到限制。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以 后形成的马氏体片越来越短小。 片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片的中间有一条中脊面， 相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体。 惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ，位向关系由K-S 关系变为西山关系。
（1）低碳钢立方马氏体（<0.2%C）
板条马氏体（低碳M、位错M）： 体心立方结构。具有高密度位错（约 0.3~0.9×1012cm-2 ） 的 亚 结 构 ， 属 位错马氏体。其惯习面原为｛111｝ γ ， 现修改为｛557｝ γ 。与母相的位向关系 为K-S关系。
低碳板条状马氏体 0.03C-2Mn
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Fe-Ni-C £ Ni24~35% £ ¨ ¬ C~1.0%£ ©
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时，在瞬间形成大量马氏体，T～f曲线的开始阶段呈垂直上升的势态。 称爆发型马氏体相变。
自促发形核、瞬时长大
（4）弹性马氏体相变
弹性马氏体相变是指马氏 体与母相的界面可以发生 双向可逆移动。分为热弹 性和机械弹性两类。
热弹性马氏体的弹性消长
形状记忆效应
一些形状记忆合金
4.3 马氏体相变热力学
将 G 0 的温度定义为T0
Ms、Mf、As、Af、T0与合金成分的关系
As-Ms可因引入塑性变形而减少。 在Ms点以上对奥氏体进行塑性变 形，可诱发马氏体相变而使Ms点上 升到Md点。相应地，塑性变形可使 As点下降至Ad点。 Md点和Ad点分别称为形变诱发马 氏体相变开始点和形变诱发奥氏体相 变开始点。它们的极限温度均为T0。
奥氏体化条件的影响
加热温度提高、保温时间延长的作用： 1）有利于C和合金元素溶入，Ms下降 2）奥氏体晶粒长大，缺陷减少， Ms上升
Ms点影响因素
外加磁场的影响：磁场使马氏体趋于稳定
4.4 马氏体的形貌
4.4.1 钢中马氏体形态和晶体学特征
钢种及成分（wt%） 低碳钢, <0.2%C 中碳钢, 0.2~0.6%C 高碳钢, 0.6~1.0%C 高碳钢, 1.0~1.4%C 超高碳钢, ≥1.5%C 18-8 不锈钢 马氏体沉淀硬化不 锈钢 高锰钢, Fe-Mn(13~25%Mn) 晶体结构 体心立方 体心正方 体心正方 体心正方 体心正方 hcp(ε/) bcc(α/) hcp(ε/) 惯习面 ｛557｝γ ｛557｝γ、 ｛225｝γ ｛225｝γ ｛225｝γ、 ｛259｝γ ｛259｝γ ｛111｝γ ｛225｝γ ｛111｝γ 亚结构 位错 位错及孪晶 位错及孪晶 孪晶、位错 孪晶、位错 层错 位错及孪晶 层错 组织形态 板条状 板条状及片状 板条状及片状 片状、凸透镜状 凸透镜状 ---板条状及片状 薄片状
C原子在马氏体点阵中的可能位置
碳原子发生有序分布，80%优先占据
c轴方向的八面体间隙位置，20%占
据其它两个方向的八面体间隙位置，此 时出现正方度。
4.1 马氏体相变的特征
切变共格性和表面浮凸现象
无扩散性
位向关系和惯习面
亚结构
4.1.1 切变共格性和表面浮凸现象
表面浮凸形貌
有人研究Fe－Ni－C合金｛259｝f型 马氏体的表面浮凸为帐篷型（Λ）； ｛557｝f马氏体和｛225｝f马氏体的 表面浮凸均为若干个小“N”型台阶构成。
能量，构成马氏体内部亚结构的储存能，相 变所需的其他应变能和表面能等。
也可以扩散型转变块状铁素体或贝氏体铁素体。
4.3.2 Ms点影响因素
化学成分的影响
Ms点影响因素

“C原子气团”对奥 氏体的强化作用
淬火冷却速度加快， “C原子气团”形 成被抑制
Md
形变与应力的影响
淬火速度的影响
Ms点影响因素
需要扩散，即能完成相变； (2)不变平面应变的晶格改组； (3)以非简单指数晶面为不变平面，即存在惯习面； (4)相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷：
如精细孪晶，高密度位错，层错等。
(5)相变引发特有的浮凸现象。
4.2 马氏体相变的分类
按相变驱动力分类 按马氏体相变动力学特征分类
4.2.1 按相变驱动力分类
Á ¦ Á ¦ Á ¦
ß ©æ ¹ Ï Ã £ 225 £ û ý £ 259 £ û ý £ 225£ Ã û ý ¦ £ 111£ û ý
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（2）Ms点
Fe-C合金马氏体转变热滞大，可达200℃以上。当母相冷却到略低于 T0时，马氏体相变并不发生，必须过冷到远低于T0的某一温度Ms以下， 才能转变为马氏体。相变时的自由焓变化可表示为：
G
M
G

G
M
G G G 0
这项能量是用来稳定体心结构的“准马氏体”核
降温瞬时形核、瞬时长大
（2）等温马氏体相变
某些Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr合金或某些高合金钢，在一定条件下恒 温保持，经过一段孕育期也会产生马氏体，并随着时间的延长，马氏体 量增加。称为马氏体的等温形成。
轴承钢等温马氏体
等温形核、瞬时长大
（3）爆发型马氏体相变
马氏体点低于室温的某些合金，当冷却到一定温度MB（MB<Ms）
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-0.88C马氏体形貌
(1200℃加热，Ms稍下等温淬火）
Fe-1.9C马氏体
马氏体片撞击裂纹(CrWMn)
TEM T10钢的隐晶马氏体
高碳钢在两相区加 热，奥氏体成分不
均匀，马氏体片长
大受到限制，尺寸
十分短小。
4.4.2 Fe-M系合金马氏体的晶体学参数、亚结构及形貌
在如此低的温度下，转变速度极快，说明不可能以扩 散方式进行转变。
4.1.3 位向关系和惯习面 （1）位向关系
新相和母相界面始终保持着切变共格。因此，相变完成后，
两相之间的位向关系仍然保持着。
K-S关系
西山关系
G-T关系
K-S关系
由 于3 个 奥 氏体 <110>γ 方 向上(每个方向上有2种马氏 体取向)可能有6种不同的马 氏体取向，而奥氏体的 {111}γ 晶面族中又有4种 晶面，从而马氏体共有24种 取向（变体）。
3）热弹性马氏体热力学，相变驱动力很小，热滞小。
4.3.1 Fe-C合金马氏体相变热力学
（1）T0
任一成分的Fe-C合金奥氏体在T0以下均
应由面心立方点阵转变为成分相同的体 心立方（正方）点阵的α相。从合金热 力学得知，成分相同的奥氏体、铁素体 的化学自由焓随着温度的升高而下降， 由于下降的速率不同，故有一个交点T0
按相变特点，可将马氏体相变热力学分为三类：
1）由面心立方母相转变为体心立方（正方）马氏体的热力学，以铁基合 金为代表，对Fe-C合金已进行较多的工作，能直接由热力学数学处理求得
马氏体点（Ms）近似值；确定相变驱动力在282卡/克原子以上。
2）由面心立方转变为六方ε -马氏体的热力学，如钴、钴合金、Fe-Ni-Cr 不锈钢等，其相变驱动力较小，仅几卡/克原子。
G M GM G 0
这项能量是用来使体心结构核胚变成稳定的
心的。认为从面心立方点阵到体心立方（正方）
点阵的马氏体相变，不管是位错圈为界面形成体 心核胚，还是不全位错产生层错形成体心核胚， 都可以设想为先形成体心结构微区作为核胚。这 种体心结构的核胚视具体条件，可能形成马氏体，
马氏体，消耗于核胚长大扩张时进行切变的
£ 225£ Ã û ý ¦ £ 225 £ û ý £ 259 £ û ý £ 259£ Ã û ý ¦ £ 111£ û ý
à ¦
à ¦ à ¦
Fe-Mn(13~25% Mn) Fe-Ni-Cr
4.1.5 相变在一定温度范围内完成
相变开始温度Ms
相变结束温度Mf
马氏体转变量是温度的函数，
而与等温时间无关
无需孕育期，相变速度极快
4.1.5 相变具有可逆性
逆相变开始温度As 逆相变结束温度Af As – Ms大小差异大
马氏体相变的主要特征总结：
(1)无需扩散性；即无论间隙原子还是替换原子均不
第4章 马氏体相变与马氏体
钢中马氏体的晶体结构
钢中马氏体是碳在-Fe中的过饱和固溶体， 为体心正方点阵。 c/a称正方度 c、a及 正方度 c/a 与钢中碳含量成线性 关系： c = a0 + a = a0 - ß c/a = 1 + 其中： a0 = 2.861Å （α-Fe点阵常数） =0.116 ß=0.013 =0.046 ---- 马氏体的含碳量（wt%）
板条马氏体（<0.2%C）
1个奥氏体晶粒内分3～5个板条群，1个板条群内分几个同 向位束，1同向位束由若干平行的马氏体板条组成。每个马
氏体板条为一个马氏体单晶体。
（2）正方马氏体(>0.2~1.9%C)
含碳量>0.2%时，晶体结构都是体心正方的。
中碳钢马氏体亚结构主要是高密度位错，有时含形变挛晶
（混合马氏体）。 高碳钢马氏体内的孪晶是相变孪晶，而且是大量的精细而 规则的（孪晶M、片状M、针状M）。 随着碳含量的提高，从低碳钢的板条状马氏体变为中碳钢
的板条状+片状马氏体，高碳钢的片状，凸透镜状马氏体。