馬氏體相變

內(nèi)容概要

本書是21世紀(jì)以來國內(nèi)外第一本關(guān)于馬氏體相變的理論專著。本書共14章，內(nèi)容包括金屬整合系統(tǒng)，相變過程中原子的移動(dòng)方式，馬氏體相變的特征和定義，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的表面浮凸，馬氏體組織形貌，馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、亞結(jié)構(gòu)，相變熱力學(xué)，相變動(dòng)力學(xué)，切變機(jī)制及其誤區(qū)，馬氏體相變形核-長大機(jī)制，有色金屬馬氏體和陶瓷中的馬氏體相變，馬氏體的力學(xué)性能，淬火開裂理論及應(yīng)用等。本書采用繼承與創(chuàng)新相結(jié)合的方法，綜合國內(nèi)外的最新研究成果，應(yīng)用科學(xué)技術(shù)哲學(xué)的理論，通過大量的試驗(yàn)觀察和理論分析，對(duì)馬氏體相變從實(shí)踐上、理論上多方面指出馬氏體相變切變機(jī)制的誤區(qū)，闡述馬氏體的新概念、馬氏體組織、亞結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理，并提出馬氏體相變形核-長大新機(jī)制。本書注重理論與實(shí)踐的統(tǒng)一，具有創(chuàng)新性、可讀性、實(shí)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(fā)研究等行業(yè)的科研人員、工程技術(shù)人員參考，也可作為教學(xué)參考書，供金屬材料專業(yè)及相關(guān)專業(yè)的本科生、研究生學(xué)習(xí)。

作者簡介

劉宗昌，男，1940年生，河北省玉田人，內(nèi)蒙古科技大學(xué)教授。1965年畢業(yè)于北京鋼鐵學(xué)院（現(xiàn)北京科技大學(xué)）金屬學(xué)系。曾任中國熱處理學(xué)會(huì)理事，內(nèi)蒙古熱處理學(xué)會(huì)理事長，現(xiàn)任《金屬熱處理》編委會(huì)高級(jí)顧問，《材料熱處理學(xué)報(bào)》、《熱處理》、《熱處理技術(shù)與裝備》等雜志編委會(huì)委員。
從事教學(xué)工作47年，講授“金屬學(xué)”、“金屬熱處理”、“金屬材料學(xué)”、“固態(tài)相變”、“自然辯證法”等本科生和研究生課程，并編寫本科生、研究生教材7部。獲得多項(xiàng)省部級(jí)教學(xué)改革成果獎(jiǎng)、教學(xué)優(yōu)秀獎(jiǎng)、教學(xué)名師獎(jiǎng)等。
1991年享受政府特殊津貼，1992年被評(píng)為冶金部高校先進(jìn)科技工作者，1993年獲全國優(yōu)秀教師稱號(hào)，2007年被評(píng)為內(nèi)蒙古教學(xué)名師。
多年從事新金屬材料、固態(tài)相變理論和熱處理新技術(shù)研究，完成橫向、縱向課題共計(jì)30多項(xiàng)，為企業(yè)創(chuàng)造了顯著的經(jīng)濟(jì)效益，獲省部級(jí)科技進(jìn)步獎(jiǎng)10項(xiàng)，專利2項(xiàng)。在教學(xué)、科研實(shí)踐中深入研究了金屬固態(tài)相變理論，淘汰了過時(shí)的知識(shí)，修正了不正確的概念和學(xué)說，整合了貝氏體兩派的學(xué)術(shù)觀點(diǎn)，批駁了馬氏體相變的切變學(xué)說，提出了共析分解（珠光體轉(zhuǎn)變）、貝氏體相變、馬氏體相變新機(jī)制和新理論，發(fā)表各類學(xué)術(shù)論文260余篇。
出版的學(xué)術(shù)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(jì)算機(jī)應(yīng)用》、《鋼件淬火開裂及防止方法》、《金屬材料工程概論》、《珠光體轉(zhuǎn)變與退火》、《過冷奧氏體擴(kuò)散型相變》、《金屬固態(tài)相變教程》、《材料組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?cè)怼?、《金屬學(xué)與熱處理》、《貝氏體與貝氏體相變》、《奧氏體形成與珠光體轉(zhuǎn)變》、《冶金廠熱處理技術(shù)》、《固態(tài)相變》等共14部。
Email：lzchang75@163.com

書籍目錄

前言第1章 導(dǎo)論1.1 馬氏體相變的研究歷程1.2 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變貫序1.2.1 高溫區(qū)→中溫區(qū)→低溫區(qū)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(dòng)力學(xué)的演化1.2.4 組織形貌的演化1.2.5 亞結(jié)構(gòu)的演化1.3 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)1.3.1 過冷奧氏體共析分解熱力學(xué)1.3.2 貝氏體相變熱力學(xué)1.3.3 γ→αB+γ1→BF+γ1計(jì)算模型和分析1.3.4 相變熱力學(xué)與貝氏體相變機(jī)制的關(guān)系1.3.5 馬氏體相變熱力學(xué)1.4 相變過程中原子移動(dòng)方式的演化1.4.1 相變過程中原子遷移的熱力學(xué)1.4.2 實(shí)際金屬中的擴(kuò)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?cè)訜峒せ钴S遷位移1.4.5 原子位移方式不同是區(qū)別相變機(jī)制的重要判據(jù)1.5 馬氏體相變的分類1.5.1 按相變驅(qū)動(dòng)力分類1.5.2 按馬氏體相變動(dòng)力學(xué)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(lián)系和區(qū)別參考文獻(xiàn)第2章 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)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(fā)現(xiàn)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(xiàn)象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(jì)算2.4.5 N形切變與實(shí)際不符2.5 浮凸形成機(jī)理及其與相變機(jī)制的關(guān)系2.5.1 各類相變產(chǎn)物表面浮凸的比較2.5.2 各相比容不同是產(chǎn)生浮凸的根本原因2.5.3 表面浮凸和相變機(jī)制參考文獻(xiàn)第3章 馬氏體的組織形貌3.1 工業(yè)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(zhì)和典型形貌3.2.1 鋼中馬氏體的物理本質(zhì)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系合金馬氏體3.3 奧氏體的穩(wěn)定化及殘留奧氏體3.3.1 奧氏體的熱穩(wěn)定化3.3.2 熱穩(wěn)定化機(jī)制3.3.3 奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化3.3.4 殘留奧氏體的形成3.3.5 殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變參考文獻(xiàn)第4章 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和位向關(guān)系4.1 鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和碳原子的位置4.1.1 鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)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(guān)系和慣習(xí)面4.2.1 以往的測(cè)定結(jié)果4.2.2 位向關(guān)系的XRD測(cè)定4.2.3 位向關(guān)系和慣習(xí)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(qū)動(dòng)力4.3.3 ε馬氏體相變機(jī)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(shí)體積的變化參考文獻(xiàn)第5章 馬氏體的亞結(jié)構(gòu)及成因5.1 馬氏體中的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)及形成機(jī)制5.1.1 板條狀馬氏體亞結(jié)構(gòu)的觀察5.1.2 切變機(jī)制不能解釋高密度纏結(jié)位錯(cuò)的形成5.1.3 關(guān)于高密度位錯(cuò)的形成5.2 馬氏體中的孿晶亞結(jié)構(gòu)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(jī)制5.3 馬氏體中的層錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)5.3.1 層錯(cuò)和層錯(cuò)能5.3.2 合金元素對(duì)層錯(cuò)能的影響5.3.3 鋼中馬氏體的層錯(cuò)5.3.4 銅合金馬氏體的層錯(cuò)5.3.5 馬氏體層錯(cuò)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(jié)構(gòu)5.4.4 馬氏體中脊的成因參考文獻(xiàn)第6章 馬氏體相變熱力學(xué)及馬氏體點(diǎn)6.1 馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力6.1.1 Fe-C合金馬氏體相變熱力學(xué)條件6.1.2 Fe-C合金馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力的計(jì)算6.1.3 相變驅(qū)動(dòng)力典型模型的計(jì)算結(jié)果6.1.4 Fe-Ni合金馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力6.1.5 鐵基合金fcc→hcp(ε)馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力6.1.6 有色金屬合金馬氏體相變驅(qū)動(dòng)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ΔGα→M6.2.3 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(diǎn)及應(yīng)用6.3.1 馬氏體點(diǎn)的定義6.3.2 馬氏體點(diǎn)與化學(xué)成分關(guān)系6.3.3 奧氏體化條件對(duì)Ms點(diǎn)的影響6.3.4 形變和應(yīng)力對(duì)Ms的影響6.3.5 馬氏體點(diǎn)在生產(chǎn)實(shí)際中的應(yīng)用參考文獻(xiàn)第7章 馬氏體相變動(dòng)力學(xué)7.1 變溫馬氏體相變動(dòng)力學(xué)7.2 等溫馬氏體相變動(dòng)力學(xué)7.3 爆發(fā)型馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)7.4 熱彈性馬氏體相變7.5 表面馬氏體參考文獻(xiàn)第8章 馬氏體相變的切變機(jī)制及其誤區(qū)8.1 馬氏體相變切變機(jī)制的研究歷程及評(píng)價(jià)8.1.1 馬氏體相變切變機(jī)制的研究歷程8.1.2 對(duì)切變機(jī)制的評(píng)價(jià)8.2 馬氏體相變晶體學(xué)的經(jīng)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(jù)位向關(guān)系設(shè)計(jì)切變模型的片面性8.3 馬氏體相變的唯象學(xué)說及評(píng)價(jià)8.3.1 不變平面應(yīng)變的概念8.3.2 貝茵應(yīng)變不是不變平面應(yīng)變8.3.3 不畸變平面的產(chǎn)生8.3.4 簡單切變8.3.5 剛性轉(zhuǎn)動(dòng)8.3.6 矩陣式描述8.3.7 對(duì)表象學(xué)說的評(píng)價(jià)8.4 馬氏體相變切變機(jī)制的誤區(qū)8.4.1 誤區(qū)一:切變過程缺乏熱力學(xué)可能性8.4.2 誤區(qū)二:馬氏體相變晶體學(xué)切變模型與實(shí)際基本上不符8.4.3 誤區(qū)三:切變機(jī)制缺乏試驗(yàn)依據(jù)參考文獻(xiàn)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(yàn)觀察9.1.2 馬氏體相變的形核學(xué)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(nèi)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(jī)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(jì)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(jì)算參考文獻(xiàn)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(jī)制10.1.1 純鐵α馬氏體的產(chǎn)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(zhuǎn)變機(jī)制10.2.1 含碳量對(duì)馬氏體組織結(jié)構(gòu)的影響10.2.2 非切變長大10.2.3 原子集體協(xié)同位移10.3 馬氏體的長大10.3.1 鋼中馬氏體長大的試驗(yàn)觀察10.3.2 馬氏體的長大過程10.3.3 應(yīng)變能對(duì)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(xiàn)不同形貌的學(xué)說10.4.3 應(yīng)變能是主導(dǎo)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(yè)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(xiàn)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(zhì)11.1.1 晶體學(xué)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(jié)構(gòu)特點(diǎn)11.2.1 晶體結(jié)構(gòu)的多樣性11.2.2 銅合金馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)類型11.2.3 Ni-Ti合金馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)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(yīng)11.4.1 熱彈性馬氏體的組織轉(zhuǎn)變11.4.2 超彈性11.4.3 形狀記憶材料及應(yīng)用參考文獻(xiàn)第12章 氧化鋯陶瓷中的馬氏體相變12.1 ZrO2的晶體結(jié)構(gòu)12.2 ZrO2體系的相關(guān)系12.3 部分穩(wěn)定ZrO2中的相變12.4 四方相多晶ZrO2的相變參考文獻(xiàn)第13章 馬氏體的力學(xué)性能及應(yīng)用13.1 鋼中馬氏體的力學(xué)性能13.1.1 馬氏體的強(qiáng)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(yīng)用13.2.1 形變熱處理13.2.2 應(yīng)變時(shí)效熱處理13.2.3 馬氏體時(shí)效鋼參考文獻(xiàn)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(tài)14.1.2 馬氏體顯微裂紋的形成機(jī)理14.1.3 影響淬火顯微開裂的因素14.1.4 顯微裂紋對(duì)鋼力學(xué)性能的影響14.2 馬氏體沿晶裂紋及形成機(jī)理14.2.1 馬氏體沿晶裂紋和斷口的觀察14.2.2 馬氏體中雜質(zhì)元素的分布14.2.3 淬火馬氏體沿晶斷裂機(jī)制14.3 鋼件淬火開裂機(jī)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(yīng)力是鋼件宏觀淬裂的先導(dǎo)14.3.3 宏觀內(nèi)應(yīng)力是鋼件淬裂的應(yīng)力條件14.3.4 裂紋形狀與應(yīng)力的關(guān)系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(zhì)量的影響14.4.2 含碳量及合金元素的影響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(dāng)?shù)挠绊?4.4.6 淬火冷卻的影響參考文獻(xiàn)

章節(jié)摘錄

版權(quán)頁：插圖：第1章 導(dǎo)論 1.1 馬氏體相變的研究歷程 我國在西漢時(shí)期就已進(jìn)行了鋼的淬火，河北易縣出土的戰(zhàn)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(shù)先進(jìn)的國家，具有領(lǐng)先的淬火工匠手藝，但長期對(duì)其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)缺乏科學(xué)認(rèn)識(shí)。人類認(rèn)識(shí)淬火組織的變化規(guī)律則是19世紀(jì)以后的事情，從那時(shí)開始進(jìn)入材料科學(xué)時(shí)代。 1878年，德國冶金學(xué)家Martens等用金相顯微鏡觀察到淬火鋼中的這種“硬相”，首先發(fā)現(xiàn)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(jì)，馬氏體相變是材料科學(xué)中研究最活躍的學(xué)科之一，科學(xué)家發(fā)現(xiàn)鋼、有色金屬及合金、陶瓷材料中均有馬氏體相變發(fā)生。 1924年，Bain發(fā)現(xiàn)淬火鋼表面存在浮凸（浮雕），并提出了馬氏體相變的應(yīng)變模型，稱為貝茵應(yīng)變模型［2］。 1926～1927年，F(xiàn)ink和庫爾久莫夫等分別用X射線技術(shù)測(cè)得鋼中馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，測(cè)得回火馬氏體正方度的變化，并且認(rèn)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(jié)構(gòu)，不為碳所過飽和。 1930年，庫爾久莫夫和Sacks首先測(cè)得Fe-C合金馬氏體與母相奧氏體保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，即K-S關(guān)系［2］，提出了K-S切變模型。 1933年，Mehl測(cè)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(xí)面［2］。 1934年，西山測(cè)得Fe-Ni合金馬氏體相變時(shí)存在西山關(guān)系［2］，依此設(shè)計(jì)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(xué)，試圖計(jì)算馬氏體點(diǎn)（Ms）［2］。 1938年，Greninger和Mooradian發(fā)現(xiàn)在Cu-Zn、Cu-Sn合金中存在馬氏體［2］。 20世紀(jì)30～50年代，科學(xué)家發(fā)現(xiàn)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(shí)間為（0.5～3）×10-7s，速率相當(dāng)于1100m/s。 1949年，Greninger和Troiano測(cè)定了Fe-22%①Ni-0.8%C合金中的馬氏體位向，發(fā)現(xiàn)了G-T關(guān)系［2］。 1951年，Christian首先提出了馬氏體相變的層錯(cuò)形核模型［2］。 1952年，張經(jīng)錄首先用金相顯微鏡觀察到Au-Cd合金馬氏體的孿晶。 1953年，F(xiàn)rank首先提出Fe-C｛225｝γ馬氏體與母相間的位錯(cuò)界面模型，促成了K-D位錯(cuò)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象學(xué)假說，其一稱為“W-L-R理論”，另一個(gè)稱為“B-M理論”［2］。 1949～1970年，一些學(xué)者研究了馬氏體相變動(dòng)力學(xué)方程，定量地得出了變溫馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系。 1963年，Wolten首先指出ZrO2中正方相（t）→單斜相（m）的轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體相變［2］。 1964年，Bogers-Burgers雙切變模型被提出。 1966年，лЫсак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(jī)制，稱為лЫсак模型。 1976年，Olson、Cohen提出了一個(gè)機(jī)制，與K-N-V機(jī)制相似，但強(qiáng)調(diào)馬氏體依靠密排面上的缺陷形核的觀點(diǎn)。 1977年，藤田等設(shè)計(jì)了一個(gè)γ′→Ф（6R）→Κ′→α′M的模型，稱為藤田模型。 20世紀(jì)60年代末70年代初，馬氏體相變的協(xié)作形變“理論”和范性協(xié)作模型，以及多次切變模型先后被提出。 20世紀(jì)70年代，Ross等提出復(fù)切變模型，但該模型與實(shí)際不符［2］。 20世紀(jì)70年代，科學(xué)家開發(fā)了形狀記憶合金，開展了熱彈性馬氏體相變的研究，測(cè)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10-3～10-6m/s。 20世紀(jì)70年代末，Cahn等應(yīng)用群論闡述相變中母相與馬氏體之間的對(duì)稱關(guān)系。1988年，徐祖耀在《相變?cè)怼芬粫袛⑹隽巳赫撛谙嘧冎袘?yīng)用的一般原理。 1999年，徐祖耀在總結(jié)馬氏體相變機(jī)制時(shí)指出：原始表象學(xué)說、現(xiàn)代表象學(xué)說、復(fù)切變模型、范性協(xié)作模型等均遠(yuǎn)不夠成熟［2］。 馬氏體相變極為復(fù)雜，具有多種晶體結(jié)構(gòu)、亞結(jié)構(gòu)和豐富多彩的組織形貌，尤其是對(duì)馬氏體相變切變機(jī)制科學(xué)家進(jìn)行了大量的研究工作。到20世紀(jì)末，科學(xué)家就馬氏體相變機(jī)制已經(jīng)提出十余種模型，但均不能與實(shí)際完全相符，應(yīng)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(jìn)步，馬氏體在國民經(jīng)濟(jì)中的應(yīng)用取得了輝煌的成就。馬氏體相變熱力學(xué)、馬氏體相變動(dòng)力學(xué)、馬氏體相變組織學(xué)、馬氏體的性能學(xué)、應(yīng)用馬氏體的工藝技術(shù)、各種馬氏體材料的開發(fā)應(yīng)用等方面的研究均獲得了顯著進(jìn)展，促進(jìn)了人類社會(huì)文明的進(jìn)步。但是，至今沒有形成馬氏體相變完整的理論體系，尤其是馬氏體相變機(jī)制的研究，馬氏體晶體學(xué)的研究不夠成熟，仍是學(xué)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(diǎn)，因此，需要科學(xué)抽象使其更加正確。馬氏體相變機(jī)制的研究尚未見到“佛祖”，未取得“真經(jīng)”。馬氏體相變的自組織機(jī)制尚需要進(jìn)一步地深入研究。 無擴(kuò)散型相變是當(dāng)原子在某些條件下難以擴(kuò)散或喪失擴(kuò)散能力時(shí)，材料的母相通過自組織，以無擴(kuò)散方式進(jìn)行相變，完成晶格改組。馬氏體相變與中溫區(qū)的貝氏體相變存在密切的聯(lián)系，以往的研究割裂了這一聯(lián)系使馬氏體相變機(jī)制的研究陷入了誤區(qū)。 近年來，劉宗昌等應(yīng)用SEM、TEM、STM等設(shè)備進(jìn)行了大量試驗(yàn)觀察并結(jié)合理論分析指出，馬氏體相變切變機(jī)制缺乏試驗(yàn)依據(jù)，相變驅(qū)動(dòng)力不足以進(jìn)行切變過程，切變機(jī)制難以解釋慣習(xí)面、位向關(guān)系、組織形貌變化、亞結(jié)構(gòu)等試驗(yàn)現(xiàn)象［4，5］，并提出馬氏體相變的新機(jī)制［6～10］。 馬氏體相變是材料科學(xué)中的重要轉(zhuǎn)變之一，其研究具有重要的理論意義和實(shí)際價(jià)值。材料科學(xué)家對(duì)馬氏體相變機(jī)理的研究開始于20世紀(jì)20～30年代，馬氏體切變機(jī)制于1930年被提出，但電鏡等研究手段是在50年代后出現(xiàn)的，因此，當(dāng)時(shí)尚未搞清馬氏體組織形貌、結(jié)構(gòu)和亞結(jié)構(gòu)的變化規(guī)律，切變機(jī)制的提出缺乏試驗(yàn)基礎(chǔ)，出現(xiàn)“理論”偏差在所難免。 材料科學(xué)的研究包括馬氏體相變的研究，離不開先進(jìn)的檢測(cè)設(shè)備，設(shè)備不斷更新，科研成果也不斷創(chuàng)新，只有搞清馬氏體的微觀實(shí)質(zhì)，才能把轉(zhuǎn)變機(jī)制理論化、科學(xué)化。在此將顯微鏡的研制應(yīng)用歷程介紹如下。 第一臺(tái)顯微鏡是1590年由荷蘭密得爾堡一個(gè)眼鏡店的老板詹森和他的父親罕斯發(fā)明的。當(dāng)然，這臺(tái)顯微鏡只能稱為顯微鏡家族中的“始祖”，無論是放大倍數(shù)，還是分辨能力都是相當(dāng)?shù)偷?。?jīng)過不斷改進(jìn)，到1886年，德國科學(xué)家蔡斯等制作了馬蹄形底座的顯微鏡（1878年德國冶金學(xué)家Martens用金相顯微鏡觀察到淬火馬氏體組織）。普通光學(xué)顯微鏡通過提高和改善透鏡的性能，放大率達(dá)到1000～1500倍，但不能超過2000倍。 德國柏林工科大學(xué)的年輕研究員盧斯卡在1932年制作出第一臺(tái)電子顯微鏡――它是一臺(tái)經(jīng)過改進(jìn)的陰極射線示波器，成功地得到了銅網(wǎng)的放大像――第一次由電子束形成的圖像，加速電壓為7萬V，最初放大率僅為12倍。盡管放大率微不足道，但它卻證實(shí)了使用電子束和電子透鏡可形成與光學(xué)像相同的電子像。經(jīng)過不斷地改進(jìn)，1933年盧斯卡制成了二級(jí)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最早的分辨技術(shù)達(dá)到30%的實(shí)用電子顯微鏡，并投入批量生產(chǎn)。1954年，在極端困難的條件下具有電子衍射功能的高分辨電鏡（HRTEM）――ElmiskopI研制成功。 1957年，第一臺(tái)電子探針問世，可進(jìn)行表面微區(qū)分析。不久后英國在透射電鏡上安裝了一臺(tái)X射線波譜儀（WDS），可以在幾萬倍下進(jìn)行微區(qū)（如晶界）分析。 1965年，第一臺(tái)商用的SEM問世了。它把電子束發(fā)射到標(biāo)本的表面（而不是穿過標(biāo)本），然后形成標(biāo)本外觀的精細(xì)三維圖像。SEM能把標(biāo)本放大15萬倍。 電鏡技術(shù)經(jīng)歷了三個(gè)標(biāo)志性階段：第一階段，20世紀(jì)五六十年代的衍射成像階段，對(duì)厚度幾百納米的薄晶體的缺陷進(jìn)行了觀察。例如，1955～1956年觀察到金屬薄膜中的位錯(cuò)缺陷，證明了位錯(cuò)理論。此后，電鏡在材料科學(xué)中的應(yīng)用研究像雨后春筍般地在世界范圍內(nèi)開展起來。第二階段，70年代后，對(duì)10nm極薄晶體進(jìn)行了高分辨結(jié)構(gòu)像和原子像的直接觀察。第三階段，80年代以后發(fā)展了對(duì)于納米尺寸微區(qū)結(jié)構(gòu)分析，進(jìn)行高空間分辨率分析電子顯微學(xué)研究。 1978年，一種新的物理探測(cè)系統(tǒng)――“掃描隧道顯微鏡”被德國學(xué)者賓尼格和瑞士學(xué)者羅雷爾系統(tǒng)地論證了，并于1982年制造成功。這種新型的顯微鏡，放大倍數(shù)可達(dá)3億倍，最小可分辨的兩點(diǎn)距離為原子直徑的1/10，也就是說它的分辨率高達(dá)0.1%。鑒于盧斯卡發(fā)明電子顯微鏡，賓尼格、羅雷爾設(shè)計(jì)制造掃描隧道顯微鏡的業(yè)績，瑞典皇家科學(xué)院決定將1986年諾貝爾物理獎(jiǎng)授予他們。 材料科學(xué)的幾次突破性進(jìn)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(jié)合使位錯(cuò)的直接觀察得以實(shí)現(xiàn)。在雙束（透射束與一個(gè)強(qiáng)衍射束）條件下，位錯(cuò)產(chǎn)生的畸變區(qū)的衍射強(qiáng)度與基體不同從而顯示襯度差異（衍襯像）。 位錯(cuò)等晶體缺陷因此成為20世紀(jì)六七十年代的研究熱點(diǎn)。選區(qū)衍射使晶體結(jié)構(gòu)分析進(jìn)入納米層次。80年代，高分辨電鏡已發(fā)展到分辨單個(gè)原子的水平，開辟了納米科技的新紀(jì)元。 1.2 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變貫序 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變作為一個(gè)整合系統(tǒng)，分為脫溶、共析分解、貝氏體相變、馬氏體相變4個(gè)子系統(tǒng)。脫溶子系統(tǒng)是指：緩冷至溫度低于Ac3時(shí)，過冷奧氏體析出先共析鐵素體，稱為負(fù)脫溶；緩冷至溫度低于Acm時(shí)，過冷奧氏體析出先共析碳化物，稱為正脫溶；緩冷至溫度低于Ac1時(shí)，過冷奧氏體發(fā)生共析分解，轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織；在中溫區(qū)，發(fā)生貝氏體相變；在低溫區(qū)，發(fā)生馬氏體相變。這4個(gè)子系統(tǒng)是相互關(guān)聯(lián)的，要從整體上對(duì)過冷奧氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行研究，以系統(tǒng)科學(xué)的方法研究鋼中的固態(tài)相變。 在臨界點(diǎn)以下溫度，存在過冷度時(shí)，奧氏體處于不穩(wěn)定態(tài)，即亞穩(wěn)態(tài)，稱為過冷奧氏體。 奧氏體結(jié)構(gòu)失穩(wěn)，新結(jié)構(gòu)的形成過程需要遵循一定的機(jī)制。過冷奧氏體可在不同溫度下存在不同的時(shí)間，甚至較長時(shí)間，其轉(zhuǎn)變需要熱力學(xué)條件和動(dòng)力學(xué)條件。相變需要驅(qū)動(dòng)力，相變驅(qū)動(dòng)力包括化學(xué)自由能、應(yīng)變自由能、界面自由焓等。變形金屬的回復(fù)、再結(jié)晶過程的驅(qū)動(dòng)力是應(yīng)變儲(chǔ)存能；晶粒長大過程的驅(qū)動(dòng)力是界面能；過冷奧氏體的相變驅(qū)動(dòng)力是化學(xué)自由能，即兩相化學(xué)自由能之差。 用于支付相變潛熱的釋放或吸收。固態(tài)相變產(chǎn)生應(yīng)變能，界面能則為相變阻力。 兩相化學(xué)自由能之差（絕對(duì)值）大于應(yīng)變能與界面能等阻力之和時(shí)，相變才能自發(fā)地進(jìn)行。 自然事物的演化都遵循最小自由能原理，其轉(zhuǎn)變途徑都遵循最小耗能原則。 不管是生命體，還是非生命世界，系統(tǒng)自組織功能都堅(jiān)持著這個(gè)奇妙的法則。結(jié)構(gòu)演化是在相變驅(qū)動(dòng)力作用下，采取省能的方式，沿著省能的途徑、方向進(jìn)行。 過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變也是如此。 過冷奧氏體是一個(gè)整合系統(tǒng)，它從高溫區(qū)→中溫區(qū)→低溫區(qū)發(fā)生一系列的相變過程，從擴(kuò)散型相變→“半擴(kuò)散型相變”→無擴(kuò)散型相變，是一個(gè)逐級(jí)演化的過程，是系統(tǒng)自組織的，按照省能原則進(jìn)行系列轉(zhuǎn)變，存在一個(gè)相變貫序。 從共析分解到貝氏體相變是一個(gè)從量變到質(zhì)變的演化過程。共析分解與貝氏體相變既存在本質(zhì)上的區(qū)別，又有密切的聯(lián)系。但是，據(jù)文獻(xiàn)記載［11，12］，20世紀(jì)60年代后期，擴(kuò)散學(xué)派的某些學(xué)者堅(jiān)持認(rèn)為：貝氏體相變是共析分解的延續(xù)，貝氏體是“擴(kuò)散的、非協(xié)作的兩種沉淀相競爭的臺(tái)階生長的共析分解產(chǎn)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(zhì)。 馬氏體相變的研究早于貝氏體相變，因此是在尚未搞清中溫轉(zhuǎn)變的情況下，就開始了低溫區(qū)的馬氏體相變研究，缺乏系統(tǒng)整合與逐漸演化的理念，使馬氏體相變理論研究孤立于貝氏體相變和共析分解之外而“封閉”地進(jìn)行，而且是在沒有通過電子顯微鏡、STM等設(shè)備詳細(xì)觀察新舊相組織、結(jié)構(gòu)等情況下，過早地提出了貝氏體、馬氏體相變機(jī)制，從而導(dǎo)致相變機(jī)制的研究出現(xiàn)誤區(qū)。由于馬氏體相變的切變機(jī)制首先被提出（比貝氏體相變機(jī)制早提出近30年），故貝氏體相變機(jī)制（1953年）應(yīng)用了馬氏體相變的切變學(xué)說，16年后（1969年）美國冶金學(xué)家Aaronson等指出切變阻力太大，貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力不足以完成切變過程［13］。切變確實(shí)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(jìn)行，因?yàn)橛斜惹凶兪∧艿耐緩絹硗瓿神R氏體轉(zhuǎn)變。從2008年起，劉宗昌等連續(xù)四評(píng)馬氏體相變的切變學(xué)說，指出切變機(jī)制缺乏試驗(yàn)依據(jù)，耗能過大，不符合省能原則，缺乏熱力學(xué)可能性，其晶體學(xué)切變模型基本上與實(shí)際不符［14～17］。 過冷奧氏體整合系統(tǒng)的高溫區(qū)轉(zhuǎn)變、中溫區(qū)相變、低溫區(qū)轉(zhuǎn)變之間都存在極為密切的關(guān)系，從組織形貌、亞結(jié)構(gòu)到相變機(jī)制均存在相關(guān)性，是一個(gè)不可分割的整體，是一個(gè)整合系統(tǒng)，從共析分解到貝氏體相變?cè)俚今R氏體相變存在一個(gè)轉(zhuǎn)變貫序。表1.1列舉了過冷奧氏體整合系統(tǒng)轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力、原子位移方式、晶格轉(zhuǎn)變、位向關(guān)系和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物形貌的演化的概況。 1.2.1 高溫區(qū)→中溫區(qū)→低溫區(qū)相變的演化 鋼中的共析分解發(fā)生在A1～Bs之間的高溫區(qū)段，是過冷奧氏體在高溫區(qū)的平衡分解或接近平衡的相變，其相變產(chǎn)物――珠光體，是平衡組織或準(zhǔn)平衡組織。 貝氏體相變是發(fā)生在Bs和馬氏體相變溫度之間的中溫轉(zhuǎn)變，是過冷奧氏體在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)發(fā)生的非平衡相變，其相變產(chǎn)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(gè)過冷奧氏體的亞穩(wěn)區(qū)，即所謂海灣區(qū)，從而把珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體相變完全分開，如圖1.1所示為H13（相當(dāng)于4Cr5MoV1Si）鋼退火用TTT圖，可見，600℃以上發(fā)生共析分解，得到珠光體組織；400℃～Ms進(jìn)行貝氏體相變；400～600℃為過冷奧氏體亞穩(wěn)平衡的海灣區(qū)。在Ms點(diǎn)以下發(fā)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(lián)系的。 鐵原子和替換原子在高溫區(qū)的共析分解過程中是能夠長程擴(kuò)散的，而且是依靠擴(kuò)散形成富含碳原子和合金元素的碳化物。但溫度越低，擴(kuò)散越困難，在中溫區(qū)，只有碳原子能夠長程擴(kuò)散，合金元素的原子在中溫區(qū)，難以擴(kuò)散。在貝氏體相變中，鐵原子和替換原子一般是不擴(kuò)散的，這是導(dǎo)致貝氏體相變不同于共析分解的重要原因。

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《馬氏體相變》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(fā)研究等行業(yè)的科研人員、工程技術(shù)人員參考，也可作為教學(xué)參考書，供金屬材料專業(yè)及相關(guān)專業(yè)的本科生、研究生學(xué)習(xí)。

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