《马氏体转变机制》由会员分享，可在线阅读，更多相关《马氏体转变机制（7页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、马氏体转变机制 （一）马氏体转变的形核理论 1、经典形核理论 自从发展了马氏体的等温转变以后，人们便提出马氏 体转变也是一个形核及核长大过程，并用经典相变理论来 分析马氏体转变过程。按这种处理，马氏体转变可以被看作 为单元系的同素异构转变。 根据经典相变理论，计算出 Fe-30%Ni（原子百分比） 合金，在 MS点（233K）时的临界晶核尺寸为，半径 rc=490 ， 中 心 厚 度 Cc=22 ， 临 界 形 核 功 为 G=5.4108J/mol。按经典形核理论，形核功是由系统能量起 伏提供的，但是在如此低的温度下要靠原子的热运动来获 得这样大的激活能是很困难的。另外按经典相变理论提出的
2、马氏体长大激活能为 25104184J/mol，但实际上马氏体长 大的激活能很小，几乎为零。因此，可以说用经典相变理论 来处理马氏体相变是不合适的。 2、马氏体形核的位错理论 马氏体核胚在合金中是不均匀分布的，而是在其中一 些有利的位置上优先形核。 试验：把小颗粒（100m 以下）的 Fe-Ni-C 合金，奥 氏体化后，淬火到马氏体转变温度范围内，观察合金粒中 马氏体转变的情况，结果如下图所示。由此可见，合金的成 核是很不均匀，在某些颗粒中有利于成核的位置很少，所 以需要有更大的过冷度才能产生马氏体。合金中有利于成核 的位置是那些结构上的不均匀区域，如晶体缺陷、内表面 （由夹杂物造成）以及由于
3、晶体成长或塑性变形所造成的 形变区等。 这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通 常称之为马氏体核胚。目前一般认为在奥氏体中已预先存在 具有马氏体结构的微区，这微区是在高温下母相奥氏体中 的某些与各种晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏及 结构起伏形成的。这些微区随温度降低而被冻结到低温。从 高温冻结下来的马氏体核胚有大有小，尺寸各不相同。在马 氏体降温转变过程中，在不同的温度，就有不同尺寸的马 氏体核胚可以达到临界晶核尺寸，这部分马氏体就会迅速 长大，而尺寸较小的核胚达不到临界尺寸，就不能长大， 若使马氏体转变得以进行，就必须继续降低温度，使尺寸 更小的核胚达到临界尺寸。此即马氏体转变
4、为什么只有在连 续降温过程中才能进行的解释。至于马氏体转变的等温形成， 可做如下解释，在等温保持时，尺寸接近临界晶核的马氏 体核胚，可以通过热激活长大到临界尺寸，使马氏体在等 温条件下也能形成。 关于钢中马氏体核胚的结构模型，学说较多，见解释 也不统一，目前发展还不成熟。现在只介绍一些一般性的知 识，以便对这个问题有个初步的了解。要说明马氏体核胚的 结构，关键在于说明奥氏体和马氏体两相交界面的结构情 况，即说明奥氏体与马氏体是如何构成共格界面的。 Frank 界面结构模型： Frank 最早建议，奥氏体与马氏体的交界面平行于惯习 面（225）。 按K-S 关系，这两种点阵以（225）为界面时
5、（111）和（110）应相互平行，但钢中马氏体马氏体和 奥氏体的位向关系并不严格符合 K-S 关系，因为111和 110的晶面间距不相等，对 -Fe，它们相差 1.6%，对 于各种钢，相差 0.52%，并且总是奥氏体的晶面间距较大 些，为了使两个相的晶面能够一一对应地联接起来，Frank 提出，这两个面并不严格地平行，而是有一个很小的交角 ， 角的大小和 G-T 关系中的测量结果相符，即接近 011 111 1，这样两个面便有可能一一对应的联接起来。但是仅仅 （111）和（110）面对接后，还不等于两相界面完全共 格，因为按 K-S 关系，在惯习面（225）上的方向应和相 邻接马氏体点阵的方向
6、一一对应连接，而这个方向上两个 点阵的原子间距也为完全相同，相差 12%，所以，为使这 两个原子列上的原子能够一一对应，Frank 设想在相变时， 还要进行适当的弹性变形和塑性变形来调整，这样共格界 面便完全建立起来了。这样，在界面上每隔六列原子便会形 成一个螺型位错，在马氏体片的另一边界面上，点阵结构 相同，不过螺型位错的符号相反，上下两端由正或负的刃 型位错连接起来，构成位错圈，马氏体核胚便被包围在圈 内。 K-D 模型 Knapp（克耐谱）和 Dehlinger(德林杰)根据 Frank 界面 结构模型设想，马氏体核胚为薄扁圆片状，其周围由一系 列大小不等的位错圈所环绕，如图所示。该模型
7、的界面即为 惯习面（225）（即734），界面两侧保持 K-S 关系。 在（225）界面上每隔六个111或110面有一个平 行于方向的螺型位错。在一侧界面为左螺旋位错，另一侧界 面则为右螺旋位错，在顶端则为正负刃型位错与螺型位错 组成位错圈。位错圈的扩张使马氏体核胚在及225方向长 在，在方向上长大则需形成新的位错圈。当母相与马氏体体 011 011 455 积自由能之差足以补偿位错圈扩张及形成新位错圈所增加 的界面能、弹性能以及使点阵切变所需的能量时，位错圈就 急剧扩张长大马氏体。 使用 K-D 模型的前提条件是，在 T0温度以上已经有马 氏体核胚存在于奥氏体中，淬火时核胚被冻结下来，尺寸
8、有大有小，不需克服形核势垒。 （二）马氏体转变的切变模型 自 1924 年 Bain 开始，人们便根据马氏体相变的特征设 想了各种相变的切变机制，下面按照发展的先后顺序，介 绍几个有代表性的切变模型。 1、Bain 模型 1:2 早在 1924 年 Bain 就注意到，可以把面心立方点阵看成 是轴比为 c/a=1.41(即)的体心正方点阵，同样，也可以把稳 定的体心立方点阵的铁素体看成是体心正方点阵的，其轴 比等于 1。因此，只要把面心立方点阵的 C 轴压缩，而把垂 直于 C 轴的其它两个轴拉长，使轴比为 1，就可以把面心立 方点阵变成体心立方点阵。马氏体即为这两个极端状态之间 的中间状态，因
9、为马氏体中有间隙溶解的碳，所以其轴比 不能等于 1，一般随碳含量的变化，马氏体的 c/a（正方 度）在 1.081.00 之间变化。因此，在无碳的情况下，期望 c/a 从 1.41 变成 1.00。按 Bain 模型，在转变过程中，原子的 相对位移很小，面心立方点阵改建为体心立方点阵时，奥 氏体与马氏体的基面重合，也大体上符合K-S 关系。 Bain 模型只能说明点阵的改组，不能说明转变时出现 的表面浮凸和惯习面，也不能说明在马氏体中所出现的亚 结构。 2、K-S 切变模型 库尔久莫夫和萨克斯测出含碳为 1.4%的碳钢中，马氏 体与奥氏体存在的位向关系，即 K-S 关系，为了满足这一 取向关系
10、，必须有点阵的切变。 他们于1930年提出了轴比相 当于 1.06的眯阵变换模型（即 K-S 模型）。 首先考虑没有碳 存在的情况，设想奥氏体分以下几个步骤转变成马氏体。 在面上沿方向产生第一次切变，第二层原子（B 层原 )111( 112112121112121 )211( )111( 011 子）移动，而更高各层原子则按比例增加移动的距离，但 是，相邻两层原子的相对移动均为，第一次切变角为 1928，第二次切变是在面上(垂直于面)，沿产生 1030 的切变。第二次切变后，使顶角由 120变为 10930或60角增至 7030。由于没有碳原子存在， 得到的是体心立方点阵的马氏体。在有碳原子存
11、在的情况下， 对于面心立方点阵改建为体心立方点阵时，两次切变量略 小一些，第一次切变角为 1515，第二次切变角为 9， 然后再作一些小的调整，使晶机面间距和实测的相符合就 得到了马氏体。 K-S 模型的成功之处在于它导出了所测得的点阵结构和 位向关系，给出了面心立方奥氏体点阵改建为体心正方马 氏体点阵的清晰模型，但与所测的表面浮凸不符，也不能 解释观察到的惯习面，故也是不完善的。 3、G-T 模型 格伦宁格和特赖雅诺于 1949 年提出的另一个两次切变 模型，称为G-T 模型。 G-T 模型也将切变分成两次进行。第一次切变是沿惯习 的均匀切变，产生整体的宏观变形，造成磨光的样品表面 出现浮凸
12、，并且确定了马氏体的惯习面，切变时不仅点阵 发生改组，且晶体外形也发生了变化。这个阶段的转变产物 是复杂的三棱结构，还不是马氏体，不过它有一组晶面的 )112( 111 晶面间距及原子排列和马氏体的面相同。第二次切变在面的 方向发生，切变角为 1213，这次切变限制在三棱点阵 范围内，并且是宏观不均匀的（切变范围只有 18 个原子 层），对第一次切变所形成的表面浮凸也没有可见的影响。 经第二次切变后，点阵转变成体心正方点阵，取向和马氏 体一样，晶面间距也差不多。最后作一些微小的调整，使晶 面间距与实测的相符合。第二次切变可以为滑移方式，也可 以是孪生方式。不同的切变方式，将在马氏体内产生不同的 结构。 G-T 模型能很好地解释马氏体转变的点阵改组、宏观变 形、位向关系及亚结构的变化。但不能解释惯习面不应变不 转动，也不能解释碳钢（1.40%C）的位向关系。
