金屬固態(tài)相變整理

1、奧氏體珠光體馬氏體(相變)貝氏體(相變)定義C在r-Fe中的固溶體共析碳鋼加熱奧氏體化后緩慢冷卻,在稍低于A1溫度時奧氏體將分解為鐵素體與滲碳體的混合物.(片狀或?qū)訝?(1)碳在a-Fe中的過飽和間隙固溶體.(2)將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻,抑制其擴散性分解,在較低溫度下發(fā)生的無擴散型相變.(切變共格型相變)(1)也是a相與碳化物的兩相機械混合物,非層片狀組織(過飽和鐵素體和滲碳體的機械混合物)(2)鋼經(jīng)奧氏體化后過冷到珠光體相變與馬氏體相變之間的中溫區(qū)時,將發(fā)生貝氏體相變,亦稱為中溫轉(zhuǎn)變.(兼有切變共格型相變和擴散型相變)組織特征/相變主要特征等軸狀的多邊形晶粒隨轉(zhuǎn)變T下降,片層間距S0減小(

2、1)片狀珠光體：S0約150450nm(A1-650C)(2)索氏體：S0約為80150nm(600-650C)(3)屈氏體：S0約為3080nm(550-600C)(1)切變共格和表向浮突現(xiàn)象M的形成是以切變方式進行的,同時馬氏體和奧氏體之間界面上的原子是共有的,是以母相的切變來維持共格關(guān)系的,為第二類共格界囿.(2)無擴散性鋼中r轉(zhuǎn)變?yōu)镸時,僅由面心立方點陣通過切變改組為體心立方(或體心正方)點陣,加尢成分變化.低溫下,原子擴散速度極小,相變已不可能以擴散方式進行.(3)位向關(guān)系和慣習面K-S(Kurdjumov-Sachs)關(guān)系(24)心11漱/110、；110)y/A111西山(Nis

3、hiyama)關(guān)系(12)(1)上B:在貝氏體相變區(qū)較高溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體.(350550C)一束大致平行分布的條狀a和夾于條間的斷續(xù)條狀碳化物的混合物.(2)下B:在貝氏體相交區(qū)較低溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體.(350CMs)暗黑色針狀或片狀心111/g10匕可丹丫：,111%G-T(Greninger-Troiaon)關(guān)系由11/110卜1127/：1100tM的慣習面常見的后二種：111丫、225丫和259丫(4)在一個溫度范圍內(nèi)完成相變：必須將奧氏體快速冷卻(大于臨界冷卻速度)至某一溫度以下才能發(fā)生馬氏體相變,這一溫度稱為馬氏體相變開始點,以Ms表小.(5)可逆性：冷卻時,r可以通過M

4、相變機制轉(zhuǎn)變?yōu)镸,同樣,重新加熱時,M也可以通過逆向M相變機制轉(zhuǎn)變?yōu)閞形成/轉(zhuǎn)變/相變機制由鐵素體和滲碳體兩相組成的珠光體加熱到Ac1上時轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄏.a+Fe38r(1)形核：通常在鐵素體和滲碳體兩相界面上(2)長大：向鐵素體和滲碳體兩個方向長大(3)剩余碳化物溶解：長大中的奧氏體溶解鐵素體速度大于溶解滲碳體,所以鐵素體先消失留下剩余滲碳體(4)奧氏體均勻化：持續(xù)加熱保溫或者r一+Fe3C(1)片狀P(2)粒狀P:通過片狀P中滲碳體的球狀化獲得(球化退火)領先相：T小,Fe3c領先相T大,a領先相亞共析鋼中a領先相過共析鋼中Fe3c領先相共析鋼中一般認為Fe3c領先相會畫切變模型(1)K-S

5、(2)西山(3)G-T(1)恩金貝氏體相變假說(2)柯俊貝氏體相變假說借助碳原子的擴散,使奧氏體中碳的分布均勻形成速度影響因素/轉(zhuǎn)變動力學影響因素/影響Ms點的主要因素/相變動力學及其影響因素(1)加熱溫度：T高v快,且形核率I和長大速度G均增大(I>G).溫度越高,獲得的起始晶粒度越細小.(2)碳含量：含量高v快,碳化物數(shù)量增多,鐵素體與滲碳體的相界面面積增大,因而增加了奧氏體的形核部位,使形核率增大.同時,碳化物數(shù)量增多后,使碳的擴散距離減小,并且隨奧氏體中碳含量增加,碳和鐵原子的擴散系數(shù)增大.(3)原始組織：原始組織中碳化物分散度越大,相界面越多,I大.(4)合金九素：影響碳化物的

6、穩(wěn)7E性及碳在奧氏體中的擴散系數(shù)(1)化學成分的影響含成魚的影響：亞共析鋼：隨著奧氏體中碳含量的增高,析出先共析鐵素體的孕育期增長,析出速度減慢.同時,珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期亦隨之增長,轉(zhuǎn)變速度減慢.過共析鋼：在完全奧氏體化(加熱溫度高于Acm)情況下,隨著鋼中碳含量的增高,碳在奧氏體中的擴散系數(shù)增大,滲碳體的形核率增大,先共析滲碳體析出的孕育期縮短,析出速度增大.合金元素的影響：大多數(shù)合金元素都降低珠光體轉(zhuǎn)變的形核率和長大速度,因而影響珠光體的形成速度.合金元素的影響機制(2)加熱溫度和保溫時間的影響：提升加熱溫度或延長保溫時間,相當于增加奧氏體中碳和合金元素的含量,都使珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期增長,

7、轉(zhuǎn)變速度降低.另一方面,隨著溫度升高和保溫時間延長,奧氏體的成分愈加均勻,奧氏體晶粒也愈加粗大.這些都導致珠光體的形核位置減少,降低形核率和長大速度,從而推遲珠光體轉(zhuǎn)變.所(1)化學成分的影響C含量：C%高,Ms越低,M形成越困難合金元素：Co、Al,Ms上升；其他合金兒素,Ms下降.(2)形變與應力的影響：形變量越大,形變溫度越低,那么形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變量就越多.(在MsMf之間進行塑性變形也可以促進馬氏體相變)(3)奧氏體化條件的影響：r化程度局,Ms低(4)淬火冷卻速度的影響(5)磁場的影響(1)化學成分的影響同M(2)奧氏體晶粒大小和奧氏體化溫度的影響：提升奧氏體化溫度或延長時間,一方

8、面使碳化物溶解趨于完全,使奧氏體成分均勻性提升,同時又使奧氏體晶粒長大,因而貝氏體相變速度減慢.但是,溫度過高或保溫時間過長時,又有加速貝氏體相變的作用.(3)應力和塑性變形的影響：拉應力使貝氏體相變加速(4)奧氏體冷卻時在/、同溫度停留的影響以,加熱溫度低,保溫時間短,均將加速珠光體的轉(zhuǎn)變.(3)奧氏體晶粒度的影響(4)應力和塑性變形的影響晶粒長大影響因素/轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機械性能/M機械性能(1)加熱溫度和保溫時間：加熱溫度越高、保溫時間越長,形核率I越大,長大速度G越大,奧氏體晶界遷移速度越大,其晶粒越粗大.(2)加熱速度：加熱速度快,奧氏體實際形成溫度高,形核率增高,由于時間短奧氏體晶粒米/

9、、及長大,細小的起始晶粒度.(3)合金元素：C%的影響.C%高,C在奧氏體中的擴散速度以及Fe的自擴散速度均增加,奧氏體晶粒長大傾向增加,但C%超過T量時,由于形成Fe3Cn,阻礙奧氏體晶粒長大.合金元素影響.強碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔點較高,它們彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長大；非碳化物形成元素SkNi等對奧氏體晶粒長大影響很小.(4)冶煉方法(5)原始組織：原始組織細小,碳化物彌散度越大,得r起始晶粒越小.(1)共析鋼珠光體主要取決于奧氏體化溫度和珠光體形成溫度.粒狀珠光體的強度、硬度稍低,而塑性較局.粒狀珠光體的性能還取決于碳化物顆粒的形態(tài)、大小和分布.(2)鐵素體

10、加珠光體取決于鐵素體及珠光體的相對量、鐵素體晶粒大小、珠光體片層間距以及鐵素體化學成分屈服強度主要取決于鐵素體晶粒尺寸大小(3)形變珠光體派敦處理：使高碳鋼獲得細珠光體(索氏體)組織,再經(jīng)過深度冷拔而狄得高強度鋼絲.(1) M的硬度和強度(取決于C含量)高硬度,高強度,低塑性(硬度隨碳含量增加而升局)相變強化固溶強化時效強化馬氏體的形變強化攣晶對馬氏體強度的奉獻(2) M的韌性(取決于它的亞結(jié)構(gòu))(3) M相變誘發(fā)塑性：金屬及合金在相變過程中塑性增加,往往在低于母相屈服強度時即可發(fā)生塑性變形其他(1)起始晶粒度：在臨界溫度以上,奧氏體形成剛剛完成,其晶粒邊界剛剛相互接觸時的和粒狀珠光體比,片狀

11、珠光體相界面大而薄,易于溶解,故原始組織為片狀珠1.產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火晶粒大小.(2)實際晶粒度：在某一加熱條件下所得到的實際奧氏體晶粒大小.(3)本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標準試驗方法,在930±10C保溫足夠時間(38小時)后測得的奧氏體晶粒大小.)光體形成速度比粒狀珠光體快.2.r的穩(wěn)定化：指奧氏體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用卜發(fā)生某種變化而使奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯的現(xiàn)象.(1)奧氏體的熱穩(wěn)定化：淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起奧氏體的穩(wěn)定性提升,使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象.(2)奧氏體的機械穩(wěn)定化：在Md點以上溫度對奧氏體進行塑性變形,超過一定變形量時會使隨后的馬

12、氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難,Ms點降低,剩余奧氏體量增多,引起奧氏體穩(wěn)定化,這種現(xiàn)象.主要異同點相變類型珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度范圍高溫轉(zhuǎn)變(Ar1500C)中溫轉(zhuǎn)變(500CMs)低溫轉(zhuǎn)變Ms以下擴散性碳原子和鐵原子的擴散碳原子擴散,鐵原子不擴散無擴散形核、長大與領先相形核、長大,一般以滲碳體為領先相形核、長大,一般以鐵素體為領先相形核、長大共格性無共格性具有共格性,外表浮凸現(xiàn)象共格性,外表浮凸組成相兩相組織rFe(C)-Fe(C)+Fe3C兩相組織丫Fe(C)一赤e(C)+Fe3C©3350c以上)丫Fe(C)-Fe(C)+FexC(約350c以下)單相組織丫Fe(C)-Fe

13、(C)合金元素的分布合金兀素擴散重新分布合金兀素不擴散合金兀素不擴散按平衡狀態(tài)圖分平衡相變奧氏體,珠光體同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變和多形性轉(zhuǎn)變非平衡相變馬氏體,貝氏體偽共析相變平衡脫溶沉淀馬氏體相變共析相變貝氏體相變調(diào)幅分解非平衡脫溶沉淀后序化轉(zhuǎn)變按原子遷移分擴散型相變相變時,相界面的移動是通過原子近程或遠程擴散而進行的相變相變過程中有原子擴散運動,相變速率受原子擴散速度所限制非擴散型相變相變過程中原子不發(fā)生擴散,參與轉(zhuǎn)變的所有原子的運動是協(xié)致的相變存在由于均勻切變引起的宏觀形狀改變,拋光試樣外表上出現(xiàn)浮突現(xiàn)象新相和母相的成分往往/、同新相和母相之間存在一定的晶體學位向關(guān)系.只有因新相和母相比容不同而引起的

14、體積變化,沒后宏觀形狀改變.不需要通過擴散,新相和母相的化學成分相同某些材料發(fā)生非擴散相變時,相界面移動速度極快.結(jié)構(gòu)成分速度表向是否浮突擴散型VVr受溶質(zhì)原子擴散影響X非擴散型V7X極快V金屬固態(tài)相變主要特點1.相界囿2.位向關(guān)系與慣習面3.彈性應變能4.過渡相5.晶體缺陷6.原子的擴散(1)共格界囿(8<0.05)(2)半共格界面(860.05,0.25)(3)非共格界面(8>0.25)原子錯配度：8=Aa/a(1)與新相的形狀,新相和母相的比容差和彈性模量有關(guān).(2)共半共(形成界面位錯是彈性應變能降低)>非共=0界面能對形核的阻礙作用很大,并且非共格界面的界面能和形核

15、功均較大,相變/、容易發(fā)生,所以先形成晶體結(jié)構(gòu)或成分與母相比擬接近,自由能比母相稍低些的亞穩(wěn)定的過渡相均勻形核的形核功最大,空位形核次之,位錯形核更次之,晶界非均勻形核的形核功最小.(1)隨著過冷度的增大,相變驅(qū)動力增大,相變速度也增大.(2)當過冷度增大到一定程度后,由于原子擴散水平下降,相變速度反而隨過冷度增大而減慢.(3)假設進一步增大過冷度,也可使擴散型相變被抑制,在低溫下發(fā)生無擴散型相變,形成亞穩(wěn)定的過渡相.鋼中的回火轉(zhuǎn)變(淬火鋼回火轉(zhuǎn)變)前期階段：馬氏體中碳原子偏聚回火A階段：馬氏體分解回火第二階段：剩余奧氏體轉(zhuǎn)變回火第三階段：碳化物析出與轉(zhuǎn)變回火第四階段：F相狀態(tài)變化及碳化物聚集

16、長大溫度80-100C80250c200300C250400c高于400c過程或狀態(tài)M能量較局,不穩(wěn)定M發(fā)生分解,逐漸析出碳化物(£-碳化物)剩余r一低碳M(0.25%C)+碳化物,得到回火馬氏體亞穩(wěn)碳化物(e-碳化物)一穩(wěn)定碳化物(0-碳化物,即滲碳體),得到回火屈氏體(鐵素體加片狀(或小顆粒狀)滲碳體的混合組織)片狀滲碳體將逐漸球化并聚集長大,鐵素體基體也將發(fā)生回復和再結(jié)晶,得到回火索氏體(等軸鐵素體加尺寸較大的粒狀滲碳體的混合組織)淬火回火退火正火定義將鋼加熱到臨界溫度Ac3亞共析鋼或Ac1過共析鋼以上溫度,保溫一段時間,使之全部或局部奧氏體化,然后以大于臨界冷卻速度的冷速快冷

17、到Ms以下或Ms附近等溫進行馬氏體或貝氏體轉(zhuǎn)變的熱處理工藝在淬火處理后將工件加熱到低于臨界點的某一溫度,保溫一定時間,然后冷卻到室溫的一種熱處理操作將工件加熱到適當溫度,根據(jù)材料和工件尺寸采用不同的保溫時間,然后進行緩慢冷卻冷卻速度最慢將工件加熱到適宜的溫度后在空氣中冷卻,正火的效果同退火相似,只是得到的組織更細組織主要是馬氏體或馬氏體加剩余奧氏體低溫回火150250C:回火M高的硬度和耐磨性中溫回火350500C:回火屈氏體較高的彈性和屈服點,適當?shù)捻g性高溫回火500650C:回火索氏體強度、塑性和韌性都較好珠光體+鐵素體亞共析鋼：鐵素體+珠光體共析鋼：P過共析鋼：滲碳體+P目的使過冷奧氏體

18、進行馬氏體或貝氏體轉(zhuǎn)變,得到馬氏體或貝氏體組織,然后配合以不同溫度的回火,以大幅提升鋼的剛性、硬度、耐磨性、疲勞強度以及韌性等獲得所需要的穩(wěn)定組織和性能,并消除或減少淬火內(nèi)應力使金屬內(nèi)部組織到達或接近平衡狀態(tài),獲得良好的工2性能和使用性能,或者為進一步淬火作組織準備常用于改善材料的切削性能,也有時用于對一些要求小局的零件作為最終熱處理.一、名詞解釋1 .平衡相變：是指在緩慢加熱或冷卻時所發(fā)生的能獲得符合平衡狀態(tài)圖的平衡組織的相變.2 .擴散：相鄰原子相對移動距離超過一個原子間距,相鄰原子的相對位置發(fā)生改變.3 .均勻形核：晶核在母相中無擇優(yōu)地任意均勻分布4 .非均勻形核：晶核在母相中某些區(qū)域擇

19、優(yōu)地不均勻分布5 .慣習面：新相往往在母相一定的晶面上開始形成,這個晶面為慣習面6 .共格界面：界面上的原子所占據(jù)的位置恰好是兩相點陣共有的位置時,兩相在界面上的原子可以一對一的相互匹配.7 .球化退火：使片狀滲碳體球狀化,獲得球狀p的熱處理工藝.8 .派敦處理：使高碳鋼獲得細珠光體索氏體組織,再經(jīng)過深度冷拔而獲得高強度鋼絲.9 .魏氏組織：工業(yè)上將具有片針狀鐵素體或滲碳體加珠光體的組織消除：細化晶粒的正火、退火以及鍛造10 .偽共析轉(zhuǎn)變：過冷奧氏體將全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織,但合金的成分并非共析成分,并且其中鐵素體和滲碳體的相對含量也與共析成分珠光體不同,隨奧氏體的碳含量變化而變化.11 .切

20、變共格界面：Ms的形成是以切變方式進行的,且Ms和r之間的界面上的原子是共有的.這種界面.12 .冷處理：假設Ms點在室溫以上,Mf點在室溫以下,那么淬火到室溫時將保存相當剩余r.假設繼續(xù)冷卻至室溫以下,那么剩余r轉(zhuǎn)變?yōu)镸.13 .相變誘發(fā)塑性：金屬及合金在相變過程中塑性增加,往往在低于母相屈服強度時即可發(fā)生塑性變形.14 .二次淬火：回火加熱、保溫過程中不發(fā)生分解,冷卻時剩余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的現(xiàn)象.15 .回火抗力抗回火性：合金元素這種阻礙“相中碳含量降低和碳化物顆粒長大而使鋼件保持高硬度、高強度的性質(zhì).16 .二次硬化：當馬氏體中含有足夠量的碳化物形成元素時,在500c以上回火時將會析出細小的特殊碳化物,導致因回火溫度升高,.-碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化.17 .回火脆性：隨回火溫度升高,沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象.18 .脫溶沉淀：從過飽和固溶體中析出第二相沉淀相或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程,是一種擴散型相變.19 .固溶處理：將雙相組織加熱到固溶度線以上某一溫度并