钢马氏体亚结构及形成机制研究

钢马氏体亚结构及形成机制研究

通常，板条马的亚结构是高密度的，没有层压和晶体破坏。近年来发现板条状马氏体中存在精细层错亚结构。对于马氏体中的位错产生的原因,目前,学术界认为是马氏体相变时,位错滑移切变所致。本文作者近年来的研究认为,马氏体相变切变机制的合理性值得商榷。作者已三评马氏体相变切变学说,指出马氏体相变非切变过程。本文应用35CrMo、2Cr13钢试样淬火,得到板条状马氏体组织,观察了马氏体形貌和亚结构。通过马氏体的表面浮凸形貌和浮凸尺寸的试验观察,发现没有位错滑移迹象,对切变机制进行了实践检验和理论检验,指出马氏体的切变机制难以形成高密度的缠结位错和精细层错。马氏体相变新机制可以解释板条状马氏体高密度缠结位错的成因。1法密度法检测马氏体亚结构采用工业用35CrMo钢棒材以及2Cr13不锈钢,用线切割机加工成3mm厚度的试片,1200℃加热30min后水中淬火。将试样机械磨制、抛光,制备薄膜试样,双喷减薄后,在JEM-2100电镜下观察马氏体形貌和亚结构。将2Cr13、Fe-15Ni-0.6C合金用DK77型电火花切割机切取3mm厚的金相试样。将试样表面经过机械磨光和镜面抛光,应用Nanofrist-1000型扫描隧道显微镜观测光洁度,以便与马氏体表面浮凸相比较,经测定,镜面抛光的试样不平度不足2nm。然后将表面抛光的试样密封,入炉加热到1050℃,保温5min,后淬火至室温。对未氧化的试样直接进行扫描隧道显微镜观测。2板枝条马氏体层错观察与观察将35CrMo、2Cr13钢淬火薄膜试样在电镜下观察,发现为典型的板条状马氏体组织,如图1所示,图中所示为一个马氏体板条领域(或称板条群),由多个板条单晶组成,大体上平行,各板条宽窄、长短不等,厚度约为几十纳米到数百纳米,板条内存在位错亚结构。在板条状马氏体中除了高密度位错外,还发现有层错亚结构,如图2所示。图2为几片马氏体板条晶内的缠结位错和层错亚结构,可见除了高密度的缠结位错外,还有层错。图2(a)箭头所指为微细的层错,层错线条不清晰,为清楚起见,进一步放大到100万倍,可见清晰的层错形貌,层错极为细小,层错间距仅几个纳米,如图2(b)所示。图3是另一张TEM照片,可清晰地显示马氏体片内部的层错形貌。图3中显示两片板条状马氏体中存在高密度的缠结位错,而且在一片马氏体中存在层错亚结构(图3中箭头所指),图3(b)是图3(a)中箭头指处的进一步放大像,可见层错十分清晰。图3(b)右下角给出了该区域的衍射花样,为体心结构。同样,图4显示了2Cr13不锈钢板条状马氏体组织和其中分布的高密度位错和精细层错。文献中广泛报导了钢中板条状马氏体的亚结构仅仅是高密度位错,没有孪晶,也没有层错。试验也确实很少发现层错,这与层错条纹极为细小,难以观察有关。本试验利用高分辩透射电镜在35CrMo钢和2Cr13不锈钢的板条状马氏体中观察到了层错。本试验欲在更高放大倍数下观察35CrMo钢中缠结位错形貌,但是在80万倍图5(a)和120万倍图5(b)下均不能观察到位错的线条形貌,只有缠结位错引起的晶格应变衍衬像。3板条马的亚结构形成3.1表面浮凸试验板条状马氏体中的高密度缠结位错是怎样形成的?以往文献中一般认为是马氏体相变时,位错滑移切变所致。1949年G-T切变模型提出了两次切变机制,试图解释马氏体中孪晶和位错的存在。G-T模型认为通过位错的滑移切变可转变为马氏体。按照这种切变机制形成的马氏体,当位错完成滑移过程后,会在马氏体表面形成滑移带或滑移线。为了验证滑移是否发生,进行了表面浮凸试验(由于35CrMo钢的TTT图贝氏体“鼻温”处时间太短,真空热处理时难以获得马氏体,故只取2Cr13、Fe-15Ni-0.6C合金进行浮凸试验)。应用扫描隧道显微镜观测表面浮凸,从图6、图7中可见,在表面浮雕的马氏体片上是光滑的,没有滑移线,而从浮凸高度剖面线上(图6b)也清晰可见,马氏体片浮凸表面是光滑的平面,没有滑移带或滑移线。滑移线间距一般约100个原子间距,滑移台阶约1000个原子间距。扫描隧道显微镜(STM)具有极高的纵向分辨本领,能够清晰地分辨滑移线或滑移台阶。但是,在大量马氏体浮雕(或浮凸)形貌上均没有发现滑移带或滑移线。这表明一片马氏体板条晶的形成过程中不存在位错的滑移。工业用2Cr13钢的板条状马氏体表面浮凸和Fe-15Ni-0.6C合金的片状马氏体表面浮凸,均为帐篷型(∧)。与近年来研究者们的观测结果是一致的。应用STM、AFM精确测定浮凸尺寸和形貌,浮凸均具有平面特征,马氏体表面浮凸与其他相变产物的浮凸形貌均为帐篷形,没有发现特别之处。帐篷形浮凸不具备切变特征3.2原子转变为马氏体晶向的网络细化近年来,在研究马氏体切变机制缺陷的同时,探讨了钢中马氏体相变新机制。新机制的要点是:在马氏体点以下,过冷奥氏体在相变驱动力推动下,碳原子、铁原子等所有原子有组织的集体协同地热激活跃迁位移,每个原子移动距离远远小于一个原子间距,实现面心立方晶格(fcc)到体心立方(bcc)或体心正方(bct)的晶格改组,在晶格改组过程中形成高密度缠结位错和精细孪晶等亚结构,是无扩散性的一级相变。这种原子的位移方式不是简单的机械式的切变过程。所有原子集体协同地位移并不完全是切变位移。文献认为在奥氏体的〈110〉γ上E值较小,并且原子排列密度最大;而马氏体的〈111〉α上原子排列密度也最大。在K-S关系中,〈110〉γ//〈111〉α。在最密排晶向上原子的位移距离特别小。计算得碳含量为0%的γ-Fe转变为马氏体α时,γ-Fe最密晶向〈110〉γ上Fe原子位移距离仅仅为-0.0095nm,即缩短3.69%,就可以变为自由焓低的马氏体α的〈111〉α上的原子。在〈110〉γ晶向上的原子转变为马氏体晶格α的〈111〉α上的原子时,错配很小,仅0.012,则两相在此晶向上可共格连接,造成的畸变能极小,这是γ→α保持这一位向关系的重要原因。奥氏体转变为马氏体时晶胞的相对位置和K-S关系图解如图8所示。图8中还标示了碳原子在奥氏体和马氏体中的可能位置。对于含碳量为0.2%(质量分数%)奥氏体,平均每25个奥氏体晶胞中才占有一个碳原子。从图可见,碳原子从奥氏体的间隙位置转移到马氏体晶格的C轴中心时(图8中箭头所示),位移距离也远小于一个原子间距。0%C的γ→α马氏体时,奥氏体的菱形对角线长度,转变为α的a〈011〉α=0.4046nm。按照切变位移,原子一次移动0.074nm,可切变到体心位置。而按照图8,〈110〉γ晶向上的原子只需要移动-0.0095nm就达到了体心位置,即热激活迁移-0.0095nm就达到了自由焓低的马氏体体心位置。这比切变位移小得多,容易得多,省能得多。马氏体晶格上的原子比奥氏体晶格上的原子具有低的自由焓,因此奥氏体中的原子转变为马氏体晶格上的原子是个自发过程。奥氏体晶格上的原子分别以不同的位移矢量转移到马氏体晶格上,位移距离均小于一个原子间距,进行晶格重构,变成马氏体晶格。这些原子的跃迁是集体的、协同的,不可逆的,一次性完成γ→α晶格重建,即一次性转变为体心结构,同时也得到了马氏体实际的晶格参数。奥氏体的〈110〉γ晶向转变为马氏体的〈111〉α,〈110〉γ晶向原子间距为,〈111〉α晶向原子间距为。奥氏体最密排晶向铁原子间距收缩0.0095nm,变为0.2478nm,即铁原子位移远远小于一个原子间距。由于〈110〉γ和〈111〉α两个最密排晶向存在错配度,要维持共格连接,就会出现位错,如图9所示。计算得出,在〈110〉γ晶向上,每移动26个原子就必须出现一个位错。〈011〉γ有6个位向,而〈111〉α有4组位向,这些晶向上原子的位移都将要形成位错,从而组成位错网络,位错密度必定极高。这就是板条状马氏体中高密度缠结位错的来源。金属中出现层错的几率与晶体的层错能有关,层错能越高,出现的几率越小。奥氏体中的层错能较低,经常在奥氏体不锈钢中观察到层错。在体心立方的铁素体和马氏体中出现层错的报道很少,理论研究不多。在铁素体中,同时形成位错和层错已有发现,在低碳含铜钢的沉淀过程中,在含铜偏聚区周围,形成高密度位错和层错。本试验发现板条状马氏体中的亚结构由高密度位错和精细层错构成。层错是晶格重构过程中,因各种原因造成堆垛错排而形成的。理论上、试验上均已说明层错往往与位错伴生。近年来,发现马氏体时效不锈钢转变为板条状马氏体时形成精细层错,认为在体心结构的马氏体中,层错的错排次序出现在密排面{110}α和{112}α上。bcc马氏体的密排面为{110}α,{110}α的原子堆垛方式是AB′AB′AB′A………。从fcc奥氏体→bcc(bct)马氏体的晶格重构过程中,一旦出现错排,成为AB′↑B′AB′AB′………,在箭头处错排,“抽出