试验观察：马氏体形核的形态学特征

1.以往的观察

形核包括均匀形核及非均匀形核两种类型。假设马氏体是在母相中均匀形核，对铁基合金进行计算处理，得均匀形核功约为1.13×10⁹J/mol^[1]。此计算值比马氏体相变驱动力的绝对值大6～7个数量级，说明均匀形核耗能极大，不可能实现，故均匀形核的观点已被摈弃。

研究指出：马氏体形核位置不是任意的，不是均匀形核。形核位置与母相中存在的缺陷有关，例如：①β黄铜中形成马氏体后，经可逆转变，当重新冷却时，马氏体形成的位置与原来的重合；②成分相同的100μm以下的Fe-Ni合金小颗粒，尺寸越小，马氏体点Ms越低，尺寸小于100μm时，即使粒度相同的粉末，其Ms的差别也很大；③大块Cu-2.5％Fe富铁沉淀相在室温以上就可以发生马氏体相变，小粒的冷却到Mf以下也未出现马氏体。早期的这些实验说明马氏体在晶体缺陷处形核。

2.近年来的观察和研究

近年来，应用金相显微镜、透射电镜、扫描电镜实验观察了马氏体的形核-长大情况，发现马氏体可在位错、晶界、孪晶界面、表面、相界面等缺陷处形核。马氏体优先在晶界上形核，也在晶粒内部形核，以往只注重晶内形核的研究是片面的。

（1）在晶界上形核 观察发现，马氏体优先在奥氏体晶界上形核。图5-44a所示为将60Si2CrV钢在1200℃加热20min（薄试样），淬火得到的马氏体沿原奥氏体晶界形核-长大的照片，可见马氏体片在晶界形核并且沿着晶界长大，或者向晶内长大。图5-44b所示为12Cr13马氏体片在界面上形核，然后向晶内长大的照片。

（2）在孪晶界上形核 将Fe-30.8％Ni合金在0℃应变10％，发现马氏体在界面和孪晶界形核。该合金在－20℃应变20％，马氏体在孪晶界形核并且沿着滑移面长大，如图5-45所示。表明孪晶界面有利于马氏体的形核^[1]。

（3）在相界面上形核 将球墨铸铁试样加热到950℃，然后水冷淬火，马氏体为透镜片状，在石墨-奥氏体相界面（石墨表面）上形核，然后向四周的奥氏体中长大，说明相界面是优先形核的地点，如图5-46所示。

图5-44 马氏体沿着晶界形核长大（OM）

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图5-45 马氏体在孪晶界上形核^[1]

图5-46 马氏体片在石墨-奥氏体相界面上形核（OM）

（4）在晶界、晶内均能形核将Fe-1.2％C合金加热到1200℃，保温使奥氏体晶粒长大，然后在Ms点稍下等温，形成少量马氏体，在等温过程中被回火，再淬火至室温。试样经硝酸酒精浸蚀，等温过程中形成的马氏体被回火而容易受浸蚀，在显微镜下观察为黑色。如图5-47所示，马氏体在一个奥氏体大晶粒内部和晶界上形核。在奥氏体晶粒内部最先形成的马氏体片尺寸较大，几乎可以贯穿整个奥氏体晶粒，而后续形成的马氏体片依次变小。

（5）表面马氏体的形核 在试样表面上马氏体较为容易形核，形成表面马氏体。将18CrNiW钢高温金相试样加热到1250℃，再降温到850℃，然后炉冷到不同温度，观察试样表面上板条状马氏体的形成过程。图5-48所示为板条状马氏体在奥氏体与真空接触的表面上晶核长大的情形。

图5-47 Fe-1.2％C奥氏体晶粒内形成的马氏体片（OM）

图5-48 18CrNiW钢试样表面上板条状马氏体的形成^[22]