馬氏體轉變是在無擴散的情況下，晶體由一種結構通過切變轉變為另一種結構的變化過程。在相變過程中，點陣的重構是由原子集體的、有規律的近程遷動完成的，并無成分變化。由于這種切變特性，馬氏體可以在很低的溫度下（例如4K)以很高的速率（10E5cm /s)進行。雖然如此，馬氏體轉變仍然是一個成核和核長大的過程。目前關于馬氏體成核和長大理論的研究尚未成熟，仍處于假設階段，本期簡要介紹介紹其中幾種。

一、馬氏體轉變的成核理論

1. 經典成核理論

自從發現馬氏體的等溫轉變以后，人們便提出馬氏體轉變也是成核和核長大過程，并用經典的相變理論來分析馬氏體轉變過程。按照這種處理，馬氏體轉變可以被看作為單元系的同素異構轉變。若設馬氏體核胚呈凸透鏡形狀，中心厚度為2c,片的半徑為r(圖3-41),r ＞＞c，則核胚的體積近似等于4/3πr c，表面積為2πr。因此，核胚形成時，系統的自由能化為：

根據上述理論，可計算出Fe-30%Ni合金（原子百分數）于Ms 點（233K)時的臨界核胚尺寸cc =22，r=490,成核功（能壘）ΔW=5.4x10E5J/mol。按照經典成核理論，成核功是由熱起伏而來。但是，在這樣低的溫度下要靠熱運動來獲得這樣大的激活能是很困難的。有人根據經典成核理論計算出Fe-Ni合金的成核率和相變溫度成“C”曲線關系，并能說明一部分實驗事實。但是，也有一些人的測量結果表明，合金可以達到的Ms 點比按經典理論計算的值為低。按經典理論提出的馬氏體的長大激活能為2510~4184J/mol。但實際上馬氏體的長大激活能很小，幾乎為零。根據這些結果看來，均勻成核的經典理論對于馬氏體轉變可能是不適用的。

2.馬氏體成核的位錯理論

根據金相觀察，人們發現馬氏體核胚在合金中不是均勻分布的，而是在其中一些有利的位置上優先形成。有人做過這樣一個有趣的試驗，把小顆粒（100μm以下）的Fe-Ni-C合金奧氏體化后淬火到馬氏體轉變溫度范圍內。這時發現，各個顆粒的開始轉變溫度可以有相當大的差別。對于某些尺寸和成分都相同的小顆粒，甚至在降低到很低的溫度以后，也不發生轉變。參見圖1。

圖1 Fe-Ni-C號機粉末顆粒馬氏體轉變結果示意圖

在圖1 中，在冷至稍低于Ms 點的溫度時，五個顆粒里只有兩個顆粒中產生馬氏體，在T1溫度時1及5號顆粒開始出現馬氏體，而3號顆粒要冷到T2溫度時才開始出現馬氏體。由此可見，合金的成核是很不均勻的，在某些顆粒里，有利于成核的位置很少，所以需要有更大的過冷度才能產生馬氏體。合金中有利于成核的位置是那些結構上的不均勻區域，如晶體缺陷、內表面（由夾雜物造成）以及由于晶體成長或塑性變形所造成的形變區等。這些“畸變胚芽”可以作為馬氏體的非均勻核心，通常稱之為馬氏體核胚。當試樣經高溫退火后，其中一些缺陷被消除或重新排列，因而使有利于成核的位置有所減少，亦即馬氏體核胚數量減少了。

這種預先存在馬氏體核胚的設想后來從電子顯微鏡分析中獲得了一些間接的證明。人們在奧氏體 Fe-Ni 合金薄膜電子顯微圖中，發現有片狀斑點存在 。電子衍射分析表明，與斑點相對應的是體心立方的馬氏體結構。斑點分布大小不等，正象上述理論對馬氏體核胚的考慮一樣。定量測出的最大核胚尺寸和計算值的比較列于表1。

▼表1 Fe-Ni合金中的最大核胚和計算值的比較

從表中可以看到，計算值和實驗值相差不算太遠。隨著合金中含Ni量增加，核胚變小，相變比較困難，這與實驗結果是一致的。

關于鋼中馬氏體核胚的位錯構模型，學說較多，見解也不統一，目前發展還不成熟。此處只介紹一些一般知識，以便對這個問題有一個初步的了解。

說明馬氏體核胚的結構，主要在于說明奧氏體和馬氏體兩相交界面的結構情況，即說明這兩種密排原子列上的奧氏體和馬氏體是如何構成共格界面的。

Frank 最早建議，奧氏體和馬氏體的交界面平行于慣習面（225)γ。按照K-S關系，這兩種點陣以（225)γ 為界面時，（111)γ  和（110)α‘ 應互相平行。但是，鋼中馬氏體和奧氏體的位向關系并不非常嚴格地符合K-S關系。因為｛110}α' 和｛111}γ 的晶面間距不相等，對于α-Fe,它們相差1.6%；對于各種鋼，相差0.5~2%。并且總是奧氏體的間距較大些。為了使兩個相的晶面能夠一一對應地聯接起來，Frank 提出這兩個面并不嚴格地平行，而是有一個小的交角ψ,如圖2 所示。

▲圖2 馬氏體慣習面（225）γ （111）γ及（111）α面的關系

角的大小和G-T關系中的測量結果符合，即接近1°。由圖中可見，（111)γ 和（110)α 面傾斜中角后，兩個面便有可能一一對應的聯接起來。但是，僅僅（111)γ 和（110)α 面對接后，還不等于兩相界面完全共格。因為按照K-S關系，在慣習面（225)γ上的［110α方向應和鄰接馬氏體點陣的［111]α 方向一一對應連接。而在這個方向上，兩個點陣的原子間距也不完全相同，相差1~2%.所以，為了使這兩個原子列上的原子能夠一一對應。Frank 設想在相變時，還有適當的彈性形變和塑性變形來調整。（225)γ [即（734)α ]面上兩相原子的排列情況如圖3 所示。

▲圖3 在（225）γ 面上兩相的原子排列

若這兩種密排原子列上的各個原子按圖中所示的分數沿箭頭所指方向作相對位移，則可使它們互相吻合。這樣共格界面便完全建立起來了。這樣，在界面上每隔六列原子存在一個螺型位錯。在馬氏體片的另一邊界面上，點陣結構相同，不過螺型位錯的符號相反。不同符號的各組螺型位錯的上下端由正的或負的刃型位錯連接起來構成了位錯圈。馬氏體（或核胚）便被包圍在圈內。

各個原子按圖中所示的分數沿

箭頭所指方向作相對位移，則可使它們互相吻合。這樣共格界面便完全建立起來了。這樣，在界面上每隔六列原子存在一個螺型位錯。在馬氏體片的另一邊界面上，點陣結構相同，不過螺型位錯的符號相反。不同符號的各組螺型位錯的上下端由正的或負的刃型位錯連接起來構成了位錯圈。馬氏體（或核胚）便被包圍在圈內。

Knapp 和Dehlinger 根據上述界面結構模型設想馬氏體核胚為薄扁圓片，其周圍由一系列大小不等的位錯圈所環繞，如圖4 所示。

▲圖4 馬氏體核胚的K-D模型

位錯圈由大部分的正、負螺 型位錯及小部分刃型位錯所組成。位錯圈擴張就使核胚在［110]γ和［225]γ 方向上長大，而在［554]γ 方向上長大需要產生新的位錯圈。這樣位錯圈的螺型部分向外移動使核胚加厚，刃型部分徑向移動使尖端產生新的位錯圈，使核胚徑向長大。這個模型即稱為K-D模型。

使用K-D模型的前提條件是在T0 溫度以上已經有馬氏體核胚存在于奧氏體中。淬火時核胚將被凍結下來，所以不需要克服勢壘。當相變的化學自由能差足以供給位錯圈的形成和擴張所需要的表面能及應變能時，相界面上的位錯就能移動，核胚就能長大形成馬氏體片。隨著馬氏體片的長大，界面上的彈性畸越來越大，當彈性畸變超過一定限度時，界面上的共格聯系就將遭到破壞，馬氏體片即停止長大。這時，要使馬氏體轉變繼續進行，必須降低溫度，使相變驅動力ΔGγ→α 增大，才能使另外一些馬氏體核胚開始長大，轉變方能繼續進行。可見，用K-D模型可以解釋馬氏體的降溫形成。

以位錯圈作為相界面的馬氏體核胚模型還有好幾種，這類模型能夠解釋馬氏體相變熱力學和動力學上的很多實驗事實，但是具體模型尚待進一步發展。

隨著透射電子顯微鏡和電子衍射技術的發展，人們已經發現在Ni-Cr不銹鋼和高Mn鋼中，層錯可能是馬氏體的核胚，面心立方的奧氏體（γ )要經過一個密排六方結構的中間相（ε )之后才轉變為體心立方的馬氏體（α')。從電子顯微鏡可以直接觀察到，馬氏體總是在ε相的接壤處出現，特別是在兩片ε相的交界處出現。因此，人們設想不全位錯之間的堆垛層錯可以作為二維的馬氏體核胚。面心立方點陣奧氏體的密排面（111)γ 的堆垛層次為ABCABC··. . . ·,如果在堆積次序中出現層錯，則堆積次序變為ABCABABC  ABC···. . . ,箭頭即表示層錯所在。

↑

顯然，層錯存在部分的堆積次序為ABAB,和密 排六方點陣的密排面堆積次序相同，故可作為ε相的核胚。這種層錯核胚經過發展和B層原子作適當的平行移動以及A層原子作少量切變位移和點陣調整，即由e相轉變為α’。Y、ε、α‘的位向關系為：（111)γ ‖ (00.1)α ||(011)α [101]γ  ‖ [110]ε||[111]α。

二、馬氏體轉變的切變模型

馬氏體轉變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規律的、近程遷動完成的，而無成分變化。因此，可以把馬氏體轉變看作為晶體由一種結構通過切變轉變為另一種結構的變化過程。

自1924年以來，由Bain開始，人們便根據馬氏體相變的特征，設想了各種相變機制。因為相變時母相發生明顯的切變，所以早期提出的機制常常是從簡單的切變過程推導出來的，企圖通過簡單的切變便可以得到與實驗事實（包括點陣結構、位向關系和慣習面等）相符合的馬氏體。下面按發展過程對幾個機制作一些簡要的介紹。

1.貝茵（Bain)模型

早在1924年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成為體心正方點陣，其軸比／為c/a 1. 41(即√2:1)，如圖3-46中（a)及（b)所示。

▲圖5 面心立方點陣轉變為體心立方點陣的貝茵模型 

同樣，也可以把穩定的體心立方鐵素體看成為體心正方點陣，其軸比等于1(圖5 c))。因此，只要把面心立方點陣的C軸（圖5 中的Z軸）壓縮，而把垂直于C軸的其他兩個軸（圖5 中的x’和y')拉長，使軸比為1，就可使面心立方點陣變成體心立方點陣。馬氏體即為這兩個極端狀態之間的中間狀態。因為馬氏體中有間隙式溶解的碳，所以其軸比不能等于1。隨碳含量不同，馬氏體的軸比在1.08~1.00之間。因此，在無C的情況下，希望軸比從1.41變成1.00。按照Bain 模型，在轉變過程中原子的相對位移很小。例如，Fe-30%Ni合金，當其從面心立方點陣變成體心立方點陣時，C軸縮短了20%，a軸伸長了14%。按照Bain 模型，面心立方點陣改建為體心立方點陣時，奧氏體和馬氏體的晶面重合也大體符合K-S關系，如圖6 所示。

▲圖6 按Bain模型奧氏體和馬氏體的晶面重合（符合K-S關系）

按照Bain 模型僅能產生馬氏體晶格，它不能解釋宏觀切變及慣習面的存在，因此還不能完整地說明馬氏體相變的特征。

2. K-S(KypuюMoв-Sachs)切變模型

K-S切變過程示于圖7 a)中。

   ▲圖7 a）按K-S切變模型面心立方點陣改

                   建為體心立方點陣的示意圖

              b）a）圖在奧氏體點陣中的位向

圖中點陣以（111)γ 面為底面按ABC ABC ABC···堆積次序自下而上排列。點陣圖下面畫出其在（111)γ 面上的投影圖。圖7 b)圖表示圖7 a)圖在奧氏體點陣中的位向。為敘述方便起見，首先考慮沒有C存在的情況。并設想奧氏體分以下幾個步驟轉變成馬氏體：

（1 )在（111)γ 面上，沿［211]γ方向產生第一次切變。如圖7 a）Ⅰ中所示，第二層（B層）原子移動1/12 r（211）而更高各層原子則按比例增加。但相鄰層原子的相對位移均為1/12 r（211）,第一次切變角為19°18,第一次切變后，原子排列如圖7 a）Ⅱ所示；

（2)第二次切變是在（112)γ 面上（垂直于（111)γ 面），沿［110]γ 方向產生10°30‘的切變（見圖7 a）Ⅱ的投影圖），結果如圖7 a）Ⅱ所示。第二次切變后使頂角由120°變為109°30’或α角由60°增至70°30‘。由于沒有C的存在，便得到體心立方點陣的馬氏體。在有C原子存在的情況下，對于面心立方點陣改建為體心正方點陣時，二次切變量略小些，α角由60°增至69°;

(3)最后還要作一些小的調整，使晶面間距和測得的相符合。

K-S模型的成功之處在于它導出了所測量到的點陣結構和位向關系，給出了面心立方奧氏體點陣改建為體心正方馬氏體點陣的清晰模型。但是，這個早期的理論完全沒有考慮宏觀切變和慣習問題。按K-S模型引起的表面浮凸與實測結果相差很大。另外，既然認為碳鋼中主切變面在（111)γ 面上發生，那末這個面似乎應該是慣習面，而測量結果表明，0.92%C鋼和1.4%C鋼的慣習面是（225)γ ,1.78%C鋼的慣習面是（259)γ 。

3. G-T(Creninger-Troiano)模型

G-T模型也常稱為兩次切變模型，如圖8 所示。

▲圖8 G-T模型示意圖

均勻切變亦稱可見切變，可以比較容易地從晶體的宏觀表面浮凸確定。不均勻切變涉及到微觀結構的變化，亦稱不可見切變，不易直接測定。不均勻切變可以是在平行晶面上的滑移（見圖9 c)），也可以是往復的孿生形變（見圖9 d)）。均勻切變（圖9 b)）不僅使單胞由正方變為斜方形，并且使晶體的外形由ABCD變為A'B'C'D。不均勻切變可以產生和均勻切變相似的微觀結構變化，但晶體無宏觀變形。非均勻切變的這兩種方式分別和馬氏體的兩種亞結構相對應。兩次切變模型的立體圖如圖10 所示。

▲圖9 G-T模型切變過程示意圖

▲圖9 G-T模型立體示意圖

G-T模型比較圓滿地解釋了馬氏體轉變的宏觀變形、慣習面、位向關系和顯微結構變化等現象，但是沒有解決慣習面的不應變不轉動，而且也不能解釋碳鋼（＜1.4%C)的位向關系等問題。

馬氏體相變的切變理論還在不斷地發展，隨著馬氏體相變實驗研究的深入，新的現象不斷出現，這就要求理論必須繼續發展，才能解釋實驗發現的現象，同時使理論本身逐漸完善。例如，如前所述，在Ni-Cr鋼、不銹鋼、高Mn鋼中，α'-馬氏體總是在ε相的交接處出現，特別是常在兩個ε相的相交處出現。因此，有人提出這類合金相變的順序是γ→ε→α’。顯然，這個過程是有直接觀察根據的。而KypдюMon和Sachs 由于受當時實驗技術水平限制，沒能想到ε相的作用，卻假設了另外兩個切變過程，直接由γ 得到α‘。當然，γ→α’直接轉變的可能性也是存在的。有人認為C可以提高Mn鋼的層錯能，因此碳含量高時，γ→ε轉變困難，這時就會發生γ→α‘直接轉變。

近年來，由于馬氏體異常正方度的發現，也給馬氏體相變機構的切變理論提出了新的課題，按上述一般設想的馬氏體相變機構，相變是無擴散的、均勻的、有規律的點陣重組。這樣必然導致所有碳原子只分布在馬氏體間隙位置的一個亞點陣上，從而使馬氏體的c／a最大。顯然，這樣的轉變機構無法解釋馬氏體的異常正方度現象。這就啟發人們在設想馬氏體相變機構時，還必須把C原子的移動方式考慮在內。