馬氏體轉變機制馬氏體轉變機制（一）馬氏體轉變的形核理論1、 經典形核理論自從發展了馬氏體的等溫轉變以后，人們便提出馬氏體轉變也是一個形核及核長大過程，并用經典相變理論來分析馬氏體轉變過程。按這種處理，馬氏體轉變可以被看作為單元系的同素異構轉變。根據經典相變理論，計算出Fe-30%Ni（原子百分比）合金，在MS點（233K）時的臨界晶核尺寸為，半徑rc=490?，中心厚度Cc=22?，臨界形核功為G=5.4x108J/mol。按經典形核理論，形核功是由系統能量起伏提供的，但是在如此低的溫度下要靠原子的熱運動來獲得這樣大的激活能是很困難的。另外按經典相變理論提出的馬氏體長大激活能為2510~4184J/mol，但實際上馬氏體長大的激活能很小，幾乎為零。因此，可以說用經典相變理論來處理馬氏體相變是不合適的。2、 馬氏體形核的位錯理論馬氏體核胚在合金中是不均勻分布的，而是在其中一些有利的位置上優先形核。試驗：把小顆粒（100pm以下）的Fe-Ni-C合金，奧氏體化后，淬火到馬氏體轉變溫度范圍內，觀察合金粒中馬氏體轉變的情況，結果如下圖所示。由此可見，合金的成核是很不均勻，在某些顆粒中有利于成核的位置很少，所以需要有更大的過冷度才能產生馬氏體。合金中有利于成核的位置是那些結構上的不均勻區域，如晶體缺陷、內表面（由夾雜物造成）以及由于晶體成長或塑性變形所造成的形變區等。這些〃畸變胚芽〃可以作為馬氏體的非均勻核心，通常稱之為馬氏體核胚。目前一般認為在奧氏體中已預先存在具有馬氏體結構的微區，這微區是在高溫下母相奧氏體中的某些與各種晶體缺陷有關的有利位置，通過能量起伏及結構起伏形成的。這些微區隨溫度降低而被凍結到低溫。從高溫凍結下來的馬氏體核胚有大有小，尺寸各不相同。在馬氏體降溫轉變過程中，在不同的溫度，就有不同尺寸的馬氏體核胚可以達到臨界晶核尺寸，這部分馬氏體就會迅速長大，而尺寸較小的核胚達不到臨界尺寸，就不能長大，若使馬氏體轉變得以進行，就必須繼續降低溫度，使尺寸更小的核胚達到臨界尺寸此即馬氏體轉變為什么只有在連續降溫過程中才能進行的解釋。至于馬氏體轉變的等溫形成，可做如下解釋，在等溫保持時，尺寸接近臨界晶核的馬氏體核胚，可以通過熱激活長大到臨界尺寸，使馬氏體在等溫條件下也能形成。關于鋼中馬氏體核胚的結構模型，學說較多，見解釋也不統一，目前發展還不成熟。現在只介紹一些一般性的知識，以便對這個問題有個初步的了解。要說明馬氏體核胚的結構，關鍵在于說明奧氏體和馬氏體兩相交界面的結構情況，即說明奧氏體與馬氏體是如何構成共格界面的。Frank界面結構模型：Frank最早建議，奧氏體與馬氏體的交界面平行于慣習面（225）Y。按K-S關系，這兩種點陣以（225）丫為界面時，（111）Y和（110）a'應相互平行，但鋼中馬氏體馬氏體和奧氏體的位向關系并不嚴格符合K-S關系，因為{111}Y和{110}a'的晶面間距不相等，對a-Fe，它們相差1.6%，對于各種鋼，相差0.5~2%，并且總是奧氏體的晶面間距較大些，為了使兩個相的晶面能夠一一對應地聯接起來，Frank提出，這兩個面并不嚴格地平行，而是有一個很小的交角中，中角的大小和G-T關系中的測量結果相符，即接近1°,這樣兩個面便有可能一一對應的聯接起來。但是僅僅（111）Y和（110）a'面對接后，還不等于兩相界面完全共格，因為按K-S關系，在慣習面（225）y上的丫］011［方向應和相鄰接馬氏體點陣的a'］111［方向一一對應連接，而這個方向上兩個點陣的原子間距也為完全相同，相差1~2%，所以，為使這兩個原子列上的原子能夠一一對應，Frank設想在相變時，還要進行適當的彈性變形和塑性變形來調整，這樣共格界面便完全建立起來了。這樣，在界面上每隔六列原子便會形成一個螺型位錯，在馬氏體片的另一邊界面上，點陣結構相同，不過螺型位錯的符號相反，上下兩端由正或負的刃型位錯連接起來，構成位錯圈，馬氏體核胚便被包圍在圈內。3模型Knapp（克耐譜）和Dehlinger（德林杰）根據Frank界面結構模型設想，馬氏體核胚為薄扁圓片狀，其周圍由一系列大小不等的位錯圈所環繞，如圖所示。該模型的界面即為慣習面（225）y（即{734}a'），界面兩側保持K-S關系。在（225）丫界面上每隔六個（111}Y或{110}/面有一個平行于y]011[方向的螺型位錯。在一側界面為左螺旋位錯，另一側界面則為右螺旋位錯，在頂端則為正負刃型位錯與螺型位錯組成位錯圈。位錯圈的擴張使馬氏體核胚在Y]011[及[225]y方向長在，在Y]455[方向上長大則需形成新的位錯圈。當母相與馬氏體體積自由能之差足以補償位錯圈擴張及形成新位錯圈所增加的界面能、彈性能以及使點陣切變所需的能量時，位錯圈就急劇擴張長大馬氏體。使用K-D模型的前提條件是，在T0溫度以上已經有馬氏體核胚存在于奧氏體中，淬火時核胚被凍結下來，尺寸有大有小，不需克服形核勢壘。（二）馬氏體轉變的切變模型自1924年Bain開始，人們便根據馬氏體相變的特征設想了各種相變的切變機制，下面按照發展的先后順序，介紹幾個有代表性的切變模型。1、Bain模型早在1924年Bain就注意到，可以把面心立方點陣看成是軸比為”=1.41（即1:2）的體心正方點陣，同樣，也可以把穩定的體心立方點陣的鐵素體看成是體心正方點陣的，其軸比等于1。因此，只要把面心立方點陣的C軸壓縮，而把垂直于C軸的其它兩個軸拉長，使軸比為1,就可以把面心立方點陣變成體心立方點陣。馬氏體即為這兩個極端狀態之間的中間狀態，因為馬氏體中有間隙溶解的碳，所以其軸比不能等于1,一般隨碳含量的變化，馬氏體的c/a（正方度）在1.08~1.00之間變化。因此，在無碳的情況下，期望c/a從1.41變成1.00。按Bain模型，在轉變過程中，原子的相對位移很小，面心立方點陣改建為體心立方點陣時，奧氏體與馬氏體的基面重合，也大體上符合K-S關系。Bain模型只能說明點陣的改組，不能說明轉變時出現的表面浮凸和慣習面，也不能說明在馬氏體中所出現的亞結構。2、 K-S切變模型庫爾久莫夫和薩克斯測出含碳為1.4%的碳鋼中，馬氏體與奧氏體存在的位向關系，即K-S關系，為了滿足這一取向關系，必須有點陣的切變。他們于1930年提出了軸比相當于1.06的瞇陣變換模型（即K-S模型）。首先考慮沒有碳存在的情況，設想奧氏體分以下幾個步驟轉變成馬氏體。在Y）111（面上沿Y]112[方向產生第一次切變，第二層原子（B層原子）移動]112[121丫，而更高各層原子則按比例增加移動的距離，但是，相鄰兩層原子的相對移動均為]112[121丫，第一次切變角為19。28'，第二次切變是在丫）211（面上（垂直于Y）111（面），沿Y]011[產生1。。30'的切變。第二次切變后，使頂角由120°變為109。30'或60°角增至70。30'。由于沒有碳原子存在，得到的是體心立方點陣的馬氏體。在有碳原子存在的情況下，對于面心立方點陣改建為體心立方點陣時，兩次切變量略小一些，第—次切變角為15。15'，第二次切變角為9°,然后再作一些小的調整，使晶機面間距和實測的相符合就得到了馬氏體。K-S模型的成功之處在于它導出了所測得的點陣結構和位向關系，給出了面心立方奧氏體點陣改建為體心正方馬氏體點陣的清晰模型，但與所測的表面浮凸不符，也不能解釋觀察到的慣習面，故也是不完善的。3、 G-T模型格倫寧格和特賴雅諾于1949年提出的另一個兩次切變模型，稱為G-T模型。G-T模型也將切變分成兩次進行。第一次切變是沿慣習的均勻切變，產生整體的宏觀變形，造成磨光的樣品表面出現浮凸，并且確定了馬氏體的慣習面，切變時不僅點陣發生改組，且晶體外形也發生了變化。這個階段的轉變產物是復雜的三棱結構，還不是馬氏體，不過它有一組晶面的晶面間距及原子排列和馬氏體的a'）112（面相同。第二次切變在面的a']111[方向發生，切變角為12。~13。，這次切變限制在三棱點陣范圍內，并且是宏觀不均勻的（切變范圍只有18個原子層），對第一次切變所形成的表面浮凸也沒有可見的影響。經第二次切變后