金屬材料組織控制原理教案

江蘇大學(xué)教師備課筆記江蘇大學(xué)教師備課筆記1021022《金屬材料組織掌握原理》教案第一章 金屬固態(tài)相變概論固態(tài)相變：固態(tài)下晶體由于溫度和壓力的轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致組織和構(gòu)造的轉(zhuǎn)變，這種變化稱之為固態(tài)相變。溫度：敏感，易掌握，成為掌握固態(tài)相變的主要因素〔熱處理爐〕；壓力：不易掌握，不敏感〔等壓〕。組織和構(gòu)造的轉(zhuǎn)變，包含有成分的變化〔局部成分〕固態(tài)相變具體表現(xiàn)：a.構(gòu)造；b.成分；c.有序性有些轉(zhuǎn)變僅具有一種變化；而有些轉(zhuǎn)變兼有二種或三種變化。作用：大多數(shù)工程材料，如金屬及其合金、陶瓷等晶體材料都存在著固態(tài)相變，固態(tài)相變的存在為工程材料供給了豐富的組織和性能，滿足加工及不同工況下使用的性能要求：〔以鋼為例〕最常見組織特性適用場合奧氏體(A)滑移系多，較軟壓力加工成型球光體(P)硬度低切削加工回火馬氏體高強(qiáng)度，低塑性高耐磨，高強(qiáng)度回火屈氏體具有高的強(qiáng)度和韌性耐疲乏，沖擊回火索氏體高韌性和抗回火性能高溫600℃，沖擊爭論歷史：始于礦物學(xué)家對(duì)萬英等礦物的相變爭論〔陶瓷〕SiO2不同溫度下，存在不同相構(gòu)造隨后金屬學(xué)家開頭對(duì)鋼的相變進(jìn)展?fàn)幷摚喝鏟B相變等等。下面僅介紹固態(tài)相變的普遍規(guī)律：§1.1 金屬固態(tài)相變的主要類型一、平衡轉(zhuǎn)變定義：在緩慢加熱或冷卻時(shí)發(fā)生獲得符合狀態(tài)圖平衡組織的相變?yōu)槠胶廪D(zhuǎn)變。(一)純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變〔無成分變化〕在純金屬中，發(fā)生由一種晶體構(gòu)造轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體構(gòu)造的過程。如 FeCoTiSn等。純鐵α---γ(二)多形性轉(zhuǎn)變〔局部成分發(fā)生變化〕——固溶體在固溶體中發(fā)生的由一種晶體構(gòu)造轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體構(gòu)造的過程。如鋼中鐵素體

加熱奧氏體〔CFe中固溶體〕冷卻(三)平衡脫溶沉淀在緩慢冷卻條件下，由過飽合固溶體析出過剩相的過程稱為 。特點(diǎn)：隨著相析出，舊相成分、體積分?jǐn)?shù)不斷變化，但舊相不消逝，相構(gòu)造、成分始終與舊相不同。奧氏體析出二次滲碳體

固溶度隨溫度降低而降低(四)共析轉(zhuǎn)變冷卻時(shí)，由一個(gè)固相分解為二個(gè)不同固相的轉(zhuǎn)變。r→α+Fe3C〔珠光體轉(zhuǎn)變〕(五)包析轉(zhuǎn)變冷卻時(shí)，由兩個(gè)固相合并成一個(gè)固相的轉(zhuǎn)變。α+β→r〔鋼中沒有該轉(zhuǎn)變〕(六)調(diào)幅分解高溫下具有均勻單相固溶體組織的合金，冷卻到某一溫度范圍內(nèi)可分解為兩種構(gòu)造與原固溶體一樣，但成分有明顯差異微區(qū)的轉(zhuǎn)變。α→α1+α2 即通過上坡集中使均勻固溶體變成不均勻固溶體。(七)有序化轉(zhuǎn)變固溶體中各組元原子的相對(duì)位置由無序到有序的轉(zhuǎn)變過程。Cn-Zn,Au－Cu中間相為基固溶體。二、不平衡轉(zhuǎn)變由于加熱或冷卻速度過快，平衡轉(zhuǎn)變受到抑制，固態(tài)金屬可發(fā)生某些狀態(tài)圖上未能反映轉(zhuǎn)變，獲得不平衡組織或亞穩(wěn)組織。實(shí)際金屬的強(qiáng)韌化均通過不平衡轉(zhuǎn)變，獲得不平衡組織到達(dá)的，緣由有二，一是實(shí)際熱處理加熱、冷卻速度均很快難以按平衡轉(zhuǎn)變；二是不平衡轉(zhuǎn)變往往獲得高強(qiáng)韌化效果的不平衡組織。(一)偽共析轉(zhuǎn)變〔以鋼為例〕當(dāng)奧氏體以較快速度冷卻到ESGS鐵素體與滲碳體。這一轉(zhuǎn)變類似于共析轉(zhuǎn)變〔鐵素體、與滲碳體比值肯定與滲碳體易比值不是定值，而隨奧氏體的碳含量而變。(二)馬氏體轉(zhuǎn)變當(dāng)奧氏體以更快冷速過冷到MS點(diǎn)以下，r點(diǎn)陣通過切變改組為過飽含α點(diǎn)陣的轉(zhuǎn)變。進(jìn)一步提高冷速，使奧氏體來不及進(jìn)展偽共析轉(zhuǎn)變，而過冷到更低的溫度，這時(shí) Fe、c均難以集中，通過點(diǎn)陣切變從γ點(diǎn)陣改組為α點(diǎn)陣，成分不發(fā)生變化。Fe－CCuTi合金，也發(fā)生馬氏體相變。(三)塊狀轉(zhuǎn)變Feγ相可以轉(zhuǎn)變?yōu)榕c之具有一樣成分，形態(tài)呈塊狀的α相，這種塊狀相的長大是通過原子短程集中使、舊兩相間非共格界面推移而實(shí)現(xiàn)的。這種轉(zhuǎn)變?cè)贑u－Zn、Cn－Ga合金中也存在。(四)貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)谥楣怏w和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度之間，存在一個(gè)Fe原子已不能集中而碳原子尚能集中的一種特別的不平衡轉(zhuǎn)變。即具有珠光體轉(zhuǎn)變，又具有馬氏體轉(zhuǎn)變的某些特征。是一種簡單的不平衡轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物貝氏體為αα相碳含量、形態(tài)以及碳化物形態(tài)分布P不同。以集中角度

P轉(zhuǎn)變FeC均可集中M轉(zhuǎn)變FeC均不能集中(五)不平衡脫溶沉淀〔時(shí)效〕過飽合固溶體在室溫或室溫以上某一溫度下，將自固溶體中析出成分與構(gòu)造均與平衡沉淀相不同的相的過程。β 當(dāng)成分為b的合金加熱到t時(shí)，相將全部溶于 相中，形成單一固溶體。如自tβ 1 11β相將沿固溶度曲線MN不斷析出，發(fā)生平衡脫溶沉淀。假設(shè)自tβ相來不及析出，到室溫獲得過飽合的α固溶體，在室溫或低于固溶體曲線MN某一溫度下等溫將α相中析出，在成分和構(gòu)造上不同于平衡沉淀相的相。1應(yīng)用：在低碳鋼、鋁、鎂合金通過時(shí)效來強(qiáng)化。綜上轉(zhuǎn)變：均在構(gòu)造、成分、有序化上的變化，有些轉(zhuǎn)變只具有一種變化，而有些轉(zhuǎn)變則同時(shí)兼有兩種或三種變化。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、多形性轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、塊狀轉(zhuǎn)變——只有構(gòu)造上轉(zhuǎn)變調(diào)幅分解 只有成分上的變化有序化轉(zhuǎn)變只有有序化程度的變化共析轉(zhuǎn)變、脫溶沉淀，兼有構(gòu)造和成分變化§1.2 金屬固態(tài)相變的分類一、按熱力學(xué)分類依據(jù)相變前后熱力學(xué)函數(shù)變化，可將固態(tài)相變分為一級(jí)相變和二級(jí)相變。一級(jí)相變：相變時(shí)舊兩相化學(xué)位相等，但化學(xué)位的一級(jí)偏微離不等的相變。α相β舊相

SQT T

ST P P

P

V V

PT T特點(diǎn)：即一級(jí)相變有熱效應(yīng)和體積效應(yīng)。除局部有序化轉(zhuǎn)變外，固態(tài)金屬相變均為一級(jí)相變。二級(jí)相變：相變時(shí)、舊兩相化學(xué)位相等，且化學(xué)位一級(jí)偏微商也相等，但二級(jí)偏微商不相等。特點(diǎn)：無明顯熱效應(yīng)和體積效應(yīng)局部有序化轉(zhuǎn)變、磁性轉(zhuǎn)變屬于二級(jí)相變。二、按原子遷移狀況分類集中相變：相變是依靠原子或離子集中來進(jìn)展的——無規(guī)章的遷移。要求轉(zhuǎn)變溫度足夠高，原子或離子具有足夠活動(dòng)力量。如鋼的加熱轉(zhuǎn)變〔奧氏體轉(zhuǎn)變〕和珠光體轉(zhuǎn)變〔轉(zhuǎn)變溫度較高〕。無集中相變：相變過程中原子〔或離子〕不發(fā)生集中，僅作有規(guī)章的遷移，使點(diǎn)陣發(fā)生改組。如馬氏體相變。三、按相變方式分類有核相變：相的核在舊相中形成，并通過不斷長大完成相變。絕大多數(shù)相變屬于有核相變，相變過程包括形核及長大兩個(gè)階段。〔調(diào)幅分解〕點(diǎn)陣構(gòu)造一樣，而成分不同，并以共格界面相聯(lián)系的高濃度和低濃度兩個(gè)相。§1.3 金屬固態(tài)相變的一般特征固態(tài)相變不同于凝固過程〔固液兩相是在液相中形核并長大〕是在固相中形核并長大，因此具有一系列的自身的特點(diǎn)。一、相界面〔由于均為晶體，不同于固液界面〕依據(jù)界面上兩相原子在晶體學(xué)上匹配程度的不同，分為：(一)共格界面：兩相在界面上的原子可以一對(duì)一地相互匹配〔即界面上的原子所占位置恰好是兩相點(diǎn)陣共有位置〕。只有對(duì)稱孿晶界是抱負(fù)的共格界面。實(shí)際上兩相點(diǎn)陣總有肯定差異，或是點(diǎn)陣構(gòu)造不同，或是點(diǎn)陣參數(shù)不同。因此，兩相界面要完全共格在界面四周必將產(chǎn)生彈性應(yīng)變。特點(diǎn)：界面能低，應(yīng)變能高。(二)半共格界面：兩相在界面上的原子局部地保持匹配。aa錯(cuò)配度 a舉例：當(dāng)由于點(diǎn)陣長度差異引起錯(cuò)配度提高，要保證完全共格，使彈性應(yīng)變能提高；當(dāng)錯(cuò)配度到達(dá)肯定程度，難以維持完全共格，在界面上產(chǎn)生一些刃型位錯(cuò)，來補(bǔ)償兩相原子間差距，變成局部匹配。特點(diǎn)：界面能提高，應(yīng)變能降低。(三)非共格界面：兩相在界面上由于錯(cuò)配度大，無匹配關(guān)系。特點(diǎn)：界面能高，應(yīng)變能低。四、晶體缺陷的作用與液態(tài)金屬不同，固態(tài)金屬存在各種晶體缺陷，如空位、位錯(cuò)、晶界等。在缺陷四周有點(diǎn)陣畸變，儲(chǔ)存畸變能，在固態(tài)相變時(shí)，釋放出來作為相交的驅(qū)動(dòng)力，對(duì)固態(tài)相變起促進(jìn)作用。具體作用：相往往在缺陷處形核，提高形核率。促進(jìn)集中過程，促進(jìn)晶核生長。(五)形成過渡相過渡相：指成分或構(gòu)造，或二者都處于相與母相之間的一種亞穩(wěn)狀態(tài)的相。在固態(tài)相變中，有時(shí)相與每相在成分、構(gòu)造上差異較大，形成困難，而形成過渡相成為削減相變阻力重要途徑。由于過渡相在成分、構(gòu)造上更接近于每相，兩相間易于形成共格成半共格界面，以削減界面能，從而降低形核功，使形核易于進(jìn)展。但過渡相由于自由能高于平衡相，在肯定條件下，連續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀唷６?、慣習(xí)面與取向關(guān)系〔兩相間晶體學(xué)關(guān)系〕固態(tài)相變時(shí)相與母相往往存在肯定的晶體學(xué)關(guān)系。慣習(xí)面：相往往在母相肯定的晶面族上形成，這種晶面稱為 。(1)慣習(xí)面上相和母相的原子排列很相近，能較好地匹配，有助于削減兩相間界面能。(2)慣習(xí)面往往為相主平面或主軸所平行的母相晶面。取向關(guān)系：相、母相某些低指數(shù)晶面和晶向的對(duì)應(yīng)平行關(guān)系。{111}晶面上形成，則{111}r

為慣習(xí)面 密排面{011}與奧氏體密排面{111}r

相平行 密排方向{111}與奧氏體密排方向{011}r

相平行{011}||{111}；<111>||<011>r r取向關(guān)系與相界面的關(guān)系：當(dāng)相與母相間為共格或半共格界面時(shí)，兩相間必定存在肯定的晶體學(xué)取向關(guān)系；假設(shè)兩相間無肯定取向關(guān)系，則其界面必定為非共格界面；但有時(shí)兩相間雖然存在肯定的晶體學(xué)取向關(guān)系，也未必都具有共格或半共格界面，生長時(shí)共格或半共格界面破壞。三、應(yīng)變能共格應(yīng)變能：相界面上原子由于強(qiáng)制性的匹配，以形成共格或半共格界面，在界面四周產(chǎn)生彈性應(yīng)變能。共格界面>半共格界面>非共格界面〔應(yīng)變能為零〕比容差應(yīng)變能：由于相與母相比容不同，相形成時(shí)體積變化受到四周母相約束而產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能。比容差應(yīng)變能與相幾何外形的關(guān)系：Nabarro通過理論計(jì)算，把不同外形相看作旋轉(zhuǎn)橢球體。c<<ac=ac>>a

園盤〔片狀〕園球〔粒狀〕園棒〔針狀〕相形態(tài)和界面取決于：相變驅(qū)動(dòng)力ΔG〔ΔT〕應(yīng)變能固態(tài)相變阻力界面能

共格應(yīng)變能比容應(yīng)變能 與液態(tài)金屬凝固同比，相變阻力增大界面能取決于界面匹配程度〔球<針<盤〕和面積〔非共格<半共格<共格<針<〔共格應(yīng)變能相比照容應(yīng)變能很小?！辰缑婺?、應(yīng)變能對(duì)相形態(tài)的影響：〔界面能和應(yīng)變能最低〕兩者兼顧ΔT大臨界晶核小→界面能為主→共格或半共格→盤狀〔降低應(yīng)變能〕Δ T 小 臨界晶核大→應(yīng)變能為主→非共格比容差小球狀降低界面能比容差大針狀兼顧界面能和應(yīng)變能〔1〕鋼中馬氏體回火，先形成與馬氏體基體保持共格εε碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)榕c基體呈非共格的滲碳體?！?〕鋁合金的時(shí)效強(qiáng)化。§1.4固態(tài)相變的形核絕大多數(shù)固態(tài)相變〔除調(diào)幅分解〕都是通過形核與長大過程完成的，形核過程往往先在母相基體的某些微小區(qū)域內(nèi)形成相所必需的成分與構(gòu)造稱為核胚；假設(shè)這種核胚尺寸超過某一臨界尺寸，便能穩(wěn)定存在，并自發(fā)長大，即成為相晶核。假設(shè)晶核在母相基體中無擇優(yōu)地任意均勻分布，稱為均勻形核；假設(shè)晶核在母相基體中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布，則稱為非均勻形核。在固態(tài)相變中均勻形核的可能性很小。一、均勻形核〔與液態(tài)金屬結(jié)晶相比，相變阻力增加一相變應(yīng)變能〕ΔG=－ΔgV+σS+EV=－ΔG+ΔG+ΔGV V S FΔg 單位體積相與母相自由能差Vσ 單位面積界面能E 單位體積應(yīng)變能V 體積S 面積當(dāng)?shù)陀谄胶廪D(zhuǎn)變溫度時(shí)，|ΔgV|>σS+EV ΔG<0自發(fā)過程V臨界形核功 ΔG*=

162 r* 1E)2 TV由于應(yīng)變能存在，臨界形核功增大固態(tài)相變均勻形核率：〔與金屬凝固過程相像〕NN exp(-QG*)KTN 單位體積每相中的原子數(shù) 原子振動(dòng)頻率Q 原子集中激活動(dòng)K Boltzmann 數(shù)T 相變溫度QΔG*也較高，與凝固過程相比，固態(tài)相變均勻形核率要小得多。二、非均勻形核在母相的晶體缺陷處形核，金屬固態(tài)相變主要依靠于非均勻形核。其系統(tǒng)自由能總變化為：ΔG=－ΔgV+σS+EV－ΔGdV與均勻形核相比，多出一項(xiàng)－ΔGd，表示非均勻形核時(shí)，由于晶體缺陷消逝而釋放出的ΔgVV－ΔGd為相變的驅(qū)動(dòng)力，使臨界形核降低，促進(jìn)形核。各種晶體缺陷對(duì)形核的作用：(一)空位：通過加速集中過程或釋放自身能量一供給形核驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)形核。舉例：A1－Cu，過飽合α固溶體，不平衡沉淀脫溶，在晶界四周沒有沉淀相，形成無析出區(qū)，晶界四周空位進(jìn)入晶界而漂浮，遠(yuǎn)離晶界處保存很多空位。(二)位錯(cuò)位錯(cuò)線上形核，可借形核處位錯(cuò)線消逝所釋放力量作為相變驅(qū)動(dòng)力，降低形核功。相形核時(shí)，位錯(cuò)并不消逝，而依附于相界面上構(gòu)成半共格界面上的位錯(cuò)局部，以補(bǔ)償錯(cuò)配，從而降低應(yīng)變能，使形核功降低。溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線上偏聚〔柯氏氣氛〕，使溶質(zhì)含量增高，便于滿足相形成時(shí)作需的成分條件，使相晶核易于形成。位錯(cuò)線或作為集中和短路通道，降低集中激活動(dòng)，加速形核。位錯(cuò)可分解形成由兩個(gè)半位錯(cuò)與其間的層錯(cuò)組成的擴(kuò)展位錯(cuò)，使其層借局部作為相核胚有能形核部位。由于晶粒內(nèi)分布有大量位錯(cuò)，很簡潔把晶粒內(nèi)的位錯(cuò)形核誤認(rèn)為均勻形核。(三)晶界大角度晶界具有高的界面能，在晶界形核時(shí)，可使界面能釋放出來作為相變驅(qū)動(dòng)力，以降低形核功。晶界是固態(tài)相變主要形核位置。晶界的分類：界面：多晶體中兩個(gè)相鄰晶粒的邊界。界棱：多晶體中三個(gè)相鄰晶粒的共同交界是一條直線。界隅(YU)：多晶體中四個(gè)相鄰晶粒的共同交于一點(diǎn)。界面、界棱、界隅都不是幾何的面、線、點(diǎn)，均具有肯定體積。晶界模供能量 最)體積分?jǐn)?shù) 界隅 界陵 界面增大但在過冷度較大時(shí)，形核驅(qū)動(dòng)力大，能量障礙小，界面成為對(duì)形核奉獻(xiàn)最大的位置。在晶界形核時(shí)，相與每相的某一晶核有可能形成共格或半共格界面，以降低界面能，削減形核功。這時(shí)共格一側(cè)往往呈平直界面，相與每相具有肯定取向關(guān)系；而與界面另一晶格界面為非共格〔由于大角度晶界兩側(cè)晶耗通常無位間關(guān)系〕；為了降低界面能、串共格一側(cè)往往呈球冠型，往往是晶體長大的一側(cè)?！?.5 晶核的長大一、固態(tài)相變時(shí)晶核的長大過程晶核的長大伴隨有兩個(gè)過程：傳質(zhì)過程〔滿足成分〕和界面過程〔滿足構(gòu)造〕傳質(zhì)過程：在舊相成分不同時(shí)，原子必需在舊相內(nèi)集中，使相界面四周的成分到達(dá)相的要求，晶核才能長大。共析轉(zhuǎn)變、脫溶沉淀、貝氏體轉(zhuǎn)變，舊相成分不同，必需伴隨傳質(zhì)過程。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，塊狀轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變，舊相成分一樣，不需要傳質(zhì)過程。界面過程：界面四周原子調(diào)整位置，從舊相構(gòu)造點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變成相構(gòu)造點(diǎn)陣，使晶核長大?！部煽醋髟拥亩叹嚯x自集中〕界面過程有兩種形式：非協(xié)同型長大：非共格界面，界面上原子移動(dòng)沒有先后挨次，相對(duì)位移距離不等，相鄰關(guān)系發(fā)生變化，即原子運(yùn)動(dòng)步調(diào)是非協(xié)同性的〔包括長距離集中—成分不同和短距離集中成分同。在非共格界面處，為原子排列紊亂、無規(guī)章的過渡薄層，這種界面遷移是通過界面集中進(jìn)展的，不管、舊相成分是不否一樣，都稱為集中型相變。協(xié)同型長大：共格界面或半共格界面，界面旁邊舊相中原子通過有規(guī)律的運(yùn)動(dòng)，來調(diào)整它們的相對(duì)位置，構(gòu)造轉(zhuǎn)變后，原子原來的相鄰關(guān)系保持不變。有兩種方式：均勻切變方式：大量原子沿某一方向作小于一個(gè)原子間距的遷移，并保持各原子間原有——如馬氏體相變臺(tái)階長大方式：通過半共格界面上位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使界面作法向遷移，實(shí)現(xiàn)晶核長大。綜上，固態(tài)相變按晶核生長可分為以下四類掌握因素成分不變 協(xié)同型轉(zhuǎn)變 晶核長大快——馬氏體相變成分不變非協(xié)同型轉(zhuǎn)變成分轉(zhuǎn)變協(xié)同型轉(zhuǎn)變

界面過程傳質(zhì)過程

金屬同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變成分轉(zhuǎn)變非協(xié)同型轉(zhuǎn)變

界面過程相變驅(qū)動(dòng)力小傳質(zhì)過程§1.6 固態(tài)相變動(dòng)力學(xué)〔轉(zhuǎn)變速度〕固態(tài)相變動(dòng)力學(xué)，即轉(zhuǎn)變速度取決于形核率和晶核的長大速度，而固態(tài)相變的形核率和晶核長大速度都是轉(zhuǎn)變溫度的函數(shù)。因此，固態(tài)相變的動(dòng)力學(xué)主要受溫度〔或過冷度〕的影響。目前尚未有一個(gè)準(zhǔn)確反映各類固態(tài)相變速度與溫度之間關(guān)系數(shù)學(xué)表達(dá)式。在實(shí)際工作中，承受各種物理方法測出不同溫度下從轉(zhuǎn)變開頭到轉(zhuǎn)變不同量，以至轉(zhuǎn)變終了時(shí)所需的時(shí)間，做出溫度——時(shí)間——轉(zhuǎn)變量曲線，稱為等溫轉(zhuǎn)變曲線、TTT曲線或IT曲線〔Isothermaltransforination〕集中型相變的典型等溫轉(zhuǎn)變曲線C曲線轉(zhuǎn)變開頭前需要一段孕育期。當(dāng)溫度過低，集中型相變可能波抑制，而轉(zhuǎn)化為無集中轉(zhuǎn)變。課后作業(yè)：以下相變哪些是一級(jí)相變、二級(jí)相變、集中相變、無集中相變、有核相變、無核相變：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、偽共析轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、多形性轉(zhuǎn)變、塊狀轉(zhuǎn)變、平衡脫溶沉淀、貝氏體轉(zhuǎn)變、共析轉(zhuǎn)變、有序化轉(zhuǎn)變、包析轉(zhuǎn)變、調(diào)幅分解、不平衡脫溶沉淀。什么是平衡相變和不平衡相變，舉例？固固相變和固液相變的異同？簡述平衡脫溶沉淀和不平衡脫溶沉淀的異同？簡述固態(tài)相變影響形成相的外形的各個(gè)因素？分析兩相的界面與它們之間的位向的關(guān)系？簡述固態(tài)相變晶核長大過程和方式？簡述慣習(xí)面和位向關(guān)系及其差異？其次章 鋼中奧氏體的形成〔鋼的加熱轉(zhuǎn)變〕金屬的強(qiáng)韌化是通過熱處理〔加熱、保溫順冷卻〕來獲得所需的組織，到達(dá)所需的性能。鋼的熱處理種類很多，除淬炎后的回火，消退應(yīng)力退火等少數(shù)熱處理外，均需加熱到鋼的臨界點(diǎn)以上，使鋼局部或全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后再以適當(dāng)?shù)睦鋮s速度冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗璧慕M織。加熱轉(zhuǎn)變：鋼通過加熱，使加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程。為什么要了解加熱轉(zhuǎn)變：由加熱轉(zhuǎn)變所得到奧氏體的組織狀態(tài)，包括奧氏體的晶粒大小、外形、空間取向、亞結(jié)了解加熱轉(zhuǎn)變，即奧氏體的形成過程是格外重要的。一般狀況下，奧氏體是一種高溫組織，并不是常溫下使用的最終組織，爭論奧氏體的形成，不是為了使用奧氏體，主要是爭論奧氏體形成對(duì)隨后組織的影響。有二個(gè)例外，直接利用奧氏體的組織和性能：一是利用高溫下奧氏體滑移系多，變形簡潔，在奧氏體狀態(tài)下進(jìn)展壓力加工；二是通過參加足夠量擴(kuò)大γ區(qū)MnNiCo使奧氏體穩(wěn)定到低溫，即奧氏體鋼lCr18Ni9Ti，作為最終組織，具有高的耐蝕性和耐熱性〔無相變，M鋼、F鋼奧氏體相變軟化?！?.1 奧氏體的構(gòu)造、組織與性能一．奧氏體的構(gòu)造奧氏體是固溶有碳、合金元素的具有面心立方構(gòu)造的鐵的固溶體，r－Fe。aus”tenite [” :st natit]碳，原子半徑小，為間隙固溶。合金元素為置挽固溶。固溶碳的分布〔是一個(gè)很重要因素〕：碳原子位于γ－Fe 八面體中心。即面心立方點(diǎn)陣晶胞中心或棱邊的中點(diǎn)。碳在γ－Fe最大溶解度2.11%，理論最大固溶度20%〔重量心都容納一個(gè)碳原子。這是由于γ－Fe八面體中心空隙半徑僅0.52

，小于碳原子的半徑0.77

，碳原子的溶入使八面體發(fā)生膨脹，而使四周八面體中心空隙減小，因此不是全部的八面體都能容納入一個(gè)碳原子。碳原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在著濃度起伏。0.85%C奧氏體中可能存在大量比平均濃度高八倍的微區(qū)，相當(dāng)于滲碳體的碳含量。碳原子溶入使γ－Fe點(diǎn)陣發(fā)生畸變，點(diǎn)陣參數(shù)增大。溶入的碳愈多，點(diǎn)陣參數(shù)愈大〔通過x－ray測點(diǎn)陣常數(shù)，算出含碳量〕二、奧氏體的組織一般為顆粒狀，加熱轉(zhuǎn)變剛完畢得到細(xì)小的顆粒狀?yuàn)W氏體，晶粒邊界呈不規(guī)章弧狀；經(jīng)高溫保溫一般時(shí)間后，奧氏體晶粒粗化，晶粒邊界通過平直化變直，呈等軸多邊形；在有的{111}孿晶。特別狀況奧氏體呈針狀，非平衡態(tài)含碳較低的鋼以適當(dāng)進(jìn)度加熱到 α+γ區(qū)可得到針狀?yuàn)W氏體。三、奧氏體的性能較低的硬度和屈服極限〔碳的溶入也不能有效地提高硬度和強(qiáng)度〕塑性好〔滑移系多〕以上兩點(diǎn)適用于在A下進(jìn)展壓力加工。比容小〔最密排點(diǎn)陣構(gòu)造〕奧氏體比容是各種組織中最小的：0.8%C鋼〔m3/kg〕 1.2A9910

1.70810

1.915104熱強(qiáng)性好〔Fe原子自集中激活能大，集中系數(shù)小〕→可作高溫用鋼。導(dǎo)熱性差，除FeC外，鋼的各種組織中奧氏體導(dǎo)熱性最差3碳鋼中 7F.1 5.9 2.3 利用奧氏體線膨脹系數(shù)大制作熱敏元件

eC

〔W/m

k〕7．順磁性F，M為鐵磁性，可承受磁性法爭論相變?！?.2 奧氏體的形成這里爭論由平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變。平衡態(tài)組織指通過緩慢冷卻獲得的P，以及先共析F+P或先共析Fe3C+P。加熱時(shí)，首P→A，然后才是先共析FFe3C→A。由珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力是自由焓差，轉(zhuǎn)變是通過集中進(jìn)展的，轉(zhuǎn)變過程分為四個(gè)階段：奧氏體形核、奧氏體長大、滲碳體溶解、奧氏體成分均勻化。一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件如圖PA自由焓均隨溫度上升而降低，但斜率不同，相變于A1點(diǎn)〔727℃，由相圖當(dāng)T>727℃，ΔGA<ΔGP P→A，驅(qū)動(dòng)力為珠光體與奧氏體的自由焓差ΔGV?？梢?，P→A轉(zhuǎn)變?chǔ)l件是將D加熱區(qū)臨界點(diǎn)A以上。而且轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A之差稱為過熱度。過熱度TΔ1 1愈大驅(qū)動(dòng)力愈大，轉(zhuǎn)變速度愈快。：平衡條件下，當(dāng)加熱速度極慢，有充分時(shí)間轉(zhuǎn)變，只要ΔT>0，轉(zhuǎn)變即可進(jìn)展。但實(shí)際上熱處理加熱，加熱或冷卻速度較快，相變是在不平衡條件下進(jìn)展，使相變?cè)谄x相圖上的臨界溫度，才能發(fā)生轉(zhuǎn)變的現(xiàn)象叫相變滯后；加熱時(shí)偏向高溫，冷卻時(shí)偏向低溫。習(xí)慣上，將肯定加熱速度或冷卻速度〔0.125℃/min〕下實(shí)際測得的臨界點(diǎn)：二、奧氏體的形核從構(gòu)造、成分、能量三方面考慮，確定形核位置。構(gòu)造：3α體心立方γ面心立方FeC簡單的正交點(diǎn)陣3從構(gòu)造的相像性 γ形成應(yīng)通過F上形核，并改組，即較小T(過熱度)點(diǎn)陣通過Fe原子集中改組αγ面正立方

較大T 無集中切變但目前機(jī)制不清楚成分：鐵素體F碳含量極低0.02% 滲碳體碳含量極高6.67%奧氏體碳含量介于兩者之間，略高于A時(shí)，0.77%，隨轉(zhuǎn)變溫度上升，奧氏體溶碳范圍1擴(kuò)大，使奧氏體晶粒更宜形成。奧氏體核只能在FFeC3地區(qū)鐵素體碳含量到達(dá)奧氏體形成所需碳含量。奧氏體核形成后可以依靠滲碳體的溶解所供給碳原子，保證奧氏體的不斷長大。能量：界面可能供給形核所需的額外能量，奧氏體核最易在FFeC交界處形成。3通過以上分析和試驗(yàn)觀看，得到如下結(jié)論：α對(duì)于片狀P：奧氏體優(yōu)先在珠光體團(tuán)界面上形核；同時(shí)也可在 /FeC層界面上形核。α33對(duì)于粒狀Pα/FeCα/Fe3C界面上形核是次要的。3三、奧氏體核的長大奧氏體核的長大是通過滲碳體的溶解、碳原子在奧氏體中集中，以及奧氏體兩側(cè)界面對(duì)鐵素體及滲碳體的推移來進(jìn)展的。奧氏體內(nèi)碳的分布不均勻，與鐵素體交界處C，而與滲碳體交界處碳為CFesC，由 CFesCC，故在奧氏體內(nèi)碳原子將向鐵素體一側(cè)集中，集中的結(jié)果破壞了界面碳的平 衡，為了恢復(fù)平衡，低碳FAC

，高碳

也將溶入奧氏體，而使碳增加為

CFesC，亦即，奧氏體分別向鐵素體與滲碳體推移，不斷長大?？梢?，奧氏體晶核長大過程受碳在奧氏體中的集中所掌握。四、滲碳體的溶解在P→AP中F全部消逝時(shí)，滲碳體還未完全溶解，即鐵素體消逝時(shí)，奧氏體的平均含量低于共析成分。轉(zhuǎn)變溫度愈高，低的愈多，隨著時(shí)間延長，與滲碳體接壤處奧氏體中碳連續(xù)向奧氏體內(nèi)部集中，未溶滲碳體則不斷溶入奧氏體，直至滲碳體完全溶解為止。該現(xiàn)象產(chǎn)生的緣由：五、奧氏體的均勻化滲碳體溶解終了后，奧氏體的成分仍不均勻，原滲碳體位置的碳含量高，原鐵素體部位的碳含量低，在奧氏體區(qū)內(nèi)連續(xù)保溫，將通過碳在奧氏體中的集中，而使奧氏體中碳的分布均勻化。P→A等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖奧氏體均勻化的重要性：奧氏體中碳的均勻化對(duì)后續(xù)熱處理組織有重要的影響。舉例：中碳鋼中，未均勻化有很多高碳微區(qū)，淬火后獲高碳孿晶馬氏體，經(jīng)均勻化后，消退了高碳微區(qū)，淬火后獲得低碳位錯(cuò)馬氏體，使鋼的強(qiáng)韌性得到提高。由于奧氏體均勻化，是碳在奧氏體中的集中過程，奧氏體化溫度愈高，均勻化快。因此中碳鋼淬火加熱溫度傾向高溫淬火工藝。舉例0.4%C中碳鋼，1.7%C0.2%低碳區(qū)§2.3奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)主要爭論奧氏體形成速度問題，即在肯定溫度下轉(zhuǎn)變量和時(shí)間的關(guān)系。奧氏體的形成速度取決于形核率和長大速度，它們受鋼的成分、原始組織、溫度等條件的影響。一、共析碳鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)(一)等溫形成動(dòng)力學(xué)圖1．測定方法有金相法、物理分析方法〔膨脹法、磁性法、熱分析法等〕。金相法：原1～2mm試樣，鹽浴加熱到一系列指定溫度，保溫不同時(shí)間，取出后淬火，制備金相試樣，室溫觀看，以馬氏體量代表奧氏體的轉(zhuǎn)變量。等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線〔T－t－轉(zhuǎn)變量關(guān)系〕特點(diǎn)P→A需要一段孕育期；集中相變特點(diǎn)轉(zhuǎn)變量50%時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大；隨等溫溫度上升，曲線左移，孕育期削減等溫形成動(dòng)力學(xué)圖：〔T-t-轉(zhuǎn)變量〕把等溫轉(zhuǎn)變開頭和終了時(shí)間放在同一圖上，獲得等溫形成動(dòng)力學(xué)圖。(二)奧氏體的形核與長大奧氏體形核率按均勻形核，形核率與溫度之間的關(guān)系為：I=C”exp(－Q/RT)2exp(－ΔG*/RT)第一項(xiàng)C”-常數(shù)，與奧氏體含碳量有關(guān)。溫度上升，奧氏體所需最低碳含量沿GS線降低，使形核所需碳濃度起伏削減，金屬形核C”↑；其次項(xiàng)原子集中力量，溫度上升，Q不變，exp(－/RT)↑原子活動(dòng)力量越強(qiáng)，抑制位壘進(jìn)展集中的原子數(shù)越多，促進(jìn)形核；T↑ΔT↑ΔG↑ΔG*〔形核功〕↓促進(jìn)形核。V可見：奧氏體形核率隨形成溫度的上升，急劇增加。舉例：T從740℃↑ 800℃ 形核率提高270倍2280/mm3·s 61600/mm3·s奧氏體線長大速度=F推動(dòng)速度+FeC推動(dòng)速度3碳在奧氏體中集中系,T D于碳在奧氏體傳輸速度主要

濃度梯度

奧氏體厚度C-Fe3C

C其次取決于F A點(diǎn)陣改組速度〔Fe自集中速度〕，F(xiàn)eC的溶解快。3Fe

C中碳的濃度梯度：3dc1 dc2D K c

Drc

dx2 〔r

CrCr

正比于運(yùn)進(jìn)界面處的碳量，反比于ar吃掉碳量〕K

r Drdc2cdx2

〔由于碳在F中濃度梯度

dc 10〕Crr

Cr dx 1dc2 K

Drcdx2

6.67CrFescr上式適用于片狀P?？梢姡S著溫度T↑(1) Dr呈指數(shù)增加cdcrrCrFescCr↑使dx↑rrCrCr界面兩側(cè)碳濃度差 r 降低6.67CrFe3cr均使奧氏體形成速度增加。由此可見：隨溫度上升，I、V急劇增加。因此，奧氏體形成速度隨溫度上升而加快。當(dāng)奧氏體與滲碳體被鐵素體隔離時(shí)，奧氏體的長大速度將受碳在鐵素體中的集中所掌握，奧氏體向鐵素體的推移速度：dc K

Dc dxr

Crr

Cr

dcr雖然D Dr 但dx dx，故 微小。c c r(三)影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素除受溫度的影響外：原始組織奧氏體的形成速度在片狀P中快于粒狀P?！策@是由于片狀P→A受碳在奧氏體中的集中所掌握，而顆粒P則多碳在F中集中掌握。片層愈薄，形成速度愈快。〔奧氏體中碳濃度梯度愈大，需要集中距離愈短〕合金元素合金元素不轉(zhuǎn)變奧氏體形成機(jī)制，但轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)、碳在奧氏體中集中速度及形成不同穩(wěn)定程度的碳化物：Ni、Mn等元素降低臨界點(diǎn)，增加過熱度，使奧氏體形成速度加快。Cr、Mo、W碳化物形成元素〔固溶時(shí)〕降低碳在奧氏體中集中系數(shù)，使v↓;Co、NiD、使V↑;Si、A1影響不大。碳化物穩(wěn)定性打算了溶解的難易程度，碳化物愈穩(wěn)定，愈不易溶解，V↓。碳增加，碳化物數(shù)量增多，F(xiàn)與Fe3C界面多，形核率提高，集中距離短， V↑。二、亞共析鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)亞共析鋼及過共析鋼的平衡組織中均有先共析相存在。當(dāng)亞〔過〕共析鋼中共析組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還存在先共析相進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的問題，過共析鋼中先共析滲碳體進(jìn)一步溶解，與共析鋼轉(zhuǎn)變第三階段沒有區(qū)分，可看作是第三階段的連續(xù)，這里只爭論亞共析鋼奧氏體的等溫形成。亞共析鋼退火組織在兩相區(qū)的等溫轉(zhuǎn)變?yōu)槿齻€(gè)階段：奧氏體核在鐵素體和P交界面形成后，快速進(jìn)步P，直至全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。〔受碳A中集中掌握，層片間集中距離短，轉(zhuǎn)變速度極快。〕奧氏體向先共析鐵素體的慢速進(jìn)步?！膊辉傩魏?，也受碳在A中集中掌握，但屬長距離集中，故形成速度慢?！硦W氏體與鐵素體之間到達(dá)最終平衡?！搽S奧氏體中碳不斷向邊界集中，奧氏體不斷進(jìn)步鐵素體，直至到達(dá)碳的平衡濃度〕影響亞共析鋼加熱轉(zhuǎn)變的因素：除溫度還與碳含量和合金含量有關(guān)：碳含量碳含量越高，奧氏體形成速度愈快?！睠↑先共析F↓，第一階段增加，其次階段削減VP，C↑分布于FCFV↑〕合金元素，影響其次階段轉(zhuǎn)變，奧氏體長大受合金與集中的掌握，故使 V↓。其次階段：有F+A共存，將發(fā)生合金元素的重安排?！?.4 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成連續(xù)加熱對(duì)奧氏體形成的影響：實(shí)際生產(chǎn)中，奧氏體形成多在連續(xù)加熱中，而不是等溫過程；即奧氏體形成過程中，溫度將不斷上升：使臨界點(diǎn)提高，轉(zhuǎn)變速度加快，轉(zhuǎn)變時(shí)間縮短。使轉(zhuǎn)變推向高溫，使奧氏體體轉(zhuǎn)變第一、二階段〔即形核長大加快〕，三、四階段碳化物溶解和均勻化減慢。晶粒細(xì)化，不均勻性增加?！?.5非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成不講〔自學(xué)〕§2.6奧氏體晶粒長大及其掌握實(shí)際生產(chǎn)中，鋼件奧氏體化的目的是獲得成分均勻，晶粒細(xì)化的奧氏體。奧氏體晶粒的大小將影響冷卻過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得的組織和性能。因此，了解奧氏體晶粒在形成后的長大過程及影響因素是格外必要的。一、晶粒度及奧氏體晶粒長大(一)晶粒度n=2N1 (ASTM－AmericanSocietyforTesting&Materials)N：晶粒度級(jí)別n100倍時(shí)，每645mm2〔1in2〕面積內(nèi)晶粒數(shù)。n越大N越高晶粒愈細(xì)化n的測定比較費(fèi)時(shí)，目前已漸漸承受測定晶粒平均截距來確定晶粒度級(jí)別。N=2log2(L0/L)(L0N=0晶粒平均截距)N<4〔88μm〕5-8>8級(jí)(22μm)為超細(xì)晶粒首先要區(qū)分：起始晶粒度: 臨界溫度以上，奧氏體剛剛完成，晶粒邊界剛相互接觸時(shí)的晶粒大小。：某一熱處理加熱條件下得到晶粒尺寸?！ǔＫ妇Я６?。930±10℃保溫足夠時(shí)間〔3－8小時(shí)〕所測得鋼的晶粒大小——近年已用較少※用于表達(dá)鋼材，晶粒長大傾向，淬火溫度寬窄程度。(二)奧氏體晶粒長大現(xiàn)象正常長大：隨著溫度上升或時(shí)間延長，晶粒漸漸長大的現(xiàn)象。當(dāng)超過某一溫度時(shí)，晶粒發(fā)生急劇長大的現(xiàn)象。該溫度稱為奧氏體晶粒粗化溫度?！鶎?shí)際上合金長常消滅細(xì)晶和粗晶共存的混晶現(xiàn)象，粗晶粒長大依靠消耗細(xì)晶粒長大。二、奧氏體晶粒長大機(jī)制(一)奧氏體晶粒長大驅(qū)動(dòng)力奧氏體晶粒主要是通過晶界的遷移而長大，推動(dòng)晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力來自奧氏體晶界的界面能，奧氏體晶粒長大，導(dǎo)致界面削減，能量降低。γR可得到指向曲率中心的驅(qū)動(dòng)力P作用于晶界2PR如為平直晶界R= 則P=0無驅(qū)動(dòng)力。可見，界面能愈大，晶粒尺寸愈小，奧氏體晶粒長大驅(qū)動(dòng)力愈大，長大傾向變大。(二)奧氏體晶粒的正常長大奧氏體晶粒等溫長大公式D2K 〔D平均晶粒的直徑〕奧氏體晶界遷移過程是一集中過程 K=Kexp(Q/RT)oQ鐵原子自集中激活能。D2Koexp(Q/RT)可見，隨時(shí)間延長，奧氏體晶粒不斷長大，且與時(shí)間的平方根成正比。隨溫度使上升，晶粒不斷長大。(三)其次相微粒對(duì)奧氏體晶界的釘扎作用和晶粒的特別長大特別長大緣由：在用A1脫氧的鋼及含Ti、Nb、V等元素鋼中，當(dāng)奧氏體晶粒形成后，在晶界上存在一些Al、Ti、Nb、V等碳氮化合物微粒，這些未溶碳氮化合物對(duì)晶界起了釘扎作用，阻擋晶界移動(dòng)，只有當(dāng)溫度上升至晶粒粗化溫度以上，碳氮化合物溶于奧氏體之后 ，奧氏體晶粒消滅特別長大。設(shè)奧氏體晶界上有一半徑為r碳氮化合物粒子。這時(shí)，晶界面積削減r2，界面能削減r2r，當(dāng)晶界在驅(qū)動(dòng)力P作用下右移，則晶界面積增加，能量提高，阻擋右移，相當(dāng)于一阻力作用于晶界

max

=r設(shè)單位體積有N個(gè)半徑為r的粒子，占體積分?jǐn)?shù)f，則作用于單位面積晶界的最大阻力F max

2r由此可見：作為單個(gè)粒子，半徑愈大，供給阻力越大；但當(dāng)體積分?jǐn)?shù)為 f，粒子愈多，阻力愈大。因此，抑制奧氏體晶粒長大，首先增加碳氮化合物體積，但過多引起脆性；最正確的方法，細(xì)化碳氮化合物粒子。必需強(qiáng)調(diào)是：只有曲面晶界，才有驅(qū)動(dòng)力P的作用；假設(shè)晶粒大小均勻全都，且晶界已到達(dá)平衡態(tài)的平晶界交會(huì)處的面角為120°，為穩(wěn)定狀態(tài)，晶粒不長大。