第五章金属扩散及固态转变

1、第五章金属扩散及固态相变第五章金属扩散及固态相变金属扩散及 固态相变金属的扩散马氏体相变固态相变扩散型相变共析转变无扩散相变贝氏体相变金属回复、再结晶及晶粒长大金属热处理原理r 扩散扩散:物质中原子（或分子）的迁移现象，它是物质传输的一种方式.r 原子的微观运动会引起物质的宏观流动,气体和液体的扩散易察觉.r 固态金属中同样存在扩散现象,且扩散是固体中物质传递的唯一方式.r 扩散是金属中的一个重要现象，是金属学的一个重要领域，它与金属的加工、使用性能间存在密切关系.第一节金属的扩散r 应用举例应用举例u 铸造合金消除枝晶偏析的均匀化退火u 钢在加热和冷却时的一些相变u 变形金属的回复与再结晶u

2、 钢的化学热处理u 金属加热过程中的氧化和脱碳r 固态扩散的实验固态扩散的实验(柯肯达尔效应柯肯达尔效应) 把Cu、Ni棒对焊，在焊接面上镶嵌上钨丝作为界面标志。加热到高温并保温，界面标志钨丝向纯Ni一侧移动了一段距离. 柯肯达尔效应柯肯达尔效应:置换互溶组元Cu、Ni所构成的扩散偶中,由于两种原子以不同速度相对扩散,扩散通量不相等造成标记面漂移的现象.1、扩散定律（1）稳态扩散菲克第一定律 (Ficks first law) 单位时间内通过垂单位时间内通过垂直于扩散方向的某一单直于扩散方向的某一单位面积截面的扩散物质位面积截面的扩散物质流量（扩散通量流量（扩散通量J）与浓）与浓度梯度成正比。

3、度梯度成正比。PAPBPAPB金属薄板扩 散 方向扩散截面A扩散组元的浓度C位置 x 当界面两侧间存在浓度差时，在界面允许溶质自由通过的条件下，高浓度侧与低浓度侧的溶质在空间上的分布是均匀递减的，此种浓度差在空间上的递减称为浓度梯度浓度梯度。 “”扩散物质的传输方向与浓度梯度 方向相反。扩散方程扩散方程菲克第一定律表达式： J - D Sm2 J扩散通量 单位：kg.m-2.s-1 或 原子数.m-2Sm2浓度梯度（沿低浓度向高浓度为正）D扩散系数， ， Scm2r 扩散第一定律的说明扩散第一定律的说明:u描述溶质原子的宏观移动与其浓度梯度的关系u将金属看作连续介质，建立微分方程求解，不涉及金

4、属内部的原子过程.r 适用范围适用范围:u稳态扩散，即在一定区域内，浓度和浓度梯度不随时间变化，不考虑时间因素对扩散的影响.u但实际上稳态扩散的情况很少，大部分属于非稳定态扩散，需要应用菲克扩散第二定律。在扩散过程中扩散物质的浓度随时间而变化。在扩散过程中扩散物质的浓度随时间而变化。 非稳态扩散时，在一维情况下，菲克第二定律的非稳态扩散时，在一维情况下，菲克第二定律的表达式为表达式为 式中：式中：c c为扩散物质的体积浓度（原子数为扩散物质的体积浓度（原子数/m/m3 3或或kg/mkg/m3 3）；）；t为扩散时间（为扩散时间（s s）；）；x为扩散距离（为扩散距离（m m）。）。 非稳态扩

5、散非稳态扩散菲克第二定律菲克第二定律) , (x t fc 对于不同晶体结构的金属材料，原子的跳动方式不同，故扩散机理随晶体结构的不同而变化。 原因原因: :扩散不仅由原子的热运动所控制，还受具体的晶体结构制约。 扩散模型扩散模型(按照单原子的跳动方式分) 间隙扩散机理 空位扩散机理2、扩散机制间隙扩散机理间隙扩散机理r 定义：定义：扩散原子在点阵间隙位置间跃迁导致的扩散。 间隙固溶体中,溶质原子从其所占间隙位置跳到邻近另一个空着的间隙位置 置换固溶体中,溶质或溶剂原子从原来所占据的平衡位置跳到间隙位置，再跳到邻近其他间隙位置.r实现间隙扩散的条件实现间隙扩散的条件: :结构条件结构条件: :

6、扩散原子周围具备几何间隙位置能量条件能量条件:克服跳动时周围阵点原子的阻力r间隙固溶体中,溶质原子占据的间隙位置很少,大部分是空的,可供间隙原子跳动,间隙扩散可能性大.r对置换固溶体,原子尺寸大,间隙很小,处于平衡位置的原子要跳入很小的间隙位置,且还要通过两个原子之间更小的间隙跳到另一个间隙位置，很难.空位扩散机理空位扩散机理r 定义：定义：通过扩散原子与空位交换位置来实现物质的宏观迁移。r 温度越高，空位越多，金属中原子的扩散越容易。3、固态金属扩散的条件、固态金属扩散的条件 温度要足够高温度要足够高u固态扩散依靠原子热激活而进行。温度越高，原子热振动越激烈，被激活而迁移的几率越大。u只要热

7、力学温度不是零，总有部分原子被激活而迁移。温度低时，原子被激活的几率很低，表现不出物质输送的宏观效果，好象扩散过程被“冻结”，不同物质扩散 “冻结”的温度不同。u如,碳原子在室温下的扩散极其微弱，100以上时较显著，而铁原子须在500以上才能扩散。 时间要足够长时间要足够长u原子在晶体中跃迁一次最多移动0.3-0.5nm的距离，扩散1mm的距离须跃迁亿万次。且原子跃迁的过程是随机的，所以，只有经过很长时间才能造成物质的宏观定向迁移。u应用应用:快速冷却到低温，原子来不及被激活，使扩散过程“冻结”，就可以保持高温下的状态。 扩散原子要固溶扩散原子要固溶u扩散原子在基体金属中必须有一定固溶度，溶入

8、基体晶格形成固溶体，才能进行固态扩散。u例1：在水中滴墨水，可很快扩散均匀.但在水中滴油，放置多久也不扩散均匀。u例2：铅不能固溶于铁，故钢可以在铅浴中加热，获得光亮清洁表面，不用担心铅粘附钢材表面。温度固溶体类型晶体结构浓度合金元素的影响4、影响扩散的因素温度温度r 温度是影响扩散系数的最主要因素。 由 （D0为扩散常数，Q为扩散激活能，R是理想气体常数）可看出，D与T呈指数关系变化，随温度升高，扩散系数急剧增大。r 原因：原因： 温度越高，原子振动能越大，借助能量起伏而越过势垒迁移的原子几率越大。 温度升高，金属内部空位浓度提高，有利于扩散。r 任何元素的扩散，只要测出D0和Q值，便可计算

9、出任一温度下的D值。固溶体类型固溶体类型 固溶体类型不同，溶质原子的扩散激活能不同。间隙原子的扩散激活能比置换原子小，所以扩散速度比较大。r 例：例：铸锭均匀化退火，C、N间隙原子易均匀化，置换型溶质原子须加热到更高温度才能均匀化。晶体结构晶体结构 不同晶体结构具有不同扩散系数(同素异构性金属)245/1022. 2/108 . 1/1047. 5/10192172118531. 81027052152118531. 810239533 DDs ms meDs ms meD例如,Fe在912发生-Fe-Fe转变，铁的自扩散系数为：即:-Fe的自扩散系数大约是-Fe的245倍。r 所有元素在所有

10、元素在-Fe 的扩散系数的扩散系数-Fe 中的扩散系数中的扩散系数例例: :900时,置换原子Ni在-Fe中的扩散系数比在-Fe中约大1400倍;527时,间隙原子N在-Fe中的扩散系数比在-Fe 中约大1500倍。表明：表明：致密度大，扩散系数小.应用应用:渗氮温度尽量选在共析转变温度以下（590 ）,可以缩短工艺周期。浓度浓度 浓度梯度越大扩散越容易进行。合金元素合金元素 当加入的合金元素使合金熔点或使液相线温度降低时，扩散系数增加；反之，扩散系数降低。 原因：原因：溶剂或溶质原子的扩散激活能与点阵中的原子间结合力结合力有关。金属或合金的熔点越高，则原子间的结合力越强，而扩散激活能正比于原

11、子间结合力扩散激活能正比于原子间结合力. 所以当固溶体浓度增加导致合金的熔点下降时，合金的互扩散系数增加;相反，互扩散系数减小。第二节固态相变 固态相变是指材料由一种点阵转变为另一种点阵，包括材料由一种点阵变为另一种点阵，一种化合物的溶入或析出、无序结构变为有序结构、一个均匀固溶体变为不均匀固溶体等。 在生产过程中对金属材料进行的热处理就是利用材料的固态相变规律，通过适当的加热、保温盒冷却，改变材料的组织结构，从而达到改善性能的目的。1、固态相变分类按热力学分类：一级相变和二级相变按热力学分类：一级相变和二级相变 只有相变潜热和体积变化，材料同素异构转变属于一级相变。一级相变二级相变 无相变潜

12、热和体积变化，而热容、压缩系数、膨胀系数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。2、固态相变的特征相变阻力 液态结晶时，只存在界面能，相变阻力较小。固态相变时新旧两相的界面是两种不同晶体结构的晶体的界面，因此除存在界面能外，还存在因两相体积变化和界面原子的不匹配所引起的弹性应变能，因此固态相变阻力包括界面能界面能和应变能应变能两项，故相变阻力增大。界面处原子排列混乱而使系统升高的能量称为界面能。界面能 物体变形过程中贮存在物体内部的势能，是由新旧两相比体积不同和界面上原子的不匹配所引起。应变能相界面相界面 a)a)共格界面共格界面 新、旧相的晶体结构、点阵常数相同；或有差异但存在一组

13、新、旧相的晶体结构、点阵常数相同；或有差异但存在一组特定晶体学平面可使两相原子之间产生完全匹配。特定晶体学平面可使两相原子之间产生完全匹配。旧相旧相新相新相特点：特点：界面能小，弹性畸变能大界面能小，弹性畸变能大惯习面和位向关系b)b)半共格界面半共格界面 新、旧相之间存在少量位错，除此之外的晶体结构和点阵常数新、旧相之间存在少量位错，除此之外的晶体结构和点阵常数均能使两相原子之间产生完全匹配。均能使两相原子之间产生完全匹配。c)c)非共格界面非共格界面 新、旧相界面处原子排列差别很大新、旧相界面处原子排列差别很大, ,两原子之间匹配关系不再维持两原子之间匹配关系不再维持, ,为非共格界面。为

14、非共格界面。特点：特点：界面能大，弹性畸变能小界面能大，弹性畸变能小固态相变时新相往往沿母相的一定晶面优先形成，该晶面被称为惯习面惯习面。固态相变过程中，为减少界面能，相临的新旧两晶体之间的晶面和相对应的晶向往往具有确定的晶体学位向关系。例如钢中的面心立方的奥氏体向体心立的铁素体转变时，两者便存在着111110。当相界面为共格或部分共格界面时，新旧两相必定有一定的晶体学位向关系。如果两相之间没有确定的晶体学位向关系，必定为非共格界面。晶体缺陷的影响 固态相变时母相中的晶体缺陷对相变起促进作用，这是由于缺陷处存在晶格畸变，原子的自由能较高，形核时形核功比均匀形核功降低，故新相易在母相晶界、位错、

15、层错、空位等缺陷处形核。实验表明，母相的晶粒越细，晶内缺陷越多，相变速度也越快。例如共析钢从高温奥氏体状态快速冷却下来，扩散型的珠光体相变被抑制，在更低温度下发生无扩散的马氏体相变，生成亚稳的马氏体组织。当过冷度增加到一定程度时，扩散成为决定性因素，再增大过冷度会使转变速度减慢，甚至原来的高温转变被抑制，在更低温度下发生无扩散相变。原子扩散的影响对于扩散型相变，新旧两相的成分不同，相变通过组元的扩散才能进行。在此种情况下，扩散就成为相变的主要控制因素。但原子在固态中的扩散速度远低于液态，两者的扩散系数相差几个数量级。过渡相 过渡相是指成分和结构，或两者都处于新旧两相之间的亚稳相。 由于固态相变

16、阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度低，新旧两相成分差异大时，难以直接形成稳定相，往往先形成过渡相，然后在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。3 固态相变时的形核与长大固态相变时的形核可分为均匀形核和非均匀形核。均匀形核不借助任何外来质点，通过母相自身的原子结构起伏、成分起伏和能量起伏形成结晶核心的现象。非均匀形核是晶核主要在母相的晶界、位错、空位等缺陷处形成。晶体缺陷是不均匀分布的，所以优先在晶体缺陷处形核。新相的长大 新相晶核形成后，通过新相与母相的界面迁移，向母相中长大。第三节 扩散型相变共析转变 共析转变:是指由单一的固态母相分解为两个（或多个）结构与成分不同的新相过程，其反应可表

17、示为+。这种转变也包括形核长大过程，但由于转变在固态下进行，原子扩散缓慢，因此转变速率远低于共晶转变。共析组织与共晶组织的形貌类似，两相交替分布，可有片状、棒状等不同形态。 例如，铁碳合金中的共析组织由片层状的铁素体与渗碳体所组成，又称珠光体（图5-13）。图5-13 退火共析钢显微组织1 共析转变的形核共析转变时，新相常在母相晶界处形核，并以两相交替形成的方式进行。根据母相 的晶界结构、成分、转变温度的不同，新相和中可能某一个为领先相。领先相形成时，通常与相邻晶粒之一有一定位相关系，而与另一晶粒无特定位向关系。共析转变的形核与生长。a）b）c）d）e）图5-14 共析转变的形核与生长示意图

18、1 共析转变的形核假定富含B组元的为领先相，相需源源不断提供B组元才能保证相的生长。由于B组元不断降低，这样为富含A组元的相的形核创造了条件，于是便在B元的侧面形成了相。 相 相就这样不断地交替生长，并向相纵深发展，最后形成层片状的共析领域。a）b）c）d）e）图5-14 共析转变的形核与生长示意图 第四节 无扩散相变 无扩散相变：是指相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变的相变。 常见的无扩散相变包括：陶瓷的同质异构转变、金属的马氏体转变和块型转变等。陶瓷的同质异构转变 大多数陶瓷随温度的变化要发生晶型的转变，这些同素转变过程往往不需离子的长程扩散，故可认为是无扩散相变。 在同素相变中具有

19、代表性的无扩散相变分两类：第一类重构型相变；第二类位移型相变。两种无扩散相变模型如图5-16所示图5-16 两种无扩散相变模型位移型重构型n 马氏体（M）-碳在-Fe 中的过饱和固溶体。n 成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。n 碳原子位于-Fe的bcc扁八面体间隙中心，即点阵各棱边中央和面心位置。第五节 马氏体相变1、简介图图4-1 4-1 奥氏体的正八面体间隙奥氏体的正八面体间隙 a) a) 马氏体的扁八面体间隙马氏体的扁八面体间隙 b)b) 马氏体（M）是碳溶于-Fe的过饱和的固溶体，是奥氏体通过无扩散型相变转变成的亚稳定相。马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的，将钢加热到一定温度（形

20、成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。马氏体为什么马氏体为什么没有在铁碳相没有在铁碳相图中出现？图中出现？ 马氏体之所以没有在铁碳相图中出现是因为它不是一种平衡组织，平衡组织的形成需要很慢的冷却速度和足够的时间扩散。 马氏体是体心立方（或体心正方）结构，奥氏体是面心立方结构，所以马氏体的密度低于奥氏体，转变过程中体积会膨胀，AB C马氏体相变的无扩散性切变共格性与表面浮凸现象位向关系与惯习面2、马氏体相变特点D 马氏体相变的可逆性 相变过程中，钢是经奥氏体化后快速冷却，所以抑制了碳的扩散，成分与母相奥氏体相同。 晶体点阵的重组是通过基体原子的集体有规律近程迁移切

21、变，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构，而没有原子长距离的迁移，且新相与母相保持共格关系。马氏体相变的无扩散性 在较低温度下，碳原子和合金元素的原子扩散已很困难，马氏体相变是在原子基本不发生扩散的情况下发生的，原子之间的相对位移不超过一个原子间距。无扩散型相变 晶体点阵的重组是通过基体原子的集体有规律近程迁移切变，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构，而没有原子长距离的迁移，且新相与母相保持共格关系。 结构：晶体点阵发生改组。 条件：低温下，原子已不能扩散。 特点：新相和母相的化学成分相同；新相和母相间有一定的晶体学位相关系。马氏体相变的无扩散性 M相变过程中，在被抛光的试样表面上出现倾动或表面

22、浮凸，说明M相变是通过奥氏体均匀切变均匀切变方式进行的，M和A之间的界面称为切变共格界面切变共格界面。切变共格性与表面浮凸现象位向关系与惯习面马氏体和奥氏体具有一定的位向关系，主要有三种：111111011011M M，101 M M 111111110110 M M，211 M M 111111110110 M M差差1 1，110 M M差差2 2 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。 钢中：0.5%C，惯习面为111，0.51.4%C，为225，1.51.8%C，为259。 惯习面AS：马氏体向奥氏体转变开始点；MS：奥氏体向马氏体转变开始点。马氏体相变的可逆

23、性 当奥氏体过冷到马氏体相变开始点Ms点以下时，马氏体即刻开始转变，且转变速度极快，但需继续降温，否则转变停止。 马氏体转变量是温度的函数，而与等温时间无关。在一个温度范围内完成相变 当A过冷到马氏体相变终了点 Mf 以下时，马氏体停止转变，此时未转变的奥氏体称为残余奥氏体。 马氏体转变的不彻底性。3、钢中马氏体的结构、形态马氏体的晶体结构 图5-22 体心正方马氏体的晶体结构示意图acFeCwc / %晶格常数/ 0.1nma立方正方c图5-23马氏体的点阵常数与碳含量关系 钢中马氏体的晶体结构随合金和碳含量的变化，可存在体心立方、体心正方和密排六方三种晶体结构。 高锰钢（WMn=13%-1

24、5%）中马氏体为密排六方结构； WC0.2%的中碳和高碳钢中的马氏体为体心正方结构。马氏体的点阵结构及其畸变碳原子在马氏体点阵中的可能位置如图：碳在 Fe中的含量远远超过了其溶解度，所以引起点阵畸变，使体心立方点阵变成体心正方点阵。马氏体的组织形貌和亚结构极为复杂。金属材料及陶瓷材料中的马氏体的形态各异，有片状、板条状、针状、蝶状等。马氏体形态不同，亚结构也不同。钢中马氏体主要有片状和板条状两种。 马氏体形马氏体形态及亚结构态及亚结构马氏体的形态C1%时碳钢几乎全部生成片状马氏体。图图4-13 4-13 （a a）板条马氏体）板条马氏体 （b b）片状马氏体）片状马氏体板条马氏体45钢淬火钢淬

25、火T12钢淬火钢淬火相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶（高碳M ）、位错（低碳M ）、层错。马氏体的亚结构 马氏体相变的判据：1、相变以切变共格方式进行2、相变的无扩散性3、相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、层错。4、马氏体的性能 通过淬火得到马氏体是强化钢制工件的重要手段。在淬成马氏体后，虽然还要根据需要重新加热到不同温度进行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍决定于淬火所得的马氏体的性能，因此，有必要对马氏体的性能进行了解。 对于一个结构件来说，重要的不仅仅是硬度和强度，而是硬度、强度与塑性、韧性的配合。因此有必要对马氏体的强度和韧性作全面的了解。马氏体的硬度与强度 马氏体的硬度与屈

26、服强度之间有很好的线性对应关系，因此可以很方便的将二者一并讨论。 钢中马氏体最重要的特点是具有高硬度和高强度。实验证明，马氏体的硬度决定于马氏体的碳含量，而与马氏体的合金元素含量关系不大。 马氏体的最主要的性能特点是强度与硬度高。 当wC0.5%时，马氏体硬度随含碳量的增加急剧增加；wC0.5%之后，马氏体硬度增加趋于平缓；当wC0.8%马氏体硬度几乎不增加。 当wC0.5%之后，由于钢中出现残余奥氏体，且随钢的碳含量增加，残余奥氏体逐渐增高，使淬火钢的硬度呈明显下降趋势。41、相变变强化2、固溶强化3、细细晶强化晶强化4、时时效强化影响马氏体强度和硬度的因素板条马氏体中的高密度缠结位错和片状

27、马氏体中的微细孪晶强烈阻碍滑动位错的运动，使马氏体得到强化；碳原子的过饱和固溶使马氏体晶格产生强烈畸变，并与位错产生交互作用，产生固溶强化；马氏体相变也会产生细晶强化，板条状或片状马氏体越细小强化作用越明显。工业生产中，马氏体的时效会析出弥散分布的碳化物或过渡相也是回火马氏体获得高的强硬性的重要原因。马氏体的韧性 位错型M具有良好的韧性。由图中可以看出，随C%的增加韧性显著下降，对C%为0.6%的M，即使经低温回火，冲击韧性还是很低。 通常C%小于0.4%时M具有较高的韧性，碳含量越低，韧性越高； C%大于0.4%时，M的韧性很低，变得硬而脆，即使经低温回火韧性仍不高。 除C%外，M的韧性与其

28、亚结构有着密切的关系，在相同的屈服极限的条件下，位错型M的韧性比孪晶M的韧性高很多。总 结 马氏体的强度主要决定于马氏体的碳含量及组织结构，而马氏体的韧性主要取决于马氏体的亚结构，低碳（板条马氏体）的位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳（片状马氏体）的孪晶马氏体硬度高而脆性大。总之，随马氏体含碳量的增加，强度硬度增加，塑性韧性下降。第六节 贝氏体相变由于钢中的贝氏体转变发生在珠光体转变和马氏体转变温度范围之间，所以称之为中温相变中温相变。由于转变温度较低铁原子和置换型的溶质原子难以扩散，但间隙原子碳可以扩散，故为半扩散相变半扩散相变。贝氏体相变具有过渡性，既有珠光体分解的某些特性，又

29、有马氏体转变的一些特点。贝氏体定义为：钢在奥氏体化后被过冷到珠光体转变温度区间以下，马氏体转变温度区间以上这一中温度区间转变而成的由铁素体及其内分布着弥散的碳化物所形成的亚稳组织，即贝氏体转变的产物 。 该组织具有较高的强韧性配合。在硬度相同的情况下贝氏体组织的耐磨性明显优于马氏体，因此在钢铁材料中基体组织获得贝氏体是人们追求的目标 。1 1、贝氏体相变的基本特征、贝氏体相变的基本特征贝氏体相变的温度范围： 贝氏体相变的温度范围：BsMs 贝氏体相变不能进行到底，有残余奥氏体存在。相变产物： B由铁素体与碳化物、马氏体、富碳残余奥氏体等组成。而P由铁素体和碳化物组成。 贝氏体转变与珠光体有着本

30、质的不同：非平衡、位错密度高、各相无比例关系、相组成不同等。贝氏体相变动力学： 形核和核长大过程，一般等温形成。 有孕育期，等温动力学曲线呈“C”曲线。贝氏体相变的扩散性： 相变时只有碳的扩散，而无铁原子和合金元素的扩散；生产中获得贝氏体的方法生产中获得贝氏体的方法贝氏体等温淬火贝氏体等温淬火等温淬火等温淬火2 2、贝氏体、贝氏体有哪些类有哪些类粒状贝氏体、粒状贝氏体、无碳贝氏体、无碳贝氏体、反常反常贝氏体、柱状贝氏体贝氏体、柱状贝氏体 上贝氏体上贝氏体下贝氏体下贝氏体贝氏体转变温度贝氏体转变温度范围范围是介于珠光是介于珠光体和马氏体转变体和马氏体转变之间，故又称之间，故又称 为中温转变。为中

31、温转变。贝氏体转变贝氏体转变温度范围温度范围B上B下550350350Ms上贝氏体上贝氏体形成温度形成温度: :中、高碳钢中、高碳钢350550C形态形态成束分布、平行排列的F和夹于其间的断续的呈粒状或条状的渗碳体组成。光镜下光镜下电镜下电镜下光镜下可观察到成束的铁素体条，具有羽毛状特征，条间的渗碳体分辨不清。在电镜下可看到不连续棒状的渗碳体分布于自奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体条之间。上贝氏体形成过程上贝氏体形成过程n当转变温度较高（当转变温度较高（550-350550-350) ) 时，首先在时，首先在A A晶界或贫碳区晶界或贫碳区形成形成过过饱和的铁素体晶核饱和的铁素体晶核，铁素体成排

32、的从奥氏体晶界向晶内平行生长，铁素体成排的从奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素随铁素体条伸长和变宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素体条间析出体条间析出FeFe3 3C C短棒，奥氏体消失，形成短棒，奥氏体消失，形成B B上上 。下贝氏体下贝氏体形成温度：中、高碳钢350CMs组织形态： 光镜下呈暗黑色针状或片状，片间不平行。形核部位： 奥氏体晶界上、奥氏体晶粒内部22xcDtc下贝氏体形成过程下贝氏体形成过程l当转变温度较低（当转变温度较低（350- 230) 350- 230) 时，铁素体在晶界或晶内某些时，铁素体在晶界或晶内某些晶面上

33、长成针片状，由于碳原子扩散能力低晶面上长成针片状，由于碳原子扩散能力低, ,其迁移不能逾越铁其迁移不能逾越铁素体片的范围，碳在铁素体内的一定晶面上以断续碳化物小片素体片的范围，碳在铁素体内的一定晶面上以断续碳化物小片的形式析出。的形式析出。 粒状贝氏体粒状贝氏体 形成条件：低、中碳合金钢在上贝氏体相变区高温范围内等温时形成。 组织形态：粒状富碳奥氏体分布在铁素体条中。 基体：条状铁素体合并而成，铁素体的含碳量很低，接近平衡浓度，富碳奥氏体区含碳很高。 粒状贝氏体形成过程中有碳的扩散而无合金元素的扩散。 随后冷却时富碳A：部分或全部分解为F和碳化物的混合物；部分转变为M；或保留为残余A。dxdc

34、无碳化物贝氏体无碳化物贝氏体 形成于低碳钢中； 相变温度：贝氏体相变区最高温度范围内形成； 显微组织：由大致平行的、有一定距离的单相条状铁素体和条间的马氏体（或残余奥氏体）所组成； 形成时会出现表面浮凸，亚结构为位错 与奥氏体间的位向关系为K-S关系，惯习面为111，上贝氏体：由于其中碳化物分布在铁素体片层间，脆性大，易引起脆断，因此，基本无实用价值。下贝氏体：铁素体片细小且无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀，弥散度大，因而，它具有较高的强度和硬度、塑性和韧性。 在实际生产中常采用等温淬火来获得下贝氏体，以提高材料的强韧性。3、贝氏体的性能、贝氏体的性能 贝氏体中碳化物弥散度和分布状况的

35、影响 碳化物的尺寸越细小，数量越多，则硬度和强度就越高，韧性和塑性有所降低。 碳化物为粒状时贝氏体的韧性最好，为细小片状时强度较高。 随温度降低，碳化物尺寸减小，数量增多，形态为细片状，硬度和强度增高，韧性和塑性降低很少。随等温时间延长或进行较高温度的回火，渗碳体将向粒状转化。 下贝氏体中，碳化物等向均匀弥散分布，且颗粒较细小，故强度较高，韧性较好。 塑性变形后的金属发生组织改变、产生了大量晶体缺陷，同时，变形金属中还储存了相当数量的弹性畸变能，因此冷加工金属的组织和性能处于亚稳定状态。 室温下，原子扩散能力低，这种亚稳状态可一直维持下去。第七节 金属回复、再结晶及晶粒长大1、概述 如果把冷变

36、形金属进行加热，就会发生组织结构和性能的变化。 经塑性变形后的金属再进行加热的过程称之为“退火”。 根据冷变形金属加热时加热温度的不同，从储能释放及组织结构和性能的变化来分析，将发生回复、再结晶及晶粒长大过程。冷变形金属退火时晶粒形状和大小的变化再结晶阶段先出现新的无畸变的核心，然后长大，直到完全改组为新的、无畸变的细等轴晶粒。回复阶段组织几乎没有变化，晶粒仍是冷变形后的纤维状。晶粒长大阶段新晶粒互相吞并而长大 回复是加工变形的金属在合适条件下，向形变前的组织和性能做一定程度的恢复的过程，是冷变形金属在退火时发生组织性能变化的早期阶段。2、回复低温回复：点缺陷密度急剧下降，宏观上电阻率大；中温

37、回复：位错运动（滑移）和重新分布；高温回复：刃型位错可以获得足够能量攀移，发生多边化。回复机制多边形化时位错的移动和排列金属塑性变形后，滑移面上塞积的同号刃位错沿原滑移面成水平排列回复后的多边形化，形成位错墙高温回复时，刃位错通过滑移和攀移使位错变成沿垂直滑移面的排列，形成位错墙回复前位错的分布 再结晶是冷变形金属加热到一定温度后，在原变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，性能发生明显的变化并恢复到变形前状况的过程。3、再结晶 金属在再结晶刚完成时，一般得到的是细小的等轴晶粒。如果继续保温或提高退火温度，就会发生晶粒相互吞并而长大的现象，即“晶粒长大过程”。晶粒长大阶段新晶粒长大阶段新晶粒互相吞

38、并而长大。晶粒互相吞并而长大。4、晶粒长大正常长大晶粒的正常长大晶粒的正常长大 是指再结晶刚刚完成，得到细小的无畸变等轴晶粒，当升高温度或延长保温时间，晶粒仍可均匀地连续生长 。纯铝结晶后的晶粒晶粒的异常长大晶粒的异常长大异常晶粒长大异常晶粒长大：是再结晶完成后继续加热至高温，或保温更长时间，少数晶粒优先长大成特别粗大的晶粒，周围较细的晶粒则逐渐被吞食掉。整个组织由少数比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。这种晶粒的反常长大现象也称之为“二次再结晶”。晶粒异常长大示意图 二次再结晶形成非常粗大的晶粒及非常不均匀的组织，从而降低了材料的强度与塑性，因此在制定冷变形材料再结晶退火工艺时

39、，应注意避免发生二次再结晶。但对某些磁性材料如硅钢片，却可利用二次再结晶，获得粗大具有择优取向的晶粒，使之具有最佳的磁性。黄铜(Cu-Zn)的回复与再结晶过程33%CW(a) 33%冷加工后的组织3s at 580 (b) 在580保温3s后的再结晶初始阶段，图中非常细小的晶粒为再结晶晶粒4s at 580(c) 部分冷变形晶粒被再结晶晶粒取代8s at 580, completely RC(d) 发生完全再结晶（580，保温8s）15min at 580, grain growth(e) 580保温15min后长大的晶粒10min at 700, grain growth（f）700保温10

40、min后长大的晶粒 金属在塑性变形时所消耗的大量能量，除绝大部分转化为热以外，尚有一小部分以储能的形式保留在金属之中。 储能的主要形式是与点阵畸变和晶体缺陷相联系的畸变能。 储能是回复和再结晶的驱动力，在回复和再结晶阶段全部释放出来。金属的储能5、冷变形金属退火时某些性能的变化金属再结晶温度/熔点/铅-4327锡-4232锌10420纯铝（99.999%）80660纯铜（99.999%）1201085黄铜475900纯镍（99.99%）3701455纯铁4501538钨12003410表5-5 几种金属的再结晶和熔点温度6、影响再结晶的因素再结晶进行的程度与保温温度和时间密切相关。常用再结晶温

41、度来表征再结晶行为。在此温度保温1小时再结晶完全发生，表5-6是几种金属和合金的再结晶温度。再结晶温度（）再结晶温度（F）变形量临界变形量图5-29 纯铁的再结晶温度与变形量的关系冷变形量对再结晶温度的影响如图5-29所示，从中可以看到随变形量的增加，再结晶温度降低，当变形量很大时达到一个稳定值第八节 金属热处理原理 钢件通过加热、保温和冷却，可改变其组织状态，提高其性能。无论是普通热处理，还是表面热处理，通常要首先加热到奥氏体。钢形成奥氏体的温度范围一般可根据Fe-Fe3C状态图进行近似估计。1、热处理的定义及分类、热处理的定义及分类 什么是热处理？什么是热处理？ 有三个基本参数：加热、保温

42、、冷却。 热处理质量就是通过控制这三个工艺参数来保证的。 分类分类 普通热处理：退火、正火、淬火、回火。 表面热处理：表面淬火及化学热处理。 Tt随炉冷却空冷油冷加热加热保温保温热热处处理理工工艺艺曲曲线线 热处理中用到的几个重要温度热处理中用到的几个重要温度 A1温度： 共析转变温度（727）。 A3温度： A与F的转变温度。 Acm温度： A与Fe3C的转变温度。 实际加热时的临界点：Ac1、Ac3、Accm 实际冷却时的临界点：Ar1、Ar3、Arcm T / t / hA P先 析 出 线 A F （ F e 3 C )2、共析钢的奥氏体化过程 共析钢加热到Ac1以上 ,将发生珠光体向

43、奥氏体的转变也叫奥氏体化，该转变可表示为: + Fe3C Ac1以上wC=0.0218% 体心立方 wC=6.69% 复杂正交 wC=0.77 面心立方 由上式可知，成分相差悬殊，晶体结构完全不同的两相和Fe3C转变成为另一种晶体结构的单相固溶体。因此奥氏体化过程必定有晶格的重构和铁、碳原子的扩散。 奥氏体化过程可分为四个阶段，即奥氏体的形核、奥氏体晶核长大、残余Fe3C的溶解和奥氏体的均匀化，如图5-35所示。 b） 晶核长大a） 形核d）不均匀c）残余Fe3C溶解e）均匀Fe3C残余Fe3C图5-35 珠光体向奥氏体的转变示意图3、影响、影响A化的因素化的因素 （1）T加热 ，原子扩散，

44、A化。 （2）V加热 ， T转变 ， A化。 （3）化学成分： C% ， F与Fe3C的相界 ， A化。 （4）原始组织： P越细， VA化 ， 粒度：P片P粒。4、影响、影响A晶粒长大的因素晶粒长大的因素 T加热、t保温 ， 晶粒长大； C% ，有利于长大； 合金元素Me： 硬质合金形成元素， V、Ti、Nb、W、Mo、Zr等； 促进氮化处理元素，Al； 促进石墨化元素，Si、Ni、Co、Cu， 都阻碍长大。 Mn、P促使晶粒长大，使钢容易过热。 V加热， t加热，晶粒长大； 冷却方式：冷却方式：等温冷却方式等温冷却方式和和连续冷却方式连续冷却方式。转变产物组织性能均匀，研究领域应用广转变产

45、物组织性能均匀，研究领域应用广 （其转变规律用（其转变规律用C C曲线描述）曲线描述）转变产物为粗细不匀甚至类型不同的混合转变产物为粗细不匀甚至类型不同的混合组织，实际生产中广泛采用组织，实际生产中广泛采用（其转变规律用（其转变规律用CCTCCT曲线描述）曲线描述）指将工件加热到奥氏体化的温指将工件加热到奥氏体化的温度，保温后冷却到临界点（度，保温后冷却到临界点（A Ar1r1或或A Ar3r3）以下某温度（如）以下某温度（如600600）。保持此温度不变时，）。保持此温度不变时，过冷奥氏体所发生的转变。过冷奥氏体所发生的转变。指工件奥氏体化后以不指工件奥氏体化后以不同冷却速度（如水中冷同冷却速度（如水中冷却）连续冷却时，过冷却）连续冷却时，过冷奥氏体发生的转变。奥氏体发生的转变。 5、钢在冷却时的转变、钢在冷却时的转变 过冷过冷A的等温转变的等温转变 是指处于临界点A1以下的A 不稳定组织过冷A的等温转变是指将A迅速冷到Ar1以下某一温度等温过程中发生的转变。 C曲线 研究过冷A等温转变的一个重要工具。 C曲线综合反映了过冷A在不同温度下的等温转变过程。 转变开始及终了时间、产物类型、转变温度及转变量的关系等。 1）C曲线分析：曲线分析：