钢中马氏体组织形态、稳定化

改变奥氏体化温度可显著改变奥氏体晶粒大小，
但对马氏体板条宽度几乎无影响。 而板条群大小随奥氏体晶粒增大而增大，且两者 之比大致不变。所以一个奥氏体晶粒内生成的马氏体 板条群的数量基本不变。 随淬火冷却速度增大，马氏体的板条群径和同位 向束宽同时减小。所以，淬火时加速冷却有细化板条
状马氏体组织的作用。
对同一成分合金，随Ms点降低（如改变奥氏
体化温度）孪晶区所占比例也增大。
3．其他马氏体形态
1）蝶状马氏体 在Fe－Ni合金和Fe－Ni(Cr)－C合金中，当 马氏体在板条状马氏体和片状马氏体的形成温度 范围之间的温度区域形成时，会出现具有特异形 态的马氏体，这种马氏体的立体形态为“V”形柱 状，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多角 状马氏体。
却，则马氏体转变并不立即恢复，而是要冷至Ms′
温度后才重新形成马氏体，即要滞后θ（θ ＝TAMs′）度相变才能继续进行（如图10.27所示）。
图10.27 Ms点以下奥氏体热稳定化现象示意图
转变量减少了δ（δ＝M1－M2）
瞬时形核，瞬时长大， 而与时间无关
C、N原子向马氏体核胚 的位错界面偏聚，包围马 氏体核胚，直至足以钉扎 它，阻止其长大成马氏体 晶核。
2．片状马氏体
片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体 组织，常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，
也称透镜片状马氏体，其光学显微组织形态如图10.20
所示。
图10.20 Fe-32Ni合金的片状马氏体组织
马氏体片之间不相互平行
片状马氏体
光镜下
片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，也
织如图10.24所示。
图10.24 Fe-16.4Mn-0.09C合金的ε 马氏体
ε马氏体呈极薄的片状，厚度仅为100～
300nm，其内部亚结构为高密度层错。ε 马 氏体的惯习面为{111}γ，与奥氏体之间的位 向关系为： {111}γ∥{0001}ε，
<110>γ∥<1120>ε。
4．影响马氏体形态及其内部亚结构的因素
行的区域（图中B），称为同位向束，同位向束之间
呈大角晶界。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），每个板条为一个马氏体单晶体。
马氏体板条具有平直界面，相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏
体板条群。
10.2.2 钢及铁合金中马氏体的组织形态
经淬火获得马氏体组织是钢件强韧化
的重要基础。
由于钢的成分及热处理条件不同，所获
得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢
的组织和机械性能产生影响。
各种淬火方法
45钢(含0.45%C)正常淬火组织

35钢（含0.35%C）亚温淬火组织
35钢（含0.35%C）亚温淬火组织
称为透镜片状马氏体。
因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹 叶状，又称为针状或竹叶状马氏体。 片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称 为孪晶型马氏体。
片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间
不相互平行。
在一个成分均匀的奥氏体晶粒内， 冷却至稍
低于Ms点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个
奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马
通常把奥氏体的稳定化分为热稳定化和
机械稳定化两类。
1．奥氏体的热稳定化
淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而 引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞 的现象称为奥氏体的热稳定化。
前已述及，在一般冷却条件下降温形成马氏体
的转变量只取决于最终冷却温度，而与时间无关。
但若在Ms点以下TA温度停留一段时间后再继续冷
一般认为，奥氏体的层错能愈低，愈难于形成
相变孪晶，而愈趋向于形成位错型马氏体。如层
错能极低的18-8不锈钢在液氮温度下也只能形成位
错板条状马氏体。
4）奥氏体与马氏体的强度 马氏体的形态还与Ms点处的奥氏体的屈服强 度以及马氏体的强度有关。 当奥氏体屈服强度<200MPa时: 若形成的马氏体的强度较低，则得到{111}γ 惯习面的板条状马氏体； 若形成的马氏体的强度较高，则得到{225}γ 惯习面的片状马氏体； 当奥氏体的屈服强度>200MPa时，则形成强度较 高的{259}γ惯习面的片状马氏体。
图10.18 18Ni马氏体时效钢的板条马氏体组织
板条马氏体
光镜下
电镜下
图10.19 板条马氏体显微组织构成示意图
惯习面为(111)γ
每个板条为一个马氏体单晶体
一个板条群 也可以只由 一种同位向 束所组成
相同惯习面的马氏体 板条平行排列构成马 氏体板条群，尺寸大 约为20-35微米。
一个板条群又可分成几个平行的区域，每
与正常冷却相比，在相同温度TR（如室温） 下的转变量减少了δ （δ ＝M1－M2）或残余奥氏 体量增加了δ ，δ 值的大小与测定温度TR有关。 奥氏体的热稳定化程度可以用滞后温度间隔 θ 或某一温度下残余奥氏体增量δ 来度量。
主要与等温温度、奥氏体转变量和等温时间、
化学成分等有关。
奥氏体的热稳定化有一个温度上限，常以 Mc表示。在Mc点以上等温停留时并不产生热稳定 化，只有在Mc点以下等温停留或缓慢冷却时才会 引起热稳定化。 对于不同的钢种，Mc点可以低于Ms点，也可 以高于Ms点。对于Mc点高于Ms点的钢种，在Ms点 以上等温或缓慢冷却时也会产生热稳定化现象。
{112}αˊ孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。 平直的带中无中脊，这是它与片状马氏体的不同之 处。
电镜下
3）ε 马氏体
上述各种马氏体都是具有体心立方（正方）
点阵结构的马氏体(α ′)。而在奥氏体层错能较低的
Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排 六方点阵结构的ε马氏体。ε马氏体的光学显微组
图10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体
蝶状马氏体两翼的惯习面为{225}γ，两翼相 交的结合面为{100}γ。电镜观察证实，蝶状马氏
体的内部亚结构为高密度位错，无孪晶存在，与
母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系。
2）薄片状马氏体
在Ms点极低的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚
图10.25 Fe-Ni-C合金马氏体形态与碳含量的关系
Ms点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体； Ms点略低的奥氏体，可能形成板条状与片状的 混合组织； Ms点更低的奥氏体，不再形成板条状马氏体，
相变一开始就形成片状马氏体；
Ms点极低的奥氏体，片状马氏体也不再形成，
而只能形成薄片状马氏体。
3）奥氏体的层错能 奥氏体的层错能低时，易形成ε 马氏体。但 层错能对其它形态马氏体的影响尚不统一。
晶间距大约为5nm，一般不扩展到马氏体边界上，
在马氏体片边缘区域则为复杂的位错组列。
根据亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结 构分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分） 和无孪晶区（片的周围部分，存在位错）。 孪晶区所占比例随合金成分变化而异。
在Fe-Ni合金中，Ni含量越高（Ms点越低），
则孪晶区所占比例就越大。
错型马氏体； 而在较低温度（T0′～Mf），孪生变形的临界分切 应力较低，马氏体相变的二次切变则以孪生变形 的方式进行，所以形成孪晶型马氏体。
若Ms～Mf均高于T0′，则全部形成位错型
马氏体；
相反，若Ms～Mf均低于T0′，则全部形成 孪晶型马氏体。
10.2.3 奥氏体的稳定化
所谓奥氏体的稳定化系指奥氏体的内部 结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥 氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。
一个小块内的板条均具有相同的取向。一个惯习面上可 以有六个不同的取向。也有人认为，一个板条内只可能 形成两种不问取间的块。金相呈现为黑白交替的块。
板条状马氏体由板条群所组成（图中A），一个 原始奥氏体晶粒内可有几个板条群。
板条群由若干尺寸大致相同的板条在空间位向
大致平行排列所组成，一个板条群又可分成几个平
氏体的大小受到限制。因此片状马氏体的大小不
一，越是后形成的马氏体片就越小。
图10.21 片状马氏体显微组织示意图
惯习面为(225)γ或(259)γ
片状马氏体的惯习面为(225)γ或(259)γ，与母 相的位向关系为K-S关系或西山关系。 片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分 的带状薄筋称为中脊，中脊为高密度的相变孪晶区。 相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪
此现象的相变理论基础是：相变应力的松弛， 若在奥氏体和马氏体内都以滑移变形方式进行， 则形成{111}γ 板条状马氏体； 若在奥氏体内以滑移变形方式，而在马氏体内以
孪生变形方式进行，则形成{225}γ 片状马氏体；
若只在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成
{259}γ 片状马氏体。
5）滑移和孪生变形的临界分切应力的大小 马氏体的内部亚结构取决于相变时的变形方式 是滑移变形还是孪生变形。 合金成分和温度决定滑移变形和孪生变形的临
1）化学成分 母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及 其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重 要。在Fe-C合金中
0.3％C以下
0.3～1.0％C 板条状马氏体 板条状和片状的混和组织 片状马氏体
1.0％C以上
马氏体 形态与 含碳量 的关系
0.2%C
0.45%C
1..2%C
在其它合金元素中: 凡能缩小γ相区的均能促使得到板条状马氏体；凡
体的位向关系均在K-S和西山关系之间，并以处于
二者之间的G-T关系最多。
板条状马氏体的显微组织构成随钢的成分变化 而改变。 碳含量小于0.3％时，马氏体板条群及群中的 同位向束均很清晰； 碳含量在0.3～0.6％，板条群清晰，而同位向 束不清晰；
碳含量在0.6～0.8％，板条混杂生成的倾向性
很强，无法辨认板条群和同位向束。
界分切应力的大小，因而决定马氏体的亚结构和形
态，即滑移变形和孪生变形的临界分切应力大小是
控制马氏体亚结构及其形态的因素。
图10.26 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
若T0′位于Ms～Mf之间， 在较高温度（Ms～T0′），滑移变形的临界分切应 力小于孪生变形的临界分切应力，马氏体相变的
二次切变将以滑移变形的方式进行，所以形成位
能扩大γ相区的将促使马氏体形态从板条状转化为
片状。
能显著降低奥氏体层错能的合金元素（如Mn）将
促使转化为ε马氏体。
2）马氏体的形成温度
随马氏体的形成温度降低
板条状
蝶状
位错
片状 孪晶
薄片状
由于马氏体相变是在Ms～Mf之间进行
的，因此，对于一定成分的奥氏体来说，
有可能转变成几种不同形态的马氏体 （图10.25）。
一般情况下，等温温度越高，淬火后获得的 马氏体量就越少，即δ 值就越大，这说明奥氏体 热稳定化程度也就越高。 但当等温温度超过一定限度后，随等温温度
的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现
象称为反稳定化。
已转变的马氏体量对奥氏体的热稳定化程 度也有很大影响，奥氏体的热稳定化程度随已转 变马氏体量的增多而增大。 这说明马氏体形成时对周围奥氏体的机械作 用促进了奥氏体热稳定化程度的发展。所以，研 究奥氏体热稳定化的影响因素时，均需固定马氏 体的转变量。
马氏体板条多被连续的残余奥氏体薄膜（20
纳米）所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含
量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产
生显著影响。
相邻马氏体板条一般以小角晶界相间，也可 以呈孪晶关系，呈孪晶关系时板条间无残余奥氏 体存在。
亚结构：马氏体板条内具有高密度位错，其密度约 为0.3～0.9×1012cm-2，与剧烈冷作硬化的铁相似， 有时也会有少量相变孪晶。 位向关系：在一个马氏体板条群内，马氏体与奥氏
度约为3～10μ m的薄片状马氏体，其立体形态为 薄片状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状， 带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态，如图 10.23所示。
图10.23 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体
薄片状马氏体的惯习面为{259}γ，与奥氏
体之间的位向关系为K-S关系，内部亚结构为
T12钢（含1.2%C）正常淬火组织
1．板条状马氏体 2．片状马氏体 3．其他马氏体形态 4．影响马氏体形态及其 内部亚结构的因素
1．板条状马氏体
板条状马氏体是低碳钢、中碳钢、马氏体时效 钢和不锈钢等合金中形成的一种典型的马氏体组织， 因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板 条状马氏体。又因为这种马氏体的亚结构主要为位 错，通常也称为位错型马氏体。其光学显微组织形 态如图10.18所示。