材料工程基础讲稿7

1、,45 马氏体转变的动力学 转变动力学：形核率和长大速度所决定。 M为非扩散型转变，长大速度很快：M一旦形核便很快 长大，形核率控制因素。 1M转变的形核 关于M转变的形核问题，即M的核究竟是怎样形成的出 现许多假说，但均不够完善。其困难在于如何解释M转变 时为什么在少数情况下可以与其它转变一样恒温形核外， 大部分合金必须不断降温才能形核以及为什么降温形核不 需要孕育期，到温即可瞬时形成,1）热形核说 经典的形核理论：M转变单元素的同素异构 转变，形核率决定于形成临界尺寸核胚的激活能即 形核功G*和原子从母相转入新相所需克服的能垒 即核胚长大激活能Q。按照这一理论，形核功G*来 源于热起伏，核

2、胚的长大是靠原子一个个地从母相 转入新相来实现的。但由该理论计算出Fe-30Ni合 金于Ms点（233K）时形成临界尺寸核胚的 G*5.4108J/mol。 It is impossible!,2缺陷形核 实验发现：M的核胚在合金中并非均匀分布，而 是在其中一些有利的位置优先形成。结构不均匀的 区域，如位错、层错等晶体缺陷，晶界、亚晶界或 由夹杂物造成的内表面以及由于晶体成长或塑性形 变所造成的畸变区等。从能量的观点看，是由于上 述区域具有较高的自由焓，因而可作为M的核胚。,用直径10100m的Fe-Ni-C合金粉末，经A化后淬火 到低温时发现粉末愈细，Ms点愈低；另外还得出，直径 相同的粉末

3、的Ms点也不同，有的高有的低。这一实事表 明，形核是不均匀的，在有的粉末里可以形核，而在有的 粉末里则不能，粉末直径愈大，能够形核的部位愈多。 Cu-Fe合金中析出的大块富铁 相在冷却时可以转变为M，但直 径为20130nm的细小的共格铁 沉淀相在任何温度下均保持面心 立方结构而不转变为M，只是在 形变以后才会转变为M。这表明， 只有当A中存在位错等某些缺陷 时，M核才能形成。,在晶体缺陷部位形核只能说明形核的不均匀性，但还不 能解释降温瞬时形核。在晶内缺陷部位形核可以提供一部 分能量GD作为形核驱动力。但在低温下，即或增加了这 部分能量也难以形成M的核。为了说明降温瞬时形核，提 出了核胚冻结

4、理论： 在A中已经预先具有M结构的微区，这些微区是在高温 下A中的某些与各种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。在没有成为可以长大成M的晶核以前核胚。,从高温冻结下来的核胚有大有小。冷却到的温度越低， 过冷度越大，临界晶核就越小。当A被过冷至某一温度， 尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能成为晶核， 长成一片或一条M。当大于临界尺寸的核胚消耗殆尽时， 转变也就停止，只有进一步降低温度才能使更小的核胚成 为晶核而长成M。这就解释了M转变的降温瞬时形核。在 等温过程中，某些尺寸小于该温度下的临界晶核尺寸的核 胚，有可能通过热激活而使核胚的尺寸

5、长大到临界晶核尺 寸，因为是从已有的核胚增大到临界尺寸，故所需的形核 功不大，在低温下还是可能的。,用薄膜透射技术已在Fe-Ni合金中观察到了由高温冻结下来的核 胚。电子衍射分析表明在薄膜透射像中观察到的片状斑点具有M结 构，且斑点的大小不等。但也有人认为所观察到的不是M核胚。 目前还不清楚的是，A中核胚究竟是怎样形成的，以及为什么有 些合金中的核胚可以通过热激活长大成晶核，因而出现等温M转 变，而另外一些合金则不能，只有降温形核而无等温形核。 3）马氏体核胚模型 关于核胚的结构模型到目前为止也还未完全弄清。一个完善的核 胚结构模型必须能阐明所观察的惯习面以及A与M之间的位向关 系。到目前为止

6、已经提出了多种核胚结构模型，但都不完善。,KD模型 惯习面为225，界面两侧 保持KS关系。该模型设想M核胚为薄 圆片状，在225界面上每隔六个 111或110面有一个平行于 的螺型位错。在一侧界面为左螺型位错， 另一侧界面为右螺型位错。在顶端则为 正负刃型位错，与螺位错组成位错圈。 位错圈的扩展使核胚在 及225 方向长大。在55 方向上长大则需形 成新的位错圈。当M与母相化学自由焓 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成M。,4）自促发形核 将0.5C-25Ni钢单晶A化后的试样 一端冷至Ms点（77），使其发生M转变，

7、随 后立即停止冷却，使试样温度回升至室温，这时发 现试样上的温度高于Ms点58（19）的部位 也发生了M转变。可见，在A中已存在M时能促发 未转变的母相形核。据此，提出了M转变的自促发 形核模型。自促发形核实际上是因已形成的M使其 周围A发生协作形变而产生位错，从而促成了M核 胚所致。,2马氏体转变动力学的类型 M转变动力学类型大体上可以分为四类：降温转变，等 温转变，爆发转变和表面转变。 1）降温瞬时形核、瞬时长大 这类转变的特点是： （1）当A被过冷到Ms点以下时，必须不断降温，M核才 能不断形成，且核的形成速度极快降温瞬时形核。 （2）核形成后的长大速度极快，在196下仍能以 105cm

8、/s的速度长大。一个M核只需104107s就可长 成一个M单晶M长大所需的激活能极小。 （3）一个M单晶长大到一定尺寸大小后就不再长大，M 转变的继续进行不是依靠已有M单晶的进一步长大，而是 依靠进一步降温，形成新的M核，长成新的M。,降温M的转变量仅取决于冷却到的温度tq，而与 在该温度下的停留时间无关，而不是等温时间的函 数。实验证明，对于Ms点高于100的钢来说，转 变量与温度的函数关系均极为相近。M转变体积分 数f与冷却到的温度tq之间的关系为： f16.956105455-(Ms- tq)5.32 这是一个经验公式,2）等温形核、瞬时长大 这类M转变的主要特点是M的核可以等温形成，

9、核的形成有孕育期，形核率随过冷度增加，先增后 减，符合一般热激活形核规律。核形成后的长大速 度极快，且长大到一定尺寸也不再长大，故这类 转变的转变体积分 数f同样随等温时间 的延长而增加。M 等温转变动力学曲 线与其它转变的动 力学曲线相似。,等温M转变与P转变一样，也可以被快冷所抑制。 当冷速大于某一临界值时，A可以被过冷到液氮 温度而不发生M转变。提高合金元素含量也可使C 曲线右移，临界冷速减少。等温M转变的一个重要 特征是转变不能进行终了，只能是一部分A可以等 温转变为M。这是因为已形成的M使未转变的A发 生了稳定化。 等温转变M最初在Mn-Cu钢中被发现，以后Fe-Ni-Mn以及Fe-

10、Ni-Cr等合金中也观察到了这种现象。,3）自触发形核、瞬时长大 Ms点低于0的Fe-Ni,Fe-Ni-C等合金的A被过冷到Ms点以下时将 形成惯习面为225的透镜片状M。当第一片M形成时，有可能激 发出大量M而引起所谓爆发式转变。该转变往往伴有响声，并释放 出大量的相变潜热，使试样温度升高。用MB代表爆发式转变时的 温度。计算得出一片225M形成时，可以在其周围的其它的 225面上造成很高的应力，从而促发新的225M的形成，片 的排列呈Z字形。爆发转变量决定 于合金化学成分， 最高可达70 ，爆发转变停止后，为使M转 变得以继续进行，必须继续降温。 爆发转变时M的长大速度极快， M片中脊长大

11、速度约2105cm/s，且与温度无关，而片的侧面长大 速度比中脊低一个数量级，长成一片M约需106s。一次爆发约需 104103s。,4）表面马氏体 在稍高于Ms温度下等温，往往会在试样表面形成M。如将其磨 去，则试样内部仍是A，故称为表面M。表面M的形成也是一种等温 转变，但与等温形核、瞬时长大的等温转变不同。表面转变的形核 也需孕育期，但长大速度极慢，且惯习面不是225，而是 112,位向关系为N关系，形态呈条状。表面M的形成是因为表面 形成M时可以不受三向压应力的阻碍，而在内部形成M时，将由于 M的比容大于周围的A而造成三向压应力，使M转变难以形成，故表 面M的Ms点要比内部的高。,3奥

12、氏体稳定化 A稳定化是M转变动力学中的一个特殊问题。A稳定化是 指A在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化 而使A向M的转变呈现迟滞的现象。由于奥氏体的稳定化 将使冷却至室温的残余A量增多从而使硬度降低或使零件 在使用过程中从几何尺寸发生不稳定，因为在使用过程中 会因残余A的转变而使体积增大。但另一方面，残余A的 增多也还有可能使抗接触疲劳能力增强，减少淬火中的变 形开裂倾向。,1）热稳定化 钢A化后在冷却过程中由于中途停留或减缓冷速，使A向M转变迟 滞的现象称为A热稳定化。即冷却暂时中断提高了A的稳定性，降低 了A在随后冷却过程中转变为M的能力，在继续冷却过程中转变并 不立即恢复，而

13、要滞后一段温度,转变才继续进行。冷却到室温的 残余A量也增多。A热稳定化的程度可以用滞后温度以及残余A增 量来表示 。 热稳定化有一温度上限，以Mc表示，只有在Mc点以下温度停留或 缓冷才会引起热稳定化。,影响热稳定化的主要因素：停留温度和时间 ；已形成的 M量愈多，最大稳定化程度也愈高；合金元素对热 稳定化也有影响，碳化物形成元素促进热稳定化，而非碳 化物形成元素影响不大。热稳定化的机制有几种，但比较 一致的是认为，热稳定化是由碳、氮原子在停留过程中进 入位错界面（即M核胚与A的界面）偏聚，形成Cottrell气 团，阻碍了晶胚的长大，同时使A强化，使M转变的切变 阻力增大，引起A热稳定化。

14、 热稳定化使钢的硬度降低，在使用中引起尺寸不稳定， 因此在生产中往往需要消除A稳定化。也就是所谓的反稳 定化,即将热稳定化后的A加热至Mc以上温度，使碳、氮 原子从位错线“蒸发”，使A热稳定化减弱或消失。,2机械稳定化 在Md点以上对A进行塑性变形，当形变量足够大时，可以引起A稳 定性的提高，使随后冷却时的M转变难以进行，Ms点降低，残余A 量增多A机械稳定化。低于Md点的塑性变形，可以诱发M转 变，但也使未转变的A变得稳定， 使得未转变的A产生机械稳定 化。另外，M转变所引起的相硬化 也能引起A的机械稳定化。少量 塑性变形对M转变起促进作用，而 大量塑性变形则对M转变有抑制作 用. 形变温度

15、愈高，塑性形变量越大， 对A稳定化的影响愈大。,塑性变形对M转变之所以会产生两种完全相反的 效应，其原因是在于形变在母相中造成不同的缺陷 组态。当小量变形时，往往使A中层错增加，同时 在晶界和孪晶界处因生成位错网和胞状结构而出现 更多的应力集中部位。这些缺陷组态有利于M的形 核；但当形变度较大时，A中将形成大量高密度位 错区和亚晶界，使母相强化，从而引起A稳定化。,46 马氏体的转变机制 关于M转变问题，有些已经比较清楚，如M转变 与一般固态转变一样： 转变的驱动力是母相A与新相M的自由焓差； M转变是在原子已不能扩散的低温下发生的，是 无扩散转变，转变前后成分基本不变； M转变是一个均匀切变

16、过程，母相点阵结构通过 均匀切变改组为M点阵并因此而在表面形成浮凸； M转变也是通过形核长大进行的等等。,很多问题至今仍不明确： 其中包括M的核是怎样形成的，核形成后又是怎样长大 的等等。 一个完善的M形核与长大理论必须能很好地阐明： 为什么有时候核必须降温才能不断形成，而有时候又可以等温形成； 为什么在4K的低温下仍能以105cm/s的高速长大； 如何介绍观察到的惯习面、位向关系及表面浮凸； 为什么在M晶体内会存在不同的亚结构； 为什么一个M核长大到一定尺寸就不再长大。 到目前为此，还没有一个完整的理论可以全面解释这些 问题，现有的理论都还不够成熟，还需不断的研究与发 展。,M转变的无扩散性

17、及M转变时所出现的浮凸现象 等都说明M转变是一个切变过程。母相点阵通过均 匀切变转变为M点阵。通过研究提出了如下几个切 变模型。 1贝茵（Bain）模型 贝茵模型是把面心立方 点阵看成体心正方点阵，其轴比（c/a）为1.41即 （ ）。如果把面心立方点阵沿Z轴压缩，X、 Y轴拉长，调整轴比使之达到与其碳含量相应的轴 比值时，即可由A转变为M。,碳原子在A点阵中的位置是正八面体的空隙，而 转变为M后正好被M点阵所继承，即处于扁八面体 的空隙位置。同时A和M之间的晶体学关系正好与 KS关系相符。贝茵模型 通过原子作最小的简单移 动即可完成从A向M的转 变，并展现出在转变前后 新相与母相晶体结构的对

18、 应的晶面和晶向。 但未能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，因此 尚不能说明M转变的特征。,2KS切变模型 KS切变模型是在研究Fe-1.4C钢的A和M之间 的位向关系后提出的一个切变模型，现称为KS 切变模型。KS切变模型是在（111）面进行， 其过程分为以下三个步骤 (p87),P87: (b) 在原奥氏体中的(113)晶面(在图c中已变为为垂直于(111) 面的（1 1 -2）面)沿1, -1, 0 方向上产生切变角为10 32的第二次切变（图中III）。第二次切变后使顶角由60增大至70 32，得到体心立方点阵。,KS模型清晰地展示了面心立方A改建为体心正 方M的切变过程，能很好地反映出

19、新母相间的位向 关系，相邻原子及晶面有规律的、小于一个原子间 距的切变共格，及切变所产生的表面浮凸。但是， 按此模型M的惯习面似应为（111），而实际上 只有低碳钢才如此，高碳钢的惯习面为225和 259,切变所形成的浮凸与实测的也不一致，同 时也没有表现出亚结构及其形成。,3GT切变模型 GT模型是另一种两次切变模型，其切变过程如下：首先在接 近259晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使表面 出现浮凸。由于晶体晶胞的变形相似均匀切变。转变产物是复 杂的三菱结构，还不是M，不过它有一组晶面间距及原子排列情 况与M的（112）晶面相同。接着在（112）晶面的 方向上发生1213o的第二次切变，使之变成M的体心正方点阵， 这次切变是宏观的不均匀切变， 即它只是在微观的有限范围内 保持均匀切变以完成点阵的改 组，而在宏观上则形成沿平行 晶面的滑移或孪生，但它对第 一次切变所形成的浮凸并无明 显的影响。最后作一些微小 的整体，使晶面间距符合实验 的结果。 优点与不足(p89),复习思考题 1试从各个角度对马氏体