了得網工業技術_馬氏體相變

內容簡介

本書是21世紀以來國內外本關於馬氏體相變的理論專著。本書共14章，內容包括金屬整合繫統，相變過程中原子的移動方式，馬氏體相變的特征和定義，過冷奧氏體轉變產物的表面浮凸，馬氏體組織形貌，馬氏體的晶體結構、亞結構，相變熱力學，相變動力學，切變機制及其誤區，馬氏體相變形核-長大機制，有色金屬馬氏體和陶瓷中的馬氏體相變，馬氏體的力學性能，淬火開裂理論及應用等。本書采用繼承與創新相結合的方法，綜合國內外的*研究成果，應用科學技術哲學的理論，通過大量的試驗觀察和理論分析，對馬氏體相變從實踐上、理論上多方面指出馬氏體相變切變機制的誤區，闡述馬氏體的新概念、馬氏體組織、亞結構的形成機理，並提出馬氏體相變形核-長大新機制。本書注重理論與實踐的統一，具有創新性、可讀性、實用性。

本書可供從事冶金、軋鋼、鑄造、鍛壓、焊接、熱處理、粉末冶金以及材料開發研究等行業的科研人員、工程技術人員參考，也可作為教學參考書，供金屬材料專業及相關專業的本科生、研究生學習。

作者簡介

劉宗昌，男，1940年生，河北省玉田人，內蒙古科技大學教授。1965年畢業於北京鋼鐵學院（現北京科技大學）金屬學繫。曾任中國熱處理學會理事，內蒙古熱處理學會理事長，現任《金屬熱處理》編委會高級顧問，《材料熱處理學報》、《熱處理》、《熱處理技術與裝備》等雜志編委會委員。
從事教學工作47年，講授“金屬學”、“金屬熱處理”、“金屬材料學”、“固態相變”、“自然辯證法”等本科生和研究生課程，並編寫本科生、研究生教材7部。獲得多項省部級教學改革成果獎、教學優秀獎、教學名師獎等。
1991年享受政府特殊津貼，1992年被評為冶金部高校先進科技工作者，1993年獲全國優秀教師稱號，2007年被評為內蒙古教學名師。
多年從事新金屬材料、固態相變理論和熱處理新技術研究，完成橫向、縱向課題共計30多項，為企業創造了顯著的經濟效益，獲省部級科技進步獎10項，專利2項。在教學、科研實踐中深入研究了金屬固態相變理論，淘汰了過時的知識，修正了不正確的概念和學說，整合了貝氏體兩派的學術觀點，批駁了馬氏體相變的切變學說，提出了共析分解（珠光體轉變）、貝氏體相變、馬氏體相變新機制和新理論，發表各類學術論文260餘篇。劉宗昌，男，1940年生，河北省玉田人，內蒙古科技大學教授。1965年畢業於北京鋼鐵學院（現北京科技大學）金屬學繫。曾任中國熱處理學會理事，內蒙古熱處理學會理事長，現任《金屬熱處理》編委會高級顧問，《材料熱處理學報》、《熱處理》、《熱處理技術與裝備》等雜志編委會委員。

從事教學工作47年，講授“金屬學”、“金屬熱處理”、“金屬材料學”、“固態相變”、“自然辯證法”等本科生和研究生課程，並編寫本科生、研究生教材7部。獲得多項省部級教學改革成果獎、教學優秀獎、教學名師獎等。

1991年享受政府特殊津貼，1992年被評為冶金部高校先進科技工作者，1993年獲全國優秀教師稱號，2007年被評為內蒙古教學名師。

多年從事新金屬材料、固態相變理論和熱處理新技術研究，完成橫向、縱向課題共計30多項，為企業創造了顯著的經濟效益，獲省部級科技進步獎10項，專利2項。在教學、科研實踐中深入研究了金屬固態相變理論，淘汰了過時的知識，修正了不正確的概念和學說，整合了貝氏體兩派的學術觀點，批駁了馬氏體相變的切變學說，提出了共析分解（珠光體轉變）、貝氏體相變、馬氏體相變新機制和新理論，發表各類學術論文260餘篇。

出版的學術專著以及高等院校本科生、研究生教材有《冶金類熱處理及計算機應用》、《鋼件淬火開裂及防止方法》、《金屬材料工程概論》、《珠光體轉變與退火》、《過冷奧氏體擴散型相變》、《金屬固態相變教程》、《材料組織結構轉變原理》、《金屬學與熱處理》、《貝氏體與貝氏體相變》、《奧氏體形成與珠光體轉變》、《冶金廠熱處理技術》、《固態相變》等共14部。

Email：lzchang75@163.com

前言
第1章導論
1.1 馬氏體相變的研究歷程
1.2 過冷奧氏體轉變貫序
1.2.1 高溫區→中溫區→低溫區相變的演化
1.2.2 從兩相共析形核向單相形核的演化
1.2.3 相變動力學的演化
1.2.4 組織形貌的演化
1.2.5 亞結構的演化
1.3 過冷奧氏體轉變熱力學
1.3.1 過冷奧氏體共析分解熱力學
1.3.2 貝氏體相變熱力學
1.3.3 γ→αB+γ1→BF+γ1計算模型和分析
1.3.4 相變熱力學與貝氏體相變機制的關繫前言
第1章導論
1.1 馬氏體相變的研究歷程
1.2 過冷奧氏體轉變貫序
1.2.1 高溫區→中溫區→低溫區相變的演化
1.2.2 從兩相共析形核向單相形核的演化
1.2.3 相變動力學的演化
1.2.4 組織形貌的演化
1.2.5 亞結構的演化
1.3 過冷奧氏體轉變熱力學
1.3.1 過冷奧氏體共析分解熱力學
1.3.2 貝氏體相變熱力學
1.3.3 γ→α_B+γ₁→BF+γ₁計算模型和分析
1.3.4 相變熱力學與貝氏體相變機制的關繫
1.3.5 馬氏體相變熱力學
1.4 相變過程中原子移動方式的演化
1.4.1 相變過程中原子遷移的熱力學
1.4.2 實際金屬中的擴散
1.4.3 過冷奧氏體相變過程中原子的遷移方式
1.4.4 成分不變原子熱激活躍遷位移
1.4.5 原子位移方式不同是區別相變機制的重要判據
1.5 馬氏體相變的分類
1.5.1 按相變驅動力分類
1.5.2 按馬氏體相變動力學特征分類
1.5.3 表面馬氏體
1.6 馬氏體相變的特征和定義
1.6.1 馬氏體相變的基本特征
1.6.2 馬氏體相變的定義
1.6.3 馬氏體的定義
1.6.4 馬氏體相變與貝氏體相變的聯繫和區別
參考文獻
第2章過冷奧氏體轉變產物的表面浮凸
2.1 珠光體表面浮凸
2.1.1 珠光體表面浮凸的發現
2.1.2 SEM觀察
2.1.3 STM觀察
2.1.4 金相顯微鏡觀察
2.1.5 珠光體表面浮凸的尺度
2.2 魏氏組織表面浮凸
2.2.1 鋼中的魏氏組織形貌
2.2.2 魏氏組織表面浮凸現像
2.3 貝氏體表面浮凸
2.3.1 貝氏體表面浮凸的SEM觀察
2.3.2 STM觀察
2.4 馬氏體表面浮凸
2.4.1 板條狀馬氏體表面浮凸
2.4.2 中碳馬氏體表面浮凸
2.4.3 高碳馬氏體表面浮凸
2.4.4 馬氏體表面浮凸線膨脹的理論計算
2.4.5 N形切變與實際不符
2.5 浮凸形成機理及其與相變機制的關繫
2.5.1 各類相變產物表面浮凸的比較
2.5.2 各相比容不同是產生浮凸的根本原因
2.5.3 表面浮凸和相變機制
參考文獻
第3章馬氏體的組織形貌
3.1 工業用鋼的馬氏體組織形貌
3.1.1 超低碳鋼淬火馬氏體
3.1.2 低碳鋼淬火馬氏體
3.1.3 中碳鋼淬火馬氏體組織
3.1.4 高碳鋼淬火馬氏體組織
3.1.5 鑄鐵的淬火馬氏體組織
3.2 鐵基馬氏體物理本質和典型形貌
3.2.1 鋼中馬氏體的物理本質
3.2.2 體心立方馬氏體
3.2.3 體心正方馬氏體
3.2.4 Fe-M繫合金馬氏體
3.3 奧氏體的穩定化及殘留奧氏體
3.3.1 奧氏體的熱穩定化
3.3.2 熱穩定化機制
3.3.3 奧氏體的機械穩定化
3.3.4 殘留奧氏體的形成
3.3.5 殘留奧氏體的轉變
參考文獻
第4章馬氏體的晶體結構和位向關繫
4.1 鋼中馬氏體的晶體結構和碳原子的位置
4.1.1 鋼中馬氏體的晶體結構
4.1.2 馬氏體中碳原子的分布
4.1.3 馬氏體中碳原子的偏聚
4.2 位向關繫和慣習面
4.2.1 以往的測定結果
4.2.2 位向關繫的XRD測定
4.2.3 位向關繫和慣習面的成因
4.3 ε馬氏體相變
4.3.1 ε(hcp)馬氏體形貌
4.3.2 ε馬氏體相變驅動力
4.3.3 ε馬氏體相變機制
4.4 馬氏體的比體積
4.4.1 鋼中馬氏體的比體積
4.4.2 有色金屬合金馬氏體相變時體積的變化
參考文獻
第5章馬氏體的亞結構及成因
5.1 馬氏體中的位錯亞結構及形成機制
5.1.1 板條狀馬氏體亞結構的觀察
5.1.2 切變機制不能解釋高密度纏結位錯的形成
5.1.3 關於高密度位錯的形成
5.2 馬氏體中的孿晶亞結構及形成
5.2.1 形變孿晶和相變孿晶
5.2.2 馬氏體組織中的孿晶形貌
5.2.3 馬氏體孿晶的形成機制
5.3 馬氏體中的層錯亞結構
5.3.1 層錯和層錯能
5.3.2素對層錯能的影響
5.3.3 鋼中馬氏體的層錯
5.3.4 銅合金馬氏體的層錯
5.3.5 馬氏體層錯成因的探討
5.4 馬氏體中脊及成因
5.4.1 馬氏體中脊的形貌特征
5.4.2 中脊形貌的觀察
5.4.3 馬氏體中脊的孿晶結構
5.4.4 馬氏體中脊的成因
參考文獻
第6章馬氏體相變熱力學及馬氏體點
6.1 馬氏體相變驅動力
6.1.1 Fe-C合金馬氏體相變熱力學條件
6.1.2 Fe-C合金馬氏體相變驅動力的計算
6.1.3 相變驅動力典型模型的計算結果
6.1.4 Fe-Ni合金馬氏體相變驅動力
6.1.5 鐵基合金fcc→hcp(ε)馬氏體相變驅動力
6.1.6 有色金屬合金馬氏體相變驅動力
6.2 馬氏體相變的阻力
6.2.1 馬氏體相變自由焓的變化
6.2.2 馬氏體相變阻力ΔG^α→M
6.2.3 有色金屬合金馬氏體相變的阻力
6.2.4 切變過程的能耗和切變阻力
6.3 馬氏體點及應用
6.3.1 馬氏體點的定義
6.3.2 馬氏體點與化學成分關繫
6.3.3 奧氏體化條件對M_s點的影響
6.3.4 形變和應力對M_s的影響
6.3.5 馬氏體點在生產實際中的應用
參考文獻
第7章馬氏體相變動力學
7.1 變溫馬氏體相變動力學
7.2 等溫馬氏體相變動力學
7.3 爆發型馬氏體轉變動力學
7.4 熱彈性馬氏體相變
7.5 表面馬氏體
參考文獻
第8章馬氏體相變的切變機制及其誤區
8.1 馬氏體相變切變機制的研究歷程及評價
8.1.1 馬氏體相變切變機制的研究歷程
8.1.2 對切變機制的評價
8.2 馬氏體相變晶體學的經典模型
8.2.1 馬氏體相變的K-S切變模型和西山模型
8.2.2 馬氏體相變的G-T模型
8.2.3 馬氏體相變的B-B雙重切變模型
8.2.4 依據位向關繫設計切變模型的片面性
8.3 馬氏體相變的唯像學說及評價
8.3.1 不變平面應變的概念
8.3.2 貝茵應變不是不變平面應變
8.3.3 不畸變平面的產生
8.3.4 簡單切變
8.3.5 剛性轉動
8.3.6 矩陣式描述
8.3.7 對表像學說的評價
8.4 馬氏體相變切變機制的誤區
8.4.1 誤區一:切變過程缺乏熱力學可能性
8.4.2 誤區二:馬氏體相變晶體學切變模型與實際基本上不符
8.4.3 誤區三:切變機制缺乏試驗依據
參考文獻
第9章馬氏體相變的形核
9.1 馬氏體相變形核模型
9.1.1 以往的試驗觀察
9.1.2 馬氏體相變的形核學說
9.2 馬氏體相變形核的新觀察
9.2.1 在晶粒界上形核
9.2.2 在孿晶界上形核
9.2.3 在相界面上形核
9.2.4 在晶界、晶內均能形核
9.2.5 馬氏體在表面上形核
9.2.6 隱晶馬氏體的形核
9.3 馬氏體形核機制
9.4 馬氏體臨界晶核及形核功
9.4.1 以往馬氏體晶核的計算
9.4.2 馬氏體晶核臨界尺寸和形核功
9.4.3 晶核尺寸和形核功的具體計算
參考文獻
第10章馬氏體長大、馬氏體組織的形成
10.1 純鐵γ→α馬氏體相變機制
10.1.1 純鐵α馬氏體的產生
10.1.2 γ→α馬氏體的形核
10.1.3 馬氏體晶核的長大
10.2 鋼中的馬氏體轉變機制
10.2.1 含碳量對馬氏體組織結構的影響
10.2.2 非切變長大
10.2.3 原子集體協同位移
10.3 馬氏體的長大
10.3.1 鋼中馬氏體長大的試驗觀察
10.3.2 馬氏體的長大過程
10.3.3 應變能對馬氏體長大的影響
10.4 馬氏體組織形貌的形成
10.4.1 馬氏體組織形貌的演化
10.4.2 馬氏體組織呈現不同形貌的學說
10.4.3 應變能是主導馬氏體形貌演化的主要因素
10.5 隱晶馬氏體組織及形成
10.5.1 工業用高碳鋼隱晶馬氏體形貌
10.5.2 隱晶馬氏體組織的成因
10.5.3 隱晶馬氏體的形核長大
參考文獻
第11章有色金屬及合金中的馬氏體相變
11.1 有色合金馬氏體形貌及物理本質
11.1.1 晶體學特征
11.1.2 銅合金中的馬氏體形貌
11.1.3 Ti及其合金中的馬氏體組織
11.2 有色合金中馬氏體晶體結構特點
11.2.1 晶體結構的多樣性
11.2.2 銅合金馬氏體的晶體結構類型
11.2.3 Ni-Ti合金馬氏體的晶體結構
11.3 有色金屬合金中的馬氏體相變
11.3.1 Ti-Ni合金中的馬氏體相變
11.3.2 銅合金中的馬氏體相變
11.3.3 Cu-Zn-Al合金中的馬氏體相變
11.3.4 Cu-Al合金中的馬氏體相變
11.4 熱彈性馬氏體和形狀記憶效應
11.4.1 熱彈性馬氏體的組織轉變
11.4.2 超彈性
11.4.3 形狀記憶材料及應用
參考文獻
第12章氧化鋯陶瓷中的馬氏體相變
12.1 ZrO₂的晶體結構
12.2 ZrO₂體繫的相關繫
12.3 部分穩定ZrO₂中的相變
12.4 四方相多晶ZrO₂的相變
參考文獻
第13章馬氏體的力學性能及應用
13.1 鋼中馬氏體的力學性能
13.1.1 馬氏體的強度和硬度
13.1.2 馬氏體的韌性和脆性
13.1.3 馬氏體相變超塑性
13.2 馬氏體的應用
13.2.1 形變熱處理
13.2.2 應變時效熱處理
13.2.3 馬氏體時效鋼
參考文獻
第14章馬氏體的微裂紋與鋼件淬火開裂
14.1 淬火馬氏體顯微開裂
14.1.1 馬氏體顯微裂紋的形態
14.1.2 馬氏體顯微裂紋的形成機理
14.1.3 影響淬火顯微開裂的因素
14.1.4 顯微裂紋對鋼力學性能的影響
14.2 馬氏體沿晶裂紋及形成機理
14.2.1 馬氏體沿晶裂紋和斷口的觀察
14.2.2 馬氏體素的分布
14.2.3 淬火馬氏體沿晶斷裂機制
14.3 鋼件淬火開裂機理
14.3.1 淬火馬氏體脆性是鋼件開裂的主要原因
14.3.2 淬火顯微開裂及顯微局部應力是鋼件宏觀淬裂的先導
14.3.3 宏觀內應力是鋼件淬裂的應力條件
14.3.4 裂紋形狀與應力的關繫
14.3.5 正常加熱溫度下鋼件淬裂分析
14.4 影響淬火開裂的因素
14.4.1 鋼材冶金質量的影響
14.4.2 含碳量素的影響
14.4.3 原始組織的影響
14.4.4 零件尺寸和形狀的影響
14.4.5 加熱不當的影響
14.4.6 淬火冷卻的影響
參考文獻

在線試讀

第1 章導論
1.1 馬氏體相變的研究歷程
我國在西漢時期就已進行了鋼的淬火，河北易縣出土的戰國鋼劍、遼寧出土的西漢鋼劍，都具有淬火馬氏體組織。我國是世界上鋼淬火技術先進的國家，具有領先的淬火工匠手藝，但長期對其內部組織結構缺乏科學認識。人類認識淬火組織的變化規律則是19 世紀以後的事情，從那時開始進入材料科學時代。
1878 年，德國冶金學家Martens 等用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種“硬相” ，首先發現的是高碳針狀馬氏體。1895 年，法國人Osmond 將其命名為馬氏體（Martensite）［1］。
20 世紀，馬氏體相變是材料科學中研究活躍的學科之一，科學家發現鋼、有色金屬及合金、陶瓷材料中均有馬氏體相變發生。
1924 年， Bain 發現淬火鋼表面存在浮凸（浮雕），並提出了馬氏體相變的應變模型，稱為貝茵應變模型［ 2］。
1926 ～ 1927 年， Fink 和庫爾久莫夫等分別用X 射線技術測得鋼中馬氏體為體心正方結構，測得回火馬氏體正方度的變化，並且認為馬氏體是碳在α-Fe 中的過飽和固溶體［3］。
1929 年，周志宏等首先將電解鐵淬入水銀，獲得馬氏體組織［2］。此舉證明，馬氏體也可以是體心立方結構，不為碳所過飽和。
1930 年，庫爾久莫夫和Sacks 首先測得Fe-C 合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學位向關繫，即K-S 關繫［2］，提出了K-S 切變模型。
1933 年， Mehl 測得在中、高碳鋼中馬氏體在奧氏體的｛225｝γ 晶面上形成，被稱為慣習面［2］。
1934 年，西山測得Fe-Ni 合金馬氏體相變時存在西山關繫［ 2］，依此設計了西山切變模型。
1937 年， Johansson 開始處理Fe-C 合金馬氏體相變熱力學，試圖計算馬氏體點（ Ms ）［2］。
1938 年， Greninger 和Mooradian 發現在Cu-Zn 、Cu-Sn 合金中存在馬氏體［2］。
20 世紀30 ～ 50 年代，科學家發現高碳鋼、Fe-Ni 合金中形成馬氏體的速率極大，一片馬氏體的生成時間為（0.5 ～ 3） × 10 - 7 s ，速率相當於1100m/s 。
1949 年， Greninger 和Troiano 測定了Fe-22 % ① Ni-0.8 % C 合金中的馬氏體位向，發現了G-T 關繫［2］。
1951 年， Christian 首先提出了馬氏體相變的層錯形核模型［2］。第1 章導論

1.1 馬氏體相變的研究歷程

我國在西漢時期就已進行了鋼的淬火，河北易縣出土的戰國鋼劍、遼寧出土的西漢鋼劍，都具有淬火馬氏體組織。我國是世界上鋼淬火技術先進的國家，具有領先的淬火工匠手藝，但長期對其內部組織結構缺乏科學認識。人類認識淬火組織的變化規律則是19 世紀以後的事情，從那時開始進入材料科學時代。

1878 年，德國冶金學家Martens 等用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種“硬相” ，首先發現的是高碳針狀馬氏體。1895 年，法國人Osmond 將其命名為馬氏體（Martensite）［1］。

20 世紀，馬氏體相變是材料科學中研究活躍的學科之一，科學家發現鋼、有色金屬及合金、陶瓷材料中均有馬氏體相變發生。

1924 年， Bain 發現淬火鋼表面存在浮凸（浮雕），並提出了馬氏體相變的應變模型，稱為貝茵應變模型［ 2］。

1926 ～ 1927 年， Fink 和庫爾久莫夫等分別用X 射線技術測得鋼中馬氏體為體心正方結構，測得回火馬氏體正方度的變化，並且認為馬氏體是碳在α-Fe 中的過飽和固溶體［3］。

1929 年，周志宏等首先將電解鐵淬入水銀，獲得馬氏體組織［2］。此舉證明，馬氏體也可以是體心立方結構，不為碳所過飽和。

1930 年，庫爾久莫夫和Sacks 首先測得Fe-C 合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學位向關繫，即K-S 關繫［2］，提出了K-S 切變模型。

1933 年， Mehl 測得在中、高碳鋼中馬氏體在奧氏體的｛225｝γ 晶面上形成，被稱為慣習面［2］。

1934 年，西山測得Fe-Ni 合金馬氏體相變時存在西山關繫［ 2］，依此設計了西山切變模型。

1937 年， Johansson 開始處理Fe-C 合金馬氏體相變熱力學，試圖計算馬氏體點（ Ms ）［2］。

1938 年， Greninger 和Mooradian 發現在Cu-Zn 、Cu-Sn 合金中存在馬氏體［2］。

20 世紀30 ～ 50 年代，科學家發現高碳鋼、Fe-Ni 合金中形成馬氏體的速率極大，一片馬氏體的生成時間為（0.5 ～ 3） × 10 - 7 s ，速率相當於1100m/s 。

1949 年， Greninger 和Troiano 測定了Fe-22 % ① Ni-0.8 % C 合金中的馬氏體位向，發現了G-T 關繫［2］。

1951 年， Christian 首先提出了馬氏體相變的層錯形核模型［2］。

1952 年，張經錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd 合金馬氏體的孿晶。

1953 年， Frank 首先提出Fe-C ｛225｝γ 馬氏體與母相間的位錯界面模型，促成了K-D 位錯胞核胚模型的提出。

1953 ～ 1954 年，由Wech 等和Bowles 等分別提出了馬氏體相變的表像學假說，其一稱為“W-L-R 理論” ，另一個稱為“B-M 理論”［2］。

1949 ～ 1970 年，一些學者研究了馬氏體相變動力學方程，定量地得出了變溫馬氏體轉變量與溫度的關繫。

1963 年， Wolten 首先指出ZrO2 中正方相（ t） → 單斜相（ m）的轉變為馬氏體相變［2］。

1964 年， Bogers-Burgers 雙切變模型被提出。

1966 年， л Ы сак 等提出了γ → ε′（18R） → （hcp） → Κ′ （斜方馬氏體） → α′ （立方或正方M）的四步切變機制，稱為л Ы сак 模型。

1976 年， Olson 、Cohen 提出了一個機制，與K-N-V 機制相似，但強調馬氏體依靠密排面上的缺陷形核的觀點。

1977 年，籐田等設計了一個γ′ → Ф （6R） → Κ′ → α′ M 的模型，稱為籐田模型。

20 世紀60 年代末70 年代初，馬氏體相變的協作形變“理論” 和範性協作模型，以及多次切變模型先後被提出。

20 世紀70 年代， Ross 等提出復切變模型，但該模型與實際不符［2］。

20 世紀70 年代，科學家開發了形狀記憶合金，開展了熱彈性馬氏體相變的研究，測得Au-Cu-Zn 合金馬氏體的長大速率較小，僅為0.32cm/s ， Cu-Al-Ni合金的速率僅10 - 3 ～ 10 - 6 m/s 。

20 世紀70 年代末， Cahn 等應用群論闡述相變中母相與馬氏體之間的對稱關繫。1988 年，徐祖耀在《相變原理》一書中敘述了群論在相變中應用的一般原理。

1999 年，徐祖耀在總結馬氏體相變機制時指出：原始表像學說、現代表像學說、復切變模型、範性協作模型等均遠不夠成熟［2］。

馬氏體相變極為復雜，具有多種晶體結構、亞結構和豐富多彩的組織形貌，尤其是對馬氏體相變切變機制科學家進行了大量的研究工作。到20 世紀末，科學家就馬氏體相變機制已經提出十餘種模型，但均不能與實際完全相符，應屬假說，不是成熟的理論。

一百多年來，馬氏體及馬氏體相變的研究取得了顯著的進步，馬氏體在國民經濟中的應用取得了輝煌的成就。馬氏體相變熱力學、馬氏體相變動力學、馬氏體相變組織學、馬氏體的性能學、應用馬氏體的工藝技術、各種馬氏體材料的開發應用等方面的研究均獲得了顯著進展，促進了人類社會文明的進步。但是，至今沒有形成馬氏體相變完整的理論體繫，尤其是馬氏體相變機制的研究，馬氏體晶體學的研究不夠成熟，仍是學說（假說、模型）較多。馬氏體的概念尚不確切，馬氏體相變的概念尚存在缺點，因此，需要科學抽像使其更加正確。馬氏體相變機制的研究尚未見到“佛祖” ，未取得“真經” 。馬氏體相變的自組織機制尚需要進一步地深入研究。

無擴散型相變是當原子在某些條件下難以擴散或喪失擴散能力時，材料的母相通過自組織，以無擴散方式進行相變，完成晶格改組。馬氏體相變與中溫區的貝氏體相變存在密切的聯繫，以往的研究割裂了這一聯繫使馬氏體相變機制的研究陷入了誤區。

近年來，劉宗昌等應用SEM 、TEM 、STM 等設備進行了大量試驗觀察並結合理論分析指出，馬氏體相變切變機制缺乏試驗依據，相變驅動力不足以進行切變過程，切變機制難以解釋慣習面、位向關繫、組織形貌變化、亞結構等試驗現像［4 ，5］，並提出馬氏體相變的新機制［6 ～ 10］。

馬氏體相變是材料科學中的重要轉變之一，其研究具有重要的理論意義和實際價值。材料科學家對馬氏體相變機理的研究開始於20 世紀20 ～ 30 年代，馬氏體切變機制於1930 年被提出，但電鏡等研究手段是在50 年代後出現的，因此，當時尚未搞清馬氏體組織形貌、結構和亞結構的變化規律，切變機制的提出缺乏試驗基礎，出現“理論” 偏差在所難免。

材料科學的研究包括馬氏體相變的研究，離不開先進的檢測設備，設備不斷更新，科研成果也不斷創新，隻有搞清馬氏體的微觀實質，纔能把轉變機制理論化、科學化。在此將顯微鏡的研制應用歷程介紹如下。

臺顯微鏡是1590 年由荷蘭密得爾堡一個眼鏡店的老板詹森和他的父親罕斯發明的。當然，這臺顯微鏡隻能稱為顯微鏡家族中的“始祖” ，無論是放大倍數，還是分辨能力都是相當低的。經過不斷改進，到1886 年，德國科學家蔡斯等制作了馬蹄形底座的顯微鏡（1878 年德國冶金學家Martens 用金相顯微鏡觀察到淬火馬氏體組織）。普通光學顯微鏡通過提高和改善透鏡的性能，放大率達到1000 ～ 1500 倍，但不能超過2000 倍。

德國柏林工科大學的年輕研究員盧斯卡在1932 年制作出臺電子顯微鏡―― 它是一臺經過改進的陰極射線示波器，成功地得到了銅網的放大像―― 次由電子束形成的圖像，加速電壓為7 萬V ，初放大率僅為12 倍。盡管放大率微不足道，但它卻證實了使用電子束和電子透鏡可形成與光學像相同的電子像。經過不斷地改進， 1933 年盧斯卡制成了二級放大的電子顯微鏡，獲得了金屬箔和纖維的1 萬倍的放大像。1939 年，西門子公司制造出世界上早的分辨技術達到30 ?的實用電子顯微鏡，並投入批量生產。1954 年，在困難的條件下具有電子衍射功能的高分辨電鏡（ HRTEM） ―― Elmiskop I 研制成功。

1957 年，臺電子探針問世，可進行表面微區分析。不久後英國在透射電鏡上安裝了一臺X 射線波譜儀（WDS），可以在幾萬倍下進行微區（如晶界）分析。

1965 年，臺商用的SEM 問世了。它把電子束發射到標本的表面（而不是穿過標本），然後形成標本外觀的精細三維圖像。SEM 能把標本放大15 萬倍。

電鏡技術經歷了三個標志性階段：階段， 20 世紀五六十年代的衍射成像階段，對厚度幾百納米的薄晶體的缺陷進行了觀察。例如， 1955 ～ 1956 年觀察到金屬薄膜中的位錯缺陷，證明了位錯理論。此後，電鏡在材料科學中的應用研究像雨後春筍般地在世界範圍內開展起來。第二階段， 70 年代後，對10nm極薄晶體進行了高分辨結構像和原子像的直接觀察。第三階段， 80 年代以後發展了對於納米尺寸微區結構分析，進行高空間分辨率分析電子顯微學研究。

1978 年，一種新的物理探測繫統―― “掃描隧道顯微鏡” 被德國學者賓尼格和瑞士學者羅雷爾繫統地論證了，並於1982 年制造成功。這種新型的顯微鏡，放大倍數可達3 億倍，小可分辨的兩點距離為原子直徑的1/10 ，也就是說它的分辨率高達0.1 ?。鋻於盧斯卡發明電子顯微鏡，賓尼格、羅雷爾設計制造掃描隧道顯微鏡的業績，瑞典皇家科學院決定將1986 年諾貝爾物理獎授予他們。

材料科學的幾次突破性進展充分說明電子顯微鏡的重要性。首先是電子衍射與成像的結合使位錯的直接觀察得以實現。在雙束（透射束與一個強衍射束）條件下，位錯產生的畸變區的衍射強度與基體不同從而顯示襯度差異（衍襯像）。

位錯等晶體缺陷因此成為20 世紀六七十年代的研究熱點。選區衍射使晶體結構分析進入納米層次。80 年代，高分辨電鏡已發展到分辨單個原子的水平，開闢了納米科技。

1.2 過冷奧氏體轉變貫序

過冷奧氏體轉變作為一個整合繫統，分為脫溶、共析分解、貝氏體相變、馬氏體相變4 個子繫統。脫溶子繫統是指：緩冷至溫度低於Ac3 時，過冷奧氏體析出先共析鐵素體，稱為負脫溶；緩冷至溫度低於Acm 時，過冷奧氏體析出先共析碳化物，稱為正脫溶；緩冷至溫度低於Ac1 時，過冷奧氏體發生共析分解，轉變為珠光體組織；在中溫區，發生貝氏體相變；在低溫區，發生馬氏體相變。這4個子繫統是相互關聯的，要從整體上對過冷奧氏體轉變進行研究，以繫統科學的方法研究鋼中的固態相變。

在臨界點以下溫度，存在過冷度時，奧氏體處於不穩定態，即亞穩態，稱為過冷奧氏體。

奧氏體結構失穩，新結構的形成過程需要遵循一定的機制。過冷奧氏體可在不同溫度下存在不同的時間，甚至較長時間，其轉變需要熱力學條件和動力學條件。相變需要驅動力，相變驅動力包括化學自由能、應變自由能、界面自由焓等。變形金屬的回復、再結晶過程的驅動力是應變儲存能；晶粒長大過程的驅動力是界面能；過冷奧氏體的相變驅動力是化學自由能，即兩相化學自由能之差。

用於支付相變潛熱的釋放或吸收。固態相變產生應變能，界面能則為相變阻力。

兩相化學自由能之差（值）大於應變能與界面能等阻力之和時，相變纔能自發地進行。

自然事物的演化都遵循小自由能原理，其轉變途徑都遵循小耗能原則。

不管是生命體，還是非生命世界，繫統自組織功能都堅持著這個奇妙的法則。結構演化是在相變驅動力作用下，采取省能的方式，沿著省能的途徑、方向進行。

過冷奧氏體的轉變也是如此。

過冷奧氏體是一個整合繫統，它從高溫區→ 中溫區→ 低溫區發生一繫列的相變過程，從擴散型相變→ “半擴散型相變” → 無擴散型相變，是一個逐級演化的過程，是繫統自組織的，按照省能原則進行繫列轉變，存在一個相變貫序。

從共析分解到貝氏體相變是一個從量變到質變的演化過程。共析分解與貝氏體相變既存在本質上的區別，又有密切的聯繫。但是，據文獻記載［11 ，12］， 20 世紀60 年代後期，擴散學派的某些學者堅持認為：貝氏體相變是共析分解的延續，貝氏體是“擴散的、非協作的兩種沉澱相競爭的臺階生長的共析分解產物” 。他們將貝氏體相變與共析分解混為一談，沒有注意到貝氏體相變的過渡性質。

馬氏體相變的研究早於貝氏體相變，因此是在尚未搞清中溫轉變的情況下，就開始了低溫區的馬氏體相變研究，缺乏繫統整合與逐漸演化的理念，使馬氏體相變理論研究孤立於貝氏體相變和共析分解之外而“封閉” 地進行，而且是在沒有通過電子顯微鏡、STM 等設備詳細觀察新舊相組織、結構等情況下，過早地提出了貝氏體、馬氏體相變機制，從而導致相變機制的研究出現誤區。由於馬氏體相變的切變機制首先被提出（比貝氏體相變機制早提出近30 年），故貝氏體相變機制（1953 年）應用了馬氏體相變的切變學說， 16 年後（1969 年）美國冶金學家Aaronson 等指出切變阻力太大，貝氏體相變驅動力不足以完成切變過程［13］。切變確實是耗能太大的過程，不是省能途徑，馬氏體相變也不例外，不能以切變方式進行，因為有比切變省能的途徑來完成馬氏體轉變。從2008 年起，劉宗昌等連續四評馬氏體相變的切變學說，指出切變機制缺乏試驗依據，耗能過大，不符合省能原則，缺乏熱力學可能性，其晶體學切變模型基本上與實際不符［14 ～ 1 7］。

過冷奧氏體整合繫統的高溫區轉變、中溫區相變、低溫區轉變之間都存在極為密切的關繫，從組織形貌、亞結構到相變機制均存在相關性，是一個不可分割的整體，是一個整合繫統，從共析分解到貝氏體相變再到馬氏體相變存在一個轉變貫序。表1.1 列舉了過冷奧氏體整合繫統轉變的驅動力、原子位移方式、晶格轉變、位向關繫和轉變產物形貌的演化的概況。

1.2.1 高溫區→ 中溫區→ 低溫區相變的演化

鋼中的共析分解發生在A1 ～ Bs 之間的高溫區段，是過冷奧氏體在高溫區的平衡分解或接近平衡的相變，其相變產物―― 珠光體，是平衡組織或準平衡組織。

貝氏體相變是發生在Bs 和馬氏體相變溫度之間的中溫轉變，是過冷奧氏體在中溫轉變區發生的非平衡相變，其相變產物是非平衡組織―― 貝氏體。在某些合金鋼中，珠光體和貝氏體相變之間還存在一個過冷奧氏體的亞穩區，即所謂海灣區，從而把珠光體轉變和貝氏體相變完全分開，如圖1.1 所示為H13 （相當於4Cr5MoV1Si）鋼退火用T T T 圖，可見， 600 ℃ 以上發生共析分解，得到珠光體組織； 400 ℃ ～ Ms 進行貝氏體相變； 400 ～ 600 ℃ 為過冷奧氏體亞穩平衡的海灣區。在Ms 點以下發生馬氏體相變，從貝氏體相變過渡到馬氏體相變是存在某種聯繫的。

鐵原子和替換原子在高溫區的共析分解過程中是能夠長程擴散的，而且是依靠擴散形成富含碳原子素的碳化物。但溫度越低，擴散越困難，在中溫區，隻有碳原子能夠長程擴散，素的原子在中溫區，難以擴散。在貝氏體相變中，鐵原子和替換原子一般是不擴散的，這是導致貝氏體相變不同於共析分解的重要原因。

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