4.1 马氏体的晶体结构 马氏体转变的含义：指钢从奥氏体状态快速冷却(即淬火)而发生的无扩散型相变，转变产物称为马氏体 转变式： AM 其成分和高温A相同，只发生晶格转变,第四章 钢的马氏体转变,一 马氏体晶体结构,1.马氏体定义：马氏体是碳溶于-Fe中的过饱和间隙式固溶体 其中的碳择优分布在c轴方向上的八面体间隙位置 2.马氏体晶体结构 （1）a马氏体 体心立方（bcc）C%1 体心斜方（bcp），C%1.4%, c/a1, b/a1,(2)马氏体：密排六方（hcp） （3）马氏体：菱面提晶格，缺陷多时易形成 （4）k马氏体：bcc、bcp，与a马氏体晶格常数不同（c/a小的多，反常轴比马氏体），只存在于低温（零下温度）加热至室温时转变为a马氏体 （5）相马氏体：单斜，及不稳定，可变为k 碳钢和多数合金钢中，马氏体转变按照： （1）g k aM （Ms0）,3.马氏体的正方度 马氏体转变时，面心立方的奥氏体通过切变转变为体心立方的-Fe，此时，碳原子仍停留在六个铁原子所组成的八面体中心C原子位于面心或棱边中心，即扁八面体的中心，C原子溶入后，会使短轴（ c轴）伸长，长轴（ a轴）缩短，其轴比c/a不再等于1，称为马氏体的正方度。
c，a为点阵参数)马氏体正方度与含碳量呈直线关系，含碳量愈高，正方度愈大，即：c/a = 1 0.046wc 造成正方度的原因：C原子择优占据、有序分布于立方轴c上的八面体间隙位置1） M点阵参数与C含量的关系,C含量对c，a的影响 c=0+P a=0+P c/a =1 + P 式中：00.2861 nm (-Fe点阵参数)； =0.1160.002； =0.0460.001； =0.0130.002； P马氏体碳含量(重量%)2）反常轴比现象,低轴比：C原子除了占据八面体间隙位置外，还占据一部分四面体间隙位置 Ms在室温以下的高碳钢和Fe-Mn-C合金 高轴比：C原子只占据一个立方轴上的八面体间隙位置 铝钢和高镍钢,4.2 马氏体形态及其与A的结晶学位向关系,一马氏体的形态 1.板条马氏体 板条马氏体: 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还称为低碳马氏体 一般形成于低、中碳钢、马氏体时效钢和Fe-1028%Ni合金中 当C0.2%时，与片状马氏体共存,板条马氏体组织 （a）光学金相（b）电子金相,组织特征：每个马氏体单元呈窄而细长的板条，它在奥氏体一定的结晶面上形成，此结晶面称为惯习面。
板条马氏体的惯习面接近111g板条体自奥氏体晶界向晶内相互平行排列成群，其中的板条束为惯习面相同的平行板条组成，板条宽度0.10.2微米，长度小于10微米，板条间有一层奥氏体膜；一个奥氏体晶粒内包含几个板条群一个奥氏体晶粒有几个束，一个束内存在位向差时，也会形成几个块板条群之间为大角度晶界，板条之间为小角度晶界板条马氏体的立体形态： （1）横截面为椭圆形，呈扁条状，abc, 一般a比b大10倍以上随钢的成分不同，板条的宽，厚度（b、c）很不一致 （2）横截面为矩形，呈薄板状， abc 板条马氏体的亚结构： 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2. 片状马氏体,一般形成于中、高碳钢、不锈钢和Fe-Ni（29%)合金中 对于碳钢，当C 1.0%，单独存在， C<1.0%时，和板条马氏体共存 组织特征：呈片状，中间较厚，两端渐尖削相邻马氏体片互不平行而是呈一定的夹角排列，在显微镜下观察时呈针状或竹叶状初生者较厚较长，横贯整个奥氏体晶粒（第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小但一般不穿透晶界；次生者尺寸较小。
初生片与A晶界之间、片与片之间互相撞击，形成显微裂纹 惯习面：225g、259 g,,,,片状马氏体光学金相组织,高碳钢（0.87%）中片状马氏体组织，7000 Fe-32Ni合金中具有明显中脊的片状马氏体组织，500,片状马氏体亚结构：主要有许多平行的孪晶所组成，大多数情况下为112M的孪晶 透镜（片）状马氏体 一般存在于中、高碳钢和Fe-Ni（高镍量）中 组织特征：一个马氏体片在空间呈（双）凸透镜状典型组织具有“闪电状” 或竹叶状在一个马氏体片中间常有一条明显的筋，称为中脊 112M的孪晶，孪晶宽度为50宽的孪晶区集中分布在中脊附近，随MS点降低，孪晶区增大；片的边缘为复杂的位错组列3. 薄板状马氏体,存在于在Ms点低于0的Fe-Ni-C合金中 组织特征：空间呈薄板状，显微组织呈很细的带状，它们具有相互交叉或曲折等特殊形态 亚结构为112M的孪晶，是一个完全的孪晶马氏体和透射状（片状）马氏体的区别 另一区别为薄板状马氏体无中脊存在4. 碟状马氏体,存在于Fe-30%Ni合金冷却到-10，Fe-31%Ni、Fe-29%Ni-0.26%C合金 可由冷却形成，也可由应力诱发或应变诱发而生成。
主体形状为细长棒状，断面如蝴蝶状 主要在0-20范围内形成，晶体结构为bcc或bct惯习面225g，两叶片对称于100g 亚结构是含有高密度的位错蝶状马氏体组织,Fe-30Ni合金 Fe-27Ni1.3Cr-0.08C合金,4. 工业用钢淬火马氏体的金相形态,1. 低碳钢中的马氏体 含碳量低于0.2%的低碳钢和低碳合金钢的马氏体组织基本全是板条马氏体 2. 中碳结构钢中的马氏体： 一般为板条马氏体与片状马氏体的混合组织 3. 高碳工具钢中的马氏体： 渗碳体质点加隐晶马氏体 隐晶马氏体主要是由于淬火加热温度不够高，奥氏体晶粒内碳浓度不均匀引起的二 影响马氏体形态及其亚结构的主要因素,1 Ms点 马氏体形成温度 随马氏体形成温度的降低，马氏体形态将按下列顺序转化：板条状蝶状透镜片状薄片状亚结构由位错转化为孪晶 MS点高的奥氏体，冷却后形成板条马氏体，亚结构为位错; MS点低的奥氏体， 冷却后形成片状马氏体，亚结构为孪晶; MS点不高不低的奥氏体，冷却后形成混合型组织(片状+板条马氏体)，亚结构为位错+孪晶Fe-Ni-C合金的马氏体形态与C含量的关系,2奥氏体与马氏体的强度,马氏体形态与MS点处的奥氏体的屈服强度有关。
屈服强度小于206Mpa时，形成惯习面为111g的位错板条马氏体或惯习面为225g的透镜片状马氏体；屈服强度大于206Mpa时，形成惯习面为259g的片状马氏体； 当形变过程中在奥氏体和马氏体内均发生滑移变形时（为了缓和相变时伴生的内应力）形成111g马氏体 在奥氏体中发生滑移在马氏体中发生孪生变形时，形成225g马氏体 只在马氏体中发生孪生变形时形成259g的片状马氏体,3.奥氏体的堆垛层错能,奥氏体的堆垛层错能愈低，在马氏体中形成（相变）孪晶愈困难，愈趋向于形成位错板条马氏体 堆垛层错能越高，易形成（片状）孪晶马氏体 最主要的两个因素是：奥氏体中碳含量和马氏体形成温度三 马氏体与奥氏体的结晶学位向关系,(1) K-S关系 1930年，库尔鸠莫夫与Sachs在1.4%C的碳钢中发现，M与A有下述关系： 存在于板条马氏体、碟状马氏体和部分片状马氏体与奥氏体之间,,（2）西山关系 1934年，西山在铁镍合金中发现， 部分铁合金中的片状马氏体与奥氏体具有这种关系 西山关系与K-S关系相比，晶面关系相同，晶向关系相差516,,（3）G-T关系 Greninger-Troiano在Fe-22%Ni-0.8%C合金中发现的。
存在于少部分铁合金的片状马氏体,4.3 马氏体转变的动力学特点,一 马氏体的变温形成 出现于碳钢及低合金钢中、为变温转变 过冷奥氏体向马氏体转变是在连续冷却过程中进行马氏体转变量是在MsMf温度范围内，通过不断降温来增加的，即马氏体转变量是温度的函数 特点：变温瞬时形核，快速（瞬时）长大,(1) 变温瞬时形核：当奥氏体过冷MS点以下时开始以极快的速度形核，必须继续降温，才能继续形核，切变形核的速度极快，形核无孕育期； (2) 瞬时长大：长大速度极快，在10-410-7sec内长成一个单晶，表明长大所需的激活能极小 (3) 转变速度依赖于形核率，与长大速度无关，新核长大到一定尺寸就停止长大马氏体转变的继续进行必须继续降温，而不是靠已有马氏体晶体的进一步长大 M转变的体积分数f与冷却到的温度tq之间关系为： f =1-6.95610-15455-(MS-tq)5.32 f =1-exp-1.1010-2T,二 马氏体的等温形成,出现于Fe-26%Ni-（2-4%）Mn，Fe-26%Ni-3%Cr，高C高锰钢中、为等温转变 特点：等温形核、瞬时长大有孕育期，C曲线，但等温转变不完全。
1) 等温形成马氏体核；形核有孕育期，形核率随过冷度增加先增后减 (2) 长大速度极快，到一定尺寸后即停止大小与上一类马氏体相同 (3) 转变速度随时间增加，先增后减 (4) 等温马氏体转变不能彻底转变，只是部分转变 (5) 变温转变中也有少量等温转变--通过等温形成新核； 原有的变温马氏体等温过程中也会长大三 爆发式马氏体转变,出现于Fe-28%Ni，Fe-26%Ni-0.48%C中、为爆发式马氏体转变 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，引起试样温度升高 特点：自促发形核，爆发式长大马氏体呈Z字形排列，伴有响声并放出大量潜热,(1) 当MS<0时，在MS以下温度形成259A片状马氏体，并由于马氏体转变体积膨胀形成的高压激发附近的259A面上形成大量的马氏体，这种现象称为爆发式转变 (2) 发生爆发式转变的温度称为MB (3) 爆发式转变特点：马氏体呈Z字形排列 (4) 爆发式转变不能进行到底.为使转变继续进行，必须继续降温爆发式形成的马氏体 （a）19.1Ni-0.52C 、（b）23.7Ni-0.51C、 （c）25.7Ni-0.48C、 （d）27.2Ni-0.48C ）,四 表面转变,定义：在稍高于合金Ms温度时，试样表面会自发形成马氏体，其组织形态、形成速率、晶体学特征都和以Ms温度下试样内部形成的马氏体不同，这种产生于表面的马氏体称表面马氏体。
举例：Ms点略低于0的Fe-Ni-C合金放置在0一段时间，产生表面马氏体，磨去表面试样仍为奥氏体 解释：因为试样表面不受压应力作用，内部受三向压应力作用(冷缩热胀的热应力)，使Ms点降低(测定的Ms点为试样内部的Ms点而不是表面Ms点)4.4 马氏体转变的热力学条件,一 马氏体转变的热力学条件 GV = GM GA 0 ，A M ，需要过冷度但很大要满足该条件必须降低到很低温度，Ms点很低T0、MS的物理意义是： T0 奥氏体自由能与马氏体自由能相等的温度； MS 马氏体开始转变温度（马氏体转变开始点）；表示过冷奥氏体向马氏体转变的开始温度MS的物理意义是奥氏体与马氏体两相的自由能差达到相变所需的最小驱动力时的温度 Mf 马氏体连续转变的最低温度点（马氏体转变终止点）当奥氏体具有一般大小的晶粒度，完全奥氏体化后，奥氏体向马氏体相变的驱动力为：GAM =（GVGD） 其中，GAM 马氏体的形成化学驱动力（MS点处的GVGD）；GV为马氏体相变时马氏体和奥氏体的自由能差，GV=GMGA；GD为奥氏体晶体缺陷消失所提供的能量马氏体转变的驱动力,Ms点很低的原因： 奥氏体向马氏体相变的自由能的变化为： G = GAM +GS GE +< 0 式中GS形成新相马氏体，产生新界面，增加了表面能，GS = S； GE 马氏体与奥氏体维持共格界面、比容增大引起弹性应变能； 为马氏。