马氏体切变机制的误区和新机制

3.4马氏体的形核 马氏体的形核
马氏体形核一般在晶粒内部形成，也可以在 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。
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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： 我们的试验证明：划痕不 连续，有直线，也有曲 连续，有直线， 非折线，并且断裂。 线，非折线，并且断裂。
1.3马氏体相变驱动力不足以完成切变过程 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， Nk=320 103J/mol-1 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。
奥氏体→先共析铁素体， fcc →bcc 奥氏体 先共析铁素体， 先共析铁素体 奥氏体→珠光体中的铁素体 珠光体中的铁素体， 奥氏体 珠光体中的铁素体， fcc →bcc fcc →bcc 奥氏体 →BF, 奥氏体→WF fcc →bcc 这些相变中晶格重构过程中都不需切变， 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 以扩散方式或热激活方式完成 格改组。因此奥氏体→M的相变未必需要切变 格改组。因此奥氏体 的相变未必需要切变 过程。 过程。
3.对表面浮凸的错误认识是导致切变机制误区的根源 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。
T8钢 60Si2Mn钢 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
2Cr13钢的板条状马氏体浮凸 STM 2Cr13钢的板条状马氏体浮凸
图2
Fe-15Ni-0.6C合金的片状马氏体浮凸 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 浮凸形貌；（b ；（ 置的浮凸高度剖面线
20世纪前叶，认为马氏体的表面浮凸是切变造成的， 20世纪前叶，认为马氏体的表面浮凸是切变造成的， 世纪前叶 将表面浮凸形貌描绘为N 将表面浮凸形貌描绘为N型，并作为马氏体相变切 变机制的试验依据。 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、 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， 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 所有板条状马氏体表面浮凸均为帐篷型（∧），Fe Ni－ 合金｛259｝ －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。 为帐篷型（ ）。不具备切变特征。 不具备切变特征
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学术讲座
马氏体相变切变机制的误区和新 机制研究
刘宗昌
1.马氏体相变驱动力不足以完成切变过程 1.马氏体相变驱动力不足以完成切变过程
产生马氏体片的部位，浮凸呈现帐篷形（∧），只有 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。 鼓出，没有下陷，说明是体积膨胀的结果。
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3.1表面浮凸呈帐篷形 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 切变机制缺乏试验依据
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； 氏体相变晶体学切变模型与实际不符；切变 消耗能量过大， 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。 阻力。切变机制基本上不能解释试验现象。 80年来修改完善仍然不成功 故应摒弃。 年来修改完善仍然不成功， 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。 破旧立新、推陈出新，势在必行。
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、 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， 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。 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、 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、 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20 20奥氏体→马氏体时的线膨胀率，计算膨胀值得20300nm， STM浮凸实测值相吻合 浮凸实测值相吻合， 300nm，与STM浮凸实测值相吻合，说明浮凸是新相 体积膨胀的结果。 体积膨胀的结果。
1.2切变应变能过大 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
1.1切变过程消耗的功 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。
2.马氏体相变晶体学模型的缺憾 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。
如果是切变，呈N型，则鼓出量和下陷量 如果是切变， 应当相等。图（b）不正确。 应当相等。 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。