金属材料科学工程固态相变理论2.doc

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金属材料科学工程固态相变理论2

相变动力学取决于新相的形核率和长大速率。 在500℃以上回火时将会析出细小的特殊碳化物导致回火温度升高,θ-碳化物粗化而软化的钢再度硬化,这种现象称为二次硬化。 奥氏体形成机制的四个过程 奥氏体形核:在平均碳浓度很低的铁素体中,存在着高碳微区,其碳浓度可能达到该温度下奥氏体能够稳定存在的成分(由GS线决定)。如果这些高碳微区因结构起伏和能量起伏而具有面心立方点阵结构和足够高的能量时,就有可能转变成该温度下稳定存在的奥氏体临界晶核。但是,这些晶核要保持下来并进一步长大,必须要有碳原子继续不断的供应。 奥氏体晶核长大:当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后,便形成了γ/α和γ/Fe3C两个新的相界面。奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程;同时在铁素体中也进行着碳的扩散。 剩余碳化物溶解:在奥氏体晶体长大过程中,由于γ/Fe3C相界面出的碳浓度差远远大于γ/α相界面处的碳浓度差,所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使其相界面处的奥氏体达到饱和,而必须溶解大量的铁素体才能使其相界面处奥氏体的碳浓度趋于平衡。 奥氏体均匀化:在铁素体全部转变为奥氏体,且残留Fe3C全部溶解之后,碳在奥氏体中的分布仍然是不均匀的。原来为渗碳体的区域浓度较高,而原来为铁素体的区域碳浓度较低。而且,这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而愈加严重。因此,只有继续加热或保温,借助于碳原子的扩散,才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。 奥氏体晶粒度有三种 起始晶粒度:在临界温度以上,奥氏体刚刚完成,其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒度大小。 实际晶粒度:在某一加热条件下所得的实际奥氏体晶粒大小。 本质晶粒度:根据标准试验方法,在930±10℃保持足够温度得到的奥氏体晶粒大小。经上述试验,奥氏体晶粒度在5-8级者称为本质细晶粒钢,而奥氏体晶粒度在1-4级者称为本质粗晶粒钢。 马氏体相变的主要特征 切变共格和表面浮突现象:马氏体相变时在预先磨光的试样表面可出现倾动,形成表面浮突,这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的。 无扩散性:从马氏体相变的宏观均匀切变现象可以设想,在马氏体相变过程中原子是集体运动的,原来相邻的原子相变后仍然相邻,它们之间的相对位移不超过一个原子间距,即马氏体相变是在原子基本上部发生扩散的情况下发生的。 具有特定的位向关系和惯习面:通过均匀切变形成的马氏体与母相奥氏体之间存在严格的位向关系。在钢中已经发现的位向关系有K-S关系、西山关系和G-T关系。马氏体相变不仅新相和母相之间有严格的位向关系,而且马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的,这个晶面即称为惯习面。 在一个温度范围内完成相变:必须将奥氏体快速冷却(大于临界冷却温度)至某一温度以下才能发生马氏体相变,这一温度称为马氏体相变开始点,以Ms表示。当奥氏体过冷到Ms点以下某一温度时马氏体相变即刻开始,不需要孕育期,并且以极大地速度进行。但在此温度下马氏体相变很快停止,即马氏体转变量不在增加。为使马氏体相变得以继续进行,必须不断地降低温度。如停止继续降温,马氏体相变则立即停止。即马氏体相变实在不断降温条件下进行的,马氏体转变量是温度的函数,而与等温时间无关。当冷却至某一温度以下时,马氏体转变便不再继续进行,这个温度称为马氏体相变终了点,用Mf表示。 可塑性:冷却时,奥氏体可以通过马氏体相变机制转变为马氏体,同样,重新加热时,马氏体也可以通过逆向马氏体相变机制转变为奥氏体,即马氏体相变具有可逆性。 综上所述,马氏体相变区别于其他相变最基本的特点只有两个:一是相变以切变共格方式进行;二是相变的无扩散性。其它特点均可由这两个基本特点派生出来。 影响钢中Ms点的主要因素 化学成分的影响:一般说来,Ms点主要取决于钢的化学成分,其中以碳含量的影响最为显著,随钢中的碳含量增加,马氏体相变的温度范围下降。钢中常见的合金元素均使Ms点降低,但效果不如碳显著,只有Al和Co使Ms点升高。合金元素对Ms点的影响主要取决于它们对平衡温度T0的影响以及对奥氏体的强化作用。一般认为,凡是降低Ms点合金元素也同样降低Mf点。 形变与应力的影响:当奥氏体在Md-Ms之间进行塑性变形时会诱发马氏体相变。同样,在Ms-Mf之间进行塑性变形也可以促进马氏体相变,使马氏体转变量增加。一般来说,形变量越大,形变温度越低,则形变诱发马氏体转变量就越多。 奥氏体化条件的影响:加热温度和保温时间对Ms点的影响较为复杂。加热温度升高和保温时间延长,有利于碳和合金元素进一步溶入奥氏体,而使Ms点下降,但同时又会引起奥氏体晶粒的长大,并使其晶体缺陷减少,马氏体形成时的切变阻力减小,从来Ms点升高。在奥氏体成分一定的情况下,晶粒细化则奥氏体强度提高,马氏体相变切变阻力增大,使Ms点下降。但当晶粒细化并不显著影响切变阻力时,则对Ms

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