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1、10.2.2 钢及铁合金中马氏体的组织形态 经淬火获得马氏体组织是钢件强韧化 的重要基础。 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 的组织和机械性能产生影响。 各种淬火方法 45钢(含0.45%C)正常淬火组织 35钢（含0.35%C）亚温淬火组织 35钢（含0.35%C）亚温淬火组织 T12钢（含1.2%C）正常淬火组织 1板条状马氏体 2片状马氏体 3其他马氏体形态 4影响马氏体形态及其 内部亚结构的因素 1板条状马氏体 板条状马氏体是低碳钢、中碳钢、马氏体时效 钢和不锈钢等合金中形成的一种典型的马氏体组织 ，因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为
2、板条状马氏体。又因为这种马氏体的亚结构主要为 位错，通常也称为位错型马氏体。其光学显微组织 形态如图10.18所示。 图10.18 18Ni马氏体时效钢的板条马氏体组织 板条马氏体 光镜下 电镜下 图10.19 板条马氏体显微组织构成示意图 相同惯习面的马氏体 板条平行排列构成马 氏体板条群，尺寸大 约为20-35微米。 一个板条群又可分成几个平行的区域，每 一个小块内的板条均具有相同的取向。一个惯习面上可 以有六个不同的取向。也有人认为，一个板条内只可能 形成两种不问取间的块。金相呈现为黑白交替的块。 每个板条为一个马氏体单晶体 一个板条群 也可以只由 一种同位向 束所组成 惯习面为(111
3、) 板条状马氏体由板条群所组成（图中A），一个 原始奥氏体晶粒内可有几个板条群。 板条群由若干尺寸大致相同的板条在空间位向大 致平行排列所组成，一个板条群又可分成几个平行的 区域（图中B），称为同位向束，同位向束之间呈大 角晶界。一个板条群也可以只由一种同位向束所组成 （图中C）。 每个同位向束由若干个平行板条所组成（图 中D），每个板条为一个马氏体单晶体。 马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于 奥氏体的111，即其惯习面。 相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏 体板条群。 马氏体板条多被连续的残余奥氏体薄膜（20 纳米）所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含 量较高，在室温下很稳定，对钢的
4、机械性能会产 生显著影响。 相邻马氏体板条一般以小角晶界相间，也可 以呈孪晶关系，呈孪晶关系时板条间无残余奥氏 体存在。 亚结构：马氏体板条内具有高密度位错，其密度约 为0.30.91012cm-2，与剧烈冷作硬化的铁相似， 有时也会有少量相变孪晶。 位向关系：在一个马氏体板条群内，马氏体与奥氏 体的位向关系均在K-S和西山关系之间，并以处于 二者之间的G-T关系最多。 板条状马氏体的显微组织构成随钢的成分变化 而改变。 碳含量小于0.3时，马氏体板条群及群中的同 位向束均很清晰； 碳含量在0.30.6，板条群清晰，而同位向 束不清晰； 碳含量在0.60.8，板条混杂生成的倾向性 很强，无法辨
5、认板条群和同位向束。 改变奥氏体化温度可显著改变奥氏体晶粒大小，但 对马氏体板条宽度几乎无影响。 而板条群大小随奥氏体晶粒增大而增大，且两者之 比大致不变。所以一个奥氏体晶粒内生成的马氏体板 条群的数量基本不变。 随淬火冷却速度增大，马氏体的板条群径和同位 向束宽同时减小。所以，淬火时加速冷却有细化板条 状马氏体组织的作用。 2片状马氏体 片状马马氏体是铁铁基合金中的另一种典型的马马氏体 组织组织 ，常见见于淬火高、中碳钢钢及高Ni的Fe-Ni合金中， 也称透镜镜片状马马氏体，其光学显显微组织组织 形态态如图图 10.20所示。 图10.20 Fe-32Ni合金的片状马氏体组织 马氏体片之间不
6、相互平行 片状马氏体 光镜下 片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，也 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，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为马氏体片之间 不相互平行。 在一个成分均匀的奥氏体晶粒内， 冷却至稍 低于Ms点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个 奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马 氏体的大小受到限制。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。 图10.21 片状马氏体显微组织示意图 惯习面为(225)或(259) 片状马氏体的惯习面为(225)或(259
7、)，与母 相的位向关系为K-S关系或西山关系。 片状马氏体内有许多相变孪晶，孪晶接合部分 的带状薄筋称为中脊，中脊为高密度的相变孪晶区 。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5nm，一般不扩展到马氏体边界上 ，在马氏体片边缘区域则为复杂的位错组列。 根据亚结构的差异，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）。 孪晶区所占比例随合金成分变化而异。 在Fe-Ni合金中，Ni含量越高（Ms点越低） ，则孪晶区所占比例就越大。 对同一成分合金，随Ms点降低（如改变奥氏 体化温度）孪晶区所占比例也增大。 3其他马氏体形态
8、 1）蝶状马马氏体 在FeNi合金和FeNi(Cr)C合金中，当马 氏体在板条状马氏体和片状马氏体的形成温度范 围之间的温度区域形成时，会出现具有特异形态 的马氏体，这种马氏体的立体形态为“V”形柱状 ，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体或多角状 马氏体。 图10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体 蝶状马氏体两翼的惯习面为225，两翼相 交的结合面为100。电镜观察证实，蝶状马氏 体的内部亚结构为高密度位错，无孪晶存在，与 母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系。 2）薄片状马氏体 在Ms点极低的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚 度约为310m的薄片状马氏体，其立体
9、形态为 薄片状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状 ，带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态，如 图10.23所示。 图10.23 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体 薄片状马氏体的惯习面为259，与奥氏 体之间的位向关系为K-S关系，内部亚结构为 112孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。平 直的带中无中脊，这是它与片状马氏体的不同之处 。 电镜下 3）马氏体 上述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 Fe-Mn-C或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有密排六 方点阵结构的马氏体。马氏体的光学显微组织如 图10.24所示。 图10.24 F
10、e-16.4Mn-0.09C合金的马氏体 马氏体呈极薄的片状，厚度仅为100 300nm，其内部亚结构为高密度层错。马 氏体的惯习面为111，与奥氏体之间的位 向关系为： 1110001， 。 4影响马氏体形态及其内部亚结构的因素 1）化学成分 母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及 其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重 要。在Fe-C合金中 0.3C以下 1.0C以上 0.31.0C 板条状马氏体 片状马氏体 板条状和片状的混和组织 0.45%C0.2%C12%C 马氏体 形态与 含碳量 的关系 在其它合金元素中: 凡能缩小相区的均能促使得到板条状马氏体；凡 能扩大相区的将促使马氏体
11、形态从板条状转化为 片状。 能显著降低奥氏体层错能的合金元素（如Mn）将 促使转化为马氏体。 2）马氏体的形成温度 随马马氏体的形成温度降低 位错孪晶 板条状蝶状片状薄片状 由于马氏体相变是在MsMf之间进行 的，因此，对于一定成分的奥氏体来说 ，有可能转变成几种不同形态的马氏体 （图10.25）。 图10.25 Fe-Ni-C合金马氏体形态与碳含量的关系 Ms点较高的奥氏体，可能只形成板条状马氏体 ； Ms点略低的奥氏体，可能形成板条状与片状的 混合组织； Ms点更低的奥氏体，不再形成板条状马氏体， 相变一开始就形成片状马氏体； Ms点极低的奥氏体，片状马氏体也不再形成， 而只能形成薄片状马
12、氏体。 3）奥氏体的层错能 奥氏体的层错能低时，易形成马氏体。但 层错能对其它形态马氏体的影响尚不统一。 一般认为，奥氏体的层错能愈低，愈难于形成 相变孪晶，而愈趋向于形成位错型马氏体。如层 错能极低的18-8不锈钢在液氮温度下也只能形成位 错板条状马氏体。 4）奥氏体与马氏体的强度 马氏体的形态还与Ms点处的奥氏体的屈服强 度以及马氏体的强度有关。 当奥氏体屈服强度200MPa时，则形成强度较 高的259惯习面的片状马氏体。 此现象的相变理论基础是：相变应力的松弛， 若在奥氏体和马氏体内都以滑移变形方式进行， 则形成111板条状马氏体； 若在奥氏体内以滑移变形方式，而在马氏体内以 孪生变形方
13、式进行，则形成225片状马氏体； 若只在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成 259片状马氏体。 5）滑移和孪生变形的临界分切应力的大小 马氏体的内部亚结构取决于相变时的变形方式 是滑移变形还是孪生变形。 合金成分和温度决定滑移变形和孪生变形的临 界分切应力的大小，因而决定马氏体的亚结构和形 态，即滑移变形和孪生变形的临界分切应力大小是 控制马氏体亚结构及其形态的因素。 图10.26 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系 若T0位于MsMf之间， 在较高温度（MsT0），滑移变形的临界分切应 力小于孪生变形的临界分切应力，马氏体相变的 二次切变将以滑移变形的方式进行，所以形成位 错型马氏体； 而
14、在较低温度（T0Mf），孪生变形的临界分切 应力较低，马氏体相变的二次切变则以孪生变形 的方式进行，所以形成孪晶型马氏体。 若MsMf均高于T0，则全部形成位错型 马氏体； 相反，若MsMf均低于T0，则全部形成 孪晶型马氏体。 10.2.3 奥氏体的稳定化 所谓奥氏体的稳定化系指奥氏体的内部 结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥 氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。 通常把奥氏体的稳定化分为热稳定化和 机械稳定化两类。 1奥氏体的热稳定化 淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而 引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞 的现象称为奥氏体的热稳定化。 前已述及，在一般冷却条件下降温形成马氏体 的
15、转变量只取决于最终冷却温度，而与时间无关。 但若在Ms点以下TA温度停留一段时间后再继续冷 却，则马氏体转变并不立即恢复，而是要冷至Ms 温度后才重新形成马氏体，即要滞后（TA- Ms）度相变才能继续进行（如图10.27所示）。 图10.27 Ms点以下奥氏体热稳定化现象示意图 转变量减少了（M1M2） 瞬时形核，瞬时长大， 而与时间无关 C、N原子向马氏体核胚的 位错界面偏聚，包围马氏 体核胚，直至足以钉扎它 ，阻止其长大成马氏体晶 核。 与正常冷却相比，在相同温度TR（如室温） 下的转变量减少了（M1M2）或残余奥氏 体量增加了，值的大小与测定温度TR有关。 奥氏体的热稳定化程度可以用滞后
16、温度间隔 或某一温度下残余奥氏体增量来度量。 主要与等温温度、奥氏体转变量和等温时间 、化学成分等有关。 奥氏体的热稳定化有一个温度上限，常以 Mc表示。在Mc点以上等温停留时并不产生热稳定 化，只有在Mc点以下等温停留或缓慢冷却时才会 引起热稳定化。 对于不同的钢种，Mc点可以低于Ms点，也可 以高于Ms点。对于Mc点高于Ms点的钢种，在Ms点 以上等温或缓慢冷却时也会产生热稳定化现象。 一般情况下，等温温度越高，淬火后获得的 马氏体量就越少，即值就越大，这说明奥氏体 热稳定化程度也就越高。 但当等温温度超过一定限度后，随等温温度 的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现 象称为反稳定化。 已转变的马氏体量对奥氏体的热稳定化程 度也有很大影响，奥氏体的热稳定化程度随已转 变马氏体量的增多而增大。 这说明马氏体形成时对周围奥氏体的机
