第5章 钢中马氏体相变(3学时)

定 义
特 点
7、准马氏体相变
准M相变（Quasimartensitic Transformation）和M相 变一样，也是以切变形变为主，但其切变量不大，因此 它的动力学和形态基本上不受应变能所控制。 这种转变也是位移式无扩散相变，位移也是以切变为 主的。和M相变的根本区别是轴比c/a是连续变化的，即 意味着正方结构是从母相连续形成的，不需要形核。
2 能量和形貌的关系
设马氏体为扁球形，半径为r ，厚度为c ，则其体积和表 面积可求得 。采用变温长大理论, 所以，该马氏体片的非化 学自由能变化为：
4 4 2 2 Ac 2 g N 2r cr 2r c r A 3 r 3
2
那么，单位体积马氏体的非化学自由能变化为：
例如：超导化合物V3Si 的转变特征。V3Si从高温冷却 到很低温度时，具有立方结构、点阵常数为a的母相会转 变为正方结构相。如图6.4所示，转变临界温度为Tm ， 正方结构的c 增长，而a 则减小。
6.2 马氏体相变形核 1 均匀形核
分析讨论相变晶核的临界尺寸，一般有两种方法： 经典均匀 形核方法 相变变温 长大理论 设 ΔG=ΔGV+ΔGE+ΔGS → 求ΔG*
特 点
形状变化有两个分量：切变分量和膨胀分量， 其共同作用使相变产生了整体的宏观变形。 表面浮凸现象就是由于形状变化造成的。
3 点阵不变形变
原理 最小自由能原理,尽可能↓相变体系的能量
特点
又称不均匀切变。M相变在第一次切变 后，→产生滑移或孪生。滑移留下位错、 层错，孪生形成了共格孪晶界面。
这不改变已形成的点阵结构，也不改变体积，却改 变了应变能 ，使体系的能量↓。对一般马氏体相变， 点阵不变形变是第二次切变
ε-M是重要相变类型之一。ε-M分布有严格的取向，惯习面 是（111）。狭长的ε-M片可贯穿整个奥氏体晶粒，不穿过晶 界，但可以在晶界另一侧的晶粒中诱发出新的ε片。ε之间可 以交叉，穿过。ε片不穿过孪晶界。 ε相金相组织特征可分为 五种形态 A) 简单交叉成一定的 角度的Ｖ字形ε分布； B) 网格状的ε分布； C) 平行的ε线条； D) 区域内接近正交的ε 分布； E)和F) 两侧成对称分 布的羽毛状分布。
4 4 c 2 2 G cr GV cr A 2r 2 3 3 r
ΔG随r、c变化的曲线很复杂，呈马鞍面形状，是双曲抛物 面。分别求其偏导数，可求得ΔG* ，即：
2 c GV

r

4 A 2 GV
2 3 32 A G 4 3 GV
1.75Cr +0.01Cr2 +15.21Mo–5.59Si – 60.69(C+1.2N) 2 +26.27(C+1.2N)×(Cr +Mn +Mo)1/2 + 0.61[Ni×(Cr + Mn)]1/2
合金元素对层错能的作用是较复杂的。除合金元素本身 的作用规律外，还有合金元素间的交互作用，并且这种交互 作用的影响是较大的，不可忽略。主要有Cr、Mn等碳化物 形成元素和C、N间的交互作用，Ni和Cr、Mn间的交互作用。 合金元素的交互作用往往提高了层错能, 这可解释以前文献 研究结果的矛盾.
第5章
钢中马氏体相变
研 究 方 法
唯象法是马氏体相变的唯象理论，可用矩阵 等数学方法来描述切变过程及晶体学关系等 能量法是从能量角度来分析研究马氏体相变 的形核和长大过程及形貌变化规律 结构法是用各种显微分析手段来分析研究马 氏体相变的晶体结构和性能变化规律
本章主要从能量角度来讨论马氏体相变的热力学、 动力学和形态学的规律.
图 马氏体相变的二次切变过程 a)母相晶体；b)点阵切变后的晶体；c)二次滑移切变；d) 二次孪生切变
4
原子改组
原子改组是原子在晶胞内的协调移动，这种移动并不产 生均匀点阵形变的应变。如在Ti合金中的β→ω相变, 某些 原子靠近一点，另一些原子相对远离一点，交替进行。→ 没有总的形状变化， →应变能不重要，界面能稍有变化
图 γSF计算值和实验值
(a) (C+1.2N)对ΔγSF的影响
(b) Cr对ΔγSF的影响
(a) Mn对ΔγSF的影响
(b) Ni对ΔγSF的影响
N和C(均为0.4wt%)在不同温度下对 18Cr16Ni10Mn钢层错能的影响
N对18Cr16Ni10Mn钢层错能的影响
2、 ε-马氏体形貌特征
5
无扩散相变
原子不发生随机迁移扩散的相变称为无扩散相变。当然 肯定也是位移式的。无扩散相变重要的结果是使新、旧两 相具有完全相同的成分，并且组织缺陷也遗传。所以从热 力学观点看，无扩散相变可当作单组元系统来处理。
图 Ti合金中的β→ω相变 (原子改组) 图 SrTiO3分子结构的旋转相变 ○氧原子,●Sr原子,顶角为Ti原子
bcc结构 α马氏体
5.2 马氏体相变形态学
1 应变能和界面能的估算
过程都是遵循沿着阻力最小的途径进行的。
当T一定时，ΔGV 是一定值. 应变能ΔGE+界面能ΔGS 最小.
在钢中, 经计算ΔGS = 14.18 J/mol , ΔGE为 > 580 J/mol， ΔGV 大约在 -1213 J/mol 界面能ΔGS远小于 Δ GE

300 SF

0 SF
a i Mi
i 1
n
有些合金元素的作用于并非是线性的，合金元素间还有 交互作用。γ0 是虚拟的纯γ-Fe 在室温时的层错能.
对于奥氏体,根据合金元素的性质和各研究者的试验结 果，经计算机处理得到：
300 0 2 SF (MJ / m ) = SF + 1.59Ni – 1.34Mn + 0.06Mn2 –
G N
g N 3 Ac 2 r 4cr / 3 2c
2 2
(6.10)
A ( n ) A为切变应变能因子, γ是形变的切变分量，εn是形变的膨胀分量。
r 、 c 称为形状参数，σ、 A为能量参数。当M的体积不变 时，可求得满足为最小值的关系。借助于偏微分有：
dV 0
ε-马氏体形貌金相特征
拉伸形变的ε-马氏体形貌特征
冲击断裂后断口形貌特征
冲击断裂后断口形貌微观特征
3、 奥氏体层错能与马氏体相变 A在低温下可能发生 γ→α、γ→ε、 γ→ε→α相变 层错对这些M相变类型、 相变临界点、N形态及亚结 构都有一定的影响，甚至会 改变相变机制
Cohen、Olsen提出了在某些钢中马氏体相变的层错形核 机制。把层错区当作马氏体相变的晶胚。 Sato等研究Fe-18Cr-14Ni不锈钢，建立了化学自由能和层 错能间的微分关系式，但未能揭示出直接联系。 徐祖耀从热力学证明了低层错能材料的层错形核机制，认 为相变驱动力与层错能有关。 Breedis等认为相变驱动力随层错能的增加而单调增加。 我们在热力学上从层错能及相变临界温度的相对变化角 度讨论低温奥氏体钢的各类马氏体相变。
面心立方结构的密排面是{111}面，不全位错在密排面 上运动，根据Cohen和Olson理论, 可有三种情况： （1）位错原堆垛在每层{111}γ面上， 则不全位错在每一层{111}γ面上运动
（2）若每隔一层{111}γ面上存在位错 堆垛，并分解为不全位错
层错区域 成为孪晶
hcp结构 ε马氏体
（3）若不全位错在每隔两层{111}γ面 上运动，
（3）对于给定的(ΔGN)min，一定有一个最适合的c/r 值。在一定条件下，形成的马氏体也有一定的c/r值; （4） ΔGN 是由ΔGV 来平衡的，即相变阻力是由化学自 由能来克服的。ΔGV 的绝对值大，A基本不变时，c/r 也
大。不同成分的合金因为ΔGV 不同，所以形成的马氏体形
貌也不同。显然， ΔGV 较小时，易形成板条状； ΔGV 较 大时，易形成透镜状。
Ac 3 A 2 dr 2 dc 0 r r 2c
(6.13)
将式(6.12)代入式(6.13)，则得：
A Ac r 3 2 dc 2 dc 0 r r 2c 2c
6、马氏体相变
M•柯亨定义：M相变是实质上没有扩散的点阵畸 变式的组织转变，它的切变分量和最终形态变化应 足以使转变过程中动力学及形态受应变能控制 位移式、无扩散是两个主要特征。 ① 需要形核和过冷； ② 形成一个不变平面界面。界面移动速率极快， 界面前有许多位错，应变能是很重要的； ③ 新、旧相结构之间具有明显的晶体学关系。 当然这不是根本特征，其它许多相变也都有.
认为体系到达相变临界温度MS时, 体系 中已存在许多可供相变长大的晶核, 这时在 理论上相变驱动力和相变阻力是相等的.
MS 应满足ΔGV+ΔGE+ΔGS=0 → ΔG*
两种方法得到的临界晶核尺寸大小是有一定差别的
经典的均匀形核理论: 设马氏体核心呈扁球形，c/r ≪ 1，如图6.6。 形成这片马氏体时，总的自由能变化为：
4 V cr 2 3
dGN 0
4 V V dV (2rcdr r 2 dc) 0 dr dc 3 r c c r r dr dc (6.12) 2c
GN GN dGN dr dc r c c r
A 3 A 0 2 2 r 2c r
c r A
2
(6.15)
将式(6.15)代入式(6.10)，则可得 (GN ) min
(G N ) min
3r 2c A 3r 2r 5 Ac 5 2cr 2cr 2 r 2c
2
(6.16) 分析讨论： （1）从式（6.15）知：σ越小或A越大，则c2/r 越小，易 形成扁的透镜状马氏体，趋近于薄圆盘状。即对于不同成分 的合金，由于σ或A不同，得到的透镜状马氏体的长、短轴 之比是不同的； （2）从（6.16）知：当A一定时，c / r 值越小，则(ΔGN)min 越小，扁的透镜状马氏体易形成。当然有一定限度,c ≠0。即 对一定成分的合金，形成的马氏体尽可能地取扁的透镜状；