金属热处理原理课件(1-2章)

第一章金属固态相变概论一、热处理的作用

热处理——指将固态金属（包括纯金属和合金）通过特定方式进行加热，保温和冷却获得工程技术上所需的组织、结构与性能的工艺过程总称。

1显著提高钢的力学性能，充分发挥钢材的潜力。2消除毛坯中缺陷，改善其工艺性能。3机械零件加工工艺过程中的重要工序。4改善工件表面抗磨性、耐腐蚀等特殊物理化学性能。根据固态相变类型随外界条件不同而引起的变化可分为：一、平衡转变二、不平衡转变上一级加热保温冷却℃t0钢的热处理工艺图

1.1金属固态相变的主要类型1.1.1平衡转变

固态金属在缓慢加热或冷却时发生的能获得符合相图所示平衡组织的相变称为平衡转变。固态金属发生的平衡转变主要有以下几种：（一）同素异构转变和多型性转变纯金属在温度和压力变化时，由某一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程称为同素异构转变。如：铁、钛、钴、锡等金属。在固溶体中所发生由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程则称为多形性转变。如：铁、钛、钴、锡等金属。如:铁素体（转变）↔奥氏体（二）平衡脱溶沉淀如图1-1所示。特点是：1、新相的成分与结构始终与母相不同；2、随新相的析出，母相的成分和体积分数将不断变化，但母相不会消失。（三）共析转变合金在冷却时由一个固相同时分解为两个不同的固相的转变称为共析转变。可用γ→α+β表示。（四）调幅分解某些合金在高温下为均匀的单一固溶体，待冷却至某一温度范围内时，将分解为两种与原固溶体的结构相同，而成分却明显不同的微区的转变称为调幅分解。如：α→α1+α2Fe-Cr、Fe-Mo合金（五）有序化转变固溶体中各组元原子的相对位置从无序到有序（指长程有序）的转变过程称为有序化转变。如图Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni合金均可发生这种转变。1.1.2不平衡转变固态金属在快速加热或冷却时，由于平衡转变受到抑制，可能发生某些不平衡转变而得到在相图上不能反映的不平衡组织。主要有以下类型：（一）伪共析转变如图1-2所示。特点是：1、转变过程和转变产物的组成相来看，与钢中共析转变相同。2、组成相的相对量（或转变产物的平均成分）并非定值，依奥氏体碳含量而变。（二）马氏体转变以钢为例，奥氏体快速冷却后（水冷、油冷等）发生的组织转变。（三）块状转变对于纯铁或低碳钢，在一定的冷速下γ相或奥氏体可以转变为与之具有相同成分而形貌呈块状的α相。特点是：1、块状新相的长大是通过原子的短程扩散使新、母相间的非共格界面推移而实现。2、这种相变在新相的形貌上和与母相的界面结构上均与马氏体转变不同。Cu-Zn、Cu-Ga（镓）合金中存在。（四）贝氏体转变（五）不平衡脱溶沉淀如图1-1所示。在低碳钢和铝、镁等有色金属中会发生这种转变。综上所述，尽管金属固态相变类型很多，但就相变过程的实质来说其变化不外乎以下三个方面：1）结构；2）成分；3）有序化程度同素异构转变、多型性转变、马氏体转变、块状转变只有结构变化；调幅分解只有成分变化；共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀兼有成分结构变化；有序化转变只有有序化程度的变化。1.2固态相变的主要特点1.2.1相界面根据界面上两相原子在晶体学上匹配程度的不同，可以分为：共格界面、半共格界面、非共格界面。如图1-3所示。（一）共格界面（二）半共格界面界面弹性应变能的大小取决于两相界面上原子间距的相对差值，即错配度δ，δ越大，弹性应变能越大。（三）非共格界面当两相界面处得原子排列差异很大，即错配度很大时，其原子间的匹配关系便不能维持，这种界面成为非共格界面。界面能大小依次为：非共格界面、半共格界面、共格界面。1.2.2相变阻力大（弹性应变能）固态相变时，有体积变化，界面不匹配产生弹性畸变（共格、半共格、非共格），导致弹性应变能额外增加。液态金属结晶只有表面能。固态相变时，系统总自由能变化为：ΔG=VΔGv+Sσ+Vωω

为固态相变时单位体积应变能；

rk=-2σ/(ΔGv+ω)ΔGk=16πσ3/3(ΔGv+ω)2

此外，固态相变时原子扩散困难，这是固态相变阻力大又一原因。10-7~10-8cm/d,液态金属为10-7cm/s.

形成一定质量的新相时，由于上述原因产生的新相形状与应变能大小有关。图1-4所示。把各种不同形状的新相看做旋转椭球体。a代表赤道直径，c代表两极间的距离。比值c/a可以反映具体形状。C<<a时为圆盘，c=a为球，c>>a为圆棒或针状。纵坐标Ea/E0表示应变能的大小。Ea不同形状新相单位质量应变能，E0表示球形新相单位质量应变能。

由于新相和母相的比容往往不同，故新相形成时的体积变化将受到周围母相的制约，而产生弹性应变能，称为比容差应变能Es。

这种比容差应变能的大小与新相几何形状有关。图1-4表示母相为非共格界面情况下比容差应变能与新相几何形状的关系。

因强行匹配形成共格或半共格界面产生应变能，也称共格应变能。

共格界面能最大，半共格界面次之，非共格为零。

共格应变能+比容差应变能+界面能=固态相变阻力

在固态相变中，应变能与界面能究竟何者为主，需看具体情况而定。

过冷度大：形成共格或半共格界面，新相通常呈盘状（或薄片状）；

过冷度小：新相倾向形成非共格界面，以降低应变能。这时若比容差小，新相倾向形成球状以降低界面能；这时若比容差大时，新相倾向形成针状，兼顾降低界面能和比容差应变能。

1.2.3新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位相关系新、旧相之间必须符合结构和大小相适应的原理。为减小新、旧相之间界面能，新、旧相之间存在一定的晶体学位相关系，通常是以低指数、原子密度大且匹配较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，母相的这个面称为惯习面。1.2.4母相晶体缺陷对相变起促进作用

晶界、相界、空位、位错为优先生核部位，缺陷促进转变速度。1.2.5易于出现过渡相过渡相：亚稳定相，成分结构介于新、旧相之间。为克服相变阻力形成的一种中间产物。例如：γ→α+C

实际γ→α+Fe3CFe3C结构和成分介于γ和C之间。淬火马氏体也是过渡相。固态相变遵循基本规律：1、力求使自由能进一步降低；

2、力求沿着阻力最小，做功最少的途径进行1.3固态相变的形核1.3.1

均匀形核

固态相变中均匀形核的可能性很小。固态相变中均匀形核时自由焓总增值可写为：ΔG=-nΔGv+αn2/3γ+βnEaΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGEΔG*=16πσ3/3(ΔGv+E)2均匀形核率为：N-单位体积母相中的原子数V-原子振动频率固态中原子扩散激活能较大，固态相变应变能又进一步增大了形核。所以，固态相变形核率很小。非均匀形核称为主要形核方式。1.3.2非均匀形核ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGE-ΔGd-ΔGd表示非均匀形核时晶体缺陷消失而释放出的能量。导致临界形核功降低。1）晶界形核多晶体中两个晶粒的边界叫界面；三个晶粒的交界是一条线叫界棱；四个晶粒叫界隅。界面、界棱、界隅在多晶体中所占体积分数分别为：δ/L、（δ/L）2、（δ/L）3。δ代表边界厚度，L表示晶粒平均直径。界面、界棱、界隅可以提供本身所储存的畸变能用于形核。从能量角度看，界隅提供的能量最大，界面最小。从三种形核位置所占体积分数看，界面最大，界隅最小。考虑两个因素，在不同位置形核率可表示为：

I=Nν(δ/L)3-iexp(-Q/kT)exp(-AiΔGv*/kT)

i=0、1、2、3，分别表示界面、界棱、界隅和均匀形核；Ai为在晶界不同位置形核时的形核功与均匀形核的形核功比值，A0<A1<A2<1，A3=1根据晶核吞食的界面个数，在能量贡献上界隅是界面的六倍，但要考虑晶核形状和实际被吞食的界面面积。非共格形核时，为使界面面积减小，晶核和各界面均呈球冠形。界面：双凸透镜状界棱：曲面三棱柱体界隅：球面四面体共格、半共格界面一般呈平面状。大角度晶界形核，一侧为球冠形，另一侧为平面组成。2）位错形核位错从以下几个方面促进形核：（1）位错形核后，位错消失，释放出畸变能；（2）对半共格晶核，原有位错可作为补偿错配的界面位错，使形核时的能量增值减小；（3）溶质原子在位错先偏聚，当新相溶质含量较高时，这里容易满足成分要求。（4）

位错线可作为扩散的短路通道，降低扩散激活能，加速形核过程。（5）位错可分解为两个分位错其间的与层错带，层错带部分作为新相的核胚而有利于形核。通常位错在多晶体内的形核率很高，即使相变驱动力很小。3）空位及空位集团空位可通过加速扩散过程或释放自身能量提供形核驱动力而促进形核，空位对脱溶沉淀的促进作用已得到实验证实。1.4固态相变时晶核的长大新相晶核长大，实质上是界面向母相方向的迁移。依固态相变类型和晶核界面结构的不同，其晶核长大机理也不同。在实际合金中，新相晶核的界面结构出现完全共格的情况极少，即使界面上原子匹配良好，其界面上也难免存在一定数量夹杂，通常都是半共格和非共格界面。1）晶核的长大机理不同类型的固态相变，其晶核长大过程也有所不同，不管是何种相变，只要相变时有结构变化，相界面附近的原子就必须调整位置才可使晶核长大。对于半共格界面和非共格界面有不同的迁移机理。界面附近原子调整位置使晶核长大的过程叫做界面过程。非协调型长大：大多数固态相变，界面原子移动混乱，短距离、无顺序，相对位移不等，相邻关系可能变化，这样的长大过程叫非协调型长大。协调型长大：旧相中原子有规律的运动，运动后原子相邻关系不发生变化，这样的长大过程叫协调型长大。2）半共格界面的迁移例如马氏体转变，其晶核的长大是通过半共格界面上靠母相一侧的原子以切变方式完成，这种晶核长大过程是协同型长大。又称无扩散型相变。如图1-6所示。除上述机理外，人们还对晶核长大过程提出另一设想，即通过半共格界面上界面位错的运动可使界面沿法向迁移，实现晶核长大。如图1-7（1）界面位错处于同一平面上，晶核长大时界面沿法线方向迁移，界面上的位错必须进行攀移。（2）界面位错分布在各个阶梯状界面上，位错的滑移运动就可以使台阶发生侧向迁移，造成界面沿法线方向推进。假定界面为图1.8

所示的台阶状机制生长。3）非共格界面的迁移非共格界面处原子排列紊乱，形成一无规则排列的过度薄层。这种界面上原子移动的步调不是协同的，即原子移动无先后顺序，相对位移距离不等，其相邻关系也可能变化。随母相原子不断以非协同方式向新相转移，界面便沿法线方向推进，从而使新相逐渐长大。这就是非协同型长大。也有人认为，在非共格界面得微区中，也可能呈现台阶状结构，如图1-9。台阶高度相当于一个原子层，通过原子从母相台阶端部向新相台阶上转移，便使新相台阶发生侧向移动，使新相长大。这种非共格界面的迁移是通过界面扩散进行的，而不论相变时新相与母相成分是否相同，因此这种相变称为扩散型相变。1.4.2新相长大速度

新相长大速度决定于界面迁移速度。对无扩散型相变具有很高的长大速度。对于扩散型相变新相长大速度低。下面对扩散型相变中新相长大时无成分变化和有成分变化两种情况简要讨论。（一）无成分变化的新相长大新相长大速度受界面扩散（短程扩散）所控制。如果相变过冷度很小U=λv0/k(Δgαβ/T)exp(-Δg/kT)1-9新相长大速度随温度降低而增大。当过冷度很大时，

U=λv0—exp(-Δg/kT)1-10新相长大速度随温度降低呈指数函数减小。总之，在整个相变温度范围，新相长大速度随温度降低呈现先增后减的规律。见图1-11（二）有成分变化的新相长大新相长大速度受界面扩散（短程扩散）所控制。这表明新相长大的速度与扩散速度和界面附近母相中浓度梯度成正比，而与两相在界面上的平衡浓度之差成反比。如图1-121.5固态相变动力学由1.3和1.4节已知，固态相变的形核率和晶核长大速度都是转变温度的函数，而固态相变的速度又是形核率和晶核长大速度的函数，因此固态相变的速度必然与温度（或过冷度）密切相关。目前固态相变的速度没有一个精确的数学表达式。对扩散型固态相变，若形核率和长大速度都随时间而变，在一定过冷度下的等温转变动力学可描述为以下方程：

Fv=1-exp(1-btn)1-12Fv——转变量（体积分数)B——常数T——时间若形核率随时间减少，3≤n≤4,若形核率随时间增加

，n>4在实际工作中，人们采用一些物理方法测出在不同温度下从转变开始到转变不同量，以至转变终了时所需时间，做出“温度-时间-转变量”曲线，缩写为TTT（Temperature-Time-Transformation）或IT曲线，如图1-13所示。这时扩散型相变的典型等温转变曲线。曲线表明如下特点：1、转变开始前有孕育期2、转变温度由高到低孕育期先缩短，转变加速；随后，孕育期又增长，转变过程也减慢。3、当温度很低时，扩散型相变可能被抑制，而转变为无扩散性转变。ΔGv*=4α2γ2/27(ΔG-βEa)2共格或半共格新相的γ较小，故应变能是形核主要阻力，新相倾向于片状或针状；非共格界面界面能是主要阻力，新相倾向于球状。这些并非绝对的。固态相变形核率可表示为：I=Nνexp(-(Q+ΔGv*)/kT)N单位体积旧相原子数，ν原子振动频率固态中原子扩散激活能较大，固态相变应变能又进一步增大了形核。所以，固态相变形核率很小。非均匀形核称为主要形核方式。3晶核长大的控制因素根据晶核长大的方式和特点，固态相变分为四类：（1）成分不变协同性转变（无需传质、原子调整位置快）（2)成分不变非协同性转变（无需传质、原子调整位置慢，受界面过程控制）

(3)成分改变协同性转变（需传质、受界面过程和传质过程控制）

(4)成分改变非协同性转变（需传质，原子重排主要取决于相变驱动力，传质速度取决于扩散类型和温度。ΔT小，受控于界面过程；反之，取决于传质速度。）4受界面过程控制的晶核长大非协同性转变受界面过程所控制。界面迁移速度为：V=δνexp

(-Q/RT)[1-exp(-ΔGv/kT)]5受扩散控制的晶核长大成分改变的转变过程受传质过程，即扩散速度所控制。上式表明晶核长大速度随温度下降而降低，在温度不变的条件下，长大速度还要随时间的延长而发生变化,因为值将随着晶核长大而不断降低。

对于长大速度始终受扩散控制时v-T曲线随温度升高单调上升。长大速度受界面控制或高温下受界面过程控制，低温受扩散控制，v-T曲线都有一最大值。八固态相变动力学

§第2章钢的加热转变2.1

奥氏体的结构、组织与性能

2.2奥氏体的形成以共析钢为例讨论奥氏体形成过程。原始组织为片状P，加热到Ac1以上温度时，发生如下转变：

α+Fe3C→γ0.0218%6.69%0.77%bcc正交晶格fcc

奥氏体形成过程就是:铁晶格改组和铁碳原子的扩散过程。它由四个基本过程组成。

图1-7共析钢奥氏体长大示意图 2.3奥氏体形成动力学一、奥氏体等温转变动力学研究方法将试样从温度t1快速转变为t2并在该温度下保持时间τ，然后迅速再冷却到室温。组织转变量的测量有何多种方法：金相法、膨胀法、磁性法等，通常采用金相法。二、奥氏体等温形成动力学曲线（1）共析碳钢奥氏体等温形成图（金相法）试样：厚1.5mm左右，直径约为10mm的小圆片；原始状态：每个试样均有相同的原始组织状态；温度：在AC1以上设定不同的温度，如730℃、745℃、765℃、……；时间：在每个温度下保持一系列时间，如1S、5S、10S、20S、……；冷却：在盐水中急冷到室温；观察：在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏体的数量）；奥氏体等温形成的特点①在高于AC1温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间后，才开始形成。温度越高，所需时间越短。通常称为孕育期。

②奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以后逐渐加快；在转变量达到50%时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。③温度越高，奥氏体形成所需的全部时间越短，即奥氏体的形成速度越快。换言之