单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,4,5,马氏体转变的动力学,转变动力学：形核率和长大速度所决定。,M,为非扩散型转变，长大速度很快：,M,一旦形核便很快,长大，形核率,控制因素。,1,M,转变的形核,关于,M,转变的形核问题，即,M,的核究竟是怎样形成的出,现许多假说，但均不够完善。其困难在于如何解释,M,转变,时为什么在少数情况下可以与其它转变一样恒温形核外，,大部分合金必须不断降温才能形核以及为什么降温形核不,需要孕育期，到温即可瞬时形成,1,）热形核说,经典的形核理论：,M,转变,单元素的同素异构,转变，形核率决定于形成临界尺寸核胚的激活能即,形核功,G*,和原子从母相转入新相所需克服的能垒,即核胚长大激活能,Q,。按照这一理论，形核功,G*,来,源于热起伏，核胚的长大是靠原子一个个地从母相,转入新相来实现的。但由该理论计算出,Fe-30Ni,合,金于,Ms,点（,233K,）时形成临界尺寸核胚的,G*,5.410,8,J/mol,。,It is impossible!,2,缺陷形核,实验发现：,M,的核胚在合金中并非均匀分布，而,是在其中一些有利的位置优先形成。结构不均匀的,区域，如位错、层错等晶体缺陷，晶界、亚晶界或,由夹杂物造成的内表面以及由于晶体成长或塑性形,变所造成的畸变区等。从能量的观点看，是由于上,述区域具有较高的自由焓，因而可作为,M,的核胚。,用直径,10,100m,的,Fe-Ni-C,合金粉末，,经,A,化后淬火,到低温时发现粉末愈细，,Ms,点愈低,；另外还得出，直径,相同的,粉末的,Ms,点也不同，有的高有的低,。这一实事表,明，形核是不均匀的，在有的粉末里可以形核，而在有的,粉末里则不能，,粉末直径愈大，能够形核的部位愈多,。,Cu-Fe,合金中析出的大块富铁,相在冷却时可以转变为,M,，但直,径为,20,130nm,的细小的共格铁,沉淀相在任何温度下均保持面心,立方结构而不转变为,M,，只是在,形变以后才会转变为,M,。这表明，,只有当,A,中存在位错等某些缺陷,时，,M,核才能形成。,在晶体缺陷部位形核只能说明形核的不均匀性，但还不,能解释降温瞬时形核。,在晶内缺陷部位形核可以提供一部,分能量,G,D,作为形核驱动力。但在低温下，,即或增加了这,部分能量也难以形成,M,的核,。为了说明降温瞬时形核，提,出了,核胚冻结理论,：,在,A,中已经预先具有,M,结构的微区，这些微区是在高温,下,A,中的某些与各种缺陷有关的有利位置，通过能量起伏,及结构起伏形成的。这些微区随温度降低而被冻结到低,温。,在没有成为可以长大成,M,的晶核以前,核胚。,从高温冻结下来的核胚有大有小。冷却到的温度越低，,过冷度越大，临界晶核就越小。当,A,被过冷至某一温度，,尺寸大于该温度下的临界晶核尺寸的核胚就能成为晶核，,长成一片或一条,M,。当大于临界尺寸的核胚消耗殆尽时，,转变也就停止，只有进一步降低温度才能使更小的核胚成,为晶核而长成,M,。这就解释了,M,转变的降温瞬时形核。在,等温过程中，某些尺寸小于该温度下的临界晶核尺寸的核,胚，有可能通过热激活而使核胚的尺寸长大到临界晶核尺,寸，因为是从已有的核胚增大到临界尺寸，故所需的形核,功不大，在低温下还是可能的。,用薄膜透射技术已在,Fe-Ni,合金中观察到了由高温冻结下来的核,胚。电子衍射分析表明在薄膜透射像中观察到的片状斑点具有,M,结,构，且斑点的大小不等。,但也有人认为所观察到的不是,M,核胚。,目前还不清楚的是，,A,中核胚究竟是怎样形成的，以及为什么有,些合金中的核胚可以通过热激活长大成晶核，因而出现等温,M,转,变，而另外一些合金则不能，只有降温形核而无等温形核。,3,）马氏体核胚模型,关于核胚的结构模型到目前为止也还未完全弄清。一个完善的核,胚结构模型必须能阐明所观察的惯习面以及,A,与,M,之间的位向关,系。到目前为止已经提出了多种核胚结构模型，但都不完善。,K,D,模型,惯习面为,225,，界面两侧,保持,K,S,关系。该模型设想,M,核胚为薄,圆片状，在,225,界面上每隔六个,111,或,110,面有一个平行于,的螺型位错。在一侧界面为左螺型位错，,另一侧界面为右螺型位错。在顶端则为,正负刃型位错，与螺位错组成位错圈。,位错圈的扩展使核胚在,及,225,方向长大。在,55 ,方向上长大则需形,成新的位错圈。当,M,与母相化学自由焓,差足以补偿位错圈扩张及形成新位错圈,所增加的界面能、弹性能以及使点阵切变,所需的能量时，位错圈就急剧扩张长成,M,。,4,）,自促发形核,将,0.5C-25Ni,钢单晶,A,化后的试样,一端冷至,Ms,点（,77,），使其发生,M,转变，随,后立即停止冷却，使试样温度回升至室温，这时发,现试样上的温度高于,Ms,点,58,（,19,）的部位,也发生了,M,转变。,可见，在,A,中已存在,M,时能促发,未转变的母相形核。,据此，提出了,M,转变的自促发,形核模型。自促发形核实际上是因已形成的,M,使其,周围,A,发生协作形变而产生位错，从而促成了,M,核,胚所致。,2,马氏体转变动力学的类型,M,转变动力学类型大体上可以分为四类：降温转变，等,温转变，爆发转变和表面转变。,1,）降温瞬时形核、瞬时长大,这类转变的特点是：,（,1,）当,A,被过冷到,M,s,点以下时，必须不断降温，,M,核才,能不断形成，且核的形成速度极快,降温瞬时形核。,（,2,）核形成后的长大速度极快，在,196,下仍能以,10,5,cm/s,的速度长大。一个,M,核只需,10,4,10,7,s,就可长,成一个,M,单晶,M,长大所需的激活能极小。,（,3,）一个,M,单晶长大到一定尺寸大小后就不再长大，,M,转变的继续进行不是依靠已有,M,单晶的进一步长大，而是,依靠进一步降温，形成新的,M,核，长成新的,M,。,降温,M,的转变量仅取决于冷却到的温度,t,q,，而与,在该温度下的停留时间无关，而不是等温时间的函,数。实验证明，对于,Ms,点高于,100,的钢来说，转,变量与温度的函数关系均极为相近。,M,转变体积分,数,f,与冷却到的温度,t,q,之间的关系为：,f,1,6.95610,5,455-(Ms-t,q,),5.32,这是一个经验公式,2,）等温形核、瞬时长大,这类,M,转变的主要特点是,M,的核可以等温形成，,核的形成有孕育期，形核率随过冷度增加，先增后,减，符合一般热激活形核规律。核形成后的长大速,度极快，且长大到一定尺寸也不再长大，故这类,转变的转变体积分,数,f,同样随等温时间,的延长而增加。,M,等温转变动力学曲,线与其它转变的动,力学曲线相似。,等温,M,转变与,P,转变一样，也可以被快冷所抑制。,当冷速大于某一临界值时，,A,可以被过冷到液氮,温度而不发生,M,转变。,提高合金元素含量也可使,C,曲线右移，临界冷速减少,。等温,M,转变的一个重要,特征是转变不能进行终了，只能是一部分,A,可以等,温转变为,M,。这,是因为已形成的,M,使未转变的,A,发,生了稳定化。,等温转变,M,最初在,Mn-Cu,钢中被发现，以后,Fe-Ni-Mn,以及,Fe-Ni-Cr,等合金中也观察到了这种现象。,3,）自触发形核、瞬时长大,Ms,点低于,0,的,Fe-Ni,Fe-Ni-C,等合金的,A,被过冷到,Ms,点以下时将,形成惯习面为,225,的透镜片状,M,。当第一片,M,形成时，有可能激,发出大量,M,而引起所谓爆发式转变。该转变往往伴有响声，并释放,出大量的相变潜热，使试样温度升高。用,M,B,代表爆发式转变时的,温度。计算得出一片,225,M,形成时，可以在其周围的其它的,225,面上造成很高的应力，从而促发新的,225,M,的形成，片,的排列呈,Z,字形。爆发转变量决定,于合金化学成分，最高可达,70,，爆发转变停止后，为使,M,转,变得以继续进行，必须继续降温。,爆发转变时,M,的长大速度极快，,M,片中脊长大速度约,210,5,cm/s,，且与温度无关，而片的侧面长大,速度比中脊低一个数量级，长成一片,M,约需,10,6,s,。一次爆发约需,10,4,10,3,s,。,4,）表面马氏体,在稍高于,M,s,温度下等温，往往会在试样表面形成,M,。如将其磨,去，则试样内部仍是,A,，故称为表面,M,。表面,M,的形成也是一种等温,转变，但与等温形核、瞬时长大的等温转变不同。表面转变的形核,也需孕育期，但长大速度极慢，且惯习面不是,225,，而是,112,位向关系为,N,关系，形态呈条状。表面,M,的形成是因为表面,形成,M,时可以不受三向压应力的阻碍，而在内部形成,M,时，将由于,M,的比容大于周围的,A,而造成三向压应力，使,M,转变难以形成，故表,面,M,的,Ms,点要比内部的高。,3,奥氏体稳定化,A,稳定化是,M,转变动力学中的一个特殊问题。,A,稳定化是,指,A,在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化,而使,A,向,M,的转变呈现迟滞的现象。由于奥氏体的稳定化,将使冷却至室温的残余,A,量增多从而使硬度降低或使零件,在使用过程中从几何尺寸发生不稳定，因为在使用过程中,会因残余,A,的转变而使体积增大。但另一方面，残余,A,的,增多也还有可能使抗接触疲劳能力增强，减少淬火中的变,形开裂倾向。,1,）热稳定化,钢,A,化后在冷却过程中由于中途停留或减缓冷速，使,A,向,M,转变迟,滞的现象称为,A,热稳定化。即冷却暂时中断提高了,A,的稳定性，降低,了,A,在随后冷却过程中转变为,M,的能力，在继续冷却过程中转变并,不立即恢复，而要滞后一段温度,转变才继续进行。冷却到室温的,残余,A,量也增多。,A,热稳定化的程度可以用滞后温度,以及残余,A,增,量,来表示。,热稳定化有一温度上限，以,M,c,表示，只有在,M,c,点以下温度停留或,缓冷才会引起热稳定化。,影响热稳定化的主要因素：停留温度和时间；已形成的,M,量愈多，最大稳定化程度也愈高；合金元素对热,稳定化也有影响，碳化物形成元素促进热稳定化，而非碳,化物形成元素影响不大。热稳定化的机制有几种，但比较,一致的是认为，热稳定化是由碳、氮原子在停留过程中进,入位错界面（即,M,核胚与,A,的界面）偏聚，形成,Cottrell,气,团，阻碍了晶胚的长大，同时使,A,强化，使,M,转变的切变,阻力增大，引起,A,热稳定化。,热稳定化使钢的硬度降低，在使用中引起尺寸不稳定，,因此在生产中往往需要消除,A,稳定化。也就是所谓的反稳,定化,即将热稳定化后的,A,加热至,M,c,以上温度，使碳、氮,原子从位错线“蒸发”，使,A,热稳定化减弱或消失。,2,机械稳定化,在,M,d,点以上对,A,进行塑性变形，当形变量足够大时，可以引起,A,稳,定性的提高，使随后冷却时的,M,转变难以进行，,M,s,点降低，残余,A,量增多,A,机械稳定化。,低于,M,d,点的塑性变形，可以诱发,M,转,变，但也使未转变的,A,变得稳定，,使得未转变的,A,产生机械稳定,化。另外，,M,转变所引起的相硬化,也能引起,A,的机械稳定化。少量,塑性变形对,M,转变起促进作用，而,大量塑性变形则对,M,转变有抑制作,用,.,形变温度愈高，塑性形变量越大，,对,A,稳定化的影响愈大。,塑性变形对,M,转变之所以会产生两种完全相反的,效应，其原因是在于形变在母相中造成不同的缺陷,组态。当小量变形时，往往使,A,中层错增加，同时,在晶界和孪晶界处因生成位错网和胞状结构而出现,更多的应力集中部位。这些缺陷组态有利于,M,的形,核；但当形变度较大时，,A,中将形成大量高密度位,错区和亚晶界，使母相强化，从而引起,A,稳定化。,4,6,马氏体的转变机制,关于,M,转变问题，有些已经比较清楚，如,M,转变,与一般固态转变一样：,转变的驱动力是母相,A,与新相,M,的自由焓差；,M,转变是在原子已不能扩散的低温下发生的，是,无扩散转变，转变前