材料工程基础讲稿精选文档.ppt

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1、材料工程基础讲稿本讲稿第一页，共三十四页1）热形核说）热形核说经典的形核理论：M转变单元素的同素异构转变，形核率决定于形成临界尺寸核胚的激活能即形核功G*和原子从母相转入新相所需克服的能垒即核胚长大激活能Q。按照这一理论，形核功G*来源于热起伏，核胚的长大是靠原子一个个地从母相转入新相来实现的。但由该理论计算出Fe-30Ni合金于Ms点（233K）时形成临界尺寸核胚的G*5.4108J/mol。Itisimpossible!本讲稿第二页，共三十四页2缺陷形核缺陷形核实验发现：M的核胚在合金中并非均匀分布，而是在其中一些有利的位置优先形成。结构不均匀的区域，如位错、层错等晶体缺陷，晶界、亚晶界或

2、由夹杂物造成的内表面以及由于晶体成长或塑性形变所造成的畸变区等。从能量的观点看，是由于上述区域具有较高的自由焓，因而可作为M的核胚。本讲稿第三页，共三十四页用直径10100m的Fe-Ni-C合金粉末，经A化后淬火到低温时发现粉末愈细，Ms点愈低；另外还得出，直径相同的粉末的Ms点也不同，有的高有的低。这一实事表明，形核是不均匀的，在有的粉末里可以形核，而在有的粉末里则不能，粉末直径愈大，能够形核的部位愈多。Cu-Fe合金中析出的大块富铁相在冷却时可以转变为M，但直径为20130nm的细小的共格铁沉淀相在任何温度下均保持面心立方结构而不转变为M，只是在形变以后才会转变为M。这表明，只有当A中存在

3、位错等某些缺陷时，M核才能形成。本讲稿第四页，共三十四页在晶体缺陷部位形核只能说明形核的不均匀性，但还不能解释降温瞬时形核。在晶内缺陷部位形核可以提供一部分能量GD作为形核驱动力。但在低温下，即或增加了这部分能量也难以形成M的核。为了说明降温瞬时形核，提出了核胚冻结理论：在A中已经预先具有M结构的微区，这些微区是在高温下A中的某些与各种缺陷有关的有利位置，通过能量起伏及结构起伏形成的。这些微区随温度降低而被冻结到低温。在没有成为可以长大成M的晶核以前核胚。本讲稿第五页，共三十四页从高温冻结下来的核胚有大有小。冷却到的温度越低，过冷度越大，临界晶核就越小。当A被过冷至某一温度，尺寸大于该温度下的

4、临界晶核尺寸的核胚就能成为晶核，长成一片或一条M。当大于临界尺寸的核胚消耗殆尽时，转变也就停止，只有进一步降低温度才能使更小的核胚成为晶核而长成M。这就解释了M转变的降温瞬时形核。在等温过程中，某些尺寸小于该温度下的临界晶核尺寸的核胚，有可能通过热激活而使核胚的尺寸长大到临界晶核尺寸，因为是从已有的核胚增大到临界尺寸，故所需的形核功不大，在低温下还是可能的。本讲稿第六页，共三十四页用薄膜透射技术已在Fe-Ni合金中观察到了由高温冻结下来的核胚。电子衍射分析表明在薄膜透射像中观察到的片状斑点具有M结构，且斑点的大小不等。但也有人认为所观察到的不是M核胚。目前还不清楚的是，A中核胚究竟是怎样形成的

5、，以及为什么有些合金中的核胚可以通过热激活长大成晶核，因而出现等温M转变，而另外一些合金则不能，只有降温形核而无等温形核。3）马氏体核胚模型关于核胚的结构模型到目前为止也还未完全弄清。一个完善的核胚结构模型必须能阐明所观察的惯习面以及A与M之间的位向关系。到目前为止已经提出了多种核胚结构模型，但都不完善。本讲稿第七页，共三十四页KD模型模型惯习面为225，界面两侧保持KS关系。该模型设想M核胚为薄圆片状，在225界面上每隔六个111或110面有一个平行于的螺型位错。在一侧界面为左螺型位错，另一侧界面为右螺型位错。在顶端则为正负刃型位错，与螺位错组成位错圈。位错圈的扩展使核胚在及225方向长大。

6、在55方向上长大则需形成新的位错圈。当M与母相化学自由焓差足以补偿位错圈扩张及形成新位错圈所增加的界面能、弹性能以及使点阵切变所需的能量时，位错圈就急剧扩张长成M。本讲稿第八页，共三十四页4）自促发形核将0.5C-25Ni钢单晶A化后的试样一端冷至Ms点（77），使其发生M转变，随后立即停止冷却，使试样温度回升至室温，这时发现试样上的温度高于Ms点58（19）的部位也发生了M转变。可见，在A中已存在M时能促发未转变的母相形核。据此，提出了M转变的自促发形核模型。自促发形核实际上是因已形成的M使其周围A发生协作形变而产生位错，从而促成了M核胚所致。本讲稿第九页，共三十四页2马氏体转变动力学的类型

7、M转变动力学类型大体上可以分为四类：降温转变，等温转变，爆发转变和表面转变。1）降温瞬时形核、瞬时长大这类转变的特点是：（1）当A被过冷到Ms点以下时，必须不断降温，M核才能不断形成，且核的形成速度极快降温瞬时形核。（2）核形成后的长大速度极快，在196下仍能以105cm/s的速度长大。一个M核只需104107s就可长成一个M单晶M长大所需的激活能极小。（3）一个M单晶长大到一定尺寸大小后就不再长大，M转变的继续进行不是依靠已有M单晶的进一步长大，而是依靠进一步降温，形成新的M核，长成新的M。本讲稿第十页，共三十四页降温M的转变量仅取决于冷却到的温度tq，而与在该温度下的停留时间无关，而不是等

8、温时间的函数。实验证明，对于Ms点高于100的钢来说，转变量与温度的函数关系均极为相近。M转变体积分数f与冷却到的温度tq之间的关系为：f16.956105455-(Ms-tq)5.32这是一个经验公式本讲稿第十一页，共三十四页2）等温形核、瞬时长大这类M转变的主要特点是M的核可以等温形成，核的形成有孕育期，形核率随过冷度增加，先增后减，符合一般热激活形核规律。核形成后的长大速度极快，且长大到一定尺寸也不再长大，故这类转变的转变体积分数f同样随等温时间的延长而增加。M等温转变动力学曲线与其它转变的动力学曲线相似。本讲稿第十二页，共三十四页等温M转变与P转变一样，也可以被快冷所抑制。当冷速大于某

9、一临界值时，A可以被过冷到液氮温度而不发生M转变。提高合金元素含量也可使C曲线右移，临界冷速减少。等温M转变的一个重要特征是转变不能进行终了，只能是一部分A可以等温转变为M。这是因为已形成的M使未转变的A发生了稳定化。等温转变M最初在Mn-Cu钢中被发现，以后Fe-Ni-Mn以及Fe-Ni-Cr等合金中也观察到了这种现象。本讲稿第十三页，共三十四页3）自触发形核、瞬时长大Ms点低于0的Fe-Ni,Fe-Ni-C等合金的A被过冷到Ms点以下时将形成惯习面为225的透镜片状M。当第一片M形成时，有可能激发出大量M而引起所谓爆发式转变。该转变往往伴有响声，并释放出大量的相变潜热，使试样温度升高。用M

10、B代表爆发式转变时的温度。计算得出一片225M形成时，可以在其周围的其它的225面上造成很高的应力，从而促发新的225M的形成，片的排列呈Z字形。爆发转变量决定于合金化学成分，最高可达70，爆发转变停止后，为使M转变得以继续进行，必须继续降温。爆发转变时M的长大速度极快，M片中脊长大速度约2105cm/s，且与温度无关，而片的侧面长大速度比中脊低一个数量级，长成一片M约需106s。一次爆发约需104103s。本讲稿第十四页，共三十四页4）表面马氏体在稍高于Ms温度下等温，往往会在试样表面形成M。如将其磨去，则试样内部仍是A，故称为表面M。表面M的形成也是一种等温转变，但与等温形核、瞬时长大的等

11、温转变不同。表面转变的形核也需孕育期，但长大速度极慢，且惯习面不是225，而是112,位向关系为N关系，形态呈条状。表面M的形成是因为表面形成M时可以不受三向压应力的阻碍，而在内部形成M时，将由于M的比容大于周围的A而造成三向压应力，使M转变难以形成，故表面M的Ms点要比内部的高。本讲稿第十五页，共三十四页3奥氏体稳定化A稳定化是M转变动力学中的一个特殊问题。A稳定化是指A在外界因素的作用下，由于内部结构发生了某种变化而使A向M的转变呈现迟滞的现象。由于奥氏体的稳定化将使冷却至室温的残余A量增多从而使硬度降低或使零件在使用过程中从几何尺寸发生不稳定，因为在使用过程中会因残余A的转变而使体积增大

12、。但另一方面，残余A的增多也还有可能使抗接触疲劳能力增强，减少淬火中的变形开裂倾向。本讲稿第十六页，共三十四页1）热稳定化钢A化后在冷却过程中由于中途停留或减缓冷速，使A向M转变迟滞的现象称为A热稳定化。即冷却暂时中断提高了A的稳定性，降低了A在随后冷却过程中转变为M的能力，在继续冷却过程中转变并不立即恢复，而要滞后一段温度,转变才继续进行。冷却到室温的残余A量也增多。A热稳定化的程度可以用滞后温度以及残余A增量来表示。热稳定化有一温度上限，以Mc表示，只有在Mc点以下温度停留或缓冷才会引起热稳定化。本讲稿第十七页，共三十四页本讲稿第十八页，共三十四页本讲稿第十九页，共三十四页影响热稳定化的主

13、要因素：停留温度和时间；已形成的M量愈多，最大稳定化程度也愈高；合金元素对热稳定化也有影响，碳化物形成元素促进热稳定化，而非碳化物形成元素影响不大。热稳定化的机制有几种，但比较一致的是认为，热稳定化是由碳、氮原子在停留过程中进入位错界面（即M核胚与A的界面）偏聚，形成Cottrell气团，阻碍了晶胚的长大，同时使A强化，使M转变的切变阻力增大，引起A热稳定化。热稳定化使钢的硬度降低，在使用中引起尺寸不稳定，因此在生产中往往需要消除A稳定化。也就是所谓的反稳定化,即将热稳定化后的A加热至Mc以上温度，使碳、氮原子从位错线“蒸发”，使A热稳定化减弱或消失。本讲稿第二十页，共三十四页2机械稳定化在M

14、d点以上对A进行塑性变形，当形变量足够大时，可以引起A稳定性的提高，使随后冷却时的M转变难以进行，Ms点降低，残余A量增多A机械稳定化。低于Md点的塑性变形，可以诱发M转变，但也使未转变的A变得稳定，使得未转变的A产生机械稳定化。另外，M转变所引起的相硬化也能引起A的机械稳定化。少量塑性变形对M转变起促进作用，而大量塑性变形则对M转变有抑制作用.形变温度愈高，塑性形变量越大，对A稳定化的影响愈大。本讲稿第二十一页，共三十四页塑性变形对M转变之所以会产生两种完全相反的效应，其原因是在于形变在母相中造成不同的缺陷组态。当小量变形时，往往使A中层错增加，同时在晶界和孪晶界处因生成位错网和胞状结构而出

15、现更多的应力集中部位。这些缺陷组态有利于M的形核；但当形变度较大时，A中将形成大量高密度位错区和亚晶界，使母相强化，从而引起A稳定化。本讲稿第二十二页，共三十四页46马氏体的转变机制关于M转变问题，有些已经比较清楚，如M转变与一般固态转变一样：转变的驱动力是母相A与新相M的自由焓差；M转变是在原子已不能扩散的低温下发生的，是无扩散转变，转变前后成分基本不变；M转变是一个均匀切变过程，母相点阵结构通过均匀切变改组为M点阵并因此而在表面形成浮凸；M转变也是通过形核长大进行的等等。本讲稿第二十三页，共三十四页很多问题至今仍不明确：其中包括M的核是怎样形成的，核形成后又是怎样长大的等等。一个完善的M形

16、核与长大理论必须能很好地阐明：为什么有时候核必须降温才能不断形成，而有时候又可以等温形成；为什么在4K的低温下仍能以105cm/s的高速长大；如何介绍观察到的惯习面、位向关系及表面浮凸；为什么在M晶体内会存在不同的亚结构；为什么一个M核长大到一定尺寸就不再长大。到目前为此，还没有一个完整的理论可以全面解释这些问题，现有的理论都还不够成熟，还需不断的研究与发展。本讲稿第二十四页，共三十四页M转变的无扩散性及M转变时所出现的浮凸现象等都说明M转变是一个切变过程。母相点阵通过均匀切变转变为M点阵。通过研究提出了如下几个切变模型。1贝茵（Bain）模型贝茵模型是把面心立方点阵看成体心正方点阵，其轴比（

17、c/a）为1.41即（）。如果把面心立方点阵沿Z轴压缩，X、Y轴拉长，调整轴比使之达到与其碳含量相应的轴比值时，即可由A转变为M。本讲稿第二十五页，共三十四页碳原子在A点阵中的位置是正八面体的空隙，而转变为M后正好被M点阵所继承，即处于扁八面体的空隙位置。同时A和M之间的晶体学关系正好与KS关系相符。贝茵模型通过原子作最小的简单移动即可完成从A向M的转变，并展现出在转变前后新相与母相晶体结构的对应的晶面和晶向。但未能解释表面浮凸效应和惯习面的存在，因此尚不能说明M转变的特征。本讲稿第二十六页，共三十四页2KS切变模型KS切变模型是在研究Fe-1.4C钢的A和M之间的位向关系后提出的一个切变模型

18、，现称为KS切变模型。KS切变模型是在（111）面进行，其过程分为以下三个步骤(p87)本讲稿第二十七页，共三十四页本讲稿第二十八页，共三十四页本讲稿第二十九页，共三十四页P87:(b)在原奥氏体中的(113)晶面(在图c中已变为为垂直于(111)面的（1 1 -2）面)沿1,-1,0 方向上产生切变角为10 32的第二次切变（图中III）。第二次切变后使顶角由60增大至70 32，得到体心立方点阵。本讲稿第三十页，共三十四页KS模型清晰地展示了面心立方A改建为体心正方M的切变过程，能很好地反映出新母相间的位向关系，相邻原子及晶面有规律的、小于一个原子间距的切变共格，及切变所产生的表面浮凸。但

19、是，按此模型M的惯习面似应为（111），而实际上只有低碳钢才如此，高碳钢的惯习面为225和259,切变所形成的浮凸与实测的也不一致，同时也没有表现出亚结构及其形成。本讲稿第三十一页，共三十四页3GT切变模型GT模型是另一种两次切变模型，其切变过程如下：首先在接近259晶面上发生第一次切变，产生整体的宏观变形，使表面出现浮凸。由于晶体晶胞的变形相似均匀切变。转变产物是复杂的三菱结构，还不是M，不过它有一组晶面间距及原子排列情况与M的（112）晶面相同。接着在（112）晶面的方向上发生1213o的第二次切变，使之变成M的体心正方点阵，这次切变是宏观的不均匀切变，即它只是在微观的有限范围内保持均匀切

20、变以完成点阵的改组，而在宏观上则形成沿平行晶面的滑移或孪生，但它对第一次切变所形成的浮凸并无明显的影响。最后作一些微小的整体，使晶面间距符合实验的结果。优点与不足(p89)本讲稿第三十二页，共三十四页本讲稿第三十三页，共三十四页复习思考题复习思考题1试从各个角度对马氏体转变进行归纳分类。2称马氏体转变的惯习面为不变平面的含义是什么？如何证明马氏体转变的惯习面为不变平面？3为什么钢经表面渗氮后再淬火可以在工件表面形成压应力？4试说明钢中马氏体的晶体结构，马氏体的正方度取决于什么？为何会出现异常正方度？5马氏体转变有哪些主要特点？6马氏体转变的切变模型主要有哪些？试说明它们的基本原理。简述钢中板条

21、马氏体和片状马氏体的形貌特征、晶体学特点、亚结构以及力学性能的差异。7试说明Ms点的物理意义。影响Ms点的主要因素有哪些？8什么是奥氏体稳定化现象？热稳定化和机械稳定化受哪些因素的影响？试举例说明在生产中如何利用奥氏体稳定化规律改善改善产品的使用性能。9影响钢中马氏体强韧性的因素有哪些？10用T10钢或GCr15（C1.0%、Cr1.5%）等高碳钢制成的精密轴承、块规等在淬火及低温回火状态下使用时尺寸仍可能发生变化，试分析其原因是什么？11已知马氏体的碳含量高于0.5%时对力学性能有弊无利，为何碳含量高于0.5%的高碳钢在生产上仍得到应用。为提高高碳钢的强韧性，在热处理中应注意什么问题？12现有A、B两种钢制品的样品，均为淬火状态，测布氏硬度时，A的硬度高于B，测洛氏硬度时，A的硬度又低于B，试问为什么？13设马氏体与奥氏体之间保持KS关系，马氏体惯习面为111，试问具有同一惯习面的马氏体板条可能有几种不同的空间取向？计算出这几种不同取向之间的关系。14什么是热弹性马氏体？什么是伪弹性和形状记忆效应？试说明形状记忆效应的原理。本讲稿第三十四页，共三十四页