马氏体转变是在无扩散的情况下，晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。在相变过程中，点阵的重构是由原子集体的、有规律的近程迁动完成的，并无成分变化。由于这种切变特性，马氏体可以在很低的温度下（例如4K)以很高的速率（10E5cm /s)进行。虽然如此，马氏体转变仍然是一个成核和核长大的过程。目前关于马氏体成核和长大理论的研究尚未成熟，仍处于假设阶段，本期简要介绍介绍其中几种。

一、马氏体转变的成核理论

1. 经典成核理论

自从发现马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏体转变也是成核和核长大过程，并用经典的相变理论来分析马氏体转变过程。按照这种处理，马氏体转变可以被看作为单元系的同素异构转变。若设马氏体核胚呈凸透镜形状，中心厚度为2c,片的半径为r(图3-41),r ＞＞c，则核胚的体积近似等于4/3πr c，表面积为2πr。因此，核胚形成时，系统的自由能化为：

根据上述理论，可计算出Fe-30%Ni合金（原子百分数）于Ms 点（233K)时的临界核胚尺寸cc =22，r=490,成核功（能垒）ΔW=5.4x10E5J/mol。按照经典成核理论，成核功是由热起伏而来。但是，在这样低的温度下要靠热运动来获得这样大的激活能是很困难的。有人根据经典成核理论计算出Fe-Ni合金的成核率和相变温度成“C”曲线关系，并能说明一部分实验事实。但是，也有一些人的测量结果表明，合金可以达到的Ms 点比按经典理论计算的值为低。按经典理论提出的马氏体的长大激活能为2510~4184J/mol。但实际上马氏体的长大激活能很小，几乎为零。根据这些结果看来，均匀成核的经典理论对于马氏体转变可能是不适用的。

2.马氏体成核的位错理论

根据金相观察，人们发现马氏体核胚在合金中不是均匀分布的，而是在其中一些有利的位置上优先形成。有人做过这样一个有趣的试验，把小颗粒（100μm以下）的Fe-Ni-C合金奥氏体化后淬火到马氏体转变温度范围内。这时发现，各个颗粒的开始转变温度可以有相当大的差别。对于某些尺寸和成分都相同的小颗粒，甚至在降低到很低的温度以后，也不发生转变。参见图1。

图1 Fe-Ni-C号机粉末颗粒马氏体转变结果示意图

在图1 中，在冷至稍低于Ms 点的温度时，五个颗粒里只有两个颗粒中产生马氏体，在T1温度时1及5号颗粒开始出现马氏体，而3号颗粒要冷到T2温度时才开始出现马氏体。由此可见，合金的成核是很不均匀的，在某些颗粒里，有利于成核的位置很少，所以需要有更大的过冷度才能产生马氏体。合金中有利于成核的位置是那些结构上的不均匀区域，如晶体缺陷、内表面（由夹杂物造成）以及由于晶体成长或塑性变形所造成的形变区等。这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通常称之为马氏体核胚。当试样经高温退火后，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减少，亦即马氏体核胚数量减少了。

这种预先存在马氏体核胚的设想后来从电子显微镜分析中获得了一些间接的证明。人们在奥氏体 Fe-Ni 合金薄膜电子显微图中，发现有片状斑点存在 。电子衍射分析表明，与斑点相对应的是体心立方的马氏体结构。斑点分布大小不等，正象上述理论对马氏体核胚的考虑一样。定量测出的最大核胚尺寸和计算值的比较列于表1。

▼表1 Fe-Ni合金中的最大核胚和计算值的比较

从表中可以看到，计算值和实验值相差不算太远。随着合金中含Ni量增加，核胚变小，相变比较困难，这与实验结果是一致的。

关于钢中马氏体核胚的位错构模型，学说较多，见解也不统一，目前发展还不成熟。此处只介绍一些一般知识，以便对这个问题有一个初步的了解。

说明马氏体核胚的结构，主要在于说明奥氏体和马氏体两相交界面的结构情况，即说明这两种密排原子列上的奥氏体和马氏体是如何构成共格界面的。

Frank 最早建议，奥氏体和马氏体的交界面平行于惯习面（225)γ。按照K-S关系，这两种点阵以（225)γ 为界面时，（111)γ  和（110)α‘ 应互相平行。但是，钢中马氏体和奥氏体的位向关系并不非常严格地符合K-S关系。因为｛110}α' 和｛111}γ 的晶面间距不相等，对于α-Fe,它们相差1.6%；对于各种钢，相差0.5~2%。并且总是奥氏体的间距较大些。为了使两个相的晶面能够一一对应地联接起来，Frank 提出这两个面并不严格地平行，而是有一个小的交角ψ,如图2 所示。

▲图2 马氏体惯习面（225）γ （111）γ及（111）α面的关系

角的大小和G-T关系中的测量结果符合，即接近1°。由图中可见，（111)γ 和（110)α 面倾斜中角后，两个面便有可能一一对应的联接起来。但是，仅仅（111)γ 和（110)α 面对接后，还不等于两相界面完全共格。因为按照K-S关系，在惯习面（225)γ上的［110α方向应和邻接马氏体点阵的［111]α 方向一一对应连接。而在这个方向上，两个点阵的原子间距也不完全相同，相差1~2%.所以，为了使这两个原子列上的原子能够一一对应。Frank 设想在相变时，还有适当的弹性形变和塑性变形来调整。（225)γ [即（734)α ]面上两相原子的排列情况如图3 所示。

▲图3 在（225）γ 面上两相的原子排列

若这两种密排原子列上的各个原子按图中所示的分数沿箭头所指方向作相对位移，则可使它们互相吻合。这样共格界面便完全建立起来了。这样，在界面上每隔六列原子存在一个螺型位错。在马氏体片的另一边界面上，点阵结构相同，不过螺型位错的符号相反。不同符号的各组螺型位错的上下端由正的或负的刃型位错连接起来构成了位错圈。马氏体（或核胚）便被包围在圈内。

各个原子按图中所示的分数沿

箭头所指方向作相对位移，则可使它们互相吻合。这样共格界面便完全建立起来了。这样，在界面上每隔六列原子存在一个螺型位错。在马氏体片的另一边界面上，点阵结构相同，不过螺型位错的符号相反。不同符号的各组螺型位错的上下端由正的或负的刃型位错连接起来构成了位错圈。马氏体（或核胚）便被包围在圈内。

Knapp 和Dehlinger 根据上述界面结构模型设想马氏体核胚为薄扁圆片，其周围由一系列大小不等的位错圈所环绕，如图4 所示。

▲图4 马氏体核胚的K-D模型

位错圈由大部分的正、负螺 型位错及小部分刃型位错所组成。位错圈扩张就使核胚在［110]γ和［225]γ 方向上长大，而在［554]γ 方向上长大需要产生新的位错圈。这样位错圈的螺型部分向外移动使核胚加厚，刃型部分径向移动使尖端产生新的位错圈，使核胚径向长大。这个模型即称为K-D模型。

使用K-D模型的前提条件是在T0 温度以上已经有马氏体核胚存在于奥氏体中。淬火时核胚将被冻结下来，所以不需要克服势垒。当相变的化学自由能差足以供给位错圈的形成和扩张所需要的表面能及应变能时，相界面上的位错就能移动，核胚就能长大形成马氏体片。随着马氏体片的长大，界面上的弹性畸越来越大，当弹性畸变超过一定限度时，界面上的共格联系就将遭到破坏，马氏体片即停止长大。这时，要使马氏体转变继续进行，必须降低温度，使相变驱动力ΔGγ→α 增大，才能使另外一些马氏体核胚开始长大，转变方能继续进行。可见，用K-D模型可以解释马氏体的降温形成。

以位错圈作为相界面的马氏体核胚模型还有好几种，这类模型能够解释马氏体相变热力学和动力学上的很多实验事实，但是具体模型尚待进一步发展。

随着透射电子显微镜和电子衍射技术的发展，人们已经发现在Ni-Cr不锈钢和高Mn钢中，层错可能是马氏体的核胚，面心立方的奥氏体（γ )要经过一个密排六方结构的中间相（ε )之后才转变为体心立方的马氏体（α')。从电子显微镜可以直接观察到，马氏体总是在ε相的接壤处出现，特别是在两片ε相的交界处出现。因此，人们设想不全位错之间的堆垛层错可以作为二维的马氏体核胚。面心立方点阵奥氏体的密排面（111)γ 的堆垛层次为ABCABC··. . . ·,如果在堆积次序中出现层错，则堆积次序变为ABCABABC  ABC···. . . ,箭头即表示层错所在。

↑

显然，层错存在部分的堆积次序为ABAB,和密 排六方点阵的密排面堆积次序相同，故可作为ε相的核胚。这种层错核胚经过发展和B层原子作适当的平行移动以及A层原子作少量切变位移和点阵调整，即由e相转变为α’。Y、ε、α‘的位向关系为：（111)γ ‖ (00.1)α ||(011)α [101]γ  ‖ [110]ε||[111]α。

二、马氏体转变的切变模型

马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁动完成的，而无成分变化。因此，可以把马氏体转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。

自1924年以来，由Bain开始，人们便根据马氏体相变的特征，设想了各种相变机制。因为相变时母相发生明显的切变，所以早期提出的机制常常是从简单的切变过程推导出来的，企图通过简单的切变便可以得到与实验事实（包括点阵结构、位向关系和惯习面等）相符合的马氏体。下面按发展过程对几个机制作一些简要的介绍。

1.贝茵（Bain)模型

早在1924年，Bain就注意到可以把面心立方点阵看成为体心正方点阵，其轴比／为c/a 1. 41(即√2:1)，如图3-46中（a)及（b)所示。

▲图5 面心立方点阵转变为体心立方点阵的贝茵模型 

同样，也可以把稳定的体心立方铁素体看成为体心正方点阵，其轴比等于1(图5 c))。因此，只要把面心立方点阵的C轴（图5 中的Z轴）压缩，而把垂直于C轴的其他两个轴（图5 中的x’和y')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C的情况下，希望轴比从1.41变成1.00。按照Bain 模型，在转变过程中原子的相对位移很小。例如，Fe-30%Ni合金，当其从面心立方点阵变成体心立方点阵时，C轴缩短了20%，a轴伸长了14%。按照Bain 模型，面心立方点阵改建为体心立方点阵时，奥氏体和马氏体的晶面重合也大体符合K-S关系，如图6 所示。

▲图6 按Bain模型奥氏体和马氏体的晶面重合（符合K-S关系）

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，因此还不能完整地说明马氏体相变的特征。

2. K-S(KypuюMoв-Sachs)切变模型

K-S切变过程示于图7 a)中。

   ▲图7 a）按K-S切变模型面心立方点阵改

                   建为体心立方点阵的示意图

              b）a）图在奥氏体点阵中的位向

图中点阵以（111)γ 面为底面按ABC ABC ABC···堆积次序自下而上排列。点阵图下面画出其在（111)γ 面上的投影图。图7 b)图表示图7 a)图在奥氏体点阵中的位向。为叙述方便起见，首先考虑没有C存在的情况。并设想奥氏体分以下几个步骤转变成马氏体：

（1 )在（111)γ 面上，沿［211]γ方向产生第一次切变。如图7 a）Ⅰ中所示，第二层（B层）原子移动1/12 r（211）而更高各层原子则按比例增加。但相邻层原子的相对位移均为1/12 r（211）,第一次切变角为19°18,第一次切变后，原子排列如图7 a）Ⅱ所示；

（2)第二次切变是在（112)γ 面上（垂直于（111)γ 面），沿［110]γ 方向产生10°30‘的切变（见图7 a）Ⅱ的投影图），结果如图7 a）Ⅱ所示。第二次切变后使顶角由120°变为109°30’或α角由60°增至70°30‘。由于没有C的存在，便得到体心立方点阵的马氏体。在有C原子存在的情况下，对于面心立方点阵改建为体心正方点阵时，二次切变量略小些，α角由60°增至69°;

(3)最后还要作一些小的调整，使晶面间距和测得的相符合。

K-S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点阵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问题。按K-S模型引起的表面浮凸与实测结果相差很大。另外，既然认为碳钢中主切变面在（111)γ 面上发生，那末这个面似乎应该是惯习面，而测量结果表明，0.92%C钢和1.4%C钢的惯习面是（225)γ ,1.78%C钢的惯习面是（259)γ 。

3. G-T(Creninger-Troiano)模型

G-T模型也常称为两次切变模型，如图8 所示。

▲图8 G-T模型示意图

均匀切变亦称可见切变，可以比较容易地从晶体的宏观表面浮凸确定。不均匀切变涉及到微观结构的变化，亦称不可见切变，不易直接测定。不均匀切变可以是在平行晶面上的滑移（见图9 c)），也可以是往复的孪生形变（见图9 d)）。均匀切变（图9 b)）不仅使单胞由正方变为斜方形，并且使晶体的外形由ABCD变为A'B'C'D。不均匀切变可以产生和均匀切变相似的微观结构变化，但晶体无宏观变形。非均匀切变的这两种方式分别和马氏体的两种亚结构相对应。两次切变模型的立体图如图10 所示。

▲图9 G-T模型切变过程示意图

▲图9 G-T模型立体示意图

G-T模型比较圆满地解释了马氏体转变的宏观变形、惯习面、位向关系和显微结构变化等现象，但是没有解决惯习面的不应变不转动，而且也不能解释碳钢（＜1.4%C)的位向关系等问题。

马氏体相变的切变理论还在不断地发展，随着马氏体相变实验研究的深入，新的现象不断出现，这就要求理论必须继续发展，才能解释实验发现的现象，同时使理论本身逐渐完善。例如，如前所述，在Ni-Cr钢、不锈钢、高Mn钢中，α'-马氏体总是在ε相的交接处出现，特别是常在两个ε相的相交处出现。因此，有人提出这类合金相变的顺序是γ→ε→α’。显然，这个过程是有直接观察根据的。而KypдюMon和Sachs 由于受当时实验技术水平限制，没能想到ε相的作用，却假设了另外两个切变过程，直接由γ 得到α‘。当然，γ→α’直接转变的可能性也是存在的。有人认为C可以提高Mn钢的层错能，因此碳含量高时，γ→ε转变困难，这时就会发生γ→α‘直接转变。

近年来，由于马氏体异常正方度的发现，也给马氏体相变机构的切变理论提出了新的课题，按上述一般设想的马氏体相变机构，相变是无扩散的、均匀的、有规律的点阵重组。这样必然导致所有碳原子只分布在马氏体间隙位置的一个亚点阵上，从而使马氏体的c／a最大。显然，这样的转变机构无法解释马氏体的异常正方度现象。这就启发人们在设想马氏体相变机构时，还必须把C原子的移动方式考虑在内。