一、马氏体转变的特点
1. 马氏体转变的非恒温性
(1)马氏体转变在一定的温度范围内进行
马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至 Ms温度时 才开始进行马氏体转变。而冷至 Mf 时马氏体转变终止。 Mf称为马氏体转变的终止点（温度）。把马氏体的降温 转变称为马氏体转变的非恒温性。 奥氏体以大于某一临界速度 VC的速度冷却到某一温度， 不需孕育，转变立即发生，并且以极大速度进行，但很 快停止。 由于多数钢的 Mf 在室温以下，因此钢快冷到室温时仍有 部分未转变奥氏体存在，称为残余奥氏体，记为Ar、 rA 或AR。 有残余奥氏体存在的现象，称为马氏体转变不完全性。 要使残余奥氏体继续转变为马氏体，可采用冷处理。
（2）晶体学特征
惯习面为 (111)γ ，晶体学 位向系符合K-S关系。 由平行排列的板条马氏体 组成的较大区域称为板条群。 在一个原奥氏体晶粒内可以包 含几个这样的板条群，通常为 3—5个。一般情况下奥氏体晶 粒尺寸的变化，对板条群的数 量无影响，只能改变板条群的 尺寸。
同色调区是由位向相同的马氏体板条组成的，称为同位向束。 同位向束内马氏体板条是以小角度晶界相间的，而同位向束之间 则是以大角度晶界相间的。
(2)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。在钢中已观察到到的有 K—S 关 系、西山关系和G—T关系。 （1）K—S关系 {110} αˊ∥{111}γ； <111> αˊ∥<110>γ
[-111] (110) (111)
[-101]
按K-S关系，马氏体在奥氏体中共有 24种不同的空 间取向。
显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，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，也可以不是相界面。
预先在磨光表面上划一直线划痕，相变后直线变 为折线，直线在新相、母相的界面不折断，在新 相晶内不弯曲。 马氏体相变就像形变中的切变一样。切变使得发 生上述宏观形变。而且，在上述相变时，相界面 宏观上不转动，也不变形，所以相界面称为不变 平面。 当相界面为不变平面时，界面上原子既属于新相， 又属于母相，这种界面称为共格界面。由于是切 变共格，也称为第二类共格。 不变平面也可以不是相界面，不变平面就为中脊 面。
（2）晶体学特征
惯习面(225) γ 位向关系为K—S关系 惯习面(259) γ 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。
（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。 一般认为，这种位错是沿 [111] αˊ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)αˊ孪晶，也发现(110)αˊ孪 晶和(112)αˊ孪晶混生的现象，方向为[11-1]αˊ。
马氏体的晶体结构类型有两种： 体心立方结构（WC<0.2%） 体心正方结构（WC>0.2%）
（ a ） C 原子在马 氏体的晶胞中可 能存在的位置； （ b ） C 原子在马 氏体的晶胞中一 组扁八面体间隙 位置可能存在的 情况；
马氏体点阵参数与C含量的关系
2、惯习面与位向关系
（1）惯习面
表面浮凸：预先磨光表面的试样，在马氏体相变后 表面产生突起，这种现象称之为表面浮凸现象。
马氏体转变时产生表面浮凸示意图
高碳轴承钢马氏体的等温形成1.4%C,1.4%Cr, 浮凸，直接淬至100℃等温10小时 800×
下图是三种不变平面应变，图中的 C) 既有膨胀 又有切变，钢中马氏体转变即属于这一种。
马氏体转变的晶体学
1.马氏体的晶体结构
（1）钢中马氏体的本质： 马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式固溶体， 记为M或α′。 其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置。 这使得c轴伸长， a轴缩短，晶体结构为体心正方。 其轴比c/a称为正方度，马氏体含碳量愈高，正方 度愈大。
（2）、马氏体的晶体结构类型
马氏体等温转变动力学曲线
Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金中马氏体等温 转变。过冷奥氏体向马氏体转变、可以 用类似C曲线T-τ等温图来描述。有孕育 期，但等温转变不完全。
二、马氏体转变的切变共格性和表面浮凸现 象 （1） 马氏体转变时在预先磨光的表面上产 生有规则的表面浮凸 ； （2） 马氏体形成有惯习面，马氏体转变时 马氏体与奥氏体之间保持共格关系 ；
五、马氏体转变的可逆性：
在某些合金中A冷却时A→M，而重新加热时马氏 体又能M→A，这种特点称为马氏体转变的可逆性。 逆转变开始的温度称为As，结束的温度称为Af 。 M→A的逆转变也是在一定的温度范围内（ As-Af） 进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特 点。
二、
第五章
马氏体转变
热处理的定义:热处理是将材料通过特定的加热
和冷却方法获得所需的组织和性能的工艺过程。
温 度
热 加
奥氏体化
保温
临界温度
珠光体转变
冷 却
贝氏体转变
马氏体化
时间
马氏体的定义
（1）马氏体是碳溶于α-Fe中的过饱和间隙式 固溶体； （2）马氏体是在冷却过程中所发生的基本特 征属于马氏体型转变的转变产物。

(2) 马氏体转变不完全性


马氏体转变量是在 Ms ～ Mf 温度范围内，马氏体的转变 量是温度的函数，与等温
马氏体转变量与温度的关系
时间没有关系。
爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系 过冷奥氏体向马氏体转变是在零下某一温 度突然发生并在一次爆发中形成一定数量 的马氏体，伴有响声并放出大量潜热。
{110} αˊ∥{111}γ 差 1° <111> αˊ∥<110>γ 差 2°
三、马氏体的组织形态 （一）马氏体的形态 1、板条状马氏体
低碳钢中的马氏体组织是由许多成群的、相互平行排 列的板条所组成，故称为板条马氏体。板条马氏体的亚 结构主要为高密度的位错，故又称为位错马氏体。 板条马氏体是低、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 典型马氏体组织如下图
不同的片状马氏体 内部亚结构是不同的 ,可 以将其分为以中脊为中 心的相变孪晶区和无孪 晶区。孪晶区所占比例 与马氏体的形成温度有 关,形成温度越低,相变孪 晶区所占比例越大。
铁碳合金马氏体类型及其特征
特 征 惯 习 面 状 马 氏 体 片 状 马 氏 体 （ 111） γ （ 225） γ （ 259） γ K— S 关系 K— S 关系 西山关系 位向关系 (111) γ ∥ ( 110) α (111) γ ∥ ( 110) α (111) γ ∥ ( 110) α [110] γ ∥ [ 111] α [110] γ ∥ [ 111] α [211] γ ∥ [ 110] α 形成温度 Ms >350 ℃ Ms ≈ 200 ～ 100 ℃ Ms<100 ℃ <0.3 1～ 4 合金成份 1.4～ 2 %C 0.3～１时为混合型 板条体常自奥氏体晶界向晶内 凸透镜片状（或针状、竹 同左，片的中央有中脊。在两 平行排列成群。板条宽度多为 叶状）中间稍厚。初生者 个初生片之间常见到“ Z”字 0.1~0.2μ ，长度小于 10μ 。一 较长，横惯奥氏体晶粒， 形分布的细薄片。 组织形态 个奥氏体晶粒内包含几个板条 次生者尺寸较小。在初生 群。同位向束内板条体之间为 片与奥氏体晶界之间，片 小角晶界，板条群之间为大角 间交角较大，互相撞击， 晶界。 形成显微裂纹。 位错网络 （缠结） 。 位错密度随 宽度约为 50Å 的细小孪晶,以中脊为中心组成相变孪晶区, 含碳量而增在，常为 0.3~0.9× 随 Ms 点降低,相变孪晶区增大。片的边缘部分为复杂的位 亚结构 12 3 10 cm/cm 有时也可见到少量 错组列。孪晶面为（ 112 ） α ，孪晶方向为 [11-1]α 。 细小孪晶 . 降温成核，新的马氏体片（板条）只在冷却过程中产生。 -7 长大速度较低。一个板条体大 长大速度较高，一个片体大约在 10 秒内形成。 约在 10-4 秒内形成。 无“爆发性”转变，在小于 50%转变量内降温转变率约为 Ms 小于 0℃时有“爆发性” 转变。 新马氏体片不随温度下 形成过程 1%/℃。 降均匀产生， 而由于自触发效 应连继成群地（呈“Z ”字形） 在很小的温度范围内大量形 成，伴有 20 ~30℃的温升和响 声。 板 条
三、马氏体转变的无扩散性
实验测定出母相与新相成分一致 ； 马氏体形成速度极快，一片马氏体在5×10-55×10-7秒内生成； 碳原子在马氏体和奥氏体中的相对于铁原子保持不变的间隙位置 。
四、马氏体转变具有一定的位向关系和惯习面 马氏体转变时马氏体与奥氏体存在着严格的晶体学关系： １、位向关系
（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。
2、片状马氏体
形成片状马氏体的钢和合金：出现于中、高碳 钢中、高Ni的Fe-Ni合金中，WC>1.0%
片状马氏体的形成温度： MS≈200～100℃（WC≈1.0～1.4%） MS<100℃（WC≈1.4～2.0%）
（2）西山关系 {110} αˊ∥{111}γ ； <110> αˊ∥<112>γ
按西山关系， 马氏体在奥氏体中只 有 12种不同的空间取 向。
K—S关系与西山关系的关系
西山关系与 K-S 关系相比，晶面关系相同，晶向 关系相差5°16’
（3）G—T关系
1994 年， Grenigen 与 Troiano 在 Fe-NiC合金中发现，马氏体与奥氏体的位向接 近 K-S 关系，但略有偏差，其中晶面差 1 度，晶向差2度，称为G-T关系。