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1、绪论一、本课程的任务及在工业生产中的地位任务：研究固态相变的规律性，研究金属或合金热处理组织与性能之间的关系以及热处理理论在工业生产中和应用。地位：(1)工业生产领域：工业生产中不可缺少的技术，是提高产品质量和寿命的关键工序，是发挥材料潜力、达到机械零部件轻量化的主要手段。(2)材料研究领域：研制和开发新材料。列举工业生产切削刀具实例，提出“服役条件” 使用性能 组织结构 化学成分(材料)二、金属热处理的发展概况中国：古代高水平。春秋战国明清以前：从出土文物可见。近代落后。明清新中国以前：统治者闭关锁国。现代奋起直追。新中国以前至今：总体上和发达国家比仍有一定差距。具体表现在(1) 科研：个别
2、研究处于世界领先水平，总体研究水平相对落后；(2)生产：工业生产自动化程度不高，能耗较大，特别是技术设备和装备相对落后。世界范围：十九世纪以前：民间技艺阶段十九世纪后期：实验技术和科学阶段现代：理论科学阶段：X-ray、SEM 、 TEM 等检测手段的提高和应用，极大地促进了材料科学研究和应用的进一步发展。固态相变以马氏体相变为核心，围绕马氏体相变展开研究工作，材料工作者经历了一个多世纪的研究，取得了丰硕的研究成果，并用这些成果指导实践，取得了巨大的经济效益。值得指出的是，马氏体相变的研究工作也存在一些未知问题需要继续深入探索。马氏体相变的研究经历以下几个阶段：(1)1878 年德国 Mart
3、ens 首次采用光学显微镜观察到淬火钢的针状组织；(2)1895 年法国 Osmond 将钢淬火后的相命名为马氏体；(3)19261927 年 X-ray 衍射确定钢中马氏体为体心正方结构(4)近代马氏体相变的研究领域扩大，由金属或合金扩展到无机非金属和高分子材料，马氏体定义(命名)也存在诸多争论。三、本课程的学习内容学习内容共分六章。按照教学大纲接续上部分(金属学部分)内容排序为：第九章：金属在加热过程中的相变奥氏体相变；第十章：金属在冷却过程中的转变图；第十一章：珠光体相变；第十二章：马氏体相变；第十三章：贝氏体相变；第十四章：钢在回火过程中的转变。第九章：金属加热过程中的相变奥氏体相变概
4、述：热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。本章重点：奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。本章难点：奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不
5、均匀的几个C%点，即 C1、C 2、C 3 和 C4。9-1 奥氏体的组织结构和性能一、奥氏体的结构：定义：C 溶于 Fe 形成的间隙式固溶体。1.C 原子位于 Fe 点阵的中心和棱边的中点( 八面体间隙处)；2.C 原子进入 Fe 点阵间隙位置引起；Fe 点阵等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，图 1-1GrGpGTA1 T1GT图 1-2G ESPC1C2C3C4T1图 1-3但奥氏体的最大溶 C 量(溶解度)为 2.11%3.C 原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏；4.合金元素原子(Mn、Si、 Cr、Ni 等)溶入奥氏体中取代 Fe 原子的位置，形成置换式固溶体，称合金奥氏
6、体。二、奥氏体的组织：(1)原始组织有关奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与 (2)加热速度有关(3)转变程度有关不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状(只作为了解内容)。三、奥氏体的性能1.机械性能：(1)屈服强度、硬度低 (2)塑性、韧性高； 2.物理性能：(1)比容最小；(2) 导热性差；(3)线膨胀系数大；(4) 顺磁性。3.应用：(1)变形加工成型；(2) 奥氏体不锈钢耐蚀性；(3)膨胀仪表灵敏元件。9-2 奥氏体的形成一、热力学条件G=GG p0(1)Ac1 和 Ar1引出临界点概念： (2)Ac3 和 Ar3(3)ACcm 和 Arcm二、奥氏体的形核以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成
7、。奥氏体晶核主要在 F 和 Fe3C 的相界面形核，其次在珠光体团界、F 亚结构(嵌镶块)界面形核。这样能满足：(1)能量起伏；(2) 结构起伏；(3)成分起伏三个条件。三、奥氏体的长大 + Fe3C 易于变形加工成型；(3)热强性高。晶体结构：体心立方 复杂斜方 面心立方含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77%奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的，原子扩散包括(1)Fe 原子自扩散完成晶格改组；(2)C 原子扩散使奥氏体晶核向 相和 Fe3C 相两侧推移并长大。1.C 原子扩散：一旦奥氏体晶核出现，则在奥氏体内部的 C%分布就不均匀，由从图 1-3 可见：C1与 Fe3C 相接的奥氏体
8、的 C%；C2与 F 相接的奥氏体的 C%；C3与 Fe3C 相接的 F 的 C%；C4与奥氏体相接的 F 的 C%；从图 1-3 可以看出，在 T1 温度下由于 C1、C 2、C 3、C 4 不同导致奥氏体晶核形成时，C 原子扩散，如图 1-4，扩散的结果破坏了 T1 温度下 C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接的 F 和 Fe3C 溶解恢复 T1 温度下 C%的浓度平衡，如此历经“破坏平衡”“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。2.奥氏体晶格改组：(1)一般认为，平衡加热过热度很小时，通过 Fe 原子自扩散完成晶格改组。(2)也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过 Fe 原子C2C%AFe3C
9、FC1C4C3珠光体片间距图 1-4切变完成。3.奥氏体晶核的长大速度：奥氏体晶核向 F 和 Fe3C 两侧的推移速度是不同的。根据公式： BcKdxKDG/1式中，K常数； C 在奥氏体中的扩散系数； 相界面处奥氏体中 dxcC 的浓度梯度； 相界面浓度差；“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩B散。向 F 一侧的推移速度与向 Fe3C 一侧的推移速度之比： BFCeCBFeCFeKG333/780时， 。表明相界面向 F 一侧的推8.1402.96733 BFCFe移速度比向 Fe3C 一侧的推移速度快 14.8 倍，但是通常片状珠光体的 F 片厚度比 Fe3C 片厚度大 7 倍，所以奥氏体
10、等温形成时，总是 F 先消失，Fe 3C 剩余。四、残余 Fe3C 和奥氏体均匀化 结束后，还有相当数量的 Fe3C 尚未溶解，这些 Fe3C 被称为残余Fe3C。另外在原来 Fe3C 的部位，C%较高，而原来 F 部位 C%较低，必须经过适当的保温后，奥氏体中的 C%才能趋于均匀。综上，奥氏体形成分四个阶段：奥氏体形核；核长大；残余 Fe3C 溶解；奥氏体均匀化，其示意图见图 1-5。奥氏体形核 核长大 残余 Fe3C 溶解 奥氏体均匀化图 1-5五、非共析钢的奥氏体化过程和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完成 PA，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这
11、些都是靠原子扩散实现的。值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间更长。9-3 奥氏体等温形成动力学奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。本课程只讨论共析钢奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相 Fe3C 溶解与第三阶段差别不大，故不在讨论；亚共析钢因为(1)组织中有非共析成分；(2)奥氏体转变有两个区间，即两相区和单相区。因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。奥氏体的形成速度取决于形核率 I 和线长大速度 G，在等温条件下，形核率 I 和线长大速度 G 均为常数。一、形核率 I均匀形核条件下，形核率 I 与温度的关系为： kTGQeC/式中， 常数；T绝对
12、温度；Q扩散激活能； 临界形核功；k/C玻耳兹曼常数。可见，奥氏体等温形成时，等温温度 T 提高，(1) 增大，相变驱动力增大， 降低，形核率 I 增大；(2)C 原子的扩散系数 增大，G CDC 的扩散速度增大，有利于点阵重构，形核率 I 增大；(3)由相图(图 1-3)可见，C2-C4= 减小，奥氏体形核所需的 C 的浓度梯度减小，形核率 I 增大。二、长大速度 G奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度， BcCKdxKD/1式中， “-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k常数； C 在奥氏体中cD的扩散系数； 相界面处奥氏体中 C 的浓度梯度； 相界面浓度差。dxc B等温转变时： 、 (由
13、相图决定 )均为常数， 为珠光cDdx021PCdxc0P体片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。则： 。(1)由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度BCKG/偏小；(2)对粒状珠光体亦适用。讨论：(1)温度 T 升高， 呈指数增加，长大速度 G 增加，(2)温度 T 升cD高，C 1-C2 增加， 增加，速度 G 增加；(3)温度 T 升高， =C2-C4 下降，dxc B长大速度 G 增加。综上：温度 T 升高，三、等温形成动力学曲线转变量与转变时间的关系曲线等温动力学曲线，信息少。转变温度与转变时间的关系曲线等温动力学图，信息多。1、曲线的建立四、影响奥氏体等温形成速度的
14、因素一切影响形核率 I 和长大速度 G 的因素均影响珠光体奥氏体的因素。1.加热温度的影响(1)加热温度 T 升高，过热度 T增大，相变驱动力 G增大，原子扩散速度增加，形核率 I 和长大速度 G 均增加；(2)从等温转变图可知，加热温度T 升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；(3)加热温度 T升高，由相图( 图 1-3)可知 C1-C2 增大，dc/dx 增加，奥氏体界面浓度差 CB减小，长大速度 G 均增加；(4)加热温度 T 升高，奥氏体向 F 一侧推移速度比向 Fe3C 一侧推移速度快，F 消失瞬间残余 Fe3C 量增加，奥氏体中 C%降低，相变不平衡程度增加；(5)加
15、热温度 T 升高，形核率 I 增加的速度比长大速度 G 增加的速度快，奥氏体晶粒细化(提高强韧性 )。2.原始组织的影响形核率 I长大速度 G 均增大金相法膨胀法热分析法(1)原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距 S0 越小，相界面越多，形核率 I 越大，同时碳的浓度梯度 dc/dx 增加，长大速度 G 均增加；(2)和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。3.合金元素的影响C%：(1)随着含碳量的增加，碳化物量增加。珠光体中渗碳体量相对相界面增加形核率 I 增加。碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时间增加。合金元素：(1)不影响珠光体转变奥氏体机制。(2) 影响碳化物稳定性。(3)影响体中的扩散系数 减小。cD(i)强碳化物形成元素 Cr、 Mn、W、V 等降低 减小从而使从而影响残余碳cD化物溶解及奥氏体均匀化速度。非强碳化物形成元素 Co、Ni 等使 提高，cD扩散速度提高。(ii)Ni、Mn、Cu 可降低 A1 点使过热度 T增加、相变驱动力 G增大，形核率 I 增大、 G 增大，Cr、Mo、Ti、W 可降低 A1 提高，T 降低，G 降低，形核率 I 降低，G 降低金元素在钢中分布不均匀，9-4 钢在连续加热时 PA钢在连续加热转变时 P A 也经历形核、长大、残余 Fe
