 一 马氏体的晶体结构 钢中马氏体的性质主要取决于其晶体结构。Fe-C马氏体是C在α-Fe中的过饱和固溶体。上世纪二十年代中期，X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵，γ→α'转变只有晶格改组而无成分变化，即奥氏体中固溶的C全部保留在马氏体点阵中。随着马氏体碳含量的不同，其点阵常数也相应发生变化。 1 马氏体点阵常数和碳含量的关系 二十年代末期，人们通过X-射线衍射分析法，测定室温下不同碳含量马氏体的点阵常数，得出c、a及c/a与钢中碳含量成线性关系，见图1 。  图1 奥氏体与马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系 由图1可见，随钢中碳含量升高，马氏体的点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。图中αγ为奥氏体的点阵常数。马氏体的点阵常数和钢中碳含量的关系也可用下式表示：  （1）式  显然，系数α和β的数值决定C原子在α-Fe点阵中引起的局部畸变。 式（1)所表示的马氏体点阵常数和碳含量的关系，长期以来，曾为大量研究工作所证实，并且发现这种关系对合金钢也是适用的。马氏体的正方度c/a，甚至已被成功地作为马氏体碳含量定量分析的依据。 2 新形成马氏体的异常正方度 1965年以来，人们从一系列的研究工作中发现，对许多钢中“新形成的马氏体”，正方度与碳含量的关系并不符合式（1)。 有的与式（1)比较相当低，称为异常低正方度。 有的与式（1)比较相当高，称为异常高正方度。 异常低正方度马氏体的点阵是正交对称的，即a≠b。 而异常高正方度马氏体的点阵是正方的，即a=b。 例如，Ms点低于0℃的Mn钢（0.6~0.8%C，6~7%Mn)制成奥氏体单晶淬入液氮，并在液氮温度下测得新形成马氏体的正方度，其与式（1)比较相当低。但温度回升到室温时，正方点阵的c轴伸长，a轴缩短，正方度增大，渐趋与式（1)接近（图2)。  图2 Fe-Mn-C钢马氏体与碳含量的关系 1-新形成的马氏体；2-温度回升到室温后；3-普通碳钢 图3表示Mn钢中新形成马氏体和回升到室温后的马氏体点阵常数a、b、c和碳含量的关系。  图3 Mn钢中新形成马氏体a和温度升到室温后的马氏体b的点阵常数和碳含量的关系 由图可见，对两种状态的马氏体，点阵常数a均与碳含量无关，而点阵常数b却随马氏体碳含量的减小而增大。所以，异常低正方度马氏体的点阵是正交对称的，但在室温下，对碳含量较低的马氏体，这种正交对称性则不易察觉。Al钢和高Ni钢中的新形成马氏体具有异常高正方度，如图4所示。  图4 高Ni钢马氏体的异常高正方度 1-新形成的马氏体；2-回升到室温的马氏体 温度回升到室温时，点阵常数c减小，而a增大，c/a下降，变化的趋势与异常低正方度马氏体相反。
3 C原子在马氏体点阵中的位置及其分布 C原子在马氏体点阵中的可能位置是分布于α-Fe体心立方单胞的各棱边中央和面心位置，如图5所示。  图5 C原子在马氏体点阵中的可能位置示意图 也可视作处于一个由Fe原子组成的扁八面体空隙之中（扁八面体的长轴为✓2a，短轴为c)。根据计算，α-Fe中的这个孔隙在短轴方向上的半径仅0. 19Å，而C原子的有效半径为0.77Å。因此，在平衡状态下，C在α-Fe中的溶解度极小（0.006%)。一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值。因此，势必引起点阵发生畸变。图5中只指出了C原子可能占据的位置，而并非所有位置上都有C原子存在。这些位置可以分为三组，每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（图6)。  图6 C原子在马氏体点阵中的可能位置构成的亚点阵 这三种结构称之为亚点阵。 图中a)示出第三亚点阵，在c轴上；b)示出第二亚点阵，在b轴上；c)示出第一亚点阵，在a轴上 。如果C原子在这三个亚点阵上分布的机率相等，即为无序分布，则马氏体应为立方点阵。事实上，马氏体点阵是体心正方的，可见C原子在三个亚点阵上的分布几率是不相等的，可能优先占据其中某一个亚点阵，而呈现为有序分布。 通常假设马氏体点阵中的C原子优先占据八面体间隙位置的第三亚点阵，即C原子平行于［001]方向排列。近年来中子金相研究结果表明，式（1)与全部C原子只是占据八面体间隙位置第三亚点阵的情况并不符合，而是近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上。在普通碳钢新形成的马氏体中及其他具有异常低正方度的新形成马氏体中，C原子也都是部分无序分布的。正方度越低，则无序分布程度越大，有序分布程度减小。只有异常高正方度马氏体中，C原子才接近全部占据八面体间隙位置的第三亚点阵。但是，计算发现，即使全部C原子占据第三亚点阵，马氏体的正方度也不能达到实验中所测得的异常高正方度。因此，有人认为，Al钢和高Ni钢中的马氏体异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。 按上述模型，我们不难解释，具有异常低正方度的新形成马氏体，因其C原子是部分无序分布的，因而正方度异常低。正因为部分无序分布，所以有相当数量的C原子分布在第一、二亚点阵上，当它们在这两个亚点阵上的分布几率不等时，必引起a≠b，而形成了正交点阵。在温度回升到室温时，C原子重新分布，有序度增大，故正方度增大，而正交对称性逐渐减小，以至消失。因此，新形成马氏体的正方度变化，是C原子在马氏体点阵中重新分布引起的。这个过程就是C原子在马氏体点阵中的有序-无序转变。这个转变的动力是C原子只在八面体间隙位置的一个亚点阵上分布时具有最小的弹性能。这与理论计算的结果是符合的。近年来发现经中子流、电子流、γ-射线辐照的马氏体有正方度的可逆变化。辐照后，正方度下降，随后在室温时效几个月，正方度复又上升。这种可逆变化可以被认为是C原子有序-无序转变过程存在的有力证明。马氏体经辐照后，由于点阵缺陷密度升高，使C原子发生了重新分布，部分C原子离开第三亚点阵向点阵缺陷处偏聚，因而c／a下降。时效时，由于点阵缺陷密度下降，C原子又逐渐回到第三亚点阵上，因此c／a又逐渐上升。经辐照后的马氏体，正方度部分恢复在室温下需要几个月，而加热到70℃只要几分钟即可达到同样的效果。
二 马氏体转变特点 马氏体转变相对于珠光体转变来说，是在较低的温度下进行的，因而具有一系列的特点，其中主要的有： 1 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸（图7)。  图7 钢印马氏体转变而产生的表面浮涂 这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切的联系。图7的表面倾动情况可示意地表示为图8。  图8 马氏体形成时引起的表面倾动 马氏体形成时和它相交的试样表面发生倾动，一边凹陷，一边凸起，并牵动奥氏体突出表面（图8（a），相变前磨面上的直线划痕STS'，在表面倾动之后直线被折成S'T'TS'（图b)）。在显微镜光线（斜照明）照射下，浮凸两边呈现出明显的犹如山的山阴和山阳。由此可见，马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，如图9所示。 图9 马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图 这种界面称之为“切变共格”界面。这种以切变维持的共格关系也称之为第二类共格（以正应力维持的共格关系称为第一类共格）。
2 马氏体转变的无扩散性 从观察到的马氏体相变时出现宏观均匀切变现象，可以设想，在马氏体相变过程中，母相点阵上的原子从一种排列转变到另一种排列应该是相互有联系的和有规则的移动，原来相邻的两个原子在相变之后仍然相邻（除非在马氏体片内发生滑移），它们之间的相对位移不超过一个原子间距。即原子不发生扩散就可进行马氏体转变。马氏体转变的无扩散性有以下实验证据： （1）碳钢中马氏体转变前后C的浓度没有变化，奥氏体和马氏体的成分一致，仅发生晶格改组：γ-Fe（C）→α-Fe(C)，面心立方→体心正方。 （2）马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行，并且转变速度极快。例如，Fe-C和Fe-Ni合金中，在-20~-196℃之间，每片马氏体的形成时间约为5×10E-5~5x10E-4。甚至在4K时，形成速度仍然很高。在这样低的温度下，原子扩散速度极小，转变已不可能以扩散方式进行）。 3 具有一定的位向关系和惯习面 3.1 位向关系 马氏体转变的晶体学特点是新相和母相之间存在着一定的位向关系。因为马氏体转行时，原子不需要扩散，只作有规则的很小距离的迁动，转变过程中新相和母相界面始终保持切变共格。因此，转变后两相之间的位向关系仍然保持着，在钢中已经观察到的位向关系有K-S关系，西山关系和G-T关系。 3.1.1 K-S关系 KypдDMOB和Sachs用x-射线极射图法测出碳钢（1.4%C)中马氏体（α')和奥氏体（γ)之间存在下列位向关系： 按照这样的位向关系，马氏体在母相中可以有24个不同的取向。图10中，在每个{111}γ面上，马氏体可能有六种不同的取向，而立方点阵中有四种{111}γ面，因此共有24种可能的马氏体取向。 图10 钢中马氏体在（111）γ面上形成时可能有的取向 3.1.2 西山关系 这个位向关系称为西山关系。按照西山关系，在每个{111}γ面上，马氏只能有三种不同的取向，所以总共只有12种可能的马氏体取向。西山关系和K-S关系比较，晶面的平行关系相同，而平行方向却有5°16'之差，如图11所示。 图11 西山关系和K-S关系的比较 3.1.3 G-T(Greniger Troiano)关系 Greniger和Troiano精确地测量了Fe-0.8%C-22%Ni合金的奥氏体单晶中的马氏体位向，结果发现K-S关系中的平行的晶面、晶向实际上还略有偏差： 3.2 惯习面 实验证明，马氏体转变不仅新相和母相有一定的位向关系，而且马氏体的平面或界面（图8中ABML或CDON)常常和母相点阵的某一晶面相接近平行，其差在几度之内，我们称这个面为惯习面，并以平行惯习面的母相晶面指数来表示。因为马氏体转变是以“共格切变”的方式进行的，所以惯习面为近似的“不畸变平面”。在片状马氏体中即为中脊面。 钢中马氏体的惯习面随碳含量及形成温度不同而异，常见的有三种：（111)γ，(225)γ，（259)γ。含碳量小于0.6%时，为（111)γ；含碳量在0.6~1.4%之间，为（225)γ；含碳量高于1.4%时，为（259)γ。随马氏体形成温度下降，惯习面有向高指数变化的趋势，故对同一成分的钢，也可能出现两种惯习面，如先形成的马氏体惯习面为（225)γ，而后形成的马氏体惯习面为（259)γ。 由于马氏体的惯习面不同，常常造成马氏体组织形态的差异。 4 马氏体转变是在一个温度范围内完成的 在通常情况下，马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下，转变才能继续进行。冷却中断，转变也就停止。马氏体转变虽然有时也出现等温转变的情况，但等温转变普遍都不能使马氏体转变进行到底，所以马氏体转变总是需要在一个温度范围内连续冷却时才能完成。在一般的冷却条件下，马氏体转变开始温度Ms与冷却速度无关。当冷至某一温度以下时，马氏体转变不再进行，这个温度用Mf表示，称为马氏体转变终了点。通常，冷却到Mf温度后仍不能得到100%的马氏体，而保留有一定数量的未转变奥氏体，如图12所示。 图12 马氏体转变量与温度的关系 由此可见，如果某一种钢的Ms点低于室温，则淬火到室温得到的全是奥氏体。如果某一种钢的Ms点在室温以上，而Mf点在室温以下，则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，通常称之为残留奥氏体。如冷至室温后继续冷却，则未转变的奥氏体将继续转变为马氏体，这种低于室温的冷却，就是生产的冷处理。 5 马氏体转变的可逆性 在某些铁合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以逆变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变。逆转变开始点用As表示，逆转变终了点用Af表示。通常，As温度比Ms温度高。 在Fe-C合金中，目前尚未直接观察到马氏体逆转变，一般认为，由于含碳马氏体是C在α-Fe中的过饱和固溶体，加热时极易分解，因此在尚未加热到As点时，马氏体就已经分解了所以得不到马氏体的逆转变。因此有人认为，如果以极快的速度加热，使马氏体在未分解前即已加热到As点以上，则有可能发生逆转变。曾有人以3000℃/s的速度加热进行研究，只得到了一些初步的结果，尚不能完全证实Fe-C合金中马氏体逆转变的存在。 还可以列举一些其他的马氏体相变特点。但是，应该说明，马氏体相变区别于其他相变的最基本的特点只有两个：一是相变以共格切变的方式进行，二是相变的无扩散性。所有其他特点均可由这两个基本特点派生出来。有时，在其他类型相变中，也会看到个别特点与马氏体相变特点相类似，比如在贝氏体转变中也会观察到表面浮凸现象，但这并不能说明它们也是马氏体转变。 文章来源：每天学点热处理 END 编辑/热家网 |
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