固态相变作业3

1、固态相变作业31试述贝氏体转变的基本特征。答：贝氏体转变的基本特征：1、贝氏体转变 有上、下限温度，对应于Ai和Ms。贝氏体转变有上限温度Bs。奥氏体需要过冷到Bs以下才能发生贝氏体转变。合金钢Bs点容易测定,Bs点由于有珠光体转变干扰，很难测定。下限 温度Bf,可高于Ms。2、转变产物为非层片状，铁素体和渗碳体 两相非层片状混合组织，铁素体形态不同于珠光 体中的铁素体而类似于马氏体。组织形态与转变 温度密切相关，包括铁素体的形态、大小以及碳 化物的类型及分布等。3、形核及长大。也是形核、长大过程，可 以等温形成，也可以连续冷却形成。等温转变需 要孕育期，等温转变动力学曲线呈S形，等温转 变图

2、呈C字形。精确测定，是由两条C曲线合 并而成，这表明，贝氏体转变很可能包含两种不 同的转变机制。4、转变的不完全性。贝氏体等温转变一般不能进行到底。在贝氏体转变开始后，经过一定 时间，形成一定数量的贝氏体(B)后，转变会停 下来。换言之，奥氏体不能全部转变为贝氏体。等温温度升高，贝氏体转变的不完全程度增大。未转变的奥氏体，随后等温，可能发生珠光体转 变，称为“二次珠光体转变匕5、转变的扩散性中温区，Fe及金属原子则不发生扩散，但可能发生碳原子的扩散。碳原子 可在奥氏体中，也可在铁素体中扩散。贝氏体转 变的扩散性是指碳原子的扩散。6、贝氏体转变的晶体学，也会在抛光试样 表面产生表面浮凸。Bf形成

3、与母相奥氏体的宏 观切变有关，两者间维持第二类共格(切边共格) 关系，Bf与母相奥氏体之间存在惯习面和位向 关系。7、Bf也为碳过饱和固溶体。过饱和程度随贝氏体形成温度的降低而增加,但低于马氏体M 过饱和程度。综上所述，贝氏体(B)转变与珠光体(p)转变、 马氏体(M)转变既有区别，又有联系。从扩散型 转变到无扩散型转变的过渡性、交叉性，又有自 己的特点。2.试述影响贝氏体性能的基本因素。答：*Fe的影响：1、贝氏体中的a-Fe呈块 状具有较高的硬度和强度，随着转变温度的下 降，贝氏体中的a-Fe由块状向条状、针状或片 状转化。从而引起贝氏体性能的变化。2、贝氏 体中的a-Fe晶粒越细小，晶粒

4、尺寸均匀度越高, 贝氏体的强度越高，而韧性不仅不降低，甚至还 会有所提高。3、贝氏体中血Fe晶粒尺寸受奥氏 体A晶粒大小和转变温度的影响。4、贝氏体中的aFe的亚结构主要为缠结位错， 这些位错主要是由相变产生的，随着转变温度的 降低，位错密度降低，强度韧性增高，虽然贝氏 体中铁素体基元的尺寸减小，强度和韧性却会提渗碳体的影响：1、在渗碳体尺寸和大小相 同的情况下，贝氏体中渗碳体数量越多，强度和 硬度越高，韧性和塑性越低。2、当钢的成分一 定时，随着转变温度的降低,渗碳体的尺寸减小, 数量增多，硬度和强度增高，但韧性和塑性均较 小。3、渗碳体是粒状的韧性高，细小片状的强 度较高，断续杆状或层片状

5、的塑性较大。4、渗 碳体是等向均匀分布时，强度较高，韧性较大。 若不均与分布，强度较低且脆性较大。3、试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。一.转变产物组织形态1、珠光体珠光体的典型组织特征是由铁素体和渗碳 体交替平行堆叠而形成的双相组织。根据片层间 距的不同，可将珠光体分为珠光体、索氏体、屈 氏体。铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为 粒状珠光体。这种组织一般是通过球化退火或淬 火后高温回火得到的。在珠光体转变过程中，所 形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一 定的晶体学位向关系。珠光体中，铁素体与渗碳 体之间存在一定的晶体学位向关系。2、马氏体1、板条马氏体是低、中碳钢中形成的

6、一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下:在一个原奥氏体晶粒内部有几个（35个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条 束内有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶 界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体 板条，板条间是小角晶界。马氏体板条内存在大 量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的 位错和位错缠结。板条状马氏体也称为位错型马 氏体。2、片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下： 在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一 定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸 透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶 粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏 体

7、晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越 小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒 的尺寸。片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。片状马氏体的内部亚结构主要是李晶。当碳 含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊 面是密度很高的微李晶区。马氏体片形成时的相互撞击，马氏体片中存在大量的纤维裂纹。3、贝氏体1、上贝氏体：为成束分布、平行排列的条 状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合 物。多在奥氏体晶界形核，自晶界的一侧或两侧 向晶内长大，具有羽毛状特征。上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度比板条马氏体低23个数量级，随形成温度降 低，位错密度增大。随碳含量增加，上贝

8、氏体中 铁素体条增多、变薄，渗碳体数量增多、变细。 随转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗 碳体细化。上贝氏体中铁素体条间还可能存在未 转变的残余奥氏体。2、下贝氏体：下贝氏体是由过饱和片状铁素体 和其内部沉淀的渗碳体组成的机械混合物。铁素 体片空间呈双凸透镜状，截面为针状或竹叶状， 片间呈一定角度，可在奥氏体晶界形核，也可在 奥氏体晶内形核。下贝氏体的铁素体中碳化物细 小、弥散、呈粒状或条状，沿着与铁素体长轴成 一定角度平行排列。3、粒状贝氏体：在粗大的块状或针状铁素体内 或晶界上分布着一些孤立小岛，小岛形态呈粒状 或长条状。这些小岛在贝氏体刚刚形成时是富碳 奥氏体，冷却时可分解为珠光体

9、、马氏体或保 为富碳奥氏体。粒状贝氏体中铁素体的亚结构为 位错。4、无碳化物贝氏体：无碳化物贝氏体一般产生 于低碳钢或硅、铝含量较高的钢中。无碳化物贝 氏体是由大致平行的条状铁素体和条间富碳奥 氏体或其转变产物组成的。形成时也会出现表面 浮凸，铁素体中亚结构时位错。5、柱状贝氏体：柱状贝氏体一般产生于高碳钢 中，形成温度为下贝氏体形成温度。柱状贝氏体 中铁素体呈放射状，碳化物分布在铁素体内部。6、反常贝氏体：反常贝氏体也称反向贝氏体或 倒易贝氏体，产生在共析钢中，形成温度略高于 350C o二、转变特点1、珠光体1、片状珠光体形成过程 当共析钢由奥氏体转变为珠光体时，是由均匀的奥氏体转变为碳含

10、量很高的渗碳体和含碳 量很低的铁素体的机械混合物。因此，珠光体的 形成过程，包含着两个同时进行的过程：一个是 通过碳的扩散生成高碳的渗碳体和低碳的铁素 体；另一个是晶体的点阵重构。由面心立方体的 奥氏体转变为体心立方题点阵的铁素体和复杂 单斜点阵的渗碳体。共析钢成分过冷奥氏体发生珠光体转变时,多半在奥氏体晶界上成核，晶界交叉点更有利于 珠光体的成核，也可在晶体缺陷比较密集的区域 成核。如果以渗碳体作为领先相，当奥氏体冷却至 以下时，首先在奥氏体晶界上产生一小片渗碳体 晶核，核刚形成时，可能与奥氏体保持共格关系, 而成片状。渗碳体晶核成片状，一方面为渗碳体 成长提供C原子的面积大，另一方面形成渗

11、碳 体所需要的C原子扩散距离缩短。在原始奥氏 体中，各种不同取向的珠光体不断长大，而在奥 氏体晶界上和珠光体-奥氏体相界上，又不断产 生新晶核，并不断长大，直到长大着的各个珠光 体晶粒相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光 体形成即告结束。2、粒状珠光体的形成过程 粒状珠光体是通过渗碳体球化获得的。在略高于的温度下保温将使溶解的渗碳体球化，这 是因为第二项颗粒的溶解度与其曲率半径有关, 与渗碳体尖角处相接触的奥氏体中的碳含量较 高，而与渗碳体平面处相接触的奥氏体的含碳量 较低，因此奥氏体中的C原子将从渗碳体的尖 角处向平面处扩散。扩散的结果，破坏了相平衡。为了恢复平衡，尖角处将溶解而使曲率半径增

12、 大，平面处将长大而使曲率半径减小，一直逐渐 成为颗粒状。从而得到在铁素体基体上分布着颗 粒状渗碳体组织。然后自加热温度缓冷至以下 时，奥氏体转变为珠光体。转变时，领先相渗碳 体不仅可以在奥氏体晶界上成核，而且也可以从 已存在的颗粒状渗碳体上长出，最后得到渗碳体 呈颗粒状分布的粒状珠光体。这种处理称为“球 化退火”。2、马氏体 马氏体相变的主要特点：1、切变共格和表面浮凸现象: 奥氏体向马氏体晶体结构的转变是靠切变进行的，由于切变使相界面始终保持共格关系, 因此称为切变共格。由于切变导致在抛光试样表面在马氏体相变之后产生凸起，即表面浮凸现象。2、马氏体转变的无扩散性：原子不发生扩散，但发生集体

13、运动，原子间相对运动距离不超过一个原子间距，原子相邻关 系不变。转变过程不发生成分变化，但却发生了晶体结构的变化。转变温度很低，但转变速度极快。3、具有一定的位向关系和惯习面: 马氏体转变是奥氏体冷却的某一温度时才开始 的，这一温度称为马氏体转变开始温度，简称4、马氏体转变是在一个温度范围内完成的:Ms点。马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的 条件下才能使转变继续进行，如冷却中断，则转 变立即停止。当冷却到某一温度时，马氏体转变基本完成，转 变不再进行，这一温度称为马氏体转变结束温 度，简称Mf点。从以上分析可以看出，马氏体转变需要在一 个温度范围内连续冷却才能完成。如果Mf点低 于室温，则

14、冷却到室温时，将仍保留一定数量的 未转变奥氏体，称之为残余奥氏体。5、马氏体转变的可逆性：在某些合金中，奥氏体冷却转变为马氏体 后，重新加热时，已经形成的马氏体又可以通过 逆向马氏体转变机构转变为奥氏体。这就是马氏 体转变的可逆性。将马氏体直接向奥氏体转变的 称为逆转变。逆转变开始温度为As点，终了温 度为Af点。Fe-C合金很难发生马氏体逆转变，因为马 氏体加热尚未达到As点时，马氏体就发生了分 解，析出碳化物，因此得不到马氏体逆转变。3、贝氏体贝氏体转变的基本特征：1、贝氏体转变需要一定的孕育期，可以等温形 成，也可以连续冷却转变。2、贝氏体转变是形核长大过程；铁素体按共格 切变方式长大，

15、产生表面浮凸；碳原子可以扩散, 铁素体长大速度受碳扩散控制，速度较慢。3、贝氏体转变有上限温度(Bs)和下限温度(Bf)。4、较高温度形成的贝氏体中碳化物分布在铁素 体条之间，较低温度形成的贝氏体中碳化物主要 分布在铁素体条内部；随形成温度下降，贝氏体 中铁素体的碳含量升高。5、上贝氏体转变速度取决于碳在奥氏体中的扩 散速度；下贝氏体转变速度取决于碳在铁素体中 的扩散速度。6、上贝氏体中铁素体的惯习面是(111;下贝氏 体铁素体的惯习面是(225)丫；贝氏体中铁素体与 奥氏体之间存在K-S位向关系。三. 转变热力学1、珠光体珠光体转变的动力是体系自由能的下降，其大小取决于转变温度。过冷度越大，

16、转变驱动力 越大。珠光体转变温度较高，铁和原子扩散能力较强，都能扩散较大的距离，珠光体又是在位错等 微观缺陷较多的晶界形成，相变需要的自由能较 小，所以，在较小的过冷度时就可以发生珠光体 转变。2、马氏体 相变驱动力：过冷奥氏体转变为马氏体有两个必要条件： 一是必须快冷，避免珠光体转变发生；二是必须 深冷，到马氏体开始转变温度以下，马氏体转变 才能发生。马氏体转变的驱动力是在转变温度下奥氏 体与马氏体的自由能差，而转变阻力是界面能和 界面弹性应变能。马氏体相变新相与母相完全共 格，同时体积效应很大，因此界面弹性应变能很 大。为了克服这一相变阻力，驱动力必须足够大。 因此马氏体相变必须有很大的过

17、冷度。3、贝氏体贝氏体转变是一个有碳原子扩散的共格切 变过程，兼具珠光体和马氏体转变特征。和其它 相变一样，贝氏体转变的热力学条件也是驱动力 和阻力分析。贝氏体转变的驱动力是体系的自由能差，阻 力包括界面能和界面弹性应变能。贝氏体转变需 要共格切变，因此弹性应变能阻力非常大，按职 马氏体转变热力学分析，只有在仏点以下相变 驱动力才能克服阻力发生相变。一方面，在贝氏体相变时，碳在奥氏体中发 生预先扩散，重新分布。由于碳的扩散，降低了 形成贝氏体中铁素体的碳含量，使铁素体的自由 能降低，增大了新旧两相的自由能差，提高了相 变驱动力。另一方面，碳原子从奥氏体中析出，使奥氏 体中出现贫碳区，降低了切变

18、阻力，使切变可以 在较高温度发生。贝氏体转变也有温度区间，上限温度为Bs,下限温度为Bf,两个温度都随碳含量的提高而降 低。四. 转变动力学1、珠光体珠光体转变有孕育期随转变温度降低，孕育期减小，某一温度孕育期最短，温度再降低，孕育期又增加。随转变时间增加，转变速度提高，当转变量超过50%时，转变速度又逐渐降低，直至转变 完成。2、温度一定时，转变速度随时间的延长有一极 大值III3、随转变温度的降低，珠光体转变的孕育期有 一极小值，在此温度下转变最快4、珠光体转变中合金元素的影响很显著a、对Ai点和共析碳浓度的影响III除鎳和镭以外的合金元素可以提高Ai温度。 当珠光体转变温度一定时，相当于

19、提高了过 冷度，降低了珠光体片层间距。所有合金元 素都使钢的共析碳浓度降低。b、对珠光体转变动力学的影响 奥氏体中的合金元素使珠光体转变的孕育期 增大，转变速度降低。只有合金元素在奥氏 体化过程中溶入奥氏体，才能起到提高过冷 奥氏体稳定性的作用。C、对珠光体转变过程的影响合金元素在奥氏体中扩散速度很慢，降 低珠光体的转变速度。合金元素降低了 铁原子的结构转变速度，从而降低珠光 体转变速度。合金元素降低碳在奥氏体 中的扩散速度，从而降低珠光体转变速 度。2、马氏体马氏体转变主要有四种方式：降温转变，爆发式 转变，等温转变，表面转变1、碳钢和低合金钢中的马氏体降温转变： 马氏体转变必须在连续不断的

20、降温过程中 才能进行，瞬间形核，瞬间长大。形核后以极大 的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加 是由于降温过程中新马氏体片的形成，而不是已 有马氏体的长大。马氏体转变量是温度的函数， 取决于冷却达到的温度，与在某一温度停留时间 无关。马氏体转变导致体积膨胀，使剩余的奥氏体 受到压应力，发生塑性变形，产生强化，继续转 变为马氏体的阻力增大。因此在某一温度马氏体 转变结束后，要继续转变，必须继续降温，提供 更大的相变驱动力。这就是马氏体转变一般为降 温转变的原因。2、FeNi合金中的爆发式转变：Ms点低于0C的Fe-Ni合金冷却到0C以下的某一温度（）时，马氏体相变突然发生, 并伴有声响，放出

21、相变潜热。随Ni含量增加，爆发转变温度下降，爆发 转变量提高，后续降温转变速度下降；当Ni含 量特别高时，爆发转变量急剧下降。3、等温转变：Ms点低于0C的Fe-Ni-Mn合金在低温下可以发生等温转变，转变动力学呈曲线特征， 形核需要孕育期，长大速度很快。形核率随过冷 度的增大，先增后减。马氏体的等温转变一般不能进行到底，转变到一定量就停止了。随着等温转变的进行，马氏 体转变引起的体积变化导致为相变的奥氏体变 形，从而使切变阻力增大。因此，必须增加多冷 读，增加相变驱动力，才能使相变继续进行。4、表面转变：Ms点略低于0C的Fe-Ni-C合金在0C放置 时，试样表面会发生马氏体转变。这种在稍高

22、于 合金Ms点温度下试样表层发生的马氏体转变称 为马氏体表面转变，得到的马氏体为表面马氏 体。表面马氏体形成也是一种等温转变，但与等温形核、瞬间长大的等温转变不同，表面转变的 形核也需要孕育期，但长大极慢，且习惯面不是 225而是112“位向关系为山西关系，形态 不是片状而呈条状。3、贝氏体贝氏体转变主要是等温转变。1、贝氏体等温形成动力学具有扩散型相变的特 征，其开始阶段形成速度较小，继而迅速增大， 转变量达到某一范围时，形成速度趋近于定值, 随后又逐渐减小 2、贝氏体转变的完全程度与化学成分、奥氏体 化温度和等温转变温度有关。提高奥氏体化温度 和钢的合金化程度会使贝氏体转变不完全性增大,等

23、温转变温度越高，贝氏体转变不完全性越 明显。这种贝氏体转变的不完全性也成为贝氏体 转变的自制。3、上贝氏体铁素体的长大速度，主要取决于其 前沿奥氏体内碳原子的扩散度，而下贝氏体转变 的速度则主要取决于铁素体内碳化物沉淀的速五、机械性能1、珠光体钢中珠光体的机械性能，主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。共析碳素 与珠光体的片层间距、珠光体团的直径、珠光体 中铁素体片的亚晶粒尺寸和原始奥氏体晶粒大 小与着密切的关系。在比较均匀的奥氏体中，片 状珠光体主要在晶界成核，因而表征单位体积内 晶界面积的奥氏体晶粒大小，对珠光体团直径产 生了明显影响。珠光体的片层间距主要是由相变 时的能量的变

24、化和碳的扩散决定的。因此与奥氏 体晶粒大小关系不大。钢在获得单一片状珠光体的情况下，其机械性能111珠光体团的直径和片层间距越小，强度越高，塑性也越大。其主要原因是由于铁素体与渗 碳体片薄时，相界面增多，在外力作用下，抗塑 性变形的能力增大。珠光体团直径减小，标明单 位体积内片层排列方向增多，使局部发生大量塑 性变形引起应力集中的可能性减少，因而既提高 了强度又提高了塑性。如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形 成的，转化产物的片层间距大小不等，则引起抗 塑性变形能力的不同，珠光体片层间距大的区 域，抗塑性变形能力小，在外力作用下，往往首 先在这些区域产生过量变形，出现应力集中而破 裂，使钢的强

25、度和塑性都降低。在退火状态下，对于相同碳含量的钢，粒状 珠光体比片层状珠光体常具有较少的相界面，其 硬度、强度较低，塑性较高。2、马氏体钢中马氏体最主要的特性就是高强度、高硬 度，其硬度随碳含量的增加而升高。但当碳含量 达到0.6%时，淬火钢的硬度接近最大值。碳含 量进一步增加时，虽然马氏体硬度会有所提高， 但残余奥氏体量增加，使钢的硬度反而下降。近年来对马氏体高强度的本质进行了大量的 研究工作，认为引起马氏体高强度的原因是多方面的，其中主要包括相变强化、碳原子的固溶强 化和时效强化等。马氏体的韧性主要决定于它的亚结构。因此 位错型马氏体具有良好的韧性，而李晶马氏体之 所以韧性差，可能是与李晶

26、亚结构的存在及在回 火时碳化物沿李晶面析出呈不均匀分布有关。马氏体的相变塑形是随着应力的增长而不断增长的。同时马氏体相变所诱发的塑形还可显 著提高钢的韧性。关于马氏体的相变诱发塑形，可从如下两方面加以解释：1、由于塑性变形而引起的局部区 域应力集中，将由马氏体的形成而得到松弛，因 而能够防止微裂纹的形成；2、在发生塑性变形的区域，有形变马氏体形成，形变强化指数增大, 从而使已经发生塑性变形的区域继续发生变形 3贝氏体难，故而能抑制颈缩的形成。贝氏体的强度随转变温度的降低而升高。在低碳上贝氏体中，强度实际上完全由贝氏体铁素 体的尺寸所控制。只有下贝氏体或高碳上贝氏体 中，碳化物的弥散强化才有比较

27、明显的贡献。在低碳钢中，上贝氏体的冲击韧性比下贝氏 体的低，以及从上贝氏体过渡到下贝氏体时，脆 性转折温度突然下降。工业上经贝氏体处理的钢件的机械性能，主 要通过等温处理温度来控制。当等温温度低于 400C时，主要形成下贝氏体，在这个温度范围 内，随等温温度升高，上贝氏体量有所增加，因 此强度、硬度稍有降低，而塑性、韧性很少增高 甚至还有所降低。当温度高于400C时，由于 主要形成上贝氏体，因此随温度升高，不仅硬度、 强度降低，而且韧性、塑性也明显下降。但当等 温温度高于450 C时，由于过冷奥氏体转变为贝 氏体的稳定性增大，在随后冷却时却有可能部分 转变为马氏体或在等温室可能有珠光体形成。因

28、 而，随等温温度继续升高，硬度和强度也随之有 所升高，但塑性和韧性将继续降低。贝氏体机械性能主要是受到a-Fe和渗碳体的影响。除此之外还受到如下的一些非贝氏体组 织的影响：1、残余奥氏体的影响；2、马氏体（回 火马氏体）的影响；3、珠光体转变产物的影响;4、针状铁素体及上贝氏体的影响。4.以AlCu合金为例，说明时效合金的脱溶过程及各种脱溶物的特征。答：1、时效合金的脱溶过程：当固溶体因温度等原因而呈过饱和状态时，将自发地发生分 解过程，其所含的过饱和溶质原子通过扩散而形 成新相析出，此过程称为脱溶。新相的脱溶通常 以形核和长大方式进行，由于固态中原子扩散速 率低，尤其在温度较低时更为困难，故

29、脱溶过程 难以达到平衡，脱溶产物往往以亚稳态的过渡相 存在。脱溶转变过程分为形核-长大方式脱溶和不 形核方式分解（调幅分解）。形核-长大方式脱溶的动力学取决于新相的 形核率和长大速率，脱溶方式分为连续脱溶和不 连续脱溶两大类。连续脱溶又分为均匀脱溶和不 均匀脱溶。1、连续脱溶。连续脱溶时，新相晶核在母 相中各处同时发生、随机形成，母相的浓度随之 连续变化，但母相晶粒外形及位向均不发生改 变。脱溶相均匀分布于基体时称为均匀脱溶；如 脱溶相优先析出于局部地区，如晶界、李晶界等 处，则为不均匀脱溶。2、不连续脱溶。发生不连续脱溶时，从过 两相的产物，其中a相是成分有所改变的基体 相，而卩相则是脱溶新

30、相，两者以层片状相间地 分布，通常形核于晶界并向某侧晶粒生长，转变 区形成的胞状区域与未转变基体有清晰的分界 面，基体成分在界面处突变且晶体取向也往往有 改变。和的基体中以胞状形式同时析出包含有a与卩不形核方式分解：调幅分解是自发的脱溶 过程，它不需要形核，而是通过溶质原子的上坡 扩散形成结构相同而成分呈周期性波动的纳米 尺度共格微畴，以连续变化的溶质富集区与贫化 区彼此交替均匀分布于整体中。2、脱溶产物的特征：脱溶分解对材料的 力学性能有很大的影响，其作用取决于脱溶相的 形态、大小、数量和分布等因素。一般来说，均 匀脱溶对性能有利，能起到明显的强化作用，称 为时效强化或沉淀强化；而局部脱溶，

31、尤其是沿 着晶界析出，往往对性能有害，使材料塑性下降, 强度也因此下降。含Cu量为2 % 4.5 %的四种Al-Cu合金经 固溶处理后，在130C时效后表现出不同的硬度 变化规律。可见，含Cu量为4.0%或4.5%的合 金在短时时效后即形成G.P.区，硬度不断提高，而在6”相充分析出时达到最高硬度，继续在130 C时效则因。，相的大量形成而使硬度下降。对 于含Cu量较低的合金，脱溶数量减少，故硬度 提高缓慢，所能达到的峰值也较低。至于含Cu 量降低到2%时，析出量很少且很快就转化为“ 相，时效硬化作用甚弱。以上情况进一步表明， 在Al-Cu合金中，。”相起主要的强化作用，这不 仅是因其高密度且

32、细小弥散分布，更由于其共格 弹性应变场增至最大、形成衔接的一片，对位错 运动有很大的阻碍作用。5.谈谈你对Spinodal分解的理解。答：Spinodal分解是自发的脱溶过程，它不需要形核，而是通过溶质原子的上坡扩散形成结 构相同而成分呈周期性波动的纳米尺度共格微 畴，以连续变化的溶质富集区与贫化区交替的均 匀分布于整体中。在分解早期，微畴之间呈共格 关系，不存在相界面，只有浓度梯度，随后逐步 增加幅度，形成亚稳态的调幅结构。在条件充分 时，最终可形成平衡的脱溶相。Spinodal分解的机制是溶质原子的上坡扩 散,故可解扩散方程进行定量处理。在起始阶段,由于浓度起伏，在微小区域有少量的成分偏离

33、, 若过饱和固溶体成分是在自由能成分曲线的拐点之内，即cvo,则体系自由能下降,Spinodal 分解能够不断的进行。这时的成分偏离微畴与基体共格,固有共格畸变能“2=2刊%c，式中，“表示与点阵常数变化有关的参数，y表 示与弹性常数有关的参数。此外，浓度梯度的存在，使化学位改变，导 致了梯度能式中，K为与梯度能有关的参数。显然，梯度能和畸变能都对扩散有影响，从 而可以得到时间-距离与成分之间变化关系的偏 微分方程为：式中，C2为质量浓度，M为与彼此迁移率 有关的项，g”c2。于是可以求得解：C2-C（严严 cos（2 呀）,/?(/) = -M 4% g + 2胃 + 8/r2/,式中，入为

34、调幅波长。由于畸变项和梯度项均为正值，故只有G”为负值且处2刊+贰时，R为正值，偏聚畴才 能长大。由于许多晶体都是弹性各向异性，故Y与 晶体的取向有关，且R)与取向有关，调幅分解 的发展也与取向有关，所形成的调幅组织也会反 应出取向特征。调幅分解不仅在一些合金系中发现，在陶瓷材料中也存在，在玻璃中，当经受很大的过冷时 会由非晶态转变为调幅分解组织。或译为亚稳分域、调幅分解、隐晶分解、亚 稳相分解。在一定合金系统中，固溶体经适当热 处理之后，分解为成分不同的微小区域相间分布 的组织。这些小区域的溶质含量沿一个方向形成 一定的波形分布，波峰处成分高于平均成分，波 谷处成分低于平均成分。这些富区与贫

35、区保持原 固溶体的晶体结构，相同成分区域之间的距离（即分域或调幅波长）一般在50100叶之间。此种由成分调幅的微小区域组成的不均匀组织, 称为亚稳分域组织，此分解过程称为spinodal 分解。这种分解不需形核势垒，只是通过固溶体 中出现的成分涨落（起伏）波的生长进行的。生长 由上坡扩散控制。图1为Cu-Ni-Fe合金经 spinodal分解后形成的亚稳分域组织，其中白色 区域为富铜区（见金属中的扩散）。作业5马氏体相变机理研究进展及其应用固态相变研究的历程人类进入材料科学研究的新阶段开始于19世纪 60年代.1864年，索拜(Sorby)首先在碳钢中观察到 片状珠光体。开始接触金属内部的组织

36、状态，也 即是材料科学研究的开端。1868年切尔诺夫发现钢在加热和冷却过程 中存在相变临界点，金属热加工技术才从工匠手 艺走向科学。1878年，德国冶金学家Martens用金相显 微镜观察到淬火钢中的马氏体组织。1895年法国人Osmond将其命名为马氏体 (Martensite )。1924年，Bain发现马氏体表面浮凸现象,提出了马氏体相变的应变模型，称为贝因模型。1926年Campell在美国测得钢中的高碳马氏体的晶体结构为体心正方晶格，认为马氏体是 碳在*Fe中的过饱和固溶体。1927年，前苏联 科学家也得到了相同的结果。1930年，库尔久莫夫和萨克斯首先测得Fe-C合金马氏体与母相奥

37、氏体保持K-S关系, 并提出马氏体相变切边模型。1939年Bain等第一次发表了贝氏体显微片。为了纪念Bain的功绩，将奥氏体在中温区 经等温或连续冷却所得到的组织命名为贝氏体(Bainite )。2030年代，贝因等人对钢、铝的固态相变的研究取得进展;30-50年代，德拜等人对金属晶体结构、位错的研究取得成果;1952年，在英国伯明翰大学任教的柯俊及其合作者S.A.Cottrell第一次对贝氏体相变的本 质进行了研究。以浮凸现象为依据，开拓性地提出了贝氏体相变机制类似于马氏体相变的切变 机制。1971 年,美国冶金学家H.LAanmson及其合作者从能量上否定了贝氏体转变的切变可能 性，并提

38、出贝氏体转变是共析转变的变种。对先前工作的评价：从1864年开始观察到 珠光体组织，1878年观察到马氏体组织，1939 年观察到贝氏体组织，学者们分别孤立地进行了 恭喜分解、马氏体相变和贝氏体相变的研究，并 取得了一定的成果。不足之处在于没有把过冷奥 氏体作为一个整合系统来研究，理论研究缺乏系 统性，出现偏差，甚至存在错误。近年来对马氏体相变机理的研究进入21世纪，刘宗昌等人将过冷奥氏体作 为一个整合系统，分为脱溶、共析分解、贝氏体 相变、马氏体相变等4个子系统。以系统科学的 方法研究钢中的相变。2003-2010年研究了共析分解，提出共析分 解的形核长大新机制。2003年开始，开展了贝氏体

39、相变研究，指 出贝氏体相变不是切变，也不是单一的扩散过 程。认为贝氏体的形成是铁原子和替换原子热激 活迁移的形核长大机制。2008年开始，开展了马氏体相变的研究， 指出切变机制不正确。从热力学、组织学、结构 学和晶体学等多角度、多方面进行了观察、测定 和理论分析。2近年来的新观察、新发现和新理论在实验反面:（1）珠光体表面浮凸，马氏体表面浮凸的新发 现；（2）马氏体组织形貌的变化规律的观察和论述;（3）马氏体中的层错亚结构的发现；超低碳马氏体中李晶的发现；(4) 位向关系的实验测定；(5) 珠光体、贝氏体、马氏体形核规律的观察 和临界晶核的计算；(6) 隐晶马氏体形貌和亚结构的新观察、新发 现

40、。在理论方面：(1) 马氏体相变热力学计算，切变能耗的计算, 相变阻力的计算，从能量上否定了切变的可能 性；(2) 马氏体相变晶体学研究，分析指出切变机 制与实际不符；(3) 提出了马氏体相变新机制。3.切变机制缺乏实验依据浮凸作为切变的有力证据已经被推翻o STM、 AFM观测结果表明，浮凸为帐篷形，1971年的 金相观测结果也是帐篷形，不具备切变特征。通过热力学计算，发现相变驱动力不足以完成切变过程金属切变耗能计算，釆用公式:计算;计算结果为：纯铁和钢中马氏体切变耗能计算K-S切变模型使y-Fe转变为马氏体时，共需切变能量为NK=4.49xl04J-mol1；西山切变模型，需要切变能量Nx

41、=3.5xlO4J mol1；G-T切变模型共需切变能量Ng=2.53x104J mol1；纯铁马氏体相变临界相变驱动力为 -USOJ-moHo显然相变驱动力不足以克服相变 阻力完成Y马氏体的转变。有色金属中:按照纯铜计算得切变耗能Ns=53kJ mol-1 按照Cu-Zn-Al合金，计算得到切变耗能Ns=62kJ mol-1有色金属中马氏体相变驱动力的计算值在15-25kJ mol-1显然，在有色金属中，相变驱动力也不足以 完成切变过程。5马氏体相变阻力计算项阻力之总和为:LN=(Nv+Nd+Nt+Nc+Nj)+Nq以丫 -aM威力计算式中前五项之和为 936kJ mol-1 o 驱动力 1

42、180kJ mol-l,切变应 变能计算得：在350C时的切应变应变能约为W& =1400kJ mol-1.切变引发的应变能太大，切变耗能太大，因 此切变过程不可能发生。能耗与相变驱动力马氏体相变能量总消耗包括：(1) 各项阻力之总和(不包括切变能)：EN=(Nv+Nd+Nt+Nc+Nj)+Ns+Nm+Ny(2)相变潜热的释放Qf。相变驱动力为: 相变驱动力一定大于大于阻力计算值。上述： 以Yc(M为例，XN为936kJ - mol-1,而相变 驱动力为 1180kJ mol-1.|AG| LV余下的能量是放热Qfo切板耗能比曲大12个 数量级。6马氏体相变的形核长大20Cr2Ni4钢马氏体在

43、原奥氏体的三角晶 界处形成了马氏体晶核并且沿着奥氏体晶界长 大。说明该马氏体片在晶界形核，沿着奥氏体晶 界向奥氏体长大，由于三个晶粒位向不同，马氏 体片只向某个晶粒内长大。马氏体片若与某个晶 粒保持共格，则与其它两个晶粒没有共格关系, 那么马氏体片不会发生共格切变形核，从而与切 变机制相矛盾。经典形核模型计算形核功的误区1972年，田村津南计算凸透镜片状马氏体的形核共为W=5.4x105kJ -mol-lo此计算值过 大，比相变驱动力大5个数量级，不可能实现,原因主要是作者按照切变机制进行了计算。7.马氏体组织复杂形貌的成因(1) 马氏体形貌的新观察：厚度较小的宽片状 马氏体b/a值小，马氏体

44、为板条状(三维形状是 盘状)。b/a值较大时，马氏体演化为长片状(三 维是扁针状)。(2) 应用切变机制解释马氏体的形貌:马氏体点的影响学说;(b)奥氏体马氏体强度影响学说;滑移、李生的临界切应力影响马氏体形貌。(3)新机制应变能是影响马氏体形貌的重要因素。弹性模量E越大，体积应变能越大。马氏体的形核 长大是按照能量消耗最小的途径进行的，即坚 持能量最低性原则，马氏体的形核长大表现出 竞争性。8马氏体亚结构的新观察、新发现：钢中马氏体 存在层错；超低碳、低碳板条状马氏体中也有李 晶。切变机制不能正确地解释位错、李晶、层错亚结构。切变机制应用位错滑移解释高密度位错，应用李生变形解释李晶的形成。(

45、1) 位错滑移、李生形变必然在表面形成滑移线、滑移带、李生带，但实际没有观察到, 不能把应力作用下的变形应用到固态变形中来。(2) 钢中的马氏体中存在层错，热弹性马 氏体中主要是层错亚结构，切变机制没有做出解 释。(3) 新机制可以做出解释。9晶体学，切变模型均与实际不符合KS模型、西山模型、GT模型、BB双切变模型、表象学学说等均存在误区：(1) 实践检验：没有一个与实际符合的;(2) 理论检验：缺乏热力学可能性。 切变模型经过1-2次切变后，并没有得到实际的马氏体晶格参数。还需要再发生位移，原子 移动就需要消耗能量。对于原子移动后是发生继 续切变，还是扩散，切变机制并未给出明确的答 案。表象学学说的矩阵计算公式，其物理模型是不够准确的O10. 从6个方面指出了马氏体切变机制存在的误 区：(1) 浮凸呈帐篷形，切变机制缺乏实验依据；(2) 相变热力学，驱动力不足以完成切变过程, 切变能耗过大；