热处理原理及工艺-马氏体转变ppt课件.ppt

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1、第四章马氏体转变重点：重点：l 马氏体相变的主要特点；马氏体相变的主要特点；l 马氏体的力学性能；马氏体的力学性能；l 钢及铁合金中马氏体的组织形态。钢及铁合金中马氏体的组织形态。难点：难点：l 马氏体相变的特点；马氏体相变的特点；l 影响马氏体转变的因素。影响马氏体转变的因素。马氏体马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火淬火），得到的能），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895年法国人奥斯蒙（年法国人奥斯蒙（F. Osmon

2、d）为纪念德国冶金学家马滕斯（）为纪念德国冶金学家马滕斯（A. Martens）,把这种把这种组织命名为马氏体组织命名为马氏体(Martensite)。人们最早只把钢中由奥氏体。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。转变为马氏体的相变称为马氏体相变。20世纪以来，对钢中世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变金属和合金中也具有马氏体相变,如如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-A

3、l、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Ti、Ti-Ni等。目前广泛地等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体 l 马氏体转变是由钢经奥氏体化后快速冷却抑制其扩散型分解，马氏体转变是由钢经奥氏体化后快速冷却抑制其扩散型分解，在降低的温度下发生的无扩散型相变。马氏体转变是钢件热在降低的温度下发生的无扩散型相变。马氏体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淬处理强化的主要手段，产生马氏体相变的热处理工艺称为淬火。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有十分火。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有十分密切

4、的关系。密切的关系。l 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，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对结构亦不同，继而对钢的组织和力学性能产生影响。通过对马氏体的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分马氏体的形成规律的了解，可以指导热处理生产实践，充分发挥钢材潜力。发挥钢材潜力。l 马氏体相变的含义很广泛，不仅金属材料，在陶瓷材料中也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的相变都称为马氏体相变

5、，其相变产物都称为马氏体。型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都称为马氏体。一、马氏体的晶体结构和转变特点一、马氏体的晶体结构和转变特点l 马氏体为碳在马氏体为碳在a a-Fe中的中的过饱和固溶体过饱和固溶体，通常用，通常用M表示；表示； l 马氏体的成分与奥氏体的成分完全相同；马氏体的成分与奥氏体的成分完全相同；为什么？为什么？（一）马氏体的晶体结构（一）马氏体的晶体结构 碳原子在点阵中分布的可能碳原子在点阵中分布的可能位置是位置是a a-Fe体心立方晶胞的各棱体心立方晶胞的各棱边的中央和面心处，实际上是由边的中央和面心处，实际上是由铁原子组成的扁八面体的空隙。铁原子组成的扁八面体的空隙。在

6、体心立方点阵中有三组扁八面体空隙（三个短轴分在体心立方点阵中有三组扁八面体空隙（三个短轴分别平行于别平行于Z、Y、X轴）。但在一个轴）。但在一个a a-Fe晶胞中只可能晶胞中只可能有某一组扁八面体空隙位置有碳原子存在。有某一组扁八面体空隙位置有碳原子存在。 碳原子溶入碳原子溶入a a-Fe点阵八面体空隙位置，必然使点阵向垂点阵八面体空隙位置，必然使点阵向垂直方向膨胀和向水平方向收缩，造成立方体的直方向膨胀和向水平方向收缩，造成立方体的c轴伸长，轴伸长，a轴轴缩短而成为体心正方点阵。缩短而成为体心正方点阵。c/a比值称为正方度或轴比。比值称为正方度或轴比。 马氏体的正方度取决于其碳含量，马氏体碳

7、含量越高，马氏体的正方度取决于其碳含量，马氏体碳含量越高，其点阵中被填充的碳原子数量越多，则正方度便越大。马氏其点阵中被填充的碳原子数量越多，则正方度便越大。马氏体的点阵常数、正方度与其碳含量的关系式如下：体的点阵常数、正方度与其碳含量的关系式如下：奥氏体、马氏体的点阵常数与钢中碳含量的关系奥氏体、马氏体的点阵常数与钢中碳含量的关系马氏体的反常正方度马氏体的反常正方度 1956年来，发现有些钢中马氏体的正方度与其碳含量的年来，发现有些钢中马氏体的正方度与其碳含量的关系式不符合上面提到的关系式，即所谓的反常正方度。与关系式不符合上面提到的关系式，即所谓的反常正方度。与上述公式计算值比，正方度低的

8、称为反常低正方度，如上述公式计算值比，正方度低的称为反常低正方度，如Ms点点低于低于0的锰钢，制成单晶奥氏体后淬入液氮，在液氮温度下的锰钢，制成单晶奥氏体后淬入液氮，在液氮温度下马氏体的正方度。比公式计算值高的称为反常高正方度，如马氏体的正方度。比公式计算值高的称为反常高正方度，如高碳铝钢和高镍钢中新淬火马氏体。高碳铝钢和高镍钢中新淬火马氏体。Fe-Mn-C钢马氏体正方度与碳含量的关系，钢马氏体正方度与碳含量的关系，1、新生马氏体，、新生马氏体，2、回升至室温后，、回升至室温后，3、普通碳钢普通碳钢高高Ni钢马氏体的异常高正方度，钢马氏体的异常高正方度，1、新生马氏体，新生马氏体，2、回复至室

9、温后、回复至室温后原因：原因：l 碳原子在马氏体点阵中呈部分无序分布时，正方度碳原子在马氏体点阵中呈部分无序分布时，正方度较低，无序分布程度越大，正方度越低；较低，无序分布程度越大，正方度越低；l 温度升高，碳原子重新分布，使有序度增加，从而温度升高，碳原子重新分布，使有序度增加，从而使正方度增大，而正交对称性减小，甚至消失。使正方度增大，而正交对称性减小，甚至消失。（二）马氏体转变的特点（二）马氏体转变的特点 马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢马氏体相变是在低温下进行的一种相变。对于钢来说，此时铁原子以及置换型原子不能扩散，而且来说，此时铁原子以及置换型原子不能扩散，而且间隙型碳原子

10、也较难以扩散（但尚有一定程度的扩间隙型碳原子也较难以扩散（但尚有一定程度的扩散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变散）。故马氏体相变具有一系列不同于扩散型相变的特征。的特征。切变共格和表面浮突现象切变共格和表面浮突现象 马氏体相变时在预先磨光的试样表面上可出现倾动，形成表面浮突，马氏体相变时在预先磨光的试样表面上可出现倾动，形成表面浮突，这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。奥氏体中已转变为马这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。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，且一边凹陷，一边凸起，氏体的部分发生了宏观切变而使点阵发生改组，且一边凹陷，一边凸起，带

11、动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性切变应变。带动界面附近未转变的奥氏体也随之发生弹塑性切变应变。l 马氏体与奥氏体界面上的原子为两相所共有，即新相与母相马氏体与奥氏体界面上的原子为两相所共有，即新相与母相之间保持着共格关系之间保持着共格关系切变共格；切变共格；l 马氏体的长大是靠母相中原子作有规则的迁移（切变）使界马氏体的长大是靠母相中原子作有规则的迁移（切变）使界面推移而不改变界面上共格关系；面推移而不改变界面上共格关系；l 共格界面的弹性应变能较大，随着马氏体的形成，会在其周共格界面的弹性应变能较大，随着马氏体的形成，会在其周围奥氏体点阵中产生一定的弹性应变，积蓄一定的弹性应变围奥氏

12、体点阵中产生一定的弹性应变，积蓄一定的弹性应变能，当马氏体长大到一定尺寸，使界面上奥氏体中弹性应力能，当马氏体长大到一定尺寸，使界面上奥氏体中弹性应力超过其弹性极限时，两相间的共格关系即遭到破坏，马氏体超过其弹性极限时，两相间的共格关系即遭到破坏，马氏体便停止长大。便停止长大。有两个方面的证据有两个方面的证据l 转变可在温度很低的温度下进行；转变可在温度很低的温度下进行；l 马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致。马氏体中的碳含量与原奥氏体完全一致。无扩散性无扩散性当然，有观察到低碳马氏体在形成时周围奥氏体碳当然，有观察到低碳马氏体在形成时周围奥氏体碳含量上升的现象。含量上升的现象。 取向关系取向

13、关系 钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取钢中马氏体与奥氏体中已经发现的晶体学取向关系有向关系有K-S关系、西山关系和关系、西山关系和G-T关系等。关系等。新相与母相之间有一定的晶体学关系新相与母相之间有一定的晶体学关系1、K-S关系关系Kurdjumov和和Sachs采用采用X射线极图法测出射线极图法测出1.4%C钢中马氏体与奥氏体钢中马氏体与奥氏体之间存在下列位向关系，即之间存在下列位向关系，即K-S关系关系母相奥氏体的密排面母相奥氏体的密排面111与马氏体的密排面与马氏体的密排面110相平行；相平行；奥氏体的密排方向奥氏体的密排方向与马氏体的密排方向与马氏体的密排方向相平行。相平行。1

14、11/110110/111aa2、西山关系、西山关系西山（西山（Nishiyama）在）在Fe-30Ni合金单晶中发现，在室温以上形成的马合金单晶中发现，在室温以上形成的马氏体与奥氏体间具有氏体与奥氏体间具有K-S关系，而在关系，而在-70以下形成的马氏体则具有西以下形成的马氏体则具有西山关系。山关系。011/211011/111aa西山关系与西山关系与K-S关系相比，两者的晶面平行关系关系相比，两者的晶面平行关系相同，但晶向平行关系却相差相同，但晶向平行关系却相差516。3、G-T关系关系Greninger和和Troiano精确地测量了精确地测量了Fe-0.8C-22Ni合金奥氏体合金奥氏体

15、单晶中马氏体的取向，发现单晶中马氏体的取向，发现K-S关系中的平行晶面和晶向实关系中的平行晶面和晶向实际上还略有偏差，即：际上还略有偏差，即：2111/1101110/111差差aa 惯习面惯习面 马氏体转变是以共格切变的方式进行的，所以马氏马氏体转变是以共格切变的方式进行的，所以马氏体形成时的惯习面也就是两相的交界面，即共格面。体形成时的惯习面也就是两相的交界面，即共格面。惯习面应该是惯习面应该是不畸变面不畸变面，不发生，不发生畸变和转动畸变和转动。 钢中马氏体的惯习面随碳含量不同而异，钢中马氏体的惯习面随碳含量不同而异，l 碳含量小于碳含量小于0.6%时为时为111 ；l 碳含量碳含量0.

16、61.4%时为时为225 ；l 1.51.8%时为时为259 。 另外，另外，随着马氏体形成温度的下降，惯习面有向高指数变化随着马氏体形成温度的下降，惯习面有向高指数变化的趋势的趋势。如，碳含量较高的奥氏体在较高温度形成的马氏体。如，碳含量较高的奥氏体在较高温度形成的马氏体的惯习面为的惯习面为225 ，而在较低温度时惯习面为，而在较低温度时惯习面为259 。 由于马氏体的惯习面不同，使马氏体组织形态上产生差异。由于马氏体的惯习面不同，使马氏体组织形态上产生差异。转变的不完全性（是在一定温度范围内进行的）转变的不完全性（是在一定温度范围内进行的） 马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下，转

17、马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下，转变才能继续进行。冷却中断，转变立即停止。马氏体转变虽变才能继续进行。冷却中断，转变立即停止。马氏体转变虽然有时也出现等温转变情况，但等温转变普遍都不能使马氏然有时也出现等温转变情况，但等温转变普遍都不能使马氏体转变进行到底，所以马氏体转变总是需要在一个温度范围体转变进行到底，所以马氏体转变总是需要在一个温度范围内连续冷却时才能完成。在一般的冷却条件下，马氏体转变内连续冷却时才能完成。在一般的冷却条件下，马氏体转变开始温度开始温度Ms与冷却速度无关。当冷至某一温度以下时，马氏与冷却速度无关。当冷至某一温度以下时，马氏体转变不再进行，这个温度用体转变

18、不再进行，这个温度用Mf表示，称为马氏体转变终了表示，称为马氏体转变终了温度。温度。转变的可逆性转变的可逆性 冷却时，奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体，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，马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制同样，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，即马氏体相变具有可逆性。转变为奥氏体，即马氏体相变具有可逆性。 一般将加热时马氏体向奥氏体的相变称为逆相变。逆相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特点，与冷却时的变与冷却时的马氏体相变具有相同的特点，与冷却时的Ms及及Mf相对

19、应，逆相变也有相变开始点相对应，逆相变也有相变开始点As及相变终了点及相变终了点Af。 l 马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在马氏体相变过程中点阵的重组是由原子集体的、实，都说明在马氏体相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的近程移动完成的，而无成分变化。因此，可以把马有规律的近程移动完成的，而无成分变化。因此，可以把马氏体转变看成为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构氏体转变看成为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。的变化过程。l 自自1924年以来，由年以来，由Bain开始，人们根据马氏体

20、相变的特征，开始，人们根据马氏体相变的特征，设想了各种相变机制。设想了各种相变机制。二、马氏体转变的切变模型二、马氏体转变的切变模型Bain模型模型Bain最先注意到，可把面心立方点阵看成体心正方点阵，其轴最先注意到，可把面心立方点阵看成体心正方点阵，其轴比为比为1.41；如果把面心立方点阵沿；如果把面心立方点阵沿Z 轴压缩，沿轴压缩，沿X 、Y 轴伸长，轴伸长，使其轴比为使其轴比为1，即可使面心立方点阵变为体心立方点阵。，即可使面心立方点阵变为体心立方点阵。 Bain模型表明，通过原子作最小距离的简单移动模型表明，通过原子作最小距离的简单移动即可完成从奥氏体到马氏体的转变，并展现出在即可完成

21、从奥氏体到马氏体的转变，并展现出在转变前后新相和母相晶体结构中彼此对应的晶面转变前后新相和母相晶体结构中彼此对应的晶面和晶相。但它未能解释表面浮凸效应和惯习面的和晶相。但它未能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，尚不能完整地说明马氏体转变的特征。存在，尚不能完整地说明马氏体转变的特征。K-S模型模型Kurdjumov（库尔久莫夫）和（库尔久莫夫）和Sachs（萨克斯）在（萨克斯）在20世纪世纪30年年代初研究含代初研究含1.4%C钢马氏体转变是发现所谓的钢马氏体转变是发现所谓的K-S关系后，便关系后，便提出了相应的转变晶体学模型。提出了相应的转变晶体学模型。K-S模型清晰地展示了面心立方奥氏体改建

22、为体心正方马氏体模型清晰地展示了面心立方奥氏体改建为体心正方马氏体的切变过程，并能很好地反映出新相与母相间的晶体学取向的切变过程，并能很好地反映出新相与母相间的晶体学取向关系。关系。1、令、令 -Fe点阵中各层（点阵中各层（111）晶面上的原子相对于其相邻下）晶面上的原子相对于其相邻下层沿层沿 方向先发生第一次切变（原子移动小于一个原子间方向先发生第一次切变（原子移动小于一个原子间距），使第一、三两层原子的投影位置重叠起来（切变角为距），使第一、三两层原子的投影位置重叠起来（切变角为1144）2、再令其在、再令其在 晶面上沿晶面上沿 方向发生第二次切变，使菱形方向发生第二次切变，使菱形面的夹角

23、由面的夹角由120变为变为10928，并使菱形面的尺寸作些线，并使菱形面的尺寸作些线性调整，即可使点阵由面心立方变为体心立方。性调整，即可使点阵由面心立方变为体心立方。211)112( 101G-T模型模型G-T模型也是一个经典模型，具有代表性。模型也是一个经典模型，具有代表性。A. B.Grcninger、A.R. Troiano于于1949年通过均匀切变和非均匀切变的合成来年通过均匀切变和非均匀切变的合成来满足一种满足一种Fe-Ni-C合金马氏体相变的晶格重构、外形改变、惯合金马氏体相变的晶格重构、外形改变、惯习面等方面的要求，提出了习面等方面的要求，提出了G-T模型。模型。切变过程：切变

24、过程：（1）首先在接近）首先在接近259 晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。这阶段的转变产物是复杂的三菱结构，还不是马氏体，不过表面出现浮凸。这阶段的转变产物是复杂的三菱结构，还不是马氏体，不过有一组晶面间距及原子排列情况与马氏体（有一组晶面间距及原子排列情况与马氏体（112）a a 晶面相同；晶面相同；（2）接着在（）接着在（112）a a 晶面的晶面的 方向上发生方向上发生1213的第二次切变，使之的第二次切变，使之变成马氏体的体心正方点阵，这次切变是宏观的不均匀切变，只是在微观的变成马氏体的体心正方点阵，这次切变是宏观的

25、不均匀切变，只是在微观的有限范围内保持均匀切变以完成点阵的改建；有限范围内保持均匀切变以完成点阵的改建；（3）最后作一些微小的调整，使晶面间距符合实验的结果。）最后作一些微小的调整，使晶面间距符合实验的结果。 111aG-T模型较好地解释了马氏体转变的浮凸效应、惯习面、取模型较好地解释了马氏体转变的浮凸效应、惯习面、取向关系及亚结构变化等问题，但它不能不能解释碳含量小向关系及亚结构变化等问题，但它不能不能解释碳含量小于于1.4%钢的取向关系。钢的取向关系。 钢中马氏体的形态多种多样，根据马氏体单元的形钢中马氏体的形态多种多样，根据马氏体单元的形态及亚结构的特点来看，主要有半条马氏体、片状态及亚

26、结构的特点来看，主要有半条马氏体、片状马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体及马氏体、蝶状马氏体、薄板状马氏体及e e马氏体。马氏体。三、马氏体转变的组织形态三、马氏体转变的组织形态板条状马氏体板条状马氏体半条马氏体是在低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、半条马氏体是在低、中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中形成的马氏体组织。合金中形成的马氏体组织。板条马氏体的特征是每个单元的板条马氏体的特征是每个单元的形状呈窄而细长的板条，并且许形状呈窄而细长的板条，并且许多板条总是成群地、相互平行地多板条总是成群地、相互平行地连在一起。其亚结构为位错，故连在一起。其亚结构为位错，故也称为位错马氏体。也称

27、为位错马氏体。板条状马氏体的显微组织构成示意图板条状马氏体的显微组织构成示意图板条状马氏体由板条束所组成（图板条状马氏体由板条束所组成（图中中A），板条束由若干个尺寸大致），板条束由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排相同的板条在空间位向大致平行排列所组成，一个原始奥氏体晶粒内列所组成，一个原始奥氏体晶粒内可有几个板条束。可有几个板条束。马氏体束实际上是指惯习面晶面指马氏体束实际上是指惯习面晶面指数相同而在形态上呈现平行排列的数相同而在形态上呈现平行排列的板条集团。板条集团。有时，马氏体束可由若干个马氏体块（图中有时，马氏体束可由若干个马氏体块（图中B）所分割。也有）所分割。也有马氏体

28、束内不存在马氏体块的情况（图中马氏体束内不存在马氏体块的情况（图中C）。马氏体束，）。马氏体束，马氏体块都是由许多板条所构成。马氏体块都是由许多板条所构成。马氏体块是指惯习面指数相同且与母相取向关系（指晶面平马氏体块是指惯习面指数相同且与母相取向关系（指晶面平行关系）相同的板条集团。行关系）相同的板条集团。马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，且其碳含量较高，马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，且其碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的力学性能会产生显著影响。残余奥氏在室温下很稳定，对钢的力学性能会产生显著影响。残余奥氏体存在的原因有两种解释：体存在的原因有两种解释：（1）马氏体相变时，由于周围

29、的奥氏体受到强烈的相变应变）马氏体相变时，由于周围的奥氏体受到强烈的相变应变强化，使之难以变成马氏体而保留下来；强化，使之难以变成马氏体而保留下来；（2）马氏体转变过程中，由于碳原子向周围奥氏体中扩散，）马氏体转变过程中，由于碳原子向周围奥氏体中扩散，使碳浓度增高而变得稳定，从而被残留下来。使碳浓度增高而变得稳定，从而被残留下来。片状马氏体片状马氏体片状马氏体是在中、高碳（合金）钢及片状马氏体是在中、高碳（合金）钢及Fe-Ni（Ni含量大于含量大于29%）合金中形成的一种典型的马氏体组织。对碳钢来说，）合金中形成的一种典型的马氏体组织。对碳钢来说，一般当碳含量小于一般当碳含量小于1.0%时是与

30、板条马氏体共存的，而大于时是与板条马氏体共存的，而大于1.0%时片状马氏体才单独存在。时片状马氏体才单独存在。片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，又称为透镜片状马片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，又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，故氏体。因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，故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互相平行。为马氏体片之间不互相平行。片状马氏体的形成片状马

31、氏体的形成：在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，冷却至：在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，冷却至稍低于稍低于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，使随后形成的马氏体的大小收到限制。因而将其分割为两半，使随后形成的马氏体的大小收到限制。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。片此片状马氏体的大小不一，越是后形成的马氏体片就越小。片状马氏体中常可见到有明显的中脊，其惯习面为（状马氏体中常可见到有明显的中脊，其惯习面为（225） 或或（259） ，与母相的位向关系为，与母相的位向关系为K-S或西山关系。或西山关系。相变孪

32、晶相变孪晶：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶结：片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶结合部分的带状薄筋称为中脊。相变孪晶的存在是片合部分的带状薄筋称为中脊。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距大约为状马氏体组织的重要特征。孪晶间距大约为5nm，一般不扩展到马氏体的边界上，在马氏体片的边缘一般不扩展到马氏体的边界上，在马氏体片的边缘区域则为复杂的位错组列。区域则为复杂的位错组列。亚结构亚结构：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体：根据内部亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的相变孪晶区（中间部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

33、错）。孪晶分）和无孪晶区（片的周围部分存在位错）。孪晶区所占的比列随合金成分变化而异。在区所占的比列随合金成分变化而异。在Fe-Ni合金中，合金中，Ni含量越高（含量越高（Ms点越低），则孪晶区所占的比例就点越低），则孪晶区所占的比例就越大。对同一成分的合金，随越大。对同一成分的合金，随Ms点降低（如改变奥点降低（如改变奥氏体化温度）孪晶区所占的比列也增大。但相变孪氏体化温度）孪晶区所占的比列也增大。但相变孪晶的密度几乎不改变，孪晶厚度始终约为晶的密度几乎不改变，孪晶厚度始终约为5nm左右。左右。高分辨电镜观察证实，中脊为高密度的相变孪晶区。高分辨电镜观察证实，中脊为高密度的相变孪晶区。蝶状马

34、氏体蝶状马氏体这种马氏体最先在这种马氏体最先在Fe-30Ni合金冷至合金冷至-10时发现的，随后在时发现的，随后在Fe-31Ni和和Fe-29Ni-0.26C合金冷却至合金冷却至060时也被发现。时也被发现。这种马氏体具蝴蝶形断面的细长条片，所以成为蝶状马氏体。这种马氏体具蝴蝶形断面的细长条片，所以成为蝶状马氏体。蝶状马氏体两翼的惯习面为（蝶状马氏体两翼的惯习面为（225) ，两翼结合面为（，两翼结合面为（100） 。电镜观察证实，蝶状马氏体的内部亚结构为高密度位错，。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无孪晶存在，与母相的晶体学位向关

35、系大体上符合K-S关关系。系。蝶状马氏体蝶状马氏体这种马氏体是在这种马氏体是在Ms点低于点低于0的镍钢中发现的，其立体形状的镍钢中发现的，其立体形状为薄片状，而金相形态为很细的带状，具有相互交叉、分枝、为薄片状，而金相形态为很细的带状，具有相互交叉、分枝、曲折等特异形态。薄片状马氏体的惯习面为（曲折等特异形态。薄片状马氏体的惯习面为（259） ，与奥，与奥氏体之间的位向关系为氏体之间的位向关系为K-S关系。关系。这种马氏体的亚结构全部这种马氏体的亚结构全部是由是由112a a 孪晶组成，但无中脊（与片状马氏体不同的地孪晶组成，但无中脊（与片状马氏体不同的地方）。方）。e e马氏体马氏体前述的各

36、种马氏体都是具有体心立方（正方）点阵结构的马氏前述的各种马氏体都是具有体心立方（正方）点阵结构的马氏体。而在奥氏体层错能较低的体。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e e马氏体。马氏体。 e e马氏体呈极薄的片马氏体呈极薄的片状，其内部亚结构为高密度层错。惯习面为（状，其内部亚结构为高密度层错。惯习面为（111） 。影响马氏体形态和内部亚结构的因素影响马氏体形态和内部亚结构的因素1、化学成分、化学成分碳含量碳含量：母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及其内部亚：母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态

37、及其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。如结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。如Fe-C合金：合金：（1）0.3%C以下为板条状马氏体；以下为板条状马氏体；（2）1.0%C以上为片状马氏体；以上为片状马氏体；（3）0.31.0%C之间为板条状和片状的混合组织。之间为板条状和片状的混合组织。合金元素合金元素：在在Fe-Ni-C合金中，马氏体的形态和亚结构也随碳含量增加，合金中，马氏体的形态和亚结构也随碳含量增加，由板条状向片状以及薄片状转化。由板条状向片状以及薄片状转化。在其他合金元素中，凡是能缩小奥氏体相区的均能促使得在其他合金元素中，凡是能缩小奥氏体相区的均能促使得到板条状马氏

38、体，凡是能扩大奥氏体相区的将促使马氏体到板条状马氏体，凡是能扩大奥氏体相区的将促使马氏体形态从板条状转变为片状。能显著降低奥氏体层错能的合形态从板条状转变为片状。能显著降低奥氏体层错能的合金元素（如金元素（如Mn）将促使转化为）将促使转化为e e马氏体。马氏体。2、奥氏体的层错能、奥氏体的层错能奥氏体的层错能越低，相变孪晶生成越困难，形成板条马氏体奥氏体的层错能越低，相变孪晶生成越困难，形成板条马氏体的倾向也越大。的倾向也越大。如如18-8型不锈钢和型不锈钢和1.1C-8Cr钢的层错能都较低，即使在液氮温钢的层错能都较低，即使在液氮温度下也只能形成板条状马氏体。度下也只能形成板条状马氏体。3、

39、奥氏体和马氏体的强度、奥氏体和马氏体的强度马氏体的形态和奥氏体的强度变化有对应关系。凡是在马氏体的形态和奥氏体的强度变化有对应关系。凡是在Ms点处点处奥氏体的屈服强度大于某一极限值（奥氏体的屈服强度大于某一极限值（206MPa）时，就形成惯）时，就形成惯习面为习面为259 的片状马氏体，而小于该极限值时就形成惯习面的片状马氏体，而小于该极限值时就形成惯习面为为111 的板条状马氏体或的板条状马氏体或259 的片状马氏体。的片状马氏体。4、马氏体的形成温度、马氏体的形成温度随着马氏体形成温度降低：随着马氏体形成温度降低：马氏体的形态将按照板条状马氏体的形态将按照板条状蝶状蝶状片状片状薄片状的顺序

40、转化；薄片状的顺序转化；亚结构则由位错逐步转化为孪晶。亚结构则由位错逐步转化为孪晶。由于马氏体相变是在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，有可能转变成不同形态的马氏体。氏体来说，有可能转变成不同形态的马氏体。Ms点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体；点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体；Ms点略点略低的奥氏体，可能形成板条状与片状的混合组织；低的奥氏体，可能形成板条状与片状的混合组织；Ms更低更低的奥氏体，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；状马氏体；Ms极

41、低的奥氏体，片状马氏体也不在形成，而极低的奥氏体，片状马氏体也不在形成，而只能形成薄片状马氏体。只能形成薄片状马氏体。四、马氏体转变的热力学分析四、马氏体转变的热力学分析（一）马氏体相变热力学条件（一）马氏体相变热力学条件条件条件：马氏体相变也符合一般的相变规律，遵循相变的热力：马氏体相变也符合一般的相变规律，遵循相变的热力学条件。马氏体相变驱动力是新相马氏体学条件。马氏体相变驱动力是新相马氏体（a a ）与母相奥氏与母相奥氏体体（ ）的化学自由能差。的化学自由能差。0aGGG相同成分的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图所相同成分的马氏体与奥氏体的化学自由能和温度的关系如图所示，图中示

42、，图中T0为两相热力学平衡温度，此时为两相热力学平衡温度，此时 G=0。显然，马氏体。显然，马氏体相变开始点相变开始点Ms必定在必定在T0以下，即以下，即 G0，由过冷提供相变所需，由过冷提供相变所需的化学驱动力。的化学驱动力。马氏体相变阻力马氏体相变阻力：（1）马氏体相变的阻力也是新相形成时的界面能及应变能。）马氏体相变的阻力也是新相形成时的界面能及应变能。由于马氏体和奥氏体之间存在共格界面，所以界面能很小，而由于马氏体和奥氏体之间存在共格界面，所以界面能很小，而弹性应变能很大，它是马氏体转变的主要阻力；弹性应变能很大，它是马氏体转变的主要阻力；（2）由于马氏体相变是通过切变方式进行的，需要

43、克服切变）由于马氏体相变是通过切变方式进行的，需要克服切变阻力而使母相点阵发生改组，为此需要消耗能量；阻力而使母相点阵发生改组，为此需要消耗能量；（3）同时还在马氏体晶体中造成大量位错或孪晶等晶体缺陷，）同时还在马氏体晶体中造成大量位错或孪晶等晶体缺陷，导致能量升高；导致能量升高；（4）在周围奥氏体中还将产生塑性变形，也需要消耗能量。）在周围奥氏体中还将产生塑性变形，也需要消耗能量。（二）（二）Ms点的物理意义点的物理意义 Ms为马氏体开始转变的温度，其物理意义为为马氏体开始转变的温度，其物理意义为奥氏体和马氏奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力时的温度。体两相自由能差达到相变所需

44、最小驱动力时的温度。 显然，若显然，若T0点一定，点一定，Ms点越低，则相变所需的驱动力就点越低，则相变所需的驱动力就越大。反之，越大。反之，Ms点高时，相变所需的驱动力则减小。所以，马点高时，相变所需的驱动力则减小。所以，马氏体相变驱动力与过冷度成正比。氏体相变驱动力与过冷度成正比。（三）影响（三）影响Ms点的因素点的因素 钢的钢的Ms、Mf点也被分别称为上、下马氏体点，但点也被分别称为上、下马氏体点，但Mf点在点在生产中意义不大，生产中意义不大，Ms点在生产中具有重要意义点在生产中具有重要意义（1）生产中制）生产中制定等温淬火、分级淬火、双液淬火工艺以及冷处理工艺时必须定等温淬火、分级淬火

45、、双液淬火工艺以及冷处理工艺时必须参照参照Ms点；（点；（2）Ms点的高低直接影响到淬火钢中残余奥氏体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倾向；（量以及淬火变形和开裂倾向；（3）Ms点的高低往往影响着淬点的高低往往影响着淬火马氏体的形态和亚结构，从而影响着钢的性能。火马氏体的形态和亚结构，从而影响着钢的性能。1、化学成分的影响、化学成分的影响碳含量的影响碳含量的影响：一般来说，：一般来说，Ms点主要取决于钢的化学成分，其点主要取决于钢的化学成分，其中以碳含量的影响最为显著，随着钢中的碳含量增加，马氏体中以碳含量的影响最为显著，随着钢中的碳含量增加，马氏体相变的温度范围下降。

46、相变的温度范围下降。（1）随着碳含量增加，）随着碳含量增加，Ms点和点和Mf点的变化并点的变化并不完全一致，不完全一致，Ms点呈较为均匀的连续下降；点呈较为均匀的连续下降；（2）Mf点在碳含量小于点在碳含量小于0.6%时比时比Ms点下降得点下降得更显著，因而扩大了马氏体相变的温度范围；更显著，因而扩大了马氏体相变的温度范围；（3）当碳含量大于）当碳含量大于0.6%时，时，Mf点下降缓慢，点下降缓慢，并且因为并且因为Mf点已经下降到点已经下降到0以下，致使淬火后以下，致使淬火后的室温组织存在较多的残余奥氏体。的室温组织存在较多的残余奥氏体。合金元素的影响合金元素的影响：除铝、钴提高：除铝、钴提高

47、Ms点外，其余大多数合金元点外，其余大多数合金元素都不同程度地降低素都不同程度地降低Ms点。对于含有一些强碳化物形成元素点。对于含有一些强碳化物形成元素的钢，若在正常淬火温度加热，这它们大多数以碳化物形式的钢，若在正常淬火温度加热，这它们大多数以碳化物形式存在，而很少溶入奥氏体中，故对存在，而很少溶入奥氏体中，故对Ms点的影响并不大。点的影响并不大。如果把各种元素对马氏体转变点的影响近似地看成直线关系，如果把各种元素对马氏体转变点的影响近似地看成直线关系，并且假定几个元素同时存在对并且假定几个元素同时存在对Ms点的影响是叠加的，则可用下点的影响是叠加的，则可用下列公式之一计算出列公式之一计算出

48、Ms点的近似值。下列二式的成立条件是预先点的近似值。下列二式的成立条件是预先完全奥氏体化。并且，它们不适用于高碳钢和高合金钢。完全奥氏体化。并且，它们不适用于高碳钢和高合金钢。对于不锈钢可用下式近似地计算出对于不锈钢可用下式近似地计算出Ms点点 2、塑性变形与应力的影响、塑性变形与应力的影响 马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀，因而拉应力状态马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀，因而拉应力状态会促进马氏体形成，表现为会促进马氏体形成，表现为Ms点升高，而压应力则会阻止马氏体点升高，而压应力则会阻止马氏体的形成。的形成。 在在Ms点以上一定温度范围内进行塑性变形会促使奥氏体在形点以上一定温度范

49、围内进行塑性变形会促使奥氏体在形变温度下发生马氏体转变（形变诱发马氏体转变），即相当于塑变温度下发生马氏体转变（形变诱发马氏体转变），即相当于塑性变形促使性变形促使Ms点提高。塑性变形量越大，形变温度越低，则形变点提高。塑性变形量越大，形变温度越低，则形变诱发马氏体转变量就越多。产生应变诱发马氏体的温度有一个最诱发马氏体转变量就越多。产生应变诱发马氏体的温度有一个最高限（高限（Md点）。点）。3、奥氏体化条件、奥氏体化条件 奥氏体化时的加热温度和保温时间对奥氏体化时的加热温度和保温时间对Ms点的影响较复杂。点的影响较复杂。一般说来，提高加热温度和增加保温时间，一方面有利于碳和一般说来，提高加热

50、温度和增加保温时间，一方面有利于碳和合金元素进一步溶入奥氏体，并使其成分更趋均匀化，促使合金元素进一步溶入奥氏体，并使其成分更趋均匀化，促使Ms点下将，但另一方面又引起奥氏体晶粒长大，并由于碳原子活点下将，但另一方面又引起奥氏体晶粒长大，并由于碳原子活动能力增大而使其在奥氏体中位错线上的偏聚倾向减少，从而动能力增大而使其在奥氏体中位错线上的偏聚倾向减少，从而降低了切变强度，使降低了切变强度，使Ms点升高。点升高。4、存在先马氏体的组织转变、存在先马氏体的组织转变 若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变为珠光体组织，若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变为珠光体组织，将会使将会使Ms点升高。这是