金屬熱處理原理課件(1-2章)

第一章金屬固態(tài)相變概論一、熱處理的作用

熱處理——指將固態(tài)金屬（包括純金屬和合金）通過特定方式進(jìn)行加熱，保溫和冷卻獲得工程技術(shù)上所需的組織、結(jié)構(gòu)與性能的工藝過程總稱。

1顯著提高鋼的力學(xué)性能，充分發(fā)揮鋼材的潛力。2消除毛坯中缺陷，改善其工藝性能。3機(jī)械零件加工工藝過程中的重要工序。4改善工件表面抗磨性、耐腐蝕等特殊物理化學(xué)性能。根據(jù)固態(tài)相變類型隨外界條件不同而引起的變化可分為：一、平衡轉(zhuǎn)變二、不平衡轉(zhuǎn)變上一級加熱保溫冷卻℃t0鋼的熱處理工藝圖

1.1金屬固態(tài)相變的主要類型1.1.1平衡轉(zhuǎn)變

固態(tài)金屬在緩慢加熱或冷卻時發(fā)生的能獲得符合相圖所示平衡組織的相變稱為平衡轉(zhuǎn)變。固態(tài)金屬發(fā)生的平衡轉(zhuǎn)變主要有以下幾種：（一）同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變和多型性轉(zhuǎn)變純金屬在溫度和壓力變化時，由某一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)的過程稱為同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。如：鐵、鈦、鈷、錫等金屬。在固溶體中所發(fā)生由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)的過程則稱為多形性轉(zhuǎn)變。如：鐵、鈦、鈷、錫等金屬。如:鐵素體（轉(zhuǎn)變）?奧氏體（二）平衡脫溶沉淀如圖1-1所示。特點(diǎn)是：1、新相的成分與結(jié)構(gòu)始終與母相不同；2、隨新相的析出，母相的成分和體積分?jǐn)?shù)將不斷變化，但母相不會消失。（三）共析轉(zhuǎn)變合金在冷卻時由一個固相同時分解為兩個不同的固相的轉(zhuǎn)變稱為共析轉(zhuǎn)變?？捎忙谩?β表示。（四）調(diào)幅分解某些合金在高溫下為均勻的單一固溶體，待冷卻至某一溫度范圍內(nèi)時，將分解為兩種與原固溶體的結(jié)構(gòu)相同，而成分卻明顯不同的微區(qū)的轉(zhuǎn)變稱為調(diào)幅分解。如：α→α1+α2Fe-Cr、Fe-Mo合金（五）有序化轉(zhuǎn)變固溶體中各組元原子的相對位置從無序到有序（指長程有序）的轉(zhuǎn)變過程稱為有序化轉(zhuǎn)變。如圖Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni合金均可發(fā)生這種轉(zhuǎn)變。1.1.2不平衡轉(zhuǎn)變固態(tài)金屬在快速加熱或冷卻時，由于平衡轉(zhuǎn)變受到抑制，可能發(fā)生某些不平衡轉(zhuǎn)變而得到在相圖上不能反映的不平衡組織。主要有以下類型：（一）偽共析轉(zhuǎn)變?nèi)鐖D1-2所示。特點(diǎn)是：1、轉(zhuǎn)變過程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組成相來看，與鋼中共析轉(zhuǎn)變相同。2、組成相的相對量（或轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的平均成分）并非定值，依奧氏體碳含量而變。（二）馬氏體轉(zhuǎn)變以鋼為例，奧氏體快速冷卻后（水冷、油冷等）發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變。（三）塊狀轉(zhuǎn)變對于純鐵或低碳鋼，在一定的冷速下γ相或奧氏體可以轉(zhuǎn)變?yōu)榕c之具有相同成分而形貌呈塊狀的α相。特點(diǎn)是：1、塊狀新相的長大是通過原子的短程擴(kuò)散使新、母相間的非共格界面推移而實(shí)現(xiàn)。2、這種相變在新相的形貌上和與母相的界面結(jié)構(gòu)上均與馬氏體轉(zhuǎn)變不同。Cu-Zn、Cu-Ga（鎵）合金中存在。（四）貝氏體轉(zhuǎn)變（五）不平衡脫溶沉淀如圖1-1所示。在低碳鋼和鋁、鎂等有色金屬中會發(fā)生這種轉(zhuǎn)變。綜上所述，盡管金屬固態(tài)相變類型很多，但就相變過程的實(shí)質(zhì)來說其變化不外乎以下三個方面：1）結(jié)構(gòu)；2）成分；3）有序化程度同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、多型性轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變、塊狀轉(zhuǎn)變只有結(jié)構(gòu)變化；調(diào)幅分解只有成分變化；共析轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變、脫溶沉淀兼有成分結(jié)構(gòu)變化；有序化轉(zhuǎn)變只有有序化程度的變化。1.2固態(tài)相變的主要特點(diǎn)1.2.1相界面根據(jù)界面上兩相原子在晶體學(xué)上匹配程度的不同，可以分為：共格界面、半共格界面、非共格界面。如圖1-3所示。（一）共格界面（二）半共格界面界面彈性應(yīng)變能的大小取決于兩相界面上原子間距的相對差值，即錯配度δ，δ越大，彈性應(yīng)變能越大。（三）非共格界面當(dāng)兩相界面處得原子排列差異很大，即錯配度很大時，其原子間的匹配關(guān)系便不能維持，這種界面成為非共格界面。界面能大小依次為：非共格界面、半共格界面、共格界面。1.2.2相變阻力大（彈性應(yīng)變能）固態(tài)相變時，有體積變化，界面不匹配產(chǎn)生彈性畸變（共格、半共格、非共格），導(dǎo)致彈性應(yīng)變能額外增加。液態(tài)金屬結(jié)晶只有表面能。固態(tài)相變時，系統(tǒng)總自由能變化為：ΔG=VΔGv+Sσ+Vωω

為固態(tài)相變時單位體積應(yīng)變能；

rk=-2σ/(ΔGv+ω)ΔGk=16πσ3/3(ΔGv+ω)2

此外，固態(tài)相變時原子擴(kuò)散困難，這是固態(tài)相變阻力大又一原因。10-7~10-8cm/d,液態(tài)金屬為10-7cm/s.

形成一定質(zhì)量的新相時，由于上述原因產(chǎn)生的新相形狀與應(yīng)變能大小有關(guān)。圖1-4所示。把各種不同形狀的新相看做旋轉(zhuǎn)橢球體。a代表赤道直徑，c代表兩極間的距離。比值c/a可以反映具體形狀。C<<a時為圓盤，c=a為球，c>>a為圓棒或針狀?？v坐標(biāo)Ea/E0表示應(yīng)變能的大小。Ea不同形狀新相單位質(zhì)量應(yīng)變能，E0表示球形新相單位質(zhì)量應(yīng)變能。

由于新相和母相的比容往往不同，故新相形成時的體積變化將受到周圍母相的制約，而產(chǎn)生彈性應(yīng)變能，稱為比容差應(yīng)變能Es。

這種比容差應(yīng)變能的大小與新相幾何形狀有關(guān)。圖1-4表示母相為非共格界面情況下比容差應(yīng)變能與新相幾何形狀的關(guān)系。

因強(qiáng)行匹配形成共格或半共格界面產(chǎn)生應(yīng)變能，也稱共格應(yīng)變能。

共格界面能最大，半共格界面次之，非共格為零。

共格應(yīng)變能+比容差應(yīng)變能+界面能=固態(tài)相變阻力

在固態(tài)相變中，應(yīng)變能與界面能究竟何者為主，需看具體情況而定。

過冷度大：形成共格或半共格界面，新相通常呈盤狀（或薄片狀）；

過冷度?。盒孪鄡A向形成非共格界面，以降低應(yīng)變能。這時若比容差小，新相傾向形成球狀以降低界面能；這時若比容差大時，新相傾向形成針狀，兼顧降低界面能和比容差應(yīng)變能。

1.2.3新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位相關(guān)系新、舊相之間必須符合結(jié)構(gòu)和大小相適應(yīng)的原理。為減小新、舊相之間界面能，新、舊相之間存在一定的晶體學(xué)位相關(guān)系，通常是以低指數(shù)、原子密度大且匹配較好的晶面和晶向互相平行。

新相往往在母相某一特定晶面上形成，母相的這個面稱為慣習(xí)面。1.2.4母相晶體缺陷對相變起促進(jìn)作用

晶界、相界、空位、位錯為優(yōu)先生核部位，缺陷促進(jìn)轉(zhuǎn)變速度。1.2.5易于出現(xiàn)過渡相過渡相：亞穩(wěn)定相，成分結(jié)構(gòu)介于新、舊相之間。為克服相變阻力形成的一種中間產(chǎn)物。例如：γ→α+C

實(shí)際γ→α+Fe3CFe3C結(jié)構(gòu)和成分介于γ和C之間。淬火馬氏體也是過渡相。固態(tài)相變遵循基本規(guī)律：1、力求使自由能進(jìn)一步降低；

2、力求沿著阻力最小，做功最少的途徑進(jìn)行1.3固態(tài)相變的形核1.3.1

均勻形核

固態(tài)相變中均勻形核的可能性很小。固態(tài)相變中均勻形核時自由焓總增值可寫為：ΔG=-nΔGv+αn2/3γ+βnEaΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGEΔG*=16πσ3/3(ΔGv+E)2均勻形核率為：N-單位體積母相中的原子數(shù)V-原子振動頻率固態(tài)中原子擴(kuò)散激活能較大，固態(tài)相變應(yīng)變能又進(jìn)一步增大了形核。所以，固態(tài)相變形核率很小。非均勻形核稱為主要形核方式。1.3.2非均勻形核ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGE-ΔGd-ΔGd表示非均勻形核時晶體缺陷消失而釋放出的能量。導(dǎo)致臨界形核功降低。1）晶界形核多晶體中兩個晶粒的邊界叫界面；三個晶粒的交界是一條線叫界棱；四個晶粒叫界隅。界面、界棱、界隅在多晶體中所占體積分?jǐn)?shù)分別為：δ/L、（δ/L）2、（δ/L）3。δ代表邊界厚度，L表示晶粒平均直徑。界面、界棱、界隅可以提供本身所儲存的畸變能用于形核。從能量角度看，界隅提供的能量最大，界面最小。從三種形核位置所占體積分?jǐn)?shù)看，界面最大，界隅最小?？紤]兩個因素，在不同位置形核率可表示為：

I=Nν(δ/L)3-iexp(-Q/kT)exp(-AiΔGv*/kT)

i=0、1、2、3，分別表示界面、界棱、界隅和均勻形核；Ai為在晶界不同位置形核時的形核功與均勻形核的形核功比值，A0<A1<A2<1，A3=1根據(jù)晶核吞食的界面?zhèn)€數(shù)，在能量貢獻(xiàn)上界隅是界面的六倍，但要考慮晶核形狀和實(shí)際被吞食的界面面積。非共格形核時，為使界面面積減小，晶核和各界面均呈球冠形。界面：雙凸透鏡狀界棱：曲面三棱柱體界隅：球面四面體共格、半共格界面一般呈平面狀。大角度晶界形核，一側(cè)為球冠形，另一側(cè)為平面組成。2）位錯形核位錯從以下幾個方面促進(jìn)形核：（1）位錯形核后，位錯消失，釋放出畸變能；（2）對半共格晶核，原有位錯可作為補(bǔ)償錯配的界面位錯，使形核時的能量增值減小；（3）溶質(zhì)原子在位錯先偏聚，當(dāng)新相溶質(zhì)含量較高時，這里容易滿足成分要求。（4）

位錯線可作為擴(kuò)散的短路通道，降低擴(kuò)散激活能，加速形核過程。（5）位錯可分解為兩個分位錯其間的與層錯帶，層錯帶部分作為新相的核胚而有利于形核。通常位錯在多晶體內(nèi)的形核率很高，即使相變驅(qū)動力很小。3）空位及空位集團(tuán)空位可通過加速擴(kuò)散過程或釋放自身能量提供形核驅(qū)動力而促進(jìn)形核，空位對脫溶沉淀的促進(jìn)作用已得到實(shí)驗(yàn)證實(shí)。1.4固態(tài)相變時晶核的長大新相晶核長大，實(shí)質(zhì)上是界面向母相方向的遷移。依固態(tài)相變類型和晶核界面結(jié)構(gòu)的不同，其晶核長大機(jī)理也不同。在實(shí)際合金中，新相晶核的界面結(jié)構(gòu)出現(xiàn)完全共格的情況極少，即使界面上原子匹配良好，其界面上也難免存在一定數(shù)量夾雜，通常都是半共格和非共格界面。1）晶核的長大機(jī)理不同類型的固態(tài)相變，其晶核長大過程也有所不同，不管是何種相變，只要相變時有結(jié)構(gòu)變化，相界面附近的原子就必須調(diào)整位置才可使晶核長大。對于半共格界面和非共格界面有不同的遷移機(jī)理。界面附近原子調(diào)整位置使晶核長大的過程叫做界面過程。非協(xié)調(diào)型長大：大多數(shù)固態(tài)相變，界面原子移動混亂，短距離、無順序，相對位移不等，相鄰關(guān)系可能變化，這樣的長大過程叫非協(xié)調(diào)型長大。協(xié)調(diào)型長大：舊相中原子有規(guī)律的運(yùn)動，運(yùn)動后原子相鄰關(guān)系不發(fā)生變化，這樣的長大過程叫協(xié)調(diào)型長大。2）半共格界面的遷移例如馬氏體轉(zhuǎn)變，其晶核的長大是通過半共格界面上靠母相一側(cè)的原子以切變方式完成，這種晶核長大過程是協(xié)同型長大。又稱無擴(kuò)散型相變。如圖1-6所示。除上述機(jī)理外，人們還對晶核長大過程提出另一設(shè)想，即通過半共格界面上界面位錯的運(yùn)動可使界面沿法向遷移，實(shí)現(xiàn)晶核長大。如圖1-7（1）界面位錯處于同一平面上，晶核長大時界面沿法線方向遷移，界面上的位錯必須進(jìn)行攀移。（2）界面位錯分布在各個階梯狀界面上，位錯的滑移運(yùn)動就可以使臺階發(fā)生側(cè)向遷移，造成界面沿法線方向推進(jìn)。假定界面為圖1.8

所示的臺階狀機(jī)制生長。3）非共格界面的遷移非共格界面處原子排列紊亂，形成一無規(guī)則排列的過度薄層。這種界面上原子移動的步調(diào)不是協(xié)同的，即原子移動無先后順序，相對位移距離不等，其相鄰關(guān)系也可能變化。隨母相原子不斷以非協(xié)同方式向新相轉(zhuǎn)移，界面便沿法線方向推進(jìn)，從而使新相逐漸長大。這就是非協(xié)同型長大。也有人認(rèn)為，在非共格界面得微區(qū)中，也可能呈現(xiàn)臺階狀結(jié)構(gòu)，如圖1-9。臺階高度相當(dāng)于一個原子層，通過原子從母相臺階端部向新相臺階上轉(zhuǎn)移，便使新相臺階發(fā)生側(cè)向移動，使新相長大。這種非共格界面的遷移是通過界面擴(kuò)散進(jìn)行的，而不論相變時新相與母相成分是否相同，因此這種相變稱為擴(kuò)散型相變。1.4.2新相長大速度

新相長大速度決定于界面遷移速度。對無擴(kuò)散型相變具有很高的長大速度。對于擴(kuò)散型相變新相長大速度低。下面對擴(kuò)散型相變中新相長大時無成分變化和有成分變化兩種情況簡要討論。（一）無成分變化的新相長大新相長大速度受界面擴(kuò)散（短程擴(kuò)散）所控制。如果相變過冷度很小U=λv0/k(Δgαβ/T)exp(-Δg/kT)1-9新相長大速度隨溫度降低而增大。當(dāng)過冷度很大時，

U=λv0—exp(-Δg/kT)1-10新相長大速度隨溫度降低呈指數(shù)函數(shù)減小?？傊?，在整個相變溫度范圍，新相長大速度隨溫度降低呈現(xiàn)先增后減的規(guī)律。見圖1-11（二）有成分變化的新相長大新相長大速度受界面擴(kuò)散（短程擴(kuò)散）所控制。這表明新相長大的速度與擴(kuò)散速度和界面附近母相中濃度梯度成正比，而與兩相在界面上的平衡濃度之差成反比。如圖1-121.5固態(tài)相變動力學(xué)由1.3和1.4節(jié)已知，固態(tài)相變的形核率和晶核長大速度都是轉(zhuǎn)變溫度的函數(shù)，而固態(tài)相變的速度又是形核率和晶核長大速度的函數(shù)，因此固態(tài)相變的速度必然與溫度（或過冷度）密切相關(guān)。目前固態(tài)相變的速度沒有一個精確的數(shù)學(xué)表達(dá)式。對擴(kuò)散型固態(tài)相變，若形核率和長大速度都隨時間而變，在一定過冷度下的等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)可描述為以下方程：

Fv=1-exp(1-btn)1-12Fv——轉(zhuǎn)變量（體積分?jǐn)?shù))B——常數(shù)T——時間若形核率隨時間減少，3≤n≤4,若形核率隨時間增加

，n>4在實(shí)際工作中，人們采用一些物理方法測出在不同溫度下從轉(zhuǎn)變開始到轉(zhuǎn)變不同量，以至轉(zhuǎn)變終了時所需時間，做出“溫度-時間-轉(zhuǎn)變量”曲線，縮寫為TTT（Temperature-Time-Transformation）或IT曲線，如圖1-13所示。這時擴(kuò)散型相變的典型等溫轉(zhuǎn)變曲線。曲線表明如下特點(diǎn)：1、轉(zhuǎn)變開始前有孕育期2、轉(zhuǎn)變溫度由高到低孕育期先縮短，轉(zhuǎn)變加速；隨后，孕育期又增長，轉(zhuǎn)變過程也減慢。3、當(dāng)溫度很低時，擴(kuò)散型相變可能被抑制，而轉(zhuǎn)變?yōu)闊o擴(kuò)散性轉(zhuǎn)變。ΔGv*=4α2γ2/27(ΔG-βEa)2共格或半共格新相的γ較小，故應(yīng)變能是形核主要阻力，新相傾向于片狀或針狀；非共格界面界面能是主要阻力，新相傾向于球狀。這些并非絕對的。固態(tài)相變形核率可表示為：I=Nνexp(-(Q+ΔGv*)/kT)N單位體積舊相原子數(shù)，ν原子振動頻率固態(tài)中原子擴(kuò)散激活能較大，固態(tài)相變應(yīng)變能又進(jìn)一步增大了形核。所以，固態(tài)相變形核率很小。非均勻形核稱為主要形核方式。3晶核長大的控制因素根據(jù)晶核長大的方式和特點(diǎn)，固態(tài)相變分為四類：（1）成分不變協(xié)同性轉(zhuǎn)變（無需傳質(zhì)、原子調(diào)整位置快）（2)成分不變非協(xié)同性轉(zhuǎn)變（無需傳質(zhì)、原子調(diào)整位置慢，受界面過程控制）

(3)成分改變協(xié)同性轉(zhuǎn)變（需傳質(zhì)、受界面過程和傳質(zhì)過程控制）

(4)成分改變非協(xié)同性轉(zhuǎn)變（需傳質(zhì)，原子重排主要取決于相變驅(qū)動力，傳質(zhì)速度取決于擴(kuò)散類型和溫度。ΔT小，受控于界面過程；反之，取決于傳質(zhì)速度。）4受界面過程控制的晶核長大非協(xié)同性轉(zhuǎn)變受界面過程所控制。界面遷移速度為：V=δνexp

(-Q/RT)[1-exp(-ΔGv/kT)]5受擴(kuò)散控制的晶核長大成分改變的轉(zhuǎn)變過程受傳質(zhì)過程，即擴(kuò)散速度所控制。上式表明晶核長大速度隨溫度下降而降低，在溫度不變的條件下，長大速度還要隨時間的延長而發(fā)生變化,因?yàn)橹祵㈦S著晶核長大而不斷降低。

對于長大速度始終受擴(kuò)散控制時v-T曲線隨溫度升高單調(diào)上升。長大速度受界面控制或高溫下受界面過程控制，低溫受擴(kuò)散控制，v-T曲線都有一最大值。八固態(tài)相變動力學(xué)

§第2章鋼的加熱轉(zhuǎn)變2.1

奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織與性能

2.2奧氏體的形成以共析鋼為例討論奧氏體形成過程。原始組織為片狀P，加熱到Ac1以上溫度時，發(fā)生如下轉(zhuǎn)變：

α+Fe3C→γ0.0218%6.69%0.77%bcc正交晶格fcc

奧氏體形成過程就是:鐵晶格改組和鐵碳原子的擴(kuò)散過程。它由四個基本過程組成。

圖1-7共析鋼奧氏體長大示意圖 2.3奧氏體形成動力學(xué)一、奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)研究方法將試樣從溫度t1快速轉(zhuǎn)變?yōu)閠2并在該溫度下保持時間τ，然后迅速再冷卻到室溫。組織轉(zhuǎn)變量的測量有何多種方法：金相法、膨脹法、磁性法等，通常采用金相法。二、奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線（1）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖（金相法）試樣：厚1.5mm左右，直徑約為10mm的小圓片；原始狀態(tài)：每個試樣均有相同的原始組織狀態(tài)；溫度：在AC1以上設(shè)定不同的溫度，如730℃、745℃、765℃、……；時間：在每個溫度下保持一系列時間，如1S、5S、10S、20S、……；冷卻：在鹽水中急冷到室溫；觀察：在顯微鏡下測出試樣中馬氏體的數(shù)量（相當(dāng)于高溫下奧氏體的數(shù)量）；奧氏體等溫形成的特點(diǎn)①在高于AC1溫度保溫時，奧氏體并不立即形成，而是需要經(jīng)過一定時間后，才開始形成。溫度越高，所需時間越短。通常稱為孕育期。

②奧氏體形成速度在整個過程中是不同的，開始時速度較慢，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到極大值，以后轉(zhuǎn)變速度又開始逐漸減慢。③溫度越高，奧氏體形成所需的全部時間越短，即奧氏體的形成速度越快。換言之