金属固态相变整理.docx

奥氏体珠光体马氏体(相变)贝氏体(相变)定义C在r-Fe中的固溶体共析碳钢加热奥氏体化后缓慢冷却，在 稍低于A1温度时奥氏体将分解为铁素 体与渗碳体的混合物片状或层状)(1) 碳在a - Fe中的过饱和间隙固溶体2) 将钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其 扩散性分解，在较低温度下发生的无扩散 型相变切变共格型相变)(1) 也是a相与碳化物的两相 机械混合物，非层片状组织(过 饱和铁素体和渗碳体的机械混 合物)(2) 钢经奥氏体化后过冷到珠 光体相变与马氏体相变之间的 中温区时，将发生贝氏体相变， 亦称为中温转变兼有切变 共格型相变和扩散型相变)组织 特征/ 相变 主要 特征等轴状的多边形晶粒随转变T下降，片层间距S0减小(1) 片状珠光体：S0约150〜450nm(A1-650°C)(2) 索氏体：S0约为80〜150nm(600-650C)(3) 屈氏体：S0约为30〜80nm(550-600 C)(1) 切变共格和表面浮突现象▲M的形成是以切变方式进行的，同时马氏 体和奥氏体之间界面上的原子是共有的， 是以母相的切变来维持共格关系的，为第 二类共格界面2) 无扩散性▲钢中r转变为M时，仅由面心立方点阵 通过切变改组为体心立方(或体心正方) 点阵，而无成分变化。

▲低温下，原子扩散速度极小，相变已不 可能以扩散方式进行3) 位向关系和惯习面① K-S (Kurdjumov-Sachs)关系(24)S11] //务顶!， ：110； //；111),② 西山(Nishiyama)关系 (12)(1) 上B：在贝氏体相变区 较高温度范围内形成的贝氏 体350〜550C)■一束大致平行分布的条状a 和夹于条间的断续条状碳化物 的混合物2) 下B:在贝氏体相变区较 低温度范围内形成的贝氏体350C〜Ms)■暗黑色针状或片状>1]11'③G -T (Greninger-Troiaon)关系'E 莉10L‘ 皿、'▲ M的惯习面常见的有三种：{111} Y、 {225}Y 和{259}Y(4) 在一个温度范围内完成相变：必须将 奥氏体快速冷却(大于临界冷却速度)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5) 可逆性：冷却时，r可以通过M相变 机制转变为M，同样，重新加热时，M也可 以通过逆向M相变机制转变为r形成/转变/相变 机制由铁素体和渗碳体两相组成的珠光体加热到Ac1上时转变为单相ra +Fe3C—r(1) 形核：通常在铁素体和渗碳体两相 界面上(2) 长大：向铁素体和渗碳体两个方向 长大(3) 剩余碳化物溶解：长大中的奥氏体 溶解铁素体速度大于溶解渗碳体，所以铁素体 先消失留下残余渗碳体(4) 奥氏体均匀化：持续加热保温或者r—a +Fe3C(1) 片状P(2) 粒状P：通过片状P中渗碳体的球 状化获得(球化退火)领先相：AT小，Fe3C领先相△T大，a领先相亚共析钢中a领先相过共析钢中Fe3C领先相共析钢中一般认为Fe3C领先相会画切变模型(1) K-S(2) 西山(3) G-T(1) 恩金贝氏体相变假说(2) 柯俊贝氏体相变假说借助碳原子的扩散，使奥氏体中碳的分布均匀形成 速度 影响 因素/ 转变 动力 学影 响因 素/影 响Ms 点的 主要 因素/ 相变 动力 学及 其影 响因 素(1) 加热温度：T高v快，且形核率I 和长大速度G均增大(I>G)O温度越高，获 得的起始晶粒度越细小。

2) 碳含量：含量高v快，碳化物数量 增多，铁素体与渗碳体的相界面面积增大，因 而增加了奥氏体的形核部位，使形核率增大 同时，碳化物数量增多后，使碳的扩散距离减 小，并且随奥氏体中碳含量增加，碳和铁原子 的扩散系数增大3) 原始组织：原始组织中碳化物分散 度越大，相界面越多，I大4) 合金儿素：影响碳化物的稳定性及 碳在奥氏体中的扩散系数(1) 化学成分的影响① 含碳量的影响：亚共析钢：随着奥氏体中碳含量的 增高，析出先共析铁素体的孕育期增 长，析出速度减慢同时，珠光体转变 的孕育期亦随之增长，转变速度减慢过共析钢：在完全奥氏体化(加热 温度高于Acm)情况下，随着钢中碳含 量的增高，碳在奥氏体中的扩散系数增 大，渗碳体的形核率增大，先共析渗碳 体析出的孕育期缩短，析出速度增大② 合金元素的影响：大多数合金元 素都降低珠光体转变的形核率和长大 速度，因而影响珠光体的形成速度③ 合金元素的影响机制(2) 加热温度和保温时间的影 响：提高加热温度或延长保温时间，相 当于增加奥氏体中碳和合金元素的含 量，都使珠光体转变的孕育期增长，转 变速度降低另一方面，随着温度升高 和保温时间延长，奥氏体的成分愈加均 匀，奥氏体晶粒也愈加粗大。

这些都导 致珠光体的形核位置减少，降低形核率 和长大速度，从而推迟珠光体转变所(1) 化学成分的影响① C含量：C%越高，Ms越低，M形成越 困难② 合金元素：Co、Al，Ms上升；其他合金 元素，Ms下降2) 形变与应力的影响：形变量越大，形 变温度越低，则形变诱发马氏体转变量就 越多在Ms〜Mf之间进行塑性变形也 可以促进马氏体相变)(3) 奥氏体化条件的影响：：r化程度高，Ms低(4) 淬火冷却速度的影响(5) 磁场的影响(1) 化学成分的影响同M(2) 奥氏体晶粒大小和奥氏 体化温度的影响：提高奥氏体 化温度或延长时间，一方面使 碳化物溶解趋于完全，使奥氏 体成分均匀性提高，同时又使 奥氏体晶粒长大，因而贝氏体 相变速度减慢但是，温度过 高或保温时间过长时，又有加 速贝氏体相变的作用3) 应力和塑性变形的影响： 拉应力使贝氏体相变加速(4) 奥氏体冷却时在不同温 度停留的影响以，加热温度低，保温时间短，均将加 速珠光体的转变3) 奥氏体晶粒度的影响(4) 应力和塑性变形的影响晶粒 长大 影响 因素/ 转变 产物 的机 械性 能/M 机械 性能(1) 加热温度和保温时间：加热温度越高、 保温时间越长，形核率I越大，长大速度G越 大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。

2) 加热速度：加热速度快，奥氏体实际形 成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶 粒来不及长大，细小的起始晶粒度3) 合金元素：①C%的影响C%高，C在 奥氏体中的扩散速度以及Fe的自扩散速度均 增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过 一定量时，由于形成Fe3ClI，阻碍奥氏体晶 粒长大②合金兀素影响强碳化物形成兀 素Ti、Zr、V、W、Nb等熔点较高，它们弥散 分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大;非碳化 物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响 很小4) 冶炼方法(5) 原始组织：原始组织细小，碳化物弥散 度越大，得r起始晶粒越小1) 共析钢珠光体•主要取决于奥氏体化温度和珠光体 形成温度•粒状珠光体的强度、硬度稍低，而塑 性较高•粒状珠光体的性能还取决于碳化物 颗粒的形态、大小和分布2) 铁素体加珠光体•取决于铁素体及珠光体的相对量、铁 素体晶粒大小、珠光体片层间距以及铁 素体化学成分•屈服强度主要取决于铁素体晶粒尺 寸大小(3) 形变珠光体•派敦处理：使高碳钢获得细珠光体(索氏体)组织，再经过深度冷拔而获 得高强度钢丝1) M的硬度和强度(取决于C含量) ♦高硬度，高强度，低塑性(硬度随碳含 量增加而升高)① 相变强化② 固溶强化③ 时效强化④ 马氏体的形变强化⑤ 挛晶对马氏体强度的贡献(2) M的韧性(取决于它的亚结构)(3) M相变诱发塑性：金属及合金在相变 过程中塑性增加，往往在低于母相屈服强 度时即可发生塑性变形其他(1)起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体 形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大 而薄，易于溶解，故原始组织为片状珠1.产生马氏体相变的热处理工艺称为淬 火晶粒大小。

2) 实际晶粒度：在某一加热条件下所得到 的实际奥氏体晶粒大小3) 本质晶粒度：根据标准试验方法，在930 ±10°C保温足够时间(3〜8小时)后测得的 奥氏体晶粒大小)光体形成速度比粒状珠光体快2. r的稳定化：指奥氏体的内部结构在外 界因素作用下发生某种变化而使奥氏体向 马氏体的转变呈现迟滞的现象1) 奥氏体的热稳定化：淬火时因缓慢 冷却或在冷却过程中停留而引起奥氏体的 稳定性提高，使马氏体转变迟滞的现象2) 奥氏体的机械稳定化：在Md点以上 温度对奥氏体进行塑性变形，超过一定变 形量时会使随后的马氏体转变发生困难， Ms点降低，残余奥氏体量增多，引起奥氏 体稳定化，这种现象主要异同点相变类型珠光体转变贝氏体转变马氏体转变转变温度范围高温转变(Ari 〜500°C)中温转变(500C〜Ms)低温转变(Ms以下)扩散性碳原子和铁原子的扩散碳原子扩散，铁原子不 扩散无扩散形核、长大与领先相形核、长大，一般以渗碳体为领先相形核、长大，一般以铁 素体为领先相形核、长大共格性无共格性具有共格性，表面浮凸现象共格性，表面浮凸组成相两相组织Y-Fe(C)fa-Fe(C)+Fe3C两相组织Y-Fe(C)fa-Fe (C) +Fe3C (约 350C 以上) Y-Fe(C)fa-Fe(C) + FexC (约350C以下)单相组织Y-Fe(C)fa-Fe(C)合金元素的分布合金兀素扩散重新分布合金兀素不扩散合金兀素不扩散按平衡状态图分平衡相变（奥氏体，珠光体）同素异构转变和多形性转变非平衡相变（马氏体，贝氏体）伪共析相变平衡脱溶沉淀马氏体相变共析相变贝氏体相变调幅分解非平衡脱溶沉淀有序化转变按原子迁移分扩散型相变（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）相变过程中有原子扩散 运动，相变速率受原子 扩散速度所控制非扩散型相变（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）存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，抛光试 样表面上出现浮突现象新相和母相的成分往往 不同新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。

只有因新相和母相比容 不同而引起的体积变 化，没有宏观形状改变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同某些材料发生非扩散相变时，相界面移动速度极 快结构成分速度表面是否浮突扩散型寸寸受溶质原子扩散影响X非扩散型寸X极快寸金属固态相变主要特点1.相界面2.位向关系与惯习面3.弹性应变能4.过渡相5.晶体缺陷6.原子的扩散（1） 共格界面（0 <0.05）（2） 半共格界面（0 E[0.05,0.25]）（3） 非共格界面（0 >0.25） 原子错配度：0 =△ a/a（1） 与新相的形状， 新相和母相的比容差 和弹性模量有关.（2） 共〉半共（形成界 面位错是弹性应变能 降低）>非共=0界面能对形核的阻碍作用很 大，并且非共格界面的界面 能和形核功均较大，相变。