固態(tài)相變思考題

1、說明固態(tài)相變的驅(qū)動(dòng)力和 阻 力？在固態(tài)相變中,由于新舊 相比容差和晶體位向的差異, 這些差異產(chǎn)生在一個(gè)新舊相有 機(jī)結(jié)合的彈性的固體介質(zhì)中, 在核胚及周圍區(qū)域內(nèi)產(chǎn)生 彈性 應(yīng)力場,該應(yīng)力場包含的能量 就是相變的新阻力一畸變自由 焰公G畸.那么有： G = G相變+ G界面+ G 畸晶體缺陷對(duì)固態(tài)相變有彳 一 響？品核在晶體缺陷處形核時(shí), 缺陷能將奉獻(xiàn)給形核功,因 此,晶體通過自組織功能在品 體缺陷處優(yōu)先性核.晶體缺陷對(duì)形核的催化作用 表達(dá)在：1 母相界面有現(xiàn)成的 一 局部,因而只需局部重建.2 原缺陷能將奉獻(xiàn)給形 核功,使形核功減小.3 界面處的擴(kuò)散比品 內(nèi)快的多.4相變引起的應(yīng)變能可較快的 通

2、 過品界流變而松弛.4 溶質(zhì)原子易于偏聚 在品界處,有利 于提升形核率.擴(kuò)散型相變和無擴(kuò)散型相變各 有那些特征？1擴(kuò)散型相變?cè)舆w移造成原有原子 鄰居關(guān)系的破壞,在相變 時(shí), 新舊相界面處,在化學(xué)位差驅(qū) 動(dòng)下,舊相原子單個(gè)而無序 的,統(tǒng)計(jì)式的越過相界面進(jìn)入 新相,在新相中原 子打亂重 排,新舊相排列順序不同,界 面不斷向舊相推移,此稱為界 面熱激活遷移,是擴(kuò)散激活能 與溫度的函數(shù).新相與母相的化學(xué)成分不 同.2無擴(kuò)散型相變相變的界面推移速度與 原子的熱激活潑遷因素?zé)o關(guān). 界面處母相一側(cè)的原子不是 單 個(gè)而無序的,統(tǒng)計(jì)式的越過 相 界面進(jìn)入新相,而是集體定 向 的協(xié)同位移.界面在推移的過 程中保

3、持宮格關(guān)系.新相與母相的結(jié)構(gòu)不同, 化學(xué)成分相同晶粒長大的驅(qū)動(dòng) 力？晶粒長大時(shí)界面移動(dòng)方向 與品核長大時(shí)的界面移動(dòng)方向 有何不同？為什么？晶粒長大的驅(qū)動(dòng)力：界面 能或品界能的降低.晶粒長大 時(shí)界面移動(dòng)方向與曲率中央相 同,品核長大時(shí)的界面移動(dòng)方 向與曲率中央相反.奧氏體的 形核地點(diǎn).一般認(rèn)為奧氏體在鐵素體 和滲碳體交界面上形 成品 核.奧氏體品核也可以在以往 的粗 大奧氏體品界上原始 奧氏體 品界形核并且長大,由于這 樣的品界處富集 較多的碳原子 和其他元素,給奧氏體形核提 供了有利條件.奧氏體晶粒異常長大的原 因？ 為什么出現(xiàn)混品？女口 何控 制？在原始奧氏體晶粒粗大的 情況下,假設(shè)鋼以非平

4、衡組 織 加熱奧氏體化,在一定的加熱 條件下,新形成的奧氏體晶粒 會(huì)繼承和恢復(fù)原始 粗大的奧氏 體晶粒.假設(shè)將這 種粗大有續(xù) 組織繼續(xù)加熱,延長保溫時(shí) 間,會(huì)使晶粒異 常長大,造成 混品現(xiàn)象.1采用退火或高溫回 火,消除非平衡組織,實(shí) 現(xiàn)a 相的再結(jié)晶,獲得細(xì)小的碳化 物顆粒和鐵素體的 整合組織. 使針形奧氏體失去形成條件, 可以預(yù)防組織 遺傳.采用等溫 退火比普通 連續(xù)冷卻退火好. 采用高溫回火時(shí),屢次回火為 好,以便獲得較為平衡的回火 索氏體組織.2對(duì)于鐵素體-珠光體 的低合金鋼,組織遺傳傾向 較 小,可以正火校正過熱組 織, 必要時(shí)采用屢次正火, 細(xì)化品 粒.試述影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力 學(xué)的

5、 因素.由于形核率主要受臨 界形 核功限制,對(duì)冷卻轉(zhuǎn)變 而言, 形核功 G*隨著溫度 的降低, 即隨著過冷度增大而急劇地減 小非線性,故使形核率增加,轉(zhuǎn)變速度加 快.擴(kuò)散型相變的線長大速度 v也與 溫度有關(guān),隨溫度降 低,擴(kuò)散 系數(shù)D變小非線性,線長 大速度v那么隨D的減小而降 低.這是兩個(gè)相互矛盾的因素,它使得動(dòng)力學(xué)曲線呈現(xiàn) C形,也稱為C-曲線.分析珠光體轉(zhuǎn)變是為什么不存 在領(lǐng)先相？共析共生,不存在“領(lǐng) 先 相1 .根據(jù)自組織理論,遠(yuǎn)離 平衡態(tài),出現(xiàn)隨機(jī)漲落,奧氏體中必然出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳 區(qū),加上隨機(jī)出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲 落、能量漲落,在貧碳區(qū)建構(gòu) 鐵素體,而在富碳區(qū)建構(gòu)滲碳 體或碳化物,二者是共

6、析共 生,非線性相互作用,互為因 果.鐵素體和滲碳體同步出 現(xiàn),組成一個(gè) 珠光體的晶核.2 .這種演化機(jī)制屬于放 大型的因果正反響作用,它使微小的隨機(jī)漲落經(jīng)過連 續(xù)的 相互作用逐級(jí)增強(qiáng),而使原系統(tǒng)奧氏體A瓦解, 建構(gòu)新的穩(wěn)定結(jié)構(gòu) PF+FesC品核,然后長大.因此,珠光體共析分解是 同步形成鐵素體和滲碳 體的整 合機(jī)制.馬氏體相變的主要特征？1無需擴(kuò)散性；即無論 間隙原子還是替換原子 均不需要擴(kuò)散,即能完成 相變；2不變平面應(yīng)變的品格改 組；3以非簡單指數(shù)晶面為 不變平面,即存在慣習(xí) 面；4相變伴生大量亞結(jié)構(gòu),即極高密度的晶體缺 陷：如精細(xì)李品,高密度 位錯(cuò),層錯(cuò)等.5相變引發(fā)特有的浮凸 現(xiàn)象

7、.鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)和形 貌？1 .含碳量0.2%時(shí),晶體 結(jié)構(gòu)都是體心正方的.2 .中碳鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)主 要 是高密度位錯(cuò),有時(shí)含形變攣 品.3 .高碳鋼馬氏體內(nèi)的李品是 相變享品,而且是大量的精細(xì) 而規(guī)那么的,4 .隨著碳含量的提升,從 低 碳鋼的板條狀馬氏體變 為中碳 鋼的板條狀+片狀有 機(jī)結(jié)合型 馬氏體,高碳鋼的片狀,凸透 鏡狀馬氏體. 闡述鋼中貝氏體 相變的過渡性特征？1共析分解到貝氏體相 變的過渡 在 “鼻溫附近等溫后生成珠光 體和上貝氏體 兩種產(chǎn)物. 說明 珠光體與上 貝氏體轉(zhuǎn)變不同, 但有著密 切的聯(lián)系. 從圖還可 以看出過渡性,如在400 C以 上等 溫時(shí),先形成珠光體,經(jīng)

8、 過一段時(shí)間后,再形成貝氏 體.而在350? 400 C等溫 時(shí),那么先形成貝氏體,而后 形成珠光體.再降低溫度,直到珠光體停止分解,只有 上貝氏體形成. 這是一個(gè)明 顯的過 渡過程.2貝氏體組織形貌 的過渡性珠光體只有兩相鐵素體 +碳化物.馬氏體是單相組織.貝氏體組織中鐵素體相+滲碳體、碳化物、殘留 奧氏體、馬氏體或所謂 M/A上貝氏體的組成相有時(shí)與 珠光體相同,即只含有鐵素體 和滲碳體兩相,因止匕,上貝氏 體組織打上了珠 光體組織的烙 印.下貝氏體組織中存在 鐵素 體+馬氏體+殘留奧氏體等 相,說明它打上了淬火馬氏體組織的烙印.從上貝氏體組織過渡 到下 貝氏體組織, 表現(xiàn)了從 珠光體 到馬

9、氏體的過渡性和復(fù)雜的交 叉性.貝氏體相變與共析分解 有那些區(qū)別？ 203頁貝氏體 相變具有擴(kuò)散性質(zhì),首先碳原 子是擴(kuò)散的,故有人稱其為 “半擴(kuò)散型相變.上貝氏體 在奧氏體品界上 形成貝氏體鐵 素體品核； 共 析分解在奧氏體 品界形核,兩者有相似性.試 述典型的上貝氏體和下 貝氏體 的組織形貌.上貝氏體是在貝氏體轉(zhuǎn) 變 溫度區(qū)的上部形成的,形貌各 異,典型的上貝氏體呈羽毛 狀,羽毛狀上貝氏體是由板條 狀鐵素體和條間分布不連 續(xù)碳 化物所組成.貝氏體鐵素體條 間的碳化物是片狀形態(tài)的細(xì)小 的滲碳體,組織形貌呈現(xiàn)羽毛 狀.下貝氏體在貝氏體 C曲 線鼻溫以下溫度區(qū)間 形成. 下 貝氏體有經(jīng)典下貝氏體、柱

10、狀貝氏體、準(zhǔn)貝氏體等.貝氏體鐵素體的形核及長大機(jī)制.而貝氏體相變的形核可在品 界也可在品內(nèi). 209-210頁貝氏體相變是介于馬氏體相 變和共析分解之間的 相變,相 變機(jī)制、組織、結(jié) 構(gòu)更為復(fù) 雜.相變過程和產(chǎn)物在質(zhì)上和 量上均具有過 渡性.試述鋼中 貝氏體的亞結(jié)構(gòu)特征.貝氏體鐵素體是由更小的“亞單元組成.下貝氏體近似圓 片狀,由亞片條組 成,亞片條 又由亞單元組成,亞單元由更 小的超亞單元組成.貝氏體中的李品有人認(rèn)為, 貝氏體鐵素體片條由5? 30nm 細(xì)小學(xué)品組成,貝氏體鐵素體 亞片條就是細(xì)小的精細(xì)學(xué)品, 各亞片 條之間存在學(xué)品關(guān)系. 擴(kuò)散學(xué)派不成認(rèn)貝氏體中存在 李品.較高密度的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)

11、過冷奧 氏體和殘留奧氏體有什么區(qū) 別？殘留奧氏體在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變特征.除了晶體結(jié)構(gòu)均為面 心立方外,區(qū)別有： 1剩余奧氏體中碳含量較 高；2剩余奧氏體儲(chǔ)存能量較 高,不穩(wěn)定,容易轉(zhuǎn)變； 3剩余奧氏體中位錯(cuò)密度 較 高；4剩余奧氏體受脅迫,第2、 3類內(nèi)應(yīng)力較大；5奧氏體晶粒為等軸狀；剩余奧氏體被馬氏體片分 割,形 貌各異,有薄膜狀、顆粒狀、片狀、塊狀等形態(tài)；高碳鋼 淬火后于250? 300 C之間 回火時(shí),將發(fā)生 剩余奧氏體分 解.隨回火溫度升高,剩余奧 氏體量減 少.1剩余奧氏體向珠光體及 貝氏 體的轉(zhuǎn)變加熱到250? 300 C范圍內(nèi) 時(shí) 將發(fā)生分解,即所謂碳鋼回火 時(shí)的第二個(gè)轉(zhuǎn)變. 參加

12、合金元 素將使第二個(gè)轉(zhuǎn)變的溫度范圍 上移.合金元素含量足夠多 時(shí),剩余奧氏體在加熱過程中 可能先不發(fā)生分解,而是在加 熱到較高溫度時(shí)在等溫過程中 發(fā)生轉(zhuǎn)變.2)剩余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變 一般情況下,低于200 C回 火,殘留奧氏體不分解,但可能轉(zhuǎn)變?yōu)榈葴伛R氏體.將淬火 鋼在低于Ms點(diǎn)的某一溫度回 火,那么剩余奧氏體有可能等 溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體.女口 GCr15鋼經(jīng)1100 C淬 火,剩余奧氏體量為17%, Ms點(diǎn) 為159CO至室溫后再重新加熱 到低于159C的各 個(gè)溫度等 溫.剩余奧氏體能 等溫轉(zhuǎn)變?yōu)?馬氏體.高碳鋼、中碳鋼、低碳鋼淬 火 馬氏體回火時(shí),碳化物的析出 貫序？(1)低碳的板條狀馬氏

13、體 的脫溶貫序200 C以下回火時(shí)不析 出碳化物,只有碳原子偏 聚 團(tuán).200 C以上,直接析出平衡相0 - FesCo說明析出過渡 相n -Fe2c或£- FeC ,需要擴(kuò)散 富集較高的含碳量,這對(duì)于低 碳馬氏體來說較為困難.同時(shí) 也說 明,De碳原子的位錯(cuò)氣團(tuán) 可以吸納大量碳原子,較為穩(wěn)定,難以再提供多余的碳原子 來析出過渡相.(2)中碳鋼淬火馬氏體析 出貫序：從碳原子氣團(tuán) He,De 狀態(tài)于100C即開始 析出過渡 相nFezC或&FeC,溫度高 于 200 C時(shí),即有0 FesC的析 出.即在位錯(cuò)氣團(tuán)根底上直接 析出平衡相.100? 300 C范圍內(nèi)析 出的nFezC

14、或-FeC那么 是李晶 型馬氏體貫序的環(huán)節(jié).(3)高碳片狀李晶馬氏體的脫溶貫序：溫度高于100 C即開始 析出過渡相n-Fe2C 或£-FeC , 呈極細(xì)小的片狀；溫度高于200 C 時(shí),n -Fe 2c (或 & - FeC)開始同溶,同時(shí)析出另一 個(gè)過渡 相X -Fe 5c2,弁且迅即開 始平衡相0 Fe3c的析出.在一個(gè)相當(dāng)寬的溫度范圍 內(nèi),X -FesC2與 0 Fe3c 共 存,直到450 C以上 X -Fe sC2 消失,全部轉(zhuǎn)變?yōu)? Fe3Co空位、位錯(cuò)在脫溶過程中的作用？1)空位的影響代位原子的擴(kuò)散采用空 位移動(dòng)機(jī)制.空位的凝聚是形 成偏聚區(qū)的有利地點(diǎn).空位直

15、 接促進(jìn)代位原子片 狀偏聚區(qū)的 形成,一般認(rèn)為可以通過形成 位錯(cuò)圈,促進(jìn)形成片狀偏聚 區(qū).空位的作 用主要還是加速 代位原子的擴(kuò)散.2)位錯(cuò)的影響位錯(cuò)線是原子快速擴(kuò)散 的通道,加速其遷移,溶 質(zhì)原 子常在位錯(cuò)線上偏聚,此處容 易滿足新相成分上的需求.固態(tài)相變的阻力有哪些：金屬 固態(tài)相變時(shí)的相變阻力應(yīng)包括 界面能和彈性應(yīng)變能兩項(xiàng).當(dāng) 界面共格時(shí),可 以降低界面 能,但使彈性應(yīng) 變能增大.當(dāng) 界面不共格 時(shí),盤(片)狀新相 的彈性應(yīng)變能最低,但界面能 較高；而球狀新相的界面能最 低,但彈性應(yīng)變能卻最大.為什么固態(tài)相變中出現(xiàn)過渡 相？晶體缺陷對(duì)固態(tài)相變形核 有什么影響？ 1.當(dāng)穩(wěn)定的新相 與母相的晶

16、體結(jié)構(gòu) 差異較大 時(shí),母相往往不直接轉(zhuǎn)變?yōu)樽?由能最低的穩(wěn)定新相,而是先形成晶體結(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.此時(shí),過渡相往往具有 界面能較低的共格界面或半共 格界面,以降低形核功,使形 核容易進(jìn) 行.2?晶體缺陷是能 量起伏、結(jié)構(gòu)起伏和成分起伏 最大 的區(qū)域,在這些區(qū)域形核 時(shí),原子擴(kuò)散激活能低,擴(kuò) 散 速度快,相變應(yīng)力容易被 松 弛.在固態(tài)相變中,從能量的 觀點(diǎn)來看,均勻形核的形核功 最大,空位形核次 之,位錯(cuò)形 核更次之,晶界非均勻形核的 形核功最小.為什么新相形成 的時(shí)候,常常呈薄片狀或針 狀？如果 新相呈球狀,新相與 母相之間是否存在位相關(guān)系？金

17、屬固態(tài)相變時(shí),因新相與 母 相惡比容不同,可能發(fā)生體積 變化,但由于受到周圍母相的 約束,新相不能自由膨脹產(chǎn)生 彈性應(yīng)變能.而片 狀或針狀的 彈性應(yīng)變能最小,所以新相形 成時(shí)常常呈片狀或針狀存在 位相關(guān)系.許多情況下,金屬 固態(tài)相變時(shí),新相與母相之間 往往存在一定的位相關(guān)系,且 新相呈球狀時(shí)與母相的彈 性應(yīng) 變能最大,是由新、母相的比 容不同或兩相界面共格或半共 格關(guān)系造成的, 所以必然存在 一定的位相關(guān)系.TTT曲線的建立：將不同溫度下 的等溫轉(zhuǎn)變開始時(shí)間 和終了時(shí) 間以及某些特定的轉(zhuǎn)變量所對(duì) 應(yīng)的時(shí)間繪制在溫度一時(shí)間半 對(duì)數(shù)坐標(biāo)系中,弁將不同溫度 下的 轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和轉(zhuǎn)變終了點(diǎn) 以及轉(zhuǎn)變50

18、%點(diǎn)分別連接成曲 線,那么可得到過冷奧氏 體等 溫轉(zhuǎn)變圖,即 TTT曲線.TTT圖的作用：TTT圖反 映了 在臨界點(diǎn)以下溫度等溫或以一 定冷卻速度冷卻時(shí)過冷奧氏體 的轉(zhuǎn)變規(guī)律, 綜合顯示了合金 元素等對(duì) 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的影響以 及等溫溫度或冷卻速度對(duì)轉(zhuǎn)變 產(chǎn)物和性能的影響.可清楚 的 看出：某相過冷到臨界 點(diǎn)以 下某一溫度保溫時(shí),相變何時(shí)開始,何時(shí)轉(zhuǎn)變能量 達(dá) 50%何時(shí)轉(zhuǎn)變終止相變速率 最初是隨溫度下降而逐漸增 大,到達(dá)一最大值后又逐漸減 小.TTT圖可以為正確選擇鋼 的熱處理工藝、分析熱處理后 的組織和性能以及合理選用鋼 材等提供依據(jù).奧氏體的形成過程可分為 四個(gè) 階段：奧氏體形核奧氏體晶核向

19、及Fe3c兩個(gè)方向長大剩余碳化物溶 解奧氏體均勻化.影響奧氏 體形成速度的因 素：加熱溫 度的影響,即加熱溫度越高, 奧氏體形成速度就越快碳含 量的影響,鋼中碳含量越高, 奧氏體形成速度就越快原始 組織的影響,在鋼的成分相同 的情況下,原始組織中碳化物 的分散度 越大,那么相界面就越多,形核率也就越大,剛的 原始組織也越細(xì),奧氏體的 形 成速度就越快合金元素的影響,強(qiáng)碳化物形 成元 素降低碳在奧氏體中 的擴(kuò)散系 數(shù),弁形成特殊碳化物且不易 溶解,所以 顯著減慢奧氏體的 形成速度.非碳化物那么加速 奧氏體的形成速度.本質(zhì)衛(wèi)田晶粒鋼與本質(zhì)粗晶 粒 鋼的區(qū)別：奧氏體晶粒度在5 ? 8級(jí)者稱為本質(zhì)細(xì)晶

20、粒鋼, 而奧氏體晶粒度在1? 4級(jí)者 稱為本質(zhì)粗晶 粒鋼.對(duì)于本質(zhì) 細(xì)晶粒鋼, 當(dāng)加熱溫度超過 950? 1000攝氏度時(shí)也可能得 到十分粗大的實(shí)際晶粒.對(duì) 于本質(zhì)粗晶粒鋼,當(dāng)加熱 溫度 略高于臨界點(diǎn)時(shí)也可 能得到比 較細(xì)的奧氏體晶粒.影響奧氏體晶粒長大的因素： 加熱溫度和保溫時(shí)間的影 響,加熱溫度越高, 加熱時(shí)間 越長,奧氏體晶 粒將越粗大 加熱速度 的影響,加熱速度越 大,過熱度就越大,奧氏體實(shí) 際形成溫度就越高,快速加熱 時(shí)可以獲得細(xì)小的奧 氏體起始 晶粒鋼中碳含量的影響,在鋼中碳含 量缺 乏以形成過剩碳化物 的情況下, 加熱時(shí)奧氏體晶粒隨鋼中碳含 量增加而 增大.當(dāng)碳含量超過 一定 限

21、度時(shí),反而阻礙奧氏體 晶粒的長大合金元素 的影響, 鋼中參加適量形成難溶化合物 的合金元素,將強(qiáng)烈地阻礙奧 氏體 晶粒長大,使奧氏體晶粒 粗化溫度顯著提升.參加 適量 形成易溶化合物的合金元素, 那么阻礙程度中等.冶煉方法的影響原始 組織 的影響,原始組織越 細(xì),碳化物 彌散度越大,所得到的奧氏體起 始晶粒就越細(xì)小.片狀與粒狀珠光體性能的 比較：在成分相同的情況下,與 片狀珠光體相比,粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低,而塑性較 高.粒狀珠光體的切削性好, 對(duì)刀具的磨損小,冷擠壓時(shí)的 成形性也好.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.在相同抗拉強(qiáng)度下,粒狀珠光體比片狀馬 氏體的

22、疲勞強(qiáng)度有所提升.粒狀珠光體的形成過程：粒狀珠光體是通過片狀珠光體中滲 碳體的球狀化而獲 得的.假設(shè) 將片狀珠光體加熱至略高于Ai 點(diǎn)的溫度,那么得到奧氏體加 未完全溶解滲碳體的混合組 織.在此溫度下保溫將使片狀 滲碳體球狀化.然后緩慢冷卻 至Ai點(diǎn)以下時(shí),奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?珠光體,最后得到滲碳體呈顆 粒狀分布的粒狀珠光 體.影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的 國 素：化學(xué)成分的影響,對(duì)于亞共析鋼,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.各種合金元素,除鉆以 外,都推遲珠光體轉(zhuǎn)變的進(jìn) 行.加熱溫度 和保溫時(shí)間的 影響,提升加熱溫度或延長保 溫時(shí)間,轉(zhuǎn) 變速度低 奧氏體 晶粒

23、度的影響,奧氏體晶粒細(xì) 小,單位面積內(nèi)的晶界面積增 大,珠光體的形核部位增 多, 將促進(jìn)珠光體的形成應(yīng)力和 塑性變形的影響, 對(duì)奧氏體施 加拉應(yīng)力或進(jìn)行塑性變形,促 進(jìn)珠光體的 形核和晶體長大, 加速珠光 體的轉(zhuǎn)變.馬氏體相變的主要特征：切變共格和外表浮突現(xiàn)像無擴(kuò) 散性具有特定的位相關(guān)系和 慣習(xí)面 在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成相變可逆性.影響鋼中Ms點(diǎn)的主要因素： 化學(xué)成分的影響,Ms點(diǎn)主要取 決于鋼的化學(xué)成分,鋼中碳含 量增加,馬氏體相變的溫度范 圍下降,合金元素除鋁、鉆 外,均使Ms點(diǎn)降低形變與應(yīng) 力 的影響,多向壓縮應(yīng)力將阻 止馬氏體的形成,因而降低 Ms 點(diǎn).而拉應(yīng)力或單向壓應(yīng) 力往 往有利于

24、馬氏體的形成,使Ms 點(diǎn)升高 奧氏體 化條件的影 響,加熱溫度升高和保溫時(shí)間 延長,使Ms點(diǎn)下降,假設(shè)不發(fā)生化學(xué)成分 變化,那么使Ms點(diǎn)升高.在 奧氏體成分一定的情況下,晶粒細(xì)化會(huì)使Ms點(diǎn)下降淬火 冷卻速度的影響,在 正常淬火條件下,對(duì)奧氏體起強(qiáng)化作 用.而極快的淬火速度會(huì)使Ms 點(diǎn)升高.當(dāng)冷卻速度足夠大 時(shí),Ms點(diǎn)不隨淬火速度增大而 升高磁場的影響,外加磁場將誘發(fā) 馬 氏體相變,與不加磁場相 比, Ms點(diǎn)升高.馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和畸變：C原子分布在1Fe體心立方單 胞的各棱邊中央和面心,可視 為處于一個(gè)Fe原子組成的扁八面體孔隙之 中,長軸為2a,短軸為co由 于C在：.一 Fe中溶解度小,

25、鋼中馬氏體的C%較高,所以將 引起點(diǎn)陣畸變,使體心立方點(diǎn) 陣變成體心 正方點(diǎn)陣,該畸變 稱為畸變偶極.使馬氏體具有高硬度、高強(qiáng) 度 的主要因素： 相變強(qiáng) 化,馬氏體相變的切變特性造 成了馬氏體在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量 的微觀缺陷,使馬氏體強(qiáng)化 固溶強(qiáng)化,C原子溶入Fe原子所組成的扁八面體后發(fā)生不對(duì) 稱畸變,形成以C為中央的畸 變偶極應(yīng)力場,且與位錯(cuò)產(chǎn)生 強(qiáng)烈的 交互作用,使馬氏體強(qiáng) 度升高時(shí)效強(qiáng)化,馬氏體在 室溫下只需幾分鐘甚至幾秒鐘 就可以通過原子擴(kuò)散 而產(chǎn)生時(shí) 效強(qiáng)化,發(fā)生C原子偏聚和析 出,從而產(chǎn)生時(shí) 效強(qiáng)化作用 馬氏體的形 變強(qiáng)化特性 李晶 對(duì)馬氏體強(qiáng)度的奉獻(xiàn)原始奧 氏 體晶粒大小和馬氏體板條

26、 群 大小對(duì)馬氏體強(qiáng)度的影 響,原 始奧氏體晶粒越細(xì),馬氏體板條群越細(xì),馬氏體強(qiáng)度越高. 鋼中貝氏體的組織形態(tài)：在貝氏體相變區(qū)較高溫度 范圍內(nèi) 形成的貝氏體稱為上貝氏體, 呈羽毛狀、條狀 或針狀,少數(shù) 呈橢圓形或矩形在貝氏體相 變區(qū)較低溫度范圍內(nèi)形成的貝 氏體 稱為下貝氏體,呈暗黑色 針狀或片狀,而各片之間都有 一定的交角粒狀貝氏體 無 碳化物貝氏體低碳合金鋼中 的B p B H、B mo 影響貝氏體 機(jī)械性能的因素:貝氏體中 鐵素體的影響,貝氏體中鐵素 體晶粒越細(xì)小,貝氏體的強(qiáng)度 就越高,而且韌性有時(shí)還有所 提升貝氏體中滲碳體的影 響,碳化物顆粒尺寸越小、數(shù)量越多,對(duì)強(qiáng)度的奉獻(xiàn)就越 大,在滲碳體尺寸相同的情況 下,滲碳體越多,那么貝 氏體 硬度和強(qiáng)度就越大,韌 性和塑 性就越低其他因素的影響, 奧氏體化溫度不 同,貝氏體化 的不完全性都會(huì)影響貝氏體的 性能.回火時(shí)機(jī)械性能的變化：1.隨回火溫度升高,硬