第3章马氏体转变

图3-10 片状马氏体中的孪晶
图3-11 具有中脊的透镜状马氏体
（3）薄板状马氏体 在 Ms 点低于 0℃的 FeNi-C 合金中形成。 在空间为薄板状, 而显微 组织则呈很细的带状, 它 们具有互相交叉或曲折等 特殊形态。 亚结构是全部由 {112}M 型孪晶所组成, 是一个完 全的孪晶马氏体 无中脊存在。
在 Ms 点以下某一温度保温时, 过冷奥氏体需经一定 的孕育期以后才开始形成马氏体。随着保温时间的增 长, 马氏体量不断增多, 即转变量是时间的函数； 马氏体晶核形成后马氏体的长大速度很快,但长大到一 定尺寸后不再长大,马氏体的转变量取决于形核率； 在任一等温条件下, 马氏体的转变量都是有限的, 即 不能完全（ 100% ）转变。 Fe-Ni(22.5-26%)-Mn（2-4%）、 Fe-Ni(-26% )-Cr （-3%）以及 Fe-5.2%Mn-1.1%C 合金中陆续发现了等 温马氏体转变。这类合金的 Ms 点均在 0℃以下。
图3-8 含碳量对马氏体正方度的影响
2 马氏体的点阵结构及其畸变
在室温以上碳原子基本上是择优地占据立方轴 c（或z 轴） 上的八面体间隙位置（Oz）, 这 就相当于沿 bcc 晶格间隙呈有序分布。 八面体间隙短轴方向上半径仅为1.9nm,C原子 有效半径7.7nm。 由体心立方→体心正方点阵，由于C原子溶入 造成非对称畸变，可视为一个应力场， C原子 在这个应力场中心。
第3章 马氏体（martensite） 转变（transformation）
主要讲授内容
3.1 马氏体相变的主要特征 3.2 马氏体相变热力学 3.3 马氏体相变晶体学的经典模型 3.4 马氏体转变的动力学 3.5 钢中马氏体的晶体结构 3.6 钢及铁合金中马氏体的组织形态 3.7 奥氏体的稳定化 3.8 马氏体的机械性能

3.5 钢中马氏体的晶体结构
1 马氏体点阵常数和含碳量的关系
随着马氏体中碳含量增高，c 值增大，a值减 小 ,c/a轴比（或称正方度）也随之增大。 c=a0+α P a=a0-β P c/a=1+γ P 式中 P-含碳量 ( 重量百分数 )； α。 - 28.61nm(α-Fe 的晶格常数)； α 、β 、γ -常数: α =0.116, β =0.013, γ =0.046 。
图3-13 蝶状马氏体 （a）Fe-18Ni-0.74Cr-0.5C，-10℃冷却， 35%Na2S2O5腐蚀 （b）应力诱生，Fe-29Ni-0.26C，0℃，40%加工
（5）ε马氏体 在奥氏体层错能较低的Fe-Mn-C或Fe-CrNi合金中形成密排六方点阵结构的马氏 体； 极薄的片状，内部亚结构为层错。
图3-4 预变形对变形温度下及随 后冷却时马氏体转变的影响
图3-5 预变形（Md以上）对Fe29%Ni合金马氏体转变的影响
（ 2 ）形变与应力的影响
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利于马氏体的形成， 提高Ms点。
（3）奥氏体化条件的影响 提高加热温度，延长保温时间，增大奥氏体的 晶粒尺寸，使 Ms 点升高；

图3-9 马氏体晶格模型及碳的位置
3.6 钢及铁合金中马氏体 的组织形态
1 马氏体的组织形态
(1)板条马氏体（位错马氏体、高温马氏 体）
一般形成于低、中碳钢、马氏体时效
钢以及Fｅ-10-28%Ni 合金中。 见动画
板条状马氏体由板条群组成（A）； 板条群（也叫板条束或马氏体束）由若干个尺寸 大致相同的板条在空间位向大致平行地排列所组 成，一个奥氏体晶粒内可有几个板条群（常为3-5 个）； 一个板条群可以分成几个平行的区域（B），称为 同位向束，同位向束之间呈大角晶界； 每个同位向束由若干个平行板条组成（D）； 每一个板条为一个马氏体单晶体，具有平直界面， 界面近似平行于奥氏体的{111}γ ； 板条间为残余奥氏体薄膜；


马氏体转变量只取决于冷却所到达的温
度，与该温度下的停留时间无关。

一般碳钢及合金钢均具有变温型的马氏 体转变动力学。
图3-6 连续冷却时马氏体转 变动力学曲线
图3-7 Fe-Ni-Mn合金马氏体等 温转变动力学曲线（成分： 25.7%Ni，2.95%Mn）
2 等温形核、瞬时长大


3.1 马氏体相变的主要特征
1 切变共格和表面浮凸现象
切变共格型相变：在相变过程中，晶体点阵的 重组是通过切变即基体原子集体有规律的近程 迁移所完成，并且新相与母相保持共格关系。
2 无扩散性
转变前后不发生化学成分的变化；相变温度很 低（4K）。
3 具有特定的位向关系和惯习面
（1）K-S关系
{111 }γ∥ {110}α；<110> γ∥ <111> α
2 影响马氏体形态及其内部亚结构的因素
（1）化学成分

Fe-C合金：C＜0.3%为板条马氏体，C＞ 1.0%为片状马氏体， 0.3- 1.0%之间为板条和 片状的混合组织。 Fe-Ni-C合金：随含C量增加，由板条→片状→ 薄片状。


板条马氏体的显微组织构成随钢的成分变化 而改变。碳钢中随含碳量增加，同位向束和 板条群变得不清晰；
板条马氏体的立体形态, 目前认为有两 种:(l)横裁面为椭圆形, 呈扁条状；(2)横 截面为矩形, 呈薄板状； 板条马氏体的亚结构主要是由高密度缠结的 位错所组成, 位错密度一般为 0.3-0.9 × 1012 厘米／ 厘米 3。
表3-1 奥氏体晶粒大小对Ms点的影响
（3）奥氏体化条件的影响
提高加热温度，延长保温时间，利于碳和合金 元素进一步溶入奥氏体，使 Ms 点降低；同时， 增大奥氏体的晶粒尺寸，使 Ms 点升高； 在不发生化学成分变化，即在完全奥氏体化条 件下，提高加热温度，延长保温时间， Ms 点 提高； 在不完全加热条件下，提高加热温度，延长保 温时间，使 Ms 点降低。
(2) 西山关系
{111 }γ∥ {110}α；<112> γ∥ <110> α
(3) G-T关系
(4) 惯习面:马氏体在母相上开始形成的晶面。
{111} γ 、{225} γ 、{259} γ ，随含碳量增加 和形成温度降低，向高指数变化。
4 在一个温度范围内完成相变 马氏体转变开始温度Ms ：奥氏体必须被过冷到 Ms 点以下才开始转变为马氏体； 不需要孕育期；转变速度极快； 降温形成，转变量是温度的函数，与时间无关； 马氏体转变终了温度Mf ： 马氏体转变在一定的温度区间( Ms-Mf )完成。 马氏体转变具有不完全性； 残余奥氏体：奥氏体冷却到Mf温度以下仍不能得 到100%马氏体，而保留一部分未转变的奥氏体。 冷处理：在室温下冷却使残奥继续转变成M的工艺。

（4）冷却速度的影响

淬火速度低（正常淬火）： 名义Ms点； 淬火速度很高： Ms点高； 中等淬火速度：随V↑，Ms ↑。 抑制“气团”的形成，引 起奥氏体弱化，M相变时 切变阻力降低，Ms点↑。
（5）磁场的影响
外加磁场诱发马氏体 相变，使Ms点提高， 相同温度下的M转变 量增加。 对Ms点以下的相变 行为无影响。
5 可逆性 在加热时马氏体会逆向转变为奥氏体(转 变开始与终了温度分别为 As 与 Af, 且 As 高于 Ms )，称为逆相变。但在钢中, 由于加热时马氏体的分解而不能表现出 转变的可逆性。
3.2 马氏体相变热力学
1 马氏体相变热力学条件
ΔG=-VΔGv+Sб+E 式中： ΔG - 转变时整个体系自由能的 变化； ΔGv - 形成单位体积马氏体时 的自由能差； V - 转变的总体积； S - 相应于转变体积 V 时的相 界面积； σ- 相界面的表面张力； E- 应变能。

2影响钢中Ms点的主要因素
（1）化学成分的影响 C含量提高，Ms点 下降。 N对 Ms点影响与C 类似，降低A→M转 变的平衡温度T0， 降低Ms点。
图3-2 碳含量对Ms和Mf的影响
（1）化学成分的影响 除钴、铝提高 Ms 点以外, 绝大多数 合金元素均不同程 度地降低 Ms 点。 硅 ( 还有硼） 基 本上不影响 Ms 点。 凡降低Ms点的合金 元素也同样降低Mf 点。


（2）片状马氏体（针状马氏体, 透镜马氏体, 孪晶马氏体以及低温马氏体 ）

经常在中、高碳钢、不锈钢以及 Fe-Ni(>29%) 合金中 存在。 呈片状,它中间较厚,两端渐尖削, 故被试样磨面截为 针状或双凸透镜状。相邻的马氏体片一般不平行, 而 是呈一定角度排列。先后形成的马氏体片尺寸相差很 大。 在一个马氏体片中间常有一条明显的筋(在三维 空间为一薄片), 称为中脊。 亚结构是孪晶，孪晶不是遍布于整个马氏体中, 而是 往往集中在以中脊为中心的中央部分。在孪晶区的外 围存在较高密度的位错。 见动画
3 自触发形核、瞬时形成，故称为 自触发形核。 晶界是爆发转变传递的障碍，在相同Mb 温度下，细晶粒合金的爆发转变量较小。
4 表面马氏体转变

在稍高于合金的Ms点温度下，往往在试样表面 会自发地形成马氏体，其组织形态、形成速率、 晶体学特征都和Ms点以下试样内部形成的马氏 体不同，这种只产生于表层的马氏体称为“表 面马氏体”。 表面转变实际上亦是等温转变。表面转变的形 核过程也需要有孕育期，长大速度极慢，马氏 体大多为条状。

（5）磁场的影响
外加磁场使具有最大 磁饱和强度的马氏体 趋于稳定，自由能降 低； 磁场对奥氏体自由能 影响不大； A和M两相平衡温度 提高，Ms点提高。

3.3 马氏体相变晶体学的经典模型
粗略了解 自学
3.4 马氏体相变动力学
1 降温瞬时形核、瞬时长大

奥氏体被过冷到Ms 点以下时, 马氏体晶核瞬时形 成，而且必须不断降温，马氏体晶核才能不断地 形成，晶核形成速度极快； 马氏体长大速度极快，甚至在低温下仍能高速长 大； 一个马氏体单晶长大到一定极限尺寸后就不再长 大；

图3-3 合金元素对Ms点的影响
（ 2 ）形变与应力的影响
M s-Md
之间塑性变形的影响 塑性变形会不同程度地促使奥氏体在变 形温度下发生马氏体转变。变形度愈大, 变形温度愈低 (愈接近 Ms 点), 对马氏 体的促生作用愈大。 Md 点以上塑性变形的影响 奥氏体的预先变形会降低 Ms 点，并减 少冷却时产生的马氏体量。变形温度愈 高, 此作用愈大。
图3-12 薄板状马氏体
（4） 蝶状马氏体 最初是在 Fe-30%Ni 合金中冷到-10℃发现的, 后来在Fe- 31%Ni、Fe-29%Ni- 0.26%C 合金以 及共析与过共析碳钢中也看到。

可由冷却生成, 也可由应力促发或应变诱发而 生成。 立体形态为“V”形柱状，断面为蝴蝶状。 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 。 内部亚结构为高密度的位错，无孪晶存在。
3 自触发形核、瞬时长大
Ms
点在 0℃以下的铁基合金(如 Fe-Ni 和 FeNi-C 系合金), 当奥氏体过冷到某一定转变温 度 (Mb) 时, 转变就骤然发生, 在不到 1 秒钟 的时间内会剧烈地形成相当大量的马氏体（形 成一片马氏体只需 1-2 × 10－7 秒）, 并伴 随可听见的声响和释出大量的相变潜热（能引 起试样温升）, 这种现象称为马氏体的“爆发” 式形成； 有些合金,如高碳钢或 Fe-(30-33%)Ni合金等, 由于马氏体的爆发式转变而使其动力学曲线具 有阶梯状。另外, 爆发式马氏体转变也常常伴 有马氏体的等温形成；
图3-1 奥氏体与马氏体的自由 能和温度的关系示意图）
马氏体相变阻力： 切变阻力；马氏体中产生大量位错或孪晶等晶 体缺陷；周围奥氏体产生塑性变形，消耗能量。 Ms点物理意义：A和M两相自由能差达到相变 所需的最小驱动力时的温度。 As点的物理意义： M和A 两相自由能差达到逆 相变所需的最小驱动力时的温度。 Md点：形变诱发马氏体相变的开始温度。（教 材图4.6 机械驱动力和化学驱动力之和） Ad点：形变诱发奥氏体相变的开始温度。