馬氏體相變

馬氏體相變具有熱效應和體積效應，相變過程是形成核心和長大的過程。但核心如何形成，又如何長大，尚無完整的模型。馬氏體長大速率一般較大，有的甚至高達10cm·s。人們推想母相中的晶體缺陷（如位錯）的組態對馬氏體形核具有影響，但實驗技術還無法觀察到相界面上位錯的組態，因此對馬氏體相變的過程，尚不能窺其全貌。其特徵可概括如下：

馬氏體相變是無擴散相變之一，相變時沒有穿越界面的原子無規行走或順序跳躍，因而新相（馬氏體）承襲了母相的化學成分、原子序態和晶體缺陷。馬氏體相變時原子有規則地保持其相鄰原子間的相對關係進行位移,這種位移是切變式的（圖1）。原子位移的結果產生點陣應變(或形變)（圖2）。這種切變位移不但使母相點陣結構改變，而且產生宏觀的形狀改變。將一個拋光試樣的表面先劃上一條直線，如圖3a中的PQRS，若試樣中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)發生馬氏體相變(形成馬氏體),則PQRS直線就折成PQ、QR'及R'S'三段相連的直線,兩相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2保持無應變、不轉動，稱慣習（析）面。這種形狀改變稱為不變平面應變（圖3）。形狀改變使先經拋光的試樣表面形成浮突。由圖4可見,高碳鋼馬氏體的表面浮突，它可由圖5示意,可見馬氏體形成時,與馬氏體相交的表面上發生傾動,在干涉顯微鏡下可見到浮突的高度以及完整尖鋭的邊緣。 ^[2] 

(1)伴隨相變的宏觀變形——浮凸效應。馬氏體轉變時的習性平面變形，在拋光的表面上產生浮凸或傾動，並使周圍基體發生畸變。若預先在拋光的表面上劃有直線刻痕，發生馬氏體相變之後，由於傾動使直線刻痕發生位移，並在相界面處轉折，變成連續的折線。檢查馬氏體相變的重要結晶學特徵是相變後存在習性平面和晶面的定向關係。

(2)馬氏體相變時不發生擴散，是一種無擴散轉變，並且馬氏體在化學組成上與母體完全相同。在相變時，母相中原子的位置是對稱改變的，並且改變的距離小於品格中原子之間的間隔。這和成核一生長機理有着明顯的差別。

馬氏體相變是點陣有規律的重組，其中原子並不調換位置，而只變更其相對位置，其相對位移不超過原子間距，因而它是無擴散性的位移式相變。

(3)馬氏體相變往往以非常高的速度進行，有時高達聲速。在一個很寬的程度範圍內，轉變的動力學與温度無關；但是相變可因所受應力或應變而被加強或抑制。

(4)馬氏體相變沒有一個特定的温度，而是在一個温度範圍內進行的。在母相冷卻時，奧氏體開始轉變為馬氏體的温度稱為馬氏體開始形成温度，以

表示；完成馬氏體轉變的温度稱為馬氏體轉變終了温度，以

表示。

陶瓷中較經典的馬氏體相變為

中的四方相(t相)→單斜相(m相)轉變，它是通過無擴散剪切變形實現的，這一轉變速度很快，並伴隨7%～9%的體積收縮。它具有以下特徵：①無擴散位移切變型；②產生表面浮凸效應；③相變產物單斜相(

)的亞結構為孿晶，有時伴有位錯；④在冷卻時存在馬氏體相變開始點(

)，並且在加熱冷卻時有熱滯；⑤母相(t)與新相(m)之間有確定的晶體學位向關係：(100)m//(110)t，[010]m/[001]t；⑥新相慣習面為：透鏡片狀馬氏體為(671)m或(761)m，板條狀馬氏體為(100)m；⑦具有變温轉變和等温轉變特徵。 ^[3] 

馬氏體相變時在一定的母相面上形成新相馬氏體，這個面稱為慣習（析）面，它往往不是簡單的指數面，如鎳鋼中馬氏體在奧氏體(γ)的{135}上最先形成（圖7）。馬氏體形成時和母相的界面上存在大的應變。為了部分地減低這種應變能，會發生輔助的變形，使界面改變如圖7中由{135}變為{224}面。圖7中馬氏體呈透鏡狀，它具有中脊面，是孿晶密度很高的面，即{135}γ面，這些馬氏體內部的孿晶是馬氏體內的亞結構。在鐵基合金的馬氏體中存在孿晶或（和）位錯,在非鐵合金中一般存在孿晶或層錯。由圖7還可見到：在馬氏體周圍的母相（奧氏體）中形成密度很高的位錯，這是在馬氏體相變時，母相發生協作形變而形成的。

由於馬氏體相變時原子規則地發生位移,使新相(馬氏體)和母相之間始終保持一定的位向關係。在鐵基合金中由面心立方母相γ變為體心立方(正方)馬氏體M時具有著名的курдюмов-Sachs關係(簡稱K-S關係){111}γ∥{011}M,<01ī>γ∥<ī11>M和西山關係；{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<110>M。由面心立方母相P變為六方馬氏體ε時,則有：{111}p∥{001}ε,<110>p∥<110>ε。 ^[4] 

馬氏體相變具有可逆性。當母相冷卻時在一定温度開始轉變為馬氏體，把這温度標作Ms,加熱時馬氏體逆變為母相，開始逆變的温度標為As。圖8中表示Fe-Ni和Au-Cd合金的Ms和As,它們所包圍的面積稱為熱滯面積,可見Fe-Ni馬氏體相變具有的熱滯大,而Au-Cd則很小。相變時的協作形變為範性形變時，一般熱滯較大；而為彈性形變時,熱滯很小。像Au-Cd這類合金冷卻時馬氏體長大、增多，一經加熱又立即收縮，甚至消失。因此這類合金的馬氏體相變具有熱彈性，稱為熱彈性馬氏體相變。 ^[4] 

在一般合金的馬氏體相變中，馬氏體形成量只是温度的函數，即隨着温度的下降，馬氏體的形成量增大，稱為變温馬氏體的形成，如圖9所示(圖中ƒ為馬氏體形成量、Tq為淬火介質的温度)。但在有些合金 (Fe-Ni-Mn)中馬氏體的形成量卻是時間的函數，即在一定温度下，隨時間的延長，馬氏體形成量增多,稱為等温馬氏體的形成，如圖10所示(圖中%指馬氏體形成量)。一些高碳高合金鋼,如高速鋼、軸承鋼，主要形成變温馬氏體，但在一定條件下也能形成等温馬氏體。這兩類馬氏體在本質上可能是一致的,不過在變温馬氏體形成時母相不易繼續相變(穩定化),必須降温，增加相變的驅動力才能繼續形成馬氏體。一定的應力和形變作為附加的驅動力，會促使馬氏體的形成;但過量的形變又會阻礙馬氏體相變的進行(力學的穩定化)。 ^[4] 

馬氏體相變規律在工業上的應用，已具顯著效果。除馬氏體強化普遍應用於鋼鐵外，在鋼鐵熱處理中還利用相變規律來控制變形，以及改善性能。人們對鐵基合金的成分、馬氏體形態和力學性質之間的關係已有較明晰的認識,具備位錯亞結構的低碳型(條狀)馬氏體有一定的強度和良好的韌性,具備孿晶亞結構的高碳型（片狀）馬氏體有很高的強度但韌性很差。按此，低碳馬氏體已在工業上有較大量的應用。形變熱處理的應用，以及馬氏體時效鋼(含碳～0.02%)的創制都是利用低碳馬氏體的良好韌性。圖11是低碳型馬氏體的光學顯微鏡下的金相組織;圖12是低碳型馬氏體的透射電子顯微鏡下的金相組織，可以見到內部的位錯亞結構。利用馬氏體相變時塑性增長，已建立了相變誘發塑性鋼（TRIP鋼）（見形變熱處理）。

有些合金如（Au-Cd，In-Tl等）在受一定應力時會誘發形成馬氏體，相應地產生應變，應力去除後馬氏體立即逆變為母相，應變回復。這現象稱為“偽彈性”。圖13示Ag-Cd合金的偽彈性現象。具有熱彈性和偽彈性的部分合金中還具有“形狀記憶效應”，即合金經馬氏體相變後經過形變使形狀改變，但經過加熱逆變後對母相原來形狀有記憶效應，會自動回覆母相的原來形狀，圖14為形狀記憶效應示意圖。有的合金不但對母相形狀，而且再次冷卻時對馬氏體形狀也具有記憶效應稱為“雙程記憶效應”。利用這種效應制成的形狀記憶合金，已可工業應用。 ^[4] 

幾十年來馬氏體相變的研究，從表象逐步深入到相變的本質，但是對一些根本性問題還認識得不很完整。馬氏體相變時母相和新相成分相同，因此可以把合金作為單元系進行相變的熱力學研究。用熱力學處理來計算Ms 温度以及驗證相變過程的工作還處於發動階段。雖然從實驗上可以得到相變的慣習(析)面、取向關係以及應變量，但相變過程中原子遷動的過程尚未了解。晶體學的表象理論，應用數學(矩陣)處理,預測馬氏體相變過程的形狀改變是均勻點陣形變、不均勻形變和剛性轉動的結果；這隻在Au-Cd、Fe3Pt及高鎳鋼和高鋁鋼中得到驗證，對大多數合金還不完全與實驗結果相符合。在某些馬氏體相變前觀察到物理性質異變(如彈性模量下降)揭示了相變前母相點陣振動(聲學模)的軟化，預相變和軟模已為人們所注意。馬氏體相變研究歷史較久，工業上應用較廣，也開始對金屬和非金屬的馬氏體相變進行統一的研究。 ^[2]