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1、11.4.6 马氏体转变的特点马氏体转变的特点马氏体转变马氏体转变马氏体转变马氏体转变-10001002003004005006000110102103104105时间/s700800温度/AAPMsMf MM转转变变发发生生在在比比较较低低的的温温度度区区域域内内，在在转转变变过过程程中中FeFe和和C C原原子子都都不不能能进进行行扩扩散散，因因而而不不发发生生浓浓度度变变化化，MM具具有有和和A A同同样样的的化化学学成成分分，只只发发生生FeFe的的晶晶格格改改组组，由由fccfcc变变成成bccbcc。因因此此MM转转变变是是典典型型的的无无扩扩散散转转变变，MM是是碳碳在在 FeF
2、e中中的的过过饱饱和和固固溶溶体体，具具有有非非常常高高的的强强度度和和硬硬度度。所所以以，MM转转变变是是强强化化金金属属的的重重要要途途径。径。低碳板条马氏体低碳板条马氏体低碳板条马氏体低碳板条马氏体光镜下电镜下高碳片状马氏体高碳片状马氏体高碳片状马氏体高碳片状马氏体电镜下MMMM转变的特点转变的特点转变的特点转变的特点 无扩散性转变 1转变在一个温度范围内进行 2转变不完全 3瞬间形核，高速长大 4M M转变是在转变是在M Ms sM Mf f温度范围内进行，与停留时间无关。温度范围内进行，与停留时间无关。多多数数钢钢的的M Mf f点点在在室室温温以以下下，冷冷却却到到室室温温时时仍仍
3、有有A A存存在在，称称残残余余A A，用用A Ar r表表示示。A A的的含含碳碳量量越越高高，M Ms s、M Mf f就就越越低低，所所以以A Ar r就越多。就越多。M转变量与温度的关系t3t2t1M转变量与等温时间的关系t1t2t3等温时间t转变量（）20406080100MfMs20温度（）最初，将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无扩散型相变称为马氏体相变。如如今今，马马氏氏体体相相变变的的含含义义已已经经十十分分广泛。广泛。凡是相变的特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物都统称为马氏体。马氏体转变硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化
4、硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化Martensite Martensite M M马氏体马氏体 马氏体的晶体结构马氏体的晶体结构2 2 马氏体的晶体结构和转变特点马氏体的晶体结构和转变特点固溶碳固溶碳马氏体马氏体奥氏体奥氏体Fe-CFe-C合合金金的的马马氏氏体体 是是 C C在在-Fe-Fe中中的过饱和固溶体的过饱和固溶体面心立方面心立方体心立方体心立方铁素体铁素体 马氏体的晶格类型马氏体的晶格类型 马氏体转变的主要特点马氏体转变的主要特点 马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性 马氏体转变具有特定的位向关系和
5、惯习面马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面 马氏体转变的不完全性马氏体转变的不完全性 马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性一、表面浮凸现象和切变共格一、表面浮凸现象和切变共格（200196）马氏体形成时试样表面浮凸现象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（A）原子协同式的迁移到新相（M）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。切变的原子共格的原子切变模型马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起,并牵动奥氏体突出表面。共格：相界面上的原子即属于
6、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。位错型马氏体共格界面 产生孪晶马氏体时共格界面切变：M转变时，由母相（A）变为新相（M）的晶格改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、有次序的方式从母相向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。这一过程就为切变。保持位相关系：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。M M转转变变只只有有点点阵阵改改组组而而无无成成分分变变化化，转转变变时时原原子子做做有有规规律律的的整整体体迁迁移移，每每个个原原子子移移动动的的距距离离
7、不不超超过过一一个个原原子子间间距距，且且原原子子之之间间的的相相对对位位置置不不发生变化。发生变化。马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性其主要实验证据有：其主要实验证据有：钢钢中中奥奥氏氏体体转转变变为为马马氏氏体体转转变变时时，仅仅由由面面心心立立方方点点阵阵通通过过切切变变改改组组为体心正方点阵，而无成分的变化；为体心正方点阵，而无成分的变化；马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在马氏体转变可以在相当低的温度（甚至在4K）以极快速度进行。）以极快速度进行。马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面A.位向关系位向关系通通过过均均匀匀切切变变形形成成的的马马
8、氏氏体体，与与母母相相奥奥氏氏体体之之间间存存在在着着严严格格的的位位向向关系。在钢中已观察到的主要有关系。在钢中已观察到的主要有K-SK-S关系、西山关系和关系、西山关系和G-TG-T关系。关系。B.惯习面马氏体转变不仅新相和母相之间具有严格的位向关系，而且马氏体总是在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。马氏体转变的不完全性马氏体转变的不完全性马氏体转变是在马氏体转变是在Ms sMf f之间进行的。之间进行的。当当Ms s点低于室温时，则淬火到室温将得到点低于室温时，则淬火到室温将得到100A由由于于一一般般钢钢材材的的M Mf f都都低低于于室室温温，因
9、因此此，在在生生产产中中常常为为了了获获得得更更多多的的M M而而采用深冷处理工艺。采用深冷处理工艺。当当Ms s点点在在室室温温以以上上、Mf f在在室室温温以以下下时时，则则淬淬火火到到室室温温时时将将保保留留相相当当数量的残余数量的残余A A，若继续冷却到室温以下，则残余，若继续冷却到室温以下，则残余A A将继续转变为将继续转变为M M。一一般般情情况况下下，冷冷却却到到M Mf f点点以以下下仍仍不不能能得得到到100100马马氏氏体体，还还保保留留着着一一部分部分A A。冷冷却却时时奥奥氏氏体体通通过过马马氏氏体体相相变变机机制制可可以以转转变变为为马马氏氏体体，同同样样，重重新新加
10、加热热时时马马氏氏体体可可以以通通过过逆逆向向马马氏氏体体相相变变机机制制转转变变为为奥奥氏氏体体，即即马马氏氏体相变具有可逆性。体相变具有可逆性。马氏体转变的可逆性马氏体转变的可逆性与与M Ms sM Mf f相相对对应应，逆逆相相变变有有A As sA Af f分分别别表表示示逆逆转转变变的的开开始始和和终终了了温温度。度。3 3 马氏体的组织形态马氏体的组织形态 马氏体的形态马氏体的形态研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。板条状板条状M片状片状M其它类型其它类型M马氏体的形
11、态马氏体的形态蝶状蝶状M薄板状薄板状M薄片状薄片状M(一)板条状马氏体低中碳钢及马氏体时效钢、不锈钢、Fe-Ni合金中一种典型的马氏体组织。低碳板条状马氏体每个单元的形状呈窄而细长的板条，许多板条总是成群地相互平行地连在一起。M M呈呈板板条条状状，板板条条一一束束束束地地排排列列在在原原奥奥氏氏体晶粒内体晶粒内。显微组织显微组织在在一一个个板板条条群群内内各各板板条条的的尺尺寸寸大大致致相相同同，这这些些板板条条呈呈大大致致平平行且方向一定的排列。行且方向一定的排列。由由平平行行排排列列的的板板条条M M组组成成的的较较大大区区域域称称为为板条群。板条群。在在一一个个原原A A晶晶粒粒内内可
12、可包包含含3 35 5个个板板条条群群。A晶晶粒粒尺尺寸寸的的变变化化，对对板板条条群群的的数数量量无无影影响，只能改变板条群的尺寸。响，只能改变板条群的尺寸。由由平平行行排排列列的的M板板条条组组成成的的同同色色调调区区域域称称为同位向束。为同位向束。板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，位错形成位错网络(缠结)，位错密度随含碳量增加而增大，常为(0.30.9)1012/cm3.故称位错马氏体。不同腐蚀剂显示的板条状马氏体组织(a)Fe-23.8Ni合金(硝酸酒精腐蚀);(b)Fe-24.5Ni合金(先用硝酸酒精后用NaHSO3水溶液腐蚀马氏体板条之间存在薄膜状的残余奥氏体，厚度约为1002
13、0010-1nm。低碳钢板条马氏体中有2%4%的残余奥氏体。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体贯穿整：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，使后形成的马氏体片大个原奥氏体晶粒，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。小受到限制，因此马氏体片的大小不同。2.2.亚结构：主要为孪晶，所以又称为孪晶型马氏体。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)。孪晶区所占的比例随合金成分变化而异。孪晶的结合部分的
14、带状薄筋是“中脊”(中脊高密度的相变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为5050，一般不扩展到马氏体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。3.与与C%的的关关系系：片片状状马氏氏体体的的组织形形态随随合合金金成成分分的的变化化而而改改变。对于于碳碳钢：C%0.3%时，板，板条条马氏体；氏体；0.3%C1.0%时，板，板条条马氏体和片氏体和片状状马氏体混合氏体混合组织；1.0%时C%时，全部，全部为片片状状马氏体氏体组织。并并且且随随着着C%增加，增加，残残余余奥奥氏体的含量逐氏体的含量逐渐增加。增加。合金元素合金元素Cr、Mo、Mn、Ni增加形成增加形成孪晶晶马
15、氏体氏体倾向。向。4.与奥与奥氏体晶粒的氏体晶粒的关关系系：奥奥氏体晶粒越大，氏体晶粒越大，马氏体片越大。氏体片越大。隐晶马氏体隐晶马氏体：工工具具钢钢不不完完全全淬淬火火将将得得到到所所谓谓“隐隐晶晶”马马氏氏体体，它它是是在在马马氏氏体体的的基基体上分布着剩余碳化物。体上分布着剩余碳化物。其其马马氏氏体体经经硝硝酸酸酒酒精精侵侵蚀蚀后后难难以以在在光光学学显显微微镜镜下下观观察察到到马马氏氏体体的的形形态，故得其名。态，故得其名。它它也也是是片片状状马马氏氏体体，在在电电子子显显微微镜镜下下可可观观察察到到它它的的片片状状特特征征，但但由由于于奥奥氏氏体体中中尚尚有有许许多多剩剩余余碳碳化
16、化物物，而而且且成成分分不不均均，故故马马氏氏体体片片长长大大受限，尺寸较短。受限，尺寸较短。其它形态马氏体闪电状、蝴蝶状等(4)工业用钢中淬火马氏体金相形态低碳钢：C1.0%，片状00.40.81.2C,%755025100板条马氏体量，%影响马氏体形态及其内部亚结构的因素影响马氏体形态及其内部亚结构的因素化学成份化学成份形成的温度形成的温度奥氏体层错能大小奥氏体层错能大小奥氏体与马氏体的强度奥氏体与马氏体的强度马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小 碳含量碳含量合金元素合金元素在在Fe-CFe-C合金中：合金中：C%0.3%C%1%1%：为片状为片状M M
17、。碳含量的影响碳含量的影响在在Fe-Ni-CFe-Ni-C合金中：合金中：马马氏氏体体的的形形态态也也是是随随着着C C含含量量的的增增加加，由由板板条条状状向向片片状状以以及及薄薄片状转化。片状转化。凡凡是是能能缩缩小小相相区区的的合合金金元元素素（CrCr、MoMo、W W、V V），均均促促使使得得到到板板条状条状M M；（铁素体形成元素）；（铁素体形成元素）凡凡是是能能扩扩大大相相区区的的合合金金元元素素（C C、NiNi、MnMn、CuCu、CoCo），将将促促进进片片状状M M形成形成；（奥氏体形成元素）；（奥氏体形成元素）凡是凡是能显著降低能显著降低A A层错能层错能的的合金元素
18、，都合金元素，都将促进将促进薄片状薄片状的形成。的形成。合金元素的影响合金元素的影响 形成的温度的影响形成的温度的影响M形形成成温温度度M形态形态M亚结构亚结构板条状板条状薄片状薄片状片状片状蝶状蝶状位错位错孪晶孪晶由由于于M M相相变变只只能能在在s sf f之之间间进进行行，因因此此对对于于一一定定成成分分的的A A来来说说，有有可能转变成几种不同形态的可能转变成几种不同形态的M M：s s点较高的点较高的A，可能只形成板条状，可能只形成板条状M；s s点略低的点略低的A，形成板，形成板M和片和片M的混合组织；的混合组织；s s点更低的点更低的A，只形成片状，只形成片状M；s s点极低的点
19、极低的A，只形成薄片状，只形成薄片状M。但但A层错能层错能对其它形态对其它形态M M的影响，目前还没有统一认识。的影响，目前还没有统一认识。层层错错是是一一种种低低能能量量界界面面，A A层层错错能能越越低低，相相变变孪孪晶晶的的生生成成越越困困难难，形成位错亚结构的板形成位错亚结构的板M M倾向越大。倾向越大。奥氏体层错能大小的影响奥氏体层错能大小的影响Ms，A强度低（210Mpa），易孪生（所需应力大）孪晶,片状。分界温度大约为200；滑移或孪生所需应力与温度及马氏体亚结构的关系应力温度孪生滑移板条状片状200本质：奥氏体变形方式的分界温度 奥氏体与马氏体的强度的影响奥氏体与马氏体的强度的
20、影响还还有有一一种种观观点点认认为为，马马氏氏体体内内部部的的亚亚结结构构，取取决决于于相相变变时时的的变变形形方方式式是是滑滑移移还还是是孪孪生生，即即是是受受二二者者的的临临界界切切应应力力大大小所支配。小所支配。马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响马氏体滑移和孪生变形的临界切应力大小的影响在在淬淬成成马马氏氏体体后后，虽虽然然还还要要根根据据需需要要重重新新加加热热到到不不同同温温度度进进行行回回火火，但但回回火火后后所所得得的的性性能能在在很很大大程程度度上上仍仍决决定定于于淬淬火火所所得得的的马马氏氏体体的的性性能。能。6.6 6.6 马氏体的机械性能马氏体的机械性能通过淬火得
21、到马氏体，是强化钢件的重要手段。通过淬火得到马氏体，是强化钢件的重要手段。对对于于一一个个结结构构件件来来说说，重重要要的的不不仅仅仅仅是是硬硬度度和和强强度度，而而是是硬硬度度、强强度度与与塑塑性性、韧韧性性的的配配合合。因因此此有有必必要要对对马马氏氏体体的的强强度度和和韧韧性性作作全全面面的了解。的了解。钢钢中中马马氏氏体体最最重重要要的的特特点点是是具有高硬度和高强度。具有高硬度和高强度。实实验验证证明明，M M的的硬硬度度决决定定于于马马氏氏体体的的碳碳含含量量，而而与与其其中中的的合金元素含量关系不大。合金元素含量关系不大。马氏体的硬度与强度马氏体的硬度与强度M M的硬度与屈服强度
22、之间有很好的线性对应的硬度与屈服强度之间有很好的线性对应关系关系M的硬度的硬度高于高于Ac1淬火淬火高于高于Ac3 或或Accm淬火淬火由由于于M M中中的的过过饱饱和和C C极极容容易易从从M M晶晶体体中中析析出出而而引引起起时时效效强强化化，为为严严格格区区分分C C原原子子的的固固溶溶强强化化效效应应与与时时效效强强化化效效应应，WinchellWinchell专专门门设设计计了了一一套套M Ms s点点很很低低的的、碳碳含含量量不不同同的的Fe-Ni-CFe-Ni-C合合金金，以以保保证证M M转转变变能能在在C C原原子不可能发生时效析出的低温下进行。子不可能发生时效析出的低温下进
23、行。C%不不同同的的试试样样，在在淬淬火火后后立立即即在在该该温温度度下下测测量量M M的的强强度度，以以了了解解C C原子的固溶强化效果。原子的固溶强化效果。固溶强化固溶强化马氏体的高硬度、高强度的本质马氏体的高硬度、高强度的本质 时效强化时效强化 相变强化相变强化结果表明：结果表明：C%0.4%0.4%时时，M M的的S S随随碳含量增加急剧升高；碳含量增加急剧升高；C%0.4%0.4%后后，M的的 S S不不再再随随碳碳含含量量增增加加而而增增加。加。C C原原子子溶溶入入M M点点阵阵中中，使使其其扁扁八八面面体体短短轴轴方方向向上上的的FeFe原原子子间间距距伸伸长长了了36%36%
24、，而而另另外外两两个个方方向向上上则则收收缩缩4%4%，形形成成以以C C原原子子为为中中心心的的强强烈烈应应力力场场，这这个应力场与位错产生交互作用而成为碳钉扎位错，从而使个应力场与位错产生交互作用而成为碳钉扎位错，从而使M M的强度提高；的强度提高；当当C%C%超超过过0.4%0.4%后后，由由于于碳碳原原子子靠靠得得太太近近，使使相相邻邻碳碳原原子子所所造造成成的的应应力力场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应；场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应；形形成成置置换换式式固固溶溶体体的的合合金金元元素素也也有有固固溶溶强强化化作作用用，但但相相对对碳碳来来说说要要小小很多。很多。碳原子引起固
25、溶强化的原因碳原子引起固溶强化的原因M M相相变变的的切切变变特特性性，造造成成在在马马氏氏体体晶晶体体内内产产生生大大量量微微观观缺缺陷陷，如如位位错错、孪晶等亚结构，从而使孪晶等亚结构，从而使M M强化，即相变强化。强化，即相变强化。试试验验证证明明，无无碳碳M M的的屈屈服服极极限限为为284MPa284MPa，与与形形变变强强化化F F的的S S很很接接近近，而而退退火火态态F F的的S S仅仅为为9898137MPa137MPa，也也就就是是说说相相变变强强化化，使使强强度度提提高高了了147147186MPa186MPa。孪孪晶晶亚亚结结构构对对强强度度有有一一附附加加的的贡贡献献
26、，C%相相同同时时，孪孪晶晶M的的硬硬度度与与强强度度略略高高于于位位错错M的的硬硬度度与与强强度度，且且C%增增高高，孪孪晶晶亚亚结结构构对对M强强度度的的贡献增大。贡献增大。相变强化相变强化理理论论计计算算表表明明，在在室室温温下下只只要要几几分分钟钟甚甚至至几几秒秒钟钟，即即可可通通过过C C原原子子扩扩散散引引起起碳碳原原子子的的偏偏聚聚和和析析出出，从从而而对对位位错错的的运运动动产产生生钉钉扎扎作作用用而而产产生生时效强化。时效强化。时时效效在在-60-60以以上上就就能能进进行行，这这是是M M自自回回火火的的一一种种表表现现，C C原原子子含含量量越越高时效强化效果越大。高时效
27、强化效果越大。时效强化时效强化一一般般认认为为，马马氏氏体体的的塑塑性性和和韧韧性性很很差差，而而实实际际上上，低低碳碳的的位位错错型型M M就就具有较高的塑性和韧性；具有较高的塑性和韧性；M M的塑性和韧性，随着碳含量的增加而急剧降低的塑性和韧性，随着碳含量的增加而急剧降低。马氏体的塑性和韧性马氏体的塑性和韧性位位错错型型M M的的塑塑性性和和韧韧性性要要比比孪孪晶晶马马氏氏体体好好得得多多，即即使使经经过过回回火火后后，也也仍然具有这种规律。仍然具有这种规律。孪晶亚结构的存在使滑移系减少孪晶亚结构的存在使滑移系减少通通常常，C%C%0.4%0.4%时时，位位错错型型M M具具有有较较高高的
28、的韧韧性性，且且随随C%C%的的增增加加而而显著下降；显著下降；当当C%C%0.4%0.4%时时，M M的的韧韧性性很很低低，变变得得硬硬而而脆脆，即即使使经经低低温温回回火火韧韧性仍不高。性仍不高。低温回火低温回火未低温回火未低温回火综综上上所所述述，位位错错型型的的板板条条马马氏氏体体具具有有相相当当高高的的强强度度、硬硬度度和和良良好好的的塑塑性性、韧韧性性，即即具具有有良良好好的的强强韧韧性性；而而孪孪晶晶型型的的片片状状马马氏氏体体具具有高的强度和硬度，但是塑性和韧性很差。有高的强度和硬度，但是塑性和韧性很差。因因此此，通通过过各各种种手手段段，在在保保证证足足够够强强度度和和硬硬度
29、度的的前前提提下下，尽尽可可能能减减少少挛挛晶晶马马氏氏体体的的数数量量，是是改改善善强强韧韧性性、充充分分发发挥挥材材料料潜潜力力的的有有效途径。效途径。(1)形成原因、比容因素：M的形成为体积膨胀过程、淬火温度通常高于Mf中高碳钢、合金钢的Mf室温,5残余奥氏体及其控制因素C%MsMf温度，0.6(2)影响A残%的因素主要取决于MS化学成分C%AR%6040200.50.70.91.1经验式：MS()=535-317wc-33wMn-28wCr-17wNi-11(wSi+wMo+wW)注：非简单迭加；须固溶入A中。C%，Me,MS、Mf,AR；1%C使MS约300(3)残余奥氏体的作用及控制有害作用：组织不稳定；尺寸不稳定；软，耐磨性差。有益作用：适量AR可一定程度提高韧性。例如：轴承钢中保留适量AR控制方法：热处理分解冷处理转变为M：-40-60