马氏体相变的形核机制

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马氏体的形成机理及马氏体形态分析

马氏体的形成机理及马氏体形态分析

关于马氏体的形成机理及马氏体形态分析上世纪60年代以来,人们在马氏体形态方面进行了大量研究,发现了马氏体的许多不同形态,并找出了马氏体及其精细结构与性能之间的关系,对马氏体的晶体结构也有了比较深刻的认识。

马氏体形态虽然多种多样,但从其形态特征上基本可归纳为条状马氏体和片状马氏体两大类,其精细结构可划分为位错和孪晶。

同时发现马氏体与母相保持严格的晶体学位向关系。

1.条状马氏体主要形成于含碳量较低的钢中,又称低碳马氏体。

因其形成于200℃以上的较高温度,故又称高温马氏体;因其精细(亚)结构为高密度(一般为0.3~0.9×1012cm/cm2)位错,故又称位错马氏体。

在光学显微镜下观察,条状马氏体的主要形态特征为:呈束状排列。

近于平行而长度几乎相等的条状马氏体组成一束,或称为马氏体“领域”(即板条群)。

板条群的尺寸约为20~35μm,由若干个尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所作组成,在原奥氏体的一颗晶粒内,可以发现几团马氏体束(即几个板条群,常为3~5个,每一个板条为一个马氏体单晶体,其尺寸约为0.5μm× 5.0μm ×20μm),马氏体板条具有平直界面,界面近似平行于奥氏体的{111}γ,即惯习面,相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏体板条群。

现已确定,这些稠密的马氏体板条多被连续的高度变形的残余奥氏体薄膜(约为20μm)所隔开,且板条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高,在室温下很稳定,对钢的机械性能会产生显著影响。

马氏体束与束之间以大角度相界面分开,一般为60°或120°角,马氏体束不超越原奥氏体晶界。

同束中的马氏体条间以小角度晶界面分开。

每束内还会有黑白色调反差,同一色调区的板条具有相同位向,称之为同向板条区。

条状马氏体的空间形态是一种截面呈椭园状的长柱体,长约几微米,宽在0.025~2.25μm之间(多为0.10~0.20μm),其长、宽、厚之比约为30:7:1。

第四章 马氏体相变

第四章 马氏体相变

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特征2:马氏体转变的无扩散性
马氏体转变时,晶体点阵的改组只依赖原子微 量的协作迁移,而不依赖于原子的扩散。这一 特征称为马氏体转变的无扩散性。
1)只有晶体结构的变化,没有成分的变化。 2)无扩散并不是说转变时原子不发生移动。
注意间隙原子碳的扩散,区别于置换原子的扩 散。
逆转变开始的温度称为As,结束的温度称为Af 。
M→A的逆转变也是在一定温度范围内(As-Af)进行。 形状记忆合金的热弹性马氏体就是利用了这个特点。
马氏体转变最主要的和最基本的只有两个:切变共格 性和无扩散性。其他的特点可由这两个特点派生出来。
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第二节 马氏体的晶体结构
2、一般钢中马氏体的晶体结构
马氏体转变时只有点阵的改组而无成分的 变化,转变所得的马氏体与其母相奥氏体 的成分一致。
碳原子位于面心立方奥氏体的八面体间隙, 马氏体相变后,碳原子依然位于体心立方 的马氏体八面体间隙,但体心立方马氏体 的八面体是扁八面体,两个轴中有一个轴 是短轴。
终了。
为使转变继续进行,必须继续降低温度,所以马氏体
转变是在不断降温的条件下才能进行。
当温度降到某一温度之下时,马氏体转变已不能进行,
该温度称为马氏体转变终了点,Mf 。
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马氏体转变量是温度的函数,与等温时间无关。
马氏体的降温转变称为马氏体转变的非恒温性。
由于多数钢的 Mf 在室温以下,因此钢快冷到室 温时仍有部分未转变奥氏体存在,称为残余奥 氏体,记为Ar。
有残余奥氏体存在的现象,称为马氏体转变不 完全性。要使残余奥氏体继续转变为马氏体, 可采用冷处理。

第十七章-马氏体

第十七章-马氏体

马氏体转变 切变示意图
马氏体转变产生的表面浮凸
第二节 马氏体转变的特点
γ
α’
γ 惯习面
C
F
G
S’ S
B
T’
T
D
E
R
A O
H P
中脊面
N M
马氏体形成时引起的表面倾动
第二节 马氏体转变的特点
若相变前在试样抛光面上刻一直线划痕STR,则 相变后产生浮凸使其变为折线S’T’TR,在显微镜 光线照射下,浮凸两边呈现明显的山阴和山阳。故 马氏体的形成是通过切变方式来进行的,马氏体和 奥氏体界面的原子是二者共有的,而整个相界面是 相互牵制的。
发现,在室温以上温度形成的马氏体与奥氏体之 间存在K-S关系,而在-70℃以下形成的马氏体则 存在下列关系:
{111}γ ∥ {110}α′; <110>α′∥<112> γ
按照西山关系,在每个{111}γ晶面上马氏体只 有3种不同取向,因此共有12种马氏体取向。
第二节 马氏体转变的特点
西 山 关 系 与 K-S 关 系比较,晶面平行关系 相同,而平行方向却有 5°16′之差。
马氏体转变是在低温下进行的一种相变,对 于钢来说,不仅铁原子及其它置换原子不能扩 散,而且间隙的碳原子也较难以扩散(只有短 距离的移动),故马氏体转变具有一系列不同 于扩散型相变的特点。
第二节 马氏体转变的特点
一、切变共格与表面浮凸现象
马氏体转变时,在预先抛 光的试样表面产生倾动,出 现浮凸现象,这表明转变是 以切变机制进行。γ中已转变 为M部分发生切变而使点阵 重组,且一边凹陷,一边突 起,带动界面附近的未转变γ 随之发生弹塑性应变。
逆相变与马氏体相变具有相同的特点。与冷却 时的Ms和Mf相对应,逆相变也有相变开始点As和 相变终了点Af 。

形状记忆合金的性质,应用及效应机制

形状记忆合金的性质,应用及效应机制

片状马氏体
板条马氏体
针状马氏体
马氏体相变:
它是母相奥氏体(碳在 γ-Fe 中形 成的间隙固溶体,面心立方 FCC 点阵) 转变为马氏体的过程。
可 以 恰 当 而 简 练 的 定 义 为“ 原 子 联 动 所 引 起 的 切 变 型 点 阵 相 变 ”。母 相 中 的 原 子,不是处在各自零散状态,而是在保
在逆相变过程中,由于两相之间的点阵对应关系单一,且相变时点阵应变非常 小 ,因 而 逆 相 变 时 母 相 变 体 完 全 固 定 不 变 。这 样 一 来 ,逆 相 变 时 必 然 选 取 原 位 向 的 母 相,所以在产生热弹性相变的合金中,形状记忆效应以完全可逆的形式出现。
条件(2)是理所当然的,因为滑移是不可逆过程。也就是说,如果在晶体中出 现 滑 移 ,由 滑 移 导 致 的 变 形 即 使 加 热 也 消 除 不 了 。热 弹 性 马 氏 体 相 变 发 生 的 不 是 滑 移 , 而 是 另 一 种 基 本 的 形 变 机 制 — — 孪 生 。从 微 观 上 看 ,晶 体 原 子 排 列 沿 某 一 特 定 面 镜 像 对 称 。那 个 面 叫 孪 晶 面( 孪 晶 是 指 两 个 晶 体( 或 一 个 晶 体 的 两 部 分 )沿 一 个 公 共 晶 面 构 成 镜 面 对 称 的 位 向 关 系 , 这 两 个 晶 体 就 称 为 " 孪 晶 " , 此 公 共 晶 面 就 称 孪 晶 面 )。 即 实 际 上 它 是 由 位 向 互 为 孪 晶 关 系 的 两 种 马 氏 体 区 构 成 ,每 一 个 马 氏 体 和 母 相 点 阵 之 间 具 有 晶 体 学 上 等 价 的 特 定 点 阵 对 应 关 系 。这 种 具 有 点 阵 对 应 关 系 的 每 个 马 氏 体 称 为 对 应变体。

马氏体相变与形状记忆效应

马氏体相变与形状记忆效应
– Ms、As、Mf、Af-表征记忆合金热弹性马氏体相变的特征温度,也是 形状记忆过程中变形及形状恢复的特征温度.热滞后(As-Ms)也是记忆 合金的一个重要参量.
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二.形状记忆效应的晶体学机制
• 形状记忆合金有三个特征: – 合金能够发生热弹性马氏体相变; – 母相和马氏体的晶体结构通常均为有序的(所谓有序结构, 即溶质原子在 晶格点阵中有固定位置); – 母相的晶体结构具有较高的对称性,而马氏体的晶体结构具有较低的对 称性.
• 当母相是B2型有序结构时,马氏体的晶体结构可看成是以图4-5 a) 第一行所 示(下页)的密排面为底面沿z方向按一定方式的堆垛. – 为保证密排堆垛结构,堆垛时必须按照以下的规则:若第一层的原点在A, 则第二层的原点可放在B或C . 若第二层的原点在B,则第三层的原点可 放在A或C,以此类推. • 当堆垛的顺序是ABABAB…时是2H结构 . • 当堆垛的顺序是ABCABC…时是3R结构. • 当堆垛的顺序是ABCBCACABABCBCACAB…时是9R结构,如图45b)所示 .
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因此,记忆合金能够回复的最大变形不能超出马氏体完全再取向后所能贡 献出的相变应变.
• 如果马氏体完全再取向后继续施加外力,马氏体将以滑移和孪生的形式继续 变形,这时发生的变形是不可回复的塑性变形.组织中出现位错、形变孪晶 等晶体缺陷,破坏合金的热弹性马氏体相变,损害形状记忆效应.
三.应力诱发马氏体相变与记忆合金的超弹性
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• 双程记忆训练:通过各种工艺处理方法在合金内部产生特定的内应力场,使 合金具有双程记忆效应.
• 双程记忆训练方法主要有: (1)SIM法:在母相态对记忆合金元件施加变形. (2)SME法:在马氏体态对记忆合金元件施加变形. (3)SIM+SME法:在母相状态下进行变形,约束其应变,冷却到Mf点以 下;或在马氏体状态下进行变形,约束其应变,加热 到Af点以上.也可将这二者结合起来. (4)约束ห้องสมุดไป่ตู้热法:将试样变形,约束其变形并在合金析出第二相的温度进 的行适当的加热.

马氏体转变动力学

马氏体转变动力学

马氏体转变动力学马氏体转变也是形核和长大过程,铁合金中马氏体形成动力学是多种多样的,大体上可以分为四种类型。

(一)马氏体的降温形成(变温瞬时形核、瞬时长大)是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。

其动力学特点为:马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行,瞬时形核,瞬时长大,形核后以极大的速度长大到极限尺寸,相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成,而不是已有马氏体的长大,等温停留转变立即停止。

按马氏体相变的热力学,钢及铁合金中马氏体相变的热滞很大,相变驱动力很大,同时,马氏体长大过程中,其共格界面上存在弹性应力,使界面移动的势垒降低,而且原子只需作不超过一个原子间距的近程迁移,因此,长大激活能很小。

所以马氏体长大速度极快,以致于可以认为相变速度仅取决于形核率,而与长大速度无关。

马氏体片一般在10-4~10-7秒内即长大到极限尺寸。

降温形成马氏体的量,主要取决于冷却所达到的温度,即M S以下的深冷程度,等温保持时转变一般不再进行,这一特点意味着,成核似乎是在不需要热激活的情况下发生的,所以也称其为非热学性转变。

奥氏体的化学成分虽然对M S有具有很大的影响,但其对马氏体转变动力学的影响,几乎完全是通过M S点起作用,在M S以下的转变过程不随成分发生显著变化。

冷却速度对M S点以下的转变过程有明显的影响。

只要是在马氏体转变之前,无论是缓慢冷却或冷却中断,都会引起马氏体转变发生迟滞,导致马氏体转变温度下降和马氏体转变量的减少。

这种现象称为奥氏体稳定化。

影响M S点和马氏体转变动力学过程的一切因素都会影响到转变结束后残留奥氏体数量的多少。

例如:化学成分对M S点有显著影响,结果导致室温下残余奥氏体量的巨大差异,如下表所示。

每增加1%合金元素时残余奥氏体量的变化元素 C Mn Cr Ni Mo W Si Co Al50 20 11 10 9 8 6 -3 -4Aˊ量变化(%)可以看出,碳含量对残余奥氏体量的影响十分显著,般认为淬火钢C%>0.4%后就应考虑残余奥氏体对性能的影响。

3马氏体转变(二)

3马氏体转变(二)
贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成,而剩余 的奥氏体则相对地属于富碳区。
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三.影响Ms点的因素
(三).存在先马氏体的组织转变
由于贝氏体的强度和韧性较高,比容又较马氏 体为小,因而经等温淬火的高速钢刃具具有高 强度、高韧性和良好的切削性能,并且变形小, 能防止开裂,可用于处理大型复杂的刃具。
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马氏体和奥氏体的化学 自由能与温度间关系
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一.马氏体转变的驱动力
当马氏体形成时,除了因形成新的界面 而消耗界面能外,还要考虑其它能量消 耗。如:
①因新相的比容增大和维持切变共格面 引起的弹性应变能, ②产生宏观均匀切变而作功, ③产生宏观不均匀切变而在马氏体中形 成高密度位错和细微孪晶(以能量的形式储 存于马氏体中); ④使邻近的奥氏体发生协作形变而作功 等等。
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二.马氏体转变动力学的类型
(二)等温转变
某些Fe-Ni-Mn,Fe-Ni-Cr合金或某些高 合金钢,在一定条件下恒温保持,经过 一段孕育期也会产生马氏体,并随着时 间的延长,马氏体量增加,此称为马氏 体的等温转变。
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二.马氏体转变动力学的类型
(二)等温转变
等温转变特点 ①在Ms点以下某一温度停留,过冷奥 氏体需经过一定孕育期后才开始形成马 氏体; ②随等温时间增长,马氏体转变量不断 增多,即转变量是时间的函数。
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二.马氏体转变动力学的类型
(二)等温转变
Fe—Ni—Mn合金马 氏体等温转变动力学 图: ①必须通过热激活过 程才能形核,故也称 其为热学性转变。 ②但是在任一温度下 等温,马氏体的转变 都是有限的,即转变 不能进行到底。

马氏体相变

马氏体相变

不畸变平面的产生
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如果X、Y、Z三个主应变矢量中有一个为零,则可以产生 一个不畸变平面。
如图,应变时X轴在a点抵 住不动,就可以是OaA和 OaA’两个扇形面的形状完 全相同。即OA在YOZ平面 内扫动,从OA扫动到OA’。 所以两个扇形全等,即整个 平面上原子排布完全相同。 OaA和OaA’就是新旧相之 间的一个无畸变平面。
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这个模型说明了新旧相存在K-S关系,但是,按此模型,惯 习面应为{111}γ,而实际上Fe-C合金马氏体的惯习面为
{557}γ、{225}γ、{259}γ,它也不能解释马氏体中孪晶、位
错等亚结构、表面浮凸现象、马氏体 组织形貌变化规律。此 模型第1、2切变所需能力达到320KJ/mol,这是相变驱动力 所不及的。
以在新旧相位向关系、惯习面指数、形状变化、亚结构等
晶体参数之间进行推算
不变平面应变
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不变平面应变:在应变过程中,惯习面始终保持一定 的平面,既不发生应变,也不进行转动 马氏体相变的
唯象学说认为
切变使晶体外 形发生改变, 即在试样表面 产生浮凸。
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胞(2r,2c)法向的两侧面规则
的分布弗兰克位错,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 形成刃位错,即K-D模型
位错圈相界面模型
Southwest Petroleum University
在K-D模型的基础上发展了K-C模型,其物理结构为:设在 (225)γ面上存在一个大的位错圈,位错圈内即为马氏体核 胚。位错圈扩展时,核胚就长大为晶核。K-D模型和K-C模 型都认为该核胚直径有数十纳米,其周围是位错列
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