固态相变-第三章

四. 位向关系及惯习面 惯习面：与新相主平面或主轴平行的旧相晶面 位向关系：新相、旧相某些低指数晶面、晶向的对应平行关 系。 （1） 相变时，整体相互移动一段距离，相邻原子的相对位 置无变化，做小于一个原子间距位置的位移，因此A与M保 持一定的严格的晶体学位向关系. （2）不变平面又称为惯习面，马氏体即在此平面上形成， 如中脊面. 五. 马氏体转变的可逆性 由M→A的转变称为马氏体的逆转变，逆转变开始的温度称 为As,结束的温度称为Af.
(2) 位向关系 (a) K-S关系 1930年，库尔鸠莫夫与Sachs在1.4%C的碳钢中发现，M与 A有下述关系: {110}M //{111}A ； <111> M //<110> A
ZMZA
[-1-11]M
[-101]A
YA
xM
xA
(101)M
Y (1-11)A M
贝茵模型
(b) 西山关系 1934年，西山在铁镍合金中发现，在室温以上形成的M与
1926-1927年, Fink Campbell用X射线结构分析方法测得钢 中的马氏体是体心正方结构，马氏体中的固溶碳即原奥氏体 中的固溶碳——马氏体就是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶 体。开创了马氏体相变研究的先河。 1924年，Bain切变模型 1929年，周志宏发现马氏体也可以是bcc结构，不是过饱和 固溶体。 1930年，Kurdjumov和Sacks测得马氏体与母相奥氏体保持 K-S关系；提出 K-S切变模型。 1934年，西山关系。 1948年， Kurdjumov提出马氏体相变也是形核－长大的过 程，但不发生组元扩散的切变相变。
A之间存在K-S关系，而在-70℃以下形成的M与A呈下列
关系: {110}M // {111}A ； <110>M // <112>A 。 (c) G-T关系 1949年，Grenigen与Troiano 在Fe-Ni-C合金中发现，M 与A的位向接近K-S关系，但略有偏差，其中晶面差1度， 晶向差2度，称为G-T关系。
干将、莫邪
春秋吴国人
锋利的宝剑的代称
采五山六合 金铁之精 莫邪投炉，金铁即融
进出圣水圣火
春秋战国时代冶金技术高超
第三章 马氏体相变
Martensitic Transformation
前 言 淬火能提高钢的硬度的本质还并不清楚 淬火后的 十九世纪末期 组织？ 钢在加热与冷却过程中，内部相组成发生了变化， 引起了钢性能的改变。 1895年，为了纪念著名的德国冶金学家Adolph Martens，法国著名冶金学家Osmond建议: 将钢经淬火所得的高硬度相称为马氏体；将母相 向马氏体转变的相变统称为马氏体相变。
第三节 马氏体的组织形态P119
一 马氏体的形态
1.板条马氏体
板条群: A,B,C,D
同位向束由若干个平行 板条组成，每个板条为 一个马氏体单晶
0.5×5.0×20 μm
板条群可由一
由若干个尺寸大致相同的 板条在空间位向大致平行 排列组成;3~5个板条群。 稠密的M板条多被连续的高度 变形的残余奥氏体薄膜 （20 μm厚度）隔开，该薄膜 碳含量较高，在室温下稳定。
第二节马氏体转变的晶体学
一. 马氏体的晶体结构 奥氏体具有面心立方点阵，溶入的碳原子位于铁原子所组成 的正八面体中心，即:
M转变时,面心立方的A通过切变转变为体心立方的α-Fe
二. 马氏体转变的贝茵模型 由Bain于1924年提出，此模型便于说明点阵的改组。
a＝b＝c，体心立方
a＝b≠c，体心正方，碳过饱和固溶
影响M形态及其内部亚结构的因素 1.化学成分 奥氏体中碳含量的影响最为重要，在碳钢中，当C含量: C<0.3%时，生成板条M，亚结构为位错； C>1.0%时，生成片状M，亚结构为孪晶； C为0.31.0%时，生成混合型组织(片状+板条)。 2.形成温度 MS点高的A，冷却后形成板条M，亚结构为位错; MS点低的A，冷却后形成片状M，亚结构为孪晶; MS点不高不低的A，冷却后形成混合型组织(片状+板条M)， 亚结构为位错+孪晶.
● 当C含量 < 0.6%时，惯习面为{111}A; ● 当C含量处于0.6%1.4%时，惯习面为{225}A; ● 当C含量处于1.4%2.0%时，惯习面为{259}A 。 惯习面也可因马氏体形成温度而变化. 对于C量较高 的钢，先形成的M的惯习面为{225}A ，后形成的M 的惯习面为{259}A 。
三. 马氏体的异常正方度 c/a =1 + γρ 有些钢的马氏体的正方度偏离式(3-1)的数值，测试表明， 是由于C原子在间隙点阵中的有序与无序分布造成的. 当碳含量小于0.2%时，C原子偏聚于马氏体的位错线 Z位置 或是均匀地分布在X、Y和Z三个位置上，即处于完全 X位置
无序状态； C原子的存在虽然引起点阵常数的增加，
第四节 马氏体转变的热力学 一. 马氏体转变的热力学条件 马氏体和奥氏体的自由能均随温度上升而下降，到 T0 温度 时二者相等(如图). 与加热转变不同，当 A 被过冷到略低于 T0 时，M转变并不发生, 必须过冷到T0以下某一温度MS时， 才会发生M转变。
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T0 —A自由能与M自由能 相等的温度 MS —M开始转变温度，即 达到可提供马氏体相变所 需的最小驱动力的温度 Mf —M连续转变的最低温 度点.
化学驱动力
n T1
二. M转变的驱动力 当A具有一般大小的晶粒度，完全A化后，马氏体相变的驱动 力为: ΔG =-ΔGV +Vφ +ΣГ 其中，ΔGV为M相变时化学驱动力，即二相自由能差 ΔGA→M; Vφ表征进行不变平面切变时, 改变晶体结构及形 状的能量及马氏体邻近基体进行形变的切变能量. 其中，V 表示M(或A)克原子体积;φ为切变角; 为强度; ΣГ 为M相变 时造成的位错应变能、孪晶界面能、层错能及磁场能之和. 当 ΔG ≤0 时，即化学驱动力 ΔGV 大于等于阻力(后二项之 和)时，M相变可发生.
?
近年来，一些实验和计算结果对上述观点提出了疑问: a) 1979年，Thomas以高分辨率电子显微镜发现:在含碳 0.27%的碳钢中，条间奥氏体内含C量达0.4%1.04%,远远大 于钢的平均含碳量， 说明碳原子有可能从马氏体扩散到奥氏 体，与多数实验测定的结果不同. 1981年，再以场离子电镜和原子探针给予证实 b) 上海交大徐祖耀计算出马氏体内C原子扩散需时间为 7.3×10-310-7s，而条状M形成时间为10-3-10-6s，比较两者 时间, 说明扩散跟得上马氏体转变的速度，即转变时可能有 扩散发生.
T0、MS 和Mf 与碳含量的关系见图。 在T0和MS 之间，随着温度下降马氏体相变驱动力增大，到MS 点， 相变化学驱动力＝ ΔGγ→α‘，可以发生M相变。而形变所提供的能 量为机械驱动力，ab线代表化学驱动力上叠加的机械驱动力。在T1 温度，化学驱动力mn此时提供pm线段的机械驱动力。 即，pm＋mn＝ ΔGγ→α‘。在P点以左，二者之和大于ΔGγ→α‘ 塑性变形可以诱发马氏体相变，Md称为形变诱发马氏体温度(T1)。
种同位向束组成
20~35μm
同位向束,马氏体块 板条群又可以分为
几个平行的区域
板条M的亚结构为位错密度高达(0.30.9)×1012/cm2，故称 位错M.
2. 透镜片状马氏体(简称片状M) 出现于中、高碳钢中. 立体外形呈双凸透镜状，断面为针状 或竹叶状. 马氏体相变时，第一片分割奥氏体晶粒，以后的 马氏体片愈来愈小。 M形成温度高时，惯习面为{225}A，符合K-S关系; 形成温度 低时，惯习面为{259} A ，符合西山关系. 片状M的亚结构为{112}M的孪晶.
但不会改变正方度， c/a 接近1。 Y位置
当大于80%的C原子位于Z位置时，测试得到的正方度要高 于公式给出的数值，称为异常高；反之，称为异常低；当 80%的C原子位于Z位置，剩下的C原子均匀分布在X、Y 二个位置时，才会出现正常的正方度。
四. 惯习面与位向关系
(1) 惯习面
马氏体转变的不变平面，总是平行或接近A的某一晶面， 并随A中含碳量及马氏体形成温度而变化.
• 思考: • 钢铁材料中观察不到马氏体逆转变的原因.
因为Fe－C合金中的马氏体是碳溶于α-Fe形成的过饱 和固溶体，极不稳定，加热时极易析出碳化物而发生 分解，马氏体被加热到高温以前就已经分解了，因此， 也就观察不到由马氏体向奥氏体的逆转变。
有科学家以5000℃/S的速度加热进行研究，观察到了 含碳马氏体的逆转变。
C含量对c，a的影响可见式(3-1). c =α0+αρ a =α0-βρ c/a =1 + γρ 式中: α0= 0.2861 nm (α-Fe点阵参数); α = 0.116±0.002; β = 0.013±0.002; γ = 0.046±0.001; ρ—马氏体碳含量(重量%).
(3-1a) (3-1b) (3-1c)
Mf
Ms
二. 无扩散性 实验测定出母相与新相成分一致. 在钢中，曾测出奥氏体的含碳量＝马氏体含碳量，转变前后 碳含量没有变化。而且，马氏体形成速度极快, 一片马氏体 在 5×10-55×10-7秒内生成. 即使在-20-196℃以下也是同 样快速，而C原子在-60℃以上才能进行有效扩散，此温度远 高于相变温度的下限-196℃，故转变时不会有扩散发生.
1949年，Greniger，Troiano提出马氏体相变是无扩散切变 相变，无需形核和长大过程；提出马氏体转变的G-T关系； G-T切变模型。 1950年，Morris Cohen开始倡议马氏体相变热力学研究，一 直延续至二十世纪80年代。 1960年，Kelly等人，透射电镜观察将马氏体的形态区分为 高碳型的透镜状（片状和针状）以及低碳型的条状——为马 氏体形态学奠定了基础。 1964年，Wayman，“马氏体相变晶体学导论”阐述了晶体 学 表象理论，较好地解释了马氏体转变晶体学机制。 目前主要方向：①建立马氏体相变热力学和动力学模型，进行 组织形态的计算机模拟 ②建立马氏体晶体学、能量学的统一 模型 ③纳米晶体的马氏体相变
虽然这二个结果不足以推翻过去的马氏体相变无扩散的结 论，但至少表明尚存有不同的观点. 马氏体相变不是“完全”无扩散过程，间隙原子（离子）可 能扩散，这种扩散并不是马氏体相变的主要或必需的过程 徐提出了一个对M简单的定义“替换（置换）原子无扩散切 变 （原子沿相界面做协作运动），使其形状改变的相变”
三. 影响钢的MS因素 1. 碳含量 当C%<0.6%：C%↑，MS↓↓，Mf↓↓； 当C%>0.6%，Mf<0 ℃：C%↑，MS↓，Mf↓； 原因: C%↑，使A的强度↑，相变阻力↑，切变困难， MS ↓. 2. 加热温度和保温时间 加热温度↑，保温时间↑， MS ↑。 原因: 与A晶粒长大，缺陷减少及A均匀化有关.
三. 马氏体转变的切变共格和表面浮突 预先磨光表面的试样, 在马氏体相变后表面产生突起， 这种现象称之为表面浮突现象。
相界面 中脊面
宏观现象表明，M相变为切变 在上述相变时，相界面宏观上不转动，也不变形，所以 相界面称为不变平面; 当相界面为不变平面时，界面上原 子既属于新相，又属于母相，这种界面称为共格界面. 不变平面也可以不是相界面，为中脊面.
第一节 马氏体(M)相变的主要特征
一. 马氏体转变的非恒温性 奥氏体以大于某一临界速度V的临界速度冷却到某一温 度，不需孕育，转变立即发生. 并且以极大速度进行，但很 快停止. 这一温度称为马氏体转变开始温度，用Ms代表. 马氏体转变在不断降温的 条件下才能进行. 马氏体 转变量是温度的函数，与 等温时间无关(如图所示).
图中a,b,c为体心正方点阵的 点阵常数, a0为面心立方点阵 M A 的点阵常数，则有: a = b = 0.5(2)1/2 a0 , c = a0 , c/a = c/b = a0 /[0.5(2)1/2a0 ]= 21/2=
1.414 .
实验验证：T10钢中，c/a = 1.04 若将Z轴压缩18%，该方向 a0 - 18% a0 = 0.82 a0 若将 X’ 轴或 Y’ 轴伸长12%，该方向 [0.5(2)1/2 a0 ] + [0.5(2)1/2a0 ]12% = [0.5(2)1/2 a0 ]112% = 0.79196 a0 则变形后的 c/a = 0.82/0.79196 =1.035 , 与T10钢的 c/a接近. 这样就说明了点阵的改组.