4.6马氏体的形核及长大

1.2．应变核胚模型
该模型认为在母相高 应变场中可以形成马氏 体核胚。在母相的应变 场中形成马氏体核胚时， 核胚的长大使缺陷的弹 性自由焓ΔGD下降，因 此形核过程使体系总的 自由焓ΔGT下降，当 ΔGT< 0 时,就能形核, 而不需要超越形核的能 垒,形核的激活能很小。
应变形核时自由焓的变化
该观点不符合实际，加热奥氏体中 不可能存在高应变区。
六方相的三维长大
在相变点以下，相变驱动力作用于（111）面上，使


两个不全位错α 和β 围绕极轴位错作反方向的扫动， 扫过的区域则将面心立方相不断地转变为六方相， 最终完成六方相的三维长大。 极轴机制需要有六方相及极轴位错存在，此位错通 过六方相和邻近面心立方区是不可动的。因此，上 述位错组态完成转变当有实际困难。 需要有六方相存在，而奥氏体中没有hcp结构相。因 此极轴机制不符合实际。
4.6马氏体的形核及长大
1．以往的形核学说
1.1晶核的位错圈模型
该假说设想马氏体核胚预先存 在于母相中，核胚为扁球状，它 与母相的交界面是位错圈，即一 系列位错圈围绕而成的扁球状核 胚。如图所示。以作中脊面的扁 平状位错胞（2r，2c）法向的两 侧面规则地分布弗兰克位错每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 成刃型位错。这就是K-D位错胞 模型。
新旧相的共格界面结构示意图 （a）切变半共格界面； （b）膨胀半共格界面
4.马氏体临界晶核和形核功
在奥氏体界面上形核时
ΔGA—晶核中每个原子的自由焓变化，恒为负值， Uv—晶核中单位体积应变能，为相变阻力； —晶核表面能， h—马氏体晶核的边长，6h2为晶核表面积；h3为晶核体积； Vp—为Fe的克原子体积。 —— 奥氏体的晶界能 。
超高碳马氏体形貌
Fe-32Ni合金马氏体形貌
7．结论




（1）对于钢铁材料马氏体相变时形核的观察表明， 马氏体晶核在奥氏体晶界、相界面、位错、孪晶界等 缺陷处形核，符合相变形核的一般规律。 （2）奥氏体转变为马氏体是在缺陷处依靠结构涨落、 能量涨落形核，是晶格改组、重构的过程，切变机制 不能解释马氏体在晶界、相界面处形核长大的现象。 （3）依据马氏体形核时的能量变化规律，导出马氏 体晶核的临界尺寸和形核功的计算方程。并且具体计 算了钢中马氏体晶核的临界尺寸和形核功。计算结果 为：马氏体临界晶核尺寸约为7～20nm，形核功约为 200～600 J· mol-1。临界晶核尺寸和形核功的计算值 是合理的。
层错自发形核机制。
设想在面心立方母相中，位错分解形成Shockley 不全位错，不全位错的边缘是层错，这些层错在每隔 两层密排面上运动，当尺寸达到临界值时，就是马氏 体晶核。
可滑动界面的移动
依靠界面位错的滑移而长大
实际晶体中有堆垛层错，层错的边缘有位错， 如图，每隔二层密排面就有一个Shockley位错，一 系列Shockley位错组成界面，界面左侧为fcc点阵， 右侧为hcp点阵。因为Shockley位错可以沿（111）γ 面上的[112]γ 方向滑动，由一系列Shockley位错组 成的界面为可滑动界面，位错的滑动而发生迁移， 这样的界面可滑动界面的移动结果将导致马氏体晶 核长大。 缺点是母相中不存在如此高的位错密度。
2．马氏体形核的新观察


以往偏重认为马氏体在晶内位错、层错处形核。 实验研究表明，马氏体形核位置不是仅仅在晶 内。而是优先在晶界形核。 形核位置可能与母相中存在的缺陷有关。这些 缺陷可能是位错、层错、晶界、相界面、孪晶 界、表面等。符合相变形核的一般规律。
马氏体相变的起点是结构上的涨落，晶体缺陷 有助于结构涨落的出现。

在位错上形核时
马氏体在位错线上形核示意图
5．临界晶核尺寸和形核功的计算
5.1晶界形核时：
4.2在晶内位错形核时
4.3 计算值的合理性



计算表明，钢中马氏体在晶界形核时，临界晶核尺 寸约为8～16nm；当在位错线上形核时，临界晶核尺 寸约为10～21nm。 临界晶核尺寸的计算值为8～21nm是合理的。通过观 察分析得知，珠光体的晶核尺度约为100nm左右,贝 氏体铁素体的晶核尺度约为2～20nm。 1972年田村今男等计算凸透镜片状马氏体的临界晶 核尺寸为半径r=49nm，厚度c=2.2nm。与此结果基本 上一致。
6.经典模型计算形核功的误区
1972年田村今男计算凸透镜片状马 氏体的形核功为W=5.4×108J/mol。 此值过大（比相变驱动力大5个数量 级），不可能实现！原因主要是作者以 切变能进行了计算。也没有考虑缺陷的 贡献。
马氏体晶核模型示意图 凸透镜片状马氏体 实际上不存在。因为垂 直于C切取必为圆形， 椭圆形。至今没发现。 说明马氏体不是凸透镜 状。 超高碳马氏体、 Fe-Ni合金马氏体的形 貌可能是长的扁针状。
1.3位错形核理论
位错周围的弹性应变区可能是 马氏体形核的部位。该观点符 合实际。
1.4、极轴机制三维长大 模型
极轴机制不 符合实际
六方相极轴形核
1 ÚæÄ¢½àæÚ»ö«»í¬ä×ϸ¿ª Ô Ã Ð Á ·Ï ´ Ô Ò ¸ È Î ´ £ Æ °Ê Ê Á Î 110 ¡ Õ Î ´ ½ ·É È Ï µ ·½ ·Ó £ £â»í«¢úçÂÄÖâ´¦º 2 a a a 110 ® 12 1+ 211 2 6 6
马氏体优先在界面上（晶界、相 界面、表面）形核
图4-51 Fe-15Ni-0.6C合金马氏体晶界形核（a） （SEM）和示意图（b）
非切变机制形核
马氏体片在界棱处形核，沿着奥氏体晶界向奥 氏体A1长大。由于A1、A2、A2三个晶粒位向不同， 马氏体片只向A1晶内长大。马氏体片若与A1晶粒保 持共格，则与A2、A3两个晶粒没有共格关系，那么 该马氏体片怎么能够共格切变长大的呢？ 以往认为“马氏体片以共格切变方式长大，一旦 共格破坏就停止长大”。显然此试验现象与切变机 制相矛盾，也即切变机制不能解释马氏体片沿着晶 界形核长大的问题。
3）表面马氏体的形核
图4-50 形成
18CrNiW钢试样表面上板条状马氏体的
3.马氏体相变的形核机制


涨落同样是马氏体相变的诱因。 Bain模型、K-S模型、西山模型等切变学说不是在有 涨落的前提下提出的，即忽略了涨落阶段。忽视涨 落作为相变机制的起点上是不可取的。 通过结构涨落、能量涨落的非线性相互作用，形成 马氏体晶核，然后晶核以原子集体协同位移方式长 大。
1.5．层错形核及长大模型

目前，层错形核已经公认为马氏体相变形核机制 中一种比较成熟的学说。对fcc® hcp、 fcc ® bcc、bcc ®fcc等马氏体相变都提出了层错 形核模型，但以fcc ® hcp马氏体相变层错形核机 制比较完善，但尚未得到统一的机制。 目前主要有可极轴模型和层错自发形核模型。
马氏体晶核优先在界面上形核，也在晶粒内部 形成。层错、孪晶界也可以作为形核的地点。
图4-47马氏体在孪晶界形核，
（a）Fe-30.8Ni合金[1]；
（b）Mn13钢的孪晶界面上形核长大
1） 马氏体优先在界面上形核。
2）马氏体在界面上、晶内均可形核。
理论计算得马 氏体临界晶核 尺寸为8～21nm， 马氏体形核功 约为（3～6） ×102J· mol-1。 符合实际情况。
马氏体形核K-D模型
位错胞核胚长大
位错圈的扩展使核胚在 1 1 0 和 225方向长大，在 55 4

方向长大则产生新的位错 圈。这样，位错圈的螺型 部分外向移动使得核胚加 厚，刃型部分的径向移动 使在尖端产生新的位错圈， 使核胚径向长大。
K-D学说的缺点：
1）K-D学说的核胚尚未获得直接的、有说服 力的实验证明 ，与实际不符。 2）在奥氏体中不可能存在如此高的位错密度。 因此K-D模型缺乏理论价值。