原子集体协同位移的长大探究

与纯铁γ→α马氏体的转变不同，在钢中马氏体相变的晶格改组过程中存在碳原子的位移问题。

马氏体晶核的长大是无扩散的集体协同的位移机制^{[13，23，24]}。所谓集体是指包括碳原子在内的所有原子，即碳原子、铁原子、替换原子；所谓协同是指所有原子协作性地同时移动。这一机制与贝氏体相变中原子的迁移方式存在必然的联系，是逐渐演化而来的。贝氏体铁素体的形成是界面原子非协同热激活跃迁机制。碳原子是扩散位移，铁原子位移是非协同的界面跃迁。

马氏体晶核的无扩散集体协同位移机制也不同于切变位移，切变机制存在1～2次切变角为θ的晶体切变过程。上已叙述。切变过程缺乏热力学可能性，也不符合事物逐渐演化的规律。

在奥氏体的＜110＞γ上E值较小，并且原子排列密度最大；而马氏体的＜111＞α上原子排列密度也最大。因此，马氏体与奥氏体保持K-S关系，相界面匹配最好，能量最低。

在K-S关系中，奥氏体的＜110＞γ//＜111＞α，在最密排晶向上原子的位移距离特别小。

如果是w_C＝1.4％的Fe-C合金马氏体（c/a＝1.06），当奥氏体转变为马氏体时，高碳奥氏体最密晶向＜110＞γ上铁原子的距离为0.2545nm，而马氏体最密晶向＜111＞α上铁原子的距离为0.2509nm。也就是说，奥氏体＜110＞γ上的铁原子转移到马氏体晶格的＜111＞α上，成为马氏体晶格上的原子，移动距离仅仅为－0.0036nm，即缩短1.41％，就可以变为马氏体的＜111＞α上的原子了。在＜110＞γ晶向上的原子转变为马氏体晶格的＜111＞α上的原子时错配很小，则两相在此晶向上可共格连接，造成的畸变能极小。

图5-52所示为奥氏体转变为马氏体时晶胞的相对位置图解，图示为一个奥氏体晶胞和一个马氏体晶胞在空间以K-S关系排列的情况。在图中标出了碳原子向马氏体晶胞转移的方向和相对距离，显然其位移距离远远小于一个原子间距。

马氏体晶格上的原子比奥氏体晶格上的原子具有低的吉布斯自由能，因此奥氏体晶格上的原子转移到马氏体晶格上是个自发过程。在图5-52中，奥氏体晶格上的原子分别以不同的位移矢量转移到马氏体晶格上，其位移距离均远远小于一个原子间距，同时进行了菱形角的调整，就变成了马氏体晶格。从图中可见这些原子以集体的、协同的、不可逆的跃迁位移，一次性完成A→M的晶格重建，即一次性转变为体心正方结构，满足马氏体实际的晶格参数，完成马氏体转变。(www.xing528.com)

图5-52 Fe-C合金奥氏体转变为马氏体示意图

同样，在此A→M的晶格重建过程中，位错、层错、界面等缺陷处提供了缺陷能，以辅助形核功，即晶体缺陷为形核的结构涨落和能量涨落提供了有利条件。

奥氏体的＜110＞γ晶向转变为马氏体的＜111＞α，奥氏体最密排晶向铁原子间距收缩0.0036nm。由于＜110＞γ和＜111＞α两个最密排晶向存在错配度，要不断维持共格关系，就必须形成相变位错。计算表明，每移动26个原子就形成一个位错。＜111＞α有四组不同的位向，位错线不能中断于晶内，因而组成位错网，这就是马氏体中高密度缠结位错的来源。计算表明位错密度为4.46×10¹²/cm²，此计算值与实测值（0.3～0.9）×10¹²/cm²大体上吻合。图5-53所示为35CrMo钢马氏体板条中的极高密度缠结位错的电镜照片。

图5-53 35CrMo钢板条状马氏体中密度极高的缠结位错（TEM）

γ→α转变造成宏观上的体积膨胀，产生应变能，极高位错密度的形成产生晶体缺陷储存能。这些能量消耗都是在两相自由能之差范围内（即相变驱动力）完成的，不存在也不需要额外的巨大的切变能，故钢中马氏体相变能够在相变驱动力作用下很快完成转变。