第四章材料相變的動力學特征及非平衡相變

3%C1%C1)3%C合金液體冷卻到接近共晶轉變溫度（1148C+T)有哪兩相組成？相對百分含量是多少？2)3%C合金剛剛完成共晶轉變（1148C-T）時有哪兩相組成？相對百分含量是多少？3)1%C合金液體冷卻到接近共析轉變溫度（727C+T)有哪兩相組成？相對百分含量是多少？2)1%C合金剛剛完成共析轉變（727C-T）時有哪兩相組成？相對百分含量是多少？參考左邊的Fe-Fe3C相圖練習processsolidificationformingHeat-treatment第四章材料相變的動力學特征及非平衡相變FeFe3CSQPNKJHGFEDCBAA+Fe3CA+FL+AA+L+FALL+Fe3CF+Fe3CA+Fe3CⅡA+Fe3CⅡ+LeLeLe+Fe3CⅠLe’+Fe3CⅠLe’P+Fe3CⅡ+Le’P+Fe3CⅡP+FPF+Fe3CⅢC%溫度Fe-C合金平衡冷卻到室溫----組織與成分一一對應第一節(jié)材料相變的動力學特征轉變需要原子遷移----與時間有關X=1–exp(-Btn)一、相變宏觀過程描述某一溫度下不同溫度下二、相變微觀過程以結晶為例，分為三種情況：1）純組元的結晶2）兩組元以上結晶為單相固溶體3）兩組元以上結晶為多相組織1）純組元的結晶：原子重組過程主要依靠原子在液相中遷移。結晶過程由單純的形核與長大兩個過程構成，最終的微觀組織體現(xiàn)為晶粒尺寸的大??；2）兩組元以上結晶為單相固溶體：相變時原子既要在液相中遷移，也要在固相中遷移。其中原子在液相中遷移比較容易，一旦結晶開始，原子就要在固態(tài)中遷移，原子在固態(tài)中的遷移只能通過擴散來進行，也更為困難。微觀組織除表現(xiàn)為晶粒尺寸大小外，還會出現(xiàn)元素分布的不均勻。3）兩組元以上結晶為多相組織，情況更為復雜。根據(jù)合金的成分、兩相的性質等，微觀上兩相的尺寸、形態(tài)和分布都會不同。第二節(jié)單相固溶體合金結晶時的成分偏析合金的結晶只有在緩慢冷卻條件下才能得到成分均勻的固溶體。勻晶轉變過程中，先結晶的固溶體含有較多的高熔點組元但實際冷速較快，結晶時固相中的原子來不及擴散，使先結晶出的枝晶軸含有較多的高熔點元素（如Cu-Ni合金中的Ni）,后結晶的枝晶間含有較多的低熔點元素(如Cu-Ni合金中的Cu)。⑶枝晶偏析dendriticsegregation在一個枝晶范圍內或一個晶粒范圍內成分不均勻的現(xiàn)象稱作枝晶偏析。不僅與冷速有關，而且與液固相線的間距有關。冷速越大，液固相線間距越大，枝晶偏析越嚴重。枝晶偏析會影響合金的力學、耐蝕、加工等性能。Cu-Ni合金的平衡組織與枝晶偏析組織經擴散退火后的平衡組織枝晶偏析組織將鑄件加熱到固相線以下100-200℃長時間保溫，以使原子充分擴散、成分均勻，消除枝晶偏析，這種熱處理工藝稱作擴散退火diffusionannealing。4.3鋼的非平衡轉變（熱處理）將奧氏體以較快速度冷卻時，可以得到介穩(wěn)相或組織，從而可以得到不同的性能為簡明表示熱處理基本工藝過程，通常用溫度—時間坐標繪出熱處理工藝曲線。

時間溫度臨界溫度

熱加保溫冷卻熱處理heattreatment:是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻,以改變鋼的組織結構,獲得所需要性能的一種工藝。熱處理是一種重要的加工工藝，在制造業(yè)被廣泛應用。在機床制造中約60~70%的零件要經過熱處理。在汽車、拖拉機制造業(yè)中需熱處理的零件達70~80%。工具、模具、滾動軸承100%需經過熱處理?？傊?，重要零件都需適當熱處理后才能使用。滾動軸承2、熱處理特點:熱處理區(qū)別于其他加工工藝如鑄造、壓力加工等的特點是只通過改變工件的組織來改變性能，而不改變其形狀。

鑄造軋制4、熱處理分類熱處理原理：描述熱處理時鋼中組織轉變的規(guī)律稱熱處理原理。熱處理工藝：根據(jù)熱處理原理制定的溫度、時間、介質等參數(shù)稱熱處理工藝。成分為0.77%C（共析鋼）奧氏體（高溫相）以不同冷卻速度冷卻到共析轉變溫度以下不同溫度后，轉變過程會不同過冷奧氏體4.3鋼的非平衡轉變（熱處理）過冷奧氏體：高溫固相奧氏體以不同冷卻速度冷卻到A1以下，此時的奧氏體處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)，但是還沒有發(fā)生轉變，稱為過冷奧氏體。隨轉變溫度降低（過冷度增加），原子在固體中擴散越來越困難，分別會發(fā)生：1）珠光體轉變2）貝氏體轉變3)馬氏體轉變1、珠光體的組織形態(tài)及性能過冷奧氏體在A1(727℃)到550℃間將轉變?yōu)橹楣怏w類型組織，它是鐵素體與滲碳體片層相間的機械混合物。一、

珠光體轉變pearlite光鏡下形貌電鏡下形貌珠光體索氏體托氏體根據(jù)片層厚薄不同，又細分為珠光體、索氏體和托氏體.⑴珠光體：形成溫度為A1-650℃，片層較厚，500倍光鏡下可辨，用符號P表示.⑵索氏體形成溫度為650~600℃，片層較薄.800-1000倍光鏡下可辨，用符號S表示。電鏡形貌光鏡形貌⑶托氏體（屈氏體）形成溫度為600-550℃，片層極薄，需電鏡下才可辨，用符號T表示。電鏡形貌光鏡形貌珠光體、索氏體、屈氏體三種組織無本質區(qū)別，只是形態(tài)上的粗細之分，因此其界限也是相對的。片間距bHRC片間距越小，鋼的強度、硬度越高，而塑性和韌性略有改善。

2、珠光體轉變過程珠光體轉變也是形核和長大的過程。滲碳體晶核首先在奧氏體晶界上形成，在長大過程中，其兩側奧氏體的含碳量下降，促進了鐵素體形核。

兩者相間形核并長大，形成一個珠光體團.珠光體轉變是擴散型轉變。Fe3C珠光體轉變過程奧氏體5.8秒19.2秒22.0秒24.2秒66.7秒二、偽共析轉變非共析成分得到全部共析組織的現(xiàn)象稱為偽共析。對過共析鋼處理可以用來消除網狀滲碳體。對于亞共析鋼則可以增加珠光體含量。(抑制先析出相的出現(xiàn)）1、貝氏體的組織形態(tài)及性能過冷奧氏體在550℃-230℃(Ms)間將轉變?yōu)樨愂象w類型組織，貝氏體用符號B表示。根據(jù)其組織形態(tài)不同，貝氏體又分為上貝氏體(B上)和下貝氏體(B下)。上貝氏體下貝氏體三、貝氏體bainite轉變⑴上貝氏體形成溫度為550-350℃。在光鏡下呈羽毛狀。在電鏡下為不連續(xù)棒狀的滲碳體分布于自奧氏體晶界向晶內平行生長的鐵素體條之間。光鏡下電鏡下⑵下貝氏體形成溫度為350-230℃(Ms)在光鏡下呈竹葉狀。光鏡下電鏡下在電鏡下為細片狀碳化物分布于鐵素體針內，并與鐵素體針長軸方向呈55-60o角。上貝氏體強度與塑性都較低，無實用價值。下貝氏體除了強度、硬度較高外，塑性、韌性也較好，即具有良好的綜合力學性能，是生產上常用強化組織之一。共析鋼的強度硬度與等溫相變溫度的關系2、貝氏體轉變過程貝氏體轉變也是形核和長大的過程。發(fā)生貝氏體轉變時,首先在奧氏體中的貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，其含碳量介于奧氏體與平衡鐵素體之間，為過飽和鐵素體。貝氏體轉變屬半擴散型轉變，即只有碳原子擴散而鐵原子不擴散，晶格類型改變是通過切變實現(xiàn)的。

當轉變溫度較高（550-350℃)時，條片狀鐵素體從奧氏體晶界向晶內平行生長，隨鐵素體條伸長和變寬，其碳原子向條間奧氏體富集，最后在鐵素體條間析出Fe3C短棒，奧氏體消失，形成B上。上貝氏體轉變過程上貝氏體轉變過程當轉變溫度較低（350-230℃)時，鐵素體在晶界或晶內某些晶面上長成針狀，由于碳原子擴散能力低,其遷移不能逾越鐵素體片的范圍，碳在鐵素體的一定晶面上以斷續(xù)碳化物小片的形式析出。

下貝氏體轉變下貝氏體轉變當使奧氏體快速過冷到230℃(Ms)以下（淬火）時，將發(fā)生馬氏體類型轉變。馬氏體轉變是強化鋼的重要途徑之一。1、馬氏體的晶體結構碳在-Fe中的過飽和固溶體稱馬氏體,用M表示。馬氏體組織馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到馬氏體中。四、馬氏體martensite轉變馬氏體具有體心正方晶格（a=b≠c）軸比c/a

稱馬氏體的正方度。C%越高，正方度越大，正方畸變越嚴重。當＜0.25%C時,c/a=1,此時馬氏體為體心立方晶格。2、馬氏體的微觀形態(tài)馬氏體的形態(tài)分板條和針狀兩類。⑴板條lath馬氏體立體形態(tài)為細長的扁棒狀在光鏡下板條馬氏體為一束束的細條組織。光鏡下電鏡下每束內條與條之間尺寸大致相同并呈平行排列，一個奧氏體晶粒內可形成幾個取向不同的馬氏體束。在電鏡下，板條內的亞結構主要是高密度的位錯，=1012/cm2,又稱位錯馬氏體。SEMTEM⑵針狀acicular馬氏體立體形態(tài)為雙凸透鏡形的片狀。顯微組織為針狀。在電鏡下，亞結構主要是孿晶，又稱孿晶馬氏體。電鏡下光鏡下⑶馬氏體的形態(tài)主要取決于其含碳量C%小于0.2%時，組織幾乎全部是板條馬氏體。C%大于1.0%時，幾乎全部是針狀馬氏體.C%在0.2~1.0%之間為板條與針狀的混合組織。馬氏體形態(tài)與含碳量的關系0.45%C0.2%C1..2%C板條馬氏體量C，%體積，%先形成的馬氏體片橫貫整個奧氏體晶粒，但不能穿過晶界和孿晶界。后形成的馬氏體片不能穿過先形成的馬氏體片，所以越是后形成的馬氏體片越細小.奧氏體+馬氏體原始奧氏體晶粒細，轉變后的馬氏體片也細。當最大馬氏體片細到光鏡下無法分辨時，該馬氏體稱隱晶馬氏體45鋼正常淬火組織3、馬氏體的性能高硬度是馬氏體性能的主要特點。馬氏體的硬度主要取決于其含碳量。含碳量增加，其硬度增加。當含碳量大于0.6%時,其硬度趨于平緩。合金元素對馬氏體硬度的影響不大。馬氏體硬度與含碳量的關系馬氏體強化的主要原因是過飽和碳引起的固溶強化。此外，馬氏體轉變產生的組織細化也有強化作用。馬氏體的塑性和韌性主要取決于其亞結構形式。針狀馬氏體脆性大，板條馬氏體的塑性和韌性較好。針狀馬氏體板條馬氏體馬氏體的透射電鏡形貌4、馬氏體轉變的特點馬氏體轉變也是形核和長大過程。其主要特點是：⑴無擴散性鐵和碳原子都不擴散，因而馬氏體的含碳量與奧氏體的含碳量相同。⑵共格切變性由于無擴散，晶格轉變是以切變機制進行的。使切變部分的形狀和體積發(fā)生變化，引起相鄰奧氏體隨之變形，在預先拋光的表面上產生浮凸現(xiàn)象。馬氏體轉變切變示意圖馬氏體轉變產生的表面浮凸⑶降溫形成馬氏體轉變開始的溫度稱上馬氏體點，用Ms表示。馬氏體轉變終了的溫度稱下馬氏體點，用Mf表示。只要溫度達到Ms以下即發(fā)生馬氏體轉變。在Ms以下，隨溫度下降，轉變量增加，冷卻中斷，轉變停止。MfMsM(90%)M(50%)⑷高速長大馬氏體形成速度極快，瞬間形核，瞬間長大。當一片馬氏體形成時，可能因撞擊作用使已形成的馬氏體產生裂紋。⑸轉變不完全’即使冷卻到Mf點，也不可能獲得100%的馬氏體，總有部分奧氏體未能轉變而殘留下來，稱殘余retained奧氏體，用A’或’表示。Ms、Mf與冷速無關，主要取決于奧氏體中的合金元素含量（包括碳含量）。馬氏體轉變后，A’量隨含碳量的增加而增加,當含碳量達0.5%后，A’量才顯著。含碳量對馬氏體轉變溫度的影響含碳量對殘余奧氏體量的影響過冷奧氏體轉變產物（共析鋼）

轉變類型轉變產物形成溫度，℃轉變機制顯微組織特征HRC獲得工藝珠光體PA1~650擴散型粗片狀，F(xiàn)、Fe3C相間分布5-20退火S650~600細片狀，F(xiàn)、Fe3C相間分布20-30正火T600~550極細片狀，F(xiàn)、Fe3C相間分布30-40等溫處理貝氏體B上550~350半擴散型羽毛狀，短棒狀Fe3C分布于過飽和F條之間40-50等溫處理B下350~MS竹葉狀，細片狀Fe3C分布于過飽和F針上50-60等溫淬火馬氏體M針MS~Mf無擴散型針狀60-65淬火M*板條MS~Mf板條狀50淬火珠光體轉變五、鋼的過冷轉變動力學描述過冷奧氏體的轉變方式有等溫冷卻轉變和連續(xù)冷卻轉變兩種。時間溫度臨界溫度

熱加保溫連續(xù)冷卻等溫冷卻過冷奧氏體的等溫轉變圖是表示奧氏體急速冷卻到臨界點A1以下在各不同溫度下的保溫過程中轉變量與轉變時間的關系曲線。又稱C曲線、S曲線或TTT曲線。㈠過冷奧氏體的等溫轉變圖(Time-Temperature-Transformation

diagram)A11、C曲線的建立以共析鋼為例：(1)將一批小試樣進行奧氏體化。(2)分組淬入低于A1點的不同溫度的鹽浴中。(3)每一溫度組中，隔△t時間取一試樣淬入水中，測定該試樣的相變轉變量，本組測定結束，即可得到該溫度下轉變量與轉變時間的動力學曲線。(4)將各溫度下轉變動力學曲線上的轉變開始點及終了點標在溫度—時間坐標中，并分別連線。(5)轉變開始點的連線稱轉變開始線。轉變終了點的連線稱轉變終了線。TTT圖描述A1-Ms

間及轉變開始線以左的區(qū)域為過冷奧氏體區(qū)。轉變終了線以右及Mf以下為轉變產物區(qū)。兩線之間及Ms與Mf之間為轉變區(qū)。時間溫度A1MSMfA過冷PBMA→MA→BA→P轉變開始線轉變終了線奧氏體5506502s10s5s2s5s10s30s40s2、C曲線的分析⑴轉變開始線與縱坐標之間的距離為孕育期incubationperiod。孕育期越小，過冷奧氏體越不穩(wěn)定。孕育期最小處稱C曲線的“鼻尖”。碳鋼鼻尖處的溫度為550℃。在鼻尖以上，溫度較高，相變驅動力小，奧氏體相對穩(wěn)定。在鼻尖以下，溫度較低，擴散困難，使奧氏體穩(wěn)定性增加。⑵C曲線明確表示了過冷奧氏體在不同溫度下的等溫轉變產物。3、影響C曲線的因素⑴成分的影響①含碳量的影響：共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。Ms

與Mf

點隨含碳量增加而下降。

與共析鋼相比，亞共析鋼和過共析鋼C曲線的上部各多一條先共析相的析出線。Cr對C曲線的影響㈡過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖時間溫度

熱加保溫連續(xù)冷卻以共析鋼為例A1過冷奧氏體？PBM共析鋼過冷奧氏體等溫過程中的轉變過冷奧氏體連續(xù)轉變過程中可能發(fā)生的轉變類型與等溫轉變類似，但是過程有所不同。過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖又稱CCT(Continuous-Cooling-Transformationdiagram)曲線，是通過測定不同冷速下過冷奧氏體的轉變量獲得的。Vk’Vk時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度連續(xù)冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬M+A’M+T+A’SP2001001、共析鋼的CCT曲線共析鋼的CCT曲線沒有貝氏體轉變區(qū)，在珠光體轉變區(qū)之下多了一條轉變中止線。當連續(xù)冷卻曲線碰到轉變中止線時，珠光體轉變中止，余下的奧氏體一直保持到Ms以下轉變?yōu)轳R氏體。圖中的Vk為CCT曲線的臨界冷卻速度，即獲得全部馬氏體組織時的最小冷卻速度.Vk為TTT曲線的臨界冷卻速度。Vk1.5Vk.Vk’Vk時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度連續(xù)冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬M+A’M+T+A’SP2001002.共析鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻過程分析2.1完全退火2.2正火2.3油淬2.4水淬

Vk’Vk時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度連續(xù)冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬2001003、過共析鋼CCT曲線也無貝氏體轉變區(qū),但比共析鋼CCT曲線多一條A→Fe3C轉變開始線。由于Fe3C的析出,奧氏體中含碳量下降,因而Ms線右端升高。4、亞共析鋼CCT曲線有貝氏體轉變區(qū)，還多A→F開始線,F析出使A含碳量升高,因而Ms線右端下降。過共析鋼CCT曲線亞共析鋼CCT曲線過冷奧氏體連續(xù)轉變圖的應用為獲得不同組織提供工藝參考1）退火冷卻速度最慢，期望得到接近平衡態(tài)的組織；2）淬火的目的就是要得到全部馬氏體組織3）正火則得到細片狀珠光體（有時又稱為索氏體S）。對于亞共析鋼，含碳量低于0.6%時，正火可以增加珠光體含量，提高強度。含碳量大于0.6%時，正火處理可以得到100%珠光體。對于過共析鋼，一般要通過正火處理來消除網狀滲碳體，為后續(xù)處理做組織準備。對于亞共析鋼，含碳量低于0.6%時，正火可以增加珠光體含量，提高強度。含碳量大于0.6%時，正火處理可以得到100%珠光體。對于過共析鋼，一般要通過正火處理來消除網狀滲碳體，為后續(xù)處理做組織準備。退火正火淬火回火普通熱處理退火：加熱后緩慢冷卻以其得到接近平衡態(tài)的組織正火：又稱為正?；?，加熱到奧氏體區(qū)后在空氣下冷卻淬火：加熱到奧氏體區(qū)后快速冷卻以其得到馬氏體組織回火：淬火后再加熱以調整性能過冷奧氏體連續(xù)轉變圖的應用1）退火冷卻速度最慢，期望得到接近平衡態(tài)的組織；轉變在較高溫度完成，形成珠光體微觀組織2）正火則得到細片狀珠光體（有時又稱為索氏體S）。

3）鋼的淬火quenching淬火是將鋼加熱到臨界點以上，保溫后以大于Vk速度冷卻，使奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的熱處理工藝。

淬火是應用最廣的熱處理工藝之一。Vk’Vk時間/s溫度/℃共析鋼的CCT圖共析溫度連續(xù)冷卻轉變曲線完全退火正火等溫轉變曲線油淬水淬M+A’M+T+A’SP200100淬火加熱溫度亞共析鋼A3以上共析鋼A3以上過共析鋼A1Acm之間共析鋼在淬火前要進行球化退火，預備組織為P球過共析鋼在淬火前要先正火消除網狀滲碳體，再進行球化退火，預備組織為P球正火球化退火淬火+低溫回火4）鋼的回火tempering回火是指將淬火鋼加熱到A1以下的某溫度保溫后冷卻的工藝。一、回火的目的1、減少或消除淬火內應力,防止變形或開裂。2、穩(wěn)定尺寸。淬火M和A’都是非平衡組織，有自發(fā)向平衡組織轉變的傾向?；鼗鹂墒筂與A’轉變?yōu)槠胶饣蚪咏胶獾慕M織，防止使用時變形。螺桿表面的淬火裂紋㈠回火時組織轉變1、馬氏體的分解100℃回火時，鋼的組織無變化。100-200℃加熱時，馬氏體將發(fā)生分解,從馬氏體中析出-碳化物(-FeXC)，使馬氏體過飽和度降低。析出的碳化物以細片狀分布在馬氏體基體上，這種組織稱回火馬氏體，用M回表示。透射電鏡下的回火馬氏體形貌回火馬氏體在光鏡下M回為黑色，A’為白色。0.2%C時，不析出碳化物。只發(fā)生碳在位錯附近的偏聚。2、殘余奧氏體分解200-300℃時,由于馬氏體分解，奧氏體所受的壓力下降,Ms上升，A’分解為-碳化物和過飽和鐵素體，即M回。低于300C回火，得到回火馬氏體組織

應力大量消除，M回轉變?yōu)樵诒３竹R氏體形態(tài)的鐵素體基體上分布著細粒狀Fe3C組織，稱回火托氏體，用T回表示.3、-碳化物轉變?yōu)镕e3C發(fā)生于300-400℃，此時，-碳化物溶解于F中，并從鐵素體中析出Fe3C。到350℃，馬氏體含碳量降到鐵素體平衡成分，內回火托氏體300-400℃回火，得到回火托氏體4、Fe3C聚集長大和鐵素體多邊形化400℃以上，F(xiàn)e3C開始聚集長大。450℃以上鐵素體發(fā)生多邊形化，由針片狀變?yōu)槎噙呅?。這種在多邊形鐵素體基體上分布著顆粒狀Fe3C的組織稱回火索氏體，用S回表示。光鏡下回火索氏體電鏡下400℃以上回火，得到回火索氏體不同含碳量的淬火鋼硬度隨回火溫度的變化40鋼力學性能與回火溫度的關系㈡回火時的性能變化回火時力學性能變化總的趨勢是隨回火溫度提高，鋼的強度、硬度下降，塑性、韌性提高。200℃以下，由于馬氏體中碳化物的彌散析出，鋼的硬度并不下降，高碳鋼硬度甚至略有提高。200-300℃，由于高碳鋼中A’轉變?yōu)镸回,硬度再次升高。二次硬化大于300℃,由于Fe3C粗化，馬氏體轉變?yōu)殍F素體,硬度直線下降。回火種類根據(jù)鋼的回火溫度范圍，可將回火分為三類。中碳鋼淬火+高溫回火的熱處理稱作調質處理，簡稱調質。廣泛用于各種結構件如軸、齒輪等熱處理。也可作為要求較高精密件、量具等預備熱處理。適用于各種高碳鋼、滲碳件及表面淬火件。應用獲得良好的綜合力學性能，