马氏体转变

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貌似  戚正风  先生 所著  金属热处理原理  一书的教案内容。。。。

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热处理新理论之马氏体的转变-刘宗昌
原创 刘宗昌教授 每天学点热处理 2016-09-07

关于马氏体相变

马氏体相变研究的历程及评价

1878年，德国冶金学家第一次用金相显微镜观察到高碳钢淬火马氏体组织。

1895年法国人Osmond将其命名为马氏体（Martensite）。

1924年，Bain 发现马氏体表面浮凸现象，提出了马氏体相变的应变模型，称为贝茵应变模型。

1926年~1927年测得钢中的高碳马氏体的晶体结构为体心正方晶格，认为马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。

1930年，Γ.Β.库尔久莫夫和G.萨克斯(Sacks)首先测得Fe-C合金马氏体与母相奥氏体保持K-S关系。提出马氏体相变切变模型。

1933年，R．E．迈尔（Mehl）测得在中、高碳钢中马氏体在奥氏体的｛225｝γ晶面上形成,被称为惯习面。

1934年,西山测得Fe-Ni合金马氏体相变时存在西山关系。依此设计了西山切变模型。

1937年，Johansson开始处理Fe-C合金马氏体相变热力学，试图计算马氏体点（Ms）。

1938年，发现在Cu-Zn、Cu-Sn合金中存在马氏体。

1951年，J．W．Christian 首先提出了马氏体相变的层错核模型。

1952年，张经录首先用金相显微镜观察到Au-Cd合金马氏体的孪晶。

1953年，Frank首先提出Fe-C｛225｝γ马氏体与母相间的位错界面模型。促成了K-D位错胞核胚模型的提出。

1953～1954年，同时独立地提出两个马氏体相变的表象学假说，其一称为“W-L-R理论”；另一个称为“B-M理论”。


1963年，Wolten首先指出ZrO2中正方相t→单斜相m的转变为马氏体相变。

1964年，Bogers-Burgers双切变模型被提出。

1966年лЫсак等提出了γ→ε′（18R） → (hcp) → Κ′（斜方马氏体） → α′（立方或正方M）的四步切变机制，称为лЫсак模型。

1976年Olson、Cohen提出了一个机制，与K-N-V机制相似，但强调马氏体依靠密排面上的缺陷形核的观点。

1977年，藤田等设计了一个γ′ → Ф（6R) → Κ′ → α′M的模型，称为藤田模型。

20世纪60年代末，70年代初先后提出马氏体相变的协作形变“理论”和范性协作模型，以及多次切变模型。

70年代，N.D.H.Ross等提出复切变模型、软模等。

这些模型与实际没有一个是真正符合的，均不成功。按照自然辩证法原理，实践检验不合格的，不能称为理论。


19世纪中叶观察到珠光体、马氏体组织，到20世纪30年代才观察到贝氏体组织。

      学者们分别孤立地进行了珠光体转变、马氏体相变和贝氏体相变的研究，试验设备落后，观察不够深入，技术路线不正确，理论错误在所难免。

       实践是检验真理的唯一标准，切变机制与实际不符，说明切变机制并非成熟的“理论”。

      现已从实验和理论多方面证明马氏体相变的切变“理论”是错误的。   

马氏体相变的形核试验观察


以往认为马氏体只在晶内的位错、层错处形核是不全面的。

     近年来，应用激光共聚焦显微镜、透射电镜、扫描电镜试验观察了马氏体的形核-长大情况，发现马氏体优先在晶界形核，也可在晶内、孪晶界面、表面、相界面等缺陷处形核。

     表明马氏体相变形核符合相变的一般规律。

马氏体优先在晶界上形核

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切变机制缺乏试验依据

AFM、STM观测结果浮凸为帐篷形。

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已故方鸿生教授在其《贝氏体相变》一书中指出：“试验观察到的所有板条状马氏体的浮凸均为典型帐篷形”。并且认为帐篷形浮凸不具备切变特征。


1971年的国外某学者用金相双磨面法观测的马氏体浮凸。

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可见浮凸只有鼓出，没有凹入。处理为N型（图b）是错误的，是对试验事实的歪曲。

    浮凸是马氏体相变体积膨胀所致。浮凸不能作为切变机制的试验证据！

切变缺乏热力学可能性


金属切变时的耗能，可采用经典公式Nq=       计算。

      计算马氏体切变耗能：

      K-S切变模型使γ-Fe→α马氏体（0%C）时，共需切变能量为Nk=44.9×103J·mol-1；

      西山切变模型，需切变能量Nx= N1q=35×103J·mol-1；

      G-T切变模型，共需切变能量NG=25.3×103J·mol-1。

      Fe-C合金马氏体相变驱动力为-1.18 ～-1.7103J·mol-1。显然相变驱动力太小，不足以切变。

         计算表明在有色金属中，相变驱动力也不足以完成切变过程。

自然事物的演化具有竞择性，坚持省能原则。切变耗能过大，系统自组织功能不会选择切变过程。


切变模型与实际基本上不符


对各种切变模型（1）实践检验：与实际不符；(2) 理论检验：缺乏热力学可能性。（3）难以解释马氏体组织、亚结构的形成等试验现象。

      切变模型经过1～2次切变后，并没有得到实际的马氏体晶格参数。还需要进行所谓晶格参数调整，即原子还需要位移，原子移动就需要耗能。是继续切变呢，还是扩散呢？ 切变机制均没有解决。

      表象学学说的矩阵计算式：F＝RBS

      其中F为形状应变F（N型浮凸），B为Bain应变，S为简单切变，R为刚性转动。此物理模型是错误的，因此计算结果多与实际不符。并非“优秀的晶体学理论”。


切变不能解释马氏体形核-长大


马氏体在原奥氏体的三角晶界处形成了马氏体晶核并且沿着奥氏体晶界长大。说明该马氏体片在晶界形核，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，那么该马氏体片是怎么共格切变形核呢！？显然与切变机制相矛盾。

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切变机制不能解释在晶界、孪晶界、相界面、表面上形核长大过程。

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马氏体临界晶核及形核功的理论计算

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20世纪形核模型计算形核功的误区


972年日本某学者计算凸透镜片状马氏体的形核功为

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计算值ΔG=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！此值不正确。

      错误的原因是他们按照切变机制进行的计算。这也说明按照切变机制形核是不可能的。

马氏体相变新机制


马氏体相变是无扩散的，仅仅是晶格改组的过程，是母相转变为单一的新相的过程。

马氏体相变并不那么复杂，类似于同素异构转变。如γ-Fe→α-Fe，即fcc →bcc结构。

   γ-Fe →无碳马氏体（ α-Fe ），A →M,均为晶格重构过程，仅是原子位移方式不同，是所有原子热激活集体协同位移，每次移动距离远远小于一个原子间距。

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碳原子和铁原子集体协同位移，每个原子位移矢量不等，均远远小于一个原子间距。非切变过程。


结束语


[1]过冷奥氏体存在一个转变贯序：共析分解→贝氏体相变→马氏体转变。三个相变相互联系，相互交叉，是个逐渐演化的过程。

[2]优先在晶界上形核是普遍规律，逐渐过渡有晶内形核。随着过冷度增大，临界晶核尺寸变小，形核功增大。计算值符合实际。

[3]原子移动方式不同是相变形核-长大相区别的根源，而迁 移方式也是逐渐演化的。扩散型→热激活跃迁型→无扩散型。

[4]马氏体切变机制缺乏试验依据，缺乏热力学可能性，切变模型与实际基本上不符。不能满意地解释试验现象。马氏体相变的切变学说是错误的，应于摈弃。

[5]贝氏体相变不是切变过程，也不是共析分解那样的扩散过程。两派理论观点均不正确。

[6]更新了珠光体、贝氏体、马氏体的概念。提出了珠光体转变、贝氏体相变、马氏体转变的新定义。

21世纪以来内科大在珠光体、贝氏体、马氏体相变试验研究中，以翔实的试验数据和理论分析批驳了欧美日学者的学术观点，建立了固态相变理论新体系，长了中国人的志气。

完




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板条马氏体与上贝氏体的鉴别原创 燕样样 每天学点热处理 2月1日

                               
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低碳板条马氏体与羽毛状上贝氏体的鉴别

1.从形态上区分

低如图18a所示。采用选择性碳板条马氏体的光镜特征是大致平行、条宽不等、位向差较小的马氏体条组成一个马氏体板条束（或领域），一个原始奥氏体晶粒内可以形成3～5个马氏体板条束，每个板条束之间的位向差较大，经常可以看到几乎成等腰三角形的马氏体板条束。

残余奥氏体薄膜存在于马氏体条间，所以不能清楚地观察到。由于单个马氏体板条比较细小（多为0.15µm～0.2µm），排列较紧密，整体形貌比较平整。因为形成温度较高，受自回火的影响，经4%的硝酸酒精溶液侵蚀后，颜色较深，侵蚀时，有时在一个板条束内可观察到若干个黑白相间的板条块(每个板条块由若干个板条组成)。

18-a）低碳板条马氏体

羽毛状贝氏体的光镜特征是铁素体沿晶界一侧或两侧平行排列并向晶内延伸，等温转变的羽毛状贝氏体除平行排列外，还有单个贝氏体存在，整体形貌不太平整。纵观整个显微组织，有一定的层次感，贝氏体层次高，残余奥氏体层次低，如图18c所示。羽毛状贝氏体随着温度降低和碳的质量分数的增高，铁素体片条变薄，碳化物颗粒变小，弥散度增高，侵蚀后颜色较深，如图18d所示。

18-b）淬火中碳马氏体

2.从热处理工艺上推断

板条马氏体是中、低碳钢及马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成的一种典型的马氏体形态。当碳的质量分数小于0.2%的低碳钢或低碳低合金钢在冷却速度大于临界淬火冷却速度时，淬火可获得全部的板条马氏体，如图18a所示是20钢930℃加热保温20min盐水淬火的显微组织，典型的板条状马氏体；大量工业用钢的碳的质量分数在0.2%～0.6%之间，其马氏体的形态均为板条状和片状有机结合构成的整合组织。

实践证明，板条马氏体的长度与淬火加热时的奥氏体化温度有关，温度越高，奥氏体晶粒越粗大，成分也趋于均匀，马氏体板条越长，如图18b所示是45钢920℃加热保温20min水淬后的显微组织，深色粗大的板条马氏体、片状马氏体及白色残余奥氏体。

18-c）等温淬火上贝氏体

羽毛状贝氏体一般是钢在550℃～350℃之间等温转变的产物，呈羽毛状。由于贝氏体转变的不完全性，组织中往往存在马氏体以及未转变的残余奥氏体，因此实际钢中经常出现贝氏体、马氏体及残余奥氏体的有机结合的组织，如图18c所示是球铁920℃加热400等温25min的显微组织，深灰色上贝氏体、“Z”形深色高碳马氏体及白色残余奥氏体，图左上方深色为球状石墨；亚共析钢、过共析钢在连续淬火冷却时，因冷却速度不够，可形成羽毛状贝氏体，其特征是从原奥氏体晶界向晶内长大，在晶界两边或一边形成几乎平行的羽毛束，由于量少，其羽毛特征更加明显，还存在大量的残余奥氏体，晶界上常伴有淬火屈氏体，侵蚀后呈黑色，如图18d是T12钢1200℃加热保温30min水淬后的显微组织，在马氏体和残余奥氏体的基体上沿晶界分布着黑色淬火屈氏体和羽毛状上贝氏体。由于羽毛状贝氏体的强度和韧性都较差，所以实际生产中的等温淬火主要是为了获得强度和韧性优良的下贝氏体组织。

d）连续冷却上贝氏体