固態(tài)相變復(fù)習(xí)總結(jié)

1、態(tài)相變復(fù)習(xí)總結(jié)1、固態(tài)相變概念金屬（包括純金屬與合金）和陶瓷等固態(tài)材料在 溫度和壓力改變時，組織、結(jié)構(gòu)的變化。2、共析轉(zhuǎn)變合金在冷卻時由一個固相分解為兩個不同固相的轉(zhuǎn)變 稱為共析轉(zhuǎn)變（如珠光體轉(zhuǎn)變）3、相變阻力新相與母相基體間形成界面所增加的界面能新相與母 相體積差所引起的彈性應(yīng)變能新相中亞結(jié)構(gòu)的形成所需要的能量4、幾種相界面和慣習(xí)面（1）共格界面（2）半共格界面（3）非共格界面5、 固態(tài)相變的基本特點(diǎn)：（1）相變阻力大。（2）一般有特 定 的形狀。（3）新相與母相一般有特定的為相關(guān)系和習(xí)慣面。（4）原子遷移率低，多數(shù)相變受擴(kuò)散控制。（5）相變市容易產(chǎn)生壓 穩(wěn)相。（6）在新相得非均勻形核。第三

2、章1、奧氏體定義奧氏體是碳溶于V-Fe （面心立方）中形成的間隙固 溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為2、11%2、奧氏體的性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高塑性好（面心立方，滑移 系多），易鍛造加工。比容?。╢ee是最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)），利用此特 性 可用膨脹儀來測定奧氏體的轉(zhuǎn)變情況。擴(kuò)散系數(shù)小，使熱強(qiáng)性好，可用 作高溫用鋼導(dǎo)熱性差，線膨脹系數(shù)較F和Fe3C高一倍順磁性，可 作為無磁性鋼3、A的組織顆粒狀和針狀4、平衡組織通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲 碳體等組織5、不平衡組織通過較快的速度進(jìn)行冷卻時獲得的組織；如馬氏 體，貝氏體等6、過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差（4T）過熱度越

3、大，驅(qū)動 力越大，轉(zhuǎn)變速度越快。7、奧氏體的形成是一個滲碳體的溶解，鐵素體到奧氏體的點(diǎn)陣重 構(gòu)以及碳在奧氏體中的擴(kuò)散的過程。有4個階段：（1）奧氏體形核；（2）奧氏體晶粒長大；（3）殘留碳化 物溶 解；（4）奧氏體成分均勻化；8形核：形成位置：在F和Fe3C交界面 上通過擴(kuò)散機(jī)制形成。原因：（1）成分上：在相界面 上容易形成A所 需的濃度起伏；（2）能量上：在相界上形核使界面能減小，應(yīng)變能減 小，使熱力學(xué)條件更容易滿足9、 影響奧氏體形成速度的因素：（1）鋼的成分；（2）原始組 織；（3）加熱溫度；（4）合金元素；10、等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線：奧氏體的等溫動力學(xué)曲線是一定溫度下等溫時，奧氏體的形成

4、量與等溫時間的關(guān)系曲線特點(diǎn)：1）轉(zhuǎn)變需要 孕 育期2）曲線呈S型初期：速度隨時間加快；50%后：速度下降3）隨溫度升高，孕育期縮短，速度加快11、亞共析鋼A轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：珠光體首先轉(zhuǎn)變?yōu)锳。受C在A中 擴(kuò)散控制，速度較快。A向F界面推移，使F慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)锳。受C在F 中擴(kuò)散所控制。C原子作較長距離的擴(kuò)散，形成速度極慢。轉(zhuǎn)變速度與 碳含量有關(guān)，碳含量越高，轉(zhuǎn)變速度越快。12、連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點(diǎn)：在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨 界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高。相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的（速 度越 快，范圍越寬）。A形成速度隨加熱速度增加而加快。快速連續(xù)加熱時形 成的A成分不均勻性增大。奧氏體起始晶粒度

5、隨加熱溫度增大 而細(xì)化。13、亞共析鋼的原始組織：先共析鐵素體加珠光體過共析鋼的原 始 組織：珠光體加滲碳體。14、晶粒度設(shè)n為放大100倍時每平方英寸in2面積內(nèi)的晶粒 數(shù)， 則下式中N即為晶粒度。n二2 N-1晶粒越細(xì)，N越大。起 始晶 粒：加 熱轉(zhuǎn)變終了時所得的A晶粒；實(shí)際晶粒：長大到冷卻開始時的A晶粒； 本質(zhì)晶粒：930C保溫3、8小時所得的晶粒；15、A晶粒長大機(jī)理長大方式：通過界面遷移而長大驅(qū)動力：來自 A晶界的界面能。A晶粒的長大將導(dǎo)致界面能降低P = 2 v/RP 一驅(qū) 動 力，R-球面晶界曲率半徑，Y-界面能晶粒越 小，界面能越大，長大 驅(qū)動 力越大16、影響奧氏體晶粒長大的

6、因素：（1）加熱溫度和保溫時間；（2）加熱速度；（快速加熱和短時保溫可以獲得細(xì)小奧（3）碳含量；氏體晶粒）（4）氧化劑及合金含量；（5）原 始組織;6)第二相粒子；（阻止A長大，對晶界起釘扎作用）17組織遺 傳： 非平衡的粗晶有序組織（馬氏體、貝氏體、魏氏組織等）在一定加熱 條 件下所形成的奧氏體晶粒繼承或恢復(fù)原始粗大晶粒的現(xiàn)象。18、影響因素原始組織（非平衡組織，馬氏體、貝氏體等）加熱 速 度（慢速或快速加熱）奧氏體形態(tài)（針狀和顆粒狀）第四章1、（過冷）奧氏體鋼加熱至臨界點(diǎn)以上，保溫一定時間，將形 成 高溫穩(wěn)定組織一 A。A冷卻至臨界點(diǎn)以下，就不再是穩(wěn)定組織，一般稱 過冷A。2、轉(zhuǎn)變類型依據(jù)

7、轉(zhuǎn)變機(jī)制不同，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變分為：珠光體轉(zhuǎn) 變（高溫轉(zhuǎn)變）貝氏體轉(zhuǎn)變（中溫轉(zhuǎn)變）馬氏體轉(zhuǎn)變（低溫 轉(zhuǎn)變）3、珠光體轉(zhuǎn)變擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變Y-P（F+Fe3C）常見組織形態(tài)：片 狀， 粒狀4、片狀珠光體，粒狀珠光體力學(xué)性能：片狀珠光體的強(qiáng)度、硬 度 以及塑性均隨著珠光體團(tuán)直徑和片間距的減小而升高。粒狀珠光體 與片 狀珠光體相比，在成分相同的情況下，粒狀珠光 體的強(qiáng)度、硬度稍低， 塑性較好，可切削加工性好，對刀具磨損 小，加熱淬火時的變 形、開裂 傾向小。高碳鋼在機(jī)加工和熱處理前常要求先進(jìn)行球化處理 得到粒狀珠 光體組織。5、貝氏體轉(zhuǎn)變；中溫轉(zhuǎn)變（也是F和Fe3C的混合物）鐵原子難 以 擴(kuò)散，碳原子擴(kuò)散能

8、力下降轉(zhuǎn)變機(jī)制不同形態(tài)：上貝氏體（350-550 C）（羽毛狀）下貝氏體（Bs-35 （TC）（黑色針狀或 竹 葉狀）與上貝氏體相比，下貝氏體具有較高的強(qiáng)度和硬度，同時塑性 和 韌性也較好。因此生產(chǎn)中常采用等溫淬火方法以獲得下貝氏體組織 來改 善鋼的機(jī)械性能，并能減小淬火內(nèi)應(yīng)力及變形、開裂傾向。6、馬氏體轉(zhuǎn)變：低溫轉(zhuǎn)變（淬火-主要的強(qiáng)化手段）鐵、碳原子均 無擴(kuò)散能力一-無擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變機(jī)制-晶格改組實(shí)質(zhì)：碳在a-Fe中的過 飽和固溶體。組織形態(tài)：片狀馬氏體（高碳鋼）板條狀馬氏體（低碳鋼）7、 過冷A的TTT圖：過冷A分為三個溫度區(qū)：高溫區(qū)：臨界點(diǎn)以下由高溫向低溫：珠光體索氏體屈氏體 低溫區(qū):M

9、s點(diǎn)以下為M中溫區(qū)：上貝氏體下 貝氏體轉(zhuǎn)變開始線，終了線孕育期、鼻子8、TTT圖的測定方法：金相硬度法：膨脹法：利用鋼在相變時發(fā) 生的比容變化來測定磁性法：利用A為順磁性，而轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵磁性 的 特性電阻法：利用轉(zhuǎn)變產(chǎn)物與過冷A具有不同的電阻率的特點(diǎn)9、TTT圖基本類型：（1）具有單一 C形曲線（碳鋼、含硅、鐮 等合金鋼）（2）雙C形，珠光體轉(zhuǎn)變向右顯著推移（3）雙C形，貝 氏 體轉(zhuǎn)變向右推移（4）只有貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線（5）只有珠光體轉(zhuǎn) 變的 C曲線（6）在Ms點(diǎn)以上整個溫度區(qū)間不出現(xiàn)C曲線（奧氏體 鋼）10、 影響過冷A-TTT圖的因素：（1）碳含量及合金元素影響 隨 著碳含量的增加，奧氏

10、體穩(wěn)定性增大，C曲線位置向右移動。Co、Al Me,均使C曲線右移即增加了過冷A的穩(wěn)定性。（2）人的均勻化程度（3） A晶粒尺寸和均勻化程度細(xì)小晶粒有利于P形核，使P轉(zhuǎn)變線左 移A均勻化程度越高，曲線右移，并使Ms點(diǎn)下降（4）奧氏體塑性 變形 的影響形變可使奧氏體晶粒細(xì)化（通過再 結(jié)晶），或增加亞結(jié)構(gòu)（位錯、李晶、滑移帶），將加速P轉(zhuǎn)變11、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變與等溫轉(zhuǎn)變律差別較大連續(xù)冷卻 時，在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變往往重疊，組織不均勻12、過冷奧氏體CCT圖特點(diǎn)有一組冷卻曲線，曲線的終端數(shù)字表 示在該冷卻速度下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度值冷卻曲線和轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)交點(diǎn)處 的數(shù) 字為轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的百分量M

11、s點(diǎn)右側(cè)為斜線，因?yàn)镻、B轉(zhuǎn)變提高了 A中的 碳含量，使Ms點(diǎn)下降。13、CCT圖與TTT圖的比較（1）連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變CCT曲線都處于 同種材料的等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線的右下方。（2）從形狀上看，連續(xù)冷卻 轉(zhuǎn)變CCT曲線不論是珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)還是貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，都只有相當(dāng)于 等 溫轉(zhuǎn)變TTT曲線的上半部。（3）碳鋼連續(xù)冷卻時可 使中溫的貝氏體 轉(zhuǎn) 變被抑制。（4）合金鋼連續(xù)冷卻時可以有珠光體轉(zhuǎn)變而無貝氏體轉(zhuǎn)變，也 可以有貝氏體轉(zhuǎn)變而無珠光體轉(zhuǎn)變，或者兩者兼而有之。14、TTT圖和CCT圖的應(yīng)用（1）預(yù)測熱處理后零件的組織及性能 （2）確定淬火臨界冷卻速度（3）確定工藝規(guī)程鋼的熱處理 鋼的退火：退火是鋼的熱

12、處理工藝中應(yīng)用最廣，花樣最多的一種工 藝。目的：降低硬度、改善組織、提高加工性能。退火是將鋼加 熱到適當(dāng)?shù)臏囟?，?jīng)過 保溫后以適當(dāng)?shù)乃俣壤鋮s的一種處理2、退火的分類完全退火等溫退火球化退火擴(kuò)散退火（均勻化退 火）再結(jié)晶退火去應(yīng)力退火1）完全退火和不完全退火:完全退 火： 指加熱使鋼完全得到A后慢冷的工藝亞共析鋼TAc3,過 共析鋼TAcm 一（不能采用？）？過共析鋼加熱會產(chǎn)生網(wǎng)狀滲碳體。目的：獲得低硬度，改善組織和切削加工性，消除內(nèi)應(yīng)力冷卻方 式：隨爐冷卻，冷速V30C/h組織：接近平衡狀態(tài)的組織應(yīng) 用：中低碳 鋼的鑄件、焊接件、熱軋或熱鍛件不完全退火：將鋼件加熱到Acl與 Ac3或Acm之間

13、的某一溫度，經(jīng)保溫后緩冷下來的工藝。目的：減 小組 織的分散度，消除應(yīng)力，降低硬度對于共析或過共析鋼來說，不 完全退 火可以使片狀珠光體變?yōu)榱钪楣怏w或球狀珠光體，也稱球化 退火。完 全退火的工藝參數(shù)選擇：加熱溫度原則上碳鋼選用Ac3以上30-50 C,合 金鋼選用Ac3以 上5090 Co加熱速度 碳鋼的加熱速 度常用150 2009/小時，合金鋼加熱速度常用501009/小時。保溫 時間為了得到比 較均勻的奧氏體。冷卻速度2）等溫退火溫度與完全退 火相同，冷卻時 則在Ari以下的某一溫度等溫，使之發(fā)生P轉(zhuǎn)變，然 后出爐空冷到室 溫。特點(diǎn)：等溫退火可縮短退火時間，所得組織更均 勻應(yīng)用：合金結(jié)

14、構(gòu) 鋼，碳鋼一般不采用完全退火與等溫退火工藝曲線 比較3）球化退火目 的：得到球化體組織（具有最佳塑性、最低硬度）應(yīng)用：塑性-有利于低 碳鋼和中碳鋼的冷成形低硬度-有利于工具鋼和 軸承鋼最終熱處理前的切 削加工。獲得球化體的途徑：P的球化由A轉(zhuǎn)化為球化M在高溫下（低于A1）分解一調(diào)質(zhì)處理（回火索氏體）4）擴(kuò)散退火（均勻化退火）目的：消 除鋼錠鋼 鑄件中不可避免的成分偏析溫度：遠(yuǎn)高于Ac3,一般為1100-1200C時間：lh/25mm截面 厚為了節(jié)省能耗，一般在鋼開坯后鍛軋加熱時，適當(dāng)延長保溫時間5）低溫 退火（消除應(yīng)力退火）目的：消除因冷加工或切削工以及熱加工后快冷 而引起的殘余應(yīng)力，避免變

15、形、開裂或隨后處理的困難溫度：碳鋼、低合金鋼550-650C高合金鋼600-750C冷卻：爐冷到500C后再空冷6）再結(jié)晶退火目的：使冷變形鋼通過 再結(jié)晶完全轉(zhuǎn)變 為均勻 的等軸晶粒，而恢復(fù)塑性、降低硬度，以利于隨后的再變形或獲得穩(wěn)定 的組織。溫度：650C, 0、5 lh工 業(yè)純金屬的再結(jié)晶溫度 經(jīng)驗(yàn)公式丁 再二（0、350、40）T熔2、鋼的正火定義：將鋼加熱到Ac3或Accm以上30-50C保 溫，然 后空氣中自然冷卻。獲得細(xì)珠光體組織目的：細(xì)化晶粒，使組織均勻 化，改善鑄件的組織和低碳鋼的切削加工性可作為預(yù)備處理，為隨后的 熱處理作準(zhǔn)備可作為最終熱處理，用以改善板、管、帶材的力學(xué)性能正

16、 火與退火的性能比較項(xiàng)目正火退火冷卻方式F先與P形成溫度F晶粒尺寸 和 P層片間距強(qiáng)度、硬度塑性空冷低小高低爐冷稍高稍大稍低高2）正 火工藝的選擇（1）正火溫度正火溫度一般為Ac3 （或Acm）+3050 C。如果正火作 為預(yù)先熱處理，應(yīng)采用上限溫度，這樣 有利于組織均勻 化。如果正火作為最終熱處理，則應(yīng)采用下限溫度，可以得到較細(xì)小的 奧氏體晶粒。（2）正火的加熱速度和保溫時間與完全退火相似，碳鋼的 加熱速度常用1502009/小時，合金鋼加熱速度 常用501009/小時。（3）正火的冷卻方式應(yīng)根據(jù)工件的成分和尺寸 來確定。中碳鋼、低合金 結(jié)構(gòu)鋼以及尺寸較小的鋼件采用較慢的冷卻 速度。低碳鋼或

17、是尺寸較大 的鋼件應(yīng)增大冷卻速度。3）退火和正火的選用（1）低碳鋼通過正火可以獲得晶粒比較細(xì) 小 的鐵素體和珠光體，使組織均勻，硬度適當(dāng)，易于切削。（2）中碳鋼含碳量不超過0、45%的鋼選用正火，含碳量超過0、45%的鋼和一些合金含量較高的中碳結(jié)構(gòu)鋼，采用退火比較合適。（3）高碳鋼 高碳鋼采用退火最合適。高碳工具鋼采用正 火消除網(wǎng)狀 碳化物，一般還需進(jìn)行球化退火處理4）碳鋼的硬度與熱處理的關(guān)系3、鋼的淬火定義：將鋼加熱到臨界溫度以上，保溫一定時間使之A 化后，以大于臨界冷卻速度的冷速進(jìn)行冷卻的一種工藝過程。組織：M, B或M+B混合物；少量殘余和未溶的第二相。1）目的（與回火配 合） 提高強(qiáng)韌

18、性，女口各種機(jī)器零件提高彈性，女口彈簧提高耐蝕性和耐 熱 性，如不銹鋼和耐熱鋼。提高硬度和耐磨性，如刃具、量具、模具提高硬磁性，如用高碳 鋼 和磁鋼制的永久磁鐵一淬火是使鋼強(qiáng)化和獲得某些特殊使用性能的主要 方法2）淬火方法8、單液淬火b、雙液淬火c、分級淬火d、B等 溫淬 火e、M等溫淬火f、預(yù)冷淬火 法3）淬火介質(zhì)要求：在中溫（鼻 子附 近）時有較強(qiáng)的冷卻能力，在低溫時冷卻慢，有降低淬火變形和 開裂的 傾向。第一類：淬火時發(fā)生物態(tài)變化：水，油，水溶液第二 類：淬火時不發(fā)生物態(tài)變化：如熔鹽、熔堿、融熔金屬等。常用淬火 介質(zhì)：水：使 用最早的淬火介質(zhì)。價廉易得，有較強(qiáng)的冷卻能力。鹽 水與堿水：在

19、水 中添加5 10%鹽或堿，可大大提高冷卻能力。油：一般用礦物油，低 溫區(qū)的冷速遠(yuǎn)小于水，將有利于防止工件的變形與開裂。熔鹽、熔堿及 金屬：多用于分級淬火及等溫淬火，當(dāng)工件溫度較高時，冷速很高；當(dāng) 工件接近于介質(zhì)溫度時，冷速迅速降低。4）鋼 的淬透性（可淬性）指鋼 在淬火時能夠獲得M組織的傾向（即鋼被淬 透的能力）。是鋼固有的屬 性。淬硬層：工件上的M組織 層。淬硬性（可硬性）：在正常淬火條 件下，鋼能達(dá)到的最高硬 度。主要與C%有 關(guān)，C%越高，淬火后M的 硬度也愈高。淬透性的實(shí)用意義：是正確選用鋼材和制訂熱處理工藝的 重要依據(jù)之一。鋼的淬透性主要取決于鋼 的臨界冷卻速度，取決于過冷 奧氏體

20、的穩(wěn)定性。鋼的臨界冷卻速度越 小，鋼的淬透性愈好。過冷奧氏 體越穩(wěn)定，鋼的淬透性愈好。淬透性 與淬硬性區(qū)別：影響鋼淬透性 的主 要因素是鋼中合金元素的多少，Me越多，淬透性越好。淬硬性：是指鋼 在理想條件下進(jìn)行淬火硬化所能達(dá)到最高硬度的能力取決于馬氏體中碳 的含量。5）淬火缺陷及防止淬 火內(nèi)應(yīng)力：是造成變形開裂的根本原因。包括熱應(yīng)力，組織應(yīng)力。淬火變形:幾何形狀和體積變化。淬火開 裂：6）減少淬火變形和防止淬火開裂的措施（1）正確選擇材料和合 理 設(shè)計(jì)工件形狀（2）正確地鍛造和預(yù)備熱處理（3）采用合適的淬火加熱 溫度，盡量選擇淬火下限溫度。4、回火回火：將淬火鋼加熱到A1以下某一溫度，經(jīng)過保溫

21、，然后 以一定的冷卻方法冷至室溫的工藝過程。目的：提高淬火鋼的塑性和韌性，降低其脆性；降低或消除淬火引起的殘余內(nèi)應(yīng)力，這對于穩(wěn) 定尺寸 很重要。(1)低溫回火目的是為了降低淬 火應(yīng)力，減少脆性，盡量保 持鋼的高硬度、高強(qiáng)度和高耐磨性。(2)中溫回火目的在于保持較高的硬度和強(qiáng)度，并具有高的彈性極 限和 足夠的韌性，組織為回火屈氏體。(3)高溫回火習(xí)慣上將 淬火加 高溫回 火稱為調(diào)質(zhì)處理。調(diào)質(zhì)的目的是要得到一定強(qiáng)度、硬度和良好的韌性、 塑性相配和的綜合力學(xué)性能。思考題：(1)何為晶粒度？加熱轉(zhuǎn)變終了時所得A晶粒度為_d_、(a)實(shí)際晶粒度(b)本質(zhì)晶粒度(c)加熱晶粒度(d)起始晶粒度(2)在加熱

22、轉(zhuǎn)變中，保溫時間一定時，隨保溫溫度升高，A晶粒不斷 長 大，稱為_8_、(3)正常長大(b)異常長大(c)均勻長大(d)不均勻長大(3)在加熱轉(zhuǎn)變中，保溫時間一定時，必須當(dāng)溫度超過某定值后，晶粒 才隨溫度升高而急劇長大，稱為_b、Q)正常長大(b)異常長大(c )均勻長大(d)不均勻長大(4)A晶粒的長大是通過晶界的遷移而實(shí)行的，晶界遷移的驅(qū)動力來自 _c_、(a) A與P的自由能差(b) A的吉布斯自由能的降低(c)界面自由能的降低(d)相變自由能差(5)奧氏體晶粒半徑逾小，長大驅(qū)動力二。)愈大(b)不變(c)逾 小(d)無規(guī)律第五章珠光體1、珠光體組織形態(tài)共析成分的奧氏體冷 卻到A1以下

23、時，將分解為鐵素體和滲碳體的混合物，稱為珠光體（P）片間距和過冷度的關(guān)系SO二c/AT因此，層片間距由形成 溫度決定，過冷度越大，形成溫度越低，片間距越小3、過冷奧氏體先在較高溫度部分轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，未轉(zhuǎn)變的奧氏體隨后在較低溫度下變?yōu)橹楣怏w，由于過冷度不同，形成的珠光體有粗 有 細(xì)，而且先粗后細(xì)。這種粗細(xì)不均勻的珠光體將引起機(jī)械性能不均 勻， 從而影響鋼的切削加工性能。因此可采用在一個溫度等溫處理（等溫正火或等溫退火）的方法，獲得粗細(xì)相近的珠光體，以提高鋼的 切削加工性能。4、珠光體的晶體學(xué)1）片狀珠光體和粒狀珠光體的結(jié)構(gòu)鐵素 體： 體心立方滲碳體；復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)2）新相與母相之間的位向關(guān)系鐵素體

24、與奧氏體位向關(guān)系：112 Y I I 110 u , V I I a亞共析鋼中先共析鐵素 體與奧氏體位向關(guān)系K-S關(guān)系：111 Y | |110 a , V | a5、P轉(zhuǎn)變熱力學(xué)轉(zhuǎn)變驅(qū)動力一新舊相的自由焙差由于珠光體 轉(zhuǎn) 變 溫度較高，原子能充分?jǐn)U散，珠光體有又是在位錯等晶界較多的地方形 核，相變所需的自由能差較小。6、片狀珠光體形成機(jī)制1） P轉(zhuǎn)變時的領(lǐng)先相決定于相變溫度 和 鋼的化學(xué)成分亞共析鋼一F （因?yàn)镻中的F與F先的位向相 同）過 共析鋼一 Fe3C （因?yàn)镻中Fe3C和Fe3C先位向相同且組織 上連續(xù)）共 析鋼一 Fe3C （A中未溶Fe3C將促進(jìn)P的形成，而先共析F存在則 無

25、明顯影響）2）片狀P的形成機(jī)制g - a + Fe3C碳含量：0、77% 0、02%6、67%空間點(diǎn)陣：面心立方體心立方復(fù)雜斜方P形成有兩個過程：成分改變點(diǎn)陣改組3）Fe3C形核位置一般情況下在g晶界處（晶界上缺陷多，能量高，原子易于擴(kuò)散，容易滿足形核需要）奧氏 體化溫度低時，也可在奧氏體晶內(nèi)形核Fe3C形狀：小薄片（應(yīng)變能 小，表面積大，容易接受到C原子）長大方向：縱向及橫向7、粒狀P的形成機(jī)制1）形成的特定條件：A1以上：A化溫 度 較 低，保溫時間較短，加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，A中有許多殘留碳化物（K）（組織愈不均勻愈容易得球狀P）A1以下：轉(zhuǎn)變?yōu)镻的等溫溫 度高，等溫時間長或冷速極慢2）球

26、化碳化物形成的途徑由淬火馬氏體 在高亞臨界溫度（A1以下附近的溫度）分解而形成即：淬火+高溫回火（調(diào)質(zhì)處理）由P在高亞臨界溫度長時間保 溫，使?jié)B碳體變成球狀由A 轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+球狀滲碳體高溫形變 球化3）球化是自發(fā)過程（a）從熱力學(xué)分析球化是自發(fā)過程：因?yàn)槠瑺蠲娣e大于球狀（體積相 同 時）。（b）根據(jù)膠態(tài)平衡理論：第二相質(zhì)點(diǎn)的溶解度與其曲率半徑 有 關(guān)，半徑越小，溶解度越高4）高溫回火粒狀珠光體也可以通過馬氏體 或貝氏體的高溫回火來獲得。馬氏體和貝氏體在中溫區(qū)回火得到回火 屈氏體組織，而高溫區(qū)回火獲得回火索氏體組織。進(jìn)一步提高回火溫 度到A1稍下保溫，細(xì)小彌散的碳化物不斷聚集粗化，最后可以得到

27、較 大顆粒 狀的碳化物，成為粒狀珠光體組織。5）形變球化8、亞（過）共析鋼的P轉(zhuǎn)變1）相圖可劃分為四個區(qū)：GSE（1）:單相g區(qū)GSE（2）:先共析F區(qū)ESG（3）:先共析Fe3C區(qū)GSE（4）:偽共析區(qū)2）偽共析轉(zhuǎn)變定義：非共析成分的A被過冷到（4）區(qū)后，可以不先析出先共析相而直接分解為F與Fe3C混合 物一 與共析轉(zhuǎn)變相似。轉(zhuǎn)變條件：亞共析鋼或過共析鋼快冷并在（4）區(qū)保溫組織：也稱為P特點(diǎn)：分解機(jī)制和分解產(chǎn)物的組織特征 與P轉(zhuǎn)變完全相同。但F和Fe3C量與P不同，隨C%升高，F(xiàn)e3C量增 加。3）亞共析鋼中先共析F的析出亞共析鋼在（2）區(qū)析出先共析F形 核位置：A晶界上形成析出過程：形核、

28、長大析出形態(tài)：網(wǎng)狀、片 狀、 塊狀析出量：決定于A中C含量和析出溫 度共格關(guān)系：一側(cè)共格 滿足 K-S關(guān)系另一側(cè)非共格界面類型界面遷移難易程度界面能變化形成溫度 共格（半共格）困難（針狀，片狀）不形成新界面，界面能不 變低非共 格容易（顆粒狀，球冠狀）形成新界面，界面能增加高長大 機(jī)制（1）: 轉(zhuǎn)變溫度較高時：（形成網(wǎng)狀或塊狀）非共格界面遷移較容易，故F向Y2晶粒一側(cè)長大球冠狀C%高時，形成的先共析F呈網(wǎng)狀C%低時，形成的先共析F呈 塊狀（等軸狀）長大機(jī)制（2）轉(zhuǎn)變溫度較低時：形成片狀非共格界面 遷 移不容易（因?yàn)镕e原子長距離擴(kuò)散變難），以共格界面遷移為主，F(xiàn)向 Y1晶粒內(nèi)長大，為減少彈性能

29、，F(xiàn)將呈條片狀沿A某晶面向晶粒內(nèi)伸 長，慣習(xí)面為（111）g面。因?yàn)橥痪Я?nèi)111或相互平等，或相 交一定角度，所以片狀F常呈 現(xiàn)彼此平行或互成6 0、90度，稱為魏氏 組織鐵素體或魏氏組 織滲碳體影響先共析F形態(tài)的因素 轉(zhuǎn)變溫度：高一 網(wǎng)狀、塊狀；低 片狀碳含量：C%低，形成塊狀；C%高，形成網(wǎng)狀； C%居中，形成魏氏組織（片狀）原始A晶粒大?。捍?大晶粒促使魏 氏 組織形成4）過共析鋼中先共析Fe3C形成過共析鋼在（3）區(qū)會 析出先共析Fe3C形態(tài)：網(wǎng)狀、片狀（針）一魏氏組織晶體學(xué)關(guān)系：Fe3C與A之間具有一定位向關(guān)系珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)1、P轉(zhuǎn)變的形核率與長大速度與溫度的關(guān)系：隨溫度降低先

30、增后 減，550C達(dá)最大值與時間的關(guān)系：I隨等溫時間增大而增大，隨時間 延 長，晶界上形核位置達(dá)到飽和，I急劇下降到零；v與時間無關(guān)2形核率d為界面厚度，L晶粒平均直徑，1=0,1, 2分別表 示界 隅，界線，界面，Q為原子擴(kuò)散激活能，n為原子振動頻率長大速度共 析鋼P(yáng)轉(zhuǎn)變的形核率和長大速度與過冷度的關(guān)系2）形核率與轉(zhuǎn)變時間 的關(guān)系3）形核率與長大速度與溫度的關(guān)系：隨溫度降低先增后減， 550C達(dá)最大值與時間的關(guān)系：I隨等溫時間增大而增大，隨時間延 長， 晶界上形核位置達(dá)到飽和，I急劇下降到零；v與時間無關(guān)4、P轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖（TTT） 1） P轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖特點(diǎn)：特點(diǎn)：（1）轉(zhuǎn)變前有孕育期（2）

31、存在鼻子，即隨T降低，V增大， 降到鼻子溫度時，V最大，隨后降低。亞共析鋼：P的C曲線的左上方 有一先共析F析出線；。,向右移 過共析鋼：C曲線的左上方有一先 共 析Fe3C析出線；C%,向左移2）影響P轉(zhuǎn)變動力 學(xué)因素一）化學(xué)成 分 的影響：含碳量亞共析鋼：c, F先孕育期，析出速度，P形成速度過 共析 鋼：C , Fe3C先孕育期，P形成速度 合金元素除Co外，所有Me均使P 的C曲線右移；除Ni夕卜，所有Me均使P的C曲線上移。二）加熱溫 度和保溫時間（影響A成分和狀態(tài)）提高加熱溫度和延長保溫時間會使冷卻時P轉(zhuǎn) 變 減慢（C%, Me% , C曲線右移；A晶粒，形核位置）即：A化溫度 低

32、，時間短，將加速P轉(zhuǎn)變。三）原始組織原始組織愈細(xì)，P形成速度愈慢（K溶解快，C和Me含量高）四）應(yīng)力與塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形加速P轉(zhuǎn)變5、P轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能與成分和熱處理工藝有關(guān)一各相的含量和 組織形態(tài)；對于片狀P,由層片間距決定；不同形態(tài)P,性 能不同；先 共 析F和Fe3C含量不同，性能不同。1）片狀P與P的片間距、P團(tuán)直 徑、P中F的亞結(jié)構(gòu)有關(guān)一由A化溫度和P形成溫 度決定。P片間距 越 小，強(qiáng)度、硬度、塑性均升高（為什么？）Fe3C很薄時，在外力的作用 下可以滑移產(chǎn)生塑性變形，也可產(chǎn)生 彎曲，使塑性升高。應(yīng)用：派登處 理（鉛浴處理）P團(tuán)直徑越小，強(qiáng)度、塑性如何變化？問題：連續(xù)冷卻發(fā)

33、生P轉(zhuǎn)變時，是否對性能有利？ 2）粒狀P強(qiáng)度、硬度稍低于片狀P;塑性、可切削性好;K分布 愈 細(xì)，硬度強(qiáng)度愈高，分布愈均勻，韌性愈好P的組織形態(tài)對性能的影響 鋼 種顯微組織極限強(qiáng)度（MPa）疲勞極限s-1共析鋼片狀P粒狀 P6766762352860、7% C鋼細(xì)片狀P回火索氏體9269423714116、亞、過共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能1）亞共析鋼的珠光體 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能亞共析鋼完全奧氏體化后冷卻，隨著鋼中碳含量下降， 先共析鐵素體量增加；當(dāng)碳含量一定時，隨著冷卻速度的加大，或轉(zhuǎn)變溫 度的降低，先共析鐵素體量減少，珠 光體量增加，但 珠光體中的含碳量 下降。與珠光體和鐵素體的相 對含

34、量有關(guān)。為了獲 得最佳沖擊性能，應(yīng) 使用細(xì)晶粒、含硅、含碳低的鋼。細(xì)化鐵素體晶粒、細(xì)化珠光體團(tuán)對韌性 是有益的，而固溶強(qiáng)化對韌性是有害的。2）過共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 的力學(xué)性能過共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力 學(xué)性能與Fe3CII的形態(tài)有關(guān)。 滲碳體為脆性相，沿晶界呈網(wǎng)狀分布 時，會造成晶界脆斷，必須 消除。 在連續(xù)冷卻過程中，應(yīng)在二次滲碳 體析出的溫度區(qū)間快 冷，這樣可以減 少滲碳體的析出量，從而避免二 次滲碳體呈網(wǎng)狀分布。7、派登處理派登處理用于高碳鋼的強(qiáng)韌化處理具體步驟如下：高 碳 鋼奧氏體化 鉛浴等溫（560 C）得到索氏體一冷拉（使鐵 素體內(nèi)位錯 密度提高，強(qiáng)度上升，片間距下降，而使?jié)B碳

35、體不致 脆斷）。最 終得到 強(qiáng)烈變形后的細(xì)珠光體（索氏體），具有極好的強(qiáng)度與塑性的配合。-一 鉛浴處理應(yīng)用：繩用鋼絲、琴鋼絲和彈簧鋼絲等8、相間析出與納米結(jié)構(gòu)1）析出產(chǎn)物形態(tài)定義：低碳合金鋼中， 含有強(qiáng)碳（氮）化物形成元素（V、Mo、W、Cr. Nb、Ti），冷卻時可能 首先發(fā)生碳化物的析出。由于析出是在g/a相界面 上，所以叫相間析 出。形態(tài)：K呈極細(xì)顆粒狀均勻成排分布（幾納 米）形態(tài)影響因素： A化溫度？ A化學(xué)成分、冷卻條件與F基體有 位向關(guān)系：女叫100 vc/（100）a vc/a 2）相間析出條件A化學(xué)成分奧氏體化 溫度 溫 度：C%低時，800-450CC%高時，520-450C

36、連續(xù)冷卻時取決于冷卻速度第六章馬氏體1、馬氏體相變與馬氏體的定義馬氏體相變一替換原子無擴(kuò)散切 變 （原子沿相界面作協(xié)作運(yùn)動）使其形狀改變的相變。馬氏體一原子 經(jīng)無擴(kuò)散切變的不變平面應(yīng)變的晶格改組，得到的與母相具有嚴(yán)格晶體學(xué)關(guān) 系和慣習(xí)面的含有高密度位錯、層錯或李晶等晶體缺陷的組織。馬氏體 （徐祖耀）一一冷卻時馬氏體相變的產(chǎn) 物Fe-C合金M，是 碳在a-Fe中 的過飽和固溶體2、M的晶體結(jié)構(gòu)Fe-C合金M是C在a-Fe中的過飽和固溶體。 具有體心正方或體心立方點(diǎn)陣3、M 的位向關(guān)系 1）K-S 關(guān)系：110 a | |111Y , a? | I V2）西山關(guān)系：110 a（111）V , 11

37、0 a | Y3）G-T 關(guān)系：111 V I 110 Ci,差 1 110 Y I I 111 a ?差23、馬氏體的組織形態(tài)鋼中馬氏體根據(jù)成分（含碳量）冷卻 條件 呈現(xiàn)不同的形態(tài)按照亞結(jié)構(gòu)分為位錯型馬氏體、李晶馬氏體根據(jù)形態(tài) 分 為板條馬氏體、針片狀馬氏體、蝶狀馬氏體、薄板狀馬氏體、薄片 狀馬 氏體1）板條狀馬氏體一般存在于低、中碳鋼和 不銹鋼中亞結(jié)構(gòu)：位 錯，故又稱為位錯馬氏體慣習(xí)面（111）Y,位向關(guān)系符合K-S關(guān)系2）針 狀（透鏡片狀）馬氏體一般存在于中、高碳鋼、Fe-Ni合金中亞 結(jié)構(gòu)：李 晶，故又稱為李晶馬氏體慣習(xí)面：中脊面針狀馬氏體的慣習(xí) 面與形成溫 度有關(guān)：溫度較高時為225

38、） V,位向關(guān)系符合K-S關(guān)系溫度較低時為 259 V,位向關(guān)系符合西山關(guān)系3）蝶狀馬氏體存在于Fe-Ni合金或Fe- Ni-C合金中形成溫度在板條和透鏡馬氏體形成溫度之間位向關(guān)系 符合K- S關(guān)系亞結(jié)構(gòu)：以位錯為主，有少量李晶慣習(xí)面：蝶狀的兩翼 為（225 V,兩翼的結(jié)合面100 V 4）薄板狀馬氏體一般出現(xiàn)在Ms為一 1009以 下的Fe-Ni-C合金中內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)：李晶慣習(xí)面：259 V位向關(guān)系：K-S關(guān)系5）薄片馬氏體（ -馬氏體）出 現(xiàn) 在層錯能低的Fe-Mn、Fe-Mn-C和Fe-Cr-Ni合金中晶體 結(jié)構(gòu)：密排 六 方結(jié)構(gòu)內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)：層錯慣習(xí)面：111 V位向關(guān)系：111 V /

39、0001 , V / , 一馬氏體沿著111 V呈魏氏組織分布馬氏體因成分和轉(zhuǎn)變溫度不同而 形態(tài)各異，其中鋼中最常見的是板條狀馬氏體和片狀馬氏體。4、影響M形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)的因素仃）化學(xué)成分（2）馬氏體形成溫 度（Ms） （3）奧氏體的層錯能奧氏體的強(qiáng)度1）化學(xué)成分碳含量是 影響M形態(tài)的主要因素CC0、3%,板條MCV1、0%,透鏡片狀MC二0、31、0%,板條和片狀的混合結(jié)構(gòu)合金元素縮小V區(qū)的元素利 于形成 板條M擴(kuò)大Y區(qū)的元素利于形成片狀M降低Y層錯能的元素利于 形成 -M2）Ms的影響隨著Ms下降馬氏體形態(tài)轉(zhuǎn)化順序：板條 二蝶狀 二透鏡片狀二薄片狀亞結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)化順序：位錯亞結(jié)構(gòu) 二攣晶亞結(jié)構(gòu)3）奧氏體的層錯能層錯能低時，易于形成薄板 狀 M,層錯能越 低，越趨于形成位