馬氏體組織形貌形成機理

劉宗昌，計云萍

(內蒙古科技大學 材料與冶金學院，內蒙古 包頭 014010)

馬氏體組織形貌形形色色。影響因素較多，如鋼中的含碳量、合金元素種類及含量、奧氏體化溫度、冷卻速度和轉變溫度等，以往用切變機制衍生出來的各類學說解釋馬氏體的組織形貌的成因，有“奧氏體-馬氏體強度”學說，“滑移、孿生的臨界切應力”學說和馬氏體點學說等，均不能正確地解釋實驗現象，不正確。

本文在簡述馬氏體的組織形貌的基礎上，詳細分析了馬氏體形貌的形成機制，應用這種新機制解釋了馬氏體組織形貌的成因，且與實際相吻合。

1 馬氏體組織形貌簡述

鋼中的碳含量是影響馬氏體組織形貌的重要因素，合金元素對馬氏體形貌也有明顯的影響。

對于Fe-C合金、Fe-32Ni合金、鑄鐵、Mn13鋼、35CrMo鋼、20Cr2Ni4鋼、20CrMo鋼、12Cr1MoV鋼、0MnVTiNb鋼等材料，經不同溫度奧氏體化后淬火，得到不同的馬氏體組織形貌。本文只依據實驗結果簡述其典型的形貌特征。

1.1 鋼中碳含量的影響

1.1.1超低碳馬氏體形貌

小于0.08% C的鋼是超低碳鋼，實驗將4 mm厚度試樣奧氏體化后在冰鹽水中淬火，得板條狀馬氏體組織，如圖1(a)所示。此為0MnVTiNb鋼經1200 ℃加熱，冰鹽水淬火得到的板條狀馬氏體組織，可見在一個板條馬氏體領域中，馬氏體板條晶細長、平行排列，一個奧氏體晶粒中有幾個馬氏體板條領域。這種馬氏體的亞結構是高密度纏結位錯，有時也存在孿晶。圖1(b)為含有0.029% La的超低碳鋼的馬氏體孿晶照片，在超低碳馬氏體中發現孿晶尚不多見，缺乏報道。

(a)0MnVTiNb鋼，OM；(b)馬氏體孿晶，TEM圖1 超低碳鋼中馬氏體組織形貌(a) in 0MnVTiNb steel, OM；(b) martensitic twins, TEMFig.1 Morphologies of martensite in ultra-low carbon steel

1.1.2低碳板條狀馬氏體

一般認為，小于0.3% C的低碳鋼，淬火得到板條狀馬氏體組織，但此碳含量界限并不嚴格，有時超過0.3% C的鋼，淬火也可得到全部板條狀馬氏體組織。圖2(a)所示為10Mn2NiMoVB鋼經1300 ℃奧氏體化，預冷到910 ℃，再以40 ℃/s冷速淬火到室溫，得到板條狀馬氏體組織；圖2(b)為12Cr1MoV鋼的淬火板條狀馬氏體組織的電鏡照片，可見板條晶內部存在極高密度的纏結位錯。

(a)10Mn2NiMoVB鋼，OM；(b)12Cr1MoV鋼, TEM圖2 低碳鋼中板條狀馬氏體組織形貌(a) in 10Mn2NiMoVB steel, OM; (b) in 12Cr1MoV steel, TEMFig.2 Morphologies of lath martensite in low carbon steel

1.1.3中碳馬氏體組織形貌

一般將0.30%～0.55% C的工業用鋼稱為中碳鋼。這種鋼的馬氏體組織為板條狀馬氏體和片狀馬氏體的整合組織，或稱為條片狀馬氏體。亞結構主要是高密度位錯，也存在少量孿晶和層錯[1]。圖3為40Cr鋼馬氏體組織，圖3(a)顯示為板條狀馬氏體，圖3(b)中說明存在少量孿晶(箭頭所指)。

1.1.4高碳馬氏體組織

碳含量為0.55%～1.3% C的高碳鋼淬火得到片狀馬氏體、蝶狀馬氏體。高溫加熱時，奧氏體晶粒粗大，也可得到條片狀馬氏體。

為了清楚地觀察高碳馬氏體片的形貌，采用特殊熱處理工藝：1200 ℃奧氏體化，于NaCl水溶液中淬至發黑，然后立即轉入硝鹽浴中等溫1 h，再取出淬火到室溫。這樣處理后，在Ms稍下轉變的少量變溫馬氏體片被回火，硝酸酒精浸蝕后在顯微鏡下觀察是黑色的，而等溫后再淬火的馬氏體則為灰白色。這樣就清晰地觀察到在Ms點稍下轉變的馬氏體條片的形貌，如圖4(a)是Fe-0.88C合金的淬火馬氏體組織；圖4(b)是T10鋼的片狀馬氏體的組織形貌。

(a) 板條狀馬氏體，TEM；(b)含少數孿晶，TEM圖3 40Cr中碳鋼中馬氏體組織形貌(a) lath martensite, TEM；(b) contains a small number of twins, TEMFig.3 Morphologies of martensite in 40Cr medium carbon steel

(a)Fe-0.88C合金;(b)T10鋼的片狀馬氏體，OM圖4 高碳鋼中馬氏體組織形貌(a) Fe-0.88C alloy, OM; (b) plate martensite in T10 steel, OMFig.4 Morphologies of martensite in high carbon steel

1.1.5超高碳馬氏體、Fe-Ni合金馬氏體

一般將含碳量為1.3%～2.1% C(wt%)的鋼稱為超高碳鋼。在超高碳鋼，Fe-Ni(>29～Ni)合金中存在透鏡片狀馬氏體。它在小于1.2% C的碳鋼中與板條狀馬氏體共存，在大于1.2% C的高碳鋼中可單獨存在。在文獻中也稱針狀馬氏體、片狀馬氏體、孿晶馬氏體或低溫馬氏體等。其形態特征是片狀，中間厚，兩端尖細，試樣磨面上截為雙凸透鏡片狀，相鄰馬氏體片常成交角排列，有時呈閃電狀。圖5(a)為Fe-32Ni合金中的透鏡片狀馬氏體。高鎳鋼馬氏體奧氏體化后，冷卻到-195 ℃得到片狀馬氏體組織，其中約含有12%殘留奧氏體，其金相形貌是中間厚，兩端尖的雙球冠形，即凸透鏡的截面形狀，一般稱凸透鏡狀馬氏體。圖5(b)為Fe-1.9%C合金的透鏡片狀馬氏體形貌。這種馬氏體的亞結構主要是孿晶+高密度位錯。

以往將超高碳馬氏體描繪為凸透鏡形貌，所謂凸透鏡片狀馬氏體在三維空間實際上是不存在的。因為垂直于片厚切取必得圓形或橢圓形馬氏體，但至今沒有觀察到，說明馬氏體片不是凸透鏡狀。超高碳馬氏體、高鎳的Fe-Ni合金馬氏體的立體形貌應當是長的扁針狀。扁針狀的任何二維截面都是由雙球冠組成的片狀馬氏體。此與實際相吻合。

(a)Fe-32Ni合金，OM；(b)Fe-1.9%C合金，OM圖5 超高碳鋼中透鏡片狀馬氏體形貌(a)Fe-32Ni alloy, OM; (b)Fe-1.9%C alloy, OMFig.5 Morphologies of lenticular plate martensite in ultra-high carbon steel

1.2 其他因素的影響

其他影響元素主要合金元素、奧氏體化溫度、冷卻轉變溫度等：

1)合金元素影響馬氏體形貌，如圖5(a)所示，當鎳含量較多時，馬氏體形貌變成透鏡片狀。

2)奧氏體化溫度影響馬氏體形貌，中碳鋼經高溫加熱淬火也得到板條狀馬氏體，高碳鋼高溫淬火也可得到板條狀馬氏體。如圖4所示，Fe-0.88C高碳鋼1200 ℃加熱淬火時，馬氏體板條很長。

高碳鋼在Acm以上加熱淬火得到片狀馬氏體，而在兩相區加熱將得到隱晶馬氏體組織。如圖6是Cr15鋼850 ℃加熱，在150 ℃的熱油中淬火冷卻得到的隱晶馬氏體組織。

3)冷卻轉變溫度影響馬氏體形貌。圖7所示為馬氏體形貌與轉變溫度、碳含量的影響?？梢?，隨著淬火溫度的降低，形貌不斷改變，依次形成板條狀、“透鏡”片狀、蝶狀、薄片狀馬氏體。

圖6 GCr15軸承鋼隱晶馬氏體組織，OMFig.6 OM microstructure of cryptocrystalline martensite in GCr15 bearing steel

總之，馬氏體組織形貌受碳含量、淬火加熱溫度，冷卻轉變溫度、合金元素等多種因素的影響。如鋼中馬氏體的形貌，隨著碳含量的增加，其二維形態，即金相形貌為板條狀→片狀→“透鏡”片狀；而對應的三維形態應當為盤狀→條片狀→扁針狀。馬氏體片條從平行分布到呈現交角分布。在這個演化過程中，總趨勢是由盤狀向扁針狀演化[3]。

2 馬氏體組織形貌形成的學說

按照自然辯證法的哲學理論，與實驗事實不符的學術觀點不能稱為理論，而是假說或稱學說[4]。以往對于馬氏體組織形貌的形成原因有不同的解釋，由于這些觀點均出自于切變機制，因此均不符合實際，主要有以下觀點。

圖7 轉變溫度、碳含量對馬氏體形貌的影響[2]Fig.7 Effects of transformation temperature and carbon content on the morphology of martensite

2.1 學說之一：馬氏體點論

此觀點為[5]：當鋼的馬氏體點低于300～320 ℃時，容易產生相變孿晶，因而形成片狀馬氏體。認為，低碳馬氏體形成溫度高，此時以切變量最大的(111)γ為慣習面，在較高溫度下，滑移比孿生易于進行，在同一晶粒中形成群集狀馬氏體。當Ms溫度低時，孿生比滑移易于進行，因此在同一奧氏體晶粒中，易于形成相鄰馬氏體片互不平行的孿晶片狀馬氏體。

這種觀點不符合事實。如圖1所示的超低碳鋼，其馬氏體點很高，可達480 ℃以上。但是淬火得到片狀馬氏體，其中存在精細孿晶。許多中碳鋼的馬氏體點均在320 ℃以上，淬火均可獲得條片狀馬氏體。而且存在層錯亞結構。用此觀點是解釋不了的。

2.2 學說之二：奧氏體-馬氏體強度的影響學說

文獻報道，R. G. Davies等人研究了馬氏體形貌與奧氏體強度之間的關系[6]。認為：馬氏體形貌以奧氏體屈服強度206 MPa為界限變化。高于此界限，形成{259}γ慣習面的馬氏體；低于此界限，形成(111)γ為慣習面的板條狀馬氏體和{225}γ慣習面的馬氏體。他們認為奧氏體強度是影響馬氏體形貌的決定性因素。

眾所周知，鋼中的奧氏體是高溫相，其屈服強度隨著溫度的升高而降低，難以逐一測得，因此以奧氏體屈服強度206 MPa為界限來區別馬氏體類型缺乏實驗依據，不符合實際，如常用鋼40Cr在900 ℃時其奧氏體強度極限為42 MPa，淬火可得板條狀馬氏體和片狀馬氏體的整合組織。況且同一慣習面的馬氏體，形貌也不相同。目前測得鋼中馬氏體的慣習面為(557)γ→(225)γ→(259)γ。有色金屬及合金中的慣習面更復雜，有(569)γ、(441)γ等。以屈服強度206 MPa為界限不能解釋馬氏體形貌，與實際不符。

2.3 學說之三：滑移、孿生臨界切應力學說

有人認為馬氏體內部結構取決于相變的變形方式是滑移還是孿生[2，7]，馬氏體形貌受二者的臨界切應力大小的影響。對于馬氏體點較高的低碳鋼，引起滑移所需要的臨界切應力低于引起孿生的臨界切應力，故得到位錯型板條狀馬氏體；如果是高碳鋼，馬氏體點低，引起孿生所需要的臨界切應力小，則得到孿晶片狀馬氏體。

這種觀點是以馬氏體相變切變機制為前提，將金屬在外力作用下的變形規律應用于固態相變是不可取的。因為外加應力作用下位錯滑移和孿生變形與固態相變中形成位錯和孿晶是本質上不同的兩種過程，前者為物理過程，而后者是化學反應過程，一個是機械加工，一個是物理冶金，二者不能混淆。因此切應力觀點存在理論性錯誤。實驗和理論均已證明馬氏體相變的切變機制是錯誤的[1]。

3 馬氏體組織形貌形成新機制

3.1 應變能是主導馬氏體形貌演化的重要因素

3.1.1馬氏體的立體形貌

通常所說的組織形貌均指金相二維形貌。馬氏體晶核長大是按照三維方向生長的，最終長大為三維立體形狀。因此，決定馬氏體組織形貌的因素要從三維方向考慮其成因。板條狀、片狀馬氏體和透鏡片狀馬氏體的三維形貌如圖8的示意圖所示[8]。

(a)板條狀、片狀馬氏體；(b)透鏡片狀馬氏體圖8 馬氏體三維立體形狀(a)lath and plate martensite ；(b)convex lens martensiteFig.8 Three-dimensional shape of martensite

3.1.2應變能對馬氏體形貌的影響

由于奧氏體→馬氏體相變時體積發生膨脹，則新生成的馬氏體相將承受三向壓應力，母相將承受拉應力，這些相變應力使新舊兩相在相變過程中所產生的彈(塑)性應變將帶來體積應變能的增加。彈(塑)性應變能的大小取決于新舊兩相的比體積差，體錯配度越大，應變能越大。

新相的形核-長大是按照能量消耗最小的途徑進行的，即堅持省能原則。新相形成時，在新相周圍的母相中由于比體積差等因素而引發應力場，產生畸變能，此為相變阻力。無論是共格畸變能，還是非共格畸變能，其值均與新舊相錯配度和母相的彈性模數(E)成正比。

由于晶體是各向異性的，因此所產生的應變能也是各向不等的。單晶體的彈性模量具有各向異性，如純鐵(Fe)晶粒在<111>晶向彈性模量最大，E<111>=272700 MN/m2；而在<100>晶向彈性模量最小，即E<100>=125000 MN/m2，其他晶向E值居中。如果晶核沿著<100>晶向長大，則比沿著<111>長大時形成的應變能U減小約50%。那么，馬氏體晶核沿著<100>晶向長大受到的阻力小，即更省能，這是馬氏體片在奧氏體中按不同方位長大和分布的原因之一。

圖9 體積應變能和橢球狀新相半徑比b/a的關系Fig.9 Relation curve between volumetric energy and ellipsoidal radius ratio (b/a)

應變能影響新相的幾何形狀，設新相為橢球形，半徑比為b/a，在同樣的體積下，體積應變能與形狀因子成正比，因此可用形狀因子與b/a的關系來表示[2]，如圖9所示。

鋼中馬氏體形成時與奧氏體呈現半共格連接，相界面上存在位錯。其應變能與體積差、新相形狀、母相的力學性能有關。體積差用體錯配度△表示：

(1)

奧氏體轉變為馬氏體時，體積變化率為

此計算式表明形成馬氏體時，體積膨脹，而且隨著碳含量的增加，膨脹率也增大，即馬氏體中碳含量越高，比體積之差越大，形成的應變能越大，這勢必影響馬氏體的形貌。

(2)

新相從圓盤狀演化到針狀，如圖9所示，新相為球狀時，應變能最大，阻力最大，因此馬氏體不可能長大為球狀。以盤狀、條片狀、扁針狀形貌存在時，畸變能較小。盤狀最小，條片狀、扁針狀介于其間。

新舊相的錯配度與溫度變化無關，而與馬氏體的成分有關。馬氏體中的碳含量增加時，錯配度增大，依據式(2)，體積應變能增大。

彈性模量E還是溫度敏感的物理量，溫度降低時，彈性模量迅速提高[10]。鋼的彈性模量E隨著溫度每降低100 ℃，而升高3%～5%[11]。對于單晶體，溫度每升高一度，彈性模量平均降低0.03%。在較高溫度時，彈性模量較小，因而相變畸變能小，新相晶核可長大為盤狀、板條狀。隨著溫度的降低，彈性模量E迅速增大，畸變能變大，這時新相晶核沿著畸變能降低的方向生長，逐漸演化為片狀、透鏡片狀等形貌。

3.2 馬氏體長大方向

馬氏體與奧氏體具有K-S關系，馬氏體習慣于在面心立方奧氏體的{111}γ晶面上長大。奧氏體的<110>γ晶向與馬氏體的<111>α晶向平行，而<110>γ晶向的彈性模量E也較小，沿著此晶向長大應變能較低，符合省能原則。

碳含量低時，馬氏體點較高，過冷奧氏體轉變溫度較高，原子活動能力強，奧氏體的彈性模量較小，新相形成時引起的畸變能較小，易生長為板條狀。在連續冷卻條件下，冷卻速度增大，過冷奧氏體轉變溫度降低，畸變能不斷增大，隨著畸變能的增加，馬氏體的長大將形成精細孿晶以調節應變能，生長為扁針狀(二維形貌為透鏡片狀)。

用光學顯微鏡和掃描電鏡觀測多種中碳、高碳淬火馬氏體的組織形貌[12],得出中碳鋼和高碳鋼在高溫淬火后形成的束狀馬氏體組織不是板條馬氏體，而是片狀馬氏體，鄰接的馬氏體片之間保持孿晶關系，以降低形核功和核長大功。

顯然馬氏體片的長大方向與(011)α//(111)γ位向關系有關，新相習慣于躺在{111}γ晶面上長大，以減小畸變能，最后長大為板條狀、條片狀、扁針狀等形貌的馬氏體組織。

3.3 關于隱晶馬氏體

在光學顯微鏡下觀察，隱晶馬氏體組織中除了卵石狀未溶碳化物外，看不到馬氏體的真實面貌，即未溶碳化物分布在馬氏體基體上。隱晶馬氏體在電鏡下觀察，其形貌仍然有板條狀和片狀馬氏體之分[13-14]。其成因也受到應變能的控制。除此以外，隱晶馬氏體的形成與奧氏體成分的不均勻性還有密切的關系。高碳鋼或過共析鋼在Ac1～Acm之間加熱時，得到奧氏體+未溶碳化物兩相狀態，淬火后得到隱晶馬氏體組織。加熱時，奧氏體晶粒細小，碳化物不能完全溶解，故得到細小奧氏體晶粒+大量彌散的未溶碳化物，其中奧氏體中的碳含量分布極不均勻。如果是合金鋼，則合金元素分布也不均勻，故導致晶粒內部不同的微區馬氏體點不等，使馬氏體難以順利長大，馬氏體片尺寸較小，并且相鄰馬氏體片之間的界面不清晰，故在金相顯微鏡下觀察時為所謂“隱晶”狀。因此奧氏體基體碳含量、合金元素的不均勻分布是形成所謂隱晶馬氏體的一個原因[15]。

4 結論

1)馬氏體組織形貌復雜，金相二維形態有板條狀、片狀、蝶狀、薄片狀、針狀、“透鏡”片狀、隱晶狀等；而三維立體形態對應為盤狀→條片狀→扁針狀等。

2)出自于切變機制的各種解釋馬氏體組織形貌成因的學說均不正確。

3)研究表明奧氏體→馬氏體相變時的體積應變能是影響馬氏體形貌的主要因素。馬氏體的形核-長大是按照能量消耗最小的途徑進行的，即堅持省能原則，沿著應變能最小的晶向、晶面長大。而奧氏體不同晶向上的應變能不等，從而形成形貌不同的馬氏體組織。