《固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第4章马氏体相变与马氏体4.7马氏体的形核》由会员分享，可在线阅读，更多相关《固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第4章马氏体相变与马氏体4.7马氏体的形核（43页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、4.7马氏体相变的形核,1.以往的观察,实验研究表明，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。 （1）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100微米以下的Fe-Ni合金小颗粒，其尺寸愈小，马氏体转变的开始温度愈低；尺寸小于100微米时，即使粒度相同的粉末，其马氏体转变的开始温度的差别也很大。,（3）大块Cu2.5Fe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。 研究认为形核位置是晶内的位错、层错等处，晶核在晶粒内部形成，而很少是晶粒界或相界面 。,2马氏体相变的形核学说,
2、自上世纪40年代始，至今马氏体相变的形核的研究已经70年，从均匀形核到非均匀形核的近代模型，尚未形成完整的与实际相符合的形核机制。主要有： 1956年1972年提出了K-D位错圈晶核模型；K-C模型；R-C模型。 这些晶核模型均假定在母相中预先存在由位错组成的核胚。但是迄今未得到实验证明。理论上也难以成立，因为在高温下的母相中，如奥氏体中不存在那么高的位错密度。 5070年代提出的形核机制：层错形核和极轴机制，应变核胚模型，软模、局域软模等非均匀形核机制。,2）形核模型,由于认为马氏体在晶内形核，故提出： （1）位错形核模型； （2）应变核胚模型； （3）层错形核模型；,（1）位错形核,位错周
3、围的弹性应变区可能是马氏体形核的部位,位错圈相界面模型,该假说设想马氏体核胚预先存在于母相中，核胚为扁球状，它与母相的交界面是位错圈，即一系列位错圈围绕而成的扁球状核胚。如图所示。以作中脊面的扁平状位错胞（2r，2c）中分布弗兰克位错，每6个原子间距排列一条。位错圈主要是由螺型位错组成，在周边形成刃型位错。 这就是著名的K-D位错胞模型。,K-D模型,位错胞核胚长大,位错圈的扩展使核胚在 和 方向长大，在 方向长大则产生新的位错圈。这样，位错圈的螺型部分外向移动使得核胚加厚，刃型部分的径向移动使在尖端产生新的位错圈，使核胚径向长大。 K-D学说的核胚尚未获得直接的、有说服力的实验证明 。理论上
4、在奥氏体中不存在如此高的位错密度。,（2）应变核胚模型,该模型认为在母相高应变场中可以形成马氏体核胚。在母相的应变场中形成马氏体核胚时，核胚的长大使缺陷的弹性自由焓GD下降，因此形核过程使体系总的自由焓GT下降，当GT 0 时,就能形核,而不需要超越形核的能垒,形核的激活能很小。,应变形核时自由焓的变化,母相中未必存在应变。 未得到试验证实。,（3）层错形核模型,据徐祖耀说“层错形核已经公认为马氏体相变形核机制中一种比较成熟的学说。 其实不然。 对fcchcp、 fcc bcc、bcc fcc等马氏体相变都提出了层错形核模型。但尚未得到统一的机制。 主要有极轴模型和层错自发形核模型。,(a)极
5、轴机制三维长大 模型,极轴机制：,六方相极轴形核示意图,极轴机制难以转变,极轴机制需要有六方相及极轴位错存在，此位错通过六方相和邻近面心立方区是不可动的。因此，上述位错组态完成转变当有实际困难。,（b）层错自发形核 设想在面心立方母相中，存在Shockley不全位错，不全位错的边缘是层错，这些层错在每隔两层密排面上运动，面上平移而重叠，当尺寸达到临界值时，就是马氏体晶核。 这样，用层错在滑移面上的可动性代替了极轴位错组态的不可动性。,该模型中需每隔二层密排面就有一个位错，实际晶体中不存在如此高的位错密度。理论上不合理。也未得到实验证实。,3.近年来的试验观察,近年来，刘宗昌等人，应用金相显微镜
6、、透射电镜、扫描电镜试验观察了马氏体的形核-长大情况，发现马氏体优先在晶界形核，也可在晶内、孪晶界面、表面、相界面等缺陷处形核。 表明马氏体相变形核符合相变的一般规律。 以往只认为在晶内的位错、层错处形核是片面的。,马氏体晶核在优先晶界上形成,(a)60Si2CrV钢马氏体沿着晶界形核长大(OM)； （b）1Cr13 马氏体片在界面上形核长大(TEM),在孪晶界上形核,马氏体在孪晶界形核，（a）Fe-30.8Ni合金1； （b）Mn13钢的孪晶界面上形核长大,石墨-奥氏体相界面上形核,马氏体片在石墨-奥氏体相界面上形核（OM）,奥氏体晶内、晶界形成马氏体片,Fe-1.2C奥氏体晶粒内形成马氏体
7、片（OM）,马氏体在晶界、晶内形核-长大,20Cr2Ni4钢马氏体在晶界、晶内形核-长大SEM,在表面上形核,18CrNiW钢试样表面上板条状马氏体的形成,4.马氏体相变的形核机制,马氏体相变无成分变化，因此不需要浓度涨落。母相晶体缺陷有利于产生结构涨落和能量涨落。结构涨落、能量涨落二者非线性的正反馈相互作用把微小的随机性涨落迅速放大，使得原结构失稳，于是建构一种新结构，即马氏体晶体结构。 马氏体的形核为以缺陷促进形核，实现母相到新相的晶格改组的过程，符合相变形核的一般规律。,涨落同样是马氏体相变的诱因,Bain模型、K-S模型、西山模型等切变学说不是在有涨落的前提下提出的，忽视涨落在研究相变
8、机制的起点上是不可取的。 完成马氏体相变必须在远离A1的情况下首先产生结构涨落、能量涨落才能进行马氏体相变。涨落是相变的诱因，形核是起点。这是普遍规律。,马氏体形核的条件,1）远离平衡态（过冷度很大），相变驱动力足够的条件下，在缺陷处形核； 2）结构涨落、能量涨落是马氏体相变的诱因；晶界、相界面、孪晶、位错、层错等缺陷处，涨落较大，促进晶核形成。 3）依靠涨落之间的非线性相互作用，形成马氏体核胚，涨落是新相的种子。,马氏体形核方式和共格界面结构示意图 （a）切变形核，切变共格界面； （b）涨落形核，膨胀半共格界面,以往认为马氏体“切变共格”长大。应当指出，马氏体在奥氏体晶内形核时，其晶核可与奥
9、氏体晶粒保持共格界面，以实现“共格切变”长大； 但是在界面、界棱上形核，或在孪晶界面上形核，其晶核将不能与界面两侧的晶粒同时保持共格关系，则难以“共格切变”长大。 因此马氏体晶核“共格切变”长大”理论缺乏合理性。,不可能切变共格形核长大,Fe-15Ni-0.6C合金马氏体晶界形核（a）（SEM）和示意图（b）,5.马氏体临界晶核尺寸和形核功,马氏体在奥氏体界面上形核时,K-S关系,式中： GA晶核中每个原子的自由焓变化，恒为负值， Uv晶核中单位体积应变能，为相变阻力； 晶核表面能， h马氏体晶核的边长，6h2为晶核表面积；h3为晶核体积； Vp为Fe的克原子体积。 y_ 奥氏体的晶界能,自由
10、焓的变化G为：,在位错线上形核时,马氏体在位错线上形核示意图,6临界晶核尺寸和形核功的计算,6.1晶界形核时：,6.2在晶内位错形核时,6.3 计算值的合理性,计算表明，钢中马氏体在晶界形核时，临界晶核尺寸约为816nm；当在位错线上形核时，临界晶核尺寸约为1021nm。 临界晶核尺寸的计算值为821nm是合理的。通过观察分析得知，珠光体的晶核尺度约为100nm左右,贝氏体铁素体的晶核尺度约为220nm。 1972年田村今男等计算凸透镜片状马氏体的临界晶核尺寸为半径r=49nm，厚度c=2.2nm。与此结果基本上一致。,理论上临界晶核形核功均为正值。不同碳含量的Fe-C合金，计算得马氏体形核功
11、分别为3.27102Jmol-1；5.33102Jmol-1；2.74102Jmol-1；5.77102Jmol-1等值。 理论上形核功等于表面能增量的1/3，本计算吻合得较好。它是依靠能量涨落来达到的，它是相变驱动力作用下的反映，因此其值必小于相变驱动力的绝对值。不同碳含量的Fe-C合金马氏体相变的驱动力为-1180-1714Jmol-1(01.2%CFe-C合金)。因此，形核功的计算值符合相变自由焓的变化规律，是合理的。,7. 经典模型计算形核功的误区,1972年田村今男等计算了凸透镜片状马氏体的临界晶核尺寸和形核功。设马氏体的晶核为凸透镜形状，中心厚度为2c，透镜片的直径为2r。，如图所
12、示。晶核形成时引起系统自由焓的变化：,A是正比于切变模量的常数,对Fe-30%Ni（at%）合金，当马氏体点（233K）时的临界晶核尺寸r=49nm，c=2.2nm。（与上述计算临界晶核尺寸约为720nm 相一致） 但是为形核功 G*=5.4108Jmol-1。 此值过大（比相变驱动力大5个数量级），不可能实现！原因主要是作者以切变能进行计算的。 此说明马氏体形核不是切变过程。切变机制对于马氏体的形核长大均不适用。,Fe-32Ni合金马氏体 形貌,超高碳马氏体形貌,马氏体立体形状视为透镜片状也不正确，透镜片状马氏体不具普适性，仅在高碳、高镍钢中出现。,透镜片状马氏体的立体形貌应当为扁针形状,7结论,（1）以往的形核学说、形核模型不正确。 （2）马氏体形核的新观察表明，马氏体晶核优先在晶界形核。也可在相界面、位错、孪晶界等缺陷处形核，符合相变形核的一般规律。 （3）奥氏体转变为马氏体是在缺陷处依靠结构涨落、能量涨落形核，是晶格改组、重构的过程，切变机制不能解释马氏体在晶界、相界面处形核长大的现象。 （4）研究了马氏体形核时的能量变化规律，导出马氏体晶核的临界尺寸和形核功的计算方程。并且具体计算了钢中马氏体晶核的临界尺寸和形核功。结果为：马氏体临界晶核尺寸约为720nm，形核功约为200600 Jmol-1。此计算值是合理。,
