马氏体转变机制

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1、马氏体转变机制马氏体转变机制（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 M S点（233K）时的临界晶核尺寸为，半径r c=490?，中心厚度C c=22?，临界形核功为G = 5.4x108J/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马氏 体长大激

2、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（100pm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）以及由于晶体 成长或塑性变形所造成的

3、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 变为什么只有在连续降温过程中才能进行的解

4、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 ） Y。按K-S关系，这两种点阵以（225 ）丫为界面时，（111） Y和 （110 ）a应相互平行，但钢

5、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111Y和110a的晶面间距不相等，对a- 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中，中 角的大小和G-T关系中的测量结果相符，即接近1,这样两个面便有 可能一一对应的联接起来。但是仅仅（111） Y和（110 ）a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 ）y上 的丫011 方向应和相邻接马氏体点阵的a111方向一一对应连接，而这个方向上两个点阵的原

6、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。3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。该模型的界面即为惯习面（ 225 ） y （即 734a），界面两

7、侧保持K-S关系。在（225 ）丫界面上每隔六个 （111Y或110/面有一个平行于y011 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 Y011及 225y方向长在，在Y455方向上长大则需形成新的位错圈。当母相 与马氏体体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T 0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，尺寸有大有小，不需克服 形核势垒。（二）马氏体转变

8、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模型早在1924年Bain就注意到，可以把面心立方点阵看成是轴比为” =1.41（即1:2）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

9、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，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

10、分以下几个步 骤转变成马氏体。在Y）111（面上沿Y112 方向产生第一次切变，第二 层原子（B层原子）移动112121丫，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112121丫，第一次 切变角为19。28，第二次切变是在丫）211（面上（垂直于Y）111（面），沿Y011产生1。30的切变。第二次切变后，使顶角由120变为109。30或60角增至70。30。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 次切变角为15。15，第二次切变角为9,然后再作一些小的调整， 使

11、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，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 它有一组晶面的晶面间距及原子排列和马氏体的a）112（面相同。第二 次切变在面的a111 方向发生，切变角为12。13。，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。