材料工程基础讲稿7.ppt

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1、§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

2、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*＝5.4×108J/mol。Itisimpossible!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

3、直径10～100μm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

4、，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GD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

5、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

6、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}γ，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}γ界面上每隔六个{111}γ或{110}α面有一个平行于[]γ的螺型位错。在一侧界面为左螺型位错，

7、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[]γ及[225]γ方向长大。在[55]γ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

8、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Ms点以下时，必须不断降温，M核才能不断形成，且核的形