（材料学专业论文）马氏体相变切变角和点阵常数测定的新方法.pdf

上海交通大学硕士学位论文 摘要 - 1 - 马氏体相变切变角和点阵常数测定的新方法 摘 要 材料表征是材料科学的重要组成部分，而针对材料微观结构及其变 化的材料表征新方法和新技术越来越成为揭示材料性能和本质的重要手 段。 本文以原子力显微镜(afm)为手段，利用其超高的分辨率对马氏体 相变表面浮凸进行了表征，观察了浮凸的二维形貌并精确测定了预抛光 的 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)形 状 记 忆 合 金 中 的 应 力 诱 发 马 氏 体 和 fe- 23ni- 0.55c(wt%) 合 金 中 的 热 诱 发 马 氏 体 的 浮 凸 角 。 测 得 的 fe- 25mn- 6si- 5cr 合金中 3 个马氏体变体浮凸角为 3.058 、2.424 和 2.835 ，fe- 23ni- 0.55c 合金中 4 个马氏体变体浮凸角为 3.6 、6.3 、4.9 和 5.3 。总结了石玮等和杨志刚等对浮凸角进行修正计算马氏体相变切 变角的方法并指出了其中对于切变方向的错误假定，分析了其方法的局 限性。对上述两种合金的实例计算也证明了用他们的方法计算的切变角 与理论值有很大的差距，达几度到几十度。结合 bergeon 等关于浮凸角 正确的晶体学模型建立了用尝试- 校核法和四面体模型法求解样品自由 表面晶体学指数的标准流程，改进了马氏体相变切变角的计算方法，并 编写了相关的 matlab 计算程序来解决其中繁杂的计算问题。 对上述两 上海交通大学硕士学位论文 摘要 - 2 - 种合金实例计算表明，改进后的方法达到了很高的精度，计算值与理论 值误差很小，分别只有 1.33 、0.20 、0.26 和 0.13 、1.42 、0.12 、1.22 ， 说明了改进方法的普遍有效性。 对会聚束电子衍射(cbed)的高阶劳厄带(holz)线进行了计算机模 拟，建立了 fcc、bcc 和 hcp 三种结构113带轴的标准 holz 线图，并以 纯al和相变诱发塑性(trip)钢残余奥氏体为例研究了加速电压和点阵常 数对 holz 线位置的影响。提出了通过 holz 线精确测量点阵常数，以 表征 trip 钢残余奥氏体微区碳浓度分布，进而研究其稳定性的方法， 并 有待进一步实验研究。 关键词： 原子力显微镜(afm)， 浮凸角， 切变角， 会聚束电子衍射(cbed)， 高阶劳厄带(holz)线，相变诱发塑性(trip)钢残余奥氏体 上海交通大学硕士学位论文 摘要 - 3 - new methods on the determination of martensitic transformation shear angle and lattice parameters abstract materials characterization is a substantial part of materials science, since the characterization of microstructure and its transformation is becoming more and more a key to reveal materials properties and nature. atomic force microscope (afm) with high space resolution is used to characterize martensitic transformation surface relief, by observing the morphology and measuring the surface relief angles of stress- induced martensite in fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%) shape memory alloy and thermal- induced martensite in fe- 23ni- 0.55c(wt%) alloy, respectively. the relief angles are measured by afm as 3.058 , 2.424 , 2.835 in fe- 25mn- 6si- 5cr alloy and 3.6 , 6.3 , 4.9 and 5.3 in fe- 23ni- 0.55c alloy. shi et al s and yang et al s method on calculating shear angle are commented 上海交通大学硕士学位论文 摘要 - 4 - respectively and the limitation induced by one inappropriate assumption on shear direction is analyzed. calculating results derived from their methods on above two alloys also indicate a huge deviation from theoretical shear angle, up to several tens of degrees. on the basis of bergeon s crystallography model of relief angle, a standard procedure on calculating sample surface index through both trial- and- error and tetrahedron model method is built to improve the calculation of martensitic transformation shear angle. related tremendous calculations also solved by matlab programming. the calculating results on two above alloys using modified method are in good agreement with the theoretical value. the errors are only 1.33 , 0.20 , 0.26 in fe- 25mn- 6si- 5cr and 0.13 , 1.42 , 0.12 , 1.22 in fe- 25ni- 0.55c, which indicates higher precise and universal validity of this improved method. computer simulation of higher- order laue zone (holz) lines of convergent beam electron diffraction (cbed) is carried out by and standard holz lines in 113 axis of fcc, bcc and hcp structure are plotted. pure al and transformation induced plasticity (trip) steel retained austenite are applied to study the effects of accelerating voltage and lattice parameters on holz lines, respectively. a method on the characterization of carbon concentration in micro area of trip steel retained austenite through accurate measurement of lattice parameters is proposed and could be further applied to 上海交通大学硕士学位论文 摘要 - 5 - study the stability of retained austenite combining with transmission electron microscope (tem) experiments. key words: atomic force microscope (afm), relief angle, shear angle, convergent beam electron diffraction (cbed), higher- order laue zone (holz) lines, transformation induced plasticity (trip) steel retained austenite 1 上海交通大学 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下， 独立进行研究工作所取得的成果。除文中已经注明引用的内容外， 本 论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。 对本 文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。 本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担。 学位论文作者签名：郑会 日期： 2008 年 01 月 24 日 2 上海交通大学 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定， 同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版， 允许论文被查阅和借阅。 本人授权上海交通大学可以将本学位论文的 全部或部分内容编入有关数据库进行检索， 可以采用影印、缩印或扫 描等复制手段保存和汇编本学位论文。 保密，在 年解密后适用本授权书。 本学位论文属于 不保密。 （请在以上方框内打“” ） 学位论文作者签名： 郑会 导教师签名：戎咏华 孟庆平 日期： 2 0 0 8 年 1 月 2 4 日 日期：2 0 0 8年 1 月 2 4 日 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 1 - 第一章 绪论 具有形状记忆效应的形状记忆材料是一类新兴功能材料，因其奇特的性能而广 泛应用于军事、医学、宇航、工业、仪表和生产生活的各个方面1。从最早的 ni- ti 基合金到陶瓷材料和高分子材料均发现了形状记忆效应的存在。虽然机理各不相同， 形状记忆效应也有不同的特点，但都受到理论和应用研究的高度重视，成为当前的 科研热点。目前，最重要也是研究和应用最为广泛的形状记忆材料是 ni 基、cu 基 和 fe 基合金形状记忆材料，它们的形状记忆效应都来自于马氏体相变1。因而对马 氏体相变的研究和表征是研究形状记忆效应机理和开发新的形状记忆材料至关重要 的一环。而研究马氏体相变的一个很重要的领域就是马氏体相变晶体学表征，晶体 学提供相变时晶体结构的变化过程，揭示相变的物理本质，因此，相变晶体学是相 变机制的核心部分2。所以，能够从马氏体相变晶体学出发结合先进的材料微观过程 表征技术和手段对马氏体相变进行研究和表征就可以更好的搞清各种合金形状记忆 材料的形成机理，合理的设计成分和结构，优化工艺，达到进一步优化形状记忆材 料功能或者开发新的形状记忆材料的目的。 汽车工业是综合性极强的制造业，融合了包括钢铁冶金、有色金属、复合材料、 电子材料、无机非金属材料、高分子材料、油漆等在内的各种高新技术和先进材料。 而钢铁在汽车材料中占有极其重要的地位。据统计3，一辆汽车原材料中钢铁约占 72%88%。而随着经济社会的发展，对于汽车和汽车制造业在环境、能源、安全等 方面的要求也越来越高，为了降低油耗和排放，迫切需要汽车轻量化，同时研究表 明4：在其他条件不变的情况下，汽车质量每减轻 10%，则油耗可下降 8%10%；而 为了提高汽车的安全性，有需要增加主动和被动安全措施，这将增加汽车的质量， 解决这一矛盾的有效手段就是开发先进高强度钢。相变诱发塑性(transformation- induced plasticity- trip)钢具有很好的强塑综合性能，是一种具有高强度和高延伸率 的新型汽车用钢。如宝钢生产的 trip600，其抗拉强度为 600mpa，屈服强度为 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 2 - 420mpa， 延伸率高达 35%，比传统的汽车用钢具有明显的优势5。 在传统高合金 trip 钢基础上，国内外学者正积极运用相变理论开发新的热处理工艺和低合金 trip 钢， 以期在具有高强度、高塑性的同时，大幅提高其焊接性能和冷加工性能，解决汽车 用钢在成型过程中要求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的矛盾。trip 钢正引起国内外学者及钢铁公司的极大兴趣，成为目前汽车用钢中研究的热点3。而 影响 trip 钢性能很重要的一个因素就是其内部各组织的比例、形态分布和稳定性， 尤其是残余奥氏体的稳定性6，其与残余奥氏体的成分如碳浓度有很大关系。而从微 观结构上准确测定残余奥氏体点阵常数就能准确的确定其碳浓度分布，从而指导残 余奥氏体稳定性研究， 合理的设计 trip 钢中各成分的比例， 开发先进的热处理工艺， 达到进一步发展新型 trip 钢，提高其综合性能的目的。 1 . 1 形状记忆效应和形状记忆材料 具有形状记忆效应的新兴功能材料 形状记忆材料包括晶体和高分子，前者 与马氏体相变有关，后者借助玻璃态转变或其他物理条件激发呈现形状记忆效应 (shape memory effect- sme)1。 1 . 1 . 1 形状记忆效应概述 形状记忆效应最早被观察到是在 1951 年，chang和 read7应用光学显微镜首先 观察到了 au- 47.5at%cd 合金中母相和马氏体界面随温度变化而往复迁动，但未引起 足够重视。直到 1963 年，美国海军军械研究室的 buehler 等8发现了经形变弯曲的 ni- ti合金在受热后可以自动弹直，回复到母相状态。他们将这种合金（具有热弹性 马氏体相变的合金）在马氏体态变形，再经逆相变能自动恢复到母相形状的效应称 为形状记忆效应，把这类合金称为形状记忆合金。自此之后，不断有新的形状记忆 合金被开发出来，如 20 世纪 70 年代后的 ni- ti 基、cu- al- ni基和 cu- zn- al基形状 记忆合金9,10,11， 80 年代后的 fe- ni- co- ti基和 fe- mn- si基形状记忆合金12,13。 目前， 形状记忆效应研究已扩展到 zro2陶瓷和高分子中1。陶瓷形状记忆材料除马氏体相 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 3 - 变机制外还可藉顺电 铁电或反铁电 铁电相变呈现驱动，其应变比合金小很多， 但是反应却更迅速。高分子形状记忆机制则主要是玻璃态和橡胶态在热、光、化学 反应等条件下的相互转变，有量轻、价廉、易控制的优点，但是回复应力极小，只 有合金的百分之一左右，因此用途有限1。 1 . 1 . 2 晶体中的形状记忆效应 在晶体材料中，形状记忆表现为：当一定形状的母相样品由奥氏体转变结束温 度(af)以上冷却到马氏体转变结束温度(mf)以下形成马氏体后，将马氏体在 mf以下 变形，经加热至 af以上，伴随逆相变，材料会自动回复其在母相奥氏体时的形状， 如图 1- 1 所示14。典型的 ni- ti 合金形状记忆材料可回复形变达 7%。当马氏体变形 后经逆相变，能回复母相形状称为单程记忆效应；有的材料经适当“训练”后不但 对母相有形状记忆，并且在再度冷却时能回复马氏体变形后的形状，称为双程记忆 效应（一般都不完全） ，分别如图 1- 2(a)和 1- 2(b)所示15。 图 1- 0 晶体形状记忆效应的马氏体相变机制14 fig. 1- 1 martensite transformation mechanism of sme in crystals14 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 4 - 形状记忆效应一般以形状回复率来表示。 设试样在母相态时原始形状 （如长度） 为 l0，马氏体态时经形变后为 l1，经高温逆相变后为 l2，则 ( )() ()%100% 0121 =llll (1- 1) 1 . 2 马氏体相变与马氏体 马氏体相变最初是指将钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散，在较低温度下 发生的无扩散型相变，是一种最典型的切变共格型相变。其相变过程只通过切变即 基体原子集体有规律的近程迁移来完成，并且新相与母相保持共格关系。马氏体相 变可以大大提高钢的强度和硬度，是钢件热处理强化的主要手段之一。产生马氏体 相变的这种高温激冷到低温（ms温度以下）的热处理工艺称为淬火。1895 年法国学 者 osmond 为纪念德国金相先驱 martens，将钢淬火后得到的显微组织命名为马氏体 (martensite)。现在，马氏体相变的含义已很广泛，不仅是钢和金属材料，在陶瓷材料 中也发现了马氏体相变。因此，相变基本特征属于切变共格型的相变都可以称为马 氏体相变，其相变产物都称为马氏体。迄今，存在马氏体组织的材料已从高、中碳 钢延伸到多种材料16，包括纯金属、低碳钢、铁基合金、非铁金属及合金、zro2陶 (a) (b) 图 1- 0 单程(a)和双程(b)形状记忆效应15 fig. 1- 2 1- way (a) and 2- way (b) sme15 deforming heating deforming heating cooling cooling 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 5 - 瓷、电介质、铁电材料、半导体、合金超导体、非金属化合物、高压 he 及蛋白质等， 并且不同材料中的马氏体显示不同组织形态、特性和应用价值16，如强化金属、韧 化陶瓷、形状记忆效应等，因此马氏体相变被认为是材料科学中最重要的转变之一， 其研究的理论和实践意义十分巨大，也是研究工作最为活跃的领域之一。 1 . 2 . 1 马氏体相变的定义 马氏体相变是替换原子无扩散的晶格转变，是通过切变方式改变晶体结构的相 变。徐祖耀提出马氏体相变的定义2：替换原子经无扩散位移（均匀和不均匀形变） ， 由此产生形状改变和表面浮突，呈现不变平面应变特征的一级、形核长大型的相变。 具有不变惯习面（既不应变，也不转动）和均匀变形的应变称为不变平面应变。 1 . 2 . 2 马氏体相变的主要特征 根据实验观察和上面的定义可以总结出马氏体相变具有如下主要特征2,17： 1) 表面浮凸和形状改变 x y y surface habit plane 图 1- 0 马氏体相变表面浮凸示意图 fig. 1- 3 schematic diagram of martensite relief parent phase martensite 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 6 - 在 1924 年 bain 就曾报道，在预先抛光的试样表面上，冷却形成马氏体后将出 现皱折18。greninger 和 troiano 在 1949 年的总结性文章中曾引述马氏体相变时所呈 现的表面浮凸，并认为这和均匀切变紧密联系19。以后又有实验指出，马氏体的表 面浮凸会使相变前已存在的滑移线或刻痕直线被折位移20，但直线仍保持连续。如 图 1- 3 所示，预先所划的直线刻痕 xy随着表面浮凸移动到了 xy 。这说明，马氏体 相变并没有使新相和母相交界面发生应变或转动，此即不变平面应变(invariant plane strain, ips)特征。 2) 无理惯习面及其不应变性 马氏体开始在母相的一定晶体面上形成，这一晶面称为惯习面2（以母相晶面来 表述） ，如图 1- 4 所示。如上所述直线刻痕在相界面上虽经折移但仍保持连续，这说 明惯习面在相变中没有宏观 （10- 2mm范围） 可测的应变和转动。 例如： 含碳 0.5%1.4% （质量百分数，wt%）时 fe- c 合金惯习面为225 21，含碳1.5%1.8%(wt%)时 fe- c 合金惯习面为259 22，对于低碳 fe 基合金马氏体其惯习面则可能为 111 23、 312 24和 557 25,26。但同一合金在不同形成温度下形成的马氏体惯习面也可能 图 1- 0 马氏体相变惯习面与位相关系 fig. 1- 4 habit plane and orientation relationship of martensitic transformation parent phase () martensite (m) habit plane 225 m011|111 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 7 - 不同，例如高碳钢在 120 c 以上形成马氏体的惯习面为225，而在 20 c 形成时为 259 22。通常惯习面不是简单指数面（称为无理惯习面） ，而且在相变中既不发生 应变，也不经转动，为 ips 面。但也有例外的情况，如在()()hcpfcc时，其不变 平面就为密排面111 27。 3) 无扩散型过程、切变共格特征 马氏体形成速度很快，例如高碳型马氏体（包括含30wt%ni 的 fe- ni） ，在 80- 250k 温度范围内长大速率都在 103m/s 数量级28，与声速数量级相同。在 80k 的 低温下原子不可能有超过一个原子间距的迁动，而具有如此大的转变速度正说明了 马氏体相变的无扩散性。但计算25,29,30和实验31,32均证明高 ms的低碳钢马氏体相变 时可能存在碳的扩散。可见马氏体相变的无扩散性主要是指合金中的替换原子无扩 散，而间隙原子是可能扩散的。 上面所述的马氏体转变时产生表面浮凸以及 ips 特征和惯习面也说明了马氏体 相变的切变性。切变过程是马氏体相变的根本特征，即母相到马氏体相的转变过程 是靠母相和新相界面上原子以协同的、集体的、定向的和有次序的方式移动，实现 母相到马氏体相的转变。切变过程除了改变点阵类型外，为了降低相变应变能，还 要求马氏体具有片状或板条形态，同时还会在马氏体内部产生滑移和孪生，从而在 马氏体内部会产生复杂的亚结构。如在低碳马氏体内呈现密度较高的位错，在高碳 马氏体内以细的孪晶作为亚结构；有色合金马氏体的亚结构为孪晶或层错；形状记 忆合金马氏体的亚结构基本上都是层错或孪晶。 切变特征要求马氏体新、 母相界面具有共格属性。 共格界面模型如图1- 5所示33， 图(a)中 oz 平面既属于母相奥氏体，也属于新相马氏体，为完全共格相界。图(b)是 马氏体滑移切变后的共格示意图，在 oz 面上分布着若干螺位错，因而 oz 实际上是 半共格界面。 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 8 - 4) 新旧相之间保持一定的位向关系 由于马氏体相变的切变共格特征，相变后在新相和旧相晶面和晶向都保持一定 的关系，称为晶体学位向关系。如奥氏体的111晶面转变为马氏体的m011晶面， 则奥氏体的101晶向平行于马氏体的m111晶向，记作111|m011， 101|m111。 这个位相关系是由 kurdjumove 和 sachs34测定的因此称为k- s 关系。 类似的还有 nishiyama 和 wassermann 测定的 n- w 关系35，即111|m110， 211| m 110。一些 fe 基合金马氏体相变的位相关系和惯习面如表 1- 1 所示2。 (a) (b) 图 1- 0 马氏体相变共格界面模型33 fig. 1- 5 model of coherent interface between austenite and martensite33 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 9 - 表 1- 1 一些铁基合金马氏体相变的位向关系和惯习面2 tab. 1- 1 orientation relationships and habit planes of several fe- based alloys2 晶体结构的改变 合金 位向关系 惯习面 fcc? bcc fe- c (0.01rad57.3 )而不是以平行电子束入射到样品表面，如图 1- 9 所示74。因而(000) 透射束和(h k l)衍射束在背焦面上形成的不是衍射斑点而是(000)透射盘和(h k l)衍射 盘。这些衍射盘与衍射盘中的强度分布包含着比衍射斑点更加丰富的信息。根据这 些信息，cbed 被广泛应用于膜厚、消光距离、点阵常数、结构因子、点群、空间 群、位错的柏氏矢量以及应力场等的测定。 由于传统的 sad 技术受到球差和失焦的限制，使得 sad 有效分析区域最小约 为 0.5 m- 1.0 m75， 因此对于极为细小的晶体学特征、 中间相、 第二相难以有效测量。 但 cbed 是用很细的电子束直接在样品上选择衍射区域，选区取决于束斑直径，因 而能得到比 sad 更小范围(10- 100nm)的晶体结构信息和衬度信息。同时 cbed 还可 以得到准确的三维晶体学信息，而 sad 因为薄样品和小晶粒对于电子衍射会有更宽 松的布拉格条件所以只能得到不太准确的二维晶体学信息。因此，cbed 是对于细 小的晶体学特征、中间相、第二相最有效的分析手段，尤其是在点阵常数的测量上， cbed 有着很高的精度，可达 0.2%(2 10- 4nm)75。 000 hkl 000 hkl sample objective lens back focal plane (a) (b) 图 1- 0 常规电子衍射(a)和 cbed (b)示意图74 fig. 1- 9 schematic diagram of normal electron diffraction (a) and cbed (b)74 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 23 - 1 . 7 本文研究背景及内容 材料表征是材料科学的重要组成部分，而针对材料微观结构及其变化的材料表 征新方法和新技术越来越成为揭示材料性能和本质的重要手段。 在材料相变表征方面，马氏体相变晶体学表征是马氏体相变的重要研究领域之 一，藉此可以加深对材料马氏体相变的理解，搞清合金形状记忆效应的形成机制， 并更好的设计形状记忆材料的成分、组织、结构和制造加工工艺。而马氏体相变晶 体学表征的一个主要内容就是相变切变角的确定。杨志刚51和石玮52等在 w- l- r 理 论基础上，利用 afm 分别定量研究了 fe- ni- c (fcc)? a(bct)合金和 fe- mn- si (fcc)? e(hcp)合金马氏体相变浮凸角与相变切变角的关系，初步建立了马氏体切变 角晶体学几何模型，并利用计算机编程避免了繁琐的极图操作。在他们的体系中实 验与计算复合的很好，但模型中仍存在不可忽视的问题，实际上只是一种偶然的情 况，不具有普遍的有效性，如果应用不当大多数情况下得不到正确的相变切变角。 因此，本文采用了具有高分辨率的 afm 对预抛光的 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)形状 记忆合金中的应力诱发马氏体和 fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金中的热诱发马氏体浮凸进 行了准确测量， 并在石玮和杨志刚的基础上结合 bergeon 27等正确的马氏体相变浮凸 角模型建立了更加完善的马氏体相变切变角晶体学几何模型，给出了完整和标准的 四面体几何模型解析法和扩展的尝试- 校核法计算马氏体相变切变角的过程，并编制 了相关的 matlab计算程序。 同时，在材料成分表征方面，如前所述，trip 钢残余奥氏体碳含量对 trip 钢 的性能有十分重要和直接的影响。而根据 zwaag65等用 x 射线衍射、scott76等用电 子能量损失谱和 zhang77等用 cbed 的研究，在各种体系均发现残余奥氏体碳含量 与其点阵常数有直接的关系，如式 1- 15 所示。 a (nm)= a0 (nm)+ kcc(wt%) (1- 15) 式中： a残余奥氏体点阵常数 0.0033 上海交通大学硕士学位论文 第一章 绪论 - 24 - a0常数 kc常系数 在不同的研究中 a0通常在 0.35- 0.36 之间， kc通常在 0.003- 0.005 之间。这说明通 过精确测量残余奥氏体点阵常数就能够得到其碳浓度并研究其碳浓度分布，并进而 研究残余奥氏体的稳定性。 但是由于 trip 钢中残余奥氏体呈第二相分布， 非常细小， 为 m 量级，有的甚至小于 1 m。因此 xrd 测量的只能是 trip 钢残余奥氏体宏观 意义上平均化的碳浓度， 而实际上 trip 钢中各残余奥氏体微区内碳浓度分布是不均 匀的77，所以 xrd 并不能对 trip 钢残余奥氏体碳浓度分布做出准确测量。eels 虽然可以对微区成分分布进行分析，但是由于较高的背底，需要复杂的背底扣除处 理，也造成了其测量结果的有效性和准确性难以得到保证。所以通过精确测量 trip 钢残余奥氏体微区点阵常数，再通过其与碳浓度的关系得到碳浓度分布才是解决这 个问题的有效手段。如前所述，sad 因为球差和失焦的限制是无法对 trip 钢残余 奥氏体微区点阵常数进行测量的，而有着 nm 级微区测量能力的 cbed 通过与计算 机模拟相结合正可以对 trip 钢残余奥氏体微区点阵常数做出精确到 2 10- 4nm 量级 的测量。 因此，本文通过研究运动学条件下的 cbed 衍射理论，建立了 fcc、bcc 和 hcp 体系高阶劳厄带(higher- order laue zones, holz)线花样的计算机模拟程序，并定量研 究了加速电压、点阵常数等各种条件对 holz线花样的影响。提出了通过 holz线 精确测量点阵常数，以表征 trip 钢残余奥氏体微区碳浓度的方法。如果进一步通过 与 cbed实验测试相结合就能够定量得到碳浓度分布， 并研究其与 trip 钢残余奥氏 体稳定性的关系。 上海交通大学硕士学位论文 第二章 马氏体相变浮凸的afm 表征 - 25 - 第二章 马氏体相变浮凸的 afm表征 2 . 1 材料和样品的制备 2 . 1 . 1 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)合金试样的制备 1) 用高纯原料经真空熔炼得到 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)合金铸锭； 2) 将铸锭在 1100 c 均匀化退火 12h后热轧至 2mm厚； 3) 将轧制得到的薄板用线切割机加工成条状试样，尺寸为 50mm 5mm 2mm 4) 将条状试样用石英管密封，在 680 c 保温 3- 4min 后，随炉冷却至室温，以减少 热诱发马氏体形成，同时获得大晶粒以利于测量； 5) 对条状试样表面磨制后机械抛光，一方面除去脱锰层，另一方面得到所需表面光 洁度； 6) 将预抛光的条状试样在 shimadzu 岛津 ag- 100kn 材料试验机上室温拉伸至形变 量约为 2%，以产生应力诱发 e马氏体； 7) 将产生马氏体相变浮凸的条状试样切成5mm 5mm 2mm规格以方便afm表征。 2 . 1 . 2 fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金试样的制备 1) 用高纯原料经真空熔炼得到 fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金铸锭； 2) 将铸锭于 1200 c 均匀化退火 24h后热锻成 10mm 10mm 的棒料； 3) 将棒料用线切割加工成 10mm 10mm 5mm条状试样； 4) 将试样用石英管密封后于 1200 c 奥氏体化 1h，水淬至室温获得奥氏体； 5) 再线切割成 5mm 5mm 2mm规格以方便 afm 表征； 6) 对试样表面磨制后机械抛光以获得所需的表面光洁度； 7) 将试样以液氮淬火获得热诱发 a 马氏体。 上海交通大学硕士学位论文 第二章 马氏体相变浮凸的afm 表征 - 26 - 2 . 2 马氏体相变浮凸的 afm 表征 2 . 2 . 1 测量原理 马氏体相变的主要特征之一是会在预先抛光的试样表面上形成浮凸（如图 1- 3） ， 为了表征浮凸的程度，引入浮凸角 e。如图 2- 1 所示，表面浮凸角的定义为： l h =tan (2- 1) 式中： h浮凸的高度 l浮凸的宽度 以前受测量手段的限制浮凸角的测量精度难以保证， 而 afm 优越的分辨性能为 浮凸角的精确测量提供了有力的实验工具。通过对样品表面的扫描就可以精确测定 浮凸的高度 h 和宽度 l，从而得到精确的浮凸角，并作为计算相变切变角的基础。 2 . 2 . 2 应力诱发马氏体和热诱发马氏体浮凸的 afm 表征 将 通 过上述方法制备的 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%) 合金应力诱发马氏体和 fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金热诱发马氏体在 nanoscopeiii 型 afm 上在空气中进行观察 和测量。 首先，在低放大倍率下，在试样上寻找由浮凸构成的比较明显的三角形区域。 然后，观测浮凸的二维形貌和轮廓并沿浮凸迹线的方向测量各个浮凸的高度 h 和宽 e h l surface habit plane 图 2- 0 马氏体相变浮凸角 fig. 2- 1 surface relief angle of martensitic transformation 上海交通大学硕士学位论文 第二章 马氏体相变浮凸的afm 表征 - 27 - 度 l 曲线，得到各个马氏体变体的浮凸角。 对于 fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)合金应力诱发(fcc)? e(hcp)马氏体相变， 其惯习面为 025.0 50.0 m 50.0 m 25.0 0 0 nm 150.0 nm 300.0 nm (a) 0 100 - 100 h / nm 0 25.0 50.0 l / m (b) 图 2- 0 (a) fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%)合金应力诱发马氏体表面浮凸的 afm 二维形貌 (b) 沿图(a)中点划线测量的高宽曲线 fig. 2- 2 (a) two- dimensional afm scanning image of the surface relief of stress- induced martensite in an fe- 25mn- 6si- 5cr(wt%) alloy (b) height width profile along the dotted line in (a) 上海交通大学硕士学位论文 第二章 马氏体相变浮凸的afm 表征 - 28 - 111，对其表面浮凸的 afm 表征如图 2- 2 所示。观察试样表面，找到 3 个马氏体 变体 ef、fg、ge 形成的表面浮凸，分别沿每个马氏体变体的迹线对浮凸进行观测， 测得宽度分布为 1.4- 2.1 m，高度分布为 93- 145 nm，箭头所指的浮凸处 h- l 曲线一 面为倾斜的直线，另一面呈平缓的锯齿形，为“_/ ”型浮凸，这表明该浮凸是单变 体马氏体单侧长大形成，并呈现单倾动特征78,79，如图 2- 3(a)所示。根据 3 个变体的 h- l 分布曲线得到浮凸角分别为， ef： ec= 3. 058 、 fg： ea= 2. 424 和 ge： eb= 2. 835 。 对于 fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金热诱发(fcc)? a(bct)马氏体相变，其惯习面为 259，对其表面浮凸的 afm 表征如图 2- 4 所示。观察试样表面，找到 4 个马氏体 变体 a、b、c、d 形成的表面浮凸，分别沿每个马氏体变体的迹线对浮凸进行观测， 测得宽度分布为 1- 8 m，高度分布为 100- 600 nm，箭头所指的浮凸处 h- l 曲线两边 均为光滑倾斜的直线并呈对称分布，为“”型浮凸，这表明该浮凸是两个具有相 同惯习面的马氏体变体沿不同切变方向背靠背长大形成51，呈现双倾动特征80，如 图 2- 3(b)所示。根据测得 4 个变体的 h- l 分布曲线得到浮凸角分别为，a：ea= 3. 6 、 b：eb= 6.3 、c：ec= 4.9 和 d：ed= 5.3 。 (a) (b) 图 2- 0 单变体马氏体浮凸(a)和两片马氏体背靠背形成的浮凸(b) fig. 2- 3 surface relief of single martensite variant (a) and two back- to- back martensite variants (b) 上海交通大学硕士学位论文 第二章 马氏体相变浮凸的afm 表征 - 29 - 025.0 50.0 75.0 m 50.0 25.0 0 75.0 m 0 nm 250.0 nm 500.0 nm (a) 0 250 - 250 h / nm 0 25.0 50.0 l / m 75.0 100.0 (b) 图 2- 0 (a) fe- 23ni- 0.55c(wt%)合金热诱发马氏体表面浮凸的 afm 二维形貌 (b) 沿图(a)中点划线测量的高宽曲线 fig. 2- 3 (a) two- dimensional afm scanning image of the surface relief of thermal- induced martensite in an fe- 23ni-