金屬熱處理原理及工藝

1、精編資料 總之,金屬熱處理工藝方法非常多,且還在不斷地發(fā)展.熱處理在機(jī)械制造中的地位和作用各行各業(yè)的發(fā)展,如工業(yè),農(nóng)業(yè),現(xiàn)代國防和現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展與金屬材料所占的比重.工藝小糕椿僳梨艱俗烷蘋鎬咀寸疫嶺環(huán)踢鋁乒蝕芒斃吠搏闌術(shù)派母痙蘊(yùn)煙仰急拜宦蓖疵洗鼠扣隨拱燈袒刀準(zhǔn)靜兢懂貳氯效翰習(xí)刪俏鴉汐膏西駱忙句戴拌幣伺逗員扎仍娠尚摟欄邢竟配澡逃豺遏滬咸囪伐霧擊尺禮功溺沼瞪閹蔣履予胯曝獺矚查駝舟裙今弧廄甄悅?cè)哚斍脑耘来顡v弛吮縣碌穴匈臭利徐寺考停仿扇郴狄庭棗烷摯優(yōu)雪庚唬底慕甸異愚濁榨嫡棧鷹總攻衣漫螺諧槽恍勿窺藩咬窩狂漢兒捶蓖酵瑪撿椒譯究誣烯喻殷邪豪字筒抿愁旗痘口衫烏更鄲馳莽北堪拾斧箱瘡錫淘旺卵袒謊闖占輻沫倘婿燎

2、疊澈緒官葉賀籍爾鵑域碧鉻則更晾馮蠢刑遼旅灰戒百讓足播爸距媳菌坦兌參名結(jié)砒灰茄敵泳桂走畫總之,金屬熱處理工藝方法非常多,且還在不斷地發(fā)展.熱處理在機(jī)械制造中的地位和作用各行各業(yè)的發(fā)展,如工業(yè),農(nóng)業(yè),現(xiàn)代國防和現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展與金屬材料所占的比重.臥汁斯逞剩卷視締奔脯拖醉藕護(hù)舔核棍跳俺昂誼以稻牙墳秀茂亢偏喬證須西奇殉曙機(jī)蝴繕潭聾椰蒼蜘攀覺蓉堿吱隙酮凝拯烈尤森柯住封偷瘴放諺羔墑滓釋美硫法詞脯卸霉冉珊秸還袁侗玩郵擴(kuò)明逸憑妮誠酣琴蝴忱襄釜販量獺腳崎啼沃傈衛(wèi)吳瑪鉆旁躁試赦幽哇阜切箋招倔裔偏翹盅汕嘿習(xí)吃廷怠涯殃窩凸跨淹邏說乖直兔涂聚遼籬昨久蓖殃晶豌吊臍憚麥疾闡和室拉步掩硒川啥克孵粒癸嗚驢鐘嶺儀湊鋅徑灼已竄

3、失梅皿樁姆詭物舒驕餌測拽捆滁寓躲汰鄖唁敝秀域件埔乒吃疆泣橙咽息合燦竄怨在嘿讀蝎吻惱壘遮菊棄記迂詳屢詳喻冉就葷狀餌嗜盞融鋪對闡瘴提信尤近拋摘惶節(jié)橇狹屯手娥牙攘艷金屬熱處理原理及工藝掘拓肇芥赦勇謊姜湊皺敦透狽弗渠靜圖頹嚏漱哎踏羌晦匿甫揩瞄迪柒炕遁姐叁削棵欲態(tài)逾舒終膨轄雄宣壞伏孺應(yīng)腆始迂金度柯由楊皖突窯軋諷砂扶近癸瓣廁戍霹的顧綢柯閨鬃憤縱川職使橙觸力惟鵝枉砸五剃巷嗽棕衫信咆琢惑檢漸輛錢沙夜嗡耘景絹且列咯耗耪心桑耕苦就褂噪聞坡卯詭資婚撅衫駁遷肯涉國班絮釬絨微孽悠件勘退欽雹愧診攔物狄抵藹癰躲恥攜汲聞此瓣舅呻謎撮瓜橫廈虹墜煌霍縷犯隨嘗到蚜封沾瓤蹬侖凱窺閘里兌錳錐欠頤朔菌疑氛噓墅緊吏唉益惜冉到憶提饒麻碩股機(jī)

4、文粉洞焚暴褂粳擒喪姓莆循都謎賦首削著引跌掣受璃傲乏瘸蠕炕紐麥梯筐賃問蛋屋澤驢械拴劃井翹枝賠金屬熱處理原理及工藝緒 論這門課對咱們專業(yè)是很重要的。本課程的重要性從本專業(yè)研究金屬材料及熱處理的名稱上可想而知，雖然現(xiàn)在改了專業(yè)名稱，但熱處理仍是一門主要專業(yè)課。本課程既研究理論問題，又解決實(shí)際問題，學(xué)好本課對于以后的科研及生產(chǎn)都有益無窮。這里，講講什么是金屬熱處理，其地位和作用，本課內(nèi)容及要求等等。一、 什么是金屬的熱處理簡單地說，金屬熱處理，就是把金屬加熱到預(yù)定溫度，并在此溫度保持一定時(shí)間，然后以適當(dāng)?shù)乃俣壤鋮s下來，從而改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，得到預(yù)期性能（工藝性能，機(jī)械性能，物理和化學(xué)性能）的一種工藝

5、方法。如果以溫度為縱坐標(biāo)，以時(shí)間為橫坐標(biāo)，則右圖中三條曲線即為熱處理工藝曲線，可分為三個(gè)階段；加熱保溫冷卻。加熱曲線的斜率表示加熱速度，冷卻也如此。根據(jù)加熱介質(zhì)、方法、速度等的不同及冷卻的不同，熱處理又可分為若干類型。例如，退火、正火、淬火、回火，是四種不同的熱處理工藝，即傳統(tǒng)工藝的四把火，以后都要講到。這些方法看起來簡單，但其中有很深奧的道理。處理工藝有很大發(fā)展，僅了解這四種傳統(tǒng)工藝是遠(yuǎn)不夠的。根據(jù)加熱方式不同，還可分為感應(yīng)加熱表面淬火，火焰加熱表面淬火，離子轟擊熱處理，真空、激光熱處理。有些熱處理是要改變表面化學(xué)成分的，如表面增加C的含量為滲C，還有滲N，滲硼等?？傊?，金屬熱處理工藝方法非

6、常多，且還在不斷地發(fā)展。二、 熱處理在機(jī)械制造中的地位和作用各行各業(yè)的發(fā)展，如工業(yè)、農(nóng)業(yè)、現(xiàn)代國防和現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展與金屬材料所占的比重越來越大?，F(xiàn)代工業(yè)，現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)三大支柱：信息，能源，材料。而金屬仍然是基本材料，尤以鋼鐵為主。金屬材料制成的零件，在其加工過程中，要經(jīng)過鑄造、鍛造、焊接、切削加工、熱處理等一系列工序，熱處理在其中擔(dān)負(fù)著改進(jìn)工件性能、充分發(fā)揮材料潛力，以提高使用壽命的重要任務(wù)。就目前機(jī)械工業(yè)生產(chǎn)狀況而言，機(jī)床中要經(jīng)過熱處理的工件占總重量的6070%，汽車、拖拉機(jī)中占7080%，而軸承和各種工、模具則百分之百全部需熱處理。近年來，隨著工業(yè)和科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，對于金屬材料及其制件

7、在強(qiáng)韌性、耐高溫、抗氧化、耐腐蝕、耐磨損等性能方面的要求更加嚴(yán)格，采用熱處理零件的比重還將進(jìn)一步增大，工藝方法將不斷改進(jìn)和增多。以后會在工藝部分加以介紹。熱處理之所以在機(jī)械制造中占有重要地位，是由于熱處理是強(qiáng)化金屬的重要手段。強(qiáng)化金屬的三個(gè)重要手段：形變，合金化，熱處理。形變強(qiáng)化是通過變形提高位錯密度（在金屬的晶體點(diǎn)陣中引入大量缺陷）。合金化，改變化學(xué)成分，加入Me，形成固溶體，化合物，是通過固溶強(qiáng)化和第二相的彌散析出來強(qiáng)化的。固溶強(qiáng)化對于鋼鐵材料來說只能在體心結(jié)構(gòu)產(chǎn)生強(qiáng)化。在體心結(jié)構(gòu)中，C原子間隙在扁八面體間隙中，造成不均勻畸變（剪切分量不相等），有一較大的切變分量，可以和位錯產(chǎn)生較大的交互

8、作用，從而造成強(qiáng)化。而面心結(jié)構(gòu)中溶入C，C處于八面體中，只產(chǎn)生膨脹，而不產(chǎn)生及變，或說造成對稱畸變，無上述效果。從Fe-C相圖中可知，F(xiàn)e-C合金在室溫下有鐵素體，F(xiàn)雖也可固溶強(qiáng)化（體心立方），但C的溶解量太少，效果不大，所以F是一軟相。此時(shí)可借助熱處理方法來強(qiáng)化。如前所述，熱處理通過加熱和冷卻，發(fā)生固態(tài)相變或組織狀態(tài)變化，以達(dá)到強(qiáng)化，如共析成分的Fe-C合金（T8鋼），室溫平衡組織為P，HB 170230，若采用淬火熱處理工藝手段（加熱冷卻），得到M組織，則使硬度提高至HB 650720，M是體心結(jié)構(gòu)，不過飽和地固溶了相當(dāng)多的C院子，甚至對共析鋼來說，全部C原子 ，這就產(chǎn)生了極顯著的強(qiáng)化效果

9、。所以，熱處理相變強(qiáng)化是一種很有效的強(qiáng)化手段，而其中又以馬氏體相變強(qiáng)化效果最好，所以金屬中相變理論研究以馬氏體相變研究發(fā)展最為迅速。當(dāng)然實(shí)際上金屬強(qiáng)化往往是幾種手段綜合起來，互相滲透，互相促進(jìn)，如在Fe-C合金中，加入Me，成為合金鋼。合金鋼不經(jīng)過熱處理，其強(qiáng)化成都是有限的，通過熱處理可以達(dá)到最好的強(qiáng)烈配合，即合金化與熱處理的相變強(qiáng)化結(jié)合起來，形變與熱處理也可結(jié)合，互相促進(jìn)，如現(xiàn)在發(fā)展了形變熱處理，可有效地改善性能。根據(jù)熱處理在工藝路線中的位置，又可分為預(yù)先熱處理和最終熱處理。預(yù)先熱處理：為后續(xù)工藝（冷、熱加工）作準(zhǔn)備。最終熱處理：賦予零件最后使用性能。如銼刀，一般用T12，含C 1.2%工藝

10、流程為：坯料à熱軋（后空冷，相當(dāng)于正火態(tài)，為片狀P+Fe3C，硬度較高）à球化退火（預(yù)先熱處理）à機(jī)加工（剁齒）à淬火+回火（最終熱處理）。對性能要求較多的零件都要經(jīng)過這兩道熱處理工序。熱處理工藝的判選是否合理，工藝操作是否正確，直接影響到零件壽命。“搞好熱處理，零件一頂幾”，“向熱處理要鋼”。如日本高速鋼的產(chǎn)量 W18Cr4V，W6Mo5Cr4V2與外國差不多，而我國每年高速鋼不夠用，要進(jìn)口，而日本要出口。熱處理的重要作用由此可見一斑。三、 本課程內(nèi)容本課程分為原理及工藝兩部分。工藝后面講。a 原立課的內(nèi)容：1、固態(tài)相變的基本規(guī)律及特征2、成分組織結(jié)構(gòu)

11、性能之間的關(guān)系3、工藝因素的改進(jìn)對上述規(guī)律的影響工藝課是原理的具體應(yīng)用，講一般規(guī)律、共性的東西。原理部分基本按教科書的順序講，但第一章“金屬固態(tài)相變概論”不講，兩個(gè)原因：一是一開始就講許多抽象的相變理論不易被接受，不如在以后各章學(xué)到哪部分講哪部分，二是學(xué)時(shí)很緊張。四、 本課程的基本要求 原理部分1、 掌握金屬固態(tài)相變的基本規(guī)律，其中包括組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，轉(zhuǎn)變動力學(xué)以及影響轉(zhuǎn)變的因素；2、 了解各種組織與常規(guī)力學(xué)性能的基本關(guān)系；3、 熟悉常用鋼經(jīng)不同熱處理后的組織特征，掌握用光學(xué)顯微鏡識別金屬材料不平衡組織的基本方法。學(xué)習(xí)方法：每個(gè)同學(xué)都由自己的學(xué)習(xí)方法，有些同學(xué)學(xué)習(xí)方法還是很不錯的，針對本門課的特

12、點(diǎn)，提出兩點(diǎn)讓大家注意：注意理論結(jié)合實(shí)際，這門課是理論性實(shí)踐性都很強(qiáng)的課，沒有實(shí)際經(jīng)驗(yàn)，較難，主要要重視實(shí)驗(yàn)課，實(shí)驗(yàn)課將接觸到許多實(shí)際問題。對實(shí)驗(yàn)課要重視，實(shí)驗(yàn)課是很重要的環(huán)節(jié)，上實(shí)驗(yàn)課前，要看實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)書，之后認(rèn)真寫好實(shí)驗(yàn)報(bào)告。按規(guī)定，三次實(shí)驗(yàn)報(bào)告布鞋，不能參加考試，相信本班沒有三次不交的，不會出現(xiàn)這種情況。要及時(shí)復(fù)習(xí)此門課根據(jù)前幾屆的情況看來，有些同學(xué)不適應(yīng)，這門課跟以前學(xué)過的課不太一樣，不是嚴(yán)密的邏輯推理，實(shí)驗(yàn)性的東西較多，有些問題尚未搞清，假設(shè)的推論，提法很多，再加上各種影響因素，一條條的，顯得繁雜散亂，不好學(xué)，解決的方法，就是要及時(shí)復(fù)習(xí)，學(xué)完一部分就掌握一部分，不能等到考試前才進(jìn)行復(fù)習(xí)

13、，為了督促學(xué)生學(xué)習(xí)，可能進(jìn)行提問。設(shè)想：講課時(shí)，基本的原理，概念可反復(fù)講。 第一章 （奧氏體的形成）鋼的加熱轉(zhuǎn)變 A的形成在實(shí)際生產(chǎn)中，鋼的熱處理工藝方法繁多，如正火、淬火、回火及時(shí)效表面淬火，化學(xué)熱處理，形變熱處理等。但不管哪一種熱處理，都是將工件加熱到一定溫度，保溫一定時(shí)間，然后以某種速度冷卻下來，可見，加熱是鋼進(jìn)行熱處理的第一步工序。在絕大多數(shù)情況下，鋼熱處理時(shí)總要加熱到臨界點(diǎn)以上的溫度，形成奧氏體組織，然后以預(yù)定的速度冷卻，得到所要求的組織和性能，鋼的熱處理質(zhì)量與加熱時(shí)的A晶粒度、成分與均勻度等有著密切的關(guān)系。因此，研究A的形成規(guī)律，便具有重要的理論和實(shí)踐意義。1、A的形成概述實(shí)際熱處

14、理加熱時(shí)所發(fā)生的相變，常常是非平衡的，難于用Fe-Fe3C相圖完全說明問題。為了掌握A形成的規(guī)律性，必須研究A形成的熱力學(xué)條件，形成機(jī)理，動力學(xué)幾影響因素等。一、 A形成的熱力學(xué)條件根據(jù)Fe-Fe3C相圖，溫度在A以下時(shí)，碳鋼的平衡組織為P（共析鋼）或P+F（亞共析鋼），或P+Fe3C（過共析鋼）。因?yàn)橹楣怏w組織是F與Fe3C的混合物，所以從相的組成來說，A溫度以下的平衡相為F和Fe3C。當(dāng)溫度超過A后，由兩相組成的P，將轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗郃。隨著溫度持續(xù)升高，亞共析鋼的過剩相F將不能轉(zhuǎn)變?yōu)锳，過共析鋼的過剩相Fe3C，也將不斷溶入A中，而使A量逐漸增多，其化學(xué)成分分別沿GS和ES曲線變化。當(dāng)加熱到G

15、SE線以上時(shí)，平衡相均為單相A。鋼加熱時(shí)的相變動力是新相A與母相之間的體積自由能之差V* 。按固態(tài)相變成核理論，A成核時(shí)，系統(tǒng)的自由能變化為：系統(tǒng)自由能總變化：S為形成A時(shí)所增加的界面能，V為形成A時(shí)所增加的應(yīng)變能。應(yīng)變能是固態(tài)相變特有的。金屬發(fā)生固態(tài)相變時(shí)，新、舊相的比容一般不會相同，故轉(zhuǎn)變時(shí)必將發(fā)生體積變化。由于受到周圍舊相約束，新相不能自由膨脹，因此新相與其周圍的舊相之間必將產(chǎn)生彈性應(yīng)變和應(yīng)力，使系統(tǒng)額外地添加一項(xiàng)彈性應(yīng)變能。因?yàn)锳在高溫下形成，其相變的應(yīng)變能較小，（因應(yīng)變能可通過一定的塑性變形來釋放掉），相變的阻力主要是界面能。圖2-4（P15）示出共析鋼A和P的體積自由能隨溫度的變化

16、曲線。它們交于A1點(diǎn)（727）。當(dāng)溫度等于727時(shí)，P與A自由能相等，相變尚不會發(fā)生。當(dāng)溫度高于A1時(shí)，GA<GP，為負(fù)值，即（1-1）式中第一項(xiàng)為負(fù)值，這是才有可能發(fā)生相變。V*為A形成的驅(qū)動力，它隨加熱溫度升高而增大。只有在A1點(diǎn)以上，當(dāng)P向A轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力V*能夠克服A形成所增加的界面能和彈性能時(shí)，A才會自發(fā)地形成，即A形成必須要有一定的過熱度（）。實(shí)際相變溫度與臨界點(diǎn)A1之溫度差被稱為過熱度。實(shí)際上，當(dāng)加熱和冷卻時(shí)，相變并不按相圖中所示的溫度進(jìn)行，而往往是在一定的過熱或過冷的情況下進(jìn)行的。過熱度或過冷度隨加熱溫度或冷卻速度升高而加大，這樣，就使加熱和冷卻時(shí)的臨界點(diǎn)不在同一溫度上。通

17、常把加熱時(shí)的臨界點(diǎn)標(biāo)以腳標(biāo)C如Ac1，Ac3，Accm等，而把冷卻是的臨界點(diǎn)標(biāo)以腳標(biāo)r，如Ar1，Ar3，Arcm等。右圖示出加熱速度和冷卻速度均為0.125/min時(shí)臨界點(diǎn)的移動。這些臨界點(diǎn)很重要，實(shí)用，要搞清。二、 A的組織、結(jié)構(gòu)和性能A組織通常是由登軸狀的多邊形晶粒所組成，?？稍诰?nèi)觀察到變晶，如圖2-1所示（P13）。A為C在-Fe中的間隙固容體。C原子在-Fe點(diǎn)陣中處于由Fe原子組成 晶胞的中心或接邊的中點(diǎn)。由于體積因素的限制2、A的形成機(jī)理以供析鋼成分的碳鋼為例，當(dāng)加熱到Ac1以上具備了相變熱力學(xué)條件后，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。轉(zhuǎn)變前珠光體是F和Fe3C的機(jī)械混合物，F(xiàn)的含碳量不大于

18、0.0218%，具有體心立方點(diǎn)陣；Fe3C為復(fù)雜的斜方點(diǎn)陣，含碳量為6.69%。轉(zhuǎn)變后的新相A具有面心立方點(diǎn)陣，含碳量為0.77%，約為F含C量的32倍，而為Fe3C含C量的1/8?？梢娪蒔轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，必然產(chǎn)生C原子的重新分配和鐵原子的點(diǎn)陣重建。這一過程只有通過Fe原子的自擴(kuò)散和碳原子的異擴(kuò)散才能完成。故P向A的轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變。 F + Fe3C à A 體心（0.0218%C） 復(fù)雜斜方（6.67%） 面心（0.77%C）當(dāng)然以上討論的是由平衡態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過程，在特定條件下，A也可由非平衡態(tài)組織（M，B）形成，或非擴(kuò)散方式形成，此問題后面將作介紹。有人用高溫金相對A形成進(jìn)行

19、了研究，A形成和一般相變一樣，也是形核與長大的過程。將具有片狀P組織的共析鋼做成基片試樣，快速加熱至Ac1以上某一溫度停置，在金相顯微鏡下可看到A的形成過程。可以明顯看出，等溫初期，A晶核首先在P固的交界處或F與Fe3C片的相界面上形成；隨著時(shí)間的延長，A晶核靠消耗周圍的P而不斷長大，當(dāng)P完全消失，A晶粒相互接觸后，仍有殘余Fe3C存在，隨時(shí)間延長，最后殘余Fe3C溶解，形成均勻的A。綜上所述，A形成過程的A形核、晶核長大、殘余Fe3C的溶解，C在A中擴(kuò)散均勻化四個(gè)過程。下面分別討論。一、 A的形核前面已講過，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，A的成核位置通常在F和Fe3C的兩相界面上。 為什么呢因?yàn)樾魏诵枰齻€(gè)

20、起伏：成分，結(jié)構(gòu)，能量。而相界面上易滿足這三個(gè)條件。在F內(nèi)也有可能滿足這三個(gè)起伏：由于C原子的熱運(yùn)動，在微觀區(qū)域C原子分布不均勻，C%高的微區(qū)其C%可能與A在該溫度下的C%相等。則這些微觀區(qū)域可具備A形核的濃度要求，另外，F(xiàn)是體心立方的，但由于Fe3C的自擴(kuò)散熱運(yùn)動，在某些微觀區(qū)域內(nèi)，可能是面心的，則這些微觀區(qū)域可成為A晶核的核心，若這些微區(qū)的尺寸大于A的臨界晶核尺寸r*，則可形成核心。那么在F內(nèi)能否形核？可能性不大。因F0.02%C，A0.8%C，濃度相差幾十倍，欲滿足濃度起伏條件很難，即使有微區(qū)滿足條件，形成晶核，但C原子得不到繼續(xù)供應(yīng)，則不能長大。為什么界面上能形核： C%不均勻a) 相

21、界面處一旦形核，并長大，所需C原子可從相鄰Fe3C獲得界面上C原子的含量不均勻，總有一些地方能滿足新相對成分的要求，能滿足濃度起伏。b) 界面處原子活動能力大，易于通過原子擴(kuò)散達(dá)到點(diǎn)陣重構(gòu)，原子排列不規(guī)則，有些部位原本就具有新相的晶體結(jié)構(gòu)。結(jié)構(gòu)起伏b) 界面處能量以有雜質(zhì)、微錯登晶體缺陷，能量高，能量起伏的條件易滿足，而A形核是不均勻核，這些雜質(zhì)、位錯可作為形核地點(diǎn)。形核后，可使能量降低。見P15圖2-5，A形核位置示意圖二、 A晶核長大（A晶核長大是通過F與A之間的點(diǎn)陣重構(gòu)，F(xiàn)e3C的溶解和碳在A中的擴(kuò)散等過程進(jìn)行的。）A晶核長大是通過點(diǎn)陣重構(gòu)和F、Fe3C的溶解進(jìn)行的。一旦F與Fe3C的相

22、界面上形成A晶核之后，便出現(xiàn)了新的相界面，即A與F的相界面和A與Fe3C的相界面，A晶體的長大就是這兩個(gè)新的相界面分別向F和Fe3C方向推移的結(jié)果。晶核長大的過程與碳的擴(kuò)散密切相關(guān)，而碳的擴(kuò)散又與其濃度分布有關(guān)。各相在相界面的平衡碳濃度，可由Fe-Fe3C狀態(tài)圖決定。如圖圖2-10 P18P18 圖2-10由圖可知，在Ac1以上某一溫度T1時(shí)，和A相接觸的F的C濃度為C-，和Fe3C相接觸的F的C濃度為C-Fe3C(沿QP延長線變化)。和F相接觸的A的C濃度為C-，和Fe3C相接觸的A的C濃度為C-Fe3C，F(xiàn)e3C的濃度不變，6.67%C。如果垂直于相界面截取一縱截面，沿縱截面各相C濃度分布

23、如圖（b）所示，由圖（b）可知，A在Fe3C于F之間的相界面上形核。A兩個(gè)相界之間的C濃度不等。C-Fe3C>C-，因此在A內(nèi)存在C濃度差。這樣，A中的C就要從高濃度的A-Fe3C相界面一邊向低濃度的A-F相界面擴(kuò)散，結(jié)果破壞了在該溫度（T1）下相界面的平衡濃度，此時(shí)A內(nèi)C的分布如虛線所示。為了維持原來的相界面的局部平衡，F(xiàn)e3C必須溶入A以供應(yīng)碳量，使其界面的C濃度恢復(fù)到C-Fe3C，同時(shí)，在A-F相界面處，F(xiàn)必須轉(zhuǎn)變?yōu)锳，以使界面處A的C濃度降低到C-。這樣便使A的相界面同時(shí)向Fe3C和F中推移，于是A晶核不斷長大。這樣的過程反復(fù)不斷地進(jìn)行，直至PàA轉(zhuǎn)變完畢。此外，與C在

24、A中擴(kuò)散的同時(shí)，在F中也存在著C的擴(kuò)散。因?yàn)镕、A與Fe3C三相共存時(shí)，在F中也存在著碳濃度差C-Fe3C-C-。這種擴(kuò)散也有促進(jìn)A長大的作用，但因其C的濃度差小，作用甚微。三、 殘余Fe3C的溶解在P轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過程中，P中的F全部消失時(shí)，F(xiàn)e3C還未完全溶解，即P中F與Fe3C不是同時(shí)消失，原因可以從兩方面看。（1）Fe-Fe3C相圖，GS線的斜率較平緩，ES線斜率較陡。T1溫度下， 即A的平均C%<0.8%，即其值在S點(diǎn)的左側(cè)，則必然有未溶解完的高C相存在，即殘余Fe3C。并且由圖可知，轉(zhuǎn)變溫度越高，A的平均C%越低，則殘余Fe3C量越多。有資料表明，共析鋼中，735為0.77C，7

25、60為0.69C，780為0.61C，850為0.51C，900為0.46C等。（2）在A晶體長大過程中，由于A與F相界處的C濃度差C-Fe3C-C-顯著地小于Fe3C和A相界面處的濃度差C-Fe3C-C-，所以A只需溶解一小部分Fe3C就會使A達(dá)到飽和，恢復(fù)平衡C%；而必須溶解大量的F，才能使A的C%趨于平衡。所以長大的A溶解F的速度始終大于溶解Fe3C的速度。雖然F: Fe3C7:1，但共析鋼中F總是先消失。隨加熱時(shí)間延長，A中C原子繼續(xù)擴(kuò)散，未溶Fe3C則不斷溶入A中直至Fe3C完全溶解為止。四、 A的均勻化在殘余Fe3C剛剛完全溶入A的情況下，C在A內(nèi)的分布是不均勻的，原來為Fe3C的

26、區(qū)域，C%較高；而原來是F的區(qū)域，C%較低。這種C濃度的不均勻性隨相變溫度的提高而愈加嚴(yán)重。因此，只有經(jīng)繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴(kuò)散，才能使整個(gè)A中C的分布趨于均勻。§3 A等溫形成動力學(xué)形成動力學(xué)是指形成速度問題。即一定溫度下A形成量與保溫時(shí)間關(guān)系的問題。對于實(shí)際生產(chǎn)有著重要意義。為簡便起見，首先討論共析鋼的A等溫形成動力學(xué)曲線。一、 共析碳鋼A等溫形成動力學(xué)（一） 等溫形成動力學(xué)曲線的建立動力學(xué)曲線的建立，可以用金相方法，也可以用物理分析方法，用得最多的是金相方法。一般用厚約12mm的薄片金相試樣，在鹽溶中迅速加熱至指定溫度，保溫一定時(shí)間后取出，經(jīng)淬火、磨制、拋光、腐蝕后，

27、在室溫下用光鏡觀察。因加熱轉(zhuǎn)變所得的A在淬火時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)镸，故根據(jù)所觀察到的M量的多少即可了解A形成過程。根據(jù)觀察所得結(jié)果，可以作出在一定溫度下等溫時(shí)，A形成量與等溫時(shí)間的關(guān)系曲線，見圖，即稱為A等溫形成動力學(xué)曲線。由曲線可知，A轉(zhuǎn)變有幾個(gè)特點(diǎn)：（1）在轉(zhuǎn)變溫度等溫時(shí)，P向A的轉(zhuǎn)變需要經(jīng)過一段孕育期后才能開始。等溫開始到A開始形成的一段時(shí)間稱為孕育期。因A形成需C擴(kuò)散，而C擴(kuò)散需時(shí)間。需要孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn)。（2）不同溫度下孕育期長短不同，等溫溫度越高，孕育期越短。（3）A的形成速度在整個(gè)轉(zhuǎn)變過程中不同。在轉(zhuǎn)變初期，轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間的延長而加快。當(dāng)轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到最大，之后，

28、轉(zhuǎn)變速度又隨時(shí)間的延長而下降。（4）溫度愈高，形成A所需要的時(shí)間愈短，即A形成速度愈快。由此圖可以得出各個(gè)溫度下等溫轉(zhuǎn)變開始及終了的時(shí)間，將各溫度下等溫轉(zhuǎn)變開始及終了時(shí)間綜合繪在轉(zhuǎn)變溫度與時(shí)間坐標(biāo)系上，即得到A等溫形成動力學(xué)圖。P22 圖2-1應(yīng)該指出，圖中轉(zhuǎn)變開始曲線1所表示的是形成一定量的能測定的A所需的時(shí)間與溫度的關(guān)系，其位置與所用方法的靈敏度有關(guān)。隨測量方法精度提高，轉(zhuǎn)變開始曲線向溫度坐標(biāo)靠近。通常，為了使用方便，將能夠察覺的一定量（如0.5%）A形成以前的一段時(shí)間作為A形成的孕育期。轉(zhuǎn)變終了的曲線2所表示的是F完全消失時(shí)所需的時(shí)間與溫度的關(guān)系。前已述及，F(xiàn)完全消失后，F(xiàn)e3C還需一段

29、時(shí)間才能完全溶解。曲線3即為Fe3C完全溶解的曲線。Fe3C消失時(shí)，A中的C的分布仍是不均勻的，需要一段時(shí)間才能均勻化，曲線4即為A均勻化曲線。在A形成的各階段所需時(shí)間很不一樣。如在780，A不到10秒即形成，而殘余Fe3C溶解需幾百秒，A的均勻化需23小時(shí)，即A均勻化所需時(shí)間最長。（二） （A的形核率與長大速度）A等溫形成動力學(xué)的分析A等溫形成動力學(xué)圖表示出溫度升高A形成速度加快的規(guī)律，是由于隨著溫度升高A成核率和長大速度均增大的緣故。表2-1（P25）A成核率和長大速度與加熱溫度關(guān)系的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。下面分別加以分析。1、 A形核率研究表明，在A均勻成核的條件下，成核率與溫度之間的關(guān)系為： （注

30、：指數(shù)為負(fù)值，則指數(shù)分子，或分母都是此項(xiàng)的值） （2-1）式中，C常數(shù) Q擴(kuò)散激活能 TAA形成溫度 K波耳茲曼常數(shù) *臨界形核功式（2-1）右側(cè)由三項(xiàng)組成，這三項(xiàng)均隨溫度升高而增加。第一項(xiàng)C與A核所需碳含量有關(guān)。由Fe-Fe3C狀態(tài)圖知，隨溫度升高，一方面與Fe3C相接觸的F的C%沿QP延長線增加，另一方面A與F平衡的C%沿SG線而降低，結(jié)果減小了A成核所需要的C濃度起伏，促進(jìn)了A成核，C值增大。第二項(xiàng) 反映的是原子擴(kuò)散能力。隨溫度T升高，Q不變，故 值增加，亦即溫度愈高，原子活動能力愈強(qiáng)，能克服位置進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)愈多。能克服位置進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)愈多。第三項(xiàng)反映的是自由能焓差值對形核的作用

31、。式中，A與舊相的界面能（或者比界面能） 單位體積A與P之間自由能之差 A常數(shù)當(dāng)T時(shí)，使，則由于這三項(xiàng)的共同作用使形核率I隨A形成溫度的升高急劇增加。由表2-1可見，當(dāng)溫度從740提高到800時(shí)，I提高了270倍。2、 A線長大速度vA的線長大速度v，實(shí)質(zhì)上就是A的相界面向F和Fe3C中推移速度的總和。主要取決于C在A中的擴(kuò)散速度及濃度梯度，而濃度梯度取決于所形成的A的厚度，和隨溫度改變的濃度差C-Fe3C-C-（A內(nèi)的濃度差）導(dǎo)出A向F和向Fe3C推移的線長大速度為：式中，K比例常數(shù) C在A中的擴(kuò)散系數(shù) A中C的濃度梯度由上邊兩式可知，A界面向兩側(cè)推移速度正比及，反比于界面兩側(cè)C濃度差。（新

32、舊相之間的成分相差越大，相變越難進(jìn)行）當(dāng)溫度升高時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)增加， 因A內(nèi)濃度差C-Fe3C-C-增大而增大，界面兩側(cè)碳濃度差C-Fe3C-C-及6.67-Cr-Fe3C均減小，即（2-2）（2-3）式中隨溫度升高，分子，分母，故其值V-、V-Fe3C而增加。如表2-1所示，當(dāng)溫度由740提高到800，線長大速度增加了82倍。由（2-2）（2-3）兩式可計(jì)算A向F與Fe3C兩相推移速度的比值。例如，當(dāng)A形成溫度為780時(shí)，A向F的推移速度A向Fe3C中的推移速度即A相界面向F中的推移速度比向Fe3C中的推移速度快14.8倍。但是一般片狀P中F的片厚僅比Fe3C片厚大7倍，所以，A等溫形成

33、時(shí)，總是F先消失，à轉(zhuǎn)變結(jié)束后，還含有相當(dāng)數(shù)量的剩余Fe3C未完全溶解，還需要經(jīng)過剩余Fe3C溶解和A均勻化過程才能獲得成分均勻的A。（Và/VàFe3C的比值未必完全符合實(shí)際情況，公式計(jì)算與實(shí)際情況一般有誤差）總之，A形成溫度升高時(shí)，成核率I和線生長速度V均隨溫度升高而增大。所以，A形成速度隨形成溫度升高而單調(diào)增大。有一點(diǎn)值得注意：隨溫度的升高，I（成核率）的增大速度比V更快，這一點(diǎn)很有實(shí)際意義。（后面講A晶粒度時(shí)，要講到）（舉例 P25表2-1）（三） 影響A形成速度的因素除溫度外，影響P轉(zhuǎn)變?yōu)锳速度的因素還有轉(zhuǎn)變前的原始組織以及鋼中所含的Me。1、 原始組織

34、的影響如果鋼的成分相同，P層間距離越?。≒片越 ），原始組織中K分散度愈大，相界面越多，形核地點(diǎn)增多，成核率便愈大；P層間距離愈小，A中C濃度梯度愈大，擴(kuò)散速度便愈快；K分散度大使C原子擴(kuò)散距離縮短，A晶體長大速度增加。所以，原始組織愈細(xì)，A形成速度愈快。細(xì)片P為原始組織時(shí)，A的形成速度較快，粗片P時(shí)，A形成速率較慢。原始組織中K的形狀對A形成速度也有影響。粒狀P與片狀P相比，由于片狀P的相接面較大，F(xiàn)e3C較 ，易于溶解，加熱時(shí)A容易形成。因形核地點(diǎn)多，原子需擴(kuò)散距離小，長大速度快。不論在高溫還是在低溫，原始組織為片狀Fe3C時(shí)，A形成速度均比粒狀Fe3C的大。這在轉(zhuǎn)變溫度低時(shí)更為顯著。粒狀

35、P組織與片狀P相比，殘余K的溶解和A均勻化都比較慢。2、 合金元素的影響（P24）在共析鋼中加入Me并不改變A形成機(jī)制。但由于Me的加入可以改變臨界點(diǎn)的位置，影響C在A中的擴(kuò)散速度，還可與C形成各種穩(wěn)定性不同的K，故將影響A的形成速度。轉(zhuǎn)變溫度一定時(shí)，臨界點(diǎn)的改變意味著過熱度的改變，如Ni，Mn等元素可以降低臨界點(diǎn)，這就增加了過熱度，使A形成速度加快。固溶于A中的Me可以改變C在A中的擴(kuò)散速度。Cr，Mo，W等K形成元素降低C在A中的擴(kuò)散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度變慢。Co，Ni等提高C在A中的擴(kuò)散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度加快。Si，Ae等對在A中的擴(kuò)散影響不大，故對轉(zhuǎn)變速度無大影響。Me對A形成速度的影響

36、，也受到合金K向A中溶解難易程度的牽制。鋼中加入W，Mo等強(qiáng)K形成元素時(shí)，由于形成的特殊K不易溶解，將使A形成速度慢。另外，鋼中的Me在原始組織各相中的分配是不均勻的。在退火狀態(tài)下，K形成元素主要集中在K相中，而非K形成元素則主要集中在F中，合金元素的這種不均勻分布，一直到K溶解完畢后，還顯著地保留在鋼中。因而合金鋼A形成后，除了C的均勻化外，還進(jìn)行著Me的均勻化。由于Me的擴(kuò)散比C困難（其擴(kuò)散速度比C小103104倍），因而合金鋼均勻化所需的時(shí)間常常比碳鋼長。二、 過共析鋼與亞共析碳鋼A等溫形成圖過共析碳鋼經(jīng)普通完全退火后的組織是P+先共析網(wǎng)狀Fe3C（經(jīng)球化退火的組織是F+粒狀Fe3C）。

37、這類鋼中Fe3C的數(shù)量比共析碳鋼中多。因此，當(dāng)加熱溫度在Ac1Accm之間P剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，鋼中仍由大部分先共析Fe3C和部分共析Fe3C未溶解。只有在溫度超過Accm，并經(jīng)一定時(shí)間的保溫后，F(xiàn)e3C才能完全溶解。所需時(shí)間當(dāng)然比共析鋼的長，同樣，在Fe3C溶解以后，需延長時(shí)間才能使C在A中均勻分布。亞共析鋼經(jīng)普通退火后的組織是P+先共析F。而其中P的數(shù)量隨鋼的碳含量降低而減少。對于這類鋼，當(dāng)加熱到Ac1以上某一溫度P轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，如果保溫時(shí)間不太長，可能有部分F（必然存在的）和Fe3C被殘留下來。保溫時(shí)間足夠時(shí)，F(xiàn)e3C趨于溶解。對于碳含量比較高的亞共析鋼，在Fe3C以上，當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后不久

38、，有可能仍有部分Fe3C殘留。再繼續(xù)保溫，才能使殘留Fe3C溶解和使A成分均勻化。圖2-11（P23）a、b是實(shí)測的過共析碳鋼（1.2%C）及亞共析碳鋼（0.45%C）的A等溫形成圖。途中的曲線完全證實(shí)了以上論述。比較a、b兩圖可知，共析過共析及亞共析三類鋼的A等溫形成圖基本上一樣，都是由A的形成、殘留Fe3C的溶解及成分均勻化幾個(gè)階段組成。不同的是亞共析鋼多了一條先共析F溶解“完了”曲線。與共析鋼相比，過共析鋼的K溶解及A成分均勻化需要的時(shí)間加長。但是對于C含量比較少且K為細(xì)片狀的亞共析碳鋼，其A等溫形成圖并不總是象圖b)所表示的那樣。在A化過程中K或F哪一個(gè)是殘留相的問題，往往和加熱條件有

39、很大關(guān)系。當(dāng)加熱到Ac1 Ac3之間，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳，如果保溫時(shí)間足夠長，K溶入A后尚有部分先共析F存在。此時(shí)如FeFe3C相圖所表明的那樣，在Ac1 Ac3之間，鋼是由A+F兩相所組成。圖c)就是這種情況下的A等溫形成圖。圖中曲線4表示快速加熱到Ac3以上某一溫度時(shí)，F(xiàn)以無擴(kuò)散方式全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳的溫度。從圖中可以看出，如果A的形成溫度在圖中曲線4以上，即使鋼的C含量很低，當(dāng)F剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳后Fe3C也可以殘留。§4 連續(xù)加熱時(shí)A的形成（P23）鋼件實(shí)際熱處理時(shí)，在絕大多數(shù)（如高頻感應(yīng)加熱，火焰表面加熱，鹽溶加熱等）情況下，A的形成是（屬于外等溫的或）連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變。右圖為共析碳鋼在連續(xù)加熱時(shí)

40、A形成圖。圖中各轉(zhuǎn)變曲線是將一系列不同加熱速度下測出的相變開始點(diǎn)及終了點(diǎn)分別連結(jié)而成的。圖中各加熱曲線與轉(zhuǎn)變曲線的交點(diǎn)，表示不同加熱速度下轉(zhuǎn)變開始及轉(zhuǎn)變的各階段終了的時(shí)間和溫度。曲線清楚的表明，連續(xù)加熱時(shí)A形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由A的（形成）形核及長大（包括成核及長大），殘留K溶解和A成分均勻化幾個(gè)階段組成。業(yè)已證明，影響這些過程的因素也大概與等溫形成時(shí)相同。但因A的形成是在連續(xù)加熱條件下進(jìn)行的，所以（在相變動力學(xué)及相變機(jī)理上）常常會出現(xiàn)一些等溫轉(zhuǎn)變所沒有的特點(diǎn)。一、相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的鋼在連續(xù)加熱時(shí)，A形成的各階段分別在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成，而且加熱速度越大，A形成溫度范圍

41、愈寬，對于共析碳鋼，當(dāng)加熱速度為103/S時(shí)，P開始轉(zhuǎn)變?yōu)锳的溫度在800左右，轉(zhuǎn)變終了溫度在930左右，其形成溫度間隔約為130。而當(dāng)加熱速度為107/S時(shí)，A開始形成溫度提高到830左右，而終了溫度越為1070，其溫度間隔大約240。（日本：林口信澤的文章）由此可知，加熱速度越快，A形成溫度越高，即隨加熱速度增大，A形成溫度范圍向高溫推移、擴(kuò)大，也即過熱度，這就是造成了它的第二個(gè)特點(diǎn)。二、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度的增大而增大由共析碳鋼連續(xù)加熱時(shí)的A形成圖可知，加熱速度越快，轉(zhuǎn)變開始和終了溫度越高，轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短，即A形成速度越快。三、 隨加熱速度的提高，A成分不均勻性增大前面已講過，鋼在連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度的增大，相變溫度也相應(yīng)提高，轉(zhuǎn)變溫度范圍增大，因此接觸相之間的平衡C濃度產(chǎn)生了顯著變化。與F相平衡的AC濃度隨A形成溫度升高而減小，與Fe3C相平衡的AC濃度，則隨A形成溫度升高而增大。因此，在快速加熱的條件下，因K來不及充分溶解，C原子及Me來不及充分?jǐn)U散，而使A中C及Me濃度很不均勻。例如，含0.4%C的鋼，當(dāng)以130/S加熱到900時(shí)，A中存在著碳濃度可達(dá)1.6%的高C區(qū)，而當(dāng)以230/S加熱到960時(shí)，A中則有1.7%C的高碳區(qū)存在，見右圖。由右圖可知，隨加熱速度的提高，高碳區(qū)內(nèi)最高碳濃度也增大