第十二章:马氏体相变 概述:(1)钢经奥氏体化后快冷,抑制了扩散相变,在较低温度下发生无扩散相 变转变为马氏体,是热处理强化的主要手段,对工业生产有十分重要的意义:(2) 上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体 六十年代以来现代测试技术发展,对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻 的认识;(3)在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变; (4)马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究 本章重点:马氏体相变的主要特点、马氏体的组织形态及性能、Ms点定义及影 响因素。 本章难点:马氏体转变的主要特征、马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相 变的晶体学位向关系。 §12-1马氏体的晶体结构 马氏体是C在aFe中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低 钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。 马氏体的点阵常数与C%的关系 室温下马氏体的点阵常数与C%的关系由X-ray测得: 式中,∝x=0.116±0002;B=0.013±002; (12-1) 0.046±0.001;p马氏体的含碳量(wt%) c/a=l+yp a:a-Fe的点阵常数2861A 随C%提高,马氏体点阵常数c增大, 减小,正方度ca增大,见图12-1 二、马氏体的点阵结构及畸变 3.04 马氏体为C在a-Fe中的过饱和固溶体。C292 原子处于Fe原子组成的扁八面体间隙中心, 2.84 此间隙在短轴方向的半径为019A,碳原子半 00.40.812162.0 径为077A,室温下C在a-Fe中的溶解度为 含碳量,% 0006%,但钢中马氏体的含碳量远远此数。C 图12 原子的溶入aFe后使体心立方变成体心正 方,并造成α-Fe非对称畸变,这个畸变可 视为一个强烈应力场,C原子位于此应力 场中心 三、新生马氏体异常正方度 实验证明,许多钢新生成的马氏体(淬 图12-2
第十二章：马氏体相变 概述：(1)钢经奥氏体化后快冷，抑制了扩散相变，在较低温度下发生无扩散相 变转变为马氏体，是热处理强化的主要手段，对工业生产有十分重要的意义；(2) 上个世纪初把高碳钢淬火后得到的脆而硬、具有铁磁性的针状组织称为马氏体， 六十年代以来现代测试技术发展，对马氏体成分-组织-结构-性能之间有了较深刻 的认识；(3)在除了钢以外的铁合金、非铁合金、陶瓷材料等发现了马氏体相变； (4)马氏体相变仍存在一些未知的问题(转变机理等)需待研究。 本章重点：马氏体相变的主要特点、马氏体的组织形态及性能、Ms 点定义及影 响因素。 本章难点：马氏体转变的主要特征、马氏体产生异常正方度的原因以及马氏体相 变的晶体学位向关系。 §12-1 马氏体的晶体结构 马氏体是 C 在 α-Fe 中的过饱和间隙式固溶体。具有体心立方点阵(C%极低 钢)或体心正方(淬火亚稳相)点阵。 一、马氏体的点阵常数与 C%的关系 室温下马氏体的点阵常数与 C%的关系由 X-ray 测得： c=a0+αρ a=a0-βρ 随 C%提高，马氏体点阵常数 c 增大，a 减小，正方度 c/a 增大，见图 12-1 二、马氏体的点阵结构及畸变 马氏体为 C 在 α-Fe 中的过饱和固溶体。C 原子处于 Fe 原子组成的扁八面体间隙中心， 此间隙在短轴方向的半径为 0.19Ǻ，碳原子半 径为 0.77Ǻ，室温下 C 在 α-Fe 中的溶解度为 0.006%，但钢中马氏体的含碳量远远此数。C 原子的溶入 α-Fe 后使体心立方变成体心正 方，并造成 α-Fe 非对称畸变，这个畸变可 视为一个强烈应力场，C 原子位于此应力 场中心。 三、新生马氏体异常正方度 实验证明，许多钢新生成的马氏体(淬 0 0.4 0.8 1.2 1.6 2.0 2.84 2.92 3.04 含碳量，% 点阵常数， Å c a c/a 图 12-1 图 12-2 c/a=1+γρ 式中，α=0.116±0.002；β=0.013±0.002； γ=0.046±0.001；ρ 马氏体的含碳量(wt.%)； a0：α-Fe 的点阵常数 2.861Ǻ。 (12-1)
火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式(12-1)不符,与式(12-1)比较c/a 相当低称异常低正方度(M钢);其点阵是体心正交的(a≠b≠c,a、b轴缩短c轴 伸长),与式(12-1)比较c相当高称异常高正方度(Al钢、高Ni钢):其点阵是体 心正方的(a=b≠c,a、b轴伸长c轴缩短)。当温度恢复到室温,正方度又恢复到 接近式(12-1)的正方度。C%增加,正方度偏差增加 四、C原子在马氏体点阵中的分布 1亚点阵概念 并非所有的C原子都能占据可能位置,这些可能位置可分为三组,每一组 都构成一个八面体,C原子分别占据着这些八面体的顶点。由C原子构成的八面 体点阵称为亚点阵。C轴称为第三亚点阵;b轴称为第二亚点阵;a轴称为第三 亚点阵。见图12-3所示 第三亚点阵 第二亚点阵 第一亚点阵 2产生异常正方度的原理 若C原子在三个亚点阵上分布的几率相等,即C原子为无序分布时,马氏 体应为体心立方结构;实际上马氏体为体心正方结构,则C原子在三个亚点阵 上分布的几率必然不相等,表明C原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有 序分布。 研究表明,C原子是优先占据第三亚点阵的。但是C原子全部占据第三亚点 阵时与式(12-1)的测量结果也不吻合。而与80%C原子优先占据第三亚点阵, 20%C原子分布在另外两个亚点阵较为符合,即C原子在马氏体中是部分有序分 布(或部分无序分布)的 因此:具有异常低正方度的新生马氏体,是因为部分有序分布在第二或第 亚点阵的C原子增加的结果,而当两个亚点阵上C原子分布几率不相等时,出 现a≠b的正交点阵。温度回升到室温,C原子重新分布,有序度增加,正方度 升高。 具有异常高正方度的新生马氏体,其C原子接近全部占据第三亚点阵。但 计算表明,即使C原子全部占据第三亚点阵,马氏体正方度也不能达到实验测 得的正方度,所以有人认为,A1钢或Ni钢异常高正方度还与合金元素的有序分 布有关
火温度得到的马氏体而不是室温)的正方度与式(12-1)不符，与式(12-1)比较 c/a 相当低称异常低正方度(Mn 钢)；其点阵是体心正交的(a≠b≠c，a、b 轴缩短 c 轴 伸长)，与式(12-1)比较 c/a 相当高称异常高正方度(Al 钢、高 Ni 钢)；其点阵是体 心正方的(a=b≠c，a、b 轴伸长 c 轴缩短)。当温度恢复到室温，正方度又恢复到 接近式(12-1)的正方度。C%增加，正方度偏差增加。 四、C 原子在马氏体点阵中的分布 1.亚点阵概念 并非所有的 C 原子都能占据可能位置，这些可能位置可分为三组，每一组 都构成一个八面体，C 原子分别占据着这些八面体的顶点。由 C 原子构成的八面 体点阵称为亚点阵。C 轴称为第三亚点阵；b 轴称为第二亚点阵；a 轴称为第三 亚点阵。见图 12-3 所示。 2.产生异常正方度的原理 若 C 原子在三个亚点阵上分布的几率相等，即 C 原子为无序分布时，马氏 体应为体心立方结构；实际上马氏体为体心正方结构，则 C 原子在三个亚点阵 上分布的几率必然不相等，表明 C 原子可能优先占据其中某一个亚点阵而呈有 序分布。 研究表明，C 原子是优先占据第三亚点阵的。但是 C 原子全部占据第三亚点 阵时与式(12-1)的测量结果也不吻合。而与 80%C 原子优先占据第三亚点阵， 20%C 原子分布在另外两个亚点阵较为符合，即 C 原子在马氏体中是部分有序分 布(或部分无序分布)的。 因此：具有异常低正方度的新生马氏体，是因为部分有序分布在第二或第一 亚点阵的 C 原子增加的结果，而当两个亚点阵上 C 原子分布几率不相等时，出 现 a≠b 的正交点阵。温度回升到室温，C 原子重新分布，有序度增加，正方度 升高。 具有异常高正方度的新生马氏体，其 C 原子接近全部占据第三亚点阵。但 计算表明，即使 C 原子全部占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验测 得的正方度，所以有人认为，Al 钢或 Ni 钢异常高正方度还与合金元素的有序分 布有关。 第三亚点阵 第二亚点阵 第一亚点阵 图 12-3
3马氏体异常正方度实验证明 采用中子流、电子流以及γ-射线等辅照后,马氏体正方度下降,随后几个月 室温时效正方度又恢复(加热到70℃几分钟即可达到此效果)。这种可逆变化是C 原子有序-无序转变的有力证明。 4实验解释 辅照使点阵缺陷密度增大,C原子发生重新分布,部分C原子离开第三亚点 阵偏聚到缺陷处导致正方度降低,时效使点阵缺陷密度下降,C原子又回到第三 亚点阵上,C原子有序度升高,正方度随之上升。 §12-2马氏体相变的主要特征 、切变共格和表面浮凸现象 马氏体形成时,和它相交的试样表面发生转动,一边凹陷,一边凸起,并牵 动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的,同时以第二类切应力 共格切变,即以惯习面为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动,这种界面称“切变 共格”界面。 二、马氏体转变的无扩散性 1钢中马氏体转变无成分变化,仅有晶格改组:y-Fe(C)→aFe(C) 2马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni合金20~-196℃),扩散已无可能,并 且转变速度极快(5×106秒完成)。 3原子协调移动,原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”),相邻原子的 移动位移不超过一个原子间距 二、具有确定的晶体学位向关系和惯习面 1KS关系:(14%碳钢) {110}a∥{11(密排面平行);<11∥<110>(密排方向平行)。 每一个奥氏体的{11y面上,马氏体有6中不同的取向,而()1y有四个 因此按KS关系马氏体共有24种可能的取向 2西山(N关系:(Fe-30N合金) {110}a∥{11(密排面平行);<110>a∥<211>小(次密排方向平行) 每一个奥氏体{1}面上,马氏体有6中不同取向,而(211)有两个,因此 按KS关系马氏体共有12种可能的取向;KS关系和西山(N)关系如图124 {111}7 <l01>y s<211> <l11>a 12-4
3.马氏体异常正方度实验证明 采用中子流、电子流以及 γ-射线等辅照后，马氏体正方度下降，随后几个月 室温时效正方度又恢复(加热到 70℃几分钟即可达到此效果)。这种可逆变化是 C 原子有序-无序转变的有力证明。 4.实验解释 辅照使点阵缺陷密度增大，C 原子发生重新分布，部分 C 原子离开第三亚点 阵偏聚到缺陷处导致正方度降低，时效使点阵缺陷密度下降，C 原子又回到第三 亚点阵上，C 原子有序度升高，正方度随之上升。 §12-2 马氏体相变的主要特征 一、切变共格和表面浮凸现象 马氏体形成时，和它相交的试样表面发生转动，一边凹陷，一边凸起，并牵 动奥氏体突出表面。可见马氏体形成是以切变方式实现的，同时以第二类切应力 共格切变，即以惯习面为中心马氏体和奥氏体发生对称倾动，这种界面称“切变 共格”界面。 二、马氏体转变的无扩散性 1.钢中马氏体转变无成分变化，仅有晶格改组：γ-Fe(C)→α-Fe(C)。 2.马氏体转变在相当低的温度内进行(Fe-Ni 合金 20~-196℃)，扩散已无可能，并 且转变速度极快(5×10-6 秒完成)。 3.原子协调移动，原来相邻的原子转变后仍相邻(“军队式转变”)，相邻原子的 移动位移不超过一个原子间距。 二、具有确定的晶体学位向关系和惯习面 1.K-S 关系：(1.4%碳钢) {110}α′∥{111}γ(密排面平行)；＜111＞α′∥＜110＞γ(密排方向平行)。 每一个奥氏体的{111}γ 面上，马氏体有 6 中不同的取向，而(111) γ 有四个， 因此按 K-S 关系马氏体共有 24 种可能的取向。 2.西山(N)关系：(Fe-30Ni 合金) {110}α′∥{111}γ(密排面平行)；＜110＞α′∥＜211＞γ(次密排方向平行)。 每一个奥氏体{111}γ 面上，马氏体有 6 中不同取向，而(211)γ 有两个，因此 按 K-S 关系马氏体共有 12 种可能的取向；K-S 关系和西山(N)关系如图 12-4。 图 12-4 {111}γ {011}α′ ＜ ＜111＞α′ 101＞γ ＜211＞γ ＜110＞α′
马氏体按K-S关系取向为35916′,按西 山(N)关系取向为30°,取向相差516(可以 证明,见图12-5) 3G-T关系: 精确测量(Fe-0.8%C-22%Ni合金)发现 211>y KS关系为 3 {110}a∥{1111°:<11a<110>y差 图12-5 4惯习面及其不变性 C%不同及形成温度不同,惯习面也不同,钢中常见的惯习面有三种,即 (11ly,(225),(259)° (1)含碳量对惯习面有影响。当C%<06%时,惯习面为(111:0.6%<C%<14% 时,惯习面为(225};C%>1.4%时,惯习面为(259}; (2)随着温度的降低,惯习面为(11y-(225→(259 (3)惯习面为无畸变、无转动的平面 四、马氏体相变是在一个温度范围内进行的 (1)马氏体转变是在不断降温条件下完成的,有开始转变温度M和转变结束温度 (2)马氏体也有等温条件下形成的,无论降温还是等温转变,马氏体转变具有不 彻底性,有残余奥氏体剩余,需冷处理使残余奥氏转变为马氏体 五、马氏体转变的可逆性 在某些非Fe合金中,奥氏体冷却转变为马氏体,重新加热,已形成的马氏 体通过逆转变机制转变为奥氏体,称为马氏体的可逆转变。把马氏体直接向奥氏 体的转变称为逆转变,逆转变的开始温度为As转变结束温度为Ars §12-3钢中马氏体的主要形态 、板条状马氏体 常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条 组成,称板条马氏体。亚结构为位错,也称位错马氏体。 (1)显微结构。板条马氏体的示意图见图12-6,一个原奥氏体晶粒内可以有3~5 个马氏体板条束(图中A、B、C、D,一个板条束内又可以分成几个平行的板条 块(如B区域):板条块间成大角晶界,块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行 每个板条块由若干个板条单晶组成,板条单晶的尺寸约为05×50×20μm。即 板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形 的、非常稳定的、厚度约200A的残余奥氏体
马氏体按 K-S 关系取向为 35º16′，按西 山(N)关系取向为 30º，取向相差 5º16′(可以 证明，见图 12-5) 3.G-T 关系： 精确测量(Fe-0.8%C-22%Ni 合金)发现， K-S 关系为： {110}α′∥{111}γ 差 1º；＜111＞α′∥＜110＞γ 差 2º。 4.惯习面及其不变性 C%不同及形成温度不同，惯习面也不同，钢中常见的惯习面有三种，即： (111)γ，(225)γ，(259)γ。 (1)含碳量对惯习面有影响。当 C%＜0.6%时，惯习面为(111)γ；0.6%＜C%＜1.4% 时，惯习面为(225)γ；C%＞1.4%时，惯习面为(259)γ； (2)随着温度的降低，惯习面为(111)γ→(225)γ→(259)γ。 (3)惯习面为无畸变、无转动的平面。 四、马氏体相变是在一个温度范围内进行的 (1)马氏体转变是在不断降温条件下完成的，有开始转变温度 Ms 和转变结束温度 Mf； (2)马氏体也有等温条件下形成的，无论降温还是等温转变，马氏体转变具有不 彻底性，有残余奥氏体剩余，需冷处理使残余奥氏转变为马氏体。 五、马氏体转变的可逆性 在某些非 Fe 合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热，已形成的马氏 体通过逆转变机制转变为奥氏体，称为马氏体的可逆转变。把马氏体直接向奥氏 体的转变称为逆转变，逆转变的开始温度为 As 转变结束温度为 Af。 §12-3 钢中马氏体的主要形态 一、板条状马氏体 常见于低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢中。其显微组织是由许多成群的板条 组成，称板条马氏体。亚结构为位错，也称位错马氏体。 (1)显微结构。板条马氏体的示意图见图 12-6，一个原奥氏体晶粒内可以有 3~5 个马氏体板条束(图中 A、B、C、D)，一个板条束内又可以分成几个平行的板条 块(如 B 区域)；板条块间成大角晶界，块界长尺寸方向与板条马氏体边界平行； 每个板条块由若干个板条单晶组成，板条单晶的尺寸约为 0.5×5.0×20μm。即： 板条单晶→板条块→板条束→马氏体晶粒。稠密的板条单晶之间夹着高度变形 的、非常稳定的、厚度约 200Ǻ 的残余奥氏体。 ＜110＞γ ＜211＞γ 30º 35º16′ ＜111＞α′ ＜101＞α′ 图 12-5
原奥氏体晶界 (2)亚结构。高密度位错(0.3-09×1012 个),局部也有少量的孪晶 (3)位向关系。在一个板条束内,马氏体 B 惯习面接近{111:马氏体和奥氏体符 合介于KS关系和西山(N)关系之间的 G-T关系最多:符合KS关系和西山(N) 关系的较少,在一个板条束内,存在几 图12-6板条马氏体组织结构示意图 种位向关系的原因尚不清楚 (4)与C%的关系。马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢: C%<0.3%时,板条束和板条块比较清楚 03%<C%<0.5%时,板条束清楚而板条块不清楚 0.6%<C%<0.8%时,无法辨认板条束和板条块,板条混杂生长,板条组织 逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。 5)与奥氏体晶粒的关系。试验表明,奥氏体晶粒越大,板条束越大,而一个原 奥氏体晶粒内板条束个数基本不变,奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。(6) 与冷却速度的关系。冷却速度越大,板条束和块宽同时减小,组织变细,因此提 高冷却速度有利于细化马氏体晶粒 二、片状马氏体 常见于淬火髙、中碳钢、及Fe-NiC钢。空间形态呈凸透镜片形状,称透镜 片状马氏体或片状马氏体,试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状,又称针状 马氏体或竹叶状马氏体,亚结构为孪晶,也称孪晶马氏体。 (1)显微结构。马氏体片间相互不平行,先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏 体晶粒,将奥氏体晶粒分成两部分,使后形成的马氏体片大小受到限制,因此马 氏体片的大小不同。 (2)亚结构。孪晶,孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊一一高密度的相 变孪晶区,其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为50A,一般不扩展到马氏 体的边界,马氏体片的边界为复杂的位错:也有的片状马氏体无中脊。 (3)位向关系。片状马氏体惯习面接近{225}或{259}y;马氏体和奥氏体符合KS 关系或西山(N)关系。 (4)与C%的关系。片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢 C%<0.3%时,板条马氏体 表明马氏 03%c%10d时,板条马氏体和片状马氏体混合组织体的亚结 10%时<C%时,全部为片状马氏体组织。 构与钢的 并且随着C%增加,残余奥氏体的含量逐渐增加。 化学成分 合金元素Cr、Mo、Mn、N增加形成孪晶马氏体倾向 有关 5)与奥氏体晶粒的关系。奥氏体晶粒越大,马氏体片越大
(2)亚结构。高密度位错(0.3~0.9×1012 个)，局部也有少量的孪晶 (3)位向关系。在一个板条束内，马氏体 惯习面接近{111}γ；马氏体和奥氏体符 合介于 K-S 关系和西山(N)关系之间的 G-T 关系最多；符合 K-S 关系和西山(N) 关系的较少，在一个板条束内，存在几 种位向关系的原因尚不清楚。 (4)与 C%的关系。马氏体的显微组织随合金成分的变化而改变。对于碳钢： C%＜0.3%时，板条束和板条块比较清楚； 0.3%＜C%＜0.5%时，板条束清楚而板条块不清楚； 0.6%＜C%＜0.8 %时，无法辨认板条束和板条块，板条混杂生长，板条组织 逐渐消失并向片状马氏体组织过渡。 (5)与奥氏体晶粒的关系。试验表明，奥氏体晶粒越大，板条束越大，而一个原 奥氏体晶粒内板条束个数基本不变，奥氏体晶粒大小对板条宽度几乎没影响。(6) 与冷却速度的关系。冷却速度越大，板条束和块宽同时减小，组织变细，因此提 高冷却速度有利于细化马氏体晶粒。 二、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢、及 Fe-Ni-C 钢。空间形态呈凸透镜片形状，称透镜 片状马氏体或片状马氏体，试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称针状 马氏体或竹叶状马氏体，亚结构为孪晶，也称孪晶马氏体。 (1)显微结构。马氏体片间相互不平行，先形成的第一片马氏体贯穿整个原奥氏 体晶粒，将奥氏体晶粒分成两部分，使后形成的马氏体片大小受到限制，因此马 氏体片的大小不同。 (2)亚结构。孪晶，孪晶的结合部分的带状薄筋是“中脊”(中脊——高密度的相 变孪晶区，其形成原因目前尚不清楚)。孪晶间距约为 50Ǻ，一般不扩展到马氏 体的边界，马氏体片的边界为复杂的位错；也有的片状马氏体无中脊。 (3)位向关系。片状马氏体惯习面接近{225}γ 或{259}γ；马氏体和奥氏体符合 K-S 关系或西山(N)关系。 (4)与 C%的关系。片状马氏体的组织形态随合金成分的变化而改变。对于碳钢： C%＜0.3%时，板条马氏体； 0.3%＜C%＜1.0%时，板条马氏体和片状马氏体混合组织； 1.0%时＜C%时，全部为片状马氏体组织。 并且随着 C%增加，残余奥氏体的含量逐渐增加。 合金元素 Cr、Mo、Mn、Ni 增加形成孪晶马氏体倾向。 (5)与奥氏体晶粒的关系。奥氏体晶粒越大，马氏体片越大。 D A B C 原奥氏体晶界 图 12-6 板条马氏体组织结构示意图 表明马氏 体的亚结 构与钢的 化学成分 有关