金属固态相变及应用第一章金属固态相变概论1、 固态相变：金属和陶瓷等I古I态材料在温度和压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种 状态到另一种状态的改变，这种转变称为固态相变按转变条件分类：平衡相变指在极缓慢加热或冷却条件下发生的能获得的符合平衡状态相图的平衡组织的 相变主要有同素异构转变、多形性转变、平衡脱溶沉淀、共析相变、包析转变、调幅分解、有序化转变 非平衡相变:伪共析相变、马氏体相变、贝氏体相变、不平衡脱溶沉淀、块状转变按原子迁移情况分类：扩散型相变：相变时，相界血的移动是通过原了近程或远程扩散而进行的相变称为 扩散型相变基本特点是：①相变过程中有原了扩散运动，相变速率受原了扩散速度所控制；②新相和母 相得成分往往不同；③只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没冇宋观形状改变无扩散型相变: 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一般特征 是：①存在由于均匀切变引起的宋观形状改变，可在预先制备的抛光试样表面上出现浮突现彖；②相变不 需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同；③新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系；④某些材料 发生非扩散相变时，相界面移动速度极快，可接近声速。
2、 固态相变的主要特点：相界面：共格界面：若两相品体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有茅异，单存 在一组特定的晶体学平面使两相原了Z间产生完全匹配此时，界面上原了所占位置恰好是两相点阵的共 有位置，界面上原了为两相所共有，这种界面称为共格界面当两相之间的共格关系依靠正应变来维持时, 称为第一类共格；而以切M变来维持时，成为第二类共格半共格界面：半共格界面的特点：在界面上除 了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵血是不连 续的非共格界面：当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度很大时，两相原子Z间的匹配关系便 不在维持，这种界面称为非共格界面；一般认为，错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面；错配 度大于0.25时易形成非共格界面；错配度介于0.05〜0.25之间，则易形成半共格界面界面能的主要因 素：1两相界面上原子排列的不规则性将导致两相界面能升高；2新IH两相化学成分的改变引起的化学能的改变弹性应变能1金属固态相变时，因新相和母相的比容不同可能发生体积变化，导致弹性应变能增大几何 形状对因比容差而产生的应变能的煤响：新相呈球状时应变能最大，呈圆盘（片）状时应变能最小，呈棒（针）状时应变能居中。
2两相界面上的不匹配也会使弹性应变能增大 金属固态相变时的相变阻力包括 界面能和弹性应变能当界面共格时，可以降低界瓯能但使弹性应变能增大当界面不共格时，盘状新相的弹性M变能最低，但界面能较高；而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大尚态相变时究竟是 界面能还是弹性应变能起主导作用取决于具体条件晶体缺陷：金属固态相变时新相晶核总是优先在晶体缺陷处形成因为晶体缺陷是能量起伏、结构起伏和 成分起伏最大的区域在这些区域形核时：1原了扩散激活能低，扩散速度快2相变应力容易被松弛3 位错消失释放的部分能量可作为克服形成新相界血和相变应变所需的能量4位错依附在新相界面上，构成 半共格界面中位错的一部分，结果也会使系统自由能降低亚稳过渡区：rfl于过渡相在成分、结构上更接近于母相，两相间易于形成共格或半共格界面，以减少界面 能，从而降低形核功，使形核易于进行位相关系：新相与母相常以低指数的、原子密度大而又彼此匹配较好的晶面相互平行，以降低界血能 原子的迁移率：原了的迁移率低，扩散成为相变的控制因索惯习面：新相往往在惯习面上形成惯习面的存在意味着新相和母相的原了•排列很相近，能较好的匹配， 有助与减少亮相间的界面能。
3、 共格、半共格界面的长大机制为台阶机制、切变机制；非共格界面的长大机制为界面原子的扩散4、 新相的长大速度取决于相界面的迁移速度，即向母相的迁移速度新相的长大分为两种：一是新相形成 时无成分变化，只有原了的近稈扩散；二是新相形成时有成分变化，新相长大需要溶质原了的长稈扩散第二章钢中奥氏体的形成奥氏体化：为了使钢件经热处理品获得所需要的组织和性能，大多数热处理丁•艺都需要将钢件加热至相变 临界点以上，形成奥氏体组织，称Z为奥氏体化完全奥氏体化温度在Aon以上，不完全在A1以上Acm以 下奥氏体的性能：氏体的硬度和屈服强度均不高因面心立方点阵滑移系较多，奥氏体的塑性很好，易于变 形,即加工成型性好；又面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，故其比容最小；因其白扩散 激活能小，扩散系数小，所以热强性好；奥氏体具有顺磁性，而转变产物均为铁磁性；奥氏体的线膨胀系 数大；导热性差（故加热速度不能过快，以免因热应力过大而引起丁件变形1、钢中奥氏体的点阵结构，碳原子可能存在的部位及其在单胞中的最大含量奥氏体是碳在Y -Fe中的间隙固溶体，为面心立方点阵结构；碳原了在Y -Fe点阵中处于Fe原了组成的 八面体间隙中心位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点；若按所有八血体间隙填满碳原子计算，单位晶 胞内应有4个Fe原子和4个C原子，其原子百分比为50%,重量百分比为20%。
实际上奥氏体的最大含碳 量仅2.11% （1148C,重量百分比），即2・3个晶胞才有一个碳原子C原子呈统计性均匀分布，存在浓度起 伏，C原了的存在，使奥氏体点阵发生等称膨胀，因而点阵常数随碳含量升高而增大2、 以共析碳钢说明奥氏体的形成过程，为何奧氏体全部形成后还会有部分渗碳体未溶解？奥氏体的形成是由四个基木过程所组成：奥氏体形核、奥氏体晶核的长大、剩余渗碳体的溶解和奥氏体均 匀化奥氏体形核：在平均碳浓度很低的铁索体中，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 高的能最时，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，这些晶核要保持下來并进一步 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 Y/Q和Y /Fe3C两个新的相界血 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Y /Fe3C相界面岀的碳浓度差远远大于Y/a相界面处的碳 浓度并，所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使其相界血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：在铁索体全部转变为奥氏体，且残留FqC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 的分布趋于均匀按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于Acl温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度 高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）所 以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析 钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残 留碳化物才能逐渐溶解3. 合金元素对奥氏体形成的四个阶段有何影响？1过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度，强碳化物形成元素Cr、Mo、W等降低碳在奥氏体中扩散系数， 并形成不易溶解的特殊碳化物，故推迟珠光体转变为奥氏体非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奥氏体 中的扩散系数，使奥氏体形成速度加快；2中加入合金元素可能改变相变临界点A1、A3、Acm的位置，即 改变相变的过冷度，从而影响奥氏体的形成速度，如Ni、Mn> Cu等降低Al温度,Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V 等升高Al温度；3钢中加入合金元索还可以影响珠光体的片层间距和碳在奥氏体中的溶解度，从而影响相 界面浓度并和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等，从而影响奥氏体的形成速度。
4、钢在连续加热时珠光体奥氏体转变有何特点？在一定的加热速度范围内，相变临界点随加热速度增大而升高；相变是在一个温度范围内完成的；奥氏体起始金粒度大小随加热速度增大而细化；钢中原始组织的不均匀使连续加热时的奥氏体化温度升高； 奥氏体成分的不均匀性随加热速度增大而增大；在超快速加热条件下，铁素体转变为奥氏体的点阵改组属 于无扩散型相变；奥氏体的形成速度随加热速度的增大而增大，减少奥氏体的形成时间；同时剩余碳化物 的数最增多，使奥氏体基体的平均碳含量降低5、何谓奥氏体的本质晶粒度、起始晶粒度和实际晶粒度？钢中弥散析出的第二相对奥氏体晶粒的长大有何 影响本质晶粒度：根据标准实验条件，在93010C,保温足够时间（3・8小时）后测定的钢中奥氏体品粒的大 小木质晶粒度并不是实际晶粒大小，它只是描述了晶粒长大的趋势起始晶粒度：指临界温度以上奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚互相接触时的晶粒大小实际晶粒度：指奥氏体晶粒长大到冷却转变开始时所得到的实际晶粒尺寸高度弥散的难溶第二相颗粒对晶粒的长大起了很大的抑制作用第二相颗粒的体积百分数一定时，粒了半径越小则其数量越多（颗粒的分散度越高），对晶界推移的阻力也就越人。
6、试讨论奥氏体等温形成动力学的特点1在高于Acl温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间的孕冇期后，才开始形成温度越高，所需时间越短；2奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以示逐渐加快；在转变量 达到50%时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢；3温度越高，奥氏体形成所需的全部时 间越短，即奥氏体的形成速度越快换言Z,随温度升高，奥氏体形成始终是加速的；4在奥氏体刚刚形成 后，还需一段时间使残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化7、 试讨论影响奥氏体形成速度的因素变动力学（奥氏体形成速度）取决于新相的形核率I和线长大速率v1加热温度：提高温度，奥氏体的形核率和生长速度都增大，但形核率增长高于长大速度；2碳含量：钢中 碳含量越高，碳化物的数量增加，F与Fe3C界面增多，增加了奥氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对 减小，奥氏体的形成速度越快，但碳化物的数量增加致使剩余碳化物溶解时间更长，即奥氏体均匀化时间 延长；3原始纟R织：如果钢的化学成分相同，原始纟R织中碳化物的分散度越大，相界面越多，形核率便越大, 珠光体片间距离越小，奥氏体中碳浓度梯度越大，扩散速度便越快，碳化物分散度越大，使得碳原了扩散 距离缩短，奥氏体晶体长大速度增加；4合金元素：通过对碳扩散速度、碳化物稳定性、临界点和对原始组 织的影响进而影响奥氏体的形成速度。
8、 试叙述奥氏体晶粒的长大过程及影响因素 过程：奥氏体晶粒长大的过程（三个阶段）为孕冇期：奥氏体刚刚形成示，并不马上长大，需要一定的孕 冇期，温度越高，孕育期越短；不均匀长大期：大晶粒吞并周围小晶粒长成很粗大的晶粒，未被吞并的小 晶粒长大速度极慢；均匀长大期：待细小晶粒全被吞并后，所有晶粒开始缓慢均匀长大木质粗晶粒钢只 有第三阶段影响长大的因素;1加热温度和保温时间：加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大，长大进行 得也越快，但当长大到一定尺寸后，长大过程将减慢肓至停止长大2加热速度：在保证奥氏体成分均匀的 前提下，加热速度越大，过热度愈大，奥氏体起始晶粒度就越细小3钢中碳含最：钢中碳含量不足以形成 过剩碳化物时，加热时奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大。