固態(tài)相變理論作業(yè)2

1、固態(tài)相變理論作業(yè)21. 試對(duì)珠光體片層間距隨溫度的降低而減小做出定性的解釋。答：珠光體片層間距S與T成反比，且 ，這一關(guān)系可定性解釋如下：珠光體型相變?yōu)閿U(kuò)散型相變，是受碳、鐵原子的擴(kuò)散控制的。當(dāng)珠光體的形成溫度下下降時(shí)，T增加，擴(kuò)散變得較為困難，從而層片間距必然減小（以縮短原子的擴(kuò)散距離），所以S與T成反比關(guān)系。在一定的過(guò)冷度下，若S過(guò)大，為了達(dá)到相變對(duì)成分的要求，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難；若S過(guò)小，則由于相界面面積增大，而使表面能增大，這時(shí)GV不變，S 增加，必然使相變驅(qū)動(dòng)力過(guò)小，而使相變不易進(jìn)行?？梢?，S與T必然存在一定的定量關(guān)系，但S與原奧氏體晶粒尺寸無(wú)關(guān)。2. 試述

2、粒狀珠光體的形成機(jī)制。答：由鐵素體和粒狀碳化物組成的機(jī)械混合物。它由過(guò)共析鋼經(jīng)球化退火或馬氏體在650A1溫度范圍內(nèi)回火形成。其特征是碳化物成顆粒狀分布在鐵素體上。（1） 片狀滲碳體的表面積大，界面能高，球化退火時(shí)，將會(huì)自發(fā)球化。（2） 與滲碳體尖角接壤處的鐵素體碳濃度C-k大于與平面接壤處的碳濃度，在鐵素體內(nèi)將引起碳原子擴(kuò)散，結(jié)果界面碳濃度平衡被打破，為維持碳濃度平衡，滲碳體尖角處會(huì)溶解，而平面處會(huì)向外生長(zhǎng)，最后形成各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。（3） 滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在，會(huì)產(chǎn)生界面張力，為保持界面張力平衡，在亞晶界處會(huì)出現(xiàn)溝槽。由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增

3、大，破壞了界面張力的平衡，為恢復(fù)平衡，溝槽將進(jìn)一步加深，直至滲碳體溶斷。（4）當(dāng)奧氏體化不充分時(shí)，也會(huì)以未溶顆粒狀滲碳體作為形核核心，直接形成球狀珠光體。3. 分析影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素。答：（1）轉(zhuǎn)變的形核率與長(zhǎng)大速度。與溫度的關(guān)系：隨溫度降低先增后減，550ºC達(dá)最大值。與時(shí)間的關(guān)系：I隨等溫時(shí)間增大而增大，隨時(shí)間延長(zhǎng)，晶界上形核位置達(dá)到飽和，急劇下降到零；v與時(shí)間無(wú)關(guān)。（2）形核率為界面厚度，L晶粒平均直徑，i=0,1,2分別表示界隅，界線，界面，Q為原子擴(kuò)散激活能，v為原子振動(dòng)頻率。（3）形核率與長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系：隨溫度降低先增后減，550ºC達(dá)最大值與時(shí)間

4、的關(guān)系：I隨等溫時(shí)間增大而增大，隨時(shí)間延長(zhǎng)，晶界上形核位置達(dá)到飽和，急劇下降到零；v與時(shí)間無(wú)關(guān)4 . 試述馬氏體相變的主要特征，并作簡(jiǎn)要的分析說(shuō)明。答：（1）馬氏體相變的無(wú)擴(kuò)散性。 鋼中馬氏體相變時(shí)無(wú)成分變化，僅發(fā)生點(diǎn)陣改組?？梢栽诤艿偷臏囟确秶鷥?nèi)進(jìn)行，并且相變速度極快。原子以切變方式移動(dòng)，相鄰原子的相對(duì)位移不超過(guò)原子間距，近鄰關(guān)系不變。 （2）表面浮凸現(xiàn)象和不變平面應(yīng)變表面浮凸現(xiàn)象，如下圖 慣習(xí)面和不變平面：馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習(xí)面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習(xí)面。鋼中：<0.5%C，慣習(xí)面為111；0.51.4%C，為225；1.5

5、1.8%C，為259。 直線劃痕在傾動(dòng)面處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。說(shuō)明馬氏體與母相保持切變共格，慣習(xí)面未見宏觀可測(cè)的應(yīng)變和轉(zhuǎn)動(dòng)，即慣習(xí)面為不變平面。不變平面應(yīng)變： 傾動(dòng)面一直保持為平面。發(fā)生馬氏體相變時(shí)，雖發(fā)生了變形，但原來(lái)母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。造成均勻切變且慣習(xí)面為不變平面的應(yīng)變即為不變平面應(yīng)變。 （3）馬氏體和奧氏體具有一定的位向關(guān)系 K-S 關(guān)系：(G.Kurdyumov-G.Sachs) 111110M；<110><111>M 1.4C鋼，由于3個(gè)奧氏體<110>方向上(每個(gè)方向上有2種馬氏體

6、取向)可能有6種不同的馬氏體取向，而奧氏體的 111 晶面族中又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。西山關(guān)系：(Z.Nishiyama)111110M ； <112><110>M Fe-30Ni合金，按西山關(guān)系，在每個(gè)111面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取向（變體）G-T關(guān)系(Greninger-Troiano)和 K-S關(guān)系略有偏差 111110M 差10 ；<110><111>M 差20； Fe-0.8C-22Ni合金K-N-V機(jī)制（P.M.Kelly-J.Nutting-J.A.Venables）為了研究奧氏體向馬

7、氏體的轉(zhuǎn)變，人們采用了各種金相法和x光衍射法，所得到的結(jié)果可以作為反應(yīng)過(guò)程中關(guān)于原子遷移的早期理論的基礎(chǔ)。但是要對(duì)理論加以改進(jìn)，我們還要求有新的實(shí)驗(yàn)方法和得到更多的實(shí)驗(yàn)事實(shí)。隨著薄膜技術(shù)的發(fā)展，已經(jīng)運(yùn)用透射電子顯微鏡和電子衍射進(jìn)行了廣泛的研究。人們進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，在鈷，鎳鉻不銹鋼和高錳鋼中，層錯(cuò)可能是馬氏體的核心，面心立方的奧氏體()要經(jīng)過(guò)一個(gè)六角密集結(jié)構(gòu)的中間狀態(tài) 之后才轉(zhuǎn)變成體心立方的馬氏體 。從電子顯微鏡可以看到，馬氏體總是在與相接壤處出現(xiàn)，特別是在兩片 相相交處出現(xiàn)。因此，Kelly等提出了這類合金相變的順序是-。 （4）馬氏體相變的變溫性： MS-馬氏體相變開始點(diǎn)。Mf -馬氏體相變終了

8、點(diǎn)。 MS 點(diǎn)以下，無(wú)需孕育，轉(zhuǎn)變立即開始，且以極大速度進(jìn)行，但很快停止，不能進(jìn)行到終了，需進(jìn)一步降溫。 在Mf點(diǎn)以下，雖然轉(zhuǎn)變量未達(dá)到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行。 如Mf點(diǎn)低于室溫，則淬火到室溫將保留相當(dāng)數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體。 （5）馬氏體相變的可逆性：A M Ms , Mf ；As , Af As > Ms 鋼中馬氏體加熱時(shí)，容易發(fā)生回火分解， 從馬氏體中析出碳化物。Fe-0.8%C鋼以5000/sec快速加熱，抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590600發(fā)生逆轉(zhuǎn)變MA。5. 分析馬氏體的性能及其與馬氏體結(jié)構(gòu)的關(guān)系。答：1）板條馬氏體 在低、中碳鋼，馬氏體時(shí)效鋼中出現(xiàn)的，形成溫度較高

9、?；w單元板條為一個(gè)個(gè)單晶體。許多相互平行的板條組成一個(gè)板條束，他們具有相同的慣習(xí)面，板條馬氏體的慣習(xí)面為111面，所以一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可能形成四種馬氏體板條束。每個(gè)慣習(xí)面上可能有六種不同的取向的小塊稱為板條塊，常常呈現(xiàn)為黑白相同的塊。板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯(cuò)，所以板條馬氏體也稱為位錯(cuò)馬氏體，另外，不呈孿晶光系的板條間存在一層殘余奧氏體薄膜，這種微量的殘余奧氏體對(duì)板條馬氏體的韌性貢獻(xiàn)很大。呈孿晶關(guān)系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。2）片狀馬氏體 在中、高碳鋼，高鎳的鐵鎳合金中出現(xiàn)，形成溫度較低。先形成的第一片馬氏體橫貫穿整個(gè)奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體的大小受到限制。后形成的馬氏體

10、片，則在奧氏體晶粒內(nèi)進(jìn)一步分割?yuàn)W氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來(lái)越小。另外，片狀馬氏體的立體外形呈雙凸透鏡狀，多數(shù)馬氏體片得中間有一條，中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。慣習(xí)面：隨著形成溫度的下降，由225變?yōu)?59，位相關(guān)系由K-S關(guān)系變?yōu)槲魃疥P(guān)系。亞結(jié)構(gòu)為細(xì)小的孿晶，一般集中在中脊面附近，片的邊緣為位錯(cuò)。隨形成溫度的下降，孿晶區(qū)擴(kuò)大。最后，馬氏體片互成角度，后形成馬氏體片對(duì)先形成的馬氏體片有撞擊作用，接觸產(chǎn)生顯微裂紋。6. 試述馬氏體相變的晶體學(xué)關(guān)系。答：1）變晶體學(xué)位相關(guān)系比較典型的有K-S關(guān)系和G-T模型。K-S關(guān)系如下：111110M ; <

11、;110><111>M 。新舊相的密排原子面相互平行，可以認(rèn)為相變時(shí)，母相的111，面將轉(zhuǎn)變?yōu)樾孪嗟?10 ，母相的<110>將轉(zhuǎn)變?yōu)?lt;111>方向。從晶體滑移通常發(fā)生在原子最密排的晶面和晶向也比較符合派納力公式： 由上式可見,a值越大，點(diǎn)陣阻力越小，故滑移面應(yīng)該是晶面間距最大，即原子最密排面：b值越小，故滑移方向應(yīng)該是原子的最密排方向。所以晶體滑移發(fā)生在密排面和密排方向也符合K-S關(guān)系。 2） G-T模型和 K-S關(guān)系略有偏差 111110M 差10 ，<110><111>M 差20 。G-T模型指出，假定有一個(gè)沿著慣習(xí)面的切

12、變滿足傾動(dòng)角要求而不滿足晶體結(jié)構(gòu)的要求時(shí)，可以在主切變的基礎(chǔ)上沿著“馬氏體”一定的晶面進(jìn)行第二次切變，以便滿足兩個(gè)方面的要求。沿著慣習(xí)面的是第一次切變稱為主切變，是均勻切變，而第二次切變是非均勻切變。G-T模型第一次將非均勻切變作為馬氏體相變的一個(gè)組成部分，預(yù)示著馬氏體相變將產(chǎn)生相變位錯(cuò)和相變孿晶。7試述貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征。答：（1）孕育期的預(yù)相變：在貝氏體孕育期內(nèi)，母相發(fā)生成分的預(yù)分配和結(jié)構(gòu)的預(yù)轉(zhuǎn)變。預(yù)相變期發(fā)生了原子的偏聚，形成貧碳區(qū)即為貝氏體相變的形核位置。相變機(jī)制存在擴(kuò)散和切變學(xué)派的爭(zhēng)論。（2）貝氏體相變形核：貝氏體相變是非均勻形核，上貝氏體一般在奧氏體晶界處形核，而下貝氏體一般在奧

13、氏體的晶內(nèi)形核。（3）貝氏體的長(zhǎng)大機(jī)制：存在三種觀點(diǎn)；第一種：馬氏體型的貝氏體切變長(zhǎng)大機(jī)制，這種學(xué)派認(rèn)為，貝氏體長(zhǎng)大與馬氏體相似，以切變方式進(jìn)行，但貝氏體長(zhǎng)大的速度比馬氏體慢的多。判斷依據(jù)是貝氏體的表面浮凸效應(yīng)現(xiàn)象。切變包括滑移切變和孿生切變。第二種：擴(kuò)散臺(tái)階長(zhǎng)大機(jī)制，臺(tái)階機(jī)制可以為擴(kuò)散長(zhǎng)大所利用，也可以為切變長(zhǎng)大利用。第三種：擴(kuò)散-切變復(fù)合長(zhǎng)大模型，這種模型首要條件是界面位錯(cuò)必須是刃型位錯(cuò)或刃型分量為主導(dǎo)的。因?yàn)橹挥腥行臀诲e(cuò)才能攀移，而螺位錯(cuò)是不能攀移的。8試述影響貝氏體性能的基本因素。答：（1）上貝氏體的形成：中溫轉(zhuǎn)變，在350550 ，組織為BF+Fe3C。形態(tài)為羽毛狀，上貝氏體的轉(zhuǎn)變速

14、度受碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制。（2）下貝氏體的形成：低溫轉(zhuǎn)變，小于350。BF大多在奧氏體晶粒內(nèi)通過(guò)共格切變方式形成，形態(tài)為透鏡片狀。由于溫度低，BF中的碳的過(guò)飽和度很大。同時(shí)，碳原子已不能越過(guò)BF/A相界擴(kuò)散到奧氏體中去，所以就在BF內(nèi)部析出細(xì)小的碳化物。同樣，下貝氏體的轉(zhuǎn)變速度受碳在鐵素體中的擴(kuò)散所控制。（3）碳含量及合金元素的影響：奧氏體中的碳含量的增加，轉(zhuǎn)變時(shí)需要擴(kuò)散的原子數(shù)量增加，轉(zhuǎn)變速度下降。除了鋁和鈷外，合金元素都或多或少地降低貝氏體轉(zhuǎn)變速度，同時(shí)也使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍下降，從而使珠光體與貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線分開。（4）奧氏體晶粒度大小的影響：奧氏體晶粒度越大，晶界面積越少，形核部

15、位越少，孕育越長(zhǎng)，貝氏體轉(zhuǎn)變速度下降。（5）應(yīng)力和塑性變形的影響：拉應(yīng)力加快貝氏體轉(zhuǎn)變。在較高溫度的形變使貝氏體轉(zhuǎn)變速度減慢；而在較低溫度的形變使得轉(zhuǎn)變速度加快。（6）冷卻時(shí)在不同溫度下停留的影響。9試比較貝氏體轉(zhuǎn)變與珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變的異同。答： 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： Ar1 550 550 Ms < Ms 擴(kuò)散性： 鐵與碳可擴(kuò)散 碳可擴(kuò)散，鐵不能擴(kuò)散 無(wú)擴(kuò)散性 領(lǐng)先相： 滲碳體 鐵素體 無(wú) 共格性： 無(wú) 有 有 組成相： 兩相組織 兩相組織 單相組織 -Fe+Fe3C >350 ，-Fe(C) + Fe3C -Fe(C) < 350 ，-

16、Fe(C) + FexC 合金元素： 擴(kuò)散 不擴(kuò)散 不擴(kuò)散10以Al-Cu合金為例，說(shuō)明時(shí)效合金的脫溶過(guò)程及各種脫溶物的特征。答：在6% Al-Cu合金從過(guò)飽和a相中脫溶的貫序應(yīng)為：G.P區(qū)-。在共晶溫度(548 )時(shí)，銅在鋁的最大固溶度約為5.56%，隨著溫度的下降，固溶度急劇降低，例如，500 時(shí)約4.05%；400 約為5.56%；300 時(shí)約為0.45%；達(dá)到室溫后則不足0.1%。設(shè)選取合金Al-4%Cu,加熱到a區(qū)（例如520 ）使銅完全固溶于a相中，并使其均勻化，然后分別以不同的速度冷卻，則a相進(jìn)行脫溶。如果是很緩慢地接近平衡的冷卻，則檔冷至約500 時(shí)，a便由未飽和達(dá)到飽和態(tài)了，

17、溫度再略下降，即進(jìn)入到過(guò)飽和狀態(tài)。如果條件允許，跟著就應(yīng)該不斷地發(fā)生的生核和成長(zhǎng)過(guò)程，同時(shí)，a的濃度將沿著固溶度線而逐步降低。到常溫時(shí)候，合金將由成分小于0.1% Cu的a與成分約為53.25% Cu的相組成。當(dāng)冷卻較快時(shí)，情況就會(huì)發(fā)生變化，合金也就不會(huì)完全按平衡條件進(jìn)行脫溶了。 a將會(huì)由飽和進(jìn)而達(dá)到過(guò)飽和，而且冷卻越快，a達(dá)到的過(guò)飽和度就越大（即a的過(guò)冷度越大）。4% Cu過(guò)飽和固溶體a相起始態(tài)的晶格常數(shù)a=b=c=4.03 nm；終了態(tài)平衡相（Cu-Al2）是正方晶系，a=b=0.606 nm；c=0.487 nm；表明，隨過(guò)飽和度（或成分過(guò)冷）的不同，Al-Cu合金的脫溶過(guò)程可以發(fā)生很大變化，脫溶的貫序應(yīng)為：G.P區(qū)-。其中的G.P區(qū)、代表脫溶的過(guò)渡相。隨脫溶條件或合金成分的不同，a相即可直接析出也可經(jīng)過(guò)一個(gè)、兩個(gè)或三個(gè)過(guò)渡階段，再轉(zhuǎn)化為，同時(shí)，脫溶過(guò)程也可停留在任何過(guò)渡階段。G.P區(qū)代表銅原子的偏聚區(qū)，是和母相完全共格的富銅區(qū)，它呈盤狀，盤面垂直于基體低彈性模量方向，也即是，<100>方向。過(guò)渡相是正方結(jié)構(gòu)，a=b=0.407 nm,c=0.58 nm,成分近似于CuAl2。片的寬面開始時(shí)是完全共格的，隨著長(zhǎng)大的進(jìn)行而散失共格。片的側(cè)面是非共格，或具有復(fù)雜的半共格結(jié)構(gòu)。相具有復(fù)雜體心正方結(jié)構(gòu)，相與基體a相的界面已完全失掉了共格關(guān)系，而變?yōu)榉枪哺?/p>