金屬學(xué)與熱處理哈爾濱工業(yè)大學(xué)

1、緒論一、本課程的任務(wù)及在工業(yè)生產(chǎn)中的地位任務(wù)：研究固態(tài)相變的規(guī)律性，研究金屬或合金熱處理組織與性能之間的關(guān)系以及熱處理理論在工業(yè)生產(chǎn)中和應(yīng)用。地位：(1)工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域：工業(yè)生產(chǎn)中不可缺少的技術(shù)，是提高產(chǎn)品質(zhì)量和壽命的關(guān)鍵工序，是發(fā)揮材料潛力、達(dá)到機(jī)械零部件輕量化的主要手段。(2)材料研究領(lǐng)域：研制和開發(fā)新材料。列舉工業(yè)生產(chǎn)切削刀具實(shí)例，提出“服役條件” 使用性能 組織結(jié)構(gòu) 化學(xué)成分(材料)二、金屬熱處理的發(fā)展概況中國：古代高水平。春秋戰(zhàn)國明清以前：從出土文物可見。近代落后。明清新中國以前：統(tǒng)治者閉關(guān)鎖國?，F(xiàn)代奮起直追。新中國以前至今：總體上和發(fā)達(dá)國家比仍有一定差距。具體表現(xiàn)在(1)科研：個(gè)別研

2、究處于世界領(lǐng)先水平，總體研究水平相對落后；(2)生產(chǎn)：工業(yè)生產(chǎn)自動化程度不高，能耗較大，特別是技術(shù)設(shè)備和裝備相對落后。世界范圍：十九世紀(jì)以前：民間技藝階段 十九世紀(jì)后期：實(shí)驗(yàn)技術(shù)和科學(xué)階段 現(xiàn)代：理論科學(xué)階段：X-ray、SEM、TEM等檢測手段的提高和應(yīng)用，極大地促進(jìn)了材料科學(xué)研究和應(yīng)用的進(jìn)一步發(fā)展。固態(tài)相變以馬氏體相變?yōu)楹诵?，圍繞馬氏體相變展開研究工作，材料工作者經(jīng)歷了一個(gè)多世紀(jì)的研究，取得了豐碩的研究成果，并用這些成果指導(dǎo)實(shí)踐，取得了巨大的經(jīng)濟(jì)效益。值得指出的是，馬氏體相變的研究工作也存在一些未知問題需要繼續(xù)深入探索。馬氏體相變的研究經(jīng)歷以下幾個(gè)階段：(1)1878年德國Martens首

3、次采用光學(xué)顯微鏡觀察到淬火鋼的針狀組織；(2)1895年法國Osmond將鋼淬火后的相命名為馬氏體；(3)19261927年X-ray衍射確定鋼中馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)(4)近代馬氏體相變的研究領(lǐng)域擴(kuò)大，由金屬或合金擴(kuò)展到無機(jī)非金屬和高分子材料，馬氏體定義(命名)也存在諸多爭論。三、本課程的學(xué)習(xí)內(nèi)容學(xué)習(xí)內(nèi)容共分六章。按照教學(xué)大綱接續(xù)上部分(金屬學(xué)部分)內(nèi)容排序?yàn)椋旱诰耪拢航饘僭诩訜徇^程中的相變奧氏體相變；第十章：金屬在冷卻過程中的轉(zhuǎn)變圖；第十一章：珠光體相變；第十二章：馬氏體相變；第十三章：貝氏體相變；第十四章：鋼在回火過程中的轉(zhuǎn)變。第九章：金屬加熱過程中的相變奧氏體相變概述：熱處理工藝一般由加

4、熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成，其目的是為了改變金屬或合金的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，使材料滿足使用性能要求。除回火、少數(shù)去應(yīng)力退火，熱處理一般均需要加熱到臨界點(diǎn)以上溫度使鋼部分或全部形成奧氏體，經(jīng)過適當(dāng)?shù)睦鋮s使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗枰慕M織，從而獲得所需要的性能。奧氏體晶粒大小、形狀、空間取向以及亞結(jié)構(gòu)，奧氏體化學(xué)成分以及均勻性將直接影響轉(zhuǎn)變、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以及材料性能。奧氏體晶粒的長大直接影響材料的力學(xué)性能特別是沖擊韌性。綜上所述，研究奧氏體相變具有十分重要的意義。本章重點(diǎn)：奧氏體的結(jié)構(gòu)、奧氏體的形成機(jī)制以及影響奧氏體等溫形成的動力學(xué)因素。本章難點(diǎn)：奧氏體形成機(jī)制，特別是奧氏體形成瞬間內(nèi)部成分不均勻的幾個(gè)C%點(diǎn)，即C

5、1、C2、C3和C4。圖1-19-1 奧氏體的組織結(jié)構(gòu)和性能一、奧氏體的結(jié)構(gòu)：定義：C溶于Fe形成的間隙式固溶體。1.C原子位于Fe點(diǎn)陣的中心和棱邊的中點(diǎn)(八面體間隙處)；2.C原子進(jìn)入Fe點(diǎn)陣間隙位置引起；Fe點(diǎn)陣等稱膨脹；C%增加，奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)增大，但奧氏體的最大溶C量(溶解度)為2.11%3.C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏；4.合金元素原子(Mn、Si、Cr、Ni等)溶入奧氏體中取代Fe原子的位置，形成置換式固溶體，稱合金奧氏體。二、奧氏體的組織： (1)原始組織有關(guān)奧氏體組織通常為等軸狀多邊形晶粒，這與 (2)加熱速度有關(guān)(3)轉(zhuǎn)變程度有關(guān)不平衡加熱奧氏體晶粒呈針狀或球

6、狀(只作為了解內(nèi)容)。三、奧氏體的性能易于變形加工成型；(3)熱強(qiáng)性高。1.機(jī)械性能：(1)屈服強(qiáng)度、硬度低 (2)塑性、韌性高； 2.物理性能：(1)比容最小；(2)導(dǎo)熱性差；(3)線膨脹系數(shù)大；(4)順磁性。GrGpGTA1T1GT圖1-23.應(yīng)用：(1)變形加工成型；(2)奧氏體不銹鋼耐蝕性；(3)膨脹儀表靈敏元件。9-2 奧氏體的形成一、熱力學(xué)條件G=GGp0 (1)Ac1和Ar1引出臨界點(diǎn)概念： (2)Ac3和Ar3 (3)ACcm和Arcm二、奧氏體的形核GESPC1C2C3C4T1圖1-3以共析鋼為例，討論鋼中奧氏體形成。奧氏體晶核主要在F和Fe3C的相界面形核，其次在珠光體團(tuán)界

7、、F亞結(jié)構(gòu)(嵌鑲塊)界面形核。這樣能滿足：(1)能量起伏；(2)結(jié)構(gòu)起伏；(3)成分起伏三個(gè)條件。三、奧氏體的長大 + Fe3C 晶體結(jié)構(gòu)：體心立方 復(fù)雜斜方 面心立方含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77%奧氏體長大過程是依靠原子擴(kuò)散完成的，原子擴(kuò)散包括(1)Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組；(2)C原子擴(kuò)散使奧氏體晶核向相和Fe3C相兩側(cè)推移并長大。C2C%AFe3CFC1C4C3珠光體片間距圖1-41.C原子擴(kuò)散：一旦奧氏體晶核出現(xiàn)，則在奧氏體內(nèi)部的C%分布就不均勻，由從圖1-3可見：C1與Fe3C相接的奧氏體的C%；C2與F相接的奧氏體的C%；C3與Fe3C相接的F的C%；C4與奧氏

8、體相接的F的C%；從圖1-3可以看出，在T1溫度下由于C1、C2、C3、C4不同導(dǎo)致奧氏體晶核形成時(shí)，C原子擴(kuò)散，如圖1-4，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了T1溫度下C%的濃度平衡，迫使與奧氏體相接的F和Fe3C溶解恢復(fù)T1溫度下C%的濃度平衡，如此歷經(jīng)“破壞平衡”“建立平衡”的反復(fù)，奧氏體晶核長大。2.奧氏體晶格改組：(1)一般認(rèn)為，平衡加熱過熱度很小時(shí)，通過Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組。(2)也有人認(rèn)為，當(dāng)過熱度很大時(shí)，晶格改組通過Fe原子切變完成。3.奧氏體晶核的長大速度：奧氏體晶核向F和Fe3C兩側(cè)的推移速度是不同的。根據(jù)公式：式中，K常數(shù)；C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；相界面處奧氏體中C的濃度梯度；相界面

9、濃度差；“-”表示下坡(高濃度向低濃度處)擴(kuò)散。向F一側(cè)的推移速度與向Fe3C一側(cè)的推移速度之比：780時(shí)，。表明相界面向F一側(cè)的推移速度比向Fe3C一側(cè)的推移速度快14.8倍，但是通常片狀珠光體的F片厚度比Fe3C片厚度大7倍，所以奧氏體等溫形成時(shí)，總是F先消失，F(xiàn)e3C剩余。四、殘余Fe3C和奧氏體均勻化結(jié)束后，還有相當(dāng)數(shù)量的Fe3C尚未溶解，這些Fe3C被稱為殘余Fe3C。另外在原來Fe3C的部位，C%較高，而原來F部位C%較低，必須經(jīng)過適當(dāng)?shù)谋睾?，奧氏體中的C%才能趨于均勻。綜上，奧氏體形成分四個(gè)階段：奧氏體形核；核長大；殘余Fe3C溶解；奧氏體均勻化，其示意圖見圖1-5。奧氏體形核

10、核長大殘余Fe3C溶解奧氏體均勻化圖1-5五、非共析鋼的奧氏體化過程和共析鋼的奧氏體化對比，非共析鋼的奧氏體化過程分兩步進(jìn)行，首先完成PA，這與共析鋼相同；然后是先析相的奧氏體化過程。這些都是靠原子擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)的。值得指出的是，非共析鋼的奧氏體化碳化物溶解以及奧氏體均勻化的時(shí)間更長。9-3 奧氏體等溫形成動力學(xué)奧氏體等溫動力學(xué)是研究奧氏體等溫形成速度問題。本課程只討論共析鋼奧氏體等溫動力學(xué)，對于過共析鋼先共析相Fe3C溶解與第三階段差別不大，故不在討論；亞共析鋼因?yàn)?1)組織中有非共析成分；(2)奧氏體轉(zhuǎn)變有兩個(gè)區(qū)間，即兩相區(qū)和單相區(qū)。因此，這里只定性討論共析鋼奧氏體等溫動力學(xué)。奧氏體的形成速度取

11、決于形核率I和線長大速度G，在等溫條件下，形核率I和線長大速度G均為常數(shù)。一、形核率I均勻形核條件下，形核率I與溫度的關(guān)系為：式中，常數(shù)；T絕對溫度；Q擴(kuò)散激活能；臨界形核功；k玻耳茲曼常數(shù)?？梢姡瑠W氏體等溫形成時(shí)，等溫溫度T提高，(1)增大，相變驅(qū)動力增大，降低，形核率I增大；(2)C原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，C的擴(kuò)散速度增大，有利于點(diǎn)陣重構(gòu)，形核率I增大；(3)由相圖(圖1-3)可見，C2-C4=減小，奧氏體形核所需的C的濃度梯度減小，形核率I增大。二、長大速度G奧氏體的線生長速度為相界面的推移速度，式中，“-”表示向減小濃度梯度的下坡擴(kuò)散；k常數(shù)；C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；相界面處奧氏體中C的濃

12、度梯度；相界面濃度差。等溫轉(zhuǎn)變時(shí)：、(由相圖決定)均為常數(shù)，為珠光體片間距，平衡冷卻時(shí)，平均片間距與每一片間距相同。則：。(1)由于忽略碳在鐵素體的擴(kuò)散，此計(jì)算值與實(shí)際速度偏小；(2)對粒狀珠光體亦適用。形核率I長大速度G討論：(1)溫度T升高，呈指數(shù)增加，長大速度G增加，(2)溫度T升高，C1-C2增加，增加，速度G增加；(3)溫度T升高，=C2-C4下降，長大速度G增加。均增大綜上：溫度T升高，三、等溫形成動力學(xué)曲線轉(zhuǎn)變量與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系曲線等溫動力學(xué)曲線，信息少。轉(zhuǎn)變溫度與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系曲線等溫動力學(xué)圖，信息多。金相法膨脹法熱分析法1、曲線的建立四、影響奧氏體等溫形成速度的因素一切影響形

13、核率I和長大速度G的因素均影響珠光體奧氏體的因素。1.加熱溫度的影響(1)加熱溫度T升高，過熱度T增大，相變驅(qū)動力G增大，原子擴(kuò)散速度增加，形核率I和長大速度G均增加；(2)從等溫轉(zhuǎn)變圖可知，加熱溫度T升高，奧氏體等溫形成的孕育期變小，相變完成時(shí)間變短；(3)加熱溫度T升高，由相圖(圖1-3)可知C1-C2增大，dc/dx增加，奧氏體界面濃度差CB減小，長大速度G均增加；(4)加熱溫度T升高，奧氏體向F一側(cè)推移速度比向Fe3C一側(cè)推移速度快，F(xiàn)消失瞬間殘余Fe3C量增加，奧氏體中C%降低，相變不平衡程度增加；(5)加熱溫度T升高，形核率I增加的速度比長大速度G增加的速度快，奧氏體晶粒細(xì)化(提高

14、強(qiáng)韌性)。2.原始組織的影響(1)原始組織越細(xì)，碳化物越分散，珠光體的層片間距S0越小，相界面越多，形核率I越大，同時(shí)碳的濃度梯度dc/dx增加，長大速度G均增加；(2)和粒狀珠光體比，片狀珠光體相界面大而薄，易于溶解，因此，原始組織為片狀珠光體形成速度比粒狀珠光體快。3.合金元素的影響C%：(1)隨著含碳量的增加，碳化物量增加。珠光體中滲碳體量相對相界面增加形核率I增加。碳原子擴(kuò)散距離減小，擴(kuò)散速度提高，但滲碳體溶解及奧氏體均勻化時(shí)間增加。合金元素：(1)不影響珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體機(jī)制。(2)影響碳化物穩(wěn)定性。(3)影響體中的擴(kuò)散系數(shù)減小。(i)強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低減小從而使

15、從而影響殘余碳化物溶解及奧氏體均勻化速度。非強(qiáng)碳化物形成元素Co、Ni等使提高，擴(kuò)散速度提高。(ii)Ni、Mn、Cu可降低A1點(diǎn)使過熱度T增加、相變驅(qū)動力G增大，形核率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高，T降低，G降低，形核率I降低，G降低金元素在鋼中分布不均勻，9-4 鋼在連續(xù)加熱時(shí)PAA1acda1b圖1-6鋼在連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變時(shí)PA也經(jīng)歷形核、長大、殘余Fe3C溶解以及奧氏體均勻化四個(gè)階段，與等溫轉(zhuǎn)變比較，尚有下列特點(diǎn)：一、相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的奧氏體形成的各個(gè)階段分別在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，而且加熱速度增大，各個(gè)階段溫度范圍向高溫推移、擴(kuò)大。(1)當(dāng)緩慢加熱時(shí)，轉(zhuǎn)變

16、開始PA速度小，相變吸收的熱量(相變潛熱)q亦很小，若加熱供給的熱量Q=q則轉(zhuǎn)變在等溫下進(jìn)行ac階段。(2)若加熱速度較快Qq，除用于轉(zhuǎn)變外有剩余，則溫度升高，但由于受q的影響使升溫減漫aa1而不是直線段ab段，當(dāng)A轉(zhuǎn)變量增大qQ；溫度下降a1C段，隨后轉(zhuǎn)變速度逐步下降，轉(zhuǎn)變量也下降，q減少，Qq；溫度復(fù)又上升，如cd段。見圖1-6。(3)快速加熱，aa1向高溫延伸，臺階a1c移向高溫，加熱速度越高，臺階越陡，難以用Fe-Fe3C相圖判斷鋼的組織。二、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度的增大而增大(1)加熱速度增大，轉(zhuǎn)變開始和終了溫度升高，轉(zhuǎn)變所需時(shí)間縮短，奧氏體形成速度提高；(2)奧氏體形成不是在恒溫下進(jìn)行

17、的，在一個(gè)相當(dāng)大的溫度范圍，加熱速度提高，轉(zhuǎn)變溫度范圍增大。三、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度的增大而增大(1)加熱速度增加，碳化物來不及充分溶解，C及合金元素不能充分?jǐn)U散，導(dǎo)致奧氏體中C和合金元素的濃度很不均勻，奧氏體中含碳量降低；(2)對于亞共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于平均成分的馬氏體及未經(jīng)轉(zhuǎn)變完全的F和碳化物，應(yīng)該避免；對于過共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳馬氏體及剩余碳化物，有助于馬氏體韌化，有利于實(shí)際生產(chǎn)。四、奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速度的增大而細(xì)化加熱速度提高，過熱度顯著增大，形核率顯著增大，加熱時(shí)間短，奧氏體晶粒來不及長大，可獲得超細(xì)化晶粒。今年來的

18、快速加熱淬火超快速加熱及脈沖加熱淬火都是依據(jù)此原理。9-5 奧氏體晶粒長大及控制一、奧氏體晶粒度奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分8級評定，1級最粗，8級最細(xì)。若晶粒度在10以上則稱“超細(xì)晶?！?。晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系為：n = 2N-1式中，n放大100倍視野中單位面積內(nèi)晶粒個(gè)數(shù)(個(gè)/平方英寸，1平方英寸=6.45平方厘米)；N晶粒度級別，奧氏體晶粒度有三種，即起始晶粒度、實(shí)際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。1.實(shí)際晶粒度：經(jīng)熱處理后獲得的實(shí)際奧氏體晶粒大小。2.起始晶粒度：奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小。3.本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法(YB2764)，經(jīng)93010，保溫38

19、小時(shí)后測得奧氏體晶粒大小。原冶金部標(biāo)準(zhǔn)YB2764規(guī)定：晶粒度大小在58級為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，14級為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度表明了奧氏體晶粒長大傾向，是實(shí)際晶粒度的特殊情況。二、本質(zhì)晶粒度的測定1.滲碳法：將試樣加熱到93010，滲碳8小時(shí)獲得不低于1mm的滲層，緩冷后在滲層的過共析鋼部分形成網(wǎng)狀Fe3C，借助于網(wǎng)狀Fe3C進(jìn)行晶粒度評定。(由于滲層C%增加，不能準(zhǔn)確反映原試樣的晶粒度，有誤差。)2.氧化法：將樣品拋光，在無氧化條件下加熱93010，使晶粒充分長大，然后在氧化氣氛下短時(shí)間氧化，由于晶界比晶內(nèi)容易氧化，冷卻后試樣拋光和腐蝕，即可把氧化的晶界網(wǎng)清晰地顯示出來進(jìn)行晶粒度評定。三、奧氏體

20、晶粒長大原理晶界的能量高，在一定溫度下奧氏體晶粒會發(fā)生相互吞并的現(xiàn)象，大晶粒吞并小晶粒，使總的晶界面積減小，界面能降低，因此奧氏體晶粒長大在一定條件下是一個(gè)自發(fā)過程。晶粒長大動力和阻力相互作用使晶界推移，實(shí)現(xiàn)奧氏體晶粒長大。1.晶粒長大動力：奧氏體晶粒長大的動力為其晶粒大小的不均勻性，長大驅(qū)動力G與晶粒大小和界面能大小可用下式表示：式中， 單位奧氏體晶界的界面能(比界面能)；r 晶界曲率半徑。可見界面能越大，晶粒尺寸越小，則奧氏體晶粒長大驅(qū)動力G越大，即晶粒的長大傾向越大，晶界易于遷移。2.晶界阻力：在實(shí)際金屬材料中，晶界或晶內(nèi)存在很多細(xì)小難熔的沉淀析出粒子，晶界推移過程中遇到沉淀析出粒子時(shí)將

21、發(fā)生彎曲，導(dǎo)致晶界面積增大，晶界能量升高，阻礙晶界推移，起釘扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是晶界移動的阻力。當(dāng)沉淀析出粒子的體積百分?jǐn)?shù)一定時(shí)，則粒子越細(xì)小，分散度越高，對晶界移動的阻力就越大。四、影響奧氏體晶粒長大的因素影響奧氏體晶粒長大的因素很多，主要有以下幾點(diǎn)因素：1.加熱溫度和保溫時(shí)間：加熱溫度越高、保溫時(shí)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。(溫度升高，形核率增加，增加，r降低，/r增加，G增大)2.加熱速度：加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時(shí)間短奧氏體晶粒來不及長大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度3.合金元素：C%的影響。C%高，

22、C在奧氏體中的擴(kuò)散速度以及Fe的自擴(kuò)散速度均增加，奧氏體晶粒長大傾向增加，但C%超過一定量時(shí)，由于形成Fe3C，阻礙奧氏體晶粒長大。合金元素影響。強(qiáng)碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔點(diǎn)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Si、Ni等對奧氏體晶粒長大影響很小。五、過熱現(xiàn)象1.過熱：由于加熱工藝不當(dāng)(加熱溫度過高、保溫時(shí)間過長等)而引起實(shí)際奧氏體晶粒粗大，在隨后的淬火或正火得到十分粗大的組織，從而使鋼的機(jī)械性能嚴(yán)重惡化，此現(xiàn)象稱為過熱。通過正火、退火的重結(jié)晶可以消除過熱組織(非平衡組織則難以消除)。2.過燒：由于加熱工藝不當(dāng)(加熱溫度過高、保溫時(shí)間過長等)而引起

23、奧氏體晶界熔化的現(xiàn)象稱為過燒。通過正火、退火的重結(jié)晶不能消除過燒組織。第十章：鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖本章重點(diǎn)：“TTT”圖和“CCT”圖分析，“TTT”圖的類型以及影響“TTT”圖的因素。本章難點(diǎn)：影響“TTT”圖的因素。10-1 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變冷卻圖過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT圖或C曲線是獲得等溫轉(zhuǎn)變組織的主要依據(jù)，是等溫淬火獲得馬氏體組織或貝氏體組織的主要依據(jù)。共析鋼“C”曲線AMAPABMsA1Mf一、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法、金相法。二、奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的基本類型奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的形狀象英文字母C，因此稱“C”曲線或“TTT”圖。其形狀見右圖?！癈”曲

24、線有三個(gè)轉(zhuǎn)變區(qū)(即珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū))；五條線(即A1、第一條“C”曲線、第二條“C”曲線、Ms和Mf)。A1線以上奧氏體穩(wěn)定存在；以下奧氏體變成亞穩(wěn)定存在的過冷奧氏體。第一條“C”曲線為奧氏體轉(zhuǎn)變(P、B)開始線，第二條“C”曲線為奧氏體轉(zhuǎn)變(P、B)終了線；Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開始線，Mf為馬氏體轉(zhuǎn)變終了線?！癈”曲線類型線共六種，它們分別為：1.單一的“C”形曲線(B、P區(qū)重合)：碳鋼(亞共析鋼、共析鋼及過共析鋼)、含Si、Ni、Cu、Co鋼等。2.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合金元素，或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，

25、珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變“C”曲線逐漸分離。并且使珠光體轉(zhuǎn)變速度減慢，對貝氏體轉(zhuǎn)變速度影響較小，見圖1。3.雙“C”形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍上升的Cr、Mo、W、V等合金元素，或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素。隨著合金元素的增加，珠PBM時(shí)間溫度PBM時(shí)間溫度圖1圖2光體和貝氏體轉(zhuǎn)變“C”曲線逐漸分離。并且使貝氏體轉(zhuǎn)變速度減慢，對珠光體轉(zhuǎn)變速度影響較小，見圖2。合金元素的加入，使B、P轉(zhuǎn)變的“C”曲線分離，分別使B、P轉(zhuǎn)變的最小孕育期變長。4.只有貝氏體轉(zhuǎn)變的“C”曲線：合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入，使擴(kuò)散型的珠光體相變受到極大阻礙。(貝氏體鋼18Cr2Ni4WA、18Cr2

26、Ni4MoA)5.只有珠光體轉(zhuǎn)變的“C”曲線：在中碳高Cr鋼3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13等鋼中出現(xiàn)。6.在馬氏體轉(zhuǎn)變的Ms點(diǎn)以上整個(gè)溫度區(qū)間不出現(xiàn)“C”曲線：這類鋼通常為奧氏體鋼，高溫下穩(wěn)定的奧氏體組織能全部過冷至室溫。也可能有過剩碳化物的高溫析出。三、影響因素1.化學(xué)成分：(1)C%影響隨著奧氏體C%增加，過冷奧氏體穩(wěn)定性提高，“C”曲線右移；當(dāng)C%增加到共析成分，過冷奧氏體穩(wěn)定性最高。隨著C%進(jìn)一步增加，奧氏體穩(wěn)定降低，“C”曲線反而左移。同時(shí)C%越高，Ms點(diǎn)越低。非共析鋼由于有先析相析出，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加，過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期減小，“C”

27、曲線左移。亞共析鋼完全奧氏體化后隨著C%增加，先析鐵素體形核率下降導(dǎo)致先析鐵素體含量降低，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位降低，過冷奧氏體穩(wěn)定性提高，珠光體轉(zhuǎn)變孕育期增加，“C”曲線右移。過共析鋼完全奧氏體化后隨著C%增加，先析滲碳體形核率升高導(dǎo)致先析滲碳體含量增加，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加，過冷奧氏體穩(wěn)定性降低，珠光體轉(zhuǎn)變孕育期減少，“C”曲線左移。(2)合金元素影響合金元素只有溶入到奧氏體中，才能對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生重要影響?？傮w上講，除Co、Al外，所有合金元素都增大過冷奧氏體穩(wěn)定性，使“C”曲線右移。非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改變“C”曲

28、線位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲線右移，又使其形狀分成上下兩部分。2.奧氏體晶粒尺寸：奧氏體晶粒與奧氏體化條件有關(guān)，加熱溫度高保溫時(shí)間長，奧氏體晶粒粗大，成分均勻性提高，奧氏體穩(wěn)定性增加，“C”曲線右移。反之“C”曲線左移。3.原始組織：鋼的原始組織越細(xì)小，單位體積內(nèi)晶界越多，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的形核率越高，同時(shí)原始組織越細(xì)小有利于C原子擴(kuò)散，奧氏體形成時(shí)達(dá)到均勻化時(shí)間短，相對長大時(shí)間長，相同條件下易使奧氏體長大并且均勻性提高，“C”曲線右移。4.變形：奧氏體比容最小，馬氏體比容最大，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)體積膨脹，施加拉應(yīng)力加速其轉(zhuǎn)變，使“C”曲線左移，施加壓應(yīng)力不利其轉(zhuǎn)變，

29、使“C”曲線右移。對奧氏體施以適當(dāng)?shù)乃苄宰冃?，使缺陷密度增?加速原子擴(kuò)散)或析出碳化物(奧氏體中C%降低)，降低過冷奧氏體穩(wěn)定性，使“C”曲線左移。10-2 過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變冷卻圖一、過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變圖的建立綜合應(yīng)用熱分析法、金相法和膨脹法。第十一章：珠光體相變本章重點(diǎn)：碳鋼兩類珠光體(即片狀和粒狀)的組織形態(tài)、形成機(jī)制以及力學(xué)性能，掌握影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)因素。本章難點(diǎn)：珠光體(片狀和粒狀)的形成機(jī)制。11-1 珠光體的組織形態(tài)、晶體結(jié)構(gòu)與性能一、珠光體的組織形態(tài)鋼中常見的珠光體有片狀珠光體和粒狀珠光體兩種。此外還有不常見的纖維狀珠光體和針狀珠光體等。片狀珠光體：F和Fe3C層片相間的

30、機(jī)械混合組織。粒狀珠光體：Fe3C以粒狀分布于F基體上形成的混合組織。采用球化處理工藝可以得到粒狀珠光體組織。Fe3C的量由鋼的C%決定；Fe3C的尺寸、形狀由球化工藝決定。P團(tuán)原A晶界圖3-2S0Fe3C圖3-1片狀珠光體晶粒尺寸大小可以用片間距大小來表示，相鄰兩片F(xiàn)e3C(或F)的平均距離S0稱珠光體的片層間距。見圖3-1。珠光體片層間距方向大致相同的區(qū)域稱為“珠光體團(tuán)”、“珠光體領(lǐng)域”或珠光體晶粒。一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個(gè)珠光體晶粒。見圖3-2。二、珠光體分類根據(jù)珠光體片層間距S0的大小，可將珠光體分為三類：1.珠光體：用P表示；S0=15004500。光鏡下觀察到F與Fe3C呈層

31、片狀。2.索氏體：用S表示；S0=8001500。光鏡下難以區(qū)分F與Fe3C呈層片狀，電鏡下清晰觀察到F與Fe3C的片層。3.屈氏體：用T表示；是極細(xì)的珠光體。S0=300800。光鏡下無法分辨F與Fe3C的層片(呈黑球狀)，電鏡下清晰觀察到F與Fe3C的片層。珠光體片層間距S0的大小，取決于過冷度T而與原奧氏體晶粒尺寸大小無關(guān)。()S0大小變化的原因：(1)珠光體形成在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，先冷卻得到的珠光體由于形成溫度高，C原子擴(kuò)散速度快，擴(kuò)散距離長，珠光體片層間距S0大。(2)隨著溫度降低，后冷卻得到的珠光體由于T增大，G增大，形核率I增加并且C原子擴(kuò)散速度和距離變小，使S0變小。三、珠光

32、體的晶體結(jié)構(gòu)片狀珠光體是F和Fe3C層片相間的機(jī)械混合組織。粒狀珠光體是粒狀Fe3C分布于F基體上形成的混合組織。其中F的晶體結(jié)構(gòu)為體心立方；Fe3C為復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)。在珠光體形成時(shí)，F(xiàn)與Fe3C具有兩類確定的晶體學(xué)位向關(guān)系。同時(shí)，先共析相F、Fe3C與原奧氏體也有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系。11-2 珠光體的形成機(jī)制(以共析鋼為例)GGpGTA1T1GT圖3-3一、珠光體形成的熱力學(xué)條件(1)由于AP是在較高溫度形成，F(xiàn)e和C原子能夠長程擴(kuò)散，AP是擴(kuò)散型相變；(2)由于缺陷形核，相變消耗的能量較小，在較小過冷度T條件下AP相變即可發(fā)生，見圖3-3。即滿足：G = Gp-G0二、片狀珠光體的形成機(jī)制

33、GESPC1C2C3C4T1圖3-4 + Fe3C晶體結(jié)構(gòu)： 面心立方 體心立方 復(fù)雜斜方C%： 0.77% 0.0218% 6.67%1.形核：(1)奧氏體晶界；(2)奧氏體晶內(nèi)(奧氏體晶內(nèi)有不均勻或未溶Fe3C時(shí))。滿足(1)能量起伏；(2)結(jié)構(gòu)起伏；(3)成分起伏三個(gè)條件。關(guān)于F和Fe3C誰領(lǐng)先形核過去一直爭論，現(xiàn)在認(rèn)為都有可能成為領(lǐng)先相。2.長大：CCCCCFe3C圖3-5以Fe3C為領(lǐng)先相討論，當(dāng)珠光體晶核在奧氏體晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)時(shí)，過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，見圖3-4。C1與鐵素體相接的奧氏體C%；使C2與Fe3C相接的奧氏體C%；C3與奧氏體相接的鐵素體C

34、%；C4與Fe3C相接的鐵素體C%。(1)由于過冷奧氏體中存在C濃度不均勻，導(dǎo)致C原子擴(kuò)散(如圖3-5)，C原子擴(kuò)散破壞該溫度下的C濃度平衡，為了恢復(fù)平衡，與鐵素體相接的奧氏體形成鐵素體排出C使碳濃度升高到C1，與Fe3C相接的奧氏體形成Fe3C使碳濃度降低到C2，其結(jié)果導(dǎo)致C原子擴(kuò)散再次發(fā)生。如此反復(fù)，珠光體晶核縱向長入奧氏體晶內(nèi)。(2)遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體，其含碳量C為共析成分的含碳量，因?yàn)橛蠧2CC1，所以，遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體中的C原子向與Fe3C相接的奧氏體擴(kuò)散使其形成珠光體的Fe3C；而與F相接的奧氏體中的C原子向遠(yuǎn)離珠光體晶核方向擴(kuò)散使其形成珠光體的F。(3)在已形成的珠光體

35、中，與奧氏體相接的鐵素體中的C原子向與Fe3C相接鐵素體中擴(kuò)散。(4)珠光體晶核一端與母相奧氏體保持不可動的共格晶面，形成一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，另一端(可動)長入奧氏體晶內(nèi)，完成縱向長大。(5)為了減少應(yīng)變能，珠光體呈片狀，C原子擴(kuò)散路程短，有利于擴(kuò)散。(6)Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組。3.橫向長大：奧氏體晶核內(nèi)形成一片F(xiàn)e3C，立刻就有兩邊F相連，搭橋機(jī)制。4.珠光體分枝長大：(反常長大)圖3-6Fe3CPFe3CFe3C(a)(b)(c)正常的片狀珠光體形成時(shí)，鐵素體與滲碳體是交替配合長大的，但在某些情況下，鐵素體與滲碳體不是交替配合長大的。(1)在位錯(cuò)區(qū)域形核長大多個(gè)Fe3C，成長過程中

36、分枝長大；(2)鐵素體與滲碳體具有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系。這兩個(gè)原因?qū)е轮楣怏w反常長大，見圖3-6。其中(b)和(c)為離異共析組織。三、粒狀珠光體的形成機(jī)制片狀Fe3C的表面積大于同體積的粒狀Fe3C，從能量考慮，F(xiàn)e3C球化是一個(gè)自發(fā)過程，根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相質(zhì)點(diǎn)的溶解度與質(zhì)點(diǎn)的曲率半徑有關(guān)，曲率半徑越小，其溶解度越高，片狀Fe3C的尖角處溶解度高于平面處的溶解度，使得周圍鐵素體與Fe3C尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳濃度，引起碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)平衡，F(xiàn)e3C尖角處將進(jìn)一步溶解，F(xiàn)e3C平面將向外長大，如此不斷進(jìn)行，最終形成了各處曲率半徑相近的粒

37、狀Fe3C。圖3-7Fe3CFe3CFe3CFe3Cfff亞晶界片狀Fe3C的斷裂與其內(nèi)部的晶體缺陷有關(guān)，若Fe3C片內(nèi)存在亞晶界，將在亞晶界面上產(chǎn)生一界面張力，從而使片狀Fe3C在亞晶界處出現(xiàn)溝槽，溝槽兩側(cè)將成為曲面，與平面相比具有較小的曲率半徑，因此溶解度較高，曲面處的Fe3C溶解而使曲率半徑增大，破壞了界面張力平衡。為了恢復(fù)平衡，溝槽進(jìn)一步加深。如此循環(huán)直至Fe3C片溶穿。如圖3-7。圖3-8由此可見，如圖3-8，在A1溫度以下片狀Fe3C的球化是通過Fe3C片的破裂，斷開而逐漸球化的。(1)奧氏體化溫度較低，保溫時(shí)間很短，奧氏體中有許多未溶Fe3C或許多高碳區(qū)；(2)珠光體轉(zhuǎn)變的等溫溫

38、度較高，等溫時(shí)間足夠長，或冷卻速度緩慢(3)熱處理工藝球化退火可以獲得粒狀珠光體(粒狀滲碳體)。IG形核率N長大速度G轉(zhuǎn)變溫度圖3-9 形核率和長大速度與溫度的關(guān)系示意圖11-3 珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)一、珠光體的成核率I和長大速度G1.形核率和長大速度與溫度的關(guān)系形核率和長大速度與溫度的關(guān)系見圖3-9。形核率和長大速度與轉(zhuǎn)變溫度之間有極大值。形核率I：溫度降低，T增大，形核率I增大，而溫度降低使C原子和Fe原子擴(kuò)散能力降低導(dǎo)致I降低。長大速度G：溫度降低，C原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)降低，使長大速度降低；但溫度降低C1-C2=C增大，使長大速度G增大；并且溫度降低，T增大，S0減小，原子擴(kuò)散距離減小

39、，長大速度G增大。2.形核率和長大速度與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系當(dāng)溫度一定時(shí)，等溫時(shí)間增加，形核率I增加且很快達(dá)到飽和。當(dāng)形核部位全部耗盡后，形核率降為零(與位置有關(guān))。長大速度G與等溫時(shí)間無關(guān)。圖3-10AMAPABMsA1Mf二、珠光體等溫轉(zhuǎn)變的動力學(xué)圖珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖見圖3-10。由圖可見：(1)有孕育期，且孕育期隨溫度變化有極小值；(2)溫度降低，轉(zhuǎn)變速度增加，對應(yīng)鼻溫轉(zhuǎn)變溫度時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大，高于或低于該溫度，轉(zhuǎn)變速度均降低。(3)由圖3-10可知，轉(zhuǎn)變時(shí)間增加，轉(zhuǎn)變量增加，當(dāng)轉(zhuǎn)變量超過50%后，轉(zhuǎn)變量降低(AP時(shí)對A產(chǎn)生壓應(yīng)力抑制AP轉(zhuǎn)變，壓應(yīng)力下C、Fe原子擴(kuò)散和晶格改組困難)。三、影

40、響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素1.化學(xué)成分的影響(1)C%a)亞共析鋼：C%增加，先析F形核率降低，先析F形核率降低，F(xiàn)長大需要擴(kuò)散離去的C%增高，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期增大，導(dǎo)致珠光體轉(zhuǎn)變速度降低。b)過共析鋼：C%增加，F(xiàn)e3C的形核率增加，孕育期減小，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期減小，導(dǎo)致奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的轉(zhuǎn)變速度提高。(2)合金元素a)降低C在奧氏體中的擴(kuò)散速度；b)降低Fe原子的自擴(kuò)散(晶格改組)速度；c)對臨界點(diǎn)的影響。除Mn、Ni外，均使A1點(diǎn)升高，T增大，孕育期減小，“C”曲線左移。d)對相界面阻礙作用。對于亞共析鋼合金元素Mn、Mo等阻礙/相界面的移動，降低先析F形成速度，

41、使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期提高。e)強(qiáng)碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb等溶入奧氏體中穩(wěn)定奧氏體，使“C”曲線右移。2.奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情況的影響奧氏體成分不均勻，珠光體轉(zhuǎn)變的形核率高，C原子擴(kuò)散速度高，長大速度快；未溶Fe3C多，可作為領(lǐng)先相晶核存在使珠光體轉(zhuǎn)變的形核率提高，加速其長大速度。3.奧氏體化溫度和時(shí)間的影響奧氏體化溫度高時(shí)間長，奧氏體晶粒粗大且奧氏體化均勻，使“C”曲線右移，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期、形核率和長大速度均降低，珠光體形成速度降低。4.應(yīng)力和塑性變形的影響奧氏體化時(shí)拉應(yīng)力或塑性變形，易使點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)增高，促進(jìn)C、Fe原子擴(kuò)散及點(diǎn)陣重構(gòu)，促進(jìn)珠光體的形核長大。

42、奧氏體化時(shí)壓應(yīng)力，原子遷移阻力增大，C、Fe原子擴(kuò)散困難，減慢珠光體形成速度。11-4 亞(過)共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變一、亞(過)共析鋼先析相的形態(tài)1.亞共析鋼：1)與原奧氏體無共格關(guān)系：(1)鐵素體呈等軸狀(奧示體晶粒較細(xì)，等溫溫度較高，冷卻速度較慢)；(2)網(wǎng)狀鐵素體(奧氏體晶粒較大，冷卻速度較快)，如圖3-11a、圖3-11b、圖3-11c。(a) 等軸狀(b) 等軸狀(c) 網(wǎng)狀(d) 片狀(e) 片狀(f) 薄片狀圖3-11 先析鐵素體的形態(tài)示意圖2)與原奧氏體有共格關(guān)系：片針狀鐵素體(奧氏體晶粒粗大，成分均勻，冷卻速度適中)，如圖3-11d、圖3-11e和圖3-11e。2.過共析鋼：1

43、)與原奧氏體無共格關(guān)系：(1)粒狀Fe3C(球化工藝)；2)與原奧氏體有共格關(guān)系：(2)網(wǎng)狀Fe3C(奧氏體晶粒較大且成分均勻，冷卻速度緩慢)，(3)片針狀Fe3C(奧氏體晶粒粗大，成分均勻，冷卻速度緩慢)。二、偽共析組織亞(過)共析鋼快冷后抑制先共析相的析出，在非共析鋼成分下析出的共析組織(F+Fe3C)成為偽共析組織。三、魏氏組織工業(yè)上將先共析的片(針)狀鐵素體或片(針)狀碳化物加珠光體組織稱魏氏組織，用W表示。前者稱-Fe魏氏組織，后者稱碳化物魏氏組織。1.亞共析鋼(1)一次魏氏組織F：從奧氏體中直接析出片狀(截面呈針狀)分布的F稱一次魏氏組織F。(2)二次魏氏組織F：從原奧氏體晶界上首

44、先析出網(wǎng)狀F，再從網(wǎng)狀F上長出的片狀F稱二次魏氏組織F。如圖3-12所示。WAWA一次W二次W圖3-12魏氏組織示意圖兩者往往連在一起組成一個(gè)整體，人為分為兩種是它們的形成機(jī)制不同。鋼中常見的是二次魏氏組織F。亞共析鋼魏氏組織F單個(gè)是片(針)狀的，整體分布形態(tài)為(1)羽毛狀；(2)三角狀；(1)兩者混合型的。YB31-64規(guī)定亞共析鋼魏氏組織評級標(biāo)準(zhǔn)為05共6級。(3)與上貝氏體的區(qū)別：上貝氏體是成束分布的，W組織是彼此分離的，束與束交角較大。2.過共析鋼(1)一次魏氏組織碳化物：白色針狀，基體珠光體組織。(2)二次魏氏組織碳化物：網(wǎng)狀碳化物上長出針狀碳化物，基體為珠光體。3.魏氏組織形成特征

45、(1)鋼的成分0.6%；(2)奧氏體晶粒粗大；(3)冷卻速度適中。11-5 珠光體的機(jī)械性能珠光體的機(jī)械性能取決于(1)層片間距S0；(2)珠光體團(tuán)尺寸；(3)F亞結(jié)構(gòu)。1.珠光體層片間距S0S0減小，相界面增多，相界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動的能力增加，變形抗力提高，強(qiáng)度提高；另外S0減小，F(xiàn)e3C變薄，易彎曲和滑移使塑性提高。2.珠光體團(tuán)尺寸珠光體團(tuán)尺寸與珠光體形成溫度和原奧氏體晶粒尺寸有關(guān)珠光體形成溫度低和奧氏體晶粒尺寸細(xì)小導(dǎo)致珠光體團(tuán)尺寸小，單位體積內(nèi)片層排列方向增多，應(yīng)力集中可能性降低，導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性提高；反之強(qiáng)度和塑性降低。3.鐵素體亞結(jié)構(gòu)鐵素體亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，亞結(jié)構(gòu)尺寸越細(xì)，位錯(cuò)的量越多，受F

46、e3C阻礙變形抗力越高，強(qiáng)度越高。4.粒狀珠光體性能同一成分鋼，P粒相界面P片少，強(qiáng)度低；塑性好是因?yàn)镕呈連續(xù)分布，F(xiàn)e3C顆粒分布在F基體上，對位錯(cuò)阻礙作用小。因此P粒表現(xiàn)出(1)切削加工性能好；(2)冷塑性變形性能好；(3)加熱時(shí)變形或開裂傾向小。第十二章：馬氏體相變概述：(1)鋼經(jīng)奧氏體化后快冷，抑制了擴(kuò)散相變，在較低溫度下發(fā)生無擴(kuò)散相變轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，是熱處理強(qiáng)化的主要手段，對工業(yè)生產(chǎn)有十分重要的意義；(2)上個(gè)世紀(jì)初把高碳鋼淬火后得到的脆而硬、具有鐵磁性的針狀組織稱為馬氏體，六十年代以來現(xiàn)代測試技術(shù)發(fā)展，對馬氏體成分-組織-結(jié)構(gòu)-性能之間有了較深刻的認(rèn)識；(3)在除了鋼以外的鐵合金、非

47、鐵合金、陶瓷材料等發(fā)現(xiàn)了馬氏體相變；(4)馬氏體相變?nèi)源嬖谝恍┪粗膯栴}(轉(zhuǎn)變機(jī)理等)需待研究。本章重點(diǎn)：馬氏體相變的主要特點(diǎn)、馬氏體的組織形態(tài)及性能、Ms點(diǎn)定義及影響因素。本章難點(diǎn)：馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征、馬氏體產(chǎn)生異常正方度的原因以及馬氏體相變的晶體學(xué)位向關(guān)系。12-1 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)馬氏體是C在-Fe中的過飽和間隙式固溶體。具有體心立方點(diǎn)陣(C%極低鋼)或體心正方(淬火亞穩(wěn)相)點(diǎn)陣。一、馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)與C%的關(guān)系室溫下馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)與C%的關(guān)系由X-ray測得：式中，=0.1160.002；=0.0130.002；=0.0460.001；馬氏體的含碳量(wt.%)；a0：-Fe的點(diǎn)陣

48、常數(shù)2.861。c=a0+(12-1)a=a0-c/a=1+0.40.81.21.62.002.842.923.04含碳量，%點(diǎn)陣常數(shù)，cac/a圖12-1隨C%提高，馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)c增大，a減小，正方度c/a增大，見圖12-1二、馬氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)及畸變圖12-2馬氏體為C在-Fe中的過飽和固溶體。C原子處于Fe原子組成的扁八面體間隙中心，此間隙在短軸方向的半徑為0.19，碳原子半徑為0.77，室溫下C在-Fe中的溶解度為0.006%，但鋼中馬氏體的含碳量遠(yuǎn)遠(yuǎn)此數(shù)。C原子的溶入-Fe后使體心立方變成體心正方，并造成-Fe非對稱畸變，這個(gè)畸變可視為一個(gè)強(qiáng)烈應(yīng)力場，C原子位于此應(yīng)力場中心。三、新生

49、馬氏體異常正方度實(shí)驗(yàn)證明，許多鋼新生成的馬氏體(淬火溫度得到的馬氏體而不是室溫)的正方度與式(12-1)不符，與式(12-1)比較c/a相當(dāng)?shù)头Q異常低正方度(Mn鋼)；其點(diǎn)陣是體心正交的(abc，a、b軸縮短c軸伸長)，與式(12-1)比較c/a相當(dāng)高稱異常高正方度(Al鋼、高Ni鋼)；其點(diǎn)陣是體心正方的(a=bc，a、b軸伸長c軸縮短)。當(dāng)溫度恢復(fù)到室溫，正方度又恢復(fù)到接近式(12-1)的正方度。C%增加，正方度偏差增加。四、C原子在馬氏體點(diǎn)陣中的分布1.亞點(diǎn)陣概念并非所有的C原子都能占據(jù)可能位置，這些可能位置可分為三組，每一組都構(gòu)成一個(gè)八面體，C原子分別占據(jù)著這些八面體的頂點(diǎn)。由C原子構(gòu)成

50、的八面體點(diǎn)陣稱為亞點(diǎn)陣。C軸稱為第三亞點(diǎn)陣；b軸稱為第二亞點(diǎn)陣；a軸稱為第三亞點(diǎn)陣。見圖12-3所示。第三亞點(diǎn)陣第二亞點(diǎn)陣第一亞點(diǎn)陣圖12-32.產(chǎn)生異常正方度的原理若C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率相等，即C原子為無序分布時(shí)，馬氏體應(yīng)為體心立方結(jié)構(gòu)；實(shí)際上馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，則C原子在三個(gè)亞點(diǎn)陣上分布的幾率必然不相等，表明C原子可能優(yōu)先占據(jù)其中某一個(gè)亞點(diǎn)陣而呈有序分布。研究表明，C原子是優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣的。但是C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣時(shí)與式(12-1)的測量結(jié)果也不吻合。而與80%C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，20%C原子分布在另外兩個(gè)亞點(diǎn)陣較為符合，即C原子在馬氏體中是部分有序分布(或部分無

51、序分布)的。因此：具有異常低正方度的新生馬氏體，是因?yàn)椴糠钟行蚍植荚诘诙虻谝粊嘃c(diǎn)陣的C原子增加的結(jié)果，而當(dāng)兩個(gè)亞點(diǎn)陣上C原子分布幾率不相等時(shí)，出現(xiàn)ab的正交點(diǎn)陣。溫度回升到室溫，C原子重新分布，有序度增加，正方度升高。具有異常高正方度的新生馬氏體，其C原子接近全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣。但計(jì)算表明，即使C原子全部占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，馬氏體正方度也不能達(dá)到實(shí)驗(yàn)測得的正方度，所以有人認(rèn)為，Al鋼或Ni鋼異常高正方度還與合金元素的有序分布有關(guān)。3.馬氏體異常正方度實(shí)驗(yàn)證明采用中子流、電子流以及-射線等輔照后，馬氏體正方度下降，隨后幾個(gè)月室溫時(shí)效正方度又恢復(fù)(加熱到70幾分鐘即可達(dá)到此效果)。這種可逆變化是C原

52、子有序-無序轉(zhuǎn)變的有力證明。4.實(shí)驗(yàn)解釋輔照使點(diǎn)陣缺陷密度增大，C原子發(fā)生重新分布，部分C原子離開第三亞點(diǎn)陣偏聚到缺陷處導(dǎo)致正方度降低，時(shí)效使點(diǎn)陣缺陷密度下降，C原子又回到第三亞點(diǎn)陣上，C原子有序度升高，正方度隨之上升。12-2 馬氏體相變的主要特征一、切變共格和表面浮凸現(xiàn)象馬氏體形成時(shí)，和它相交的試樣表面發(fā)生轉(zhuǎn)動，一邊凹陷，一邊凸起，并牽動奧氏體突出表面?？梢婑R氏體形成是以切變方式實(shí)現(xiàn)的，同時(shí)以第二類切應(yīng)力共格切變，即以慣習(xí)面為中心馬氏體和奧氏體發(fā)生對稱傾動，這種界面稱“切變共格”界面。二、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性1.鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變無成分變化，僅有晶格改組：-Fe(C)-Fe(C)。2.馬氏體轉(zhuǎn)

53、變在相當(dāng)?shù)偷臏囟葍?nèi)進(jìn)行(Fe-Ni合金20-196)，擴(kuò)散已無可能，并且轉(zhuǎn)變速度極快(510-6秒完成)。3.原子協(xié)調(diào)移動，原來相鄰的原子轉(zhuǎn)變后仍相鄰(“軍隊(duì)式轉(zhuǎn)變”)，相鄰原子的移動位移不超過一個(gè)原子間距。二、具有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系和慣習(xí)面1.K-S關(guān)系：(1.4%碳鋼)110111(密排面平行)；111110(密排方向平行)。每一個(gè)奧氏體的111面上，馬氏體有6中不同的取向，而(111) 有四個(gè)，因此按K-S關(guān)系馬氏體共有24種可能的取向。2.西山(N)關(guān)系：(Fe-30Ni合金)110111(密排面平行)；110211(次密排方向平行)。圖12-4111011111101211110每

54、一個(gè)奧氏體111面上，馬氏體有6中不同取向，而(211)有兩個(gè)，因此按K-S關(guān)系馬氏體共有12種可能的取向；K-S關(guān)系和西山(N)關(guān)系如圖12-4。110211303516111101圖12-5馬氏體按K-S關(guān)系取向?yàn)?516，按西山(N)關(guān)系取向?yàn)?0，取向相差516(可以證明，見圖12-5)3.G-T關(guān)系：精確測量(Fe-0.8%C-22%Ni合金)發(fā)現(xiàn)，K-S關(guān)系為：110111差1；111110差2。4.慣習(xí)面及其不變性 C%不同及形成溫度不同，慣習(xí)面也不同，鋼中常見的慣習(xí)面有三種，即：(111)，(225)，(259)。(1)含碳量對慣習(xí)面有影響。當(dāng)C%0.6%時(shí)，慣習(xí)面為(111)；0.6%C%1.4%時(shí)，慣習(xí)面為(225)；C%1.4%時(shí)，慣習(xí)面為(259)；(2)隨著溫度的降低，慣習(xí)面為(111)(225)(259)。(3)慣習(xí)面為無畸變、無轉(zhuǎn)動的平面。四、馬氏體相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的(1)馬氏體轉(zhuǎn)變是在不斷降溫條件下完成的，有開始轉(zhuǎn)變溫度Ms和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf；(2)馬氏體也有等溫條件下形成的，無論降溫還是等溫轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變具有不徹底性，有殘余奧氏體剩余，需冷處理使殘余奧氏轉(zhuǎn)變