马氏体转变及其应用钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。

马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。

因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。

1 马氏体转变的特点1.1 马氏体相变是无扩散型相变因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。

1.2 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。

这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。

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，这种界面称为“切变共格”界面。

1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。

当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。

这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。

这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。

从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的温度愈低，过冷度愈大，临界晶核尺寸就愈小，当奥氏体被过冷到某一温度时,尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就成为晶核，就能长成一片或一条马氏体。

在该温度下当大于临界晶核尺寸的核胚消耗完了时，马氏体相变就停止了，只有进一步降低温度才能使更小的核胚成为晶核长成马氏体。

因而钢的马氏体相变是在一个温度范围(Ms-Mf)内形成的，而不能在等温下形成。

1.4 具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变晶体学特点是新相和母相之间存在着一定的位向关系。

在钢中已经观察到的位向关系有K-S关系、西山关系、G-T关系。

马氏体转变不仅新相和母相有一定的位向关系，而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面即称为惯习面。

惯习面为无畸变无转动平面。

2 马氏体相变晶体学1924年Bain提出Fcc母相→bcc (bct)马氏体相变晶体学雏型，见图1。

1930年K-S位向关系、1934~35年(西山)关系的建立, 1948年Jawson和Wheeler应用矩阵研究晶体学, 1949年Greninger和Troiano、1951年Machlin和Cohen以及Bowles等环绕表面浮突提出均匀切变及二次切变的设想。

2.1 Bain模型Bain模型把面心立方点阵的c轴压缩，而把垂直于c轴的其他两个轴拉长，使轴比为1，就可使面心立方点阵变成体心立方点阵。

马氏体即为这两个极端状态之间的中间状态。

因为马氏体中有间隙式溶解的碳，所以其轴比不能等于1。

随碳含量不同，马氏体的轴比在1.08-1.00之间。

因此在无碳的情况下，希望轴比从1.41变成1.00。

按照Bain模型仅能产生马氏体晶格，它不能解释宏观切变及惯习面的存在，因此还不能完整的说明马氏体相变的特征。

图1 Bain应变模型在面心立方(γFe)点阵中构成体心立方点阵。

经c轴压缩、a轴伸长,成为马氏体点阵。

2.2 K-S切变模型经K-S切变后，（111）r//(101)M;｛111｝r//｛011｝M。

K-S切变模型的成功之处在于它导出了所测量到的点阵结构和位向关系，给出了面心立方奥氏体改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型。

但是，这个早期的理论完全没有考虑宏观切变和惯习面问题。

按K-S切变模型引起的表面浮凸与实测结果相差很大。

西山切变模型与K-S相比，晶面的方位对应是相同的，晶轴方向两者相差5 16 2.3 G-T模型G-T模型经过两次切变，第一次切变产生宏观外形变化，出现表面浮凸、三棱点阵，由浮凸表面和样品交截的角度可确定惯习面的方位，有一组晶面间距与原子排列和（112）M面相同。

第二次切变是在（112）M面和［111］M方向发生12 ～13 的切变，体心正方点阵经微小调整成马氏体结构，对浮凸没有可见的影响。

滑移切变留下位错亚结构，孪生切变留下孪晶亚结构。

G-T模型较好的说明了表面浮凸、惯习面位向、亚结构等问题，但没能解决惯习面不应变、不转动的问题。

3 马氏体转变动力学马氏体转变也是成核和长大的过程。

铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的，大体可分为四种不同的类型：碳钢和低合金钢中的降温转变；Fe-Ni，Fe-Ni-C 合金在室温以下的“爆发式”转变；某些Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金在室温以下的等温转变；表面转变，这是许多铁合金在室温以下表现出来的一种等温类型的转变。

3.1 马氏体的降温形成马氏体的降温形成是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。

马氏体相变是在很大过冷度下发生的，相变驱动力很大，同时长大激活能很小，所以马氏体长大速度极快，以至可以认为相变的转变速度仅取决与成核率，而与长大速度无关。

降温形成马氏体的转变量主要决定于冷却所到达的温度T q 即决定于Ms 点以下的深冷程度。

等温保持时，转变一般不再进行。

这个特点意味着成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的，所以也称降温转变为非热学转变。

3.2 爆发式转变对于Ms点低于0 C的Fe-Ni，Fe-Ni-C合金，它们的转变曲线和降温转变很不相同。

这种转变在零下某一温度（M b）突然发生，并伴有响声，同时急剧放出相变潜热，引起试样温度升高。

在一次爆发中形成一定数量的马氏体，条件合适时，爆发转变量可超过70%，试样温度可上升30 C。

晶界因具有位向差不规则的特点，而成为爆发转变传递的障碍。

因此细晶粒材料中爆发转变量要受到限制，在同样的M b温度下，细晶粒钢的爆发量较小。

马氏体的爆发转变，常因受爆发热的影响而伴有马氏体的等温形成。

3.3 等温转变和表面转变少数M s点低于0 C的Fe-Ni-Mn，Fe-Ni-Cr合金和高碳高Mn钢也存在完全的等温转变。

这些合金中的马氏体转变完全由等温形成，转变的动力学曲线也呈“C”字形。

马氏体的等温形成有利于改善钢的韧性，并有利于工件尺寸稳定。

马氏体的等温转变一般不能进行到底，完成一定的转变量即停止了。

随等温转变进行，因马氏体体积变化引起未转变奥氏体变形，从而使未转变奥氏体向马氏体转变时的切变阻力增大。

因此，必须增大过冷度，使相变驱动力增大，才能使转变继续进行。

有人认为爆发转变实质是一种快速等温转变，降温转变是由一系列快速等温转变组成。

尽管如此，研究等温转变有利于揭示马氏体转变的本质。

表面转变实际上也是等温转变。

大块材料内部的等温转变，其特点是马氏体片呈快速长大，但成核过程需要有孕育期，惯习面接近｛225｝r。

表面转变的成核过程也需要有孕育期，但表面马氏体大都为条状且长大较慢，惯习面为｛112｝。

表面转变的存在对马氏体转变动力学研究是一个很大的干扰。

r4 马氏体转变的应用4.1 马氏体相变中碳的扩散和低碳马氏体的韧性经典理论认为．在Fe-C合金马氏体相变中，铁和碳原子都是不扩散的。

由于低碳马氏体形成时碳由马氏体扩散至条间奥氏体，因此使奥氏体富碳而具有化学稳定性；同时．条状马氏体形成时，条间奥氏体因协作形变而强化，又产生力学稳定性。

如残余奥氏体富碳至l%，其Ms约为200 C，但由于力学稳定化，使条间奥氏体能在室温保留。

因此低碳马氏体内一般都存在条间奥氏体，其宽度在10nm左右至几百nm。

低碳马氏体具有相当高的强度，以及良好的塑性，其最主要原因为存在的条间奥氏体。

条间残余奥氏体的存在，使裂纹扩张阻力加大。

由于低碳淬火钢(含低碳马氏体组织)具有良好的力学性能和加工性，值得在工业上继续推广应用。

但必须注意条间残余奥氏体的稳定性及回火马氏体致脆。

为避免TME，淬火钢可进行473K或以下的低温，较长时间的回火，以消除应力。

对形状简单，厚度不大的工件可以淬火态的低碳马氏体直接应用。

对必要进行523K以上温度回火时，短时回火仍可避免TME。

对于有些工件，如炮筒，工作温度在573K左右，为避免TME，建议钢中加入较高量稳定奥氏体的元素，如Ni，将TME温度推向更高温度。

鉴于条间奥氏体易在拉应力作用下转变成为马氏体，而一旦转变为马氏体，就很容易析出渗碳体，造成条间脆性，因此必需控制少量应力诱发马氏体的形成，使具有TRIP性质。

加入合金元素镍可望得到良好的效果。

4.2残余奥氏体中等温马氏体的形成及其应用金相研究发现，1.4C-1.4Cr钢中残余奥氏体内形成等温马氏体时，可由变温马氏体继续长大及重新形核长大。

近年研究揭示，GCrl5钢中残余奥氏体内形成等温马氏体的动力学也呈C形特征。

形成的第一阶段，相变速率与l／T成线性关系，其激活能为91.8kJ/mol，变温马氏体中点阵常数比c／a减小，证明由于变温马氏体内碳的扩散和(Fe，Cr)3C的沉淀，减低r／M间的应变能，使变温马氏体继续长大。

在第二阶段，为等温马氏体在残余奥氏体中重新形核长大，其激活能为l30.0kJ/mol，系基体中位错与复杂缺陷作用下位错组态形成等温马氏体核心的有利位置所需的能量。

动力学曲线呈C形，说明在此阶段动力学受相变驱动力及碳的扩散两个因素的控制，理论分析与实验结果相符。

GCrl5钢中少量等温马氏体的存在，使残余奥氏体受力学稳定，提高在冷处理、回火及应力作用下对诱发相变的稳定性，．在室温(20±O．5℃)时效1000天后，钢件的尺寸稳定性比一般淬火回火前提高35%，而且接触疲劳寿命也同步增长。

5 马氏体转变马氏体相变理论已被卓有成效地应用于材料工程。

例如相变诱发塑性理论指导了相变塑性钢的问世，相变致韧也被应用于陶瓷材料，如含正方(四角)ZrO2的Mg-PSZ材料中，裂纹前端及边缘处．将诱发正方单斜的马氏体相变，从而吸收能量使裂纹停止扩展。

热弹性马氏体相变、应力诱发马氏体相变、伪弹性、Aucd 合金中单个相界面的发现，导致形状记忆合金的开发，正饮誉于工业界。

参考文献：1 徐祖耀，马氏体相变与马氏体，科学出版社，19802 C.M.Wayman. Introduction to the Crystallography of MartensiticTransformations. New York, Mac Million Co·, 1964.马氏体相变晶体学导论，陈业新、李箭译，中南工业大学出版社，1989.3 邓永端，马氏体转变理论，科学出版社.4 徐祖耀，材料热处理的进展和瞻望，材料热处理学报，2003,24(1)：1~1.5 徐祖耀，马氏体相变理论在材料工程中的应用，兵器材料科学与工程，1991，7（7）：3～11.6 刘煜，对马氏体转变的晶体学探析，湖南工程学院学报，2005，3（1）：39～41.7 刘晓,马氏体点阵参数与含碳量的定量关系,新的X射线衍射研究，金属热处理学报,2000,(2):67～77.。