞬时形核、瞬时长大。 在等温时，某些尺寸小的核胚也有可能通过热激 活长大到临界尺寸，即等温形核，瞬时长大。
第六节 钢及铁合金中马氏体的组织形态
钢的成分、晶粒粗细、热处理条件不同 马氏体的组织形态、晶体结构、亚结构不同 钢的组织、性能不同 一、板条状(位错型)马氏体

常见于：低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢等 亚结构：高密度的位错
显微组织： 条状排列分布， 相邻的马氏体条 大致平行，位向 差较小， 平行的马氏体条 组成一个板条群 一个奥氏体晶粒 内可以形成几个 板条群。
马氏体等温转变动力学“C”曲线，随合金元素含量 增加右移。形核率随过冷度增大而先增后减；相变速 度随时间延长而先增后减、随等温温度降低也先增后 减。形核后长大速度极快，且只长大到一定尺寸。
时间


等温马氏体相变的特点：
相变不能进行到底，只有部分奥氏体可以等温
转变为马氏体，需增大过冷度才能继续进行。
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、 层错

马氏体定义： 马氏体是原子经无需扩散切变位移的晶格改组 过程、得到具有严格晶体学位向关系和惯习面 的、形成相中伴生极高密度晶体缺陷的组织。