1) γ→ε martensite transformation
γ→ε马氏体相变
2) ε→γ reverse martensite transformation
ε→γ马氏体逆相变
3) fcc(γ)→hcp (ε) martensitic transformation
fcc(γ)→hcp(ε)马氏体相变
4) ε martensitic transformation
ε马氏体相变
1.
With XRD analysis,SEM observation and strain fatigue test,it is found that the γε martensitic transformation and its reverse transformation occur in Fe-Mn-Si shape memory alloy under alternate stress.
用X射线衍射分析、扫描电镜观察以及应变疲劳试验研究表明,Fe-Mn-Si形状记忆合金在承受正负交变应力作用时,可相应地发生应力诱发γε马氏体相变及其逆相变。
5) ε martensite transformation temperature
ε-马氏体相变点
6) stress-induced γ→ε martensitic phase transformation
应力诱发γ→ε马氏体相变
补充资料：马氏体相变
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.Martens）,把这种组织命名为马氏体(Martensite)。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-Cd、Au-Mn、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105cm·s-1。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）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2）。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中的PQRS，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2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）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图4可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5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6）。
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(γ)的{135}上最先形成（图7）。马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。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7中由{135}变为{224}面。图7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}γ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7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γ变为体心立方(正方)马氏体M时具有著名的курдюмов-Sachs关系(简称K-S关系){111}γ∥{011}M,<01ī>γ∥<ī11>M和西山关系；{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<110>M。由面心立方母相P变为六方马氏体ε时,则有：{111}p∥{001}ε,<110>p∥<110>ε。
马氏体相变的可逆性 马氏体相变具有可逆性。当母相冷却时在一定温度开始转变为马氏体，把这温度标作Ms,加热时马氏体逆变为母相，开始逆变的温度标为As。图8中表示Fe-Ni和Au-Cd合金的Ms和As,它们所包围的面积称为热滞面积,可见Fe-Ni马氏体相变具有的热滞大,而Au-Cd则很小。相变时的协作形变为范性形变时，一般热滞较大；而为弹性形变时,热滞很小。像Au-Cd这类合金冷却时马氏体长大、增多，一经加热又立即收缩，甚至消失。因此这类合金的马氏体相变具有热弹性，称为热弹性马氏体相变。
马氏体转变的温度－时间关系 在一般合金的马氏体相变中，马氏体形成量只是温度的函数，即随着温度的下降，马氏体的形成量增大，称为变温马氏体的形成，如图9所示(图中??为马氏体形成量、Tq为淬火介质的温度)。但在有些合金 (Fe-Ni-Mn)中马氏体的形成量却是时间的函数，即在一定温度下，随时间的延长，马氏体形成量增多,称为等温马氏体的形成，如图10所示(图中％指马氏体形成量)。一些高碳高合金钢,如高速钢、轴承钢，主要形成变温马氏体，但在一定条件下也能形成等温马氏体。这两类马氏体在本质上可能是一致的,不过在变温马氏体形成时母相不易继续相变(稳定化),必须降温，增加相变的驱动力才能继续形成马氏体。一定的应力和形变作为附加的驱动力，会促使马氏体的形成;但过量的形变又会阻碍马氏体相变的进行(力学的稳定化)。
工业应用 马氏体相变规律在工业上的应用，已具显著效果。除马氏体强化普遍应用于钢铁外，在钢铁热处理中还利用相变规律来控制变形，以及改善性能。人们目前对铁基合金的成分、马氏体形态和力学性质之间的关系已有较明晰的认识,具备位错亚结构的低碳型(条状)马氏体有一定的强度和良好的韧性,具备孪晶亚结构的高碳型（片状）马氏体有很高的强度但韧性很差。按此，低碳马氏体已在工业上有较大量的应用。形变热处理的应用，以及马氏体时效钢(含碳～0.02％)的创制都是利用低碳马氏体的良好韧性。图11是低碳型马氏体的光学显微镜下的金相组织;图12是低碳型马氏体的透射电子显微镜下的金相组织，可以见到内部的位错亚结构。利用马氏体相变时塑性增长，已建立了相变诱发塑性钢（TRIP钢）（见形变热处理）。
有些合金如（Au-Cd，In-Tl等）在受一定应力时会诱发形成马氏体，相应地产生应变，应力去除后马氏体立即逆变为母相，应变回复。这现象称为"伪弹性"。图13示Ag-Cd合金的伪弹性现象。具有热弹性和伪弹性的部分合金中还具有"形状记忆效应"，即合金经马氏体相变后经过形变使形状改变，但经过加热逆变后对母相原来形状有记忆效应，会自动回复母相的原来形状，图14为形状记忆效应示意图。有的合金不但对母相形状，而且再次冷却时对马氏体形状也具有记忆效应称为"双程记忆效应"。利用这种效应制成的形状记忆合金，已可工业应用。
马氏体相变的研究 几十年来马氏体相变的研究，从表象逐步深入到相变的本质，但是对一些根本性问题还认识得不很完整。马氏体相变时母相和新相成分相同，因此可以把合金作为单元系进行相变的热力学研究。用热力学处理来计算Ms 温度以及验证相变过程的工作还处于发动阶段。虽然从实验上可以得到相变的惯习(析)面、取向关系以及应变量，但相变过程中原子迁动的过程尚未了解。晶体学的表象理论，应用数学(矩阵)处理,预测马氏体相变过程的形状改变是均匀点阵形变、不均匀形变和刚性转动的结果；这只在Au-Cd、Fe3Pt及高镍钢和高铝钢中得到验证，对大多数合金还不完全与实验结果相符合。在某些马氏体相变前观察到物理性质异变(如弹性模量下降)揭示了相变前母相点阵振动(声学模)的软化，预相变和软模已为人们所注意。马氏体相变研究历史较久，工业上应用较广，也开始对金属和非金属的马氏体相变进行统一的研究。
参考书目
徐祖耀：《马氏体相变与马氏体》，科学出版社，北京，1980。
Z. Nishiyama, Martensitic Transformation,Academic Press, New York, 1978.
Morris Cohen & C. M. Wayman, Metallargical Treatise,中美冶金会议论文集ed. by J.K.Tien,J.F.Elliott, Met.Soc.AIME.,pp.445～466,1981.
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105cm·s-1。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）。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2）。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中的PQRS，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2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）。形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。由图4可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5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6）。
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(γ)的{135}上最先形成（图7）。马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。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7中由{135}变为{224}面。图7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}γ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7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γ变为体心立方(正方)马氏体M时具有著名的курдюмов-Sachs关系(简称K-S关系){111}γ∥{011}M,<01ī>γ∥<ī11>M和西山关系；{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<110>M。由面心立方母相P变为六方马氏体ε时,则有：{111}p∥{001}ε,<110>p∥<110>ε。
马氏体相变的可逆性 马氏体相变具有可逆性。当母相冷却时在一定温度开始转变为马氏体，把这温度标作Ms,加热时马氏体逆变为母相，开始逆变的温度标为As。图8中表示Fe-Ni和Au-Cd合金的Ms和As,它们所包围的面积称为热滞面积,可见Fe-Ni马氏体相变具有的热滞大,而Au-Cd则很小。相变时的协作形变为范性形变时，一般热滞较大；而为弹性形变时,热滞很小。像Au-Cd这类合金冷却时马氏体长大、增多，一经加热又立即收缩，甚至消失。因此这类合金的马氏体相变具有热弹性，称为热弹性马氏体相变。
马氏体转变的温度－时间关系 在一般合金的马氏体相变中，马氏体形成量只是温度的函数，即随着温度的下降，马氏体的形成量增大，称为变温马氏体的形成，如图9所示(图中??为马氏体形成量、Tq为淬火介质的温度)。但在有些合金 (Fe-Ni-Mn)中马氏体的形成量却是时间的函数，即在一定温度下，随时间的延长，马氏体形成量增多,称为等温马氏体的形成，如图10所示(图中％指马氏体形成量)。一些高碳高合金钢,如高速钢、轴承钢，主要形成变温马氏体，但在一定条件下也能形成等温马氏体。这两类马氏体在本质上可能是一致的,不过在变温马氏体形成时母相不易继续相变(稳定化),必须降温，增加相变的驱动力才能继续形成马氏体。一定的应力和形变作为附加的驱动力，会促使马氏体的形成;但过量的形变又会阻碍马氏体相变的进行(力学的稳定化)。
工业应用 马氏体相变规律在工业上的应用，已具显著效果。除马氏体强化普遍应用于钢铁外，在钢铁热处理中还利用相变规律来控制变形，以及改善性能。人们目前对铁基合金的成分、马氏体形态和力学性质之间的关系已有较明晰的认识,具备位错亚结构的低碳型(条状)马氏体有一定的强度和良好的韧性,具备孪晶亚结构的高碳型（片状）马氏体有很高的强度但韧性很差。按此，低碳马氏体已在工业上有较大量的应用。形变热处理的应用，以及马氏体时效钢(含碳～0.02％)的创制都是利用低碳马氏体的良好韧性。图11是低碳型马氏体的光学显微镜下的金相组织;图12是低碳型马氏体的透射电子显微镜下的金相组织，可以见到内部的位错亚结构。利用马氏体相变时塑性增长，已建立了相变诱发塑性钢（TRIP钢）（见形变热处理）。
有些合金如（Au-Cd，In-Tl等）在受一定应力时会诱发形成马氏体，相应地产生应变，应力去除后马氏体立即逆变为母相，应变回复。这现象称为"伪弹性"。图13示Ag-Cd合金的伪弹性现象。具有热弹性和伪弹性的部分合金中还具有"形状记忆效应"，即合金经马氏体相变后经过形变使形状改变，但经过加热逆变后对母相原来形状有记忆效应，会自动回复母相的原来形状，图14为形状记忆效应示意图。有的合金不但对母相形状，而且再次冷却时对马氏体形状也具有记忆效应称为"双程记忆效应"。利用这种效应制成的形状记忆合金，已可工业应用。
马氏体相变的研究 几十年来马氏体相变的研究，从表象逐步深入到相变的本质，但是对一些根本性问题还认识得不很完整。马氏体相变时母相和新相成分相同，因此可以把合金作为单元系进行相变的热力学研究。用热力学处理来计算Ms 温度以及验证相变过程的工作还处于发动阶段。虽然从实验上可以得到相变的惯习(析)面、取向关系以及应变量，但相变过程中原子迁动的过程尚未了解。晶体学的表象理论，应用数学(矩阵)处理,预测马氏体相变过程的形状改变是均匀点阵形变、不均匀形变和刚性转动的结果；这只在Au-Cd、Fe3Pt及高镍钢和高铝钢中得到验证，对大多数合金还不完全与实验结果相符合。在某些马氏体相变前观察到物理性质异变(如弹性模量下降)揭示了相变前母相点阵振动(声学模)的软化，预相变和软模已为人们所注意。马氏体相变研究历史较久，工业上应用较广，也开始对金属和非金属的马氏体相变进行统一的研究。
参考书目
徐祖耀：《马氏体相变与马氏体》，科学出版社，北京，1980。
Z. Nishiyama, Martensitic Transformation,Academic Press, New York, 1978.
Morris Cohen & C. M. Wayman, Metallargical Treatise,中美冶金会议论文集ed. by J.K.Tien,J.F.Elliott, Met.Soc.AIME.,pp.445～466,1981.
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