马氏体相变的特征及性质

1.无扩散性

在较低的温度下，碳原子和合金元素的原子均已扩散困难。这时，系统自组织功能使其进行无需扩散的马氏体相变。马氏体相变与扩散型相变的不同之处在于晶格改组过程中，所有原子集体协同位移，每次相对位移量小于一个原子间距，相变后成分不变，即无扩散。

高碳马氏体转变速度极快，一片马氏体形成速度约为1100m/s。在80～250K温度范围内，长大速度为10³/s数量级^[1]。在此低温下，原子不可能做超过一个原子间距的迁移。Fe-Ni合金在－196℃，一片马氏体的形成需要5×10^－5～5×10^－7s。在如此低的温度下，转变已经不可能以扩散方式进行。将高碳钢淬火后获得马氏体和残留奥氏体两相，测定两相点阵常数的变化，得出两相的含碳量相同。试验表明，马氏体相变中原子无扩散特征，即马氏体相变无成分变化，仅仅是晶格改组。

2.位向关系和惯习面

马氏体相变的晶体学特点是新相和母相之间存在一定的位向关系。如上所述，马氏体相变时，原子不需要扩散，只做有规则的很小距离的移动，新相和母相界面始终保持着共格或半共格连接。因此，相变完成后，两相之间的位向关系仍然保持着，如K-S关系、G-T关系、西山关系等。

（1）K-S关系 Курдюмов和Sachs用X射线测出w_C＝1.4％钢马氏体和奥氏体之间的位向关系为：｛011｝_α′∥｛111｝_γ；＜111＞α′∥＜101＞γ。

（2）G-T关系 Grenniger和Troiaon精确地测定了Fe-0.8％C-22％Ni合金的奥氏体单晶中的马氏体的位向，结果发现K-S关系中的平行晶面和平行晶向实际上略有偏差，指出位向关系为：｛011｝_α′∥｛111｝_γ差1°；＜111＞α′∥＜101＞γ差2°。

（3）西山关系 西山在Fe-30％Ni合金单晶中发现其在室温以上具有K-S关系，而在－70℃以下形成的马氏体具有下列关系：｛011｝_α′∥｛111｝_γ；＜211＞γ∥＜110＞α′，这种关系称为西山关系。

马氏体相变时，马氏体片在母相的一定晶面上形成，此晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。钢中马氏体的惯习面随着含碳量和形成温度不同而异，包括（557）γ、（225）γ、（259）γ。在20世纪30～40年代，测定w_C＝0.5％～1.4％的Fe-C合金的惯习面为（225）γ；w_C＝1.5％～1.8％的Fe-C合金的惯习面为（259）γ。低碳马氏体的惯习面为：低碳的Fe-Ni-C合金近于（111）γ；低碳的Fe-C合金及Fe-24％Ni-2％Mn合金的惯习面为（557）γ。

有色合金中，马氏体的惯习面为高指数面，如Cu-Al合金的β₁′马氏体的惯习面偏离｛113｝_β12°；Cu-Zn合金马氏体的惯习面为｛21112｝_β。

3.马氏体的精细亚结构

马氏体是单相组织，在组织内部出现的精细结构称为亚结构。低碳马氏体内存在极高密度的位错（可达10¹²/cm²）。近年来发现板条状马氏体中存在层错亚结构^[7]。在高碳马氏体中主要以大量精细孪晶（孪晶片间距可达30nm）作为亚结构，也存在高密度位错；有的马氏体中亚结构主要是层错。有色合金马氏体的亚结构是高密度的层错、位错和精细孪晶。

可见，马氏体从形核到长大伴生着大量亚结构，如精细孪晶、极高密度位错或层错等亚结构。图5-9所示为马氏体中的亚结构照片。

图5-9 马氏体片中的亚结构（TEM）

a）缠结位错 b）孪晶 c）层错(www.xing528.com)

4.相变的可逆性

有色金属和合金、部分铁基合金中的马氏体相变具有可逆性，即新旧相界面可逆向移动。这些合金在冷却时，母相开始形成马氏体的温度称为马氏体点（Ms），转变终了的温度标以Mf；随后加热，在As温度逆转变形成高温相，逆相变完成的温度标以Af。例如，Fe-Ni合金的高温相为面心立方的γ相，淬火时转变为体心立方的α′马氏体，加热时直接转变为高温相γ。相界面在加热和冷却过程中可以逆方向移动，原子集体协同地位移（向前或向后），这是马氏体相变的一个特点。

图5-10所示为Cu-Al-Ni合金的热弹性马氏体的相变过程。此合金未经形变时的马氏体点Ms为－38℃，随着温度的下降，β₁′马氏体变粗并且增多，如从－28.5℃冷却到－41℃时，马氏体量增加；加热时从－29℃升温到－17℃出现逆转变，β₁′马氏体收缩，随着温度升高，β₁′逐渐减少。

但是，在钢中，淬火马氏体中的碳原子扩散较快，一般淬火到室温时碳原子立即发生扩散偏聚，形成碳原子偏聚团，如Corierl气团，100℃以上即可析出碳化物。这样，当马氏体加热到高温过程中，马氏体已经分解，则不能发生逆相变成为奥氏体，即钢中的马氏体一般不发生逆转变。如果迅速冷却得到新鲜马氏体，之后立即迅速加热，使马氏体来不及回火析出，也会发生逆转变。据报道^[1]，将w_C＝0.8％钢的马氏体以5000℃/s速度加热时，在590～600℃之间发生了逆相变。因此认为一般含碳的工业用钢，其淬火马氏体在加热时因析出碳化物而阻碍了可逆转变。Fe-C-M系马氏体相变时不发生可逆转变是个特例。

除了以上主要特征外，马氏体相变还有表面浮凸、非恒温性等现象。马氏体转变也有恒温形成的，即等温形成的马氏体。浮凸是过冷奥氏体表面转变时发生的普遍现象，因此不宜将表面浮凸、非恒温性等现象作为马氏体相变的特征。

图5-10 Cu-Al-Ni合金的热弹性马氏体的可逆转变

马氏体相变的主要特征归纳如下：

1）无（需）扩散性。马氏体相变不需要碳和替换原子的扩散就能完成晶格改组，故称为“无需”扩散，一般称为无扩散。“无扩散性”是区别于共析分解、贝氏体相变的一个最重要的特征。

2）具有位向关系，以非简单指数晶面为惯习面。位向关系和惯习面现象在其他相变中有时也不同程度地出现，如块状转变、贝氏体相变等。

3）相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷，如极高密度的位错、精细孪晶、细密的层错等。现已发现贝氏体中的位错密度也较高，但是不如马氏体中的位错密度高，所以称其为“极高”密度的位错，这是其他相变不能比拟的。

4）马氏体相变具有可逆性，新旧相界面可正反两个方向移动。

这四条可作为马氏体相变的判据，均可通过试验观察测定，凡是符合这些相变特征的可判定为马氏体相变。

关于表面浮凸现象，在以往的资料中，将浮凸作为马氏体相变的独有特征来叙述。但是近年来发现，表面浮凸是过冷奥氏体转变的普遍现象，在珠光体转变、贝氏体相变、马氏体相变过程中均存在表面浮凸现象，而且浮凸均为帐篷形。马氏体浮凸与其他相变浮凸无特殊之处，且不具备切变特征。表面浮凸主要由相变体积膨胀所致^[8，9]，因此将浮凸作为马氏体相变的独有特征的观点已经过时。