热处理第4章马氏体转变

各种退火和正火工艺

(a)加热温度范围(b)工艺曲线小结亚共析钢不完全退火完全退火扩散退火组织F+P过共析钢球化退火共析钢组织Fe3C+P球状P球状再结晶退火去应力退火组织无变化低温退火退火组织可用Fe-C相图分析＜0.6％C0.6％～1.4％C正火F＋P伪组织组织P伪正火组织不能用Fe-C相图分析4马氏体转变马氏体是碳在α-Fe中的过饱和的固溶体.其成分与高温相奥氏体完全相同.马氏体的晶体结构为体心正方(>0.2％C)。马氏体组织形态板条马氏体(位错)片状马氏体(孪晶)0.3％～1.0％C＜0.3％C>1.0％C板条+片状混合马氏体

钢的马氏体转变的特点表面浮凸效应和切变共格性(晶体切变在惯析面上进行)无扩散性新相与母相间具有一定的晶体学位向关系(板条和片状马氏体(1～1.4%C)均符合K-S关系，但它们的惯析面不同)转变的不完全性4.1马氏体的晶体结构与特点4.2马氏体转变的切变模型4.3马氏体的组织形态4.4马氏体转变的热力学分析4.5马氏体转变动力学4.6马氏体的机械性能4.7奥氏体的稳定化6第4章马氏体转变第4章马氏体转变钢从奥氏体状态快速冷却，抑制过冷奥氏体发生珠光体和贝氏体等扩散型转变，在较低温度下发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。γ-Fe(C)→α'-Fe(C)面心立方体心正方7回主页4.1马氏体的晶体结构与特点4.1.1马氏体的晶体结构

马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，以符号α'或M表示。α-Fe是体心立方点阵，其溶碳量极少(0.006～0.0218％C)。含碳量＜0.2%－马氏体呈体心立方结构(低碳马氏体)。含碳量>0.2%～1.9%－马氏体呈体心正方结构

马氏体的正方度(c/a>1)随碳含量的增加而增大。8上一页下一页

马氏体的晶格常数

9

α0为α-Fe的点阵常数，p为马氏体的碳含量，α、β、γ为常数；α和β的数值表示碳在α-Fe点阵中引起局部畸变的程度。上一页下一页跳过4.1.2马氏体转变的特点（1）表面浮凸效应和切变共格性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。

10上一页下一页图4.1马氏体转变时在晶体

表面引起的倾折

马氏体转变是新相马氏体在母相特定的晶面(惯习面)上产生晶体切变的过程。马氏体转变时，保持新相和母相具有一定位向关系的晶面称为惯习面。它是一个无畸变、不发生转动的平面。11上一页下一页图4.2马氏体转变时产生表面浮凸示意图(a)惯习面通常以母相的晶面指数表示，常见的有三种：｛111｝γ，｛225｝γ和｛259｝γ。钢中马氏体的惯习面随碳含量及形成温度不同而异。含碳量小于0.6％→｛111｝γ，含碳量在0.6～1.4％之间→｛225｝γ，含碳量高于1.4％→｛259｝γ。随马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。所以，同一成分的钢也可能出现两种惯习面的马氏体，如先形成的马氏体惯习面为｛225｝γ，而后形成的马氏体的惯习面为｛259｝γ。由于马氏体的惯习面不同，将会带来马氏体组织形态上的变异。12上一页下一页

中脊面

如果惯析面不是奥氏体和马氏体的相界面，称为为中脊面。13上一页下一页图4.3马氏体转变时产生表面浮凸示意图(b)马氏体转变必定在其周围奥氏体点阵中产生一定的弹性应变，而积蓄一定的弹性应变能，这种应变能随马氏体尺寸的增大而增大。14上一页下一页图4.4马氏体转变在其周围奥氏体点阵中引起的应变场(2)无扩散性

马氏体转变只有点阵改组而无成分的改变。在马氏体相变过程中原子是集体移动的，它们之间的相对位移不超过一个原子间距。15上一页下一页图4.5马氏体转变时原子的集体移动

(3)新相与母相间具有一定的晶体学位向关系

K-S关系(库尔久莫夫和萨克斯关系){110}α´∥{111}γ<111>α´∥<110>γ

在｛111｝γ晶面族中每个晶面上马氏体可有6种不同的取向，而立方点阵的{111}γ晶面族中有4种晶面，故马氏体在奥氏体中总共可能有24种取向。

16上一页下一页图4.6马氏体在奥氏体(111)面上形成时可能有的取向西山(Nishiyama)关系

{110}α′∥{111}γ<110>α′∥<112>γ在奥氏体的每个{111}上，各有三个不同的<112>方向。在每个方向上，马氏体只可能有一个取向，故每个{111}γ面上只能有三个不同的马氏体取向，四个{111}γ面共有12个可能的马氏体取向。17图4.7马氏体在(111)γ面上形成时可能有的三种不同的西山取向上一页下一页两者的晶面平行关系相同;晶向平行关系相差5º16'。18上一页下一页图4.8西山关系与K－S关系的比较K-S关系与西山关系对比G-T关系(格伦宁格-特赖雅诺关系)Greniger和Troiano精确测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体与马氏体的位向接近K-S关系：{110}α'∥{111}γ差1°<111>α'∥<110>γ差2°19上一页下一页（4）转变的不完全性

马氏体转变主要为降温转变，过冷奥氏体冷至Ms温度时开始马氏体转变，冷至Mf时马氏体转变终止。

此时并未得到100％的马氏体组织，仍保留部分未转变的奥氏体，称为残余奥氏体。

含碳0.6～1.0％Ar<10％含碳1.3～1.5％Ar为30～50％

20上一页下一页（5）转变的可逆性

在某些合金中奥氏体冷却时发生A→M，而重新加热时马氏体又发生M→A，这种特点称为马氏体转变的可逆性。

对钢来说，一般情况下观察不到马氏体的逆转变，这是因为马氏体被加热时在温度尚未到达As点的过程中即已发生分解(回火)，因而不存在直接转变为奥氏体的可能性。As点－发生M→A逆转变时的开始温度。21上一页下一页4.2马氏体转变的切变模型Bain模型K-S切变模型G-T模型

22上一页下一页只能说明点阵的改组，不能说明转变时出现的表面浮凸和惯习面。

能较好的解释马氏体转变的浮凸效应、惯习面、取向关系及亚结构变化等问题，但它不能解释含碳量小于1.4％钢的取向关系。

图4.8G-T模型示意图23上一页下一页图4.9G-T模型切变过程24这种模型是以两次切变为设想。第一次切变是沿着惯析面在母相奥氏体中发生均匀切变，产生宏观变形，在磨光的试样表面形成浮凸(如图a,b)。(a)切变前(b)均匀切变上一页下一页图4.9G-T模型切变过程

第二次切变是宏观不均匀切变，在(112)α′面的［111］α′方向上发生12～13º的切变，如图c和d。这一次切变转变成体心正方的马氏体结构。当转变温度高时，是以滑移方式进行第二次切变；当转变温度低时，则以孪生方式进行第二次切变。第二次切变的结果便形成了马氏体的亚结构。可见第二次切变的两种方式与马氏体的两种基本形态是对应的。25(c)滑移切变(d)孪生切变上一页下一页4.3马氏体的组织形态4.3.1板条状(位错)马氏体

由许多成群的板条组成亚结构主要为位错

晶体学位向关系符合K-S关系26返回上一页下一页特征27图4.1020CrMnTi钢的淬火组织，板条马氏体图4.11板条马氏体显微组织示意图返回上一页下一页4.3.2片状(孪晶)马氏体空间形态呈凸透镜(片)状亚结构主要为孪晶

晶体学位向关系28返回上一页下一页特征高温形成符合K-S关系低温形成符合西山关系可爆发形成，马氏体片有明显的中脊29图4.12T12钢的过热淬火组织，片状马氏体图4.13片状马氏体显微组织示意图上一页下一页30特征板条状马氏体片状马氏体惯习面（111）γ（225）γ（259）γ位向关系K—S关系K—S关系西山关系形成温度MS>350℃MS≈200~100℃MS<100℃合金成分%C＜0.31~1.41.4~20.3~1时为混合型亚结构位错（缠结）,有时亦可见到少量的细小孪晶细小孪晶，以中脊为中心组成相变孪晶区,随MS点降低，相变孪晶区增大，片的边缘部分为复杂的位错组列.形成过程降温形成，新的马氏体片（板条）只在冷却过程中产生长大速度较低，一个板条体约在10-4S内形成长大速度较高，一个片体大约在10-7S内形成

无“爆发性”转变，在小于50%转变量内降温转变率约为1%/℃

MS<0℃时有“爆发性”转变。新马氏体片不随温度下降均匀产生，伴有响声.4.3.4影响马氏体形态和内部结构的因素(1)化学成分的影响(2)马氏体形成温度M板条→在Ms以下较高温度区形成M片状→在较低温度区形成

含碳量在0.2％～1.0％的奥氏体，先在马氏体区上部形成板条马氏体，然后在马氏体区下部形成片状马氏体。含碳量越高，Ms点越低，形成板条马氏体量越少，而片状马氏体量越多。马氏体组织形态板条马氏体(位错)片状马氏体(孪晶)0.3％～1.0％C＜0.3％C>1.0％C板条+片状混合马氏体(3)奥氏体的层错能

奥氏体的层错能越低，相变孪晶生成越困难，形成板条状马氏体的倾向越大。(4)奥氏体和马氏体的强度凡是在Ms点处奥氏体的屈服强度大于某一极限值(约为206MPa)时，就形成惯析面为｛259｝γ片状马氏体；而小于该极限值时，则形成惯习面为｛111｝γ的板条状马氏体或惯习面为｛225｝γ的片状马氏体。32上一页下一页4.4马氏体转变的热力学分析

4.4.1马氏体转变的驱动力33上一页下一页图4.15M和A的自由能与温度的关系

马氏体相变驱动力是新相马氏体(α')与母相奥氏体(γ)的化学自由能差∆Gγ→α'＝Gα'-Gγ。若发生马氏体相变，必须使系统总的自由能变化∆Gγ→α'＜0。即马氏体转变时需要相当大的过冷度∆T=To-Ms。新相与母相的化学自由能差：∆Gγ→α′＝－∆G体＋（∆G表＋∆G弹）当－∆G体＝（∆G表＋∆G弹）马氏体转变立即中止；当－∆G体＞（∆G表＋∆G弹）转变又继续进行，直到终了（指再降温，转变也不能进行）为止。34上一页下一页4.4.2影响Ms点的因素(1)奥氏体的化学成分(a)碳含量

C％↑→A强度↑→通过切变转变成M愈困难→需要相变推动力↑(过冷度↑)→Ms↓

35上一页下一页图4.16碳含量对碳钢MS、Mf点的影响

Ms点的物理意义：Ms点是开始发生马氏体转变的温度。奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需要的最小驱动力值时的温度。(b)合金元素

除Al、Co提高Ms点外，其余大多数合金元素都不同程度地降低Ms点。

36上一页下一页图4.17合金元素对MS点的影响(2)应力和塑性变形

应力

拉应力→促进马氏体转变→Ms点↑

原因：马氏体比容大，转变时产生体积膨胀，因而拉应力必然会促进马氏体形成，表现为使Ms点升高。

压应力→阻止马氏体形成→Ms点↓37上一页下一页

塑性变形

在Ms点以上一定的温度范围内进行塑性形变会促使奥氏体在形变温度下发生马氏体转变，这种因形变而促成的马氏体又称为应变诱发马氏体。产生应变诱发马氏体的温度有一个最高限，称为Md点。

Md的物理意义：获得应变诱发马氏体的最高温度。若在高于Md点的温度对奥氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体转变的作用。38上一页下一页

在Md～MS之间对奥氏体塑性变形塑性变形↑→MS点↑→形变诱发M量↑→对随后冷却发生的M转变有抑制作用

当形变度为72％时→奥氏体完全稳定化→马氏体转变几乎被完全抑制

在Md点以上对奥氏体进行塑性形变虽不能诱发形成马氏体，但对随后冷却时的马氏体转变发生影响。其一般规律是少量的塑性形变能促进随后冷却时的马氏体转变(使Ms点提高)，而超过一定限度的塑性形变则起着相反的作用，甚至使奥氏体完全稳定化。39上一页下一页(3)奥氏体化条件

在完全奥氏体化的前提下，提高加热温度、延长保温时间，将使MS点有所提高。原因：加热温度和保温时间↑→A均匀性和晶粒尺寸↑→A强度↓→M转变阻力↓→Ms点↑在不完全奥氏体化加热条件下，提高温度或延长时间将使奥氏体中的碳及合金元素含量增加，导致Ms点下降。40上一页下一页若在马氏体转变前奥氏体已预先部分地转变为贝氏体，将会使Ms点降低。原因--贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成(详见第五章)，而剩余的奥氏体则相对地属于富碳区，结果表现为Ms点下降。41（4）存在先马氏体的组织转变

若在马氏体转变前奥氏体己预先部分地转变为珠光体组织，将会使Ms点升高。

原因--珠光体优先在奥氏体的富碳区形成，而剩余的奥氏体则相对地属于贫破区，结果表现为Ms点升高。

上一页下一页4.5马氏体转变动力学42上一页下一页

马氏体转变也是形核和长大的过程，马氏体一旦形核迅速长大，因此形核率是转变动力学的主要控制因素。

4.5.1马氏体转变的形核

(1)热形核说形核功来源于热起伏，核胚的长大是靠原子一个个地从母相转入新相来实现。

(2)缺陷形核说形核位置是结构不均匀的区域，如位错、层错，晶界、亚晶界或由夹杂物造成的畸变区等。

(3)自促发形核说因先生成的马氏体使其周围奥氏体发生协同形变而产生位错，促成马氏体核胚所致。43上一页下一页4.5.2马氏体转变动力学类型1.变温(或降温)转变(对大多数钢)特点：(1)奥氏体过冷到Ms点以下，马氏体量随温度下降而增加。

马氏体转变量只决定于转变温度，而与保温时间无关。44上一页下一页图4.18连续冷却时马氏体转变动力学曲线

（2）马氏体长大激活能小，一经形核则高速长大；（3）随温度降低而继续进行的马氏体相变，不是依靠已有马氏体单晶的进一步长大，而是依靠形成新的马氏体晶核，长成新的马氏体。综上所述，把马氏体变温转变的动力学特点归结为变温形成、瞬间形该(无孕育期)和高速长大(长到极限尺寸)。45上一页下一页

马氏体转变体积分数f与在Ms点以下过冷度∆T(∆T＝Ms-Tq)之间的经验关系式：

f＝1-6.96×10-15(455-∆T)5.32

(适用于碳含量接近于1.0％的碳钢和低合金钢)f＝1-exp[-(1.10×10-2∆T)](适用于碳含量为0.37~1.1％的碳钢)46上一页下一页2等温转变(对Fe-Ni合金)

47上一页下一页特点：1）在Ms点以下某一温度停留，过冷奥氏体需经过一定的孕育期后才开始形成马氏体；2）随等温时间增长，马氏体转变量不断增多，即转变量是时间的函数；图4.19马氏体等温转变IT图3）随转变温度的降低，开始时转变速率增大，且孕育期减少，但到达某一转变温度后转变速率反而减慢，且孕育期增长。4）在任一温度下等温，马氏体转变都不能进行到底。48上一页下一页图4.20马氏体等温转变动力学曲线49上一页下一页图4.21爆发式转变时马氏体转变量与温度的关系(3)爆发式转变条件：

Ms<0，Fe-Ni、Fe-Ni-C合金；

特点：瞬间骤然发生马氏体大量转变，伴有响声，并释放出大量相变潜热，使试样温度升高。

马氏体的惯习面为{259}γ，有明显的中脊，显微组织呈“Z”字形。经过爆发式转变后，随温度降低，又呈现为正常的变温转变。50上一页下一页

原因--在｛259｝γ马氏体的尖端有很高的应力场，据此认为，这种爆发式转变行为是由一片马氏体的形成在其尖端处的应力促进了另一片马氏体按别的有利取向形成，即所谓“自促发”形核，以致出现连锁反应态势，因此可以把这类转变的动力学特点归结为自促发形核、爆发式长大。(4)表面转变

定义：有些钢或合金的表面在比其内部Ms点高的温度下会自发形成马氏体，且其形态、长大速度和晶体学特征均与其内部在Ms点以下形成的马氏体不同，这种只产生于表层的马氏体称为表面马氏体。

特征表面马氏体：(＜30μm)是在等温条件下形成的，其形态为条状，长大速度较慢；

产生原因：材料自由表面不受压应力．而内部受三向压应力，使表层相对于内部更有利于马氏体的形成，即表现出表面的Ms点比内部高。514.6马氏体的机械性能4.6.1马氏体的硬度和强度521高于Ac3或Accm淬火钢硬度2

Ac1~Accm之间淬火钢硬度3马氏体的硬度亚共析钢

如果T>Ac3→M+Ar(＜5%)钢的硬度=M的硬度如果T在Ac3~Ac1之间→F+M+Ar钢的硬度＜M的硬度原因：组织中存在游离的F硬度低，导致钢的整体硬度下降;531高于Ac3或Accm淬火钢硬度2

Ac1~Accm之间淬火钢硬度3马氏体的硬度过共析钢如果T>Accm→M+Ar(10~50%)钢的硬度＜M的硬度原因：碳化物大量溶入奥氏体中，使Ms点下降，Ar量增多，导致钢的硬度下降;如果T在Accm～Ac1之间→M+Fe3C+Ar(减少)钢的硬度不等于M的硬度，是这种组织的综合硬度。钢的硬度随碳含量的变化不大。

结论

钢的硬度取决于组织状态，M的硬度取决于M(A)中的含碳量。541高于Ac3或Accm淬火钢硬度2

Ac1~Accm之间淬火钢硬度3马氏体的硬度马氏体强化的原因

亚结构强化

M<0.3％C→C钉扎位错引起固溶强化M>0.3％C→M中出现孪晶→阻碍位错运动→引起附加强化55图2.23碳含量对碳钢马氏体硬度的影响上一页下一页固溶强化

以间隙式溶入马氏体中的过饱和碳原子将引起强烈地点阵畸变，形成以碳原子为中心的应力场，这个应力场与位错发生交互作用而使碳钉扎位错，故马氏体显著强化。

马氏体中碳含量愈多，强化也愈大。当碳含量超过0.4％以后，马氏体的屈服强度不再随碳含量增加而升高。这可能是由于碳原子之间的距离太近，以致相邻碳原子所造成的应力场相互抵消，使马氏体进一步强化的效果减小。

合金元素以置换式溶入马氏体中，对点阵引起的畸变远不如碳强烈，固溶强化效果较小。56上一页下一页时效强化马氏体形成后，碳及合金元素的原子向位错或其他晶体缺陷处扩散偏聚或以碳化物弥散析出，钉扎位错，使位错难以运动引起的强化称为时效强化。

时效强化的本质是由C原子扩散偏聚钉扎位错所引起的。除上述强化外，原始奥氏体晶粒愈细，则马氏体的强度愈高。马氏体板条束或马氏体片尺寸愈小，则马氏体强度愈高。这是由于马氏体相界面阻碍位错运动而造成的。57上一页下一页综上述得出结论：钢的成分(主要是碳含量)和亚结构是影响马氏体强度和硬度的决定性因素。低碳马氏体的强化主要依靠碳的固溶强化，淬火时因自回火而引起的时效强化亦有一定效果。随马氏体中碳和合金元素含量的增加，除固溶强化效果增大外，孪晶亚结构对强化的贡献也增大。58上一页下一页4.6.2马氏体的塑性和韧性

马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。孪晶马氏体具有高强度，但韧性很差，其性能特点是硬而脆。主要原因:(1)孪晶亚结构中的滑移系减少，位错通过孪晶形变阻力增加，易引起应力集中；(2)在孪晶马氏体中易产生显微裂纹。马氏体片在高速长大时发生互相撞击，或与奥氏体晶界相撞，产生很高的应力场，而高碳片状马氏体本身又很脆，不能借塑性形变来松弛应力，故产生显微裂纹。59奥氏体晶粒愈粗大，则早期形成的马氏体片就愈大，其受别的马氏体片撞击的机会也愈多，故显微裂纹形成倾向愈大。奥氏体的碳含量愈高，其Ms点愈低，从而使形成片状马氏体的倾向增大，故显微裂纹形成倾向也愈大。为防止在高碳马氏体中出现显微裂纹，常采用较低的加热温度和缩短保温时间，以获得细小的奥氏体晶粒，淬火后得到低碳隐针马氏体。（隐针马氏体指尺寸十分细小的马氏体，以致在光学显微镜下难以辨认其形态）604.6.3马氏体相变诱发塑性61概念：某些合金或钢在马氏体相变过程中塑性增加的现象称为马氏体相变诱发塑性。图4.24Fe-15Cr-15Ni合金在Ms～Md温度范围的相变诱发塑性

位错马氏体具有较高的强度及良好的韧性。主要原因：马氏体板条平行生长，不易相互撞击，减少裂纹的产生。钢经过850oC奥氏体化后，其Ms点为307℃，奥氏体的屈服强度为137MPa。当钢奥氏体化后在307和323℃下施加应力，所加应力低于钢的屈服强度时，即产生塑性变形，且塑性随应力的加大而增长。在307℃施加应力时，温度已达钢的Ms点，故有马氏体相变发生。而马氏体相变一旦发生，即贡献出塑性，所以随应力增长，马氏体相变在应力诱发下不断进行，因而相变塑性也就不断产生和增长。在323℃加应力时，虽然在Ms点以上，但因应力诱发形成马氏体，所以所呈现的高塑性也是由马氏体相变引起的。620.3%C-4%Ni-1.3%Cr钢在不同温度下应力和总伸长率的关系

产生原因：由于塑性变形而引起的局部区域的应力集中处产生了应变诱发马氏体，而马氏体的比容比母相大，使该处的应力集中得到松弛，故能抑制微裂纹的扩展，从而使塑性和韧性得到提高。在发生塑性变形的区域，有应变诱发马氏体的形成，随应变诱发马氏体量的增多，加工硬化指数不断增大，使已发生塑性变形的区域难于继续发生变形，抑制了缩颈的形成，提高了均匀形变的塑性。63上一页下一页

形成条件：研究表明，只有在残余奥氏体含量高于30％～40％的钢中才会表现出明显的效果。

应用：高速钢拉刀奥氏体化后在Md~Ms温度内进行热校直。根据这一原理设计出多种相变诱发塑性钢(即TRIP钢)，简称变塑钢，其Md＞20℃，Ms＜20℃。这样钢在室温下形变时即可诱发形成马氏体，从而诱发出塑性，使钢获得很高的强韧性。644.7奥氏体的稳定化

奥氏体稳定化是指奥氏体在外界因素作用下，由于内部结构发生了某种变化而使奥氏体向马氏体的转变出现迟滞而引起马氏体转变能力降低的现象。4.7.1奥氏体的热稳定化淬火冷却时，因缓慢冷却或在冷却过程中暂时中断而引起奥氏体的稳定性的提高，使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。65上一页下一页

(1)现象若将淬火试样在淬火过程中于某一温度等温停留一定时间，再继续冷却时，其马氏体转变量与温度的关系便会发生变化。

66图4.25Ms点以下奥氏体热稳定化现象

（2）度量

奥氏体热稳定化程度，用滞后温度间隔θ度量，或用少形成的马氏体量即残余奥氏体量的增值δ来度量。θ和δ值越大说明奥氏体的稳定化程度越高。

（3）规律性

产生热稳定化的必要条件：钢中含有碳与氮。不含碳、氮的钢一般不产生热稳定化，即使产生热稳定化，程度也很轻微；67上一页下一页

原因-由于在适当温度停留的过程中，奥氏体中的N、C原子向晶体点阵缺陷处偏聚，并与位错相互作用，形成了柯氏气团，因而强化了奥氏体，使马氏体转变的切变阻力增大所致。

滞后温度θ值的意义由于C、N原子钉扎位错，因此要求提供附加的化学驱动力以克服C、N原子的钉扎力，为获得这个附加的化学驱动力所需的过冷度。68上一页下一页热稳定化有一上限温度，用MC表示。在MC以上等温停留，不产生热稳定化现象，只有在MC以下的温度等温停留或缓慢冷却才会引起热稳定化；