馬氏體轉變

19世紀中葉，英國人索爾拜（H.C.Sorby）首次用顯微鏡觀察了淬硬鋼的金相組織，後對此種針狀組織物命名為馬氏體。圖1示出高碳鋼淬火態的金相組織，針狀物（其空間形態為板片狀）為馬氏體，基底為殘留奧氏體。20世紀20年代，美國人芬克（W.L.Fink）和蘇聯人庫爾久莫夫（Г.В.Курдюмов）分別用X射線衍射技術確定了鋼中馬氏體的本質：體心正方結構，碳在a-Fe中的過飽和固溶體，奧氏體在非平衡（大過冷）條件下轉變成的一種介穩相。到50年代，不但積累了大量有關鋼中馬氏體轉變的技術資料，而且還發現在一系列有色合金及某幾種純金屬中也發生相似的轉變。在此基礎上，逐漸認識到，以鋼中馬氏體形成為代表的相變，是一種與歷來瞭解的固態擴散型晶型轉變具有本質區別的固態一級相變——非擴散的晶型轉變，定名為馬氏體轉變。各種合金系中經馬氏體轉變形成的低温產物皆稱為馬氏體，如鈦合金中馬氏體、銅合金中馬氏體等。馬氏體轉變是金屬熱處理時發生的相變的基本類型之一，對鋼的強化熱處理及形狀記憶合金的應用技術具有重要意義。

馬氏體轉變的主要特徵為：

（1）宏觀形狀效應。不但有體積變化，而且有形狀變化。如圖2所示，在母相的自由表（平）面上，轉變成馬氏體的那塊面積發生一定角度的傾斜，並仍保持為平面。由此帶動鄰近的母相呈山峯狀凸起（另一側下凹），原始態表面的直線刻痕轉入新相後仍為直線，在界面處不斷開，保持連續。

（2）非擴散。生成相與母相成分相同，以共格或半共格界面為生長相界面，故不存在相界面遷移的熱激活機制。形核率和長大速度皆與擴散型轉變的熱動力學處理結果顯著不符。

（3）慣習現象。生成相的片、板的空間取向不是任意的，而是平行於母相的某個晶面（稱為慣習面）。作為母相的一個原子面，慣習面在相變過程中既不畸變，也不轉動，是不變平面。圖3是對圖2的局部作進一步標註，a′b′ab面發生轉動，面積也有變化;但AB線段長度不變，方向也不變。作為母相的一個原子面，ABCD在相變過程中既無畸變，又不轉動，連位置都沒有變化（稱中脊面）。a′b′c′d′和abcd兩面僅有平移，無畸變及轉動。慣習面是母相中與ABCD同族的晶面，馬氏體片只能在這族晶面的空間方位產生。

（4）不變平面應變。根據上述諸特徵，如平面在相變後仍為平面、非擴散、共格性，尤其具有不變平面（慣習面），判定馬氏體轉變是以不變平面應變的方式（而不是界面原子熱激活躍遷的方式）進行晶格類型的改組。

（5）嚴格的晶體學關係。這是新相生長時遷移界面與母相共格的必然結果。鐵碳合金的面心立方（γ）→體心正方（α′）馬氏體轉變，為著名的K-S關係，即（111）γ∥（011）α′，[101]γ∥[111]α′。

（6）伴生特定的晶體缺陷亞結構。馬氏體中亞結構有位錯、孿晶和層錯三類，典型的亞結構形貌如圖4。

要得到馬氏體組織，必須把鋼加熱到奧氏體狀態，然後以大於臨界冷卻速度的冷速冷卻到M_s點以下温度。所以馬氏體的形成條件是一定的冷速（大於臨界冷卻速度）和深度過冷（低於M_s點）。大於臨界冷卻速度是為了抑制珠光體轉變（或貝氏體轉變）;深度過冷是為了保證系統自由能的降低，以便為馬氏體的形成提供足夠的相變驅動力。 ^[1] 

馬氏體轉變按動力學特徵可以分為4大類。

（1）變温馬氏體轉變。馬氏體形成量僅取決於冷卻到達（Ms以下）的温度，而與保温時間或冷卻速度無關。同一合金系中成分不同的合金，雖然Ms值不同，但馬氏體形成量（f，體積分數）與（Ms-T_q）的關係相同。

（2）等温馬氏體轉變。少數鐵基馬氏體轉變具有類似擴散型相變的動力學特徵，在M_s以下有孕育現象，轉變速度與温度之間具有帶極大值的函數關係。

（3）爆發型馬氏體轉變。某些M_s點很低的合金，當冷卻到達Ms時，發生爆發式形核和爆發式生長，在瞬間形成大量的馬氏體。爆發後繼續冷卻時，動力學呈現變温特性。

（4）熱彈性馬氏體轉變。動力學曲線與變温型馬氏體類同，但相變具有可逆性，並且以相界面隨温度升降雙向可逆的遷移實現正、逆反應。熱彈性馬氏體轉變與前述3類的根本性區別，在於不存在爆發式生長，而是一種變温生長機制。形核後，隨温度下降相界面向高温相（p）推移，至温度停止下降或遇到障礙物（如晶界）時停止推移。逆轉變是上述行為的反向，即隨温度上升界面向馬氏體中推移，直至馬氏體片消失。對於一片馬氏體而言，正逆過程可循環往復進行。A_s與M_f越接近（相應地，A_f與M_s也越接近）的合金，在整個轉變温度範圍內馬氏體的消長與温度升降越接近於同步。 ^[2]