热处理第一章

热处理第一章1第1页，课件共81页，创作于2023年2月绪论一、定义：热处理是把材料在不同的气氛中加热到一定温度并保温一段时间，然后以不同的速度冷却到室温。在这一过程中材料的内部组织结构或成分发生了不同的变化，从而使材料具有不同的使用性能。2第2页，课件共81页，创作于2023年2月制造工艺流程：模锻（或热轧）预备热处理（正火+不完全退火）机械加工

最终热处理（等温淬火+回火）(校正吹砂)精加工（铰孔和磨削）低温回火(吹砂)探伤磷化喷漆某飞机机翼主梁零件图材料：30CrMnSiNi2A3第3页，课件共81页，创作于2023年2月重型凿岩钎杆实习中做榔头4第4页，课件共81页，创作于2023年2月二、学习内容：

1、各种转变及其机理

加热转变(奥氏体转变)、珠光体（Pearlite）转变、马氏体（Martensite）转变、贝氏体（Bainite）转变、回火转变。

转变的条件、热力学、动力学、晶体学、组织形态、转变机制、性能特点、影响因素，等

2、各种热处理工艺特点

工艺：退火、正火、淬火、回火、化学热处理、特种热处理，等

加热温度范围、冷却速度要求、得到的组织及性能5第5页，课件共81页，创作于2023年2月三、学习目的：

继承、应用、发展

继承：掌握前人总结的规律并融会贯通。应用：应用前人所总结的规律指导生产，解决实际问题。发展：在此基础上，能创建新的理论、发明新的工艺、解决新的问题。即通过学习，为今后的进一步发展打下基础。6第6页，课件共81页，创作于2023年2月四、学习方法：

1、认真听课和记笔记（应记重点、记思路）2、认真看书，包括教材和参考教材，学会看图、总结条理3、多思考，可根据章节后的复习思考题进行4、按时完成作业5、注意复习涉及到的已学内容五、教材

《钢的热处理原理和工艺》，胡光立主编，西北工业大学出版社，19937第7页，课件共81页，创作于2023年2月第一章固态相变概论

固体材料在温度（或压力）改变时，会发生内部的组织和结构变化，即固态相变。根据变化规律，采用特定的加热和冷却方法，控制相变过程，就可获得所需的组织、结构和性能，并可根据性能要求开发出新材料。可见固态相变理论是实施热处理的理论依据和实践基础。8第8页，课件共81页，创作于2023年2月

固态相变分类按热力学分类按平衡状态

分类平衡相变非平衡相变一级相变二级相变同素异构转变和多形性转变平衡脱溶沉淀共析转变调幅转变有序化转变伪共析转变马氏体转变块状转变贝氏体转变非平衡脱溶沉淀按原子迁移分类按相变方式分类扩散相变非扩散相变有核相变无核相变9第9页，课件共81页，创作于2023年2月按热力学分类一级相变

相变时新旧两相的化学位相等，但化学位的一阶偏导不相等。已知：所以：§1-1材料固态相变的主要类型10第10页，课件共81页，创作于2023年2月一级相变的特点：

发生一级相变时，熵S和体积V发生突变，即一级相变有相变潜热和体积改变。几乎所有伴随晶体结构变化的固态相变都是一级相变。11第11页，课件共81页，创作于2023年2月二级相变相变时新旧两相的化学位相等，化学位的一阶偏导也相等，但化学位的二阶偏导不相等。12第12页，课件共81页，创作于2023年2月已知：Cp等压热容，K压缩系数，膨胀系数所以：13第13页，课件共81页，创作于2023年2月二级相变的特点：

相变时，但即在二级相变时，无相变潜热和体积变化，但比热、压缩系数和膨胀系数发生突变。材料的部分有序化转变、磁性转变和超导转变属于二级相变。14第14页，课件共81页，创作于2023年2月按平衡状态分类一、平衡转变

固体材料在缓慢加热或冷却时得到平衡组织的相变称为平衡转变。（一）同素异构转变和多形性转变

纯金属在温度和压力变化时，由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。在固溶体中发生的同素异构转变称为多形性转变。15第15页，课件共81页，创作于2023年2月纯铁的同素异构转变077091213941538温度,oC时间，min无磁性有磁性液态-Fe,bcc-Fe,fcc-Fe,bcc-Fe,bcc-Fe-Fe16第16页，课件共81页，创作于2023年2月（二）平衡脱溶沉淀

在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程称为平衡脱溶沉淀。具有脱溶沉淀的二元平衡相图TK+MNP17第17页，课件共81页，创作于2023年2月平衡脱溶沉淀的特点

新相和母相的成分和结构不同；母相的成分和体积分数不断发生变化；母相不消失。18第18页，课件共81页，创作于2023年2月（三）共析转变合金在冷却时由一个固相分解为两个不同的固相的转变称为共析转变。如+，钢中+Fe3C（珠光体转变）K+钢中珠光体19第19页，课件共81页，创作于2023年2月（四）调幅分解

某些材料在高温为均匀的单一固溶体，当冷却至某温度时，分解为两个与原固溶体结构相同、成分不同的微区的转变为调幅分解。即1+2

Cu-33.5Ni-15Fe合金的调幅分解组织，=25.4nm775C时效15min20第20页，课件共81页，创作于2023年2月调幅分解的特点没有形核阶段，转变初期出现微区的成分起伏，无明显的界面，通过上坡扩散，使成分起伏不断增大，最终使原来的单一固溶体变为结构相同、成分不同的两个相。(a)经典的成核长大，(b)调幅分解的成分变化示意图21第21页，课件共81页，创作于2023年2月（五）有序化转变固溶体（包括以中间相为基的固溶体）中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置从无序变为有序的转变称为有序化转变。在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等合金中可发生有序化转变。Cu+ZnCuZn22第22页，课件共81页，创作于2023年2月二、非平衡转变

固体材料在快速加热或冷却时，由于平衡转变得到抑制，可能得到某些在相图上不能反映的非平衡（或亚稳）组织的转变称为非平衡转变。23第23页，课件共81页，创作于2023年2月（一）伪共析转变

以较快速度冷却时，非共析成分的奥氏体被过冷到图中的影线区，将同时析出铁素体和渗碳体。这种转变过程和转变产物类似于共析转变，但转变产物中铁素体和渗碳体的比值不是定值，而是随着奥氏体碳含量的变化而变化，所以称为伪共析转变。Fe-Fe3C相图左下角GSEP24第24页，课件共81页，创作于2023年2月（二）马氏体转变

若进一步提高冷速，使奥氏体来不及进行伪共析转变而被过冷到更低温度，则由于在低温下铁和碳原子都难于扩散，奥氏体只能以不发生原子扩散、不引起成分改变的方式，通过切变由点阵改组为点阵，这种转变称为马氏体相变，转变产物为马氏体（为区别平衡相变形成的相，称其为相），成分与母相奥氏体的相同。除Fe-C合金外，在有色合金和陶瓷材料中都有马氏体相变25第25页，课件共81页，创作于2023年2月（三）块状转变

对纯铁或低碳钢，在一定冷速下，相或奥氏体转变为与之有相同的成分而形态呈块状的相。块状新相的长大通过原子短程扩散使新、母相间的非共格界面的热激活迁移而实现。块状转变产物在形态上和界面结构上与马氏体不同。块状转变在有色合金如Cu-Zn、Cu-Ga、Cu-Al中也存在。Cu-38.7wt%Zn合金中，在晶界处形成的块状相。26第26页，课件共81页，创作于2023年2月（四）贝氏体转变

在钢中，当奥氏体过冷到珠光体和马氏体转变之间的温度范围，Fe原子不能扩散，C尚有一定扩散能力，此时发生了一种不平衡转变，称为贝氏体转变（或中温转变）。转变产物也是相与碳化物的混合物，但相的碳含量和形态以及碳化物的形态和分布均与珠光体不同，称为贝氏体。在有色合金及其陶瓷材料中均可能发生贝氏体转变。27第27页，课件共81页，创作于2023年2月（五）非平衡脱溶沉淀

K合金自T温度快冷，新相来不及析出，冷到室温就得到过饱和的固溶体。若在低于固溶度曲线的某一温度等温，由于原子尚有一定扩散能力，过饱和固溶体会发生分解，逐渐析出新相。但在析出的初期，新相的结构和成分均与平衡脱溶沉淀相有所不同。这种相变称为非平衡脱溶沉淀（或时效）。Al-Cu合金中，析出惯序：GP区、

、、(CuAl2)TKMNPT+T128第28页，课件共81页，创作于2023年2月Al-Cu合金中的GP区、相和相GPGP区高分辨Z衬度像High-resolutionZ-contrastmicrographofGPzoneinAl-3at.%Agagedfor3minat180C.29第29页，课件共81页，创作于2023年2月按原子迁移分类扩散性相变

相变时，相界面的移动是通过原子的近程或远程扩散而进行的相变为扩散性相变，也称为非协同型相变。只有当温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散性相变。温度越高，原子活动能力越强，扩散距离就越远。如同素异构转变、多形性转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、有序化转变等。30第30页，课件共81页，创作于2023年2月

扩散性相变的基本特点：1、相变过程有原子的扩散，相变速率受原子扩散速率所控制。2、新相和母相成分往往不同。3、只有因新相和母相比容不同引起的体积变化，没有宏观形状改变。31第31页，课件共81页，创作于2023年2月非扩散性相变

相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致的。也称为协同型相变或切变型相变。非扩散性相变原子仅作有规则的迁移以使点阵发生改组，迁移时，相邻原子相对移动距离不超过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。32第32页，课件共81页，创作于2023年2月非扩散性相变的基本特点：

1、存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，在预先制备的抛光试样表面上出现浮突现象。2、相变不需要扩散，新相和母相成分相同。3、新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。4、某些材料发生非扩散相变时，相界面移动速度极快，可接近声速。33第33页，课件共81页，创作于2023年2月按相变方式分类有核相变有核相变是通过形核——长大的方式进行的。新相晶核可在母相中均匀形成，也可在母相的某些有利部位优先形成。新相晶核形成后不断长大使相变得以完成。新相和母相之间有相界面隔开大部分的固态相变属于有核相变。34第34页，课件共81页，创作于2023年2月无核相变

无核相变没有形核阶段，以固溶体中的成分起伏为开端，形成高浓度区和低浓度区，但二者之间没有明显的界面，成份由高浓度区逐渐过渡到低浓度区。以后依靠上坡扩散侍浓度差逐渐增大，最后导致由一个单相固溶体分解成为成分不同而点阵结构相同的以共格界面联系的两个相。如调幅分解即为无核相变。35第35页，课件共81页，创作于2023年2月固态相变的实质三方面的变化：结构变化——同素异构转变、多型性转变、马氏体转变、块状转变成分变化——调幅分解有序化程度变化——有序化转变共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等既有结构变化，又有成分变化。同一种材料在不同的条件下可发生不同的相变，从而具有不同的组织和性能。36第36页，课件共81页，创作于2023年2月§1-2材料固态相变的主要特点

固态相变的驱动力为新相和母相的自由能差，通过形核和长大来实现（除调幅分解外），遵循结晶的一般规律，但有其特点：一、相界面——界面能二、应变能三、两相间具有晶体学关系四、晶体缺陷的作用五、形成过渡相六、扩散较难相变阻力37第37页，课件共81页，创作于2023年2月一、相界面

固态相变时新相与母相的界面是两种晶体的界面。根据界面上两相原子在晶体学上的匹配程度可分为共格界面、半共格界面和非共格界面。具有一定的界面能。

38第38页，课件共81页，创作于2023年2月（一）共格界面

界面上的原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，两相在界面上的原子可以一对一的互相匹配。由于两相点阵总有一定差别，或点阵参数不同，要完全共格，必将在界面附近产生弹性应变能。39第39页，课件共81页，创作于2023年2月（二）半共格界面两相界面上原子间距的相对差值，即错配度越大，弹性应变能越大。达到一定程度时，难以维持完全共格，在界面上产生一些刃型位错，以补偿错配，使弹性应变能降低。界面上两相原子变为部分匹配，故称为半共格界面。40第40页，课件共81页，创作于2023年2月（三）非共格界面当两相界面处的原子排列差别很大，即错配度很大时(>0.25)，原子的匹配关系不能维持，这种界面为非共格界面。41第41页，课件共81页，创作于2023年2月（四）界面能由于界面处的原子键合被切断或被削弱，引起的能量升高。不同结构的界面具有不同的界面能：共格界面的界面能最小(0-200mJ/m2)

半共格界面次之(200-500mJ/m2)非共格界面的界面能最高(500-1000mJ/m2)42第42页，课件共81页，创作于2023年2月二、应变能（一）共格应变能固态相变时新、母相界面上的原子要强制实行匹配，以建立共格或半共格关系，在界面附近必然产生弹性应变能，或称为共格应变能。共格应变能以共格界面最大半共格界面次之非共格界面最小43第43页，课件共81页，创作于2023年2月（二）比容差应变能

新相和母相比容不同，所以新相形成时的体积变化要受到母相的约束而产生弹性应变能，称为比容差应变能Es比容差应变能与新相的形状有关:圆盘状新相的最小针状次之球状新相的最大44第44页，课件共81页，创作于2023年2月与液态合金相比，固态相变的相变阻力大固态相变阻力界面能应变能共格应变能比容差应变能

过冷度大，新相的临界晶核尺寸小，单位体积的新相的表面积大，界面能增大并居主要地位。两相界面易取共格方式以降低界面能，但会引起应变能的增加，新相倾向形成盘（片）状，以降低应变能。

过冷度小，临界晶核尺寸大，界面能不起主导作用。易形成非共格界面，以降低应变能。若两相的比容差较小，则新相倾向于形成球状以降低界面能，若两相的比容差较大，新相倾向于形成针状以兼顾降低界面能和比容差应变能。45第45页，课件共81页，创作于2023年2月三、两相间具有晶体学关系（一）惯习面

新相往往在母相一定的晶面族上形成，这种晶面称为惯习面。在该面上，新相和母相的原子排列相近，能较好的匹配，有助于减少两相间的界面能。例如，低碳钢中马氏体的惯习面为{111}46第46页，课件共81页，创作于2023年2月（二）位向关系

两相中保持平行关系的晶面和晶向。固态相变中，常以低指数、原子密度大且彼此匹配较好的晶面和晶向互相平行，以减少界面能。例如钢中发生马氏体相变，具有K-S关系：{111}//{110}；<110>//<111>

47第47页，课件共81页，创作于2023年2月

新相和母相间为共格或半共格界面，两相间必然有一定的晶体学位向关系。但有一定位向关系的，并非都具有共格或半共格界面。无一定位向关系的必定为非共格界面。48第48页，课件共81页，创作于2023年2月四、晶体缺陷的作用点缺陷：空位线缺陷：位错（刃型位错、螺型位错）面缺陷：晶界、亚晶界等

提高形核率。缺陷周围存在有畸变能，相变时可释放出来作为部分相变驱动力，因此新相常在缺陷处优先形核。

对晶核的生长和组元的扩散有促进作用。49第49页，课件共81页，创作于2023年2月五、形成过渡相

过渡相也称为中间亚稳相，其成分或结构，或者成分和结构二者都处于新相和母相之间。母相自由能高非共格界面晶体结构差异大界面能大、形核功大新相自由能最低过渡相自由能低共格或半共格界面结构或成分接近界面能小、形核功小50第50页，课件共81页，创作于2023年2月六、扩散较难

固体中原子的扩散速率远远低于液体中原子的扩散，所以扩散速率对固态相变影响很大。母相新相成分不同某些组元的扩散51第51页，课件共81页，创作于2023年2月§1-3固态相变时的形核核胚：母相中与新相成分、结构相近的微区晶核：超过某一临界尺寸的核胚，能稳定存在并自发长大均匀形核：晶核在母相中无择优的任意分布非均匀形核：晶核在母相中某些区域择优的不均匀分布52第52页，课件共81页，创作于2023年2月一、均匀形核均匀形核时，系统自由能的总变化：G=-gVV+S+EV=-GV+GS+GE

与液固相变相比，多了一项GE，相变阻力大，相变更加困难。

G——系统自由能总变化V——新相体积

gV——单位体积新相与母相的自由能差——新相与母相间单位面积界面能E——新相单位体积应变能

相变驱动力相变阻力53第53页，课件共81页，创作于2023年2月固态相变均匀形核的临界晶核形成功：比较：液固相变的临界晶核形成功:可见：G固*>G液*固态相变均匀形核的形核率：与液固相变相比，由于固态相变的激活能Q大，G*高，所以固态相变均匀形核的形核率小得多。54第54页，课件共81页，创作于2023年2月二、非均匀形核

固态相变主要依赖非均匀形核，母相中的缺陷可以作为形核位置。非均匀形核时，系统自由能的总变化：G=-gVV+S+EV-Gd-Gd表示非均匀形核由于晶体缺陷消失而释放的能量，相变驱动力变为：-gVV-Gd55第55页，课件共81页，创作于2023年2月（一）空位

加速扩散过程释放自身的能量提供形核驱动力空位群可凝聚成位错而促进形核56第56页，课件共81页，创作于2023年2月（二）位错新相在位错线上形核，位错线消失而释放的能量作为形核驱动力位错线不消失，依附在新相界面上构成半共格界面的位错，使应变能降低溶质原子在位错线上偏聚，含量增高，易于满足新相形成的成分条件位错线作为扩散的短路通道，降低扩散激活能，加速形核过程位错可分解为扩展位错，其层错部分作为新相核胚而有利于形核57第57页，课件共81页，创作于2023年2月FVariant1Variant4EDCBA[001]Al

[010]Al

FFTfor

SprecipitateF20.5°002S020S002Al020Al在Al-Cu-Mg合金的位错线上形成的S相（Al2CuMg）58第58页，课件共81页，创作于2023年2月（三）晶界

大角晶界的界面能高，在晶界形核可使界面能释放并作为相变驱动力，从而降低形核功。新相往往与某一晶粒形成共格或半共格界面，以降低界面能，常是平直界面；与另一晶粒构成非共格界面，具有球冠状的形态。59第59页，课件共81页，创作于2023年2月500nm500nm(a)(b)500nm在Al-Cu-Mg合金的晶界上形成的S相（Al2CuMg）60第60页，课件共81页，创作于2023年2月§1-4固态相变时的晶核长大一、新相长大机理

新相晶核的长大实质上是界面向母相方向的迁移。界面迁移的机制与新相成核时出现的界面性质(共格、半共格或非共格)有关。实际上，宏观的界面几乎不可能是完全共格的，通常所见的相界面不是半共格就是非共格。61第61页，课件共81页，创作于2023年2月（一）半共格界面的迁移

1、切变长大（协同型长大，位移式长大）晶核的长大通过半共格界面上母相一侧原子以切变的方式来完成的，大量原子有规则的沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持各原子间原有的相邻关系不变。也称为无扩散型相变，如马氏体相变。切变造成的协同型长大62第62页，课件共81页，创作于2023年2月

2、界面位错运动如果界面位错（刃型位错）的柏氏矢量平行于相界面，则界面移动时位错必须攀移，实际上阻碍界面移动。

63第63页，课件共81页，创作于2023年2月

若位错的柏氏矢量与界面呈一定的角度，则界面就能滑动。这时位错的滑移面必须在界面两侧连续，但不一定要求平行。任一个滑动位错都使滑移面上部的点阵相对于滑移面的下部点阵发生相当于位错柏氏矢量大小的切动。按同样方法，在滑移面上的位错滑动后，使原点阵(如相)切变成为结构。64第64页，课件共81页，创作于2023年2月3、台阶生长机制界面位错（刃型位错）的柏氏矢量平行于相界面，但是，如相界面形成生长台阶，台阶侧面为非共格，母相（）中的原子通过扩散使台阶侧向长大，其效果相当于界面向上迁移，使新相（）长大。台阶机制长大示意图65第65页，课件共81页，创作于2023年2月（二）非共格界面的迁移

在许多情况下，新相与母相间呈非共格界面，界面处原子排列紊乱，形成无规则排列的过渡薄层。66第66页，课件共81页，创作于2023年2月这种界面上原子的移动不是协同的，即无一定先后顺序，相对位移距离不等，其相邻关系也会变化。这种界面可在任何位置接收或输出原子，随母相原子不断向新相转移，界面本身便沿其法向推进，从而使新相逐渐长大。台阶长大和非共格界面的迁移造成的相变都是扩散型相变。67第67页，课件共81页，创作于2023年2月二、新相长大的速度

新相长大速度取决于界面迁移速度。对于无扩散型相变，界面迁移是通过点阵切变完成的，不需要原子扩散，长大速度很高。对于扩散型相变，界面迁移需要借助于原子的扩散，故新相长大速度较低。

扩散型相变中新相长大的两种情况：1、新相形成时无成分变化，只有原子的短程扩散。2、新相形成时有成分变化，长大需要通过溶质原子的长程扩散68第68页，课件共81页，创作于2023年2月（一）无成分变化的新相长大

由母相转变为同成分的新相，新相长大可看作是相界面的迁移，其实质是两相界面附近的原子的短程扩散。当母相中的原子通过短程扩散越过界面进入新相时，便导致相界面向新相中迁移，使新相长大。长大速度受界面扩散（短程扩散）所控制。69第69页，课件共81页，创作于2023年2月以g表示相中一个原子越过相界面跳到相所需的激活能，振动原子中能够具有这一激活能的概率为：ggG位置原子在两相中的自由能以及越过相界面的激活能原子的振动频率为o，则相的原子能跳到相上的频率为：表明单位时间中有个原子从相跳到相上去70第70页，课件共81页，创作于2023年2月同理，相中的原子也可跳到相上去，所需的激活能为g+g，g为与相间的自由能差。则相中的原子跳到相上去的频率为：表明单位时间中有

个原子从相跳到相上去。则原子从相中跳到相上去的净频率为：=-

若原子跳动一次的距离为，当界面上有一层原子从相中跳到相，相便增厚，则长大速度为：71第71页，课件共81页，创作于2023年2月当过冷度很小时，g0，根据近似计算，ex1+x（当|x|很小时），所以：则：

可见，当过冷度很小时，新相长大速度与新、母相间的自由能差（即相变驱动力）成正比。实际上，两相间的自由能差是过冷度或温度的函数，所以新相长大速度随温度的降低而增大。72第72页，课件共81页，创作于2023年2月当过冷度很大时，gkT，使则：可见，当过冷度很大时，新相长大速度随温度的降低呈指数函数减小。在整个相变温度范围内，新相长大速度随温度降低呈先增后减的规律新相长大速度与温度的关系uTu73第73页，课件共81页，创作于2023年2月（二）有成分变化的新相长大

对于新相成分改变的相变，新相的长大需要有溶质原子的长程扩散，长大速度受扩散所控制。

情况1新相中溶质原子浓度C低于母相中的浓度C

情况2新相中溶质原子浓度C高于母相中的浓度C新相生长过程中溶质原子的浓度分布Cxx(t)CCCuCxx(t)CCCu74第74页，课件共81页，创作