金属学与热处理重点之总结

1、第四章 马氏体转变概述 钢经奥氏体化后，快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低温度下发生的转变，为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段之一。因此，马氏体转变理论的研究与热处理实践有着十分密切的关系。 早在战国时期，人们已经知道可以用淬火，即将钢加热到高温后淬入水或油中急冷的方法提高钢的硬度。经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。但是在当时，对于淬火能提高钢的硬度的本质还不清楚。直到十九世纪未期，人们才知道，钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化，因而引起了钢的性能的改变。为了纪念在这一发展过程中作出杰出贡献的德国冶金学家Adolph Martens（阿道夫，马顿斯），法国著名的冶金学

2、家Osmond（奥斯门德）建议将钢经淬火所得高硬度相称为马氏体，并因此而将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。马氏体的英文名称为-Martensite，常用M表示。 由于钢在生产上得到了最广泛的应用以及马氏体转变最先在钢的淬火过程中发现，因此，在十九世纪未，二十世纪初对马氏体的研究，主要局限于研究钢中的马氏体转变及转变所得的马氏体。 二十世纪三十年代，人们用X射线结构分析方法测得钢中马氏体是C溶于-Fe而形成的过饱和固溶体。马氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳。因此，曾一度认为所谓马氏体即碳在-Fe中的过饱和间隙固溶体。 对于马氏体转变的研究，初期着重于了解马氏体转变与钢中其它转变的不同点，

3、正是由于观察到了一系列不同于其它转变的特点，曾经有人认为马氏体转变与其它转变不同，是一个由快冷造成的内应力场所引起的切变过程。 四十年代后，在Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到了冷却过程中发生的马氏体转变，还观察到了加热过程中所发生的马氏体逆转变。新观察到的马氏体转变的特征和钢中马氏体转变的特征相似，基于这一新的发现，人们不得不把马氏体的定义修正为：凡相变的基本特征属于马氏体型的产物统称为马氏体。六十年代以来，由于电子显微镜技术的发展，揭示了马氏体的精细结构，使人们对马氏体的成分、组织结构和性能之间的关系有了比较清晰的概念，对马氏体的形成规律也有了

4、进一步的了解。 在此期间，在了解了马氏体转变和其它转变不同点的基础上又进一步了解了马氏体转变和其它转变的共同点。由于确定了马氏体转变与一般固态转变之间的一系列共同特征，使我们有可能从固态相变的一般规律来考虑马氏体转变，而在马氏体转变进行的条件中去寻求马氏体转变与一般固态转变不同点的原因。近年来，由于实验技术的进一步发展，使我们对马氏体的结构及马氏体转变的特征，又有了进一步的了解，对许多现象的认识也有了很大的进步，并因此而推动了热处理新工艺及新材料的发展。其中，最为脍炙人口的是，在热弹性马氏体的基础上发展起来的形状记忆合金。但是，我们应当看到，转变时成分不发生改变，仅仅是点阵发生改组，这种貌似简

5、单的马氏体转变是相当复杂的。目前还有许多问题很不清楚，还有待于人们进一步研究。4.1 钢中马氏体的晶体结构4.1.1 马氏体的晶体结构图47 奥氏体与马氏体点阵常数和碳含量的关系一、马氏体的晶格类型 Fe-C合金的马氏体是C在-Fe中的过饱和间隙固溶体。X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵（点阵常数之间的关系为：a=bc，=90 c/a-称为正方度）。人们通过X-射线衍射分析法，测定不同碳含量马氏体的点阵常数，得出c、a及c/a与钢中碳含量成线性关系，由图7可见，随钢中碳含量升高，马氏体点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。图中a为奥氏体的点阵常数。马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关

6、系也可用下列公式表示：图48 奥氏体a)与马氏体b)的点阵结构 及溶于其中的碳原子所在的位置式中 a0为-Fe的点阵常数， a0=2.861； =0.1160.002； =0.1130.002； =0.0460.001； 马氏体的碳含量（重量百分数）。显然，系数和的数值确定着C原子在-Fe点阵中引起的局部畸变。 上式所表示的马氏体点阵常数和碳含量的关系，长期以来，曾为大量研究工作所证实，并且发现这种关系对合金钢也是适用的。马氏体的正方度c/a，甚至已被成功地作为马氏体碳含量定量分析的依据。二、碳原子在马氏体点阵中的位置及分布 C原子在中-Fe可能存在的位置是铁原子构成体心立方点阵的八面体间隙位

7、置中心。在单胞中就是各边中央和面心位置，如图48所示。体心立方点阵的八面体间隙是一扁八面体，其长轴为a，短轴为c。根据计算，-Fe中的这个间隙在短轴方向上的半径仅0.19，而C原子的有效半径为0.77。因此，在平衡状态下，C在-Fe中的溶解度极小（0.006%）。一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值。因此，势必引起点阵发生畸变。图49中只指出了C原子可能占据的位置，而并非所有位置上都有C原子存在。这些位置可以分为三组，每组构成一个八面体，C原子分别占据着这些八面体的顶点，通常把这三种结构称之为亚点阵。图中a）称为第三亚点阵，C原子在c轴上；b）称为第二亚点阵，C原子在b轴上；c）称为第一亚点

8、阵，C原子在a轴上；如果C原子在三个亚点阵上分布的机率相等，即无序分布，则马氏体应为立方点阵。事实上，马氏体点阵是体心正方的，可见C原子在三个亚点阵上的分布机率是不相等的，可能优先占据其中某一个亚点阵，而呈现为有序分布。 通常假设马氏体点阵中的C原子优先占据八面体间隙位置的第三亚点阵，即C原子平行于001方向排列。结果使c轴伸长，a轴缩短，使体心立方点阵的-Fe变成体心正方点阵的马氏体，研究表明，并不是所有的C原子都占据第三亚点阵的位置，通过中子辐照分析的结论是近80%的C原子优先占据 图49 C原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵第三亚点阵，而20%的C原子分布其他两个亚点阵，即在马氏体

9、中，C原子呈部分有序分布。4.1.2 马氏体的异常正方度 人们研究马氏体时发现，对许多钢中“新形成的马氏体”，正方度与碳含量的关系并不符合上述公式。有的与公式相比较，正方度相当低，称为异常低正方度。有的与公式相比较，正方度相当高，称为异常高正方度。异常低正方度马氏体的点阵是正交对称的，即ab。而异常高正方度马氏体的点阵是正方的，即a=b。并且发现异常正方度与公式计算的正方度的偏差随钢C含量升高而增大。人们由此推测，马氏体的异常正方度现象可能与C原子在马氏体点阵中的某种行为有关。 在普通碳钢新形成的马氏体中及其他具有异常低正方度的新形成马氏体中，C原子也都是部分无序分布的。正方度越低，则无序分布

10、程度越大，有序分布程度越小。只有异常高正方度马氏体中，C原子才接近全部占据八面体间隙的第三亚点阵。但是，计算发现，即使全部C原子占据第三亚点阵，马氏体的正方度也不能达到实验中所测得的异常正方度。因此，有人认为，在某些钢中马氏体的异常正方度还与合金元素的有序分布有关。 按上述模型，我们不难解释，具有异常低正方度的新形成马氏体，因其C原子是部分无序分布的，因而正方度异常低。正因为部分无序分布，所以有相当数量的碳原子分布在第一、第二亚点阵上，当它们在这两个亚点阵上的分布机率不等时，必引起ab，而形成了正交点阵。在温度回升到室温时，C原子重新分布，有序程度增大，故正方度增大，而正交对称性逐渐减小，以至

11、消失。因此，新形成马氏体的正方度变化，是C原子在马氏体点阵中重新分布引起的。这个过程就是C原子在马氏体点阵中的有序-无序转变。这个转变的动力是C原子只在八面体间隙位置的一个亚点阵上分布时具有最小的弹性能。这与理论计算结果符合。 近几年发现经中子流、电子流、-射线辐照的马氏体有正方度的可逆变化。辐照后，正方度下降，随后在室温时效几个月，正方度复又上升。这种可逆变化可以被认为是C原子有序-无序转变过程存在的有力证明。马氏体经辐照后，由于缺陷密度升高，使C原子发生重新分布，部分C原子离开第三亚点阵向点阵缺陷处偏聚，因而正方度下降。时效时，由于点阵缺陷的密度下降，C原子又逐渐回到第三亚点阵上，因此正方

12、度又逐渐上升。4.2马氏体转变的主要特征 马氏体转变是在低温下进行的一种转变。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也难以扩散。故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。这里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。（一）马氏体转变的非恒温性 图41 马氏体等温转变曲线图42 马氏体转变与温度的关系 必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。也就是说马氏体转变有一上限温度。这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏体点，用MS表示。不同材料的MS是不同的。当奥氏体被过冷到MS点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即

13、开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图41所示。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图42所示，而与等温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用Mf 表示（图42）。如某钢的MS高于室温而Mf低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到Mf点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。图43 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的

14、关系图44 Fe-23%Ni-3.7%Mn合金马氏体等温转变动力学曲线 对于某些MS点低于0的Fe-Ni-C等合金来说，当过冷至MS点以下时，马氏体可能爆发形成，即最初形成的马氏体有可能促发一定数量的奥氏体转变为马氏体，未转变的奥氏体样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图43所示。 也还有少数MS点低于0的合金，如Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C”型曲线（图44），不同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。（二）马氏体转变的切变共格与表面浮凸现象 马

15、氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有规则的表面浮凸，这表明马氏体转变是通过奥氏体的均匀切变进行的。奥氏体中已转变为马氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且带动靠近界面的还未转变的奥氏体也随之而发生了弹塑性切应变（图45a），故在磨光表面出现部分突起部分凹陷的浮凸现象。如转变前在试样磨光表面刻一直线划痕STS，则转变后在表面产生浮凸时该直线既不弯曲，也不折断，而是形成了折线STTS如图35b）。这也表明马氏体转变是通过切变进行的，直线划痕在界面不折断、在晶内不弯曲表明转变时，界面两侧的马氏体和奥氏体既未发生相对转动，该界面也未发生畸变，故该界面被称为不变平面。在新形成的马氏体片内的线段

16、TT仍保持直线，只是长度有所改变。这表明，原奥氏体中的任一平面在转变成马氏体后仍为一平面。在转变时所发生的具有这一特点的应变只能是均匀应变，意即任何一点的位移与该点距不变平面的距离成正比的应变。这种在不变平面上所产生的均匀应变被称为不变平面应变。图46是三种不变平面应变，底面均为不变平面，第一种为简单的膨胀或压缩；第二种为切变；第三种既有膨胀又有切变，钢中马氏体转变即属于这一种。图36 三种不变平面应变，虚线为变形前形状，实线为变形后形状，箭头表示变形方向，底为不变平面a)膨胀（或压缩） b)切变 c)切变加膨胀图45 马氏体转变引起的表面浮凸的示意图 显然，界面上的原子的排列规律既同于马氏体

17、，也同于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不变平面可以是相界面，如孪晶面，也可以不是相界面。如图45的中脊面为不变平面，但不是相界面，界面是ABML及DCNO。为维持这种界面关系，界面两侧的奥氏体与马氏体必定要产生弹性切变。这种依靠弹性切变维持的共格称为第二类共格。 共格界面的界面能较非共格界面小，但由于靠切变维持的第二类共格在界面两侧都有弹性切应变，故又增加了一部分应变能。（三）马氏体转变的无扩散性 马氏体转变只有点阵改组而无成分的改变。如钢中的奥氏体转变为马氏体时，只是点阵由面心立方通过切变改组成体心立方（或体心正方），而马氏体的成分与奥氏体的成分完全一样，且碳原子在马氏体与奥氏体中相对于铁

18、原子保持不变的间隙位置。这一特征称为马氏体转变的无扩散性。 无扩散并不是说转变时原子不发生移动，马氏体转变时出现浮凸说明原子不仅有移动，而且产生了肉眼能观察到的移动。所谓无扩散，指的是母相以均匀切变方式转变为新相。相界向母相推移时，原子以协作方式通过界面由母相转变为新相，类似于排成方阵的士兵以协作方阵变换成棱形。因此这样的转变被形象地称为军队式转变（military transformation）。此时每一个原子均相对于相邻原子以相同的矢量移动，且移动距离不超过原子间距，移动后仍保持原有的近邻关系。但如图45及图46所示，相隔距离较远的原子之间的相对位移可以为肉眼所观察到。扩散性相变则与此不同

19、，相界面向母相推移时，原子以散乱方式由母相转移到新相，每一个原子移动的方向都是任意的，相邻原子的相对位移超过原子间距，原子的相邻关系遭到破坏。加热转变及珠光体转变时新相通过大角晶界的迁移长入与其无位向关系的母相即属于这种转变。这样的转变被形象地称为平民式转变（civilian transformation）。 以下三个试验证实了，马氏体转变的无扩散性。1、具有有序结构的合金，发生马氏体转变之后，有序结构不发生变化。 2、碳钢中马氏体转变前后C的浓度没有变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶格改组。而且，碳原子在铁原子中的间隙位置保持不变。 3、马氏体可以在相当低的温度范围内进行，并且转变速度

20、极快。例如，Fe-C和Fe-Ni合金中，在-20-196之间，每片马氏体的形成时间约为510-5510-7s。甚至在4K时，形成速度仍然很高。在这样低的温度下，原子扩散速度极小，转变已不可能以扩散方式进行。（四）马氏体转变的位向关系及惯习面1、位向关系 马氏体转变的晶体学特征是，马氏体与母相之间存在着一定的位向关系，这是由马氏体转变的切变机构所决定的。在钢中已经观察到的位向关系有KS关系、西山关系和GT关系。（1）KS关系（库尔久莫夫和萨克斯关系） 库尔久莫夫和萨克斯用X-射线结构分析方法测得含1.4%碳的碳钢中的马氏体与奥氏体之间存在着下列位向关系，称为KS关系。110111 图411 钢中

21、马氏体在奥氏体（111）面上形成时可能有的取向 按照这样的位向关系，马氏体在母相中可以有24个不同的取向。如图4-11所示，在每个111面上，马氏体可能有六种不同的取向，而立方点阵中有四个不同的111，因此共有24个可能的取向。（2）西山（Nishiyama）关系 西山在测定Ni30%的Fe-Ni合金中的马氏体与奥氏体之间的位向关系时发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体之间存在KS关系，而在-70以下形成的马氏体与奥氏体之间存在以下的位向关系，称为西山关系：110111 图412 钢中马氏体在（111）面上形成时可能有的三种不同的西山取向图413 西山关系与KS关系的比较 在奥氏体的每个111

22、上，各有三个不同的方向。在每个方向上，马氏体只可能有一个取向，故每个111面上只能有三个不同的马氏体取向，四个111面共有12个可能的马氏体取向，如图412所示。图413是西山关系和KS关系的比较。可以看出，晶面的平行关系相同，而平行方向却有516之差。（3）GT（Greniger Troiano）关系（格伦宁格 特赖雅诺） Greniger和Troiano精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体与马氏体的位向，结果得出，二者之间的位向接近KS关系，但略有偏差，称为GT关系：110111差1 差22、惯习面马氏体晶粒的外形可以有多种形态，或呈透镜片状，或呈板条状。实验证明，马氏体转变

23、不仅新相和母相有一定的位向关系，而且马氏体的平面或界面常常和母相点阵的某一晶面接近平行，其差在几度之内，我们称这个面为惯习面，并且以平行惯习面的母相晶面指数来表图310 马氏体惯习示意图示，如图310所示。此惯习面即前面所说的马氏体转变的不变平面。对于透镜片状马氏体来说，即马氏体片的中脊面。中脊面即为惯习面钢中马氏体的惯习面随奥氏体的碳含量及马氏体的形成温度而异，常见的有三种：（111）、（225）、（259）。含碳量小于0.6%时，为（111）；含碳量在0.61.4%之间，为（225）；含碳量高于1.4%时，为（259）。随马氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势，故对同一成分的钢，也

24、可能出现两种惯习面，如先形成的马氏体惯习面（225）为，而后形成的马氏体惯习面为（259）。（五）马氏体转变的可逆性 在某些铁合金中，奥氏体冷却时转变为马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以逆马氏体转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变。逆转变开始点用AS表示，逆转变终了点用Af表示。通常AS温度比MS温度为高。 在Fe-C合金中，目前尚未直接观察到马氏体的逆转变。一般认为，由于含碳马氏体是C在-Fe中的过饱和固溶体，加热时极易分解，因此在尚未加热到AS点时，马氏体就已经分解了，所以得不到马氏体的逆转变。因此有人认为，如果以极快的速度加热，使马氏体在未

25、分解前即已加热到AS以上，则有可能发生逆转变。曾有人以3000/S的速度加热进行研究，只得到了一些初步的结果，尚不能完全证实合金Fe-C中马氏体逆转变的存在。 还可以列举一些其他的马氏体相变特点。但是，应该说明，马氏体相变区别于其他相变的最基本的特点只有两个：一是相以共格切变方式进行，二是相变的无扩散性。所有其他特点均可由这两个基本特点派生出来。有时，在其他类型相变中，也会看到个别特点与马氏体相变特点相类似，比如在贝氏体转变中也会观察到表面浮凸现象，但这并不能说明它们也是马氏体相变。4.3 钢及铁合金中马氏体的组织形态 淬火获得马氏体组织，是钢件达到强韧化的重要基础。由于钢的种类、成分不同，以

26、及热处理条件的差异，会使淬火马氏体的形态和内部精细结构及形成显微裂纹的倾向性等发生很大变化。这些变化对马氏体的机械性能影响很大。因此，掌握马氏体组织形态特征并进而了解影响马氏体形态的各种因素是十分重要的。4.3.1 马氏体的形态 近年，随着薄透射电子显微技术的发展，人们对马氏体的形态及其精细结构进行了详细的研究，发现钢中马氏体形态虽然多种多样，但就其特征而言，大体上可以分为以下几类。图414 20CrMnTi钢的淬火组织，板条马氏体（1150加热，水淬）400一、板条状马氏体板条状马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。低碳钢中的典型组织如图414所示。

27、（1）显微组织 马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板条马氏体。对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往呈现为块状，所以有时也称之为块状马氏体。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。这种马氏体是由若干个板条群组成的，也有群状马氏体之称。每个板条群是由若干个尺寸大致相同的板条所组成，这些板条成大致平行且方向一定的排列。（2）晶体学特征 板条马氏体与母相奥氏体的晶体学位向关系是KS关系，惯习面为（111），而18-8不锈钢中板条状马氏体的惯习面是（225）。图415 板条马氏体显微组织的晶体学特征 根据近年来的研究，板条马氏体显

28、微组织的晶体学特征可以用图415表示。其中A是平行排列的板条状马氏体束组成的较大的区域，称为板条群。一个原始奥氏体晶粒可以包含几个板条群（通常为35）。在一个板条群内又可分成几个平行的像图中B那样的区域。当用某些溶液腐蚀时，此区域有时仅显现出板条群的边界，而使显微组织呈现为块状，块状马氏体即由此而得名。当采用着色浸蚀时（如用100ccHCl+5gCaCl2+100ccCH3CH溶液），可在板条群内显现出黑白色调。同一色调区是由相同位向的马氏体板条组成的，称其为同位束。按照KS位向关系，马氏体在母相奥氏体中可以有24个不同取向，其中能平行生成板条状马氏体的位向有六种，而一个同位束就是由其中的一种

29、位向转变而来的板条。数个平行的同位向束即组成一个板条群。有人认为，在一个板条群内，只可能按两组可能位向转变。因此，一个板条群是由两组同位向束交替组成，这两组同位向束之间可以大角晶界相间。但也有一个板条群大体上由一种同位向束构成的情况，如图中C所示。而一个同位向束又由平行排列的板条组成，如图中D所示。 实验证明，改变奥氏体化温度，从而改变奥氏体晶粒大小，对板条宽度分布几乎不发生影响，但板条群的大小随着奥氏体晶粒的增大而增大，而且两者之比大致不变。所以一个奥氏体晶粒内生成的板条群数大体不变。（3）亚结构 板条马氏体的特征是板条内有密度很高的位错。经电阻法测量其密度约为0.30.91012cm-2。

30、此外，在板条内有时存在着相变孪晶，但只是局部的，数量不多，不是主要的精细结构形式。图416 T12钢的过热淬火组织（1000加热，水淬）400二、片状马氏体 是铁系合金中出现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。（1）显微组织图417 片状马氏体显微组织示意图 高碳钢中典型的片状马氏体组织如图416所示。这种马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，所以也称之为透镜片状马氏体。因与试样磨面相截而在显微镜下呈现为针状或竹叶状，故又称之为针状马氏体或竹叶状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，因此又称其为孪晶型马氏体。 片状马氏体的显微组织特征是，马氏体片大小不一，马氏体

31、片不平行，互成一定夹角。第一片马氏体形成时贯穿整个奥氏体晶粒而将奥氏体分割成两半，使以后形成的马氏体片大小受到限制，后形成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。马氏体片的大小几乎完全取决于奥氏体晶粒的大小。如图317所示。 片状马氏体常能见到有明显的中脊。关于中脊的形成规律目前尚不十分清楚。（2）晶体学特征 片状马氏体的惯习及位向关系与形成温度有关，形成温度高时，惯习面为（225），与奥氏体的位向关系为KS关系；形成温度低时，惯习面、（259）为，位向关系西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。（3）亚结构 片状马氏体的亚结构主要为相变孪晶，这是片状马氏体组织的重要

32、特征。孪晶的间距大约为50，一般不扩展到马氏体的边界上，在片的边际则为复杂的位错组列。一般认为这种位错是沿111 方向呈点阵状规则排列的螺型位错。片状马氏体内的相变孪晶一般是（112）孪晶。但也发现了（110）孪晶与（112）孪晶混生的现象。孪晶方向为11-1 。 片状马氏体内部亚结构的差异，可将其分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部分）和无孪晶区（在片的周围部分，存在位错）。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。在Fe-Ni合金中，含Ni量越高（MS点越低）孪晶区越大。根据Fe-Ni-C合金的研究表明，即使对同一成分的合金，随着MS点降低（如由改变奥氏体化温度引起）孪晶区所占的比例也增大。但相

33、变孪晶的密度几乎不变。孪晶厚度始终约为50。 板条状马氏体和片状马氏体是钢和合金中两种最基本、最典型的马氏体形态，他们的形态特征及晶体学特点对比列于下表中。铁碳合金马氏体类型及其特征特征板条状马氏体片状马氏体惯习面（111）（225）（259）位向关系KS关系。110111KS关系。110111西山关系。110111形成温度MS350MS200100MS 100合金成分%C0.311.41.420.31时为混合型组织形态板条常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群，板条宽度多为0.10.2m，长度小于10m，一个奥氏体晶粒内包含几个板条群，同位向束内板条体之间为小角晶界，板条群之间为大角晶界。凸透镜片

34、状（或针状、竹叶状）中间稍厚。初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹同左，片的中央有中脊。在两个初生片之间常见到“Z”字形分布的细薄片亚结构 位错网络（缠结）。位错密度随含碳量而增大，常为（0.30.9）1012cm/cm3有时亦可见到少量的细小孪晶宽度约为50的细小孪晶，以中脊为中心组成相变孪晶区，随MS点降低，相变孪晶区增大，片的边缘部分为复杂的位错组列，孪晶面为（112），孪晶方向为11-1 形成过程降温形成，新的马氏体片（板条）只在冷却过程中产生长大速度较低，一个板条体约在10-4S内形成长大速度较高，一个片体大约

35、在10-7S内形成 无“爆发性”转变，在小于50%转变量内降温转变率约为1%/ MS0时有“爆发性”转变。新马氏体片不随温度下降均匀产生，而由于自触发效应连续成群地（呈“Z”字形）在很小温度范围内大量形成，马氏体形成时伴有2030的温升，并伴有响声三、 其他马氏体形态图418 蝶状马氏体（Fe-29Ni-0.26C）图419 蝶状马氏体的立体形状（一）、蝶状马氏体在Fe-Ni合金或Fe-Ni-C合金中，当马氏体在某一温度范围内形成时，会出现具有特异形态的马氏体，如图418所示。这种马氏体的立体形状为细长杆状，其断面成蝴蝶状，故称碟状马氏体或蝴蝶状马氏体。蝶状马氏体的立体外形为V形柱状，如图41

36、9。横截成则呈蝶状，两翼之间的夹角一般为136。两翼的惯习面为225，两翼相交的结合面为100。与母相的晶体学关系大体上符合K-S关系。在翼中可能有中脊,也可能没有中脊。两个225面的夹角除136外，还有其它角度。现已发现，Fe-31%Ni或Fe-29%Ni-0.26%C合金在0-60范围内形成蝶状马氏体，电镜研究确定其内部亚结构为高密度位错，看不到孪晶。在0-20之间主要形成碟状马氏体，而在-20-60之间则与片状马氏体共存。可见，对于上述两合金系，蝶状马氏体的形成温度范围是在板条状和片状马氏体的形成温度范围之间。蝶状马氏体的两翅接合部分象片状马氏体的中脊。有人设想是从此处开始向两侧沿不同位

37、向长成马氏体（大概为孪晶关系），才呈现蝴蝶状。蝶状马氏体的接合部分，类似爆发形成的马氏体的两片接合部分，但其内部看不到孪晶，这与片状马氏体有很大差别。而从内部结构和显微组织看，蝶状马氏体与板条状较相近，但它并不成排地产生。到目前为止，关于蝶状马氏体不清楚的问题还很多。但它的形态特征和性能介于板条和片状马氏体之间，则是令人感兴趣的问题。（二）、薄板状马氏体图420 薄板状马氏体（Fe-31Ni-0.23C）图421 薄片状马氏体（Fe-16.4Mn） 在MS点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到了一种厚约310m的薄板状马氏体。这种马氏体的立体形态呈薄板状，与金相试样磨面相截得到宽窄一致的平

38、直的带（图420）。薄板状马氏体可以曲折，分枝和交叉。薄板状马氏体的惯习为259，与奥氏体之间的位向关系为KS关系，内部亚结构为112孪晶，孪晶的宽度随碳含量的升高而降低。平直的带中无中脊。（三）、薄片状马氏体（马氏体） 上述各种马氏体的点阵均为体心立方或体心正方。 在层错能较低的Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六方点阵的薄片状马氏体，称为马氏体，这种马氏体片极薄，仅10003000。惯习面为111，与奥氏体之间的位向关系为：0001111，。马氏体内的亚结构为大量层错。马氏体薄片沿111呈魏氏组织分布（图421）。4.3.2 影响马氏体形态及内部亚结构的因素 钢中奥氏

39、体可以转变成各种不同形态的马氏体。影响马氏体形态及其内部亚结构的因素很多，但到目前为止，还没有完全弄清楚哪些影响因素是主要的，哪些则是派生的。已经考虑到的影响因素有以下一些。一、化学成分的影响图422 碳含量对MS点、板条马氏体量和残留奥氏体的影响（碳钢淬至室温）图423 Fe-Ni-C合金的马氏体形态与 含碳量与MS点的关系 母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及其亚结构的主要因素。在奥氏体的化学成分中尤以碳含量最为重要。碳钢中含C0.3%以下为板条马氏体，C1.0%以上为透镜片状马氏体即片状马氏体，C0.31.0%之间为板条马氏体与透镜片状马氏体的混合组织，如图322所示。由图中可见，碳含

40、量小于0.4%的钢中基本没有残留奥氏体，MS随碳含量的增高而下降，而孪晶马氏体量和残留奥氏体则随之升高。在Fe-Ni-C合金中，马氏体的形态及亚结构也与含碳量有关，如图23。随含碳量增加，马氏体的形态由板条状往透镜片状及薄板状转化。按图中所示，透镜片状和薄板状马氏体的形成温度都随碳含量的增加而升高。 合金元素的影响：凡能缩小相区的均促使得到板条马氏体（如Cr、Mo、W、V等）；凡能扩大相区的，将促使马氏体形态从板条马氏体转化为透镜片状马氏体（如C、N、Ni、Mn、Cu、Co等）。能显著降低奥氏体层错能的合金元素将促使转化为薄片状马氏体，如Mn。二、马氏体形成温度 持这种观点的人认为马氏体的形态

41、取决于MS点。他们认为在Fe-C合金中，含碳量增加MS降低，当低于某一温度（300320）时，容易产生相变孪晶，因而便形成片状马氏体。 马氏体形态随MS点的下降从板条状向片状转化的原因可作如下解释。低碳马氏体形成温度高，这时以切变量较大的（111）为惯习面，同时在较高的温度下滑移比孪生易于发生，而且在面心立方点阵中的111晶系较少，因此形成马氏体的起始位向数少，所以有利于在同一奥氏体中形成群集状马氏体。而随着MS点温度降低，孪生变得比滑移更易于发生，同时以225或259为惯习面形成马氏体，由于晶系较多，形成马氏体的起始位向数增多，因此在同一奥氏体中易于形成相邻马氏体片互不平行的孪晶片状马氏体。

42、 对Fe-Ni-C系合金可通过改变奥氏体化温度而使MS发生变化。利用这种现象，可以在同一成分合金中获得不同的MS点。观察冷却到稍低于相应的MS点时生成的马氏体形态变化，结果发现，随着MS点即形成温度的降低会发生从蝶状片状薄板状变化，同时亚结构也从位错转化为孪晶。三、奥氏体的层错能 奥氏体层错能低时，易于形成薄片状马氏体，这已是大家公认的。但是层错能的大小对其它形态马氏体的影响还有争议。目前比较流行的看法是层错能越低，越难于形成相变孪晶，故越趋向于形成位错板条马氏体。如层错能很低的Fe-Cr8%-C1.1%合金要液氮温度下也只能形成位错板条马氏体。四、奥氏体和马氏体的强度 这是由Davis和Ma

43、gee等提出的假说。他们用合金化的方法改变奥氏体的强度，研究了马氏体形态变化和奥氏体强度之间的对应关系。结果表明，马氏体形态是以MS点处的奥氏体屈服强度（约为206Mpa）为界限而变化，在这个界限以上，形成惯习面为的（259）片状马氏体，在这个界限以下，形成惯习面为（111）的板条马氏体或惯习面为（225）的片状马氏体。由此，他们认为奥氏体强度是影响马氏体形态（惯习面）的决定性因素。他们还进一步研究了马氏体的强度。当奥氏体的强度低于206Mpa时有两种情况，形成的马氏体强度较高时，为（225）马氏体。而形成的马氏体强度较低时为板条状马氏体。图424 引起马氏体滑移或孪生的临界切应力和MS-Mf

44、温度对形成的马氏体形态 的影响 这个假说是建立在这样的基础上的，即如果马氏体内相变应力的松弛只以孪生变形方式进行，则得到惯习面为（259）的马氏体，如果相变应力的松弛一部分在奥氏体内以滑移方式进行，一部分在马氏体内部以孪生方式进行，则得到惯习面为（225）的马氏体，如果在马氏体内也以滑移方式进行，则得到惯习面为（111）的马氏体。五、马氏体的滑移和孪生变形的临界切应力大小 这种假说强调马氏体内部结构取决于相变时的变形方式是滑移还是孪生，所以归根到底是受二者的临界切应力大小所支配，图424示意地表示出马氏体滑移或孪生的临界切应力和MS、Mf温度对形成马氏体形态的影响。图中的箭头表示相应线条可能移

45、动的方向，这种移动是合金成分变化引起的。线条的移动将导致滑移孪生曲线交点的移动。由图中可见，对低碳钢（MS点和Mf点均较高），引起滑移所需要的临界切应力低于引起孪生所需要的临界切应力，因而得到含高密度位错的板条马氏体。相反，如果是高碳钢（MS点和Mf点均较低），引起孪生所需要的临界切应力较小，从而得到含大量孪晶的片状马氏体。如果碳量中等，MS点和Mf点恰如图中所示之位置，在马氏体相变过程中，先形成板条马氏体，然后又可形成片状马氏体。即形成两种马氏体的混合组织。4.4 马氏体转变热力学条件 过去，曾有不少人认为，马氏体转变不是热学性的，转变的驱动力不是马氏体与奥氏体的自由能之差。四十年代，人们在

46、大量工作的基础上得出马氏体转变与液态金属的凝固以及钢的加热转变等是一样的，即转变的驱动力也来自新旧相的化学自由能差。但也应看到，马氏体转变确有很多不同于其它转变的在表面上看来难以用热学性质观点加以解释的特点，现已逐步弄清，这些特点是马氏体转变的特定条件所决定的。一、 相变驱动力图3-25 奥氏体和马氏体的自由焓与温度的关系 马氏体转变和一般相变一样，相变的驱动力是新相与母相的化学自由能差。同一成分合金的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图25所示。图中T0为两相热力学平衡温度，即温度为T0时式中为高温相之自由能，G为马氏体之自由能。在其它温度两相自由能不相等，则当上式为正时，马氏体自由能

47、高于奥氏体的自由能，奥氏体比马氏体稳定，不会发生奥氏体向马氏体转变；反之，当上式为负时，则马氏体比奥氏体稳定，奥氏体有向马氏体转变的趋势，G即称为马氏体相变的驱动力。显然，在T0温度处，G=0。马氏体转变开始点MS必定在T0以下，以便由过冷提供相变所需要的化学驱动力。而逆转变开始点AS必然在T0以上，以便由过热提供逆转变所需要的化学驱动力。 通常把MS与T0之差称为热滞，T0温度处，G=0， MS 为马氏体开始转变温度热滞的大小视合金的种类和成分而异。Fe系合金热滞可高达200以上，而有的合金的热滞仅为十几度到几十度，如Au-Cd、Ag-Cd合金。 铁系合金的马氏体转变的热力学特点是，具有很大

48、的热滞，即必须在很大的过冷度下才能发生马氏体转变，一般的马氏体转变都需要在降温过程中不断进行，等温保持马氏体转变将立即中止进行。 逆转变的热力学特征与冷却时的则好相反，相变必须在一定的过热度下才能进行，只有在AS点以上相变才能进行，而且转变是在升温过程中进行的，终了点为Af。AS与MS之差的大小视合金各类不同而异。二、MS的定义 母相与马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。三、马氏体相变的阻力 马氏体相变的驱动力来自马氏体与奥氏体的化学自由能之差GV，从一般相变理论的能量方程来看，相变时自由能变化为：G=GV+GD+GS+Ge其中，GV为马氏体和奥氏体的化学自由焓差

49、；GD为奥氏体晶体缺陷所提供的能量；两者为相变的驱动力，过冷度越大GV也越大。而GS（界面能）和Ge（弹性能）为相变的阻力。在马氏体形成时，除形成新的相界面而消耗界面能，并因相变时比容增大和维持第二类共格关系而消耗弹性应变能之外，还需克服奥氏体的切变阻力作功。同时，马氏体形成时不仅有宏观的均匀切变，使周围的奥氏体发生塑性变形而产生表面浮凸，而且还有微观的不均匀切变，在马氏体内产生滑移和孪生，形成高密度位错和孪晶。因此，对马氏体相变来说，除GS和Ge这两项能量消耗外，还需要在这两项之后加上若干个正项，以考虑上述各项能量消耗，可用下式表示：G=GV+GD+GS+Ge+ 可见，马氏体相变所以热滞如此

50、之大，是由于这种相变的切变物性而引起额外的能量消耗所造成的。四、Md、Ad的定义 T0、MS、AS都是合金成分的函数。不同的合金系AS与MS之差是不同的，例如，Fe-Ni合金中AS较MS高420，Au-Cd合金中AS较MS仅高16。实验证明，AS与MS之间的温度差可以因为引入塑性变形而减小。图3-26 形变诱发马氏体转变原理示意图 如果在MS点以上对奥氏体进行塑性变形，会诱发马氏体转变而引起MS点升高到Md，同样塑性变形也可以使AS下降到点Md。Md和Ad分别称为形变马氏体点和形变奥氏体点。因形变诱发马氏体转变而产生的马氏体，常称为形变马氏体，同样形变诱发马氏体逆转变而产生的奥氏体称为形变奥氏

51、体。 Md的物理意义：可以获得形变马氏体的最高温度。若在高于Md点的温度对奥氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体转变的作用。 Ad的物理意义：可以获得形变奥氏体的最低温度。若在低于Ad点的温度对马氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体逆转变的作用。 按马氏体相变的热力学条件，我们可以知道Md的上限和Ad的下限均为T0。实验证明，Co-Ni合金中Md和Ad可以重合，即Md=Ad=T0。如果某合金系中Md和Ad不重合，一般可取T0=（Md+Ad）/2。 形变诱发马氏体转变的原因：根据MS点的物理意义可知，形变之所以能诱发马氏体转变，是因为塑性变形为相提供了一定的相变驱动力。可用图3-26加以说明。G

52、V是MS时的相变驱动力，而形变能为相变所提供的能量为机械驱动力。当T=MS时，化学驱动力刚好等于GV，图中ab线代表在化学驱动力上迭加上去的一部分机械驱动力。在T1温度下，化学驱动力为mn，若该温度下能提供pm的机械驱动力，则pm+mn刚好等于GV，而T1T0，即在马氏体热力学稳定区域内，所以能发生马氏体相变。若机械驱动力可全部代替化学驱动力，Md点已上升到T0，但这要求一种合适的变形方式以提供足够的机械驱动力。五、影响钢MS点的因素Ms点是钢的一个重要的性能指标，其高低决定了钢中奥氏体从高温冷却时所发生的马氏体转变温度范围及冷到室温时所得的组织状态。因此有必要弄清影响因素。一、奥氏体化学成分

53、的影响 奥氏体化学成分对MS的影响十分显著，般说来，MS主要取决于钢的化学成分，其中又以C含量的影响最为显著。（1）碳的影响 随奥氏体碳含量的增加，MS和Mf均显著下降，但二者下降的趋势不同，随C%增加MS基本上呈连续平缓的下降，而Mf在C%0.6%以后，Mf下降又变得很缓慢。C%=0.6%时，Mf约为0。可以看出，在C%小于0.6%以前，随C%的增加，马氏体形成的温度间隔增大。 氮（N）对MS和Mf的影响与碳的影响规律基本相似。（2）合金元素的影响图3-27 碳含量对Ms点的影响图3-28 合金元素对钢Ms点的影响 钢中常见的合金元素，除Al和Co可以提高MS外，其它合金元素均使MS点降低。

54、降低MS点的元素，按其影响的强烈顺序排列为：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti，钢中单独加入Si对MS的影响不大，但是在Ni-Cr钢中Si可以降低钢的MS点。 原因：主要取决于合金元素对平衡温度T0的影响及对奥氏体的强化效应。凡强烈降低T0又强化奥氏体的元素，就强烈降低MS点，如Mn、Cr、Ni、Cu与C类似，即降低T0温度，又增奥氏体的屈服强度s，所以降低MS点。Al、Co、Si、Mo、W、V、Ti等均提高T温度，但也不同程度地增加奥氏体的屈服强度s，若提高T0的作用大时，则使MS点升高，如Al、Co；若强化奥氏体的作用大时，则使MS点降低；若两方面的作用大致相当时，则对MS点的影响

55、不大，如Si。钢中每增加1%合金元素对MS点产生的影响元素CMnCrNiMoVSiCuCoAlT()-330-45-35-30-26-250-71218 值得注意的是，合金元素的影响程度还与钢的碳含量有关，随C%的增加，合金元素影响程度增大。多种合金元素同时加入时的影响更为复杂。二、加热规范的影响 加热温度和保温时间的影响较为复杂。加热温度高保温时间长，有利于奥氏体的合金化，可以提高奥氏体的合金化程度，使MS点下降；但是，温度高时间长奥氏体晶粒粗大、晶体学缺陷减少，这又会导致MS点的升高。在完全奥氏体化的前提下，提高加热温度、延长保温时间，将使MS有所提高。三、冷却速度的影响 在生产条件下，冷

56、却速度一般对MS点无影响。在高速淬火时，MS随淬火速度增大而升高。对碳钢来说，当V冷15103/S时，MS也不再变化，但却升高80135，而在6.6103/SV冷0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。 其次，奥氏体化温度、冷却速度和外加应力等对残余奥氏体量也都有影响，可定性归纳于下表之中。影响残余奥氏体量的各种因素影响因素残余奥氏体多残余奥氏体少含碳量高碳低碳奥氏体温度高温低温淬火冷却油冷水冷在MSMf之间冷却缓冷急冷应力压应力拉应力4.5.2 马氏体的爆发式转变（自触发形核，瞬时长大） 在Fe-Ni和Fe-Ni-C等合金中发现的，当MS点低于0后它们的马氏体转变动力学曲线和降温转变曲线有

57、很大的差别。这种转变在MS以下某一温度突然发生，具有爆发性，并且一次爆发中形成一定数量的马氏体，爆发转变伴有响声，转变时急剧放出相变潜热引起试样温升。 特点：爆发式转变有一固定的温度Mb，MbMS，一次爆发中形成一定数量的马氏体，转变伴有响声，转变时急剧放出相变潜热引起试样温度升高。在合适的条件下，爆发转变量可超过70%，温度可上升30。马氏体的惯习面为259，有明显的中脊，显微组织呈“Z”字形。 爆发转变的形核为自触发形核，即一片惯习面为259的马氏体形成后，可以在周围其它的259面上造很高的应力，从而促进新的259马氏体的形成，是一种链锁式的转变过程，转变速度极快，一次完全的爆发约需10-

58、410-3秒。 爆发后续的转变必须在连续的降温过程中才能进行。晶界因具有位向差不规则的特点，而成为爆发转变传递的障碍，因此，细晶粒材料中爆发转变量要受到限制，在同样的条件下，细晶粒钢的爆发量较少。4.5.3 马氏体的等温形成（等温形核，瞬时长大） 马氏体的等温转变最早是在0.7%C、6.5%Mn、2%Cu的Mn-Cu钢中发现的。目前已发现在许多钢中都存在着马氏体的等温转变，如：Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr、高碳高锰钢、GCr15、W18Cr4V等。 特点：马氏体的晶核可以等温形成，形核需要一定的孕育期，形核率随过冷增大，先增后减，动力学曲线具有“S”形，等温形成图具有“C”形，符合一般的

59、热激活形核规律，等温转变不能进行到底，只能有一部分奥氏体可以等温转变为马氏体。 一般来说，核形成后的长大速度极快，且能长大到极限尺寸，其转变量同样取决于形核率，而与长大速度无关，但转变量却与等温时间有关，随等温时间延长转变量增加。 有些材料，转变量的增加即可以是已有马氏体的长大，也可以是等温形成的新马氏体，如：1.4%C、1.4%Cr的高碳轴承钢，当残余奥氏体较少（40%）时，等温马氏体的形成主要是已有马氏体片的长大，当残余奥氏体较多（50%）时，则以重新形核为主。4.5.4 表面马氏体 在稍高于MS点的温度下等温，往往会在试样表面层形成马氏体，其组织形态，形成速度，晶体学特征都和MS点温度以

60、下试样内部形成的马氏体为同，这种只产生于表面层的马氏体称为“表面马氏体”。 表面马氏体的形成是一种等温转变，形核也需要孕育期，但长大速度极慢，惯习面为112，位向关系为西山关系，形态呈条状。 表面马氏体形成的原因：表面层与心部的受力状态不同是引起表面马氏体形成的主要原因。心部受三向约束，使马氏体形成困难，而表面层所受约束较小，因此，表面层的MS点要比心部的MS点高，因此引发了表面层在整体MS点稍高的温度范围内发生了马氏体转变，形成了表面马氏体。4.5.5 奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化是指奥氏体在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化，而使奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。奥氏体的稳定化