固态相变总复习资料(仅供参考)

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1、绪论一、相:是成分相同、结构相同、有界面同其他部分分隔的物质均匀组成部分；相变:相变是当外界约束（温度或压强）作连续变化时，在特定条件（温度或压强达到某定值）下，物相所发生质突变。二、物相的突变体现在那些方面？（1）从一种结构变化为另一种结构，例如：液相固相；固相中不同晶体结构之间的转变奥氏体（A）（2）化学成分的不连续变化：例如固溶体的脱溶分解（3）某种物理性质的跃变：金属非金属转变；顺磁体铁磁体转变三、相变解决什么问题？（1）相变为何会发生？（热力学、动力学问题）（2）相变是如何进行的？（相变机理与扩散、切变、位错等相关的理论）四、相变采取的措施和意义4.1、常用措施热处理加热：温度、速度

2、，保温时间冷却：速度、方式-环境：磁场、电场、力场原理：解决有哪些相变，相变条件、机理、特征工艺：解决如何实现这些相变从而达到预期的性能4.2、研究相变的意义掌握金属材料固态相变的规律，就可以采取措施（如特定的加热和冷却工艺）控制相变过程以获得所预期的组织和性能，从而使之具有所预期的性能，最大限度地发挥现有金属材料的潜力，并可以根据性能要求开发出新型材料第一章扩散基础第二章固态相变基本规律一、基本概念babdaaa-=错配度1、界面根据界面上新旧两相原子在晶体学上匹配程度不同，两相界面分为：共格0.05 界面类型半共格0.050.25之间 非共格0.252.1、扩散型相变相变时，相界面的移动是

3、通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散型相变。只有温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散型相变。同素异构转变、多型性转变、脱溶型转变、共析型转变、调幅分解和有序化转变均属于扩散型相变扩散型相变特点2.1.1、相变过程有原子扩散运动，相变速率受原子扩散所控制2.1.2、新相与母相的成分往往不同2.1.3、只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没有宏观形状的变化2.2、非扩散型相变相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致的相变称为非扩散型相变，非扩散型相变时原子仅作有规则的迁移以使晶体点阵发生改组。马氏体相变、或某些纯金属在低温进行的某些同素异构转变属于非扩散型

4、相变非扩散型相变特点2.2.1、存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，2.2.2、相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同2.2.3、新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系3、整合系统金属及合金是由多组元、多相、多组织形态、多晶体结构构成，它们不是简单的组合，而是一个有序的配合、有机的结合体，是整合系统，具有“整体大于部分之总和”的特性。金属和合金体系中的组成相、组织形态不是简单的混合系统，而是整合系统。过去很多文献中将珠光体定义为铁素体和渗碳体的机械混合物，这不正确。是一个由热力学和动力学控制的系统，而混合系统不是。珠光体是共析反应形成的铁素体和渗碳体的整合组织，它们以界面相结合、按一定比

5、例配合，是一个相互关联的有机整体。因此，在研究固态相变机理时应从整体的角度，从各组元、各相的多层次相互整合入手来揭示内在的特征和规律。在混合体系中，各组成要素具有相对的独立性，没有固定的定量关系，混合体系中的整体性质是各个要素性质的简单线性叠加，而固态相变中各要素的作用是非线性相互作用的结果。整合系统的理念亦体现在金属及合金的性能方面，这也构成了固态相变过程多样化的独特魅力。4、非均匀形核固相中存在着各种晶体缺陷、如晶界、层错、位错、空位等。如在晶体缺陷处形核，随着核的形成、缺陷将消失，缺陷的能量将给出以供形核需要，使临界形核功下降。故核易在缺陷处形成，为不均匀形核。设由于缺陷的消失而提供的能

6、量为Gd：则：与均匀形核相比，多出一项Gd，表示非均匀形核时，由于晶体缺陷消失而释放出的能量，GVGd为相变的驱动力，使临界形核功降低，促进形核。二、金属固态相变的分类1.按平衡状态图分类：1.1、平衡转变与非平衡转变平衡转变是指在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合平衡状态图的平衡组织的相变。1.1.1、同素异晶转变和多形性转变:纯金属在温度、压力变化时，由一种晶体结构转变为另一种结构的过程称为同素异构转变。固溶体由一种晶体结构转变为另一种结构的过程称为多型性转变。1.2平衡脱溶转变:高温过饱和固溶体缓慢冷却过程中析出第二相的过程特点：(a)新相的成分和结构始终与母相的不同；(b)母相不会消失

7、。钢在冷却时，由奥氏体析出二次渗碳体的过程1.2.1、共析转变：合金在冷却时由一种相分解为两个不同固相的转变称为共析相变（例如珠光体型相变）1.2.2、调幅分解:由一种高温固溶体，冷至某一温度范围，分解为两种与原固溶体结构相同，而成分不同微区的转变称为调幅分解，可用反应式1+2。其特点是：1）新形成的微区之间并无明显的界面和成分的突变，2）通过上坡扩散，最终使一均匀固溶体变为一不均匀固溶体。3）有序化转变:固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置从无序过渡到有序的过程，称为有序化转变；例如Cu-Zn，Cu-Au，Fe-Ni等合金（4）非平衡转变若加热或冷却速度很快，平衡相变被抑制，固态材料可

8、能发生某些平衡状态图上不能反映的转变被称为不平衡或亚稳态组织，这种转变称为非平衡相变。非平衡相变主要包括以下几种：1.2.3、伪共析转变快冷时，平衡转变被抑制接近共析点成分的合金，过冷到共析点以下发生共析转变的过程铁素体和渗碳体的碳含量随奥氏体的含碳量而变，故称为伪共析体1.2.4、马氏体相变仍以Fe-C合金为例，若进一步提高冷速，使伪共析相变也来不及进行而将奥氏体过冷到更低温度，则由于铁原子和碳原子都已不能或不易扩散，故奥氏体只能以不发生原子扩散、不引起成分改变的方式，通过切变由平衡相变所形成的相这种转变称为马氏体相变。1.2.5、块状转变纯铁或低碳钢，在一定的冷速下奥氏体可以转变为与母相成

9、分相同而形貌呈块状的相。贝氏体相变：以钢为例，当奥氏体被冷却至珠光体和马氏体相变之间的温度范围时，由于温度较低，铁原子以不能扩散但碳原子尚有一定的扩散能力，因此出现碳原子扩散而铁原子不能扩散的非平衡相变，称为贝氏体相变。转变产物是：相和碳化物的混合物。1.2.6、非平衡脱溶转变：（或时效）若K成分的合金自T1温度快冷，相在冷却过程中来不及析出，则冷却到室温便得到过饱和的固溶体，若在室温或低于固溶度曲线MN的某一温度溶质原子仍有一定的扩散能力过饱和固溶体仍可能发生分解但成分与平衡脱溶沉淀相不同，称非平衡脱溶沉淀。总结金属固态相变的三种基本变化：（1）结构；（2）成分；（3）有序程度只有结构的变化

10、：多形性转变，马氏体相变只有成分的变化：调幅分解既有结构又有成分上的变化：共析转变，脱溶沉淀2.按原子的迁动程度分类按相变过程原子迁移情况可将固态相变分为扩散型相变和非扩散型相变扩散型相变相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散型相变。只有温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散型相变。同素异构转变、多型性转变、脱溶型转变、共析型转变、调幅分解和有序化转变均属于扩散型相变三、固态相变驱动力和阻力凝聚态各相的自由能变化取决于温度的变化和相成分的变化，因此相变驱动力也随相变温度和相成分的改变而改变由于合金中，固溶体和整合物的吉布斯自由能随成分的改变而改变，因此，相变驱

11、动力也随相变产物成分的变化而变化。四、晶体缺陷对固态相变的作用（1）、晶界形核两相邻晶粒的交界面称晶界，按相邻晶粒之间的倾斜角不同，晶界分为大角晶界与小角晶界。这里仅讨论大角晶界。大角度晶界具有高的界面能，在晶界形核时，可使界面能释放出来作为相变驱动力，以降低形核功。晶界是固态相变主要形核位置。晶界的分类界面：多晶体中两个相邻晶粒的边界。设界面/界面与/界面处于平衡，故=2cosCos=/2设新形成的/界面面积A，由于核的形成而消失的/界面的面积A则GS=AGd=A界棱：多晶体中三个相邻晶粒的共同交界是一条直线。界隅(YU)：多晶体中四个相邻晶粒的共同交于一点。界面、界棱、界隅都不是几何的面、

12、线、点，均具有一定体积。5、位错形核设核与母相的交界面为各向同性的非共格界面。核的形状为围绕位错线的圆柱状，半径为r，形成单位长度的核的自由焓的变化G为：G=-r2（Gv-GE）+2r-AlnrA为与位错类型有关位错形核规律1、位错易于在刃型位错上形核2、位错布氏矢量越大，愈易形核3、晶核易在位错结与位错割阶处形成4、由于位错的影响，核易于在，某些惯析面上形成，这一影响将随Gv的增大而减小5、空位：通过加速扩散过程或释放自身能量提供形核驱动力，促进形核。举例：A1Cu，过饱和固溶体，不平衡沉淀脱溶，在晶界附近没有沉淀相，形成无析出区，晶界附近空位进入晶界而湮没消失，远离晶界处保留很多空位，沉淀

13、相易于在此形核长大。五、固态相变晶核长大的方式晶核的长大伴随有两个过程：传质过程（满足成分）和界面过程（满足结构）1、传质过程：在新旧相成分不同时，原子必须在旧相内扩散，使相界面附近的成分达到新相的要求，晶核才能长大。共析转变、脱溶沉淀、贝氏体转变，新旧相成分不同，必须伴随传质过程。同素异构转变，块状转变，马氏体转变，新旧相成分相同，不需要传质过程。2、界面过程：界面附近原子调整位置，从旧相结构点阵转变成新相结构点阵，使晶核长大。（可看作原子的短距离自扩散）六、金属及合金由哪些子系统组成1、金属及合金整合系统金属及合金都是一个复杂系统，它由许多子系统所组成，采用简单性问题的研究方法往往派不上用

14、场，很难从中得到精确的结论。金属及合金复杂系统由以下子系统组成：（1）溶质系统置换型和间隙型溶质原子两大类型，各溶质原子在钢中的溶解度差别显著。钢中的溶质元素有二十多种。（2）复相系统钢中存在多种相结构，常见的有奥氏体、铁素体、渗碳体、碳化物、马氏体、固溶体和金属间化合物等。（3）组织系统以基本相组成各种组织形态，其中有单相组织，如奥氏体、铁素体、马氏体组织等；也有复相组织，如珠光体、贝氏体、回火马氏体和魏氏组织等。（4）结构体系钢在一般情况下以多晶材料形式存在，所对应的晶体结构类型有面心立方结构、体心立方结构、密排六方结构和斜方结构等。在使用服役状态下钢常处于多种晶体结构的匹配状态。七、整合

15、系统和混合系统的区别金属及合金是由多组元、多相、多组织形态、多晶体结构构成，它们不是简单的组合，而是一个有序的配合、有机的结合体，是整合系统，具有“整体大于部分之总和”的特性。金属和合金体系中的组成相、组织形态不是简单的混合系统，而是整合系统。过去很多文献中将珠光体定义为铁素体和渗碳体的机械混合物，这不正确。是一个由热力学和动力学控制的系统，而混合系统不是。八、固态相变实现自组织过程的条件如下：1、开放系统钢铁材料因与外界的能量和物质交换而成为一个开放的复杂系统，没有与外界的交换就不可能实现转变过程，如外部冷却条件决定了相变的程度大小。（2）远离平衡态处于热力学平衡态的系统没有发展活力，只有在

16、偏离平衡条件时，各种各样的相变过程才能得以进行。如前面图1-1所示的Fe-C合金块状奥氏体铁素体相变，只有在偏离To时块状转变才能得以进行。（3）涨落涨落是固态相变中的关键环节，如通过能量起伏来实现原子的热激活迁移过程，通过结构和成分起伏来形成可稳定长大的临界晶核等。各种涨落是随机的，同时是系统演化的契机，相变过程进行的诱因。（4）系统内部的非线性相互作用非线性的正反馈作用可以把微小的扰动迅速放大，并使系统的定态失稳而形成新相。如奥氏体化、珠光体分解、贝氏体相变、马氏体相变、回火转变和时效等都是系统非线性变化的结果，都对应一个涨落形核生长的自组织过程。第三章脱溶及时效一基本概念1、固溶处理将钢

17、或合金加热到一定的较高温度，使碳或合金元素溶入固溶体中，然后以较快的速度冷却下来，得到过饱和的固溶体或过饱和的新相。2、脱溶及时效工艺脱溶是固溶处理的逆过程，从过饱和的固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程称为脱溶或时效。（是一种扩散过程）。脱溶可显著提高合金的强度和硬度，称为沉淀（硬化）强化或时效强化，是强化金属材料的重要途径之一。3、时效处理时效处理是合金经固溶处理后在室温或高于室温的适当温度保温，以达到沉淀硬化目的的热处理工艺简称时效。4、时效分类自然时效室温人工时效室温以上某一温度5、时效硬化时效硬化的实质是过饱和固溶体发生脱溶沉淀引起的沉淀硬化。时效可

18、以提高合金的强度、硬度，是强化材料的一种重要途径，如铝合金，镁合金，耐热合金，沉淀硬化不锈钢、马氏体时效钢等都是经过时效处理进行强化。6、G.P形成G.P是溶质原子富集区。形核：均匀形核形态：为薄片状，含90%铜与母相共格，平行于100a，分布：均匀分布在a基体上，形成弹性畸变能导致硬度升高。形成温度：190C以下，200C以上要瓦解，升高的硬度将下降.7、q相形成当q长大到一定程度，共格破坏，q与a完全脱离而成为稳定的q相。结构：正方点阵，a=0.607,c=0.487nm,成分：CuAl2，形成CuAl2后性能下降(发生了过时效)二、Al-Cu合金的脱溶过程在固溶处理后时效，结构变化过程：

19、1、最先形成的是铜原子的富集区(G.P区)2、q相(G.PII区)，3、q相，4、q相，即CuAl2即：G.P.区q相q相q相三、影响脱溶动力学因素晶体缺陷的影响空位、位错和晶界对脱溶产生一定的影响，它们影响扩散、偏聚、形核过程。1、空位影响：固溶处理合金激冷至室温，可以将高温的空位冻结下来，过饱和的空位在室温或稍高温度下将通过空位运动而发生凝聚或移到晶界、表面等处空位的凝聚是形成偏聚区的有利地点。空位促进代位原子片状偏聚区形成机制一般是通过形成位错圈，促进形成片状偏聚区2、位错的影响位错线是扩散的通道，加速其迁移，溶质原子常在位错线上偏聚，此处容易满足新相成分需求按形核长大机制，脱溶的过渡相

20、和平衡相可以在位错上优先形核，造成非均匀析出。位错密度大的过饱和固溶体形核率大，脱溶物初期尺寸细小。3、晶界的影响晶界处是空位阱，在晶界附近形成无脱溶区，随着时间的延长及温度升高，脱溶相也会在无脱溶区析出四、脱溶沉淀时性能变化150以下时效，硬度随时效时间的迅速上升后保持不变冷时效150以上，随时间延长，硬度增加，达到极大值后，硬度下降温时效超过极大值后硬度下降称为过时效1、从时效硬度的变化获得如下信息：1.1、时效硬化随含铜量的增加而上升，表明时效析出相的数量上时效硬化作用的基础，各条曲线（2%Cu除外）的峰值硬度和合金的含铜量基本成正比；1.2、在2%Cu合金的时效态态中未能测出G.P区，

21、或析出量极少，由图可见，2%Cu合金的GP区的临界温度为130oC，由于缺乏G.P区的预脱溶，”相必须异位形核，降低了它的体积颗粒密度，这可能是2%3%Cu之间时效硬化峰突变的主要原因1.3、凡是有G.P区预脱溶的，硬化出现二步性。G.P区硬化可以达到饱和状态，硬度曲线出现平台。铜含量越高，则平台越宽，说明G.P区数量达到介稳后，尺寸不随时间的延长而长大；2、时效硬化(沉淀强化）机制沉淀强化的本质是位错与析出相之间的交互作用，使位错运动受阻，使强度硬度提高。按位错通过析出相的方式，可分三类：.Mott-Nabarro理论.Kelly-Nicholson理论.Orowan理论2.1、.Mott-

22、Nabarro理论观点：沉淀粒子与基体间晶格错配引起的内应力场是强化源之一共格应变引起的强化增量为：=6（rf）1/23/2/b式中：为沉淀粒子的切变模r为粒子半径；f为沉淀粒子体积分数为错配度的函数；b为布氏矢量。可见，沉淀粒子的r、f、愈小，则也愈小，强化作用愈小强化的早期阶段2.2、Kelly-Nicholson理论观点：位错切过可变形的沉淀粒子时将产生所谓的“化学强化”原因：位错线切割细而较软的共格或半共格粒子而产生的，位错线切过粒子，使粒子边沿上形成宽度为b（布氏矢量）的台阶，增加了粒子的表面积，即切割粒子需要做功，2.3、.Orowan理论观点：当沉淀粒子尺寸较大、强度高并与基体的

23、界面为非共格时，位错线难以切过粒子，在粒子处受阻而弯曲，最后绕过粒子并在粒子周围周围留下一位错圈，位错圈绕过粒子时需克服障碍它的应力并留下位错圈，继续变形时必须增大外力。Orowan理论Al-Cu合金GP区，的强化依赖切割机制；及的强化则依赖于Orowan的绕过机制。五、铁基合金中的沉淀（重点）钢中通常加入微量的Nb、V、Ti等形成强碳氮化物弥散析出强化作用；碳氮化物粒子在奥氏体中部分不溶或在热轧过程中有析出，阻止晶粒长大的晶粒细化作用。1、碳氮化物晶体结构Nb、V、Ti均属于过渡族金属，过渡族金属原子与C原子交互作用时，C原子将其价电子输送到金属原子未填满电子的次d亚层电子层的轨道，与金属原

24、子中的价电子结合成金属键。与此同时，部分C原子可与金属原子产生共价键。因而所形成的碳化物同时具有金属键和共价键的性质。D亚电子层的电子越欠缺，碳化物键的结合力越强，所构成的碳化物越稳定。Nb、V、Ti元素与C相结合的化学亲和力都比较强，属于强碳化物形成元素。由于V、Nb、Ti碳化物中C原子的半径rc与金属原子的半径rM之比小于0.59，因此碳化物均属简单点阵碳化物，一般具有面心立方结构（NaCl型晶体结构），也有密集六方结构的碳化物；由于在面心立方点阵的八面体间隙不是都存在C原子，由于C原子的缺位，其碳化物相就不具备严格的化学式，如VCVC0.75，NbCNbC0.70，TiCTiC0.28N

25、b、V、Ti与氮元素的化学交互作用与碳元素相似，由于碳化物与氮化物属于同一晶型，且点阵常数相差很小，所以，他们的碳化物和氮化物往往是互相固溶的，若不考虑C.N原子缺位，则它们的化学式可写成MCxN1-x当V、Nb复合加入时，它们的碳氮化物通常可表达为：NbxV1-xCyN1-y0x1;0yCA-C，造成碳从A/F界面扩散到A/Cm界面(如图)，这便破坏了界面平衡，使CA-F，CA-C，进而导致F长大(引起CA-F)，Fe3C长大(引起CA-C)。(b)由远离P区扩散(4)铁原子的自扩散珠光体转变时，晶体点阵的改组是通过铁原子自扩散完成的。粒状珠光体形成机制五、钢中碳化物的相间沉淀1、析出产物定

26、义：低碳合金钢中，含有强碳化物形成元素（V、Mo、W、Cr、Nb、Ti），冷却时可能首先发生碳化物的析出。由于析出是在g/a相界面上，所以叫相间沉淀。形态：相间沉淀碳化物是纳米级的颗粒状碳化物（10nm20nm)VC,NbC、TiC、Mo2C、Cr7C3、Cr23C6、W2C、M6C等在适当条件下都可以成为相间沉淀碳化物相间沉淀碳化物颗粒的大小和片间距主要取决于析出温度（冷却速度）和奥氏体的化学成分析出温度降低，碳化物颗粒尺寸减小当钢中碳化物形成元素及碳含量增加，碳化体积分数增加，碳化物颗粒尺寸减小1、 析出条件钢的化学成分、奥氏体化温度、等温温度：2.1、奥氏体中溶有足够的碳（氮）元素及碳化

27、物形成元素即采用足够高的温度使碳（氮）化物溶到奥氏体中定量表征方法：固溶度公式：logks=logMX=A-B/TKs是平衡常数，M是微合金元素的固溶量（wt%）X是碳或氮的固溶量（wt%）；A和B是常数，T是绝对温度2.2、奥氏体冷却时能否发生相间沉淀，主要取决于转变温度C%低时，700450CC%高时，520450C连续冷却时取决于冷却速度3、相间析出机理在A1以下温度等温首先析出F；在g/a相界面上形成碳浓度Cgg-a；温度较低C原子很难作长距离扩散，在界面堆积达饱和；析出K；界面浓度下降，F长大；以上过程不断交替进行，形成K颗粒列状排列。六、珠光体等温转变的动力学图1、珠光体等温转变的

28、动力学曲线及动力学图将共析碳钢奥氏体化后，快速冷却到A1下一定温度，保温不同时间后测出相应的转变量，并描绘在以横坐标为时间，纵坐标为析出转变量的坐标系中，就构成了珠光体转变的动力学曲线(见图)。仍以时间为横坐标，纵坐标改为温度，将上图中各温度下的转变开始和结束的时间绘于此图中，把同类的点连起来，即得珠光体转变动力学图(见下图)。由于上图中曲线与C相似，故称曲线C；还因为温度、时间、转变三个英文名词以T开头，又称TTT曲线。2.珠光体等温转变的特点(a)转变有孕育期(b)随着转变温度下降，孕育期变短，转变速度加快。当超过某一特定温度后，转变温度下降，孕育期反而增长，转变速度下降。鼻尖处对应I、V

29、最大处。(c)从动力学曲线上可见，随时间增长，转变速度增加，当转变量超过50%，转变速度下降。(d)亚(过)共析钢的TTT曲线左上方有一先共析F(Fe3C)线，如下图亚（过）共析钢珠光体等温转变动力七、影响珠光体转变动力学因素1.含碳量的影响1.1、在亚共析钢中，随C含量增加，先共析铁素体与P孕育期增长，析出速度下降，转变速度下降。这是由于随C含量增加，获得F晶核几率下降。F长大时，需扩散去的碳量增大，析出速度下降，而P的析出在F之后，F析出减慢，P的析出也减慢。1.2、在过共析钢中，随C含量增加，先共析Fe3C与P孕育期缩短,析出速度增加，转变速度增加。这是由于随C量增加，获得Fe3C晶核几

30、率增加，P的形成是在Fe3C之后，故也加快。综上所述，共析钢的A最稳定。2.加热温度和保温时间的影响因为A成分不一定是钢的成分，所以加热和保温时间不同，得到的A也不一样，必然对随后的冷却转变起影响。当奥氏体化温度，保温时间，A成分均匀，晶粒度，晶界面积，P形核位置，I，V。当奥氏体化温度，保温时间,A成分不均匀，晶粒度，晶界面积，且有残余K存在，P形核位置，I，V。上述二种影响，当P转变是在高温时更为剧烈。3.合金元素的影响当钢中合金元素充分溶入奥氏体，除Co及含；含量大于2.5%的Al以外，所有的合金元素都使珠光体转变的孕育期延长，转变速度减慢，C曲线右移；除Ni和Mn，所有的常用合金元素都

31、使珠光体转变温度范围升高，C曲线向上移动；合金元素推迟珠光体转变按大小顺序：Mo、Mn、W、Ni、Si强碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb、Ta等溶入奥氏体后也会推迟珠光体转变，而未溶碳化物则会促进珠光体转变；钢中微量B0.001%0.0035%可以显著降低亚共析成分的过冷奥氏体的先共析铁素体和珠光体的形成速度，随碳含量增加B的作用减小第五章马氏体相变一、概念1、马氏体相变：1996年文献：马氏体相变定义替换原子经无扩散切变位移，由此产生形状改变和表面浮凸，呈不变平面应变特征的一级、形核长大型相变；2002年文献收录国标中马氏体定义钢铁或非铁基合金中通过无扩散切变共格型转变形成的产物称马氏体二

32、、马氏体相变的主要特征1、表面浮凸效应和切变共格性表面浮凸与共格特点：表面浮凸说明M是以切变方式进行的M和母相间界面原子为两相所共有，即新相与母相保持共格关系，“切变共格界面”马氏体长大是依靠母相原子作有规则的迁移（即切变）使界面推移而不改变界面上共格关系在“切变共格”的转变中有的平面既不畸变也不转动，这个平面称不变平面（中脊），在不变平面上产生的均匀应变称为“不变平面应变”2、马氏体相变的无扩散性无扩散型相变：在固态相变过程中不存在原子（或离子）的扩散，或虽有扩散但不是相变所必需的或不是主要的称为无扩散型相变。M无扩散性特点实验证据碳钢中M转变前后C的浓度无变化，A和M的成分一致，仅发生晶格

33、改组：均匀切变g-Fe(C)a-Fe(C)fcc bccM转变可在相当低的温度范围进行，并且转变速度极快。如：在-20-196C，每片M形成时间为510-510-7s3、惯习面和一定位向关系惯习面：马氏体总是在母相的特定晶面上析出，此晶面为母相与马氏体所共有，该晶面称惯习面（惯析面）。马氏体相变中主要的晶体学取向关系：K-S关系011/111；/西山关系110/111；/G-T关系011/111差1；/差2K-S关系4、马氏体内亚结构低碳马氏体中亚结构：位错 高碳马氏体中亚结构：孪晶 -碳化物中亚结构：层错5、马氏体相变的非恒温性和不完全性M转变非恒温性的特点无孕育期，在一定温度下转变不能进行

34、到底。有转变开始和转变终了温度。M转变在不断降温下进行，转变量是温度的函数；有些Ms在0以下的合金，可能爆发形成有些可能等温形成，但不能转变完全。6、M转变的可逆性冷却时，高温相可以通过M转变而转变为M。开始点Ms，终了点Mf加热时，M也可通过M转变而转变为高温相。开始点As，终了点Af三、马氏体的组织形态与亚结构一、M形态随钢中C%、合金元素Me、形成温度T而变板条，透镜片状M（针状M），蝶状M，薄板M，薄片M（eM）1、低碳M1.1、板条M，板条M（位错型M）在低、中碳钢中形成立体形态：扁条或薄板状亚结构：板条内存在大量位错（0.3-0.9)x1012cm-2惯习面为111g位向关系：KS

35、关系板条界面为小角晶界，束界为大角晶界1.2、针状（透镜片状）M在中、高碳钢、Fe-Ni合金中形态：立体呈透镜状，磨面呈针状或竹叶状，中间有直线（中脊）第一片M贯穿整个A晶粒，后面形成的越来越小。惯习面：与形成温度有关：T：225g，KS关系T：259g，西山关系，可爆发形成亚结构：112a孪晶Fe-24Ni-0.8C针状马氏体x3002、高碳M组织2.1蝶状马氏体形成温度：在板条和透镜M形成温度之间位相：K-S关系亚结构：位错惯习面：两翼225g，相交136，两翼结合面：100g2.2、薄板M在Ms为100C以下，Fe-Ni-C合金中惯习面259g，位向关系：KS亚结构：孪晶112a2.3、

36、薄片M（e-M）结构为密排六方惯习面111g位向关系：111g/0001eg/e存在于层错能较低的钢中亚结构：层错四、马氏体相变热力学和动力学1、马氏体相变热力学马氏体相变的一个重要特征是相变有很大的热滞马氏体相变热力学的任务：阐明产生热滞的原因，预测马氏体相变开始及终结按热滞大小，将马氏体相变分为：转变速度取决于形核率与长大速度但M转变动力学较复杂，可按形核率不同分为几种不同类型1.1、相变阻力M转变产生界面晶面能SgM转变时比容变化产生弹性能EM转变时克服切变抗力要消耗的功形成M时造成的大量位错、孪晶而升高的能量邻近M的A中产生塑变所消耗能量M转变时自由能的变化GG（GV+GD）+Sg+E

37、+Tt=Ms时，（GV+GD）即为M转变所需的驱动力GgM综上：由于M转变时需要增加能量较多，故阻力较大，使转变必须在较大过冷度下才能进行。1.2、钢的马氏体点Ms点与碳含量关系MS（）520-%C320钢中添加合金元素以后Ms点计算：Ms=550-361（%C）-39（%Mn）-35（%V）-20（%Cr）-17（%C）-10（%Cu）-5（%Mo+%W)+15(%Co）+30（%Al）1.3、影响Ms点的因素1.A化学成分（最主要影响因素）C：是显著的影响因素随C%，Ms,Mf，且Mf比Ms下降得快，所以能扩大M的转变温度范围N：强烈降低Ms点Al,Co：提高Ms点，其余Me：使Ms降低2

38、、相变动力学转变速度取决于形核率与长大速度但M转变动力学较复杂，可按形核率不同分为几种不同类型：变温转变、等温转变、爆发式转变和热弹性马氏体转变2.1、变温转变无孕育期，在一定温度下转变不能进行到底。有转变开始和转变终了温度。M转变在不断降温下进行，转变量是温度的函数有些Ms在0以下的合金，可能爆发形成有些可能等温形成，但不能转变完全。2.2、等温M转变等温形核、瞬时长大特点M核可以等温形成，有孕育期，形核率随过冷度增加，先增后减转变速度随过冷度的增加、时间的延长先增后减快冷可抑制M转变转变不能进行到底，只有部分A可以等温转变为M2.3爆发式相变自触发形核、瞬时长大当第一片M形成后，会激发出大

39、量M而引起爆发式转变爆发转变停止后，为使M转变继续进行，必须继续降低温度。综上，三种方式长大速度均极大，主要差别是形核及形核率不同2.4、热弹性马氏体相变热弹性马氏体相变是指马氏体与母相的界面可以发生双向可逆移动，热弹性马氏体形成的本质特征马氏体和母相的界面在温度降低及升高时，作正向和反向移动五、马氏体相变机制已经清楚的问题：转变驱动力是两相自由能差M在原子已不能扩散的低温下发生，无扩散，成分不变M转变是均匀切变过程，有表面浮凸M转变也是形核长大过程不清楚的：核是怎样形成和长大的？5.1、M转变形核理论经典形核理论形核决定于形成临界尺寸核胚的激活能，即形核功和原子从母相转入新相所需克服的能垒，

40、即核胚长大激活能。5.1.1、马氏体共格核胚的形成在奥氏体基体上，形成一个全共格的马氏体核胚时所引起是系统自由焓增加可表示为：G=-VGV+A+VGE对于钢取Gv=174MJ.m-3；S=0.2,=20MJ.m-2；=7*104MPa，得G=20eV，当T=700K，KT=0.06eV可见不能足以热激活形核，即均匀形核理论不适用马氏体相变；大量事实证明马氏体相变是非均匀形核5.1.2、位错在马氏体形核中的作用（1）Zener模型此模型说明了孪生过程中不全位错的运动如何在fcc点阵区域内产生一个薄的bcc区域（2）Venables模型和极轴机制5.1.3、应变形核位错应变场在一定情况下能够与马氏

41、体核胚的应变场产生有利的交互作用，减小了总的形核能量。位错应变能促进马氏体形核理论的特点是：它将形核过程中非均匀切变的晶体学特征和Bain应变及形核的总应变能结合在一起5.2、M相变相变晶体学的经典模型5.2.1、Bain模型Bain认为由F.C.C-A转变为M时，只要将面心立方点阵的Z轴压缩，而将垂直于Z轴的XY轴拉长，使c接近于a、b，即可得到M点阵。缺点：只能说明点阵的改组，不能说明转变时出现的表面浮凸和惯习面和M中出现的亚结构。5.2.2、K-S模型切变过程第一次切变：令g-Fe点阵中各层(111)g晶面上的原子相对于其相邻下层沿112g方向先发生第一次切变(原子移动小于一个原子间距，

42、使第一、三层原子的投影位置重叠起来。第二次切变：在(211)g晶面上(垂直于(111)g晶面)沿011方向发生第二次切变，使菱形面的夹角由120变为10928”线性调整：使菱形面的尺寸作膨胀或收缩。可见，转变不是靠原子的扩散，而是靠同孪生变形相似的，由母相中的许多原子对相邻晶面作协同的、有规律的、小于一个原子间距的迁移，即切变过程来实现的。K-S模型清晰展示了面心立方A改建为体心正方M的切变过程，并能很好地反映新相和母相的晶体取向关系，但是按此模型，M的惯习面似应为111g，而不能解释高碳钢是225g和259g。5.2.3、G-T模型切变过程在接近259g晶面上发生第一次切变，产生整体宏观变形

43、，使表面浮凸均匀切变在(112)a晶面的111a方向发生1213的第二次切变，使之变为M的体心正方点阵，宏观不均匀切变，即它只是在微观的有限范围内保持均匀切变，以完成点阵改建，而在宏观上则形成沿平行晶面的滑移或孪生最后作微小调整，使晶面间距符合实验结果。G-T模型较好解释了M转变的浮凸效应，惯习面、取向关系及亚结构变化等，但不能解释C1.4%的取向关系。M的长大M核形成后，通过切变长成M片或条，为在M与A的交界面上维持共格联系，界面两侧的A与M必将产生切应变。由于靠近界面的A已经有了切应变，故M的长大只需要靠近界面的A中的原子作少量的协同性位移即可转移到M点阵，所以M转变可以有极高的长大速度。

44、随M长大，A的切应变愈来愈大，当超过A的ss时，发生塑性变形而使界面的共格破坏，这样A原子不可能再通过协同式短距离位移转移到M，而必须通过原子较长距离的扩散才能使长大继续进行，这样的转移实际上难以进行，使M停止长大。六、M的性能1、M的硬度与强度钢中M最主要的特点是高硬度和高强度。硬度取决于M的碳含量，而与Me关系不大。1.1高于Ac3及Acm淬火（完全淬火）1.2高于Ac3或Ac1淬火（不完全淬火）1.3M的硬度（完全淬火后深冷得到完全M）高强度与硬度的本质相变强化(位错强化)：不均匀切变产生大量缺陷固溶强化：碳原子溶入形成过饱和固溶体时效强化(第二相弥散强化)：形成碳化物细晶强化:原始A晶

45、粒和M板条愈细，强度愈高。2、 M的韧性、塑性韧性受C含量和亚结构的影响，可以在相当大范围内变化C%0.4韧性较高C%0.4，硬而脆强度相同时，位错M的断裂韧性显著高于孪晶M综上，位错型（板条）M具有相当高的强度、硬度和良好的塑性韧性；孪晶型（片状）M强度硬度高，塑性、韧性很低。钢中C含量%延伸率%d断面收缩率%y冲击韧性ak(J/cm2)0.150.250.350.45155824123040102071224778.419.639.214.729.44.914.7第六章贝氏体相变一、概念（略）二、低碳贝氏体钢的发展需求各类工程机械、大型电铲、油气管线、海洋钻井平台、船舰等1、抗拉强度较高（

46、600MPa1000MPa)2、良好的抗疲劳和抗腐蚀性能3、较高的韧性或低温韧性（寒冷地区工作）4、良好的焊接性能（焊接工艺简单，焊前和焊后不需要热处理（贝氏体钢强化机制及成分性能特点细晶强化：位错及亚结构强化Nb、Vi、Ti等元素析出强化（-Cu沉淀强化）固溶强化碳含量较低（0.020.06%），添加Nb、V、Ti、Cu、B等控轧控冷技术（TMCP技术）钢的强韧性极佳具有优良焊接性能抗氢致开裂能力）三、低碳贝氏体钢的控轧与控冷技术3.1热机械处理技术（TMCP）热机械处理技术（thermomechanicalcontrolprocess,TMCP)是集轧制成形及热处理于一体的全面提高金属材料

47、力学性能、细化组织的先进冶金生产工艺技术3.1.1、TMCP技术优点及应用该技术具有流程短、节能、经济（无须再淬火-回火）且在提高强度的同时明显提高材料韧性的特点。目前该技术广泛应用于造船、管线、海洋平台、高层建筑、桥梁等许多领域3.1.2、TMCP工艺与组织控制通过对再结晶区域和非再结晶区域奥氏体进行控轧，控轧后在线冷却能控制相变形核率、晶粒长大速率和相变过程中的析出，从而得到超细化的微观组织，极大地提高钢板的力学性能，此外，还能达到在获得同样强度级别钢情况下减少合金含量，改善焊接性能，提高焊接部位韧性四、再结晶与非再结晶轧制1、细化奥氏体相变后铁素体晶粒尺1.1、细化奥氏体晶粒再结晶控制轧

48、制（要求钢具有较低的再结晶停止温度和潜在的抑制晶粒粗化的机制）1.2、增加铁素体形核率非再结晶区域变形，在变形奥氏体内部产生大量位错、亚结构和变形带等晶体缺陷，在相变时成为铁素体优先形核提供位置2、B转变的基本特征转变温度范围：介于P转变与M转变之间中温转变转变产物：a相与K组成的两相混合物（非层状混合组织）转变动力学：动力学曲线呈S型，动力学图呈C型;转变不能进行到底扩散性：Fe原子不能扩散，C原子能扩散晶体学特征：有表面浮凸，呈V或五、B组织形态和亚结构1、无碳化物贝氏体形成温度：无碳化物B是在B转变区域的最高温度范围内形成的（600500C)形态：由铁素体板条束及富碳残余奥氏体所组成，F

49、与A内均无碳化物析出，故称为无碳化物B。无碳化物贝氏体形成原因无碳化物贝氏体通常在含硅或含铝钢，尤其是含硅钢中出现。由于Si、Al是非碳化物形成元素，形成碳化物时，硅、铝需扩散开，但温度低不易扩散，故延迟渗碳体形成，因此在含硅和铝钢上贝氏体形成时，铁素体首先形核、长大，形成板条状，由于Si、Al的存在，铁素体周围奥氏体富碳，但难以析出碳化物，因此板条间富碳奥氏体膜被稳定，以残余奥氏体形式保存下来。2、上贝氏体形成温度：在B转变区较上部的温度范围内形成。中、高碳钢在350550之间形成。F形态：成束的、大体平行的板条状渗碳体分布：分布在F条间，呈粒状或条状。当转变量不多时，在光镜下看到成束的条状

50、铁素体自晶界向晶内生长，形成羽毛状，故有羽毛状B之称。随A中C%，F条变薄，随转变温度，F变细小。特征亚结构：铁素体中存在位错亚结构晶体学关系：F与母相间接近KS关系；习惯面为111，形成时具有浮凸效应，呈V或碳含量：B上中C0.033、下贝氏体形成温度：在B转变区域的低温范围形成，约在350以下形成，C%低时，可能高于350形态：由F与K两相组成。形态不同于B上。F形态：与马氏体相似，亦与碳含量有关。C%低时，呈板条状；C%高时，呈透镜片状；C%中等时两种形态兼有。碳化物分布：分布在F内，由于K极细，无法在光镜下分辨，电镜下呈短杆状，沿着F长轴成5560角的方向整齐排列。特征亚结构：位错，不