《固态相变理论》作业.doc

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1、固态相变理论作业21. 试对珠光体片层间距随温度的降低而减小做出定性的解释。答：珠光体片层间距S与T成反比，且 ，这一关系可定性解释如下：珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，T增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与T成反比关系。在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时GV不变，S 增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S与T必然存在一定的定量关系，但S与原奥氏体晶粒尺寸无关。2. 试述

2、粒状珠光体的形成机制。答：由铁素体和粒状碳化物组成的机械混合物。它由过共析钢经球化退火或马氏体在650A1温度范围内回火形成。其特征是碳化物成颗粒状分布在铁素体上。（1） 片状渗碳体的表面积大，界面能高，球化退火时，将会自发球化。（2） 与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度C-k大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内将引起碳原子扩散，结果界面碳浓度平衡被打破，为维持碳浓度平衡，渗碳体尖角处会溶解，而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体。（3） 渗碳体片内亚晶界的存在，会产生界面张力，为保持界面张力平衡，在亚晶界处会出现沟槽。由于沟槽两侧曲率半径较小，此处渗碳体将溶解，而使曲率半径增

3、大，破坏了界面张力的平衡，为恢复平衡，沟槽将进一步加深，直至渗碳体溶断。（4）当奥氏体化不充分时，也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，直接形成球状珠光体。3. 分析影响珠光体转变动力学的因素。答：（1）转变的形核率与长大速度。与温度的关系：随温度降低先增后减，550C达最大值。与时间的关系：I随等温时间增大而增大，随时间延长，晶界上形核位置达到饱和，急剧下降到零；v与时间无关。（2）形核率为界面厚度，L晶粒平均直径，i=0,1,2分别表示界隅，界线，界面，Q为原子扩散激活能，v为原子振动频率。（3）形核率与长大速度与温度的关系：随温度降低先增后减，550C达最大值与时间的关系：I随等温时间增大

4、而增大，随时间延长，晶界上形核位置达到饱和，急剧下降到零；v与时间无关4 . 试述马氏体相变的主要特征，并作简要的分析说明。答：（1）马氏体相变的无扩散性。 钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点阵改组。可以在很低的温度范围内进行，并且相变速度极快。原子以切变方式移动，相邻原子的相对位移不超过原子间距，近邻关系不变。 （2）表面浮凸现象和不变平面应变表面浮凸现象，如下图 惯习面和不变平面：马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面。钢中：0.5%C，惯习面为111；0.51.4%C，为225；1.51.8%C，为259。 直线划痕

5、在倾动面处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。说明马氏体与母相保持切变共格，惯习面未见宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。不变平面应变： 倾动面一直保持为平面。发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀切变。造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。 （3）马氏体和奥氏体具有一定的位向关系 K-S 关系：(G.Kurdyumov-G.Sachs) 111110M；M 1.4C钢，由于3个奥氏体方向上(每个方向上有2种马氏体取向)可能有6种不同的马氏体取向，而奥氏体的 111 晶面族中又有4种晶面，从而马氏体共有24种取

6、向（变体）。西山关系：(Z.Nishiyama)111110M ； M Fe-30Ni合金，按西山关系，在每个111面上，马氏体可能有3种取向，故马氏体共有12种取向（变体）G-T关系(Greninger-Troiano)和 K-S关系略有偏差 111110M 差10 ；M 差20； Fe-0.8C-22Ni合金K-N-V机制（P.M.Kelly-J.Nutting-J.A.Venables）为了研究奥氏体向马氏体的转变，人们采用了各种金相法和x光衍射法，所得到的结果可以作为反应过程中关于原子迁移的早期理论的基础。但是要对理论加以改进，我们还要求有新的实验方法和得到更多的实验事实。随着薄膜技术

7、的发展，已经运用透射电子显微镜和电子衍射进行了广泛的研究。人们进一步发现，在钴，镍铬不锈钢和高锰钢中，层错可能是马氏体的核心，面心立方的奥氏体()要经过一个六角密集结构的中间状态 之后才转变成体心立方的马氏体 。从电子显微镜可以看到，马氏体总是在与相接壤处出现，特别是在两片 相相交处出现。因此，Kelly等提出了这类合金相变的顺序是-。 （4）马氏体相变的变温性： MS-马氏体相变开始点。Mf -马氏体相变终了点。 MS 点以下，无需孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但很快停止，不能进行到终了，需进一步降温。 在Mf点以下，虽然转变量未达到100%，但转变已不能进行。 如Mf点低于室温，则

8、淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体。 （5）马氏体相变的可逆性：A M Ms , Mf ；As , Af As Ms 钢中马氏体加热时，容易发生回火分解， 从马氏体中析出碳化物。Fe-0.8%C钢以5000/sec快速加热，抑制回火转变，则在590600发生逆转变MA。5. 分析马氏体的性能及其与马氏体结构的关系。答：1）板条马氏体 在低、中碳钢，马氏体时效钢中出现的，形成温度较高。基体单元板条为一个个单晶体。许多相互平行的板条组成一个板条束，他们具有相同的惯习面，板条马氏体的惯习面为111面，所以一个奥氏体晶粒内可能形成四种马氏体板条束。每个惯习面上可能有六种不同的取向的

9、小块称为板条块，常常呈现为黑白相同的块。板条马氏体的亚结构为高密度的位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体，另外，不呈孪晶光系的板条间存在一层残余奥氏体薄膜，这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的韧性贡献很大。呈孪晶关系的板条间就不存在这种残余奥氏体薄膜。2）片状马氏体 在中、高碳钢，高镍的铁镍合金中出现，形成温度较低。先形成的第一片马氏体横贯穿整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体的大小受到限制。后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越小。另外，片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片得中间有一条，中脊面，相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的

10、残余奥氏体。惯习面：随着形成温度的下降，由225变为259，位相关系由K-S关系变为西山关系。亚结构为细小的孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。随形成温度的下降，孪晶区扩大。最后，马氏体片互成角度，后形成马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触产生显微裂纹。6. 试述马氏体相变的晶体学关系。答：1）变晶体学位相关系比较典型的有K-S关系和G-T模型。K-S关系如下：111110M ; M 。新旧相的密排原子面相互平行，可以认为相变时，母相的111，面将转变为新相的110 ，母相的将转变为方向。从晶体滑移通常发生在原子最密排的晶面和晶向也比较符合派纳力公式： 由上式可见,a值越大，点阵

11、阻力越小，故滑移面应该是晶面间距最大，即原子最密排面：b值越小，故滑移方向应该是原子的最密排方向。所以晶体滑移发生在密排面和密排方向也符合K-S关系。 2） G-T模型和 K-S关系略有偏差 111110M 差10 ，M 差20 。G-T模型指出，假定有一个沿着惯习面的切变满足倾动角要求而不满足晶体结构的要求时，可以在主切变的基础上沿着“马氏体”一定的晶面进行第二次切变，以便满足两个方面的要求。沿着惯习面的是第一次切变称为主切变，是均匀切变，而第二次切变是非均匀切变。G-T模型第一次将非均匀切变作为马氏体相变的一个组成部分，预示着马氏体相变将产生相变位错和相变孪晶。7试述贝氏体转变的基本特征。

12、答：（1）孕育期的预相变：在贝氏体孕育期内，母相发生成分的预分配和结构的预转变。预相变期发生了原子的偏聚，形成贫碳区即为贝氏体相变的形核位置。相变机制存在扩散和切变学派的争论。（2）贝氏体相变形核：贝氏体相变是非均匀形核，上贝氏体一般在奥氏体晶界处形核，而下贝氏体一般在奥氏体的晶内形核。（3）贝氏体的长大机制：存在三种观点；第一种：马氏体型的贝氏体切变长大机制，这种学派认为，贝氏体长大与马氏体相似，以切变方式进行，但贝氏体长大的速度比马氏体慢的多。判断依据是贝氏体的表面浮凸效应现象。切变包括滑移切变和孪生切变。第二种：扩散台阶长大机制，台阶机制可以为扩散长大所利用，也可以为切变长大利用。第三种

13、：扩散-切变复合长大模型，这种模型首要条件是界面位错必须是刃型位错或刃型分量为主导的。因为只有刃型位错才能攀移，而螺位错是不能攀移的。8试述影响贝氏体性能的基本因素。答：（1）上贝氏体的形成：中温转变，在350550 ，组织为BF+Fe3C。形态为羽毛状，上贝氏体的转变速度受碳在奥氏体中的扩散所控制。（2）下贝氏体的形成：低温转变，小于350。BF大多在奥氏体晶粒内通过共格切变方式形成，形态为透镜片状。由于温度低，BF中的碳的过饱和度很大。同时，碳原子已不能越过BF/A相界扩散到奥氏体中去，所以就在BF内部析出细小的碳化物。同样，下贝氏体的转变速度受碳在铁素体中的扩散所控制。（3）碳含量及合金

14、元素的影响：奥氏体中的碳含量的增加，转变时需要扩散的原子数量增加，转变速度下降。除了铝和钴外，合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开。（4）奥氏体晶粒度大小的影响：奥氏体晶粒度越大，晶界面积越少，形核部位越少，孕育越长，贝氏体转变速度下降。（5）应力和塑性变形的影响：拉应力加快贝氏体转变。在较高温度的形变使贝氏体转变速度减慢；而在较低温度的形变使得转变速度加快。（6）冷却时在不同温度下停留的影响。9试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。答： 珠光体转变 贝氏体转变 马氏体转变 转变温度范围： Ar1 550 550

15、 Ms 350 ，-Fe(C) + Fe3C -Fe(C) 350 ，-Fe(C) + FexC 合金元素： 扩散 不扩散 不扩散10以Al-Cu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：在6% Al-Cu合金从过饱和a相中脱溶的贯序应为：G.P区-。在共晶温度(548 )时，铜在铝的最大固溶度约为5.56%，随着温度的下降，固溶度急剧降低，例如，500 时约4.05%；400 约为5.56%；300 时约为0.45%；达到室温后则不足0.1%。设选取合金Al-4%Cu,加热到a区（例如520 ）使铜完全固溶于a相中，并使其均匀化，然后分别以不同的速度冷却，则a相进行脱溶。如果是

16、很缓慢地接近平衡的冷却，则档冷至约500 时，a便由未饱和达到饱和态了，温度再略下降，即进入到过饱和状态。如果条件允许，跟着就应该不断地发生的生核和成长过程，同时，a的浓度将沿着固溶度线而逐步降低。到常温时候，合金将由成分小于0.1% Cu的a与成分约为53.25% Cu的相组成。当冷却较快时，情况就会发生变化，合金也就不会完全按平衡条件进行脱溶了。 a将会由饱和进而达到过饱和，而且冷却越快，a达到的过饱和度就越大（即a的过冷度越大）。4% Cu过饱和固溶体a相起始态的晶格常数a=b=c=4.03 nm；终了态平衡相（Cu-Al2）是正方晶系，a=b=0.606 nm；c=0.487 nm；表

17、明，随过饱和度（或成分过冷）的不同，Al-Cu合金的脱溶过程可以发生很大变化，脱溶的贯序应为：G.P区-。其中的G.P区、代表脱溶的过渡相。随脱溶条件或合金成分的不同，a相即可直接析出也可经过一个、两个或三个过渡阶段，再转化为，同时，脱溶过程也可停留在任何过渡阶段。G.P区代表铜原子的偏聚区，是和母相完全共格的富铜区，它呈盘状，盘面垂直于基体低弹性模量方向，也即是，方向。过渡相是正方结构，a=b=0.407 nm,c=0.58 nm,成分近似于CuAl2。片的宽面开始时是完全共格的，随着长大的进行而散失共格。片的侧面是非共格，或具有复杂的半共格结构。相具有复杂体心正方结构，相与基体a相的界面已完全失掉了共格关系，而变为非共格或复杂的半共格界面，接近一般大角度晶界。11. 谈谈你对Spinodal分解的理解。答：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501000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。