1、第四章 马氏体转变 Martensite and Its Transformation王建刚1.马氏体转变是由钢经马氏体转变是由钢经A化后化后快速冷却快速冷却抑制其扩散型分解，在降抑制其扩散型分解，在降低的温度下发生的低的温度下发生的无扩散型相变无扩散型相变。M转变是钢件热处理强化的转变是钢件热处理强化的主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火淬火。因此，。因此，M转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系。转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切的关系。2.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由于钢的成分及热处理条件不同，所获
2、得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对M的的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材潜力。潜力。3.马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也发马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也发现马氏体相变。因此，凡是相变的基本特征属于切变共格型现马氏体相变。因此，凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都称为的相变都称为马氏体相变马氏体相变，其相变产物都称为，其相变产物都称为马氏体马氏体。概述 我国早在战国时代就已进行了钢的淬火，出土我
3、国早在战国时代就已进行了钢的淬火，出土西汉剑具有淬火马氏体组织。到西汉剑具有淬火马氏体组织。到19世纪中叶，索世纪中叶，索拜（拜（Sorby）首先用金相显微镜观察到淬火钢中）首先用金相显微镜观察到淬火钢中的这种硬相。的这种硬相。1895年法国人年法国人Osmond将其命名为将其命名为马氏体（马氏体（Martensite)。19261927年年 B库尔久莫夫等用库尔久莫夫等用X射线射线技术测得钢中马氏体为体心正方结构，并认为马技术测得钢中马氏体为体心正方结构，并认为马氏体是碳在氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体。中的过饱和固溶体。马氏体研发史 20世纪世纪20年代以来，马氏体相变是金属学最活年代以
4、来，马氏体相变是金属学最活跃的研究领域之一。发现不仅钢中存在马氏体相变，跃的研究领域之一。发现不仅钢中存在马氏体相变，在有色金属及合金、陶瓷材料中都可发生马氏体相在有色金属及合金、陶瓷材料中都可发生马氏体相变。变。1924年，年，Bain提出了马氏体相变的提出了马氏体相变的应变模型应变模型，称为贝茵模型。称为贝茵模型。1929年，周志宏等首先将电解铁淬入水银，获年，周志宏等首先将电解铁淬入水银，获得马氏体组织。此举证明，马氏体也可以是体心立得马氏体组织。此举证明，马氏体也可以是体心立方结构，不是碳在方结构，不是碳在-Fe中过饱和固溶体。中过饱和固溶体。马氏体研发史 1930年，年，.B库尔久莫
5、夫和库尔久莫夫和G萨克斯（萨克斯（Sacks）首先）首先测得测得Fe-C合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系，即系，即K-S关系。关系。1933年，年，R.E迈尔（迈尔（Mehl)测得在中、高碳钢中马氏体测得在中、高碳钢中马氏体在奥氏体的在奥氏体的225，晶面上形成，被称为惯习面。，晶面上形成，被称为惯习面。1934年，西山测得年，西山测得Fe-Ni合金马氏体相变时存在西山关系。合金马氏体相变时存在西山关系。1949年，年，Greniger和和Troiano测定了测定了Fe-22%、Ni-0.8C合合金中的马氏体位向，发现了金中的马氏体位向
6、，发现了G-T关系。关系。1951年，年，J.W.Christian首先提出了马氏体相变的层错形核首先提出了马氏体相变的层错形核模型。模型。1953年，年，Frank首先提出首先提出 Fe-C225，马氏体与母相，马氏体与母相间的位错界面模型。它促成了间的位错界面模型。它促成了K-D位错胞核胚模型的提出。位错胞核胚模型的提出。马氏体研发史 1952年，张经录首先用金相显微镜观察到年，张经录首先用金相显微镜观察到Au-Cd合金马氏合金马氏体的孪晶。体的孪晶。19531954年，同时独立地提出两个马氏体相变的表象学年，同时独立地提出两个马氏体相变的表象学假说，其一称为假说，其一称为“W-L-R理论
7、理论”；另一个称为；另一个称为“B-M理论理论”。1964年，年，Bogers-Burgers双切变模型被提出。双切变模型被提出。20世纪世纪60年代末，年代末，70年代初先后提出马氏体相变的协作形年代初先后提出马氏体相变的协作形变变“理论理论”和范性协作模型，以及多次切变模型。到和范性协作模型，以及多次切变模型。到20世纪末世纪末就马氏体相变机制已经提出就马氏体相变机制已经提出10余种模型，但均不够成熟。近一余种模型，但均不够成熟。近一个世纪马氏体及马氏体相变的研究已经取得了辉煌的成就。个世纪马氏体及马氏体相变的研究已经取得了辉煌的成就。马马氏体相变热力学氏体相变热力学、马氏体相变动力学马氏
8、体相变动力学、马氏体相变组织学马氏体相变组织学、马马氏体相变晶体学氏体相变晶体学、马氏体的性能马氏体的性能及其材料开发应用等各方面的及其材料开发应用等各方面的研究均获得了显著的进展。研究均获得了显著的进展。马氏体研发史但是，就马氏体相变机制的研究，尚未形成完整而成熟的但是，就马氏体相变机制的研究，尚未形成完整而成熟的理论体系，理论体系，假说较多假说较多。马氏体的概念尚不确切，马氏体相变的概念尚存在缺点，马氏体的概念尚不确切，马氏体相变的概念尚存在缺点，需要使其更加正确。马氏体相变的自组织机制尚需要进一步需要使其更加正确。马氏体相变的自组织机制尚需要进一步地深入研究。地深入研究。Cohen教授曾
9、经指出：马氏体相变可能是自然教授曾经指出：马氏体相变可能是自然界中界中最为神奇美妙最为神奇美妙的过程之一。的过程之一。马氏体相变是材料科学中重要的转变之一。其研究具有巨马氏体相变是材料科学中重要的转变之一。其研究具有巨大的理论和实际价值。大的理论和实际价值。马氏体相变相对于珠光体分解来说，是在低温下进行的马氏体相变相对于珠光体分解来说，是在低温下进行的无无扩散相变扩散相变，因此，马氏体相变具有一系列的相变特征，不仅，因此，马氏体相变具有一系列的相变特征，不仅在钢中，在有色金属及合金、陶瓷材料中也发生马氏体相变。在钢中，在有色金属及合金、陶瓷材料中也发生马氏体相变。马氏体研发史 绪言绪言 4-1
10、 钢中马氏体的晶体结构钢中马氏体的晶体结构 4-2 马氏体转变的主要特点马氏体转变的主要特点 4-3 马氏体的组织形态及物理本质马氏体的组织形态及物理本质 4-4 马氏体相变热力学马氏体相变热力学 4-5 马氏体相变动力学马氏体相变动力学 4-6 奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化 4-7 马氏体的力学性能马氏体的力学性能 复习思考题复习思考题主要内容 重点：重点：1.马氏体转变的主要特点；马氏体转变的主要特点；2.Ms点定义及影响因素；点定义及影响因素；3.马氏体的组织形态及力学性能。马氏体的组织形态及力学性能。难点：难点：1.马氏体转变的特点；马氏体转变的特点；2.马氏体产生异常正方度的原因以及
11、马氏马氏体产生异常正方度的原因以及马氏 体相变的晶体学位向关系。体相变的晶体学位向关系。3.影响马氏体转变的因素。影响马氏体转变的因素。重点与难点4.1.1 马氏体的晶体结构马氏体的晶体结构4.1 马氏体的晶体结构和转变特点 马氏体的概念（用晶体结构的角度）：马氏体的概念（用晶体结构的角度）：C在在-Fe中的过饱中的过饱和间隙固溶体。和间隙固溶体。钢中钢中M的性质主要取决于其晶体结构。经实验证实，的性质主要取决于其晶体结构。经实验证实，M具具有体心正方点阵，有体心正方点阵，-转变只有晶格改组而无成分变化，转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的即奥氏体中固溶的C全部保留在全部保留在M点阵
12、之中。随着点阵之中。随着M碳含量碳含量的不同，其点阵常数也相应发生变化。的不同，其点阵常数也相应发生变化。-Fe的含碳量：最大在的含碳量：最大在727，0.0218C。室温下，室温下，0.006C(一一)马氏体的晶胞及点阵常数马氏体的晶胞及点阵常数4.1.1 马氏体的晶体结构C原子原子Fe原子原子碳原子在点阵中分布的可能位置是碳原子在点阵中分布的可能位置是-Fe体心立方晶胞的各棱边的体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处，即八面体间隙处。中央和面心处，即八面体间隙处。4.1.1 马氏体的晶体结构ca碳择优分布在碳择优分布在c c轴方向上的轴方向上的八面体间隙位置。这使得八面体间隙位置。这使得c c
13、轴伸长，轴伸长，a a轴缩短，晶体结轴缩短，晶体结构变为构变为体心正方体心正方。轴比轴比c/a 马氏体的正方马氏体的正方度。度。4.1.1 马氏体的晶体结构C%越高，正方度越大，越高，正方度越大，正方畸变越严重。正方畸变越严重。当当0.20%C时，时，c/a=1，马氏体为体心立方晶格马氏体为体心立方晶格碳含量对正方度的影响碳含量对正方度的影响上述关系也可用下列上述关系也可用下列公式表示：公式表示：0ac0aa1/ac式中，式中，a0 2.861（-Fe点阵常数）点阵常数）0.116 0.013 0.046 -马氏体碳含量马氏体碳含量(重量百分数重量百分数)(二二)马氏体的反常正方度马氏体的反常
14、正方度1.亚点阵概念亚点阵概念并非所有的并非所有的C 原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为三组，每一组都构成一个八面体，三组，每一组都构成一个八面体，C 原子分别占据着这些八面原子分别占据着这些八面体的顶点。体的顶点。由由C 原子构成的八面体点阵称为亚点阵原子构成的八面体点阵称为亚点阵。4.1.1 马氏体的晶体结构若若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即C原子为无原子为无序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心序分布时，马氏体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则正方结构，则C原子在三个亚点
15、阵上分布的几率必然不相等，原子在三个亚点阵上分布的几率必然不相等，表明表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有序分布。研究表明，研究表明，C原子是优先占据第三亚点阵的。但是原子是优先占据第三亚点阵的。但是C原子全原子全部占据第三亚点阵时与前式的测量结果也不吻合。而与部占据第三亚点阵时与前式的测量结果也不吻合。而与80%C原子优先占据第三亚点阵，原子优先占据第三亚点阵，20%C原子分布在另外两原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即个亚点阵较为符合，即C原子在马氏体中是部分有序分布原子在马氏体中是部分有序分布(或或部分无序分布部分无序分布)的。的。2
16、.产生反常正方度的原理产生反常正方度的原理4.1.1 马氏体的晶体结构因此：因此：具有反常低正方度具有反常低正方度的新生马氏体，是因为部分有的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一亚点阵的序分布在第二或第一亚点阵的C原子增加的结果，而当两原子增加的结果，而当两个亚点阵上个亚点阵上C原子分布几率不相等时，出现原子分布几率不相等时，出现ab 的正交点的正交点阵。温度回升到室温，阵。温度回升到室温，C 原子重新分布，有序度增加，原子重新分布，有序度增加，正方度升高。正方度升高。具有反常高正方度具有反常高正方度的新生马氏体，其的新生马氏体，其C原子接近全部占据原子接近全部占据第三亚点阵。但计算表明
17、，即使第三亚点阵。但计算表明，即使C原子全部占据第三亚点原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有阵，马氏体正方度也不能达到实验测得的正方度，所以有人认为，人认为，Al钢或钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分钢异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。布有关。4.1.1 马氏体的晶体结构一、表面浮凸现象和切变共格一、表面浮凸现象和切变共格二、无扩散性二、无扩散性三、三、具有特定的位向关系具有特定的位向关系 四、惯习面的不变性四、惯习面的不变性五、马氏体相变具有一个形成温度范围五、马氏体相变具有一个形成温度范围六、马氏体转变的可逆性六、马氏体转变的可逆性4.1.2
18、 马氏体转变的特点一、表面浮凸现象和切变共格一、表面浮凸现象和切变共格（200196）4.1.2 马氏体转变的特点马氏体形成时试样表面浮凸现象马氏体形成时试样表面浮凸现象切变共格切变共格既属于母相（A）又属于新相（M）相变过程不是通过原子扩散，而是通过切变方式使母相变过程不是通过原子扩散，而是通过切变方式使母相（相（A）原子协同式的迁移到新相（）原子协同式的迁移到新相（M）中，迁移的）中，迁移的距离小于一个原子距离，并且两相间保持共格关系的距离小于一个原子距离，并且两相间保持共格关系的一种相变。一种相变。协同移动，如“军队式转变”，原来相邻的原子转变后仍相邻。切变的原子切变的原子共格的原子共格
19、的原子4.1.2 马氏体转变的特点切变模型切变模型马氏体形成时，和它相交的试样表马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起面发生转动，一边凹陷，一边凸起,并牵动奥氏体突出表面。并牵动奥氏体突出表面。共格：相界面上的原子即属于新相，又属于母相，这种相共格：相界面上的原子即属于新相，又属于母相，这种相界面上原子的紧密联系就称为共格，其界面称共格界面。界面上原子的紧密联系就称为共格，其界面称共格界面。位错型马氏体共格界面位错型马氏体共格界面 产生孪晶马氏体时共格界面产生孪晶马氏体时共格界面切变：切变：M转变时，由母相（转变时，由母相（A）变为新相（）变为新相（M）的晶格改）的晶格改
20、组过程是以切变方式来进行的，即：新相与母相界面上的组过程是以切变方式来进行的，即：新相与母相界面上的原子以协同的、集体的、定向的、有次原子以协同的、集体的、定向的、有次 序的方式从母相向序的方式从母相向新相中的移动来实现的。新相中的移动来实现的。相邻原子间的相对移动距离不超过原子间距。这一过程相邻原子间的相对移动距离不超过原子间距。这一过程就为切变。就为切变。保持位相关系：保持位相关系：在切变过程中，新相和母相晶格间始终在切变过程中，新相和母相晶格间始终保持着严格的位向关系，其晶面和晶向相互平行。保持着严格的位向关系，其晶面和晶向相互平行。4.1.2 马氏体转变的特点从观察到的马氏体相变时出现
21、的宏观均匀切变现象，可以从观察到的马氏体相变时出现的宏观均匀切变现象，可以设想，在马氏体相变过程中原子是集体运动的，原来相邻的原设想，在马氏体相变过程中原子是集体运动的，原来相邻的原子相变后仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距，子相变后仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距，即马氏体相变是在原子基本上不发扩散的情况下发生的。即马氏体相变是在原子基本上不发扩散的情况下发生的。其主要实验证据为：其主要实验证据为：1.钢中奥氏体转变为马氏体时，仅由面心立方点阵通过切变钢中奥氏体转变为马氏体时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心立方改组为体心立方(或体心正方或体心正方)点阵，而无成分
22、变化；点阵，而无成分变化；2.马氏体相变可以在相当低的温度范围内（甚至在马氏体相变可以在相当低的温度范围内（甚至在4K)以极以极快的速度进行，在这样低的温度下，原子扩散速度极小，相变快的速度进行，在这样低的温度下，原子扩散速度极小，相变已不可能以扩散方式进行；已不可能以扩散方式进行；3.原子协调移动，原来相邻的原子仍相邻（军队式转变），原子协调移动，原来相邻的原子仍相邻（军队式转变），相邻原子的移动距离不超过一个原子间距。相邻原子的移动距离不超过一个原子间距。二、无扩散性二、无扩散性4.1.2 马氏体转变的特点 相变晶体学是相变机制的核心内容。它提供相相变晶体学是相变机制的核心内容。它提供相变
23、时晶体结构的变化过程，揭示相变产物的物理变时晶体结构的变化过程，揭示相变产物的物理本质。因此，如果说相变热力学、动力学的研究本质。因此，如果说相变热力学、动力学的研究是外围战，那么，晶体学的研究则是攻坚战。一是外围战，那么，晶体学的研究则是攻坚战。一个世纪以来，对马氏体相变晶体学研究进行了大个世纪以来，对马氏体相变晶体学研究进行了大量的工作，但尚未形成统一的成熟理论。大多为量的工作，但尚未形成统一的成熟理论。大多为模型和假说。本节仅作概略地介绍。模型和假说。本节仅作概略地介绍。三、新旧两相间具有一定的晶体学关系三、新旧两相间具有一定的晶体学关系4.1.2 马氏体转变的特点1.K-S(Kurdj
24、umov-Sachs)关系关系20世纪世纪30年代初，库氏和年代初，库氏和Sachs确定了确定了1.4%C钢中奥氏钢中奥氏体与马氏体之间的位向关系为：密排面体与马氏体之间的位向关系为：密排面 111A /011M；方向；方向 A /M此称此称K-S关系。据此设计了关系。据此设计了K-S切变模型。切变模型。4.1.2 马氏体转变的特点目前，钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关目前，钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有系有K-S关系关系、西山关系西山关系和和G-T关系关系等。等。这个模型说明了新旧相存在位向关系的来由。但是，按这个模型说明了新旧相存在位向关系的来由。但是，按此模型，
25、惯习面应为此模型，惯习面应为111，而实际上，而实际上Fe-C合金马氏体的合金马氏体的惯习面为惯习面为557,225，259，同时也不能解释亚结构及，同时也不能解释亚结构及浮凸现象。浮凸现象。2.西山西山(Nishiyama)关系关系 西山在西山在Fe-30Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体和奥氏体之间存在马氏体和奥氏体之间存在K-S关系，而在关系，而在-70以下形成以下形成的马氏体则具有下列位向关系，即西山关系：的马氏体则具有下列位向关系，即西山关系：111 /110 /按照西山关系，在每个按照西山关系，在每个111面上马氏体只可能有三种面上马氏体只可
26、能有三种不同的取向，所以不同的取向，所以4种种111面上总共只有面上总共只有3412种可能的马氏体取向。种可能的马氏体取向。西山关系和西山关系和K-S关系相比较，晶面的平行关系相同，而关系相比较，晶面的平行关系相同，而晶向却有晶向却有516 之差之差。3.G-T(Greninger-Troiaon)关系关系 Greninger和和Troiaon精确测量了精确测量了 Fe-0.8、C-22Ni合金奥氏体单晶中的马氏合金奥氏体单晶中的马氏体位向，结果发现体位向，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行关系中的平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即晶向实际上均略有偏差，即 111/110 差差1；110
27、/111 差差2马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系，而马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系，而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面即且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面即称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。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常见的有三种：钢中马氏体的惯习面常见的有三种：111、225、和和259。惯习面随碳含量及形成温度不同而异：。惯习面随碳含量及形成温度不同而异：碳含量小于碳含量小于 0.6时为时为111，碳含量在碳含量在 0.61.4之间为之间为225，碳含量高于碳含量高于 1.4时为时为259。四、惯习面和
28、不变平面四、惯习面和不变平面随马氏体形成温度的降低，惯习面有随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。所以，同一成分的向高指数变化的趋势。所以，同一成分的钢也可能出现两种惯习面的马氏体，如先钢也可能出现两种惯习面的马氏体，如先形成的马氏体惯习面为形成的马氏体惯习面为225，而后形成，而后形成的马氏体惯习面为的马氏体惯习面为259。五、马氏体相变具有一个形成温度范围五、马氏体相变具有一个形成温度范围 必须将奥氏体快速冷却必须将奥氏体快速冷却(大于临界冷却速度大于临界冷却速度)至至某一温度以下才能发生马氏体相变，这一温度称某一温度以下才能发生马氏体相变，这一温度称为马氏体相变开始点，以为
29、马氏体相变开始点，以Ms表示。表示。1.有有Ms和和Mf，即有一，即有一 个转变温度范围；个转变温度范围；2.转变不彻底性，有残转变不彻底性，有残 余余A。冷处理促使。冷处理促使A转转 变，但仍然会有剩余变，但仍然会有剩余A。温度温度图图4-6 4-6 马氏体转变量与转变温度马氏体转变量与转变温度的示意图的示意图六、马氏体转变的可逆性六、马氏体转变的可逆性 冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，同样，重新加热时，马氏体也可以变为马氏体，同样，重新加热时，马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体，即
30、马氏体相变具有可逆性。体相变具有可逆性。一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变。逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的相变。逆相变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点，与冷却时的特点，与冷却时的Ms及及Mf相对应，逆相变时也相对应，逆相变时也有相变开始点有相变开始点As及相变终了点及相变终了点Af。通常，通常，As比比Ms高，两者之差视合金成分而异。高，两者之差视合金成分而异。如：如：Au-Cd、Ag-Cd等合金的等合金的As与与Ms之差较小，之差较小，仅为仅为2050；而而Fe-Ni等合金的等合金的As与与Ms之差就很大，大于之差就很大，大于400。综上
31、所述，马氏体相变区别于其他相变最基本综上所述，马氏体相变区别于其他相变最基本的特点只有两个：一是相变以的特点只有两个：一是相变以切变共格切变共格方式进行；方式进行；二是相变的二是相变的无扩散性无扩散性。其他特点均可由这两个基。其他特点均可由这两个基本特点派生出来。本特点派生出来。4.2.1 Bain 模型模型4.2.2 K-S切变模型切变模型4.2.3 G-T模型模型4.2 马氏体转变的切变模型 f.c.c可看作体心正方可看作体心正方其轴比其轴比c/a=1.414A点阵只需适当变形，调整轴比，使之达到与含碳点阵只需适当变形，调整轴比，使之达到与含碳量对应的量对应的M正方度时，正方度时，A即可转
32、变成即可转变成M。4.2.1 Bain模型（111）A(011)MXMYMZMXAYAZA模型不能解释表面浮凸效应和惯习面。模型不能解释表面浮凸效应和惯习面。如何由如何由fcc转变为转变为bcc点阵？点阵？先看奥氏体先看奥氏体111面面4.2.2 K-S模型第一层第一层第二层第二层第三层第三层将三层相邻将三层相邻(111)(111)A A晶面对某一层作垂直投影晶面对某一层作垂直投影120马氏体马氏体011面面第一层第一层第二层第二层第三层第三层将三层相邻（将三层相邻（011011）面对某一层作垂直投影）面对某一层作垂直投影10928第一层第一层第二层第二层第三层第三层120111A第二层原子沿
33、第二层原子沿方向做第一次切变沿方向做第一次切变沿方向做第二次切变方向做第二次切变110M10928相变经一次宏观均匀切变和一次宏观非均匀切变相变经一次宏观均匀切变和一次宏观非均匀切变4.2.3 G-T模型4.3 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。由于钢的成分钢的成分及热处理条件热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。下面介绍钢及铁合金中存在的几种典型的马氏体组织。4.3.1 马氏体的形态板条状板条状M片状片状M最为常见最为常见不常见的有：蝴蝶状不常见的有：蝴蝶状M、透镜片状、透镜片状M、薄板状、薄板状M、
34、薄片状、薄片状M(一一)板条状马氏体板条状马氏体低中碳钢低中碳钢及及马氏体时效钢马氏体时效钢、不锈钢不锈钢、Fe-Ni合金合金中一种典中一种典型的马氏体组织。型的马氏体组织。低碳板条状马氏体低碳板条状马氏体每个单元的形状呈窄而细长每个单元的形状呈窄而细长的板条，许多板条总是成群的板条，许多板条总是成群地相互平行地连在一起。地相互平行地连在一起。光镜下光镜下马氏体束马氏体束马氏体群马氏体群一个原奥氏体晶粒内可以有一个原奥氏体晶粒内可以有35个马氏体板条束个马氏体板条束(图中图中A、B、C、D)，一个板条束内又可以分成几个平行的板条块，一个板条束内又可以分成几个平行的板条块(如如B区区域域)；板条
35、块间成板条块间成大角晶界大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸界平行；每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为约为0.55.020m。板条马氏体的惯习面接近板条马氏体的惯习面接近111；马氏体和奥氏体符合介于；马氏体和奥氏体符合介于K-S 关系。关系。板条马氏体的亚结构主要为板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错高密度的位错，位错形成位，位错形成位错网络错网络(缠结缠结)，位错密度随含碳量增加而增大，常为，位错密度随含碳量增加而增大，常为(0.30.9)1012/cm3.故称故称位错马氏体位错马氏体。不
36、同腐蚀剂显示的板条状马氏体组织不同腐蚀剂显示的板条状马氏体组织(a)Fe-23.8Ni合金合金(硝酸酒精硝酸酒精腐蚀腐蚀);(b)Fe-24.5Ni合金合金(先用硝酸酒精后用先用硝酸酒精后用NaHSO3水溶液腐蚀水溶液腐蚀马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，厚度马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，厚度约为约为10020010-1nm。低碳钢板条马氏体中有。低碳钢板条马氏体中有2%4%的残余奥氏体。的残余奥氏体。(二二)片状马氏体片状马氏体 片状片状M是铁基合金中的另一种典型的是铁基合金中的另一种典型的M组织，多出组织，多出现在淬火现在淬火高、中碳钢高、中碳钢及及高高Ni的的Fe-Ni合金合
37、金中，其光中，其光学显微组织形态如图。学显微组织形态如图。Fe-32Ni合金的片状合金的片状M组织组织 片状片状M的空间形态呈双的空间形态呈双凸透镜片状，又称为凸透镜片状，又称为透镜透镜片状片状M。因其与试样磨面。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或相截在显微镜下呈针状或竹叶状，故又称为竹叶状，故又称为针状或针状或竹叶状马氏体竹叶状马氏体。1.显微结构显微结构：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏：马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后体贯穿整个原奥氏体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同
38、。形成的马氏体片大小受到限制，因此马氏体片的大小不同。2.亚结构亚结构：主要为：主要为孪晶孪晶，所以又称为，所以又称为孪晶型马氏体孪晶型马氏体。根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相中脊为中心的相 变孪晶区变孪晶区(中间部分中间部分)和无孪晶区和无孪晶区(片的周围部片的周围部分，存在位错分，存在位错)。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。孪晶的结合部分的带状薄筋是孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊中脊”(中脊高密度的相变中脊高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚孪晶区，其形成原因目
39、前尚不清楚)。孪晶间距约为。孪晶间距约为50，一，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。也有的片状马氏体无中脊。3.位向关系：位向关系：片状马氏体中常可见到有明显的中脊，片状马片状马氏体中常可见到有明显的中脊，片状马氏体惯习面接近氏体惯习面接近225 或或259；马氏体与母相奥氏体的位；马氏体与母相奥氏体的位向关系符合向关系符合K-S关系或西山关系或西山(N)关系。关系。4.与与C%的关系的关系：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而：片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢：改变。对于碳钢
40、：C%0.3%时，板条马氏体；时，板条马氏体；0.3%C1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；时，板条马氏体和片状马氏体混合组织；1.0%时时C%时，全部为片状马氏体组织。时，全部为片状马氏体组织。并且随着并且随着C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。合金元素合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成孪晶马氏体倾向。增加形成孪晶马氏体倾向。5.与奥氏体晶粒的关系与奥氏体晶粒的关系：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。：奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。隐晶马氏体隐晶马氏体：工具钢不完全淬火将得到所谓工具钢不完全淬火将得到所谓“隐晶隐晶”马氏体，马氏体，它是在马氏体的基体上
41、分布着剩余碳化物。它是在马氏体的基体上分布着剩余碳化物。其马氏体经硝酸酒精侵蚀后难以在光学显微镜下其马氏体经硝酸酒精侵蚀后难以在光学显微镜下观察到马氏体的形态，故得其名。观察到马氏体的形态，故得其名。它也是片状马氏体，在电子显微镜下可观察到它的它也是片状马氏体，在电子显微镜下可观察到它的片状特征，但由于奥氏体中尚有许多剩余碳化物，片状特征，但由于奥氏体中尚有许多剩余碳化物，而且成分不均，故马氏体片长大受限，尺寸较短。而且成分不均，故马氏体片长大受限，尺寸较短。1.蝶状马氏体蝶状马氏体 在在Fe-Ni合金和合金和Fe-Ni(-Cr)-C合金中，合金中，当马氏体在板条状当马氏体在板条状M和片状和片
42、状M的形的形成温度范围之间的温度区域形成时，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会出现具有特异形态的M。这种。这种M的立体形态为的立体形态为“V”形柱状，其断面形柱状，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多角状马氏体角状马氏体。图图4-11 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体合金的蝶状马氏体(三三)其他马氏体形态其他马氏体形态2薄片状马氏体薄片状马氏体 在在Ms点极低的点极低的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚度约为合金中可观察到一种厚度约为310m 的薄片状马氏体，其立体形态为薄片状，与试样磨面的薄片状马氏体，其立体形态为薄片状，
43、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、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。分枝等形态。Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体合金的薄片状马氏体 3.马氏体马氏体 上述各种马氏体都是具有体心立方上述各种马氏体都是具有体心立方(正方正方)点阵结构的马氏体点阵结构的马氏体()。而在奥氏体层错能较低的。而在奥氏体层错能较低的Fe-Mn-C或或Fe-Cr-Ni合金中有可合金中有可能形成具有密排六方点阵结构的能形成具有密排六方点阵结构的马氏体。马氏体。马氏体呈极薄的片状，马氏体呈极薄的片状，厚度仅为厚度仅为100300nm，其内部亚结构为高密度层错
44、。，其内部亚结构为高密度层错。Fe-16.4Mn-0.09C合金的合金的马氏体马氏体4.3.2 影响马氏体形态和内部亚结构的因素(一一)马氏体的形成温度（马氏体的形成温度（Ms）随马氏体的形成温度降低：随马氏体的形成温度降低：M的形态将按照板条状的形态将按照板条状蝶状蝶状透镜片状透镜片状薄片状的顺薄片状的顺 序转序转化；亚结构则由位错逐步转化为孪晶。化；亚结构则由位错逐步转化为孪晶。这是由于马氏体转变是在这是由于马氏体转变是在MsMf温度范围内进行的，对于一温度范围内进行的，对于一定成分奥氏体，有可能转变成几种不同形态的马氏体。定成分奥氏体，有可能转变成几种不同形态的马氏体。Ms点高点高(C%
45、0.3%)的钢：板条状马氏体；的钢：板条状马氏体；Ms点略低的钢：板条状和片状混合的马氏体；点略低的钢：板条状和片状混合的马氏体；Ms点更低的钢：板条状点更低的钢：板条状M不再能形成，转变为片状不再能形成，转变为片状M；Ms点极低的钢：片状点极低的钢：片状M不再能形成，转变为薄板状不再能形成，转变为薄板状M。(二二)奥氏体的层错能奥氏体的层错能 奥氏体的层错能低时，易于形成奥氏体的层错能低时，易于形成马氏体。但层马氏体。但层错能对其他形态马氏体的影响尚不统一。一般认错能对其他形态马氏体的影响尚不统一。一般认为，奥氏体的层错能越低，越难于形成相变孪晶，为，奥氏体的层错能越低，越难于形成相变孪晶，
46、而越趋向于形成位错型马氏体。如层错能极低的而越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不锈钢在液氮温度下也只能形成位错板条状马氏体。马氏体。(三三)奥氏体与马氏体的强度奥氏体与马氏体的强度 研究表明，马氏体的形态还与研究表明，马氏体的形态还与Ms点处的奥氏体点处的奥氏体的屈服强度以及马氏体的强度有关。的屈服强度以及马氏体的强度有关。马氏体相变驱动力是新相马氏马氏体相变驱动力是新相马氏体体()与母相奥氏体与母相奥氏体()的化学的化学自由能差。自由能差。4.4 马氏体转变的热力学分析 当温度当温度TT0:Gra=Ga-Gr 0存在存在AM转变倾向转变倾向
47、 Gra是是AM转变的驱动力，但与过冷度转变的驱动力，但与过冷度T T的大小有关的大小有关,应达到：应达到：T=（T0-Ms）各相自由能与随温度的关系各相自由能与随温度的关系当马氏体形成时，除了因形成新的界面而消耗界面能外，还当马氏体形成时，除了因形成新的界面而消耗界面能外，还要考虑其它能量消耗。如：要考虑其它能量消耗。如：因新相的比容增大和维持切变共格面引起的弹性应变能因新相的比容增大和维持切变共格面引起的弹性应变能;产生宏观均匀切变而作功产生宏观均匀切变而作功;产生宏观不均匀切变而在马氏体中形成高密度位错和细产生宏观不均匀切变而在马氏体中形成高密度位错和细微孪晶微孪晶(以能量的形式储存于马
48、氏体中以能量的形式储存于马氏体中)；使邻近的奥氏体发生协作形变而作功。使邻近的奥氏体发生协作形变而作功。PESGGGGG必须有较大的过冷度必须有较大的过冷度T=T0-MS (深度过冷深度过冷)PESGGGGG0深度过冷：过冷度T=T0-MS。MS为马氏体开始转变温度。MS点的物理意义即为奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需的最小化学驱动力值时的温度；MS点反映了使马氏体转变得以进行所需要的最小过冷度。4.4.2 Ms点的物理意义 生产中制订等温淬火、分级淬火、双液淬火工艺以及冷处理工艺时必须参照Ms点；Ms点的高低直接影响到淬火钢中残余奥氏体量以及淬火变形和开裂的倾向；Ms点的高低往往影响着
49、淬火马氏体的形态和亚结构，从而影响着钢的性能Ms点在生产中具有的重要意义点在生产中具有的重要意义4.4.3 影响Ms点的因素1.碳强烈地降低Ms点(一一)奥氏体的化学成分奥氏体的化学成分碳含量对碳钢Ms和Mf点的影响2.除铝、钴外，其余合金元除铝、钴外，其余合金元素都不同程度降低素都不同程度降低Ms点点合金元素对Ms点的影响4.4.3 影响Ms点的因素 采用“实验-统计法”确定钢Ms点的经验公式：)%(%5)%(%20)(%30)(%50)(%321520)(SiCuMoNiCrMnCCMS)(%5.7)(%1.12)(%7.17)(%4.30)(%423539)(MoCrNiMnCCMS)(
50、%30)(%15)%(%5)(%10)(%17)(%20)(%35)(%39)(%361550)(AlCoWMnCuNiCrVMnCCMS4.4.3 影响Ms点的因素(一一)奥氏体的化学成分奥氏体的化学成分(二二)应力和塑性形变应力和塑性形变4.4.3 影响Ms点的因素1.应力的影响应力的影响 多向压应力会阻止多向压应力会阻止M形成，使形成，使Ms（阻碍（阻碍M转变时的体膨转变时的体膨胀），拉应力或单向压应力有利于胀），拉应力或单向压应力有利于M形成而使形成而使Ms，真空淬，真空淬火将使火将使Ms。2.形变的影响形变的影响 在在Ms以上附近进行塑性变形时促使以上附近进行塑性变形时促使Ms，这是
