4.10马氏体切变机制的误区和新机制(讲座)

3.1表面浮凸呈帐篷形
试验发现马氏体表面浮凸跟珠光体、魏氏组
织、贝氏体等转变产物的浮凸比较，没有特 殊之处，所有板条状马氏体表面浮凸均为帐 篷型（∧）,帐篷形浮凸不具备切变特征。 研究发现Fe－Ni－C合金｛259｝f型片状马 氏体的表面浮凸也为帐篷型（∧）。
1.切变机制缺乏试验依据
20世纪前叶，认为马氏体的表面浮凸是切变造成的， 将表Байду номын сангаас浮凸形貌描绘为N型，并作为马氏体相变切 变机制的试验依据。 试验发现马氏体表面浮凸跟珠光体、魏氏组织、贝 氏体各转变产物的浮凸比较，没有发现特殊之处， 所有板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型（∧），Fe －Ni－C合金｛259｝f型片状马氏体的表面浮凸也 为帐篷型（∧）。不具备切变特征。

STM T8钢（a、b）和60Si2Mn钢（c、d）表面浮凸像
珠光体浮凸
图1 贝氏体浮凸
STM 2Cr13钢的板条状马氏体浮凸
图2
STM Fe-15Ni-0.6C合金的片状马氏体浮凸
（a）浮凸形貌；（b）图（a）中箭头所示位 置的浮凸高度剖面线
产生马氏体片的部位，浮凸呈现帐篷形（∧），只有 鼓出，没有下陷，说明是体积膨胀的结果。

此图是 根据切变理论 想象绘制的， 并无试验证明
我们的试验证明：划痕不 连续，有直线，也有曲 线，非折线，并且断裂。
划痕不连续，有中断，呈曲线， 非折线。
表明：20世纪国内外专家对马氏体浮 凸的数据处理是错误的，N 型浮凸 是误导。
4.马氏体相变需要研究建立新机制
自然事物演化的原则，旧相到新相的转变原则是省 能原则 。 在高温区，珠光体的形成是原子进行界面扩散为主 的相变； 中温区，碳原子长程扩散，铁原子和替换原子子非 协同的热激活跃迁，从母相转入新相中，实现晶格 改组； 低温区，所有原子有组织的集体协同位移，完成晶 格改组，奥氏体转变为马氏体。不是简单的机械式 的切变过程。

表2. γfcc→αbccM时主要晶格参数变化
注：晶格常数的变化：γ -Fe的af=0.364nm，α -Fe的aM=0.2861nm；
马氏体晶核的长大新机制
马氏体晶核的长大是无扩散的，集体协同的、
热激活跃迁机制。所谓集体是指包括碳原子 在内的所有原子，即碳原子、铁原子、替换 原子；所谓协同是指所有原子协作性地移动。 这一机制不同于切变位移，切变机制存在 1～2次切变角为θ的宏观切变。
在 重构时，在最密排晶向上形成位错 的示意图
对于半共格界面形核，奥氏体中原有的位错可以作为补 偿错配的界面位错，使形核时的能量增值减小。这是马氏体 在位错处形核的原因之一。
TEM 35CrMo钢板条状马氏体中的缠结位错
4.结论
（1）马氏体形核的晶体学模型和晶体学切变长大模型均与 实际不符，切变机制缺乏试验依据。按切变机制完成切变 过程需要极大的切变能量，远远大于相变驱动力。相变驱 动力不足以克服切变机制引发的各项阻力，切变过程难以 发生。切变机制应当摒弃。 （2）钢中马氏体相变在奥氏体晶内缺陷处或晶界通过结 构涨落和能量涨落形核，符合相变的一般规律。 （3）马氏体晶核依靠碳原子、铁原子无扩散地集体协同 地热激活跃迁长大，原子每次移动距离远远小于一个原子 间距，奥氏体与马氏体保持半共格界面，实现晶格重构。 长大过程中形成极高密度的缠结位错和孪晶， （4）新机制满足热力学条件，能够解释位向关系、惯习 面、马氏体组织形貌、高密度位错和孪晶亚结构等试验现 象。
1.3马氏体相变驱动力不足以完成切变过程




从文献[7]得知Fe-C合金马氏体的相变驱动力，得纯铁马氏 体相变的临界驱动力约为1.18×103J· mol-1，0.4~1.2%C的 Fe-C合金的相变驱动力为1.337~1.714 ×103J/mol。 上述从多方面综合了相变的热力学问题，包括相变阻力 W=2.335×103J· mol-1；K-S切变使γ-Fe→α马氏体（0%C） 时，共需切变能量为Nk=320×103J/mol-1；西山切变模型， 需切变能量Nx= N1q=208×103J/mol-1；G-T切变模型，共 需切变能量NG=248×103J/mol-1。 板条状马氏体切变应变能Wε=1468J·mol-1，高碳凸透镜状 马氏体的应变能Wε=7340J·mol-1等。 将这些与相变驱动力比较，惊奇地发现马氏体相变驱动力远 远不能支持切变过程的进行。切变过程不符合省能原则，不 可能发生，这是一大误区。

表1
3.3 过冷奥氏体转变的演化
破旧立新
马氏体相变切变机制缺乏实验证据；马 氏体相变晶体学切变模型与实际不符；切变 消耗能量过大，相变驱动力不足以克服相变 阻力。切变机制基本上不能解释试验现象。 经80年来修改完善仍然不成功，故应摒弃。 破旧立新、推陈出新，势在必行。
3.4马氏体的形核
马氏体形核一般在晶粒内部形成，也可以在
3.对表面浮凸的错误认识是导致切变机制误区的根源
20世纪初发现马氏体相变表面浮凸现象，认
为是切变造成的，并且将表面浮凸形貌描绘 为N型，作为马氏体相变切变机制的主要试 验依据。 到目前为止，已经发现珠光体、贝氏体、马 氏体、魏氏组织中均存在表面浮凸现象。而 且浮凸形状普遍为帐篷型（∧）。浮凸已经 成为试样表面的过冷奥氏体转变的一种普遍 现象。

相变自由焓变化
γ 晶格原子转入α 晶格，自由焓变化小 于0，是自发过程。
奥氏体晶格转变为马氏体晶格的示意图
原子位移矢量不等，位移距离均小于一个原子 间距。
[110]
1.在 晶向上位移0.0095nm，变为马氏体晶胞 的体心原子。 2.其他fcc原子转移到bcc晶胞上，移动距离均小 于一个原子间距。 3.晶格重构时，所有原子是集体协同位移，原子 位移矢量不等，因此不是切变。 4.奥氏体/马氏体相界面保持半共格，界面向前 推移是马氏体片长大的过程。
如果是切变，呈N型，则鼓出量和下陷量 应当相等。图（b）不正确。
马氏体浮凸没有特别之处，呈帐篷形 不具备切变特征
根据STM、AFM、SEM、LPM等仪器的观测
和最新的理论分析，浮凸是相变体积膨胀所 致。 马氏体浮凸跟其他浮凸比较，没有特别之处， 也不具备N形特征。 将其作为马氏体相变切变机制的试验证据， 显然是不妥当的。
4.9马氏体相变切变机制的误区和 新机制研究
1.马氏体相变驱动力不足以完成切变过程

1.1切变过程消耗的功 使晶体切变需切应力τ，用式τ=Gγ表示[3],其中G为切变弹性模 量，γ为切应变，单位是弧度。 K-S晶体学模型，γ-Fe→α马氏体（0%C）时，两次切变消耗 的功相加，即切变总能量Nk= 320×103J/mol-1。 西山晶体学切变模型的切变，需切变能量Nx=208×103J/mol1。 G-T晶体学模型，两次切变共需切变能NG=248×103J/mol-1。 上述各切变模型，在完成1或2次切变后，消耗了巨大的切变能。 遗憾的是切变后均没有得到实际的马氏体晶格，仍需进行晶格 参数调整，才能与实际的马氏体晶格参数相同。这实际上还需 要原子再移动，再耗能，在已经消耗切变能量基础上还需要追 加晶格参数调整的能量。这些切变模型只是考虑将面心立方变 成体心结构，而没有考虑热力学条件。
晶界和孪晶界形核 。
Fe-1.2C马氏体 OM
1Cr13 马氏体,TEM
3.5 马氏体晶核的长大
按照切变机制，需要进行1～2次切变＋晶格参数调 整。新机制认为无需切变，直接实现fcc→bcc晶格 重构。先共析铁素体的析出，共析分解，贝氏体铁 素体的形成等都不是切变过程。省掉切变过程，马 氏体相变更省能。 在面心立方晶胞中和体心立方中分别选取菱形，按 照表2进行晶格参数的调整即可形成马氏体晶核。 在此过程中，每一个原子的位移矢量不等，但均远 小于一个原子间距。

奥氏体→先共析铁素体， fcc →bcc 奥氏体→珠光体中的铁素体， fcc →bcc 奥氏体 →BF, fcc →bcc 奥氏体→WF fcc →bcc 这些相变中晶格重构过程中都不需切变，而是 以扩散方式或热激活方式完成fcc →bcc 的晶 格改组。因此奥氏体→M的相变未必需要切变 过程。
相变体积不均匀膨胀是浮凸的根本原因
试样表面上的过冷奥氏体转变为珠光体、贝氏体、 马氏体时，由于各相比容不同，形成有先后，相变 体积不均匀膨胀造成浮凸。 根据实测珠光体团尺寸、贝氏体铁素体片条、马氏 体片长度，代入奥氏体→珠光体、奥氏体→贝氏体、 奥氏体→马氏体时的线膨胀率，计算膨胀值得20300nm，与STM浮凸实测值相吻合，说明浮凸是新相 体积膨胀的结果。
2.马氏体相变晶体学模型的缺憾



1930年开始提出马氏体切变模型，到70年代，共提出8种切 变模型，其致命缺点是与实际不完全符合，与钢中的马氏体 相变基本上不符。 Γ.Β.库尔久莫夫和G.萨克斯(Sacks)于1930年K-S切变晶体学 模型。1934年,西山测得（34~37）%Ni-Fe合金马氏体相变 时存在西山关系，设计了西山切变模型，这两个模型都使奥 氏体变成了体心结构，并满足其位向关系。但按照这些模型， 惯习面与实际不符，此外这些模型均不能产生高密度位错和 精细孪晶。经过1~2次切变后，实际上只是得到体心结构， 但是晶格参数并非实际的马氏体晶格，还要通过原子的位移 来调整，这必然还要能量。因此K-S模型、西山模型均与实 际不符。 G-T模型的两次切变后，并没有完全达到实际晶体要求，为 了满足晶体学要求，仍需做晶格参数的调整。与该合金的惯 习面不符，也与小于1.4%C钢中马氏体的惯习面不符。



“W-L-R理论”；“B-M理论”。该学说将Bain模型和切变模型组合起来， 并以矩阵式F=RBS描述[6]。现查明表面浮凸主要是新相比容增大所致； 将形状应变（表面浮凸）F用RBS三因素的组合来描述，这个计算式的 物理模型是错误的，因而其计算结果与绝大多数合金和钢的相变实际不 相符合是理所当然的。 学者们位向关系设计的一系列切变模型。这些模型虽然满足了各自的位 向关系，但是难以解释更多的试验现象。其实位向关系只反映母相和新 相之间的点阵对应关系，只要存在某种对应关系，则母相和新相之间必 然存在晶体学位向关系。但是，这种晶体学对应关系通常是宏观的，它 不反映母相和新相之间的界面上的真实结构和其演化过程，也不能反映 原子的迁移方式。至今已经发现在马氏体、贝氏体、珠光体、魏氏组织 中均存在K-S关系，但是这些相变具有完全不同的相变机制，原子的移 动方式均不相同。 到70年代科学工作者不断提出或改进切变模型，诸如Bogers-Burgers双 切变模型；范性协作模型等模型。除了Bain应变模型外，其余均为切变 模型或以切变模型为基础的改进型模型，共提出8种切变模型，遗憾的 是所有的切变模型均不能与实际完全符合，尤其是对于钢中的马氏体相 变基本上不符合。实践是检验真理的唯一标准。这是切变机制的第2大 误区。
谢谢！
1.2切变应变能过大



切变过程使晶体中造成的应变能Wε，Aaronson等采用下列 方程进行计算，Aaronson等计算得出切变应变能约为 Wε=1400J·mol-1（350℃）。 应用Aaronson等式算得45Cr钢（Ms=360℃）350℃时转变 为板条状马氏体的切变应变能Wε=1468J·mol-1。对于高碳 凸透镜状马氏体,算得Wε=7340J·mol-1，显然切变造成的应 变能太大了。 依据文献[6]，马氏体相变如果以切变方式进行则遇到的相变 阻力包括：（1）切变应变能；（2）相变产生了极高密度的 位错、层错、精细孪晶，这些晶体缺陷都有储存能；（3） 过冷奥氏体转变为马氏体时，由于比容增大而增加的体积膨 胀能等等，这些都是相变阻力。算得相变的总阻力W=2335 （J· mol-1