马氏体转变
马氏体转变
马氏体相变的
分子动力学模拟
200,000 Zr atoms 1024-node Intel Paragon XP/S-150
六. 不同材料中的马氏体转变 1. 有色合金 许多有色合金也存在马氏体转变。 马氏体外形基本上仍属条片状，金相形貌与铁基 马氏体有区别。 马氏体亚结构多为层错和孪晶，极少有位错型。
' '
薄板状马氏体
薄片状马氏体
三. 马氏体转变的热力学 1. 相变驱动力
G
T0为相同成分的马氏 体和奥氏体两相热力学 平衡温度，此时
ΔGγ→α′
ΔGγ→α’ = 0
ΔGγ→α’ 称为马氏体相 变驱动力。 Ms T0 Gα′ Gγ T
自由焓——温度曲线
2. 转变温度Ms和Mf 相变驱动力用来提供切变能 量、亚结构畸变能、膨胀应变 能、共格应变能、界面能等， 所以要有足够大相变驱动力。 Ms为马氏体转变起始温度， 是奥氏体和马氏体两相自由能 之差达到相变所需的最小驱动 力（临界驱动力）时的温度。 Mf为马氏体转变终了温度。 T
（3） 其它形貌马氏体 在高碳钢，高镍Fe-Ni-C合金中， 或在应力诱发作用下，会形成蝶 状马氏体。 呈V形柱状，成片出现。 两翼的惯习面为{225}γ，夹角 为136°，结合面为{100}γ。 位向关系为K-S关系。
蝶状马氏体 {100}γ
晶内亚结构为位错，无孪晶。
136°
蝶状马氏体示意图
(155)
(321) 和 (332) 之间
{111} {133} {8，8，11}β {344}β {344}β {100}β
2. 无机材料 1963年Wolten根据ZrO2中正方相t→单斜相m的转 变具有变温、无扩散及热滞的特征，将这种转变称 为马氏体转变，ZrO2中的t→m相变还表现出表面浮 凸及相变可逆的特点。 在无机和有机化合物、矿物质、陶瓷以及水泥的 一些晶态化合物中也有切变型转变。如压电材料 PbTiO3、BaTiO3、及K(Ta、Nb)O3等钙钛氧化物高 温顺电性立方相→低温铁电性正方相的转变；高温 超导体YBaCu2O7-x高温顺电相→超导立方相的转变 均为马氏体转变。
第五章 马氏体转变
第五章马氏体转变马氏体转变——当采用很快的冷却速度时（如水冷），奥氏体迅速过冷至不能进行扩散分解的低温M S点以下，此时得到的组织称为马氏体。
在转变过程中，铁原子和碳原子均不能扩散，因此其是一种非扩散型相变。
§5.1 马氏体转变的主要特征§5.2 钢中马氏体转变的晶体学§5.3 马氏体的组织形态及影响因素 §5.4 马氏体转变的热力学§5.5 马氏体转变动力学§5.6 马氏体的力学性能§5.1 马氏体转变的主要特征一、马氏体转变的非恒温性二、马氏体转变的共格性和表面浮凸现象三、马氏体转变的无扩散性四、具有特定的位向关系和惯习面五、马氏体转变的可逆性六、马氏体的亚结构一、马氏体转变的非恒温性马氏体转变开始点（M s）——必须将母相奥氏体以大于临界冷却速度的冷速过冷至某一温度以下才能发生马氏体转变，该转变温度即为M s。
马氏体转变终了点（M f）——当冷却至M s以下某一温度时，马氏体转变便不再继续进行，这个温度即为M f。
奥氏体被过冷至Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但转变很快停住，不能进行到终了。
为使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是在不断降温的马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。
图5-2 马氏体转变量与温度的关系马氏体转变的非恒氏体二、马氏体转变的共格性和表面浮凸现象图5-3 钢因马氏体转变而产生的表面浮凸。
图5-4 马氏体浮凸示意图图5-5 马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图马氏体与奥氏体之间界面上的原子既属于马氏体，又属于奥氏体，是共有的；并且整个相界面是互相牵制的，这种界面称之为“切变共格”界面。
三、马氏体转变的无扩散性马氏体转变的无扩散性：马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的改变。
马氏体的成分与原奥氏体的成分完全一致，且碳原子在马氏体与奥氏体中相对于铁原子保持不变的间隙位置。
热处理原理之马氏体转变
马氏体转变过程中，存在熵变，熵变与热力学第二定律有关。
马氏体转变的相变驱动力与热力学关系
温度
温度是影响马氏体转变的重要因素之一 ，温度的升高或降低会影响马氏体的形 成和转变。
VS
应力
应力也是影响马氏体转变的因素之一，应 力可以促进或抑制马氏体的形成和转变。
马氏体转变过程中的热效应与热力学关系
马氏体转变的种类与形态
板条状马氏体
01
02
03
定义
板条状马氏体是一种具有 板条状结构的马氏体，通 常在低合金钢和不锈钢中 形成。
形态
板条状马氏体由许多平行 排列的板条组成，每个板 条内部具有单一的马氏体 相。
特点
板条状马氏体具有较高的 强度和硬度，同时具有良 好的韧性。
片状马氏体
定义
片状马氏体是一种具有片 状结构的马氏体，通常在 高速钢和高温合金中形成 。
这种转变主要在钢、钛、锆等金属及 其合金中发生，常温下不发生马氏体 转变。
马氏体转变的特点
01
马氏体转变具有明显的滞后效应，转变速度与温度 和时间有关。
02
转变过程中伴随着体积的收缩或膨胀，并伴随着能 量的吸收或释放。
03
马氏体转变过程中晶体结构发生改变，但化学成分 基本保持不变。
马氏体转变的应用
06
相关文献与进一步阅读建议
主要参考文献列表
01
张玉庭. (2004). 热处理工艺学. 科学出版社.
02
王晓军, 王心悦. (2018). 材料热处理技术原理与应用. 机械 工业出版社.
03
周志敏, 纪松. (2019). 热处理实用技术与应用实例. 化学工 业出版社.
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马氏体转变特点
马氏体转变特点马氏体转变是指钢铁材料在加热或冷却过程中发生的晶体结构变化。
马氏体转变具有以下几个特点。
1. 温度范围：马氏体转变温度范围较宽，通常在200℃到600℃之间。
这个范围内的温度变化会引起钢铁材料的晶体结构发生变化，从而影响材料的力学性能。
2. 马氏体相变：马氏体转变是指钢铁材料从奥氏体结构转变为马氏体结构的过程。
奥氏体是一种面心立方结构，具有较高的韧性和塑性，而马氏体是一种体心立方结构，具有较高的硬度和强度。
3. 形变机制：马氏体转变是通过固溶体的相变来实现的。
在加热过程中，钢铁材料中的固溶体会发生晶体结构的变化，形成马氏体。
在冷却过程中，马氏体会再次转变为固溶体，从而使材料恢复到原来的晶体结构。
4. 转变速率：马氏体转变的速率取决于转变温度和材料的成分。
通常情况下，转变速率较快，可以在几秒钟或几分钟内完成。
然而，在一些特殊情况下，如低温下或含有合金元素的材料中，马氏体转变速率会显著降低。
5. 影响因素：马氏体转变受多种因素的影响，包括材料的成分、冷却速率、加热温度等。
增加合金元素的含量或采用快速冷却方法可以加速马氏体转变的速率。
6. 影响性能：马氏体转变对钢铁材料的力学性能具有显著影响。
马氏体具有较高的硬度和强度，但韧性和塑性较低。
因此，在一些特定的应用场合中，需要控制马氏体转变的程度，以获得适当的力学性能。
7. 相变组织：马氏体转变后的钢铁材料会形成不同的相组织。
常见的相组织包括全马氏体组织、马氏体和残余奥氏体组织、马氏体和贝氏体组织等。
不同的相组织具有不同的力学性能。
马氏体转变是钢铁材料在加热或冷却过程中发生的晶体结构变化，具有温度范围广、转变速率快、影响因素多等特点。
了解和掌握马氏体转变的特点对于钢铁材料的制备和应用具有重要意义。
热处理工程基础第四章马氏体转变
不变平面应变
倾动面一直保持为平面。
发生马氏体转变时，虽发生了变形，但 原来母相中的任一直线仍为直线，任一 平面仍为平面，这种变形即为均匀切变。
M长大到一定程度，A中弹 性应力超过其弹性极限，共格 关系破坏，M停止生长。
Cu-14.2Al-4.2Ni合金的马氏体浮凸
Fe-31%Ni-10%Co-3%Ti alloy
二、马氏体转变的无扩散性
M成分与A成分完全一致；钢中马氏体转变 时无成分变化，仅发生点阵改组。
M可在极低温（例如-196℃）进行，置换原 子、间隙原子都极难扩散，而M生长速度可 达103m/s，音速，不可能依靠扩散来进行。
M—A界面的台阶模型和惯习面
五、马氏体的亚结构
亚结构： M组织内出现的组织结构 低碳M：高密度位错， 高碳M： 细小孪晶； 有色金属M：孪晶或层错。
亚结构的意义：是M的一个重要特征，对力 学性能有直接影响。
六、马氏体转变的可逆性
母相以大于临界冷却速度的冷速（钢中是为了避免P转变） 冷至某一温度以下才能发生M转变，这一温度称为M转变开始 点，以Ms表示。
5016’
奥氏体 (111)面上马氏体的六种不同K-S取向
24种变体
② 西山关系：
{111}γ∥{110}M ; <112>γ∥<110>M
按西山关系，在每个{111}γ面上，马氏 体可能有3种取向，故马氏体共有12种 取 向（变体）。
奥氏体 (111)面上马氏体的三种不同西山取向
③ G-T关系：
倾动面
第4章 马氏体转变
M转变的表面浮凸
表面浮凸与共格特点
• 表面浮凸说明M是以切变方式进行的 • 是在不变平面上产生的均匀 变平面的距离成正比 • 不变平面可以是相界面（孪晶面）或非相界面 （中脊面） • 界面上原子排列既同于M又同于A－共格界面
三种不变平面应变
M无扩散性
Fe-24Ni-0.8C针状马氏体 x300
高碳M组织
蝶状马氏体
• • • • 形成温度：在板条和透镜M形成温度之间 位相：K-S关系 亚结构：位错 惯习面：两翼 {225} γ ，相交136°， 两翼结合面：{100} γ
薄板M
• • • • 在Ms为－100°C以下，Fe-Ni-C合金中 惯习面｛259｝γ， 位向关系：K－S 亚结构：孪晶｛112｝α’
第一节 M转变的主要特征
• • • • • 非恒温性：转变开始点Ms, 终了点Mf 共格性和表面浮凸 无扩散性 位向关系和惯习面 可逆性
M转变的非恒温性
M等温转变曲线
M转变量与温度的关系
爆发式转变时M转变量与温度关系
Fe-23%Ni-3.7%Mn合金M转变动力学曲线
M转变非恒温性的特点
• 无孕育期，在一定温度下转变不能进行 到底。 • 有转变开始和转变终了温度。M转变在 不断降温下进行，转变量是温度的函数 • 有些Ms在0C以下的合金，可能爆发形成 • 有些可能等温形成，但不能转变完全。
K-S关系
M在(111)γ形成时三种不同的西山取向
M转变的可逆性
• 冷却时，高温相可以通过M转变而转变 为M。开始点Ms，终了点Mf • 加热时，M也可通过M转变而转变为高温 相。开始点As，终了点Af
第二节 M转变的晶体学
• M的晶体结构： Fe-C合金M是C在α-Fe中的过饱和固溶体。具有 体心正方点阵 • M的点阵常数与钢中含C量有关： c=a0+αρ a=a0-βρ c/a=1+γρ a0=2.861Å α=0.116±0.002 β =0.113±0.002 γ=0.046±0.001 ρ－钢中M的含C量（wt%)
马氏体转变
第一节 马氏体转变的主要特征
何谓马氏体转变？ 何谓马氏体转变？ 徐祖耀简化定义：置换原子无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）、 徐祖耀简化定义：置换原子无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）、 使其形状改变的转变。晶体通过切变进行的非扩散性相变，有如下特点： 使其形状改变的转变。晶体通过切变进行的非扩散性相变，有如下特点： 一、切变共格性和表面浮凸现 象 M转变时，预先磨光的试 样表面出现倾动，形成表面浮 凸：直线ACB，切变以后变成 折线ACC′B′。在显微镜光线照 射下，浮凸两边呈现明显的山 阴和山阳， →M转变是通过A均匀切变进 行的。A中转变为M的部分发 生宏观切变而使点阵发生改组， 带动靠近界面的还未转变的A 也发生弹塑性变形。
Cu-14.2Al-4.2Ni合金的马氏体浮凸
二、无扩散性 M成分与A成分完全一致； M可在极低温（例如-196℃）进行，置换原子、间隙原 子都极难扩散，而M生长速度可达103m/s，音速，不可能依 靠扩散来进行。 低碳钢M转变中存在碳扩散，无扩散指置换原子无扩散。 间隙原子可能扩散，但不是M转变的主要过程和必要条件。
三、具有特定的位向关系和惯习面
均匀切变所得M与原A间存在严格晶体学位向关系：钢中常见 K-S（kurdjumov-Sachs）关系：{111}γ//{011}α′；<110>γ//<111>α′。 西山(Nishiyama)关系：{111}γ//{011}α′；<112>γ//<110>α′。 G-T（Greninger-Troiano）关系：与K-S关系接近，角度存在一定偏差： {111}γ//{011}α′差1o；<110>γ//<111>α′差2o。 M转变有惯习面：M转变以切变共格方式进行，惯习面就是相界面。 惯习面为不畸变平面，或称不变平面，转变中不发生畸变和转动。 这种在不变平面上所产生的均匀应变称为不变平面应变。 三种不变平面应变：底面为不变平面，简单胀缩、切变、胀缩+切变。 + M转变属第三种。
金属材料热处理原理 第五章 马氏体转变
二、马氏体转变的主要特点 1. 切变共格和表面浮凸现象
钢因马氏体转变而产生的表面浮凸
马氏体形成时引起的表面倾动
马氏体是以切变方式形成的，马氏体与奥氏体 之间界面上的原子既属于马氏体，又属于奥氏体， 是共有的；并且整个相界面是互相牵制的，这种界 面称之为“切变共格”界面。
马氏体和奥氏体切变共格交界面示意图
4. 马氏体转变是在一个温度范围内完成的
马氏体转变量与温度的关系
Ms—马氏体转变开始温度；Mf—马氏体转变终了点； A、B—残留奥氏体。
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 马氏体又可以逆马氏体转变为奥氏体， 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。
2. 马氏体转变的无扩散性
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碳的浓度没有 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。
3. 具有一定的位向关系和惯习面
西山关系示意图
③ G-T关系
{111}γ∥{110}α′ 差1°；<110>γ∥<111>α′ 差2°。
(2) 惯习面
马氏体转变时，新相总是在母相的某个晶面族上 形成，这种晶面称为惯习面。在相变过程中从宏观上 看，惯习面是不发生转动和不畸变的平面，用它在母 相中的晶面指数来表示。
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：(1) 含碳量小于0.6%时，为{111}γ； (2) 含碳量在0.6%~1.4%之间时，为{225}γ；(3) 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。
马氏体的转变
马氏体片大小不 一，马氏体片间不平 行，互成一定夹角， 第一片马氏体形成时 惯穿整个奥氏体晶粒， 后形成的马氏体片逐 渐变小，即马氏体形 成时具有分割奥氏体 晶粒的作用。因此， 马氏体片的大小取决 于奥氏体晶粒的大小。
在马氏体片中常 能看到明显的中脊， 关于中脊的形成规律 目前尚不清楚。
晶体学特征
•
• 2、等温马氏体转变
• 晶核的形成有孕育期，形核率随过冷度的增加而 先增后减。 • 核形成后的长大速率仍极快，且长大到一定尺寸 后同样不再长大，这种转变的动力学同样取决于形核 率而与长大速率无关．马氏体转变量随等温时间的延 长而增多．其等温转变动力学曲线也呈S形即该转变量 是时间的函数，并与等温温度有关． • 随等温温度的降低，转变速度先增后减．起初的 增加归结于新马氏体片的自催化形核，而随后的减小 则是因为过冷奥氏体不断地被已生成的马氏体片分隔 为越来越小的区域，在这些区域中形核的几率下降．
亚结构
亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位 错密度可高达0.3～0.9×1012/cm2，板条边缘有少量孪 晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。 （2）、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，是 铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织。
显微组织
典型的马氏体组织形态见下图所示：
② 薄板状马氏体
这种马氏体是在Ms点低于-100℃的Fe-Ni-C合金 中观察到的，是一种厚度约为 3～10μ m的薄板形马氏 体，三维单元形貌很象方形薄板，与试样磨面相截得 到宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、 分杈等特异形态。 惯习面为（259）γ ，位向关系为K-S关系，亚结 构为(112)α ˊ孪晶，无位错，无中脊。 随转变温度降低，转变进行时，即有新马氏体 的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。
第4章 马氏体转变
惯习面：马面示意图
M板条或 片总是平 行于母相A 某个晶面
（5）马氏体相变的非恒温性和不完全性
M转变非恒温性的特点
1)无孕育期，在一定温度下转变不能进行 到底。 2)有转变开始和转变终了温度。M转变在 不断降温下进行，转变量是温度的函数 3)有些Ms在0℃以下的合金，可能爆发形 成 4)有些可能等温形成，但不能转变完全。
二、影响M形态和亚结构的因素
一）化学成分 C：为主要因素 C%，由M板条M片、M薄板 C＜0.3% 板条状 C＞1.0% 透镜片状M 0.3－1.0% 板条和片混合结构
合金元素影响（Me）：
(1)缩小相区的 Me（Mo、W、Si、Al、 Nb、V等） 板条M (2)扩大相区的Me（Ni、Mn、Cu、N） 促使板条M转化为片状 能显著降低层错能的Me ’-M
（4）片状马氏体尺寸决定因素：
① 奥氏体晶粒越粗大，则马氏体片越大； ② 奥氏体晶粒越细小，则马氏体片越小。 ③当最大尺寸的马氏体片小到光学显微镜 无法分辨时，便称为隐晶马氏体。 例：高碳钢尤其是高碳合金钢，由于正常 淬火时有大量未溶碳化物，阻碍了奥氏体晶 粒的长大，晶粒细小，淬火得到的马氏体一 般都是隐晶马氏体。
（5）透镜片状马氏体的亚结构：
① 主要是孪晶。 ② 孪晶间距约为5~10nm，因此片状马氏体又称为孪 晶马氏体。 ③ 孪晶仅存在于马氏体片的中部，在片的边缘则为 复杂的位错网络。形成温度愈低，孪晶区所占比例就愈大。 ④ 片状马氏体的惯习面及位向关系与形成温度有关： 形成温度高时，惯习面为{225}，位向关系为K-S关系；
形成温度低时，惯习面为{259}，位向关系为西山关系。
⑤ 在马氏体针的中间有一直线，称为中脊。在 电子显微镜下可以看清楚，这个中脊面是密度很 高的微细孪晶区。
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第四章马氏体转变4-1 M转变的主要特征1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性实验依据(1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同(2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M(3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距（b）在M转变前的原子的相对位置不变（c）转变过程原子协同移动（军队式转变）2．M转变的共格切变性在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明：（1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似（2）A/M界面为共格或半共格（3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。
以母相的晶面指数表示。
M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。
位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。
称之为M转变。
其转变产物为M。
马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。
3 M相变属一级相变，有体积效应。
（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。
属于有核相变。
4 M转变动力学具有多样性，变温形成。
等温形成，爆发形成等。
5 M转变具有不完全性。
组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。
6 M的转变的可逆性，A M。
As~~Af。
As高于Ms，Au—ed，Ag—cu，As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。
C。
Fe—C合金未发现逆变。
7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。
4—2M的晶体结构1M点阵常数。
早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe晶格严重畸变，定量分析M中碳含量，即可通过测出M点阵常数和正方度来求得M中的含C量1965年以后测定<0.2%c的低碳钢的点阵常数发现其c/a=1称它为立方M对于c/a 1的正方M 此时c含量.0.2%c2.碳在A中位于八面体间隙的中心，当A M时，碳原子仍然处于原来的6个Fe原子之间，偏八面体间隙长轴为a短轴为a短轴的八面体间隙为直径0.38AO碳原子直径为1.54AOM转变的碳原子不动，Fe原子进行改动M的晶格畸大室温溶碳仅为0.006%偏八面体间隙在M中有三套位置（短轴的方向有abc轴）称之为三个垂点亚点阵：点阵中某些性质其中碳原子所在的位置相同的位置构成新的点阵，称之为亚点阵65年测出形成的M 点阵常数时发现通常测量的M 的点阵常数代表8%c原子分不第三点阵上，而另外的原子则分布在第一和第三点阵上，碳原子在M 中的分布是有序的。
3.M点阵类型。
（2）—M有成流放M存在于Fe—Mn，18-8不锈钢，Fe—Ru Fe—Ir.合金中，是密排六结构。
（3）通常正方M —反常轴比M。
存在与低于室温的条件下，当被重新加热至室温其c/a增大，一般认为有完全无序转变为有序分布。
加热后可能转变为正方M或立方M二者之一，发现与Mn钢，er钢。
铑钢和铼钢中。
5---3M组织形态，M的形成条件不同，其组织形态亦不同。
半条M出现在低碳钢中所以成为低碳钢。
（1）基本形貌：单动轴扁板条：宽度为0.125~~~0.25um。
（2）组合方式平行排列，若干板条两相平行排列组成同为向东，东内各板条间为小扁度晶界，几个同位相东构成一个板条群与板条群为大角度晶界，板条群的大小随A晶粒增大而增大。
（3）亚结构在板条的内部存在着大量位错，p=0.3~~0.9*1012cc/cm2孪晶板力，故又称之为位错M 。
（4）形成温度0.2%c的钢其Ms>=300oc,所以又称高温M . （5）形成速度慢，长大速度为102mm/scc，所以又称低速M。
（6）位向关系，k—s关系，贯习面为（111）。
（7）M板条间可能存在很薄的Ar（200Ao）很稳定。
总之板条M含碳量低，由板条组成互相平行排列，尺寸均匀，亚结构为高密度的位错，内含有少量的AR(极少)。
2.片状M（1）特点1基本单元形貌，单晶呈片状，断面呈针状立体形状，双凸透镜状，又称透镜M.2组合方式，M生成一定角度，大小不一先大后小，有Ar3有中脊面其厚度为0.5~~0.7um4亚结构：分布在中脊面两侧的微细孪晶。
孪晶面为[112]故又称孪晶M，孪晶厚度为50~~60Ao，M的边缘位高密度的位错，随形成温度降低孪晶区的比例上升。
5形成为温度降低又含碳>1%,其Ms<接近室温。
所以又称低温M。
6形成速度快：形成一片M只需10-5~~10-7秒，长大速度为105cm/s又称为高速M。
7.位向关系与惯习面.形成温度低时为西山关系，形成温度高时为K-S关系。
<1.4%时贯习面（225）A >1.4%时（259）A.8.M中有显微裂纹总之，片状M含碳量高，各片非平行生成。
互成一定角度，大小不一，亚结构以孪晶为主，有较多的AR且内部有显微裂纹。
（2）关于高碳片状M的显微裂纹1危害，使M的塑性降低，显微裂纹的策源地。
2微裂纹可能出现的位置，见图。
3片状M形成微裂纹的原因（a）M片互成一定角度，彼此有撞击。
（b）形成速度快，当受到晶界，夹杂物，K的阻力时撞击应力大。
（c）亚结构为孪晶，临界切应力大变形能力低，含碳量多。
塑韧性差（d）微裂纹度量方法，用微裂纹敏感度sv来表示Sv=片状M中微裂纹总面积/片状M的体积即单位体积中的微裂纹面积（e）影响sv的因素。
A晶粒粗大时，M片亦粗大sv增大A中含碳量升高时，Ms下降形成片状M 的百分数上升.sv上升。
由过共析钢的A的温度为Ae+30~50可以保证A晶粒细小，A中含碳量不致太高，可以使sv下降对片状M可以使微裂纹得到填合。
3蝶状M，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中（1）形成温度范围板条M与片状M形成温度之间（2）立体形态，细长棒，截面呈蝶状（3）亚结构，高密度的位错未发现有孪晶（4）位向关系：k-s关系4薄板状M（1）形成温度小于负100度，在Fe-Ni，Fe-Ni-e合金中（2）空间形态为真正的薄板，无中脊包办边缘垂直（3）各薄板可以交叉，铰接，合并，分叉（4）薄板内布满[112]m孪晶（5）惯习面（259）A（6）对A进行塑性变形时可以诱发生成，由于塑变诱发生成的M成为形变诱发M碳钢板条M片状M是两种最常见的M组织形态。
5工业钢实际淬火时形成M的形貌工业钢的正常淬火加热温度下，过共析钢为ac1+30-50所得的A晶粒细小，淬火后M也极为细小，在一般的光学显微镜下无法看清，的片状和板条，这种组织成为隐晶M，一般M的含碳量0.6%的碳钢快速加热时也得到隐晶M。
6控制M的形态及其亚结构的因素。
（1）含碳量对Ms及形态的影响碳钢中随含碳量的上升，淬火所得如下组织C%<0.2% Ms>300.c板条C%》0.5% 75%板条+25%片状C%=0.77% 50%板条+50%片状C%=1.0% 片状一般碳钢时全部板条：0.3~1.0%之间为混合M，大于1.0%为全部片状M。
除此之外ame除co，ai都使Ms下降使M片上升。
（2）压应力下使M3下降M片上升。
总之，含碳量的增加M3下降，淬火组织由板条M~混合M 到片状M过度压应力增加100%使Ms下降，片状M上升。
7奥氏体层错的影响A层错能的时，易形成薄片状M使层错的大小对M的影响上存在争议keiiy1961年提出的观点，对Ms点较低的合金A的层错能较低，发生相变孪晶越困难趋向形成板条M。
8A与M在Ms点处屈服强度的影响Davise与earr得出：M的形态与Ms点的屈服强度有关。
（1）当时形成（111）惯习面板条相变应力将以滑移方式松弛，位错（225）透镜片状M，形成M的A的强度，以相变应力仪位错滑移方式松弛，另一部分以孪晶得以松弛。
（2）当时形成透镜片状M此时相变应力以孪晶形式得到松弛，亚结构为孪晶，惯习面为（259）A由于碳可以有效的强化A与M，所以很好的说明Fe-c合金中随着A中含碳量的增加Ms 的惯习面由（111）到(225)到（259）的变化趋势。
9.M滑移孪晶与临界分切应力大小有关，以为多数公认，这种观点强调M的亚结构取决于变形方式是为错还是孪晶，而这种变形方式的临界切应力大小决定着最后的亚结构。
5-4马氏体的性能一.M的硬度和强度。
1.M的硬度主要取决于M谈的含量与合金元素的加入关系不大。
当钢含碳量为.6%~0.7%时，淬火后钢的硬度可达最大值。
含碳量再增加刚的硬度值基本不变。
过共析钢au加热淬火时会使组织中A%增加是钢的硬度下降，M的硬度随其含碳量的增加而加大。
如3所示为保证钢淬火后有较钢的硬度，过共析钢的淬火温度不宜过高一般将用ac1+30~50以使A 中的碳含量降低，保留一部分碳化物增加耐磨性M中c%不至于过高阻止sv上升。
2.M的硬度M有很多的硬度，但因其周围总存在残余Ar很难测量，一般先测出钢的强度，再减去AR 的影响所以数据是推测出来的。
（1）相变强化当A转变M 时由于发生共格切变，使M内部长生大量的缺陷，如位错，孪晶等，使其得到强化，M的强化与其内不为错容度的关系为M中的孪晶使晶体变形时的位错滑移方向，发生转折，因而增大了位错运动的阻力，钢的亚结构为孪晶时，位错滑移较所需切应力是无孪晶时的10.2~1.20倍。
实验数据是10.8~1030倍，若有k沿孪晶面分布时，孪晶对强度贡献上升，当含碳量相同时孪晶M的强度略高于位错M。
（2）固溶强化主要谈在Fe中形成过饱和的间隙固溶体的强化作用，当碳溶入时形成的碳原子占据位置中心的强大应力场，当晶体变形使位错通过将受到强烈的阻碍作用是强度上升。
当c%》0.4%时随含碳量的上升强度上升的明显。
（3）时效强化析出现象：过饱和的固溶体在室温下溶质原子会自发的在固溶体点阵的一定区域内聚集或者形成第二相这种过程成为析出，他是溶解的逆过程。
时效：在析出过程中钢的性能随之发生改变的现象。
时效强化：伴随析出过程金属强度提高的现象。
有理论计算得知。
在钢中只需几秒碳原子就可以通过短距离的扩散形成碳的偏聚区，这些偏聚区对位错有定扎作用，可以阻碍为错的移动。