1前言
随着TRIP钢等高强度钢的研发与应用，钢铁材料中马氏体相变的重要性日益凸显。然而，该相变仍存在诸多机理尚未阐明。Fe‑Ni 合金中片状马氏体发生的爆发转变便是其中之一。一般而言，马氏体相变自Ms点起逐步进行，至相变完成需约200℃的过冷度；而Fe‑Ni合金中的片状马氏体相变则在Ms点处同时或紧随其后发生，在极短时间内即推进至接近最大体积分数80%（图1）。本文将从相邻奥氏体（γ）晶粒的取向影响开展研究。
2 相邻γ晶粒的弹性能机制与计算方法
马氏体相变带来的形状畸变会在晶面产生剪切与膨胀变形，并伴随较大弹性能，成为相变的能垒。由于γ相晶粒具有弹性各向异性，因此，在满足取向关系的母相晶粒内部和不存在取向关系的相邻奥氏体晶粒内，储存的弹性能大小各不相同。因此，本研究采用如下公式估算其能量变化量：
E=1/2∑Cijkl·εij·εkl
式中，Cijkl为奥氏体弹性常数，εij为马氏体相变产生的形状畸变应变。
计算相邻晶粒内的弹性能时，假定发生相同形状畸变的马氏体嵌入相邻晶粒之中。本研究认为，晶界处形核时的弹性能等于母相晶粒内部弹性能与相邻晶粒内部弹性能的平均值。
3 试验结果与分析
晶界位置形核时的弹性能E受相邻晶粒取向影响，变化规律如图 2 所示。本计算对相邻晶粒取向进行了 5 万次随机取样，板条状马氏体与片状马氏体的形状畸变分别通过Kelly理论和Bowles‑Mackenzie唯象理论计算获得。
结果表明，无论板条状马氏体还是片状马氏体，弹性能均随相邻晶粒取向不同，呈现宽范围分布。板条状马氏体与片状马氏体的显著差异即体现在该自催化弹性能上：板条状马氏体的自催化弹性能略高于Ms 点对应能量，而片状马氏体的自催化弹性能非常接近Ms 点。
将化学驱动力（ΔG）换算为等效温度差后得到Ms与自催化开始温度（Ta）的差值，板条状马氏体约为14℃，片状马氏体则在2℃以下。
由此可知，在板条状马氏体中，晶界形核启动后，需要再经历约 15 ℃的过冷，才会发生自催化形核。此时晶界处已经生成的马氏体已经在周围存在，会阻碍自催化连锁反应。而片状马氏体，自催化形核几乎和晶界形核同步发生，不存在上述阻碍。这被认为是发生连锁反应，进而产生爆发转变现象的原因。
研究认为，当γ晶粒细化时，相邻晶粒的取向影响会扩散至母相晶粒中心区域，由此会抑制爆发转变。
