金属材料热处理原理与工艺西南石油大学课件

1、热处理原理与工艺热处理原理与工艺Heat treatment Theory and Technology 第第1次课次课本次课主要内容：本次课主要内容： 1. 热处理的基本概念；热处理的基本概念； 2. 热处理的发展过程；热处理的发展过程； 3. 本门课程的主要内容，学习目的，意义及本门课程的主要内容，学习目的，意义及要求，考试方法；要求，考试方法； 4. 固态相变的定义，分类及基本特征；固态相变的定义，分类及基本特征； 5. 固态相变的形核与长大；固态相变的形核与长大； 6.热力学与动力学。热力学与动力学。 问题的引出：问题的引出：1. 什么是热处理？2. 热处理的作用？将固态金属通过特定的

2、将固态金属通过特定的加热和冷却，使之发生加热和冷却，使之发生组织转变以获得所需性组织转变以获得所需性能的一种工艺过程。能的一种工艺过程。p 材料科学的发展历史材料科学的发展历史材料与人类的生活息息相关u工程上 桥梁，机械，船舶，航天，兵器等u日常生活中1.2 金属热处理在现代工业中的地位金属热处理在现代工业中的地位u冶金，机械，航空，兵器等工业部门不可缺冶金，机械，航空，兵器等工业部门不可缺少的技术；少的技术；u提高产品质量和寿命的关键工序；提高产品质量和寿命的关键工序；u发挥金属材料潜力，达到机械零部件轻量化发挥金属材料潜力，达到机械零部件轻量化的重要手段；的重要手段；u为开发新型材料提供了

3、基础。为开发新型材料提供了基础。成分成分工艺工艺性能性能材料的三要素材料的三要素1.3 热处理的发展概况热处理的发展概况民间技艺阶段民间技艺阶段实验技术科学阶段实验技术科学阶段理论科学阶段理论科学阶段西汉时代已有淬火处理的钢西汉时代已有淬火处理的钢剑（辽宁三道壕出土）剑（辽宁三道壕出土）炼钢赤刀，用之切玉如泥焉炼钢赤刀，用之切玉如泥焉n 明代宋应星明代宋应星天工开物天工开物十九世纪后期，钢加热十九世纪后期，钢加热/ /冷却时，内部组织变化冷却时，内部组织变化性能变化的内部原因性能变化的内部原因 英国英国 Robert Austen Fe-CRobert Austen Fe-C相图相图 德国德国

4、 Adoph Martens Adoph Martens 金相显微镜金相显微镜 austenite austenite martensite martensite 马氏体相变理论马氏体相变理论 新的强韧化工艺新的强韧化工艺1.4 1.4 本课程的主要内容，学习的意义，目的，方法本课程的主要内容，学习的意义，目的，方法p主要内容主要内容 金属固态相变基础金属固态相变基础 钢中奥氏体的形成钢中奥氏体的形成 珠光体，马氏体，贝氏体转变珠光体，马氏体，贝氏体转变 钢的过冷奥氏体转变图钢的过冷奥氏体转变图 钢的回火转变钢的回火转变 钢的退火，正火，淬火与回火钢的退火，正火，淬火与回火 钢的化学热处理钢的

5、化学热处理 加热设备加热设备 冷却设备冷却设备p学习的意义学习的意义系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法 ；加深对热处理规律的认识，了解热处理主要设备；加深对热处理规律的认识，了解热处理主要设备； 培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的能力。能力。p学习的方法学习的方法 理论联系实际理论联系实际 参考书：参考书：1. 田荣璋田荣璋. 金属热处理金属热处理. 冶金工业出版社，冶金工业出版社，1985年；年；2. 王希琳王希琳. 金属材料及热处理金属材料及热处理. 水利电力出版社，水利电力出版社，1992年；

6、年；3夏立芳编夏立芳编.金属热处理工艺学金属热处理工艺学.哈尔滨工业大学出哈尔滨工业大学出版社版社,2005年。年。考试方式考试方式考试采取闭卷形式。考核方式：笔试（考试采取闭卷形式。考核方式：笔试（70%），平），平时成绩（时成绩（30%）1.5 金属固态相变金属固态相变定义：固态金属在加热和冷却过程中可能发生的各种相的转变，称为固态相变。它是金属能进行热处理的理论基础和前提。分类u 按相变过程中原子的运动特点原子的运动特点分类 扩散型相变：扩散型相变：一般均借助于原子的热激活运动而进行。 非扩散型相变：非扩散型相变：转变前后组元原子的运动不超过一个原子间距的转变。u按平衡状态分类平衡相变平

7、衡相变：在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合平衡相图的平衡组织的相变称为平衡相变。非平衡相变非平衡相变：加热或冷却速度很快时，固固态材料可能发生某些平衡相图上不能反映的转变并获得不平衡或亚稳态的组织的转变称为非平衡转变。u按热力学分类：一级相变一级相变：相变时新旧两相的化学势相等，但化学势的一级偏微商不等的相变。二级相变二级相变：相变时新旧两相的化学势相等，且化学势的一级偏微商也相等，但化学势的二级偏微商不相等的相变。1.6 金属固态相变的基本特征金属固态相变的基本特征 n 金属固态相变的三种基本变化：金属固态相变的三种基本变化：（1）结构；（）结构；（2）成分；（）成分；（3）有序程度）有序

8、程度 只有结构的变化：多形性转变，马氏只有结构的变化：多形性转变，马氏 体相变体相变 只有成分的变化：调幅分解只有成分的变化：调幅分解 既有结构又有成分上的变化：共析转变，既有结构又有成分上的变化：共析转变，脱溶沉淀脱溶沉淀1.6.1 固态相变的一般特征固态相变的一般特征 u 固态相变的驱动力也为新相与母相的自由固态相变的驱动力也为新相与母相的自由能差，与结晶过程相比，固态相变有其自身能差，与结晶过程相比，固态相变有其自身特点。特点。1.6.1.1 相界面相界面n 按结构特点可分为：按结构特点可分为：共格界面共格界面、半共格界面半共格界面、非共格界面非共格界面（1）共格界面共格界面n 两相界面

9、上的原子排列两相界面上的原子排列完全匹配完全匹配，即界面，即界面上的原子为上的原子为两相所共有两相所共有n 特点：界面能很小，弹性应变能大特点：界面能很小，弹性应变能大n 错配度错配度= a/a 越大，弹性应变能越大越大，弹性应变能越大 a: 其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子间距；其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子间距；a：两相在此方向上的原子间距之差。：两相在此方向上的原子间距之差。图图1-3 a) 共格界面共格界面 b) 半共格界面半共格界面 c) 非共格界面非共格界面 半共格界面：相界面上分布半共格界面：相界面上分布若干位错若干位错，界面上的两相原子界面上的两相原子部分地保持匹配部

10、分地保持匹配，弹性应变能降低。弹性应变能降低。(3)非共格界面：两相界面非共格界面：两相界面完全不匹配完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，为很薄的一即存在大量缺陷的界面，为很薄的一层原子不规则排列的过渡层，界面能层原子不规则排列的过渡层，界面能较高。较高。0.050.25半共格界面半共格界面非共格界面非共格界面共格界面共格界面错配度1.6.1.2 惯习面和位向关系惯习面和位向关系n 固态相变时，新相往往在母相的一定晶面上开始形固态相变时，新相往往在母相的一定晶面上开始形成，成， 这个晶面称为这个晶面称为惯习面惯习面。如：亚共析钢中，在如：亚共析钢中，在 111析出先共析铁素体析出先共析铁素体-

11、魏氏组织魏氏组织n 位向关系：位向关系：新相新相与与母相之间的母相之间的某些低指数某些低指数晶面和晶向往往存在一晶面和晶向往往存在一定的位向关系，以减小两相间的界面能定的位向关系，以减小两相间的界面能。110/ 111 ； / 1.2.3 弹性应变能弹性应变能 n 非共格相界面的体非共格相界面的体积（积（比容比容）应变能）应变能（由于比容不同）：（由于比容不同）：球状最大，针状次之，球状最大，针状次之，盘状最小。盘状最小。n 两相两相界面上不匹配界面上不匹配也引起弹性应变能，也引起弹性应变能，共格界面最大，半共共格界面最大，半共格界面次之，非共格格界面次之，非共格界面为零。界面为零。图图1-4

12、 新相形状与应变能的关系新相形状与应变能的关系n 固态相变的阻力：界面能固态相变的阻力：界面能 + 应变能应变能1.2.4 晶体缺陷晶体缺陷的影响的影响n 大多数固态相变的形核功较大，极易在晶体缺陷处大多数固态相变的形核功较大，极易在晶体缺陷处优先不均匀形核，提高形核率，对固态相变起明显的优先不均匀形核，提高形核率，对固态相变起明显的促进作用。促进作用。1.2.5 过渡相过渡相（亚稳相）的形成（亚稳相）的形成n 为了减少界面能，固态相变中往往先形成具有共格为了减少界面能，固态相变中往往先形成具有共格相界面的过渡相（亚稳相）。相界面的过渡相（亚稳相）。n 亚稳相有向平衡相转变的倾向，但在室温下转

13、变速亚稳相有向平衡相转变的倾向，但在室温下转变速度很慢。度很慢。1.3 固态相变的形核固态相变的形核1.3.1 均匀形核均匀形核 定义：形核时晶核在母相中无择优地均匀分布，称为定义：形核时晶核在母相中无择优地均匀分布，称为均匀形核均匀形核。与凝固过程相比，增加了一项应变能与凝固过程相比，增加了一项应变能G = V Gv + S + V (1-1)其中其中Gv - 新旧相间单位体积自由能差新旧相间单位体积自由能差 - 单位面积界面能单位面积界面能 - 单位体积应变能单位体积应变能相变驱动力相变驱动力： V Gv ，新旧相间自由能差新旧相间自由能差相变阻力相变阻力： S + V ，界面能界面能 +

14、 应变能应变能设形成的新相晶核为设形成的新相晶核为球形球形对于对于 r 求导：求导：0)(drGd图图1-5 球形晶核的自由能变化球形晶核的自由能变化可得临界晶核尺寸：可得临界晶核尺寸：)21 (2*VGr形成临界晶核的形核功形成临界晶核的形核功)31 ()(31623*VGG形核功形核功：晶核长大到：晶核长大到 r* 所需克服的能垒，或所做的功。所需克服的能垒，或所做的功。n 固态相变的形核率固态相变的形核率 - 单位体积母相中所形成的核心数单位体积母相中所形成的核心数N - 单位体积母相中的原子数单位体积母相中的原子数- 原子振动频率原子振动频率G* - 形核功形核功Q - 原子扩散激活能

15、原子扩散激活能 固态相变较难均匀形核固态相变较难均匀形核)41 (expkTQGNN1.3.2 非均匀形核非均匀形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核G = V Gv + S + V -Gd (1-5) - Gd - 由于由于晶体缺陷消失所降低的能量晶体缺陷消失所降低的能量晶体缺陷：晶体缺陷：空位、位错、晶界空位、位错、晶界（1）空位）空位n 空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供形核驱动力空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供形核驱动力而促进形核。而促进形核。n 空位团可凝聚成位错而促进形核。空位团可凝聚成位错而促进形核。n 脱溶沉淀

16、时无析出区的形成原因脱溶沉淀时无析出区的形成原因 空位对脱溶沉淀有促进作用，是沉淀相非均匀形核的空位对脱溶沉淀有促进作用，是沉淀相非均匀形核的位置。位置。 晶界附近的过饱和空位扩散到晶界而消失。晶界附近的过饱和空位扩散到晶界而消失。（2）位错）位错n 位错从三方面促进形核：位错从三方面促进形核： 围绕位错形核后，位错消失，释放出畸变能。围绕位错形核后，位错消失，释放出畸变能。 对于半共格晶核，原有的位错成为界面位错，补偿了错配，对于半共格晶核，原有的位错成为界面位错，补偿了错配，降低了形核功。降低了形核功。 溶质原子常在位错线上偏聚，容易满足新相成分上的要求。溶质原子常在位错线上偏聚，容易满足

17、新相成分上的要求。（3）晶界）晶界n 大角晶界具有较高的界面能，在晶界上形核可利大角晶界具有较高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。用晶界能量，使形核功降低。n 有三种位置：有三种位置：a) 晶界面晶界面 b) 棱边棱边 c)隅角隅角图图1-6 晶界形核时三种位置晶界形核时三种位置图图1-7 晶界面形核时晶核形状晶界面形核时晶核形状图图1-8 三晶粒相交的棱边三晶粒相交的棱边图图1-9 四晶粒相交的隅角四晶粒相交的隅角1.4 固态相变的长大固态相变的长大1.4.1 长大机制长大机制 半共格界面的迁移半共格界面的迁移n 半共格界面上存在位错列半共格界面上存在位错列n 要随界面移动

18、，位错要攀移要随界面移动，位错要攀移(1)台阶侧向移动，位错可滑台阶侧向移动，位错可滑移移图图1-11 台阶长大机制台阶长大机制（2）协同型长大机制）协同型长大机制n 无扩散型相变，原子通无扩散型相变，原子通过切变方式协同运动，相过切变方式协同运动，相邻原子的相对位置不变。邻原子的相对位置不变。n 如马氏体相变，会发生如马氏体相变，会发生外形变化，出现表面浮凸。外形变化，出现表面浮凸。n 新相和母相间有一定的新相和母相间有一定的位向关系。位向关系。图图1-12 马氏体相变表马氏体相变表面浮凸面浮凸1.4.2 新相长大速度新相长大速度(1) 界面控制型长大界面控制型长大 无成分变化无成分变化的新

19、相长大的新相长大图图1-13 激活能示意图激活能示意图原子在原子在母相母相和和新相新相间往返的频率分别为间往返的频率分别为:激活能激活能新旧相自由能差波尔兹曼常数原子振动频率，VVVGQQGkkTGQfkTQf)71 (exp)61 (exp设单原子层厚度为设单原子层厚度为，则界面迁移速率为：，则界面迁移速率为：)81 (exp1exp)(kTGkTQffVVn 过冷度过冷度较小时，较小时，GV 0)91 (exp1expkTQkTGVkTGkTGVVVn 随温度降低，两相的自由能差增大，随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加。新相长大速率增加。n 过冷度过冷度较大时，较大时，GV

20、kTn 随温度降低，新相长大速率按指数函随温度降低，新相长大速率按指数函数减小。数减小。)101 (exp0expkTQVkTGV 扩散控制型长大扩散控制型长大n 成分发生改变成分发生改变的相变，受传质过程，亦的相变，受传质过程，亦即扩散速度所控制。即扩散速度所控制。图图1-14 (a) 平衡相图平衡相图 (b) 界面附近浓度分布界面附近浓度分布根据费克第一定律，扩散通量根据费克第一定律，扩散通量为为n 随着温度的下降，溶质在母相中的随着温度的下降，溶质在母相中的扩散系数扩散系数急急剧减小，故新相的长大速率降低。剧减小，故新相的长大速率降低。dxCDxx0)111 ()(00 xxxxxCCC

21、DddxVdxCDdxCC图图1-15 新相长大速度与过冷度的关系新相长大速度与过冷度的关系1.4.3 固态相变动力学固态相变动力学 n 研究新相形成量研究新相形成量(体积分数体积分数)与时间、温与时间、温度关系的学科称为度关系的学科称为相变动力学相变动力学。n 与与再结晶再结晶过程类似，形核过程类似，形核长大过程。长大过程。（1）约翰逊）约翰逊-迈尔方程（迈尔方程（Johnson-Mehl方程方程)n 当形核率和长大速度恒定时，当形核率和长大速度恒定时，恒温转变恒温转变动力学动力学时间形核率长大速度新相形成的体积分数NVfNVf)121 (3exp143(2) 阿佛瑞米方程阿佛瑞米方程 (

22、Avrami方程方程)n 当形核率和长大速度随时间而变时当形核率和长大速度随时间而变时常数BnBfn43)131 (exp1思考辨析题固态相变时，均匀形核多于非均匀形核。1. 名词解释：固态相变；非平衡相变；惯习面名词解释：固态相变；非平衡相变；惯习面；均匀形核。均匀形核。2. 简述金属固态相变的基本特征。简述金属固态相变的基本特征。3. 预习教材第二章（预习教材第二章（2.1 奥氏体的结构，组织和奥氏体的结构，组织和性能；性能；2.2 奥氏体形成的热力学条件；奥氏体形成的热力学条件；2.3 奥奥氏体的形成机制；氏体的形成机制；2.4 奥氏体等温形成动力学）。奥氏体等温形成动力学）。作作 业业

23、第二章第二章 奥氏体的形成奥氏体的形成2.1 奥氏体及其形成机理奥氏体及其形成机理2.1.1 奥氏体奥氏体的的结构结构及其存在范围及其存在范围图图2-1 奥氏体的单胞奥氏体的单胞n 奥氏体是奥氏体是碳碳溶于溶于-Fe 中的中的间隙固溶体间隙固溶体n 碳原子位于八面体间隙中心，即碳原子位于八面体间隙中心，即FCC晶晶胞的中心或棱边的中点胞的中心或棱边的中点n 八面体间隙半径八面体间隙半径 0.52 碳原子半径碳原子半径 0.77 点阵畸变点阵畸变统计分布，浓度起伏图图2-2 Fe-C 相图相图n 奥氏体相区：奥氏体相区： NJESGN包围的区域包围的区域 GS线线 - A3线线 ES线线 - A

24、cm线线 PSK线线 - A1线线n 碳在奥氏体中的最大溶碳在奥氏体中的最大溶解度为解度为2.11wt% (10at%)n 碳原子的溶入使碳原子的溶入使 -Fe的的点阵畸变，点阵常数随碳点阵畸变，点阵常数随碳含量的增加而增大含量的增加而增大2.1.2 奥氏体的奥氏体的性能性能n 奥氏体的奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁性比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量，（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。n 奥氏体的导奥氏体的导热系数较小热系数较小

25、，仅比渗碳体大。为避免工，仅比渗碳体大。为避免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。件的变形，不宜采用过大的加热速度。n 奥氏体奥氏体塑性很好，塑性很好，S 较低较低，易于塑性变形。故工件，易于塑性变形。故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。的加工常常加热到奥氏体单相区进行。2.1.3 奥氏体形成的奥氏体形成的热力学条件热力学条件图图2-3 自由能和温度关系图自由能和温度关系图G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在晶体缺陷处形核在晶体缺陷处形核引起的自由能降低引起的自由能降低n 相变必须在一定的过热度相变必须在一定的过热度T下，使得下，使得GV 0，才能，才能

26、得到得到G Cr- ，浓度差，浓度差 dC = Cr-k - Cr- 将在奥氏体内产生扩散将在奥氏体内产生扩散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡浓度被打破相界面上的平衡浓度被打破 为了恢复并维持相界面上的平衡浓度为了恢复并维持相界面上的平衡浓度 点阵重构点阵重构，向，向方向长大，方向长大，Cr- Cr- Fe3C向向中溶解，向中溶解，向Fe3C方向长大，方向长大， Cr-k Cr-k n 奥氏体晶核的长大速度奥氏体晶核的长大速度界面上的碳浓度差界面上的碳浓度差小晶粒厚度为生成的中的浓度梯度碳在中的扩散系数碳在其中：CFeCCCCCCdxCCdCdxdCDCCdxdCDCd

27、xdCDCdxdCDGGGKKKrKrKkk3/;)22()11(11n 由式（由式（2-2）可知，奥氏体晶核的长大速度与碳在）可知，奥氏体晶核的长大速度与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相界面上的碳浓奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相界面上的碳浓度差成反比。度差成反比。n 由于由于 /Fe3C相界面的碳浓度差相界面的碳浓度差 Ck 较大，较大，Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体向渗碳体方本身复杂的晶体结构，使得奥氏体向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向为小，所以铁素体向的长大速度远比向铁素体方向为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多，铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快

28、得多，铁素体先消失，而渗碳体有剩余。先消失，而渗碳体有剩余。（3）剩余渗碳体的溶解）剩余渗碳体的溶解n 剩余渗碳体借助于剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解。原子的扩散进一步溶解。（4）奥氏体成分的均匀化）奥氏体成分的均匀化n 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低。度低。n 通过通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩散，实现原子在新形成奥氏体中的扩散，实现奥氏体成分的均匀化。奥氏体成分的均匀化。思考题思考题1. 共析钢在加热时，当温度达到相变温度共析钢在加热时，当温度达到相变温度A1时，就开始发生由珠光体向奥氏体的转变。时，就开始发生由

29、珠光体向奥氏体的转变。2. 合金钢中的奥氏体是碳及合金元素溶于合金钢中的奥氏体是碳及合金元素溶于-Fe中并形成间隙固溶体中并形成间隙固溶体。作作 业业1. 什么是奥氏体？简要叙述奥氏体的空间结构什么是奥氏体？简要叙述奥氏体的空间结构和主要性能。和主要性能。2. 以共析钢为例，简要回答奥氏体的形成过程以共析钢为例，简要回答奥氏体的形成过程（要求画图说明）。（要求画图说明）。3. 预习教材第二章（预习教材第二章（2.4 奥氏体等温形成动奥氏体等温形成动力学，影响奥氏体形成速度的因素；力学，影响奥氏体形成速度的因素；2.5 连续加热时奥氏体的形成；连续加热时奥氏体的形成；2.6 奥氏体晶奥氏体晶粒长

30、大及其控制）。粒长大及其控制）。2.2 奥氏体奥氏体等温形成动力学等温形成动力学2.2.1 形核率形核率n 为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的几率因子得能量涨落的几率因子 exp(G*/kT) 成正比。成正比。n 为了达到奥氏体晶核对成分的要求，需要原为了达到奥氏体晶核对成分的要求，需要原子越过能垒，经扩散富集到形核区，所以应与子越过能垒，经扩散富集到形核区，所以应与原子扩散的几率因子原子扩散的几率因子 exp(Gm /kT) 成正比。成正比。 N = C ex

31、p(-G*/kT)exp(-Gm/ /kT) (2-3)式中式中: C - 常数常数 G* - 临界形核功临界形核功 Gm - 扩散激活能扩散激活能 k - 玻尔兹曼常数，玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T - 绝对温度绝对温度 N - 形核率，单位形核率，单位 1/(mm3 s)n 与结晶不同的是，与结晶不同的是，PA的相变，是在升高温度下进行的相的相变，是在升高温度下进行的相变。变。n 温度升高时，温度升高时， G* ， Gm ，从而形核率，从而形核率 N 增大。增大。2.2.2 奥氏体线长大速度奥氏体线长大速度)22()11(KCCCdxdCKDGG - 长大线速度，单位

32、长大线速度，单位 mm/sn 温度升高时，温度升高时，D , dC , C , Ck 从而线长大速度从而线长大速度G增大。增大。CdxdCKDGC1SCKG等温转变2.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线奥氏体等温形成动力学曲线n 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方迈尔方程（程（Johnson-Mehl方程方程)：)42()3exp(143tNGVtVt - 新形成奥氏体的体积分数新形成奥氏体的体积分数n 转变量达转变量达50%左右时，转变速度最大。左右时，转变速度最大。n 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。n 转

33、变温度越高，完成转变所需的时间越短。转变温度越高，完成转变所需的时间越短。图图2-8 奥氏体等温形奥氏体等温形成动力学曲线成动力学曲线 n 形成温度升高，形成温度升高，N的增的增长速率高于长速率高于G的增长速率，的增长速率，N/G增大，可获得细小的增大，可获得细小的起始晶粒度。起始晶粒度。n 形 成 温 度 升 高 ，形 成 温 度 升 高 ，G/Gk 增大，铁素体增大，铁素体消失时，剩余渗碳体量增消失时，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳大，形成奥氏体的平均碳含量降低。含量降低。从上图我们可以得出如下结论结论：孕育期孕育期：从从A形成第一个体积前的准备时间。形成第一个体积前的准备时间。 T

34、升高，孕育期缩短；升高，孕育期缩短； 孕育期是扩散型相变的特点孕育期是扩散型相变的特点2. A转变的量随时间的增加而增加，但达转变的量随时间的增加而增加，但达50%以后随以后随时间增加而减慢；时间增加而减慢；3. 随温度升高，转变时间缩短；随温度升高，转变时间缩短；4. A刚刚形成后，仍有渗碳体存在，渗碳体溶解及均刚刚形成后，仍有渗碳体存在，渗碳体溶解及均匀化需较长时间。匀化需较长时间。2.2.4 连续加热时奥氏体的形成连续加热时奥氏体的形成特点特点图图2-9 珠光体向奥氏体转变动力学曲线珠光体向奥氏体转变动力学曲线n 奥氏体形成是在一个奥氏体形成是在一个温度范围内温度范围内完成的。完成的。n

35、 随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而扩大，而转变速度转变速度则增大。则增大。n 随加热速度增大，随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成原子来不及扩散，所形成的的奥氏体成分不均匀性奥氏体成分不均匀性增大。增大。n 快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体起始晶粒细化起始晶粒细化；同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥；同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥氏体的平均碳含量降低。氏体的平均碳含量降低。2.2.5 奥氏体形成速度的影响因素奥氏体形成速度的影响因素（1）加热温度）加热温度 奥氏体形

36、成速度随加热温度升高而迅速增大。奥氏体形成速度随加热温度升高而迅速增大。随奥氏体形成温度升高，形核率的增长速率高于随奥氏体形成温度升高，形核率的增长速率高于线生长速度的增长速率线生长速度的增长速率 起始晶粒越细小。起始晶粒越细小。随转变温度升高，奥氏体随转变温度升高，奥氏体/铁素体界面向铁素体推铁素体界面向铁素体推移的速度与奥氏体移的速度与奥氏体/渗碳体界面向渗碳体推移的速渗碳体界面向渗碳体推移的速度之比也增大。度之比也增大。随奥氏体形成温度升高，铁素体消失时残留随奥氏体形成温度升高，铁素体消失时残留渗碳体的量增大，奥氏体的平均碳含量降低。渗碳体的量增大，奥氏体的平均碳含量降低。 高碳工具钢的

37、快速加热，短时保温高碳工具钢的快速加热，短时保温的强韧化处理工艺的理论基础：的强韧化处理工艺的理论基础：u随奥氏体形成温度的升高，形核率的增长随奥氏体形成温度的升高，形核率的增长速度高于线增长速度的增长速率，导致奥速度高于线增长速度的增长速率，导致奥氏体起始晶粒细化；氏体起始晶粒细化；u由于相变温度升高，相变的不平衡程度增由于相变温度升高，相变的不平衡程度增大，在铁素体消失的瞬间，残留渗碳体的大，在铁素体消失的瞬间，残留渗碳体的量增多，因而奥氏体的平均碳含量降低。量增多，因而奥氏体的平均碳含量降低。（2）钢的）钢的原始组织状态原始组织状态 原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转原始组织越细，晶体

38、缺陷越多，奥氏体转变过程越快。变过程越快。 片状珠光体快于粒状珠光体。片状珠光体快于粒状珠光体。（3）钢的化学成分）钢的化学成分n 含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大，从而增高原子扩散系数增大，从而增高N和和G，形成速度，形成速度增大。增大。n 碳化物形成元素碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，阻碍碳的扩散，降低形成速度。降低形成速度。n 非碳化物形成元素非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大，加速碳的扩散，增大形成速度。形成速度。n Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增降低钢的临界点，

39、细化原珠光体组织，增大形成速度。大形成速度。2.3 奥氏体晶粒长大及其控制奥氏体晶粒长大及其控制2.3.1 奥氏体奥氏体晶粒度晶粒度n 奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为8级，级，1级最粗，级最粗，8级最细，级最细，8级以上为超细晶粒。级以上为超细晶粒。n 晶粒度级别与晶粒大小的关系晶粒度级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 (2-5) n - X100倍时，晶粒数倍时，晶粒数 / in2 N - 晶粒度级别晶粒度级别n 奥氏体晶粒度有三种：奥氏体晶粒度有三种： 起始晶粒度起始晶粒度 - 奥氏体形成刚结束，其奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶

40、粒大小。初晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。初始晶粒一般很细小，大小不均，晶界弯曲。始晶粒一般很细小，大小不均，晶界弯曲。 实际晶粒度实际晶粒度 - 钢经热处理后所获得的实钢经热处理后所获得的实际奥氏体晶粒大小。际奥氏体晶粒大小。2101.1nGNn：1mm2面积内的晶粒数 本质晶粒度本质晶粒度 - 表示钢在一定加热条件下奥表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。氏体晶粒长大的倾向性。 在在 93010，保温保温38小时小时后测定。后测定。 14级级-本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。 58级级-本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。区分：实际

41、晶粒度区分：实际晶粒度 本质晶粒度本质晶粒度图图2-11 两种不同钢种奥氏体晶粒长大的倾向两种不同钢种奥氏体晶粒长大的倾向Ac19302.3.2 奥氏体晶粒长大机制奥氏体晶粒长大机制 晶粒长大的驱动力晶粒长大的驱动力n 驱动力来自驱动力来自总的晶界能的下降总的晶界能的下降。(1)对于对于球面晶界球面晶界，有一，有一指向曲率指向曲率中心中心的驱动力的驱动力P作用于晶界。作用于晶界。RP图图2-12 球面晶界长球面晶界长大驱动力示意图大驱动力示意图。，直晶界，球面曲率半径，如为平比界面能0)62(2PRRRPn 公式公式(2-6)的推导的推导:图图2-13 双晶体中的双晶体中的A、B两晶粒，其中两

42、晶粒，其中B晶粒呈球晶粒呈球状存在于状存在于A晶粒中。晶粒中。n 面积为面积为A的晶界如果移动的晶界如果移动dx距离时，体系总的距离时，体系总的Gibbs自由自由能变化为能变化为dGt ，则沿，则沿x方向有力方向有力P作用于晶界上，构成晶界移作用于晶界上，构成晶界移动的驱动力。动的驱动力。n 图图2-13中中A、B晶粒间的晶界晶粒间的晶界构成一曲率半径为构成一曲率半径为R的球面。的球面。RdRRdRdxdGAPt2)4(41122图图2-14 大晶粒吃掉小晶粒示大晶粒吃掉小晶粒示意图意图(箭头表示晶界迁移方向箭头表示晶界迁移方向)图图2-15 晶粒大小均匀一致晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构时

43、稳定的二维结构图图2-16 顶角均为顶角均为1200 的多边形晶粒的多边形晶粒图图2-17 三维晶粒的稳定形三维晶粒的稳定形状状 - Kelvin正十四面体正十四面体图图2-18 大晶粒和小晶粒大晶粒和小晶粒的几何关系的几何关系n 为保持三晶界交为保持三晶界交会处的界面张力平会处的界面张力平衡，交会处的面角衡，交会处的面角应为应为120o，晶界将，晶界将弯曲成曲率中心在弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面小晶粒一侧的曲面晶界。晶界。n 大晶粒将吃掉小大晶粒将吃掉小晶粒，使总晶界面晶粒，使总晶界面积减少，总的界面积减少，总的界面能降低。能降低。(2) 晶界迁移阻力晶界迁移阻力图图2-19 Zener

44、微粒钉微粒钉扎晶界模型扎晶界模型 n 晶界向右迁移时，奥氏晶界向右迁移时，奥氏体晶界面积将增加，所受体晶界面积将增加，所受的最大阻力为：的最大阻力为：第二相微粒的半径第二相微粒的体积分数)72(23maxrfrfFn 由式（由式（2-7）可知：）可知： 当第二相微粒所占的体积分数当第二相微粒所占的体积分数 f 一定时，一定时，第二相粒子越细小（第二相粒子越细小（r越小），提供的对晶界越小），提供的对晶界迁移的总阻力越大。迁移的总阻力越大。 反之，当第二相微粒粗化时，对晶界迁移反之，当第二相微粒粗化时，对晶界迁移的总阻力将会变小。的总阻力将会变小。(3) 奥氏体晶粒长大过程奥氏体晶粒长大过程图图

45、2-20 奥氏体晶粒长大过程奥氏体晶粒长大过程孕育期：温度愈高，孕育期：温度愈高，孕育期愈短。孕育期愈短。 不均匀长大期：粗不均匀长大期：粗细晶粒共存。细晶粒共存。均匀长大期：细小均匀长大期：细小晶粒被吞并后，缓晶粒被吞并后，缓慢长大。慢长大。2.3.3 影响奥氏体影响奥氏体晶粒长大晶粒长大的因素的因素 (1) 加热温度和保温时间加热温度和保温时间n 晶粒长大表现为晶粒长大表现为晶界的迁移晶界的迁移，实质，实质上是原子在晶界附近的上是原子在晶界附近的扩散扩散过程。过程。n 晶粒长大速度与晶粒长大速度与晶界迁移速率晶界迁移速率及晶及晶粒长大粒长大驱动力驱动力成正比。成正比。晶界移动激活能常数 m

46、mQKRRTQKV)82(exp图图2-21 奥氏体晶粒大小与加热奥氏体晶粒大小与加热温度、保温时间的关系温度、保温时间的关系n 随加热温度升高，随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速度成指数关系迅速增大。增大。n 加热温度升高时，加热温度升高时，保温时间应相应缩保温时间应相应缩短，这样才能获得短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒。细小的奥氏体晶粒。（2）加热速度的影响）加热速度的影响n 加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度之比（形核率与长大速度之比（N/G）随之增大，可以获随之增大，可以获得细小的起始晶粒度。得

47、细小的起始晶粒度。n 快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度。体晶粒度。n 如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。（3）钢的碳含量的影响）钢的碳含量的影响n 碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了铁的自铁的自扩散系数扩散系数，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。共析碳钢共析碳钢最容易长大。最容易长大。n 当碳以未溶当碳以未溶二次渗碳体二次渗碳体形式存在时

48、，由于其阻碍形式存在时，由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大。过共析碳钢晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大。过共析碳钢的加热温度一般选在的加热温度一般选在 Ac1 - Accm 两相区，为的就是两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。保留一定的残留渗碳体。（4）合金元素的影响）合金元素的影响n Mn，P 促进奥氏体晶粒长大：促进奥氏体晶粒长大： Mn - 在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能；在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能； P - 在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数。系数。n 强碳氮化物形成元素强碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔形成高熔点难溶碳氮化物（

49、如点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。迁移，细化奥氏体晶粒。 Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu 阻碍作用强阻碍作用强 阻碍作用弱阻碍作用弱 图图2-22 奥氏体晶粒直径与加热温度的关系奥氏体晶粒直径与加热温度的关系1 - 不含铝的不含铝的C-Mn钢钢 2 - 含含Nb-N钢钢（5）冶炼方法冶炼方法n 用用Al脱氧，可脱氧，可形成形成 AlN - 本质细晶粒钢本质细晶粒钢n 用用Si、Mn脱氧脱氧- 本质粗晶粒钢本质粗晶粒钢2.4 过热与过烧过热与过烧1 过热过热的定义：钢在热处理时，由于加热不当而引起奥氏体实际晶粒粗大实际晶粒粗大

50、，以致在随后淬火或正火时得到十分粗大的组织，从而使钢的力学性能显著恶化的现象称为过热。 2.消除过热消除过热的主要方法 重新加热到正常的加热温度，以获得新的细小的奥氏体晶粒，然后冷却。3. 过烧过烧：金属或合金在热处理加热时，由于加热温度过高，出现了晶界氧化晶界氧化和晶界开晶界开始部分熔化始部分熔化的现象，称之为过烧。 过程描述：当钢加热到比过热更高的温度，时间又长时，不仅使钢的晶粒长大晶粒长大，而且晶粒之间边界开始熔化开始熔化，氧进入晶粒间隙，使金属发生氧化并促其熔化氧化并促其熔化，导致晶粒间结合力的破坏结合力的破坏而使钢失去本身的强度和塑强度和塑性性。处置办法：处置办法： 过烧的钢无法挽救

51、，只有过烧的钢无法挽救，只有报废报废重新冶炼。重新冶炼。预防办法：预防办法：u避免加热温度过高；避免加热温度过高；u避免在高温段长时间保温。避免在高温段长时间保温。2.5 非平衡组织加热时奥氏体的形成非平衡组织加热时奥氏体的形成 一针状奥氏体的形成一针状奥氏体的形成 中碳合金钢中碳合金钢以板条状马氏体为原始组织在以板条状马氏体为原始组织在Ac1Ac3之间进行慢速或极慢速加热时，在马氏体板之间进行慢速或极慢速加热时，在马氏体板条间可形成条间可形成针状奥氏体针状奥氏体。二颗粒状奥氏体的形成二颗粒状奥氏体的形成 中等的加热速度将非平衡组织加热到中等的加热速度将非平衡组织加热到Ac1Ac3之间或直接加

52、热到之间或直接加热到Ac3以上时，将在原奥氏体晶以上时，将在原奥氏体晶界，马氏体束界，块界，甚至在板条界通过界，马氏体束界，块界，甚至在板条界通过扩散扩散型相变型相变形成颗形成颗粒状奥氏体粒状奥氏体。三粗大奥氏体晶粒的三粗大奥氏体晶粒的遗传性遗传性及其及其控制控制1. 遗传遗传：在一种相变或组织转变中，转变的产物保：在一种相变或组织转变中，转变的产物保留了原始组织的宏观及显微特性，这种现象称为留了原始组织的宏观及显微特性，这种现象称为遗传，包括组织遗传和相遗传。遗传，包括组织遗传和相遗传。 2. 组织遗传组织遗传：对粗大的非平衡组织进行加热时，在：对粗大的非平衡组织进行加热时，在一定的加热条件

53、下，新形成的奥氏体晶粒有可能一定的加热条件下，新形成的奥氏体晶粒有可能继承和恢复原粗大奥氏体晶粒，这种现象被称为继承和恢复原粗大奥氏体晶粒，这种现象被称为钢的组织遗传。钢的组织遗传。3. 相遗传相遗传：相变后相本身的晶体结构、缺陷传给新：相变后相本身的晶体结构、缺陷传给新相，这种现象称为相遗传。相，这种现象称为相遗传。u 组织遗传是有害的。组织遗传是有害的。u相遗传是有益的，因为可使强度提高。相遗传是有益的，因为可使强度提高。2. 影响钢的组织遗传的因素影响钢的组织遗传的因素（1）原始组织）原始组织lPl非平衡组织（非平衡组织（BM）（2）加热速度）加热速度u 对具有非平衡组织的合金钢：对具有

54、非平衡组织的合金钢： 慢速加热或快速加热，容易出现组织遗传；中速加热可能避免出现组织遗传；3. 奥氏体晶粒的反常细化反常细化 过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至Ac3以上的正常加热温度，有可能得到粗大的奥氏体晶粒，出现组织遗传，但如果加热到更高的温度（Ac3+100200），则奥氏体晶粒不仅不粗化，反而形成了细小的，晶体学位向不同的奥氏体晶粒，这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化。非相变奥氏体的自发再结晶4. 控制控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法 （1）对非平衡组织非平衡组织的过热钢，可以采用中中速加热速加热，得到细小的奥氏体晶粒 （2）对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或

55、高温回火一次退火或高温回火 （3）利用奥氏体的自发再结晶自发再结晶，快速加热至临界点以上100200，然后淬火 （4）对低合金钢，可采用多次正火多次正火使过热得到校正。思考题思考题 实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，因钢种及冶炼方法的不粒长大的倾向性，因钢种及冶炼方法的不同而异。同而异。作作 业业1. 名词解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒名词解释：起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度；遗传；组织遗传度；遗传；组织遗传2. 简要叙述影响奥氏体形成速度的因素。简要叙述影响奥氏体形成速度的因素。3. 与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的

56、与等温形成过程相比，连续加热时奥氏体形成的特点。特点。4. 简述影响奥氏体晶粒长大的因素。简述影响奥氏体晶粒长大的因素。5. 预习教材第二章（预习教材第二章（2.7 非平衡组织加热时奥氏非平衡组织加热时奥氏体的形成）第三章（体的形成）第三章（3.1 珠光体的组织形态及珠光体的组织形态及晶体学；晶体学；3.2 珠光体转变机制）。珠光体转变机制）。第三章第三章 珠光体相变珠光体相变3.1 珠光体的组织形态与性能特点珠光体的组织形态与性能特点3.1.1 过冷奥氏体转变过冷奥氏体转变图图3-1 TTT 曲线曲线n 过冷奥氏体等温转变动过冷奥氏体等温转变动力学图，力学图，TTT曲线，曲线，C曲曲线，线，

57、IT曲线。曲线。n 反映温度反映温度-时间时间-转变量转变量三者之间的关系。三者之间的关系。图图3-2 共析碳钢共析碳钢 C 曲线曲线Mf高温高温中温中温低温低温n A1 550 ，Fe、C原子均可扩散。原子均可扩散。n 共析分解成珠光体共析分解成珠光体 - 铁素体与渗碳铁素体与渗碳体两相层片状机械混合物。体两相层片状机械混合物。n 珠光体团珠光体团(或领域或领域) - 片层方向大致相片层方向大致相同的珠光体，在一个奥氏体晶粒内可以同的珠光体，在一个奥氏体晶粒内可以形成形成35个珠光体团。个珠光体团。（1 1）高温转变）高温转变图图3-3 层片状珠光体示意图层片状珠光体示意图原奥氏体晶界原奥氏

58、体晶界珠光体团珠光体团（2）中温转变）中温转变n 550 220 ，C 原子可扩散，原子可扩散，Fe原子不原子不能扩散。能扩散。n 形成贝氏体形成贝氏体-过饱和铁素体与渗碳体的非过饱和铁素体与渗碳体的非层片状层片状 混合物。混合物。 上贝氏体：上贝氏体：550 稍下形成，羽毛状。在平稍下形成，羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。 下贝氏体：下贝氏体：220 稍上形成，针状。在针状稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。铁素体内分布有细小渗碳体。图图3-4 (a) 上贝氏体上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体下贝氏体 X400n 非

59、扩散型相变：非扩散型相变：Fe、C原子均不发生原子均不发生扩散，生成的马氏体与原奥氏体成分相扩散，生成的马氏体与原奥氏体成分相同。同。n 马氏体：碳在马氏体：碳在-Fe中的过饱和固溶体。中的过饱和固溶体。n 马氏体相变是变温型相变，相变开始马氏体相变是变温型相变，相变开始点点 Ms ，终了点，终了点 Mf 。 （3）低温转变）低温转变图图3-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体低碳钢中的板条马氏体 (X80) (b) 高碳钢中的针状高碳钢中的针状(片状片状)马氏体马氏体 (X400)3.1.2 珠光体的组织形态珠光体的组织形态 珠光体珠光体：由铁素体和渗碳体组成的机械混合物。：由铁素体和渗碳体组成

60、的机械混合物。 珠光体团珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体片：若干大致平行的铁素体与渗碳体片 组成一个珠光体领域，也称珠光体团。组成一个珠光体领域，也称珠光体团。 珠光体片层间距珠光体片层间距：珠光体中一对铁素体片与渗碳：珠光体中一对铁素体片与渗碳 体片的厚度之和。体片的厚度之和。 形成温度形成温度() 片层间距片层间距 (nm)珠光体珠光体 P Ar1 650 150 450索氏体索氏体 S 650 600 80 150屈氏体屈氏体 T 600 550 30 80（2）粒状珠光体）粒状珠光体n 铁素体基体上分布着铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体颗粒状渗碳体的组织称为的组织称为 粒状珠光体，