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
第六章
下发生的无扩散型相变 称为马氏体相变。
如今，马氏体相变的含
马氏体转变
义已经十分广泛。 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。
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硬而脆的马氏体，配以适当回火，使钢件强韧化
Martensite
M—马氏体
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⑵ 马氏体的异常正方度
c a
= =
a0 a0
+ αρ − βρ
⎫ ⎪ ⎬
c / a = 1 + γρ⎪⎭
新形成马氏体的正方度偏离公式给出的正方度，称 为马氏体异常正方度。
异常高正方度：新形成马氏体的正方度远高于公式 给出的正方度－－－碳原子发生有序化转变
异常低正方度：新形成马氏体的正方度远低于公式 给出的正方度 －－－碳原子不发生有序化转变
{110}α′∥{111}γ； <110> α′∥<112>γ
{110} α′∥{111}γ； <111> α′∥<110>γ K-S
可见，西山关系与K-S关系之间，两者晶面的平行 关系相同，而晶向却有5°16′之差。
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按西山关系，马氏体在奥氏体中只有4×3＝12种 不同的空间取向。
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③ G-T关系 格伦宁格(Greninger)和特赖恩诺(Troiano)精确测 量了Fe-0.8%C-22%Ni合金奥氏体单晶中的马氏体 与奥氏体之间的位向关系，结果发现K-S关系中的 平行晶面和平行晶向实际上均略有偏差，即 {110} α′∥{111}γ 差 1° <111> α′∥<110>γ 差 2°
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③ 经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距 和测得结果相符合。
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由于没有C原子存在，得到的是铁素体的体心立方 点阵。在有C原子存在的情况下，面心立方点阵改 建为体心立方点的过程基本相同，区别在于两次 切变的切变量都要略小一些，第一次为15°15′， 第二次为9°。
K-S切变模型的成功之处，在于它给出了由奥氏体 的面心立方点阵改建为马氏体的体心正方点阵的 清晰模型，并能很好反应出新相和母相之间的晶 体学取向关系。
在一个板条群内各板条 的尺寸大致相同，这些 板条呈大致平行且方向 一定的排列。
366Biblioteka ② 晶体学特征惯习面为 (111)γ ，晶体 学 位 向 关 系 符 合 K-S 关 系。
同板条群内，不同位向 束之间的马氏体板条是 以小角度晶界相间的；
而不同板条群之间的马氏 体板条则是以大角度晶界 相间的。
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铁素体的体心 立方点阵
a＝b ＝ｃ α=β=γ=90
马氏体的体心 正方点阵
a＝b ≠ ｃ
α=β=γ=90
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马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下
列公式表示
正方度
c a
= =
a0 a0
+ αρ − βρ
⎫ ⎪ ⎬
c / a = 1 + γρ ⎪⎭
式中： a0为α-Fe的点阵常数 a0 ＝２.861Å α =0.116 ± 0.002； β =0.113 ± 0.002； γ =0.046 ± 0.001； ρ-马氏体的碳含量（wt.%）
{110} α′∥{111}γ； <111> α′∥<110>γ
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在 每 个 {111}γ 面 上马氏体可能有6 种不同的取向， 而立方点阵中有4 种{111}γ面。
按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的 空间取向。
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② 西山关系 西山在Fe-30%Ni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K-S关系，而在-70℃以 下形成的马氏体和母相奥氏体之间存在下列位向关 系，即西山关系：
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⑵ 马氏体转变的无扩散性
M转变只有点阵改组而无成分变化，转变时原子做 有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一 个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。
其主要实验证据有：
① 钢中奥氏体转变为马氏体转变时，仅由面心立方 点阵通过切变改组为体心正方点阵，而无成分的 变化；
② 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。
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③ 亚结构 亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位 错密度可高达0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量 孪晶。 从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。
⑵ 片状马氏体
常见于淬火态的中碳钢、高碳钢、高Ni的Fe-Ni合金 中，是铁系合金中出现的另一种典型形态的马氏体 组织。
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① 显微组织
在显微镜 光线照射 下，浮凸 两边呈现 明显的山 阴和山阳.
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马氏体形成时引起的表面倾动
表面浮凸现象表明，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了重组，即马氏体 转变是通过奥氏体均匀切变进行的。
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马氏体形成时引起的表面倾动
马氏体长大是以切变方式进行的，说明M和A之间的 界面原子是共有的，而且整个相界面是互相牵制 的，上述界面称为共格界面，它是以母相的切变来 维持共格关系的，因此称为第二类共格界面。
M片大小不一，M片间不平 行，互成一定夹角，第一 片M形成时惯穿整个奥氏 体晶粒，后形成的M片逐 渐变小，即M形成时具有 分割奥氏体晶粒的作用。 因此，M片的大小取决于 奥氏体晶粒的大小。
在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成 规律目前尚不清楚。
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② 晶体学特征
惯习面(225)γ时位向关系为K—S关系； 惯习面(259)γ时位向关系为西山关系，可以爆发形 成，马氏体片有明显的中脊。
但是高碳钢的实际惯习面与K-S切变模型得到的惯
习面不同，此外，按K-S模型引起的表面浮凸也与
实测结果相差较大。
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⑶ G-T模型
格伦宁格和特赖恩诺于1949年提出的另一个两次切 变模型。
① 首先在接近于(259)γ的面 上发生均匀切变，产生整 体的宏观变形，使表面出 现浮凸。 这个阶段的转变产物是复 杂的三棱结构，还不是马 氏体，不过它有一组晶面 间距及原子排列和马氏体 的(112)α面相同。
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㈠ 贝茵(Bain)模型
早在1942年，Bain就注意到可以把面心立方点阵看 成是轴比为c/a=1.41(即20.5:1)的体心正方点阵。
如果把面心立方点阵沿着Z′轴压缩，沿着X′、Y′轴伸
长，使轴比变为1，则面心立方点阵就可变为体心正
方点阵。
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Bain 模 型 给 出 了 奥 氏 体的面心立方点阵变 化为马氏体的体心立 方点阵的清淅的模 型，且奥氏体和马氏 体之间的晶体学关系 正好与后来提出的K-S 关系相符。
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6.1 马氏体的晶体结构和转变特点
㈠ 马氏体的晶体结构 ⑴ 马氏体的晶格类型
奥氏体 面心立方
固溶碳
铁素体 体心立方
马氏体
Fe-C 合 金 的 马氏体是C在 α-Fe中的过 饱和固溶体
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碳原子在马氏体点阵中的位置
0.500a0
0.707a0
C在α-Fe体心立方点阵中分布的可能位置是晶胞的 各棱边的中央和面心处； 这些位置实际上是由Fe原子构成的扁八面体的间隙
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6.2 马氏体转变的切变模型
M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行 等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原 子集体的、有规律的、近程迁移完成的，而无成 份变化。因此，可以把M转变看作为晶体由一种结 构通过切变转变为另一种结构过程。
人们为了认识马氏体转变时晶体结构的变化过 程，以揭示相变的物理本质，至今已经提出了不 少模型，其中主要有Bain模型、K-S模型和G-T模 型。
G-T模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观 变形、位向关系及亚结构的变化。 但不能解释惯习面不应变不转动，也不能解释碳钢 (<1.40%C)的位向关系。
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6.3 马氏体的组织形态 ㈠ 马氏体的形态
研究表明，马氏体的组织形态是多种多样的。
马氏体的形态
板条状M
其它类型M
片状M
蝶状M 薄板状M 薄片状M
由于一般钢材的Mf都低于室温，因此，在生产中常 为了获得更多的M而采用深冷处理工艺。
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⑸ 马氏体转变的可逆性 冷却时奥氏体通过马氏体相变机制可以转变为马 氏体，同样，重新加热时马氏体可以通过逆向马 氏体相变机制转变为奥氏体，即马氏体相变具有 可逆性。 与Ms～Mf相对应，逆相变有As～Af分别表示逆转变 的开始和终了温度。
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㈡ 马氏体转变的主要特点
⑴ 马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 ⑵ 马氏体转变的无扩散性 ⑶ 马氏体转变具有特定的位向关系和惯习面 ⑷ 马氏体转变的不完全性 ⑸ 马氏体转变的可逆性
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⑴ 马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 在预先抛光的试样表面上，马氏体转变时在马氏体形 成的地方出现宏观倾斜隆起，呈现表面浮凸现象。
其中板条马氏体和片状马氏体最为常见。
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⑴ 板条状马氏体 板条M是低碳钢，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。
它是由许多成群 的、相互平行排列 的板条所组成，故 称为板条M。
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对某些钢，因板条不易浸蚀显现出来而往往呈块
状，所以有时也称为块状M，又因为这种M的亚结构
③ 亚结构
片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体 的重要特征。
孪晶的间距大约为50Å，一般不扩展到马氏体片的
边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。
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② 在(112)α面的[111-]α方向发生12°～13°的第二 次切变，这次切变限制在三棱点阵范围内，并且 是宏观不均匀切变(均匀范围只有18个原子层)。 对于第一次切变所形成的浮凸也没有可见的影 响。经第二次切变后，点阵转变成体心立方点 阵，取向和马氏体一样，晶面间距也差不多。