钢中马氏体相变3学时.ppt

* 6.1 几个基本概念 1 位移式转变 结构 转变 位移式转变 重建式转变 位移式转变是 一种通过原子的 协调移动来进行 的固态相变 相 变 特 点 不需要破坏化学键，相变位垒低 ， 相变速度快。 协调移动有两种方式：均匀点阵形变 （畸变）和原子改组（shuffle） 2 均匀点阵畸变 定 义 均匀点阵畸变是将一种点阵转变为另一种 点阵的均匀应变，也简称均匀切变 特 点 均匀点阵形变会改变结构，产生体积变化 和形状变化，可引起高的应变能. 最简单的就是Bain应变模型 形状变化有两个分量：切变分量和膨胀分量， 其共同作用使相变产生了整体的宏观变形。 表面浮凸现象就是由于形状变化造成的。 3 点阵不变形变 原理 最小自由能原理,尽可能↓相变体系的能量 特点 又称不均匀切变。M相变在第一次切变 后，→产生滑移或孪生。滑移留下位错、 层错，孪生形成了共格孪晶界面。 这不改变已形成的点阵结构，也不改变体积，却改 变了应变能 ，使体系的能量↓。对一般马氏体相变， 点阵不变形变是第二次切变 图 马氏体相变的二次切变过程 a)母相晶体；b)点阵切变后的晶体；c)二次滑移切变；d) 二次孪生切变 4 原子改组 5 无扩散相变 原子改组是原子在晶胞内的协调移动，这种移动并不产 生均匀点阵形变的应变。如在Ti合金中的β→ω相变, 某些 原子靠近一点，另一些原子相对远离一点，交替进行。→ 没有总的形状变化， →应变能不重要，界面能稍有变化 原子不发生随机迁移扩散的相变称为无扩散相变。当然 肯定也是位移式的。无扩散相变重要的结果是使新、旧两 相具有完全相同的成分，并且组织缺陷也遗传。所以从热 力学观点看，无扩散相变可当作单组元系统来处理。 图 Ti合金中的β→ω相变 (原子改组) 图 SrTiO3分子结构的旋转相变 ○氧原子,●Sr原子,顶角为Ti原子 6、马氏体相变 定 义 M?柯亨定义：M相变是实质上没有扩散的点阵畸 变式的组织转变，它的切变分量和最终形态变化应 足以使转变过程中动力学及形态受应变能控制 位移式、无扩散是两个主要特征。 特 点 ① 需要形核和过冷； ② 形成一个不变平面界面。界面移动速率极快， 界面前有许多位错，应变能是很重要的； ③ 新、旧相结构之间具有明显的晶体学关系。 当然这不是根本特征，其它许多相变也都有. 7、准马氏体相变 准M相变（Quasimartensitic Transformation）和M相 变一样，也是以切变形变为主，但其切变量不大，因此 它的动力学和形态基本上不受应变能所控制。 这种转变也是位移式无扩散相变，位移也是以切变为 主的。和M相变的根本区别是轴比c/a是连续变化的，即 意味着正方结构是从母相连续形成的，不需要形核。 例如：超导化合物V3Si 的转变特征。V3Si从高温冷却 到很低温度时，具有立方结构、点阵常数为a的母相会转 变为正方结构相。如图6.4所示，转变临界温度为Tm ， 正方结构的c 增长，而a 则减小。 6.2 马氏体相变形核 1 均匀形核 分析讨论相变晶核的临界尺寸，一般有两种方法： 经典均匀 形核方法 设 ΔG=ΔGV+ΔGE+ΔGS → 求ΔG* 相变变温 长大理论 认为体系到达相变临界温度MS时, 体系 中已存在许多可供相变长大的晶核, 这时在 理论上相变驱动力和相变阻力是相等的. MS 应满足ΔGV+ΔGE+ΔGS=0 → ΔG* 两种方法得到的临界晶核尺寸大小是有一定差别的 形成这片马氏体时，总的自由能变化为： ΔG随r、c变化的曲线很复杂，呈马鞍面形状，是双曲抛物面。分别求其偏导数，可求得ΔG* ，即： 经典的均匀形核理论: 设马氏体核心呈扁球形，c/r ? 1，如图6.6。 2 非均匀形核 位错形核: 位错运动产生马氏体核心;界面位错阵列形核; 位错应变能协助转变 层错形核: 位错理论假定, 位错可分解为两组不全位错， 当两组不全位错分离时，它们之间的结构将发生变 化。若母相为面心立方结构时，层错区域为hcp。 层错区域形成的就是hcp马氏体的核心。 Olson和Cohen详细定量地计算了这些位错的运动. 面心立方结构的密排面是{111}面，不全位错在密排面上运动，根据Cohen和Olson理论, 可有三种情况： （1）位错原堆垛在每层{111}γ面上， 则不全位错在每一层{111}γ面上