1、马氏体相变martensitic transformation马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。1895 年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.artens）,把这种组织命名为马氏体(artensite) 。人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。20 世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg 、La、Li、Ti、Tl、Pu 、V、Zr 、和 Ag-Cd、Ag-Zn、Au
2、-Cd、Au-n、 Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn 、In-Tl、Ti-Ni 等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。相变特征和机制 马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达 10cms。人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的
3、化学成分、原子序态和晶体缺陷。马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移,这种位移是切变式的（图 1 切变式位移示意）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变) （图 2 原子位移产生点阵应变）。这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图 3a 马氏体相变时的形状改变中的 PQRS，若试样中一部分(ABCD-ABCD) 发生马氏体相变(形成马氏体), 则 PQRS 直线就折成 PQ、QR 及 RS三段相连的直线,两相界面的平面 ABCD及 ABCD保持无应变、不转动，称惯习（析）面。这种形状改变称为不变平面应变（图 3 马氏
4、体相变时的形状改变）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图 4 高碳钢中马氏体的表面浮突600 可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图 5 表面浮突示意示意,可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘（图 6Co-30.5Ni 合金形成六方马氏体时产生的表面浮突干涉图像）。马氏体的惯习（析）面 马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体()的135上最先形成（图 7 Fe-25Ni-0.3V-0.3C 钢中的马氏体及其周围的奥氏体）。马氏体形成时和母相的界面上存在
5、大的应变。为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图 7Fe-25Ni-0.3V-0.3C 钢中的马氏体及其周围的奥氏体中由135变为224面。图 7Fe-25Ni-0.3V-0.3C 钢中的马氏体及其周围的奥氏体中马氏体呈透镜状，它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即135面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错,在非铁合金中一般存在孪晶或层错。由图 7Fe-25Ni-0.3V0.3C 钢中的马氏体及其周围的奥氏体还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变而形成的。由于马氏体相变时
6、原子规则地发生位移,使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。在铁基合金中由面心立方母相 变为体心立方(正方)。简单来说1.无扩散性2.切变性，即由母相变为新相的晶格改组过程是以切变方式进行的3.具有一定的晶体学位相关系的惯习面，即共格切变4.转变在一定的温度范围内进行5.快速转变，一般不需要孕育期6.转变不完全，会留有相当数量的残余奥氏体马氏体相变的研究王艳 【摘要】：D 形核模型的核心是平面不变应变 ,认为这一应变在形核过程中起控制作用。对这新 的形核模型有如下的主要考虑:参与形核的是一个较大的原子范围,例如 106 个原子区域, 并采取集体的和规则的移动;母相和马氏体之间不是明锐
7、的界面,而是一个渐变和漫散的 过渡层,厚度可达上百个原子间距,此层为一低应变的平面不变应变层;马氏体沿平面不 变应变的不变面析出,而平面不变应变又可以“稀释”而降低弹性能,从而降低形核能垒。 本文主要是在 D 形核模型的基础上提出了一种新的马氏体形核模型。由于马氏体片状 晶胚易于在缺陷附近出现,为了说明这一点,详细讨论了刃型位错和和位错偶的应力场, 认为在其应力场中一些特殊位置出现了引起马氏体相变的 Y 偶极子。马氏体形核的初级阶 段是在缺陷附近,当初级马氏体形成后,储存于奥氏体中的弹性应变能(对初始马氏体的 形成有阻碍作用)释放,引起弹性波在晶体中的传播 ,弹性波通过晶体时会引起质粒的振 动
8、而产生位移,此弹性波就是 Y 偶极子以波的形式传播的一种弹性波。在接近相变温度时, 弹性波振动频率的平方趋近于零,弹性模软化,晶格对于这种特殊的形变模的恢复力为零, 从而促发母相结构中弹性不稳定性发生。弹性波在传播过程中与母相的点阵振动发生耦 合,可强化软模的形成,从而促进后继马氏体的形成。【关键词】：马氏体相变 平面不变应变 Y 偶极子 软模 弹性波 ( ) 马氏体相变研究的进展 一 徐祖耀 ( ) 上海交通大学, 上海 200030 【摘要】 概述对马氏体相变基本特征认识的进程 , 以及与马氏体相变密切相关的形状 记忆材料的发展。对马氏体相变热力学、动力学、晶体学、形核- 长大、非线性物理
9、模型以 及形状记忆效应、伪弹性和伪滞弹性研究进展作了总结。对马氏体相变的继续研究和应用作 了展望。全文分两期发表。 【关键词】 马氏体相变 热处理原理 形状记忆材料 热力学 动力学 晶体学 相 变建模 ( ) PROGRESSINMARTENSITICTRANSFORMATIONS XuZuyao (ShanghaiJiaotongUniversity) 【Abstract 】 Progressinthecharacteristicsofmartensitictransformationandthe developmentofitsclose 2relatedshapememorymateri
10、alsweregenerallydescribed.Asummaryreportwas madeabouttheprogressofthermodynamics,kinetics,crystallography,nucleationandgrowth,non 2 linearphysicsmodelsofmartensitictransformationsaswellasshapememoryeffect,pesudoelasticityand p 珠光体相变和贝氏体相变; 因此在上世纪前叶, (片状或针状) 以及低碳型的条状 , 烩炙人口, ( ) 人们认为马氏体相变须以快速冷却才得以进行
11、, 为发展低碳马氏体 条状马氏体 型钢指明了道 其实对其它材料未必如此。例如 ,Fe 2Ni 奥氏体 路 , 也为马氏体形态学奠定了基础。 中进行扩散型相变很为缓慢 , 在一般空冷条件 MorrisCohen 及其合作者 1950 年倡议马氏体 下 , 就能避免扩散型相变 , 顺利进行马氏体相 相变热力学研究, 上世纪 40 年代开始延续至 80 年代 , 在动力学、形核机制和应力对相变的影响 () () 变:fcc bcc 。 等方面作出大量贡献。他们早年对奥氏体的稳定 20 世纪 3040 年代发现高碳钢 (或含高 Ni ( ) 化的催化作用 , 近年 1993 对均匀形核的实验 的 Fe
12、2Ni 合金) 中形成马氏体的速率极大 ,Li 2Mg 论证都对马氏体相变的研究显示非凡的功绩。 在 -200 时进行马氏体相变时发出嘶叫声 ; 在上世纪 50 年代初期 , 人们已揭示马氏体 1953 年 Bunshah 和 Mehl 由电阻测量、并以示波 相变时两相间存在位向关系, 马氏体在母相一定 ( ) -7 器显示: 一片马氏体在 0153 10 s 形成 , 面 (惯习面) 上形成 , 以及相变产生形状应变。 相当于形成速率为 1100m s-1 。因此一般认为马 以 Bain 在 1924 年提出的对应关系 (原子迁动最 氏体相变为无扩散相变 , 且形成速率很大。1949 ) 小
13、 为基础 ,1953 、1954 年分别独立提出 W-L 年 Greninger 和 Troiano 对马氏体相变的总结性文 -R 和 B-M 晶体学表象理论。Wayman 在 1964 ( ( ) ) 年出版 马氏体相变晶体学导论一书是对该经 章 Trans.AIME.,185 1949 ,590 中, 联系 Bain 观察到的表面浮突 , 以及上述现象 , 提出马 典理论很好的阐释 , 并给予理论的应用示例。他 氏体相变系无扩散、切变相变 , 毋需形核和长大 大量的晶体学工作得到日本 Shimizu 和 Otsuka 等 ( 对一些形状记忆合金以及澳大利亚 Muddle 等对 过程。其实
14、1948 年 Kurdjumov 的著名文章 J. 含 ZrO 陶瓷研究的响应 , 马氏体相变晶体学研 ( ) ) 2 Techn.Phys.,18 1948 ,999, 曾获斯大林奖 中, 已叙明马氏体相变应该也是形核- 长大的过 究在近 30 年来取得不少进展。原始表象理论对 钢的低碳条状马氏体和 (225) 马氏体并不完全 程 , 但不发生组元扩散 的切变相变。他与 适用。我国谷南驹等另辟途径 , 倡议新说 , 尚待 Maksimova 发现 016C-6Mn 钢中存在等温马氏体 国际认可。 相变就属明证 , 次年与 Khandros 发现 Cu2Al2Ni 合 ( ) 在 1979 年
15、国际马氏体相变会议 ICOMAT 金中, 马氏体受冷热时的热弹性涨缩 , 不但提供 上 ,Thomas 等以高分辨电子显微镜的研究结果, 了形核- 长大的确证 , 又揭示了马氏体相变会有 指出马氏体相变时碳原子可能扩散 , 并在 1981 热弹性能, 这些是 Kurdjumov 及其学派的伟大功 年国际固态相变会议上再度以场离子电镜和原子 绩。 探针实验给予证实。我们于 1983 年以理论计算 seudo2anela 上世纪 70 年代形状记忆合金被开发以后 , 确认低碳钢在马氏体相变时, 由于 Ms 温度较 测得 Au-Cu-Zn 马氏体长大速率仅 0132cm s-1 高、间隙原子碳的扩散
16、率较大 , 可能存在碳的扩 (F.Falk,Phys.Rev.B.36 ( 1987) ,3031) ,Cu-Al- 散 ( Sci.Metall.,17 ( 1983) ,1285 ) , 并 在 Ni 的仅 10-3 10-6 m s-1 (M.Grujicic,etal., 0112C-Ni-Cr 钢中出现孪晶马氏体 , 认为是碳 inMartensite,ASMInter.,1992,Chap.10,175 ( 由马氏体扩散至奥氏体、致富碳的结果 金属学 196) 。在 fcc () hcp () 马氏体相变合金 报 ,19 ( 1983) A83) 。因此 , 马氏体相变不是 中,C
17、o 合金马氏体长大速率仅 014C ( C 为声 “完全”无扩散过程 , 间隙原子 (离子) 可能扩 ) 速 。 散 , 这种扩散过程并不是马氏体相变的主要或必 透射电镜的应用 , 不但提供了显微组织形态 需的过程。由此 , 我们重新定义了马氏体相变: 信息, 还由于其电子衍射结果为马氏体相变晶体 ( ) 替换原子经无扩散位移 均匀和不均匀形变 , 学的发展提供了有力的工具。1960 年 kelly 和 由此产生形状改变和表面浮突 , 呈不变平面特征 Nutting 的文章 ( Proc.Roy.Soc.A259 ( 1960) , 的一级、形核- 长大型的相变。或简单地称马氏 45) 将钢的
18、马氏体形态区分为高碳型的透镜状 体相变为: 替换原子无扩散切变 (原子沿相界面 sticityofsomematerials.Perspectiveinfurtherstudyandapplicationsofmartensitic 作协作运动 , 使其形状改变的相变 见 马氏 -X 和 Fe-X-C 中 fcc bcc 或 bct 马 体相变与马氏体第二版 ,1999,40 46 页; 金 氏体相变热力学的工作结果, 计算所得 Ms 与实 属热 处 理 学 报 ,17 ( 1996) , 增 刊 ,26;J. ( ) 验值很好符合 详见文献 1 内的第六章 。按 ( ) ) M M ( )
19、dePhys., .,Suppl.,5 1995 ,c8 351 。并 G = G + G 非化学自由能 对 Magee 的变温动力学方程给予改进 , 就此可以 (1) 解释 0127C-1Cr 钢加入稀土元素后 ,Ms 由 M - 以 G =0 时的温度定义为 Ms, G =0 390 降至 365 , 但残余奥氏体量却显著减少的 时的温度定义为 T , 并得到: 0 -1 原因, 并为低碳马氏体钢的成分设计提供理论依 M ( ) ( ) G =2 11 +900 J mol 2 ( ( ) ( ) M 据 钢铁 ,30 1995 , 4 52;ISIJ.Inter.,38 ( ) 为奥氏体
20、在 Ms 时屈服强度 MPa 。 G ( ) ) 1998 ,1153 。 主要包括应变能、界面能以及马氏体内的储存 与马氏体相变和其逆相变紧密相关的形状记 - 能。 G 由不同热力学模型求值 , 包忆材料在上世纪 70 年代问世 , 在马氏体相变研 LFG 、Fisher 及其 改进模型 Fisher-Badeshia, 究中异军突起 , 可谓精彩夺目。按发展现状 , 可 Fisher- 徐等及中心原子模型。 将形状记忆材料分为三类: (1) 由热变马氏体经 铜合金马氏体相变时母相有序化 , 因此在其 形变、马氏体再取向、形成几乎单变体马氏体通 ( 热力学中, 包括有序相变热力学 G 和 过
21、逆相变回复形状; (2) 由形变诱发马氏体成为 ) G 。设铜合金马氏体相变中非化学自由能 ( ) 近单变体马氏体 , 通过逆相变回复形状 ; 3 磁 M ( ) , 它包括切变能及马氏体的 阻力项 为 G 控形状记忆材料 , 在磁场作用下使马氏体内的孪 ( ) 储存能 层错能 , 则相变时自由能变化为: 晶再取向发生形状改变。一般具有热弹性马氏体 M M ( ) G = G + G + G + G 3 相变的材料 , 如 Ni-Ti 、Ni-Ti-X 、Cu-Al- 无序 和 可视作规则溶液 , G 可由 Ni 、Cu-Zn-Al 等属第一类材料 , 会呈显完全 G 、 G 及交互作用系数
22、E 和 E 求得 , 由 Cu i 的形状记忆效应。Fe-Mn-Si 基合金及含 ZrO 2 M G =0 的温度定义为 Ms, G + G + 陶瓷属第 二类 的形状 记忆 材料。Co-Ni 、 =0 的温度定义为 T 。求得 Cu-Zn,Cu- G 0 Ni MnGa 等磁性材料属第三类。Ni-Ti 基合金已 2 Al 和 Cu-Zn-Al 合金的 T 和 Ms, 包括 Cu-Zn 应用于宇航天线、医疗器材、仪表及生活用品, 0 -Al 中不同相有序态 (BZ 、DO 及 L ) 的 Ms, 铜基形状记忆材料价格较廉 , 加工较容易, 性能 3 2 和实例很好符合。 ( ) 上虽有不足 如
23、记忆性能衰退 , 也已有补救良 4 方;Fe-Mn-Si 基合金价格更廉 , 加工更容易 , P.Haaseln 主编的 材料的相变 中第六 经适当合金化 , 如 Fe-Mn-Si-Cr-N, 利用其 章无扩散相变 ( 由L.Delaey 教授撰写) 内有关 单程记忆效应能成为管接头合格材料; 含 ZrO 马氏体相变热力学的文献 , 就引自本文作者上述 2 Fe-C 、Fe-X 和 Fe-X-C 5 和 Cu-Zn 合金的 陶瓷具有很高强度 , 能在较高温度工作 , 均具有 开发优势 , 本文作者已在 2001 年国际形状记忆 工作6 。尚有相关工作 , 如 Cu-Al 、Cu-Zn- 材料会
24、议的特邀报告中加以申述 ( 见 Mater. Al 马氏体相变热力学见 ActaMatell.Mater.,39 ( ) Forum.394 395 (2002) ,369 374) 。 1991 :1041,1045; 以及文献 1 第六章所列 关于马氏体相变较详细内容 , 请参阅文献 文献。 fcc ( ) () 1, 形状记忆材料参见文献 2 和 3 。 或 hcp 马氏体相变热力学 , 2 马氏体相变热力学 由 Co、Co-Ni 、Co-Cu 的工作 , 得到 fcc () 上世纪 40 年代 ,MorrisCohen 等企图以热力 和 hcp () 两相化学自由能差在 Ms 时为 (
25、 ) 学计算 Fe-C 的 Ms 温度 , 主要由于对马氏体相 c sf 变阻力项 (非化学自由能项) 未能较确切估算 , 其中 Esf 为母相层错能,A 为常数 , 与晶界 结果未获成功。在总结前人工作的基础上 , 徐祖 能有关 ,B 近似等于相变应变能 (见: 徐祖耀 , ( ) ) 耀于 19791989 年发表了一系列关于 Fe-C 、Fe 金属学报 ,16 1980 :430 。 学计算 Fe-C 的 Ms 温度 , 主要由于对马氏体相 c sf 变阻力项 (非化学自由能项) 未能较确切估算 , 其中 Esf 为母相层错能,A 为常数 , 与晶界 结果未获成功。在总结前人工作的基础上
26、 , 徐祖 能有关 ,B 近似等于相变应变能 (见: 徐祖耀 , ( ) ) 耀于 19791989 年发表了一系列关于 Fe-C 、Fe 金属学报 ,16 1980 :430 。 学计算 Fe-C 的 Ms 温度 , 主要由于对马氏体相 c sf 变阻力项 (非化学自由能项) 未能较确切估算 , 其中 Esf 为母相层错能,A 为常数 , 与晶界 结果未获成功。在总结前人工作的基础上 , 徐祖 能有关 ,B 近似等于相变应变能 (见: 徐祖耀 , ( ) ) 耀于 19791989 年发表了一系列关于 Fe-C 、Fe 金属学报 ,16 1980 :430 。6 式。因此 4 式同样适用于
27、Fe-Mn-Si 基 合金。Forsberg 和 ! rgen (J.PhaseEquilibria,14 粒度有关; 但在层错能较低的 Fe-Mn-Si 基合 ( ) ) 金中,fcc () hcp () 马氏体相变的阻力项 , 1993 :354 以热力学计算 Fe-Mn-Si 的 Ms, ( ) 主要为母相的层错能 还有反铁磁相变能 , 对 虽与一些实验值较符合 , 他们估计 的临界 相变驱动力为恒值 -50J mol-1 , 但我们的计算 母相强度的依赖性不大; 呈现不同的形核机制 ( ( ) ) 值 比此 值 大 了 3 倍 , 且 不 为 常 数 ( 见: 徐祖耀 , 金属学报 ,
28、33 1997 :45 。 ( ) 3 马氏体相变动力学 CALPHAD,21 1997 ,143: 中国科学 E 辑 ,29 ( ) ) 变温马氏体相变动力学先由高碳或中碳钢的 1999 :103 。我们以热力学预测的 Ms 与实验 ( ( ) ) 实验 (Harris 和Cohen,1949;Koistinen 和 Marburger, 值很为符合 中国科学 E 辑 ,29 1999 :385 。 ) 对含 ZrO 陶瓷中,t m 马氏体相变的热力 1959 得到如下方程: 2 ( 1-f=exp- (Ms -T q ) (10) 学研究, 陶瓷界往往引用 Garvie 等的工作 J .
29、Mater . Sci . ,20 ( 1985) : 1193 ,3478 ;21 ( 1986) : 其中 f 为马氏体形成的分数 ,T q 为淬火介质 ) 1253 。他们将马氏体形成时的核胚临界尺寸当 的温度 , 为常数 , 对 014 0111%C 钢 = ( ) 作母相晶粒大小, 并将相变时 t 和 m 两相自由能 01011 。 10 式于 1970 年经 Magee 从理论上导 差按下式简单化求得: 得8 , 但 (10) 式对低碳 (条状马氏体组织) 钢 =q (1-T/T ) ( ) 并不适用 , 须经改造。徐祖耀等考虑到马氏体相 G 8 c b 其中 q 为纯 ZrO 的
30、相变热 ,T 为两相平衡 变时碳可能扩散导出如下的变温动力学普适方 2 b 温度 , 两者都不够严谨。 程: 我们以热力学导得 ZrO 陶瓷的 Ms 温度与母 1-f=exp (c1 -c 0 ) - (Ms -T q ) (11) 2 相晶粒大小 d-1/2 呈线性关系, 纠正了他们这一 其中 c0 和 c1 分别表示淬火前、后奥氏体内 ( ( ) ) 碳浓度 , 混淆情况 见 J .Mater . Sci. ,29 1994 :1662 ; ( ) =V 9G / 9c 并正确求得 ZrO -CeO 中 t 和 m 两相在不同温 V 2 2 ( ) ( =V 9G / 9T 度下的 Gib
31、bs 自由能 见 Mater.Trans.JIM;37 V ( ) ) 1996 :1281 。接着 , 以下式求得其 Ms 温度: 为比例常数 ,V 为形成马氏体片的平均体 G =E A+B 4 详见文献 1 中 560563 页 。 见 Metall.Trans.,23A 1992 :2987 , 将预先 Kurjumov 和 Maksimova 等 ( 1948,1950 及 存在的有效缺陷呈对数分布 , 自促发有效缺陷呈 ) 1952 年 对马氏体等温相变以均匀形核 - 长大 高斯分布。两者的复激活能过程构成马氏体相变 式求得的马氏体相变激活能较自扩散激活能小来 动力学 , 得到普适方
32、程为: 解释马氏体相变速率很大;Fisher 等 ( 1949, dN dN V i dP W ( = +f - 0 ( ) ( ) ) dt d W d W 1953 年 得到马氏体等温动力学呈 C 曲线形状 , dN 但事实上马氏体形成时并不符合均匀形核- 长大 V ) ( ) ( W) ( ) ( ) 1-f exp - d W d W RT 式: (13) U df/dt=Aexep- (12) ( ) RT 式中,dN i /d W 为预先存在缺陷的激活 ( ) 其中 U 为相变激活能。例如 , 由 Fe-29 15Ni 能分布 ,dP/d W 为自促发缺陷的激活能分 ( 3 合金的
33、实验得到, 在 T=80 250K 之间,df/dt 布 P 为自促发因子每 cm 马氏体自促发的核 5 ) ( ) 为10 cm/s, 即 U 0 。 胚数 ,dN V /d W 表示具激活能 W 的缺陷 Cohen 及 Raghavan 等 ( 1958,1965,1969, 已形成马氏体的片数分布。上式以取和式表示: 971 年 指出, 形成激活能高达 10 10 eV, 而 dN V ( ) ( ) ( ) ( 4 = Ni W +f P W -N V W 1 实验得到的要小 10 倍。这样 , 由自促发形核 dt 0 (Pait 和 Cohen,ActaMetall.,17 ( 19
34、69) :189; ) ( W) ( ) -f exp - 14 RT 19 ( 1971) :1327;Ghosh 和 Raghavan,Mater. 上式适用于变温相变、非连续相变和等温相 Sci.Eng.,80 ( 1986) :65 ) 和有效缺陷形核 变 , 对不同母相晶粒大小的 Fe-32 13Ni 合金的 ( ( ) ) Magee,Matell.Trans.2 1971 :2419 概念所 实验结果符合 , 如图 1 所示。 导得的动力学方程问世。林明发、Olsen 和 Cohen 结合以上两概念提出 “分布激活动力学 ”模型 1 不同奥氏体晶粒大小 D 的 Fe-32 13N
35、i 合金淬至不同温度并保温的相变动力学曲线 ( ) ( ) ( ) 实测, 计算值 , a D=80 m; b D=20 m; c D=800 m ( )( ) ) 我们研究了 GCr15 钢经淬火后 , 其残余奥氏 1987,July:20; 钢铁 ,25 1990 6 ;47 。 体等温马氏体相变动力学 ( 见 Metall.Trans., 外场影响相变动力学 , 如水静压降低 Ms; ( ) ( )( ) ) 18A 1987 :1389; 钢铁 ,25 1990 1 :38 , 强磁场使 Fe-Ni 由等温相变改变为变温相变 , 并发现少量等温马氏体的形成 , 使残余奥氏体稳 水静压使
36、 Fe-Ni 由变温相变改变为等温相变 定化有利于钢件 的尺寸稳定性 ( 见 Metall. 等9 。 Trans. , 18A ( 1987) : 1531;IndustrialHeating, 马氏体相变晶体学 功地将原始表象理论应用于 Ni-Ti 和 Cu-Al- 1924 年 Bain 提出 Fcc 母相 bcc (bct) 马氏 Ni 。学者们设想了一些现代理论来解释铁基 (2 ) ( ) 体相变晶体学雏型, 见图 2 。1930 年 K-S 位向 2 5 、 5 5 7 马氏体。谷南驹等以点阵形 ( ) 关系、193435 年 西山 关系的建立 ,1948 年 变所引起的矢量改变
37、- 称为位移矢量表征应变 Jawson 和 Wheeler 应用矩阵研究晶体学 ,1949 年 能, 认为由位移矢量、自协作和范性协作决定点 Greninger 和 Troiano、1951 年 Machlin 和 Cohen 以 阵不变切变、惯习面和马氏体的亚结构和形态 , 及 Bowles 等环绕表面浮突提出均匀切变及二次 ( 并认为条状马氏体形成不符合不变平面应变 惯 切变的设想。这些工作导致 1953 和 1954 年分别 ) ( ) 习面在相变中转动 , 以解释 5 5 7 惯习面 独立诞生 W-L-R 和 B-M 马氏体相变晶体学 的 形 成 ( 见 Metall.,mater.T
38、rans.,26A 原始表象理论。 ( ) ( ) 1995 :1979;ActaMetall.Sin.,9 1996 :298 ) 等 。有待于国际同行认可。 ( ) 我们将原子迁动 shuffle 和 111fcc 上三 个切变几率引入 W-L-R 理论 , 可获得 fcc hcp 马氏体相变晶体学较完整的结果 ( 见 Z. ( ) ) Guo,etal.,Scr.Mater.,41 1999 :153 。 应用群论能深入分析马氏体相变中对称性的 改变。我们以群论计算 Cu-Zn-Al 合金马氏体 的变 体 数 , 已取 得 较 好 的结 果 ( 见 Acta. ( ) ) 马氏体相变晶体学 功地将原始表象理论应用于Ni-Ti 和 Cu-Al- 1924 年 Bain 提出 Fcc 母相 bcc (bct) 马氏 Ni 。学者们设想了一些现代理论来解释铁基 (2 ) ( ) 体相变晶体学雏型, 见图 2 。1930 年 K-S 位向 2 5 、 5 5 7 马氏体。谷南
