金属固态相变

1、第九章第九章 固态相变固态相变9.1 固态相变总论固态相变总论n9.1.1 固态相变分类固态相变分类1. 按热力学分类按热力学分类 （1）一级相变：）一级相变：相变时两相的相变时两相的自由焓相等自由焓相等，而，而自由炩自由炩对对温度及压力的温度及压力的一阶偏微分（一阶偏微分（S,V）不等）不等的相变。的相变。伴随潜热伴随潜热的释放和体积的改变的释放和体积的改变。如蒸发、升华、熔化以及大多数固。如蒸发、升华、熔化以及大多数固态晶型转变属于此类。态晶型转变属于此类。 （2）二级相变：）二级相变：相变时两相的相变时两相的自由焓相等自由焓相等，自由焓的一自由焓的一阶偏微分也相等阶偏微分也相等，但，但二

2、阶偏微分不相等的相变二阶偏微分不相等的相变。没有相变没有相变潜热和体积改变，有比热容、压缩系数、膨胀系数变化潜热和体积改变，有比热容、压缩系数、膨胀系数变化，如磁性转变、有序无序转变、超导转变等属于此类。如磁性转变、有序无序转变、超导转变等属于此类。2. 按结构变化分类按结构变化分类（1）重构型相变）重构型相变 ： 相变时相变时原化学键破坏原化学键破坏，原子重新，原子重新排列。克服的能垒较高，排列。克服的能垒较高，相变潜热相变潜热很大，很大，进行缓慢进行缓慢。过。过饱和固溶体的脱溶分解、共析转变属于此类。饱和固溶体的脱溶分解、共析转变属于此类。（2）位移型相变：相变时）位移型相变：相变时不需要

3、破坏化学键不需要破坏化学键，发生的，发生的原子位移很小，两相之间存在一定的晶体学位向关系。原子位移很小，两相之间存在一定的晶体学位向关系。克服的能垒较小，克服的能垒较小，相变潜热相变潜热也很小，也很小，转变速度非常迅速转变速度非常迅速。马氏体相变属于此类。马氏体相变属于此类。3. 按相变方式分类按相变方式分类（1）形核）形核-长大型相变：相变时在很小范围内发生原子长大型相变：相变时在很小范围内发生原子相当激烈的重排，相当激烈的重排，生成新相核心生成新相核心，两相之间产生相界。，两相之间产生相界。相变靠不断的相变靠不断的生核和晶核的长大生核和晶核的长大实现。脱溶转变、共析实现。脱溶转变、共析转变

4、属于此类。转变属于此类。（2）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连续状态，续状态，不需形核不需形核，靠连续涨落形成新相。，靠连续涨落形成新相。调幅分解调幅分解属属于此类。于此类。4. 按相变时能否获得平衡组织按相变时能否获得平衡组织（1）平衡相变）平衡相变（2）非平衡相变）非平衡相变5. 按相变方式分类按相变方式分类 （1）有核相变：）有核相变：有形核阶段，新相核心可均匀形成，也有形核阶段，新相核心可均匀形成，也可择优形成。大多数固态相变属于此类。可

5、择优形成。大多数固态相变属于此类。 （2）无核相变：）无核相变：无形核阶段，以成分起伏作为开端，新无形核阶段，以成分起伏作为开端，新旧相间无明显界面，如旧相间无明显界面，如调幅分解。调幅分解。6. 按相变过程中原子迁移情况按相变过程中原子迁移情况（1）扩）扩 散散 型：依靠原子的长距离扩散；相界面非共格。如珠型：依靠原子的长距离扩散；相界面非共格。如珠光体、奥氏体转变，光体、奥氏体转变，Fe,C 都可扩散。都可扩散。（2）非扩散型：旧相原子有规则地、协调一致地通过）非扩散型：旧相原子有规则地、协调一致地通过 切变转移到新相中；相界面共格、原子间的相邻关系不变；切变转移到新相中；相界面共格、原子

6、间的相邻关系不变；化学成分不变。如马氏体转变，化学成分不变。如马氏体转变，Fe,C都不扩散。都不扩散。（3）半扩散型：既有切变，又有扩散。如贝氏体转变，）半扩散型：既有切变，又有扩散。如贝氏体转变，Fe切变，切变，C扩散。扩散。n9.1.2 固态相变的特征固态相变的特征1.相变阻力大相变阻力大 固态相变时系统的自由能变化：固态相变时系统的自由能变化： GVGv+S + V 驱动力驱动力 阻力阻力 界面能增加界面能增加相变阻力大相变阻力大 额外弹性应变能：比体积差额外弹性应变能：比体积差 固态相变固态相变 扩散困难（新、旧相化学成分不同时）扩散困难（新、旧相化学成分不同时） 困难困难 2. 惯析

7、面和位向关系惯析面和位向关系 新相与母相的界面为两种晶体的界面。新相与母相的界面为两种晶体的界面。根据匹配关系可分为：根据匹配关系可分为： 共格界面：共格界面：错配度错配度0.05 界面能量低界面能量低 半共格界面：半共格界面：0.05错配度错配度0.25 非共格界面：非共格界面：错配度错配度0.25 界面能量最高界面能量最高新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系新相习惯于在母相的一定晶面上形成新相习惯于在母相的一定晶面上形成 新相沿新相沿特定的晶向特定的晶向在母相在母相特定晶面特定晶面上形成上形成。 惯习方向惯习方向 （母相）（母相） 惯习面惯习

8、面 原因：沿原因：沿应变能最小的方向应变能最小的方向和和界面能最低界面能最低的界面发展。的界面发展。3. 晶体缺陷的影响晶体缺陷的影响 点点 缺陷类型缺陷类型 线线 晶格畸变自由能高，易获得晶格畸变自由能高，易获得 面面 更大的驱动力促进形核及相更大的驱动力促进形核及相 变。变。思考：思考：晶粒细化对相变的影响？晶粒细化对相变的影响？晶体缺陷对相变起促进作用。晶体缺陷对相变起促进作用。4. 原子扩散的影响原子扩散的影响 对于扩散型相变，随过冷度的增加，相变的驱动力增对于扩散型相变，随过冷度的增加，相变的驱动力增大，转变速度加快。但当过冷度增加到一定程度时，扩大，转变速度加快。但当过冷度增加到一

9、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，散成为决定性因素，再增大过冷度会使转变速度减慢，甚至原来高温转变被抑制，在更低温度下发生无扩散相甚至原来高温转变被抑制，在更低温度下发生无扩散相变。变。5. 过渡相过渡相 固态相变阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度较固态相变阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度较低，新、旧相成分相相差大时，难形成稳定相，往往形成低，新、旧相成分相相差大时，难形成稳定相，往往形成一种协调性的中间转变产物一种协调性的中间转变产物过渡相。过渡相。 母相母相 较不稳定过渡相较不稳定过渡相 较稳定过渡相较稳定过渡相 稳定相稳定相9.1.3 固态相变时的形核固态

10、相变时的形核 核胚核胚 晶核晶核 均匀形核均匀形核 非均匀形核非均匀形核1. 均匀形核均匀形核2. 非均匀形核非均匀形核（1）晶界形核）晶界形核 结构混乱，降低结构混乱，降低 易扩散、偏析，利于扩散相变易扩散、偏析，利于扩散相变 新相新相/母相形成共格、半共格界母相形成共格、半共格界面降低界面能面降低界面能 新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力（2）位错形核位错形核 位错不消失，可作为半共格界面的形成部分位错不消失，可作为半共格界面的形成部分 易于发生偏聚（气团），有利于成分起伏易于发生偏聚（气团），有利于成分起伏 易于扩散，有利于发生扩散型相变促进

11、扩散易于扩散，有利于发生扩散型相变促进扩散（3）空位形核空位形核 新相生成处空位消失，提供能量新相生成处空位消失，提供能量 空位群可凝结成位错空位群可凝结成位错 （在过饱和固溶体的脱溶析出过程中，（在过饱和固溶体的脱溶析出过程中， 空位作用更明显。）空位作用更明显。）（4）层错形核）层错形核9.1.4 新相的长大新相的长大1.界面过程控制的新相长大界面过程控制的新相长大（1）非热激活界面近程控制的新相长大）非热激活界面近程控制的新相长大 （2）热激活界面过程控制的新相长大）热激活界面过程控制的新相长大 切切变变长长大大台台阶阶式式长长大大2 扩散控制的新相长大扩散控制的新相长大 （1） 界面控

12、制长大界面控制长大 新相生成时无成分变化新相生成时无成分变化(有结构、有结构、有序度变化）有序度变化） u=exp(-Q/kT)1-exp(-Gv/kT) （2）扩散控制长大）扩散控制长大 新相生成时有成分变化新相生成时有成分变化 u=dx/dt=( C / x)D/(C -C )9.1.5 相变动力学相变动力学 1. 形核率形核率2. 等温转变曲线等温转变曲线9.2 扩散型相变扩散型相变9.2.1 调幅分解调幅分解 9.2.2 过饱和固溶体的脱溶过饱和固溶体的脱溶 脱溶：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定的沉淀相脱溶：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定的沉淀相后，基体成为接近平衡浓度的转变。

13、后，基体成为接近平衡浓度的转变。（一）脱溶的分类（一）脱溶的分类 1、 根据母相成分的变化分类根据母相成分的变化分类（1）连续脱溶：随新相的形成，脱溶相附近母相的浓度较低，）连续脱溶：随新相的形成，脱溶相附近母相的浓度较低，且由相界面向内母相的浓度逐步上升，且由相界面向内母相的浓度逐步上升，母相的浓度梯度呈连续母相的浓度梯度呈连续变化变化，成分连续平缓的由过饱和状态变化到饱和状态。新相的，成分连续平缓的由过饱和状态变化到饱和状态。新相的长大长大依靠远距离扩散依靠远距离扩散。（2）不连续脱溶：脱溶相一旦形成，其周围一定距离内的母）不连续脱溶：脱溶相一旦形成，其周围一定距离内的母相立刻由过饱和状态

14、变为饱和状态，并与原始成分的母相形成相立刻由过饱和状态变为饱和状态，并与原始成分的母相形成明显的分界面明显的分界面。新相的长大。新相的长大不需远程扩散不需远程扩散。2、根据脱溶相与母相之间的界面性质分类、根据脱溶相与母相之间的界面性质分类（1）共格脱溶：当脱溶相与母相的晶体结构和点阵常数相）共格脱溶：当脱溶相与母相的晶体结构和点阵常数相近或反应温度较低时，两相之间易保持共格。新相呈圆盘、近或反应温度较低时，两相之间易保持共格。新相呈圆盘、片状或针状析出，以片状或针状析出，以减少应变能减少应变能。（2）非共格脱溶：新相呈等轴状析出，以）非共格脱溶：新相呈等轴状析出，以减少界面能减少界面能。3、根

15、据脱溶相的分布状况分类、根据脱溶相的分布状况分类（1）普遍脱溶：脱溶在整个固溶体中）普遍脱溶：脱溶在整个固溶体中基本同时发生基本同时发生，在母相，在母相中中均匀分布均匀分布。（2）局部脱溶：脱溶只发生在）局部脱溶：脱溶只发生在局部局部（晶界或某些特定晶面），（晶界或某些特定晶面），其他区域不发生或靠远距离扩散将溶质输送到脱溶区。其他区域不发生或靠远距离扩散将溶质输送到脱溶区。（二）连续脱溶（二）连续脱溶 连续脱溶时，往往先形成一系列过渡相，形成脱溶序列，连续脱溶时，往往先形成一系列过渡相，形成脱溶序列，在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。（1）脱

16、溶序列）脱溶序列（2）脱溶物粗化）脱溶物粗化（三）不连续脱溶（三）不连续脱溶 -两相式脱溶，胞状式脱溶。通常在母相晶界上形两相式脱溶，胞状式脱溶。通常在母相晶界上形核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，与母相有明显核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，与母相有明显界面。界面。9.2.3 共析转变共析转变 1 1、共析转变的形核与生长、共析转变的形核与生长 2 2、共析体的片间距、共析体的片间距 9.3 无扩散相变无扩散相变 相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变。相变相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变。相变过程中原子可采用无扩散切变方式完成晶格改组，也可过程中原子可采用无扩散切变方式完成晶

17、格改组，也可借助热激活靠短程扩散跨过相界面完成相变。借助热激活靠短程扩散跨过相界面完成相变。9.3.1 陶瓷的同质异构转变陶瓷的同质异构转变 1 1、重构型相变：原化学键破坏，原子靠、重构型相变：原化学键破坏，原子靠近程扩散近程扩散重新排列，重新排列，相变所需激活能高，较难发生，相变所需激活能高，较难发生，转变速度缓慢转变速度缓慢，常有高温，常有高温相残留到低温的倾向。相残留到低温的倾向。2 2、位移型相变：不破坏原化学键，只需构成晶体的离子沿、位移型相变：不破坏原化学键，只需构成晶体的离子沿特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸变

18、就可完成相变。变就可完成相变。不需扩散不需扩散，转变速度非常快转变速度非常快。9.3.2 块型转变块型转变 9.3.3 马氏体相变马氏体相变 A A体快速冷却到体快速冷却到MMS S以下转变为以下转变为MM体，体，MM体转变是非扩散性体转变是非扩散性转变，是转变，是FCCFCC的的A A体瞬间原子切变为体瞬间原子切变为BCCBCC的过饱和铁素体。的过饱和铁素体。1. 1.马氏体的结构、形态与性能马氏体的结构、形态与性能（1 1）马氏体的晶体结构）马氏体的晶体结构MM体本质：体本质：C C在在-Fe-Fe中过饱中过饱 和的间隙固溶体。和的间隙固溶体。MM体的晶体结构：体的晶体结构： BCCBCC

19、，FCCFCC， 体心正方等。体心正方等。 （2 2）马氏体的形态与亚结构）马氏体的形态与亚结构基本形态：板条马氏体基本形态：板条马氏体 片状马氏体片状马氏体 板条马氏体板条马氏体a a存在于低、中碳钢和不锈钢中。存在于低、中碳钢和不锈钢中。b b立体形态为扁条状、薄板状。立体形态为扁条状、薄板状。c c亚结构：高密度位错。亚结构：高密度位错。轴比轴比c/a称为称为马氏体马氏体的正方度。的正方度。 片状马氏体片状马氏体a a存在于高、中碳钢和高镍的铁镍合金中存在于高、中碳钢和高镍的铁镍合金中b b形态：双凹透镜状（二维针状，竹叶状）形态：双凹透镜状（二维针状，竹叶状）c c亚结构：孪晶亚结构：

20、孪晶d d片状片状MM体中的微裂纹体中的微裂纹影响马氏体形态的因素影响马氏体形态的因素A Fe-CA Fe-C合金：合金：C%C%是主要因素是主要因素 WWC C0.2%0.2%，板条马氏体，板条马氏体 WWC C 1.0%, 1.0%, 片状马氏体片状马氏体 0.2%W0.2%WC C1.0%,FA的，淬火时易开裂的，淬火时易开裂.d热膨胀系数热膨胀系数:(1214)10-6mm/mm.，比，比A小小1/3。 2 2 马氏体相变特点马氏体相变特点（1）无扩散性）无扩散性 a A M无成分变化，只有晶体点阵改变。无成分变化，只有晶体点阵改变。 b 转变可在很低温下以极快速度进行，转变可在很低温

21、下以极快速度进行，510-5 510-7S（2）切变性与表面浮凸现象）切变性与表面浮凸现象 宏观证据：表面浮凸。宏观证据：表面浮凸。（3）具有一定的晶体学位向关系和惯习面）具有一定的晶体学位向关系和惯习面 钢中已观察到的有钢中已观察到的有K-关系关系：011M111r , Mr 此外还有此外还有西山西山关系，关系，-关系关系。（4）转变是在一个温度范围内完成的）转变是在一个温度范围内完成的 必须连续从必须连续从MSMf以下才能得到全部以下才能得到全部M体，在其间任一温度都体，在其间任一温度都不会使不会使M%增加。增加。（5）高速长大：）高速长大：（6）转变不完全）转变不完全 残留残留A体：体：

22、Mf低于室温时，仍有低于室温时，仍有A保留。保留。 冷处理：将钢淬入低于室温温度使冷处理：将钢淬入低于室温温度使ArM的工艺。的工艺。Ar的数量与的数量与A体的化学成分有关，体的化学成分有关，C%，Ar量量 3.3.奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出 现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。（1 1）热稳定化）热稳定化 A体淬火时因缓慢冷却或在体淬火时因缓慢冷却或在MSMf之间某温度停留之间某温度停留一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。 （2

23、）机械稳定化）机械稳定化 在应力在应力应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发相变。相变。 形变诱发形变诱发M体相变的最高温度为体相变的最高温度为d（S）。）。 Td形变形变:使使A体稳定性提高，随后体稳定性提高，随后M体相变困难。体相变困难。 Td形变形变:诱发诱发M体生成，但随之淬火后，剩余体生成，但随之淬火后，剩余A 体将稳定化，也产生机械稳定化。体将稳定化，也产生机械稳定化。9.3.4 珠光体转变珠光体转变 扩散型相变扩散型相变 （ +Fe3C ）共析转变产物）共析转变产物高温转变高温转变 转变温度：转变温度：A1550 形成包括：一是铁

24、、碳原子的扩散形成包括：一是铁、碳原子的扩散 二是晶格重组二是晶格重组1.珠光体的组织形态与性能珠光体的组织形态与性能 珠光体珠光体 片状片状P体体 片状片状P体体 索氏体（索氏体（S） 屈氏体（屈氏体（T） 粒（球）状粒（球）状P体体（1 1）珠光体片层间距）珠光体片层间距S S0 0 S S0 0由珠光体形成温度决定：由珠光体形成温度决定：T T越低，越低，S S0 0越小。越小。 S S0 0 =8.02/T =8.02/T 10103 3 (nm) (nm) （2 2）珠光体类型）珠光体类型按片间距按片间距S S0 0大小分大小分 P P：A A1 1650650，S S0 0=150

25、=150450nm450nm，OMOM下能看到。下能看到。 S S：650650600, S600, S0 0=80=80150nm,150nm,高倍高倍OMOM T: 600 T: 600550, S550, S0 0=30=3080nm,TEM80nm,TEM组织名称表示符号形成温度范围/硬度片间距/nm能分辨片层的放大倍数珠光体PA1650170200HB150450 5 00索氏体S6506002535HRC801501000托氏体T6005503540HRC30802000（3）珠光体性能与形态尺寸的关系）珠光体性能与形态尺寸的关系 S0对对影响符合影响符合Hell-Petch公式公

26、式: = K S0-1/2 珠光体团尺寸取决于原始珠光体团尺寸取决于原始A体晶粒大小，珠光体晶粒大小，珠光 体团尺寸减小，强度、韧性增加。体团尺寸减小，强度、韧性增加。 粒状粒状P体界面少，基体未被割裂，所以强度体界面少，基体未被割裂，所以强度 较低，但塑性、韧性好。较低，但塑性、韧性好。2. 珠光体的形成珠光体的形成两种机制两种机制（1）交替形核长大机制）交替形核长大机制 领先相：领先相：F、Fe3C都可作为领先相都可作为领先相（2）分枝长大机制）分枝长大机制3. 非共析钢先析出相的形成非共析钢先析出相的形成（1）先共析体的析出量）先共析体的析出量 在平衡冷却条件下，先共析体析出量只与成分有

27、关，符合在平衡冷却条件下，先共析体析出量只与成分有关，符合杠杆定律。杠杆定律。（2）先共析）先共析F体的形态体的形态根据晶粒大小、等温转变温度、冷根据晶粒大小、等温转变温度、冷速不同，速不同，先共析先共析F相有相有 ： 块状（等轴状）块状（等轴状） 网状网状 针（片）状等针（片）状等魏氏组织（魏氏组织（W）：具有先共析针（片）状）：具有先共析针（片）状F或或Fe3C的组织。的组织。前前者称为铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。者称为铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。说明：说明：生产中常见的是铁素体生产中常见的是铁素体W。低、中碳钢无论晶粒大小，低、中碳钢无论晶粒大小，在一定冷却条件下

28、，都可得到在一定冷却条件下，都可得到W。W使钢的力学性能特别塑性、使钢的力学性能特别塑性、韧性下降、韧脆转化温度升高。韧性下降、韧脆转化温度升高。 W W可通过正火、退火、锻造消除。可通过正火、退火、锻造消除。Fe-C合金中先共析铁素体、先共析渗碳体的形态与等温温度合金中先共析铁素体、先共析渗碳体的形态与等温温度和碳含量的关系：和碳含量的关系：A 奥氏体晶粒度为奥氏体晶粒度为01级级B 奥氏体晶粒度为奥氏体晶粒度为78级级4. 4. 珠光体转变的应用珠光体转变的应用获得获得P体的方法：体的方法：退火、正火退火、正火退火或正火的概念：退火或正火的概念： 将钢加热到一定温度并保温一定时间后，以缓慢

29、的速度冷将钢加热到一定温度并保温一定时间后，以缓慢的速度冷却，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工艺。却，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工艺。 退火：随炉冷，获得接近平衡状态的组织退火：随炉冷，获得接近平衡状态的组织 正火：空冷，获得较细的正火：空冷，获得较细的P体型组织。体型组织。9.4 贝氏体相变贝氏体相变 AB称为贝氏体转变。称为贝氏体转变。 中温转变：中温转变：TMsT贝贝B上上 惯习面：（惯习面：（225）A与原与原A位向为位向为KS关系。关系。性能：高强、硬（性能：高强、硬（HRC56），塑、韧性好，良好的综合机），塑、韧性好，良好的综合机械性能。械性能。 （3 3

30、）粒状）粒状B B体体形成温度：形成温度：B B体转变的最上部，高于体转变的最上部，高于B B上上转变转变T T。组成：组成：F F体：等轴状，又由许多板条状体：等轴状，又由许多板条状F F体组成体组成 富碳富碳A A体：粒状。体：粒状。富碳富碳A A体区分解体区分解 最终产物都称为最终产物都称为AA 组组成物。成物。 富碳富碳A A体岛的分解产物决定于体岛的分解产物决定于冷却条件及冷却条件及A A稳定性。稳定性。2. B2. B体的形成过程体的形成过程过冷过冷A A体体 开始开始 转变温度低转变温度低 B B上上 CFCF边边 （不均匀）（不均匀） 贫贫C C区区F F体形核，切变共格长大体

31、形核，切变共格长大 界，羽毛状界，羽毛状富富C C贫贫C C区区 铁原子不能扩散，铁原子不能扩散，C C不同程度扩散不同程度扩散 B B下下、C C在在F F 上析出上析出 （1 1）B B上上 形成过程：形成过程：（2 2）B B下下形成过程：形成过程：9.5 钢的热处理原理钢的热处理原理9.5.1 钢在加热时的转变钢在加热时的转变转变温度如右图1. 1.共析钢的奥氏体化过程共析钢的奥氏体化过程A氏体化过程经历如下氏体化过程经历如下4个过程：个过程： A体形核体形核 A体长大体长大 残余残余Fe3C 溶解溶解 A体均匀化体均匀化注意：注意：控制加热温度，保温时间，若加热温度过高，保温时控制加

32、热温度，保温时间，若加热温度过高，保温时间过长，均会使间过长，均会使A体晶粒粗大。体晶粒粗大。2. 2. 奥氏体晶粒长大及其控制奥氏体晶粒长大及其控制（1 1）晶粒大小的表示方法）晶粒大小的表示方法 晶粒截面的平均直径或平均面积（体积）内晶粒截面的平均直径或平均面积（体积）内 的晶粒数的晶粒数. . 晶粒度级别指数晶粒度级别指数N N：n=2n=2N-1N-1 n n放大放大100100倍时每倍时每645mm645mm2 2面积内的晶粒数面积内的晶粒数 NN晶粒度级别晶粒度级别 1414为粗晶粒；为粗晶粒；5858为细晶粒为细晶粒 N8N8为超细晶粒为超细晶粒 晶粒度标准级别图对比确定晶粒度标

33、准级别图对比确定. .(2) 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度起始晶粒度起始晶粒度: PA刚完成时刚完成时A体的晶粒度。体的晶粒度。实际晶粒度实际晶粒度:在某一具体加热条件下所得到的在某一具体加热条件下所得到的A 体晶粒大小体晶粒大小.(它是实际的，直接影响它是实际的，直接影响 到冷却后产物的组织及性能。到冷却后产物的组织及性能。)本质晶粒度本质晶粒度:在规定的加热条件下在规定的加热条件下(93010 , 保温保温38h )获得的获得的A体的晶粒大小。体的晶粒大小。 本质晶粒度反映钢在加热温度本质晶粒度反映钢在加热温度 930时的长大倾向，它与时的长大倾向，它与钢的本质钢的本质(成分成分)有关。有关。

34、(3) 奥氏体晶粒大小的控制奥氏体晶粒大小的控制加热温度与保温时间加热温度与保温时间 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越 粗大。比较而言，加热温度作用更大。粗大。比较而言，加热温度作用更大。加热速度加热速度 快速加热，短时保温，可获得超细晶粒。快速加热，短时保温，可获得超细晶粒。化学成分化学成分a c%的影响：的影响： c%1.2%时，随时，随c%增加，增加，C、Fe自扩散速度增自扩散速度增 加，迁移容易，促进晶粒长大。加，迁移容易，促进晶粒长大。 c%1.2%时，时，A体形成后有未溶碳化物，阻碍体形成后有未溶碳化物，阻碍 晶界移动，阻止晶粒长大。

35、晶界移动，阻止晶粒长大。 b 合金元素的影响合金元素的影响 强烈阻碍晶粒长大的元素：强烈阻碍晶粒长大的元素：Al,V,Ti,Zr,Nb等等 一般阻碍晶粒长大的元素：一般阻碍晶粒长大的元素：W,Cr,Mo等等 阻碍作用不显著的元素：阻碍作用不显著的元素：Si,Ni,Cu等等 促进晶粒长大的元素：促进晶粒长大的元素：Mn,P,N及过量的及过量的Al等等原始组织原始组织 原始组织主要影响起始晶粒度原始组织主要影响起始晶粒度。 原始组织越细，则形核率越高，起始晶粒度越小。原始组织越细，则形核率越高，起始晶粒度越小。9.5.2 钢的冷却转变钢的冷却转变A体的冷却方式：体的冷却方式： 连续冷却连续冷却 等

36、温冷却等温冷却1.过冷奥氏体等温转变曲线（过冷奥氏体等温转变曲线（C曲线）曲线）过冷奥氏体：过冷奥氏体：A体在临界点以下为亚（介）稳相，体在临界点以下为亚（介）稳相， 把在临界点以下处于过冷状态待分解的把在临界点以下处于过冷状态待分解的A体体 称为过冷奥氏体。称为过冷奥氏体。C曲线（曲线（TTT）：）：A 体在等温冷却条件下，过冷体在等温冷却条件下，过冷A 体转变温度体转变温度转变时间转变时间转变量转变量 的关系图。的关系图。(1)共析钢共析钢C曲线的建立：曲线的建立： 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法共析钢的共析钢的C曲线：曲线：当过冷当过冷A

37、体处于极大的体处于极大的过冷度下，会发生过冷度下，会发生M体相体相变：变：MSM体转变开始温度体转变开始温度MfM体转变终了温度体转变终了温度（2）C曲线分析曲线分析水平线水平线A1线：线：AP转变的临转变的临界温度，共析线。界温度，共析线。各区域组织：各区域组织：A550：P体转变区体转变区550MS：B体转变区体转变区MSMf： M体转变区体转变区 孕育期：在孕育期：在Ms线以上，转变开始线以上，转变开始线与纵坐标间的水平距离。线与纵坐标间的水平距离。 过冷过冷A体的孕育期越长，体的孕育期越长，A体转变速率越慢，过冷奥氏体就越稳定。体转变速率越慢，过冷奥氏体就越稳定。 2. 2. 影响过冷

38、影响过冷A A体等温转变的因素体等温转变的因素(1)A体成分的影响体成分的影响 碳含量碳含量a 孕育期：孕育期： C%=00.77%亚共析钢，孕育期随亚共析钢，孕育期随C%增加而增增加而增 加，即加，即C曲线右移。曲线右移。 C%=0.772.11%过共析钢，过共析钢， 而降而降 低，低， 左移。左移。b 含碳量越高，含碳量越高， MS点越低。点越低。C 与共析钢相比，亚共析钢中多了与共析钢相比，亚共析钢中多了F体析出线，过共析钢中多出了体析出线，过共析钢中多出了Fe3C 析出线。析出线。 合金元素合金元素a 合金元素只有溶入合金元素只有溶入A体中，才会对体中，才会对A体转变产生重要影响。体转

39、变产生重要影响。b 除除Co,Al(2.5w%)外的合金元素都增大过冷外的合金元素都增大过冷 A体的稳定性，使体的稳定性，使C曲线右曲线右移。移。c 碳化物形成元素碳化物形成元素Cr,Mn,W,V,Ti等使等使C曲线分成两部分（双鼻），分别表曲线分成两部分（双鼻），分别表示示P，B转变。转变。 (2)A体状态的影响体状态的影响 A体晶粒直径减小，或成分不均匀，新相形核体晶粒直径减小，或成分不均匀，新相形核和原子扩散有利，和原子扩散有利，C曲线左移。曲线左移。3. 3. 过冷奥氏体连续冷却转变曲线（过冷奥氏体连续冷却转变曲线（CCTCCT曲线）曲线） 退火和正火的目的退火和正火的目的降低或提高硬

40、度，便于进行切削加工降低或提高硬度，便于进行切削加工消除残余应力消除残余应力细化晶粒，改善组织以提高钢的力学性能细化晶粒，改善组织以提高钢的力学性能为最终热处理作好组织准备为最终热处理作好组织准备9.6 钢的热处理工艺钢的热处理工艺9.6.1 普通热处理普通热处理1 钢的退火钢的退火 完全退火：完全退火：亚共析钢亚共析钢AC3+3050 F+P 目的：细化，目的：细化，HRC改善切削，去应力改善切削，去应力 等温退火：等温退火： 球化退火：球化退火：过共析钢，合金工具钢。先正过共析钢，合金工具钢。先正 火，火，AC1+2030 普通球化退火普通球化退火 球状球状P体体 等温球化退火等温球化退火

41、 目的：目的：HRC均匀组织，改善切削，为淬火做准备。均匀组织，改善切削，为淬火做准备。 扩散退火：扩散退火：AC3或或ACm+150300长时保温长时保温 消除偏析，成分组织均匀化。消除偏析，成分组织均匀化。 第第一一类类相相变变重重结结晶晶退退火火 T T加加 A AC3C3 A AC1C1 第第二二类类T加加0.4%有少量残余有少量残余A.) 过共析钢过共析钢: AC1+3050 得到细小的隐晶得到细小的隐晶M体体+细碳化物细碳化物+少的残余少的残余A体。高硬度，耐磨体。高硬度，耐磨 性，变形小。性，变形小。 T过高，过高，M片状，过饱和度大，变形大，片状，过饱和度大，变形大，M体粗，体

42、粗，Ar 多，多，HRC 耐耐 磨性磨性 ，易开裂。，易开裂。 合金钢由于合金元素的作用使临界点变化，为使合金元素均匀化应提合金钢由于合金元素的作用使临界点变化，为使合金元素均匀化应提高加热温度。高加热温度。 淬火冷却介质淬火冷却介质淬火目的获得淬火目的获得M体组织，应使体组织，应使VVKC 理想的淬火介质冷却曲线如右图：理想的淬火介质冷却曲线如右图：但目前还没有理想的淬火介质但目前还没有理想的淬火介质盐水：盐水：高温低温冷速都快。高温低温冷速都快。油：油：高低温冷速慢，用于淬高低温冷速慢，用于淬 透性高的合金钢。透性高的合金钢。水：水：常用的淬火介质。常用的淬火介质。新的淬火介质应兼有水和油

43、的优点。新的淬火介质应兼有水和油的优点。淬火方法淬火方法 a 单液淬火单液淬火 普通简单，易机械化（缺点：水淬易变形开裂，普通简单，易机械化（缺点：水淬易变形开裂，油淬易硬度低。）通常采用预冷方法。油淬易硬度低。）通常采用预冷方法。b 双液淬火双液淬火 通常是先冷却能力较强的，防通常是先冷却能力较强的，防P体转变，后弱的，体转变，后弱的，M体转变。体转变。常用水淬油冷或油淬空冷，但水淬时间难控制。常用水淬油冷或油淬空冷，但水淬时间难控制。c 分级淬火分级淬火 淬火过程中保温，待工件温度均匀后再取出淬火过程中保温，待工件温度均匀后再取出缓冷。缓冷。d 等温淬火等温淬火n 稍高于稍高于MS点温度恒

44、温淬火，获得点温度恒温淬火，获得B下下 钢的淬透性钢的淬透性a 钢的淬透性：钢在淬火时获得钢的淬透性：钢在淬火时获得M的能力。的能力。b 钢的淬透性表征：钢的淬透性表征： 在规定条件下淬火获得淬透层深度（在规定条件下淬火获得淬透层深度（工件表面到工件表面到半半M体区体区的深度。的深度。） 淬透层越深，淬透性越好。淬透层越深，淬透性越好。c 淬透性对钢力学性能影响淬透性对钢力学性能影响 淬透性高的钢，经调质后组织均匀，具有较高韧性。淬透性高的钢，经调质后组织均匀，具有较高韧性。 淬透性低的钢，组织内外不均，韧性低。淬透性低的钢，组织内外不均，韧性低。 淬透性是钢固有的属性，由钢的成分决定，与淬火

45、工艺无关。淬透性是钢固有的属性，由钢的成分决定，与淬火工艺无关。 淬硬性淬硬性 是指钢淬火后能达到的最高硬度，它是指是指钢淬火后能达到的最高硬度，它是指M体的硬度，完全由体的硬度，完全由C含量决定。含量决定。 淬透性好的钢其淬硬性不一定好，淬透性好坏由合金元素及淬透性好的钢其淬硬性不一定好，淬透性好坏由合金元素及C含量决定。含量决定。钢的淬透性的测定钢的淬透性的测定端淬法（2）钢的回火）钢的回火回火：将淬火钢加热到低于临界点回火：将淬火钢加热到低于临界点A1 的某一温度，保温一定时间后，以的某一温度，保温一定时间后，以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。1）淬火钢组织为）淬火钢组织为M+Ar ，都是亚稳态组织，回火可加速其向稳态转化。，都是亚稳态组织，回火可加速其向稳态转化。2）不同温度回火，）不同温度回火，M+Ar 转化程度不同，从而使工件转化程度不同，从而使工件 获得不同的组织和性能。获得不同的组织和性能。3）回火是针对淬火组织而言的，没有淬火就没有回火。）回火是针对淬火组织而言的，没有淬火就没有回火。4）回火是在）回火是在AC1 以下进行的。以下进行的。5）淬火钢必须回火，否则会变形开裂，显示很大的脆性等