马氏体转变(六).pdf

第33卷第4期
热处理技术与装备
2012年8月
RECHUL JSIEU YU ZHUANGBEI
AUg,2012
讲座
马氏体转变(
朱祖
(上海市机械制造エ艺研究所有服公司,上海2000
中图分类号:TG11.5文献标识码;A
文章编号:1673-4971(2012)04-0061-04
Martensitic Transformation (6)
ZHU Zu-ch
Ig
Shanghai Machine Building Technology Institute Co., Itd, Shanghai 200070, China
4.2.3不均匀马氏体形核的分布激活动力学
ん=1.73×10-m-3,h2=1.4x10°;D为奥氏体母
Minfa Lin, Oson和 Cohen2提出的分布激活动相晶粒尺寸(单位以m计)。(16)式表明了母相中
力学解决马氏体的非均匀形核模型(LO0)是以母相预先存在的形核缺陷相对于缺陷尺寸的关系。显
中预先存在的缺陷和自促发缺陷提供马氏体形核位然,n减小,母相中预先存在的形核缺陷位置愈多。
置的有效分布作说明。前者的有效分布是指数函数
接 Olsun- Cohen马氏体形核的位错分解模型,由
分布,后者是高斯函数分布。
有效的缺陷尺寸n能无障碍地形核的临界转变体
非均匀马氏体形核的特性基于Cech和 Turnbull积自由能的改变可写为
对Fe-30.2wt%Mi合金小颗粒奥氏体化后淬火发生
转变的试验。2007年日本早川元造报导70215
△Ca(n)
(17)
mo%Y2O3材料不同试件尺寸下发生马氏体转变的式中,为单位面积界面能;G为核心惯习面上变形
温度依存性,也证实材料中存在缺陷对相变的影的单位体积应变能;T为阻止柏氏矢量b的交界面
响
位错运动摩擦应力,=て。+でム,7、T分别为变温和
据Cech和 Turnbull试验,?lson和 Cohen分析提等温转变分量;为最紧密堆垛面的面间距。
出形核缺陷的有效分布。后来他们又提出,尽管马
对等温马氏体转变,由设定的最大的等温时间
氏体相变全过程归咎于母相中预先存在的缺陷和自为。,(如m=9000),可以求得最大的等温转变
促发缺陷,但相变最初的形核是受控于母相中预先激活能Qm
存在的缺陷。他们应用很灵敏的声发射仪测量Fe-
2.3N0.004w%C合金的起始形核情况(先于自
(18
促发现象),求得在块状多晶组织母相中形核缺陷的
vexp
累加密度:(n)为
式(18)中ャ为有效跳动频率,这样
Y(n)=(ん+k2Dm)exp(-a?n)(16
式中a为表示分布形状因子(按Cech- Turnbull结果
为0.84);a为与缺陷交互作用稳定的临界核心的厚式(19)中v?为等温马氏体转变的激活休积,り为在
度;m1,山和ん为常数,对Fe-32.3Mi合金:m=2.6,加上切变应力r下位错运动的激活能(对应于t
收稿日期:2011-08-1
作者简介:朱祖吕(1941-),男,教投,主?从事材料表面改性和模具钢的热处理研究。
联系电话:13816379552;E-mail:zhuzhang@126.comn
热处理技术与装备
第33卷
间,偵
dn
由式(17)可以求得
=ア[8(Q)+6p(Q)-N(Q)]
2γ
(1-)2exp
dL△Ca+G
a
dn
式中8N(Q)=(の)80为母相中具有激活能位于
在式(20)中GR=G,+y
Q和Q+8Q之间已存在缺陷的数量密度;8P(Q)=
由式(20)可以求得在给定温度下最小的缺陷尺业
寸nm,这时使Q=Q,从而使分母绝对值达最大,
)Q为母相中具有激活能位于Q和Q+8Q间
它对应于等温温度下停留9000时形成等温马氏体的自促发缺陷的数量密度;N,(の)scdド)8为在
的缺陷尺寸。
母相中在时间t由具有位于Q和Q+8Q之间激活能
ys
d(△G+GR
(21)的预先存在和自促发缺陷转变的马氏体片的数量密
对变温马氏体转变而言,设定和G(即G)度。注意,N,()是转变温度和时间的函数,而8N
随转变温度的变化不明显,则△GI随n减小而増(Q)和6p(の)仅为温度的函数,他们可由前述的预
大,亦就是说,母相中预先存在的较小尺寸(较小有先存在的和自促发缺陷分布计算求得(。
效性)的缺陷,形成马氏体的需要较大的△G,意
式(24)为适用于变温马氏体转变、非等温马氏
味着要过冷至较低的温度;相反,母相中预先存在的体转变、等温马氏体转变及爆发型马氏体转变的普
较大尺寸(较大有效性)的缺陷,在较小的过冷度下适动力学方程的数学表达式1。
(具有较小的△G值)可以发生转变形成马氏体。
对奥氏体晶粒大小为80Hm、200um和800um
可以理解,对于具有一系列n值的预先存在缺陷,将的Fe32.3Ni合金淬火至不同温度的等温马氏体转
在≤M的不同温度完成马氏体的形核,从而充分体変及动力学的计算数据和试验值示于图32中,两者
现变温马氏体转变的特征
符合得尚好
对等温马氏体转变,在某一温度偵T(T对爆发型转变应指出出现在自促发作用强烈场
等温时间t増加(な≤n),有效分布的一系列n的
合。徐祖耀指出,进行大量爆发型相变合金,必须
些尺寸的自促发缺陷(=nma),当其激活能Q达到具有较多变化的惯习面,惯习面夹角又使相变发生
(0解,假如该合金的自促发缺陷分布对a尺寸呈高斯马氏体具有较高的对称性,惯习而变化较少,受激发
函数分布,则会对等温转变曲线呈C形能作较好的范圃受限制,一般不进行爆发型转变。
定性说明。
4.3马氏体形核
联系公式(7)和(8),
Fe基合金中马氏体相变动力学包括形核和长大
两个阶段。但前已有述,转变速度很迅速,两个阶段
,=(A+ー,)(1-の text Q3(22)难以区分。马氏体片形成以后很快长大至极限尺
式中认为形核缺陷具有单一激活能,实际上马氏体す,甚至可以认为长大的激活能可予以忽略。在钢
形核应为复合激活过程,即上式应改写为(2
中单一马氏体在103-10-7s内长成,接近于声速。
=18aリ~のvep(-)]d0
dn
dn
应用电阻法测得马氏体的长速为800~1100m/s。
为此,马氏体转变的整体动力学主要取决于形核过
程
形核过程主要从三方面论述,一方面为由热起
式中。为母相中预先存在缺陷的激活能分布;为伏引起的经典形核;第二是形核结枃模型;第三是由
dn
母相中自促发缺陷的激活能分布;。为具有激活能
点阵不稳定引起自发形核概念,有称自发形核类似
于应变 spinodal3yls
Q缺陷已转变为马氏体的片数密度分帘。将式(23)4.3.1均匀形核模型,