金屬熱處理原理

1金屬熱處理原理緒 論一、爭論的內(nèi)容和任務(wù)處理組織與性能之間關(guān)系的一門課程。性能的影響、狀態(tài)圖、塑性變形、回復(fù)、再結(jié)晶等等。熱處理原理：著重爭論的是金屬及合金在固態(tài)下的相變規(guī)律、影響因素、動力學(xué)、非平衡轉(zhuǎn)變，以及在熱處理中的應(yīng)用，爭論熱處理組織和性能之間的關(guān)系等等。金屬材料從服役條件動身，選擇什么樣的材料、如何對材料進(jìn)展處理，在使用和處理過程中會消滅什么問題，如何解決消滅的問題，最終可能得到什么樣的性能，如何改進(jìn)現(xiàn)有材料、挖掘其潛力，試制材料等，無不與熱處理原理有著親熱的關(guān)系。固態(tài)金屬〔包括純金屬及合金〕在溫度和壓力轉(zhuǎn)變時，組織和構(gòu)造會發(fā)生變化，這種變不同類型的轉(zhuǎn)變。把握金屬固態(tài)相變的規(guī)律及影響因素，就可以實(shí)行措施掌握相變過程，以也就是熱處理。二、熱處理進(jìn)展概況人們在開頭使用金屬材料起，就開頭使用熱處理，其進(jìn)展過程大體上經(jīng)受了三個階段。1、民間技藝階段依據(jù)現(xiàn)有文物考證，我國西漢時代就消滅了經(jīng)淬火處理的鋼制寶劍。史書記載，在戰(zhàn)國時期即消滅了淬火處理，據(jù)秦始皇陵開發(fā)證明，當(dāng)時已有烤鐵技術(shù)，兵馬俑中的武士佩劍制作精良，距今已有兩千多年的歷史，出土后外表光亮完好，令世人贊美。古書中有“煉鋼赤智，把握了很多熱處理技術(shù)，但是把熱處理進(jìn)展成一門科學(xué)還是近百年的事。在這方面，西方和俄國的學(xué)者走在了前面，中國成立以后，我國的科學(xué)家也作出了很大的奉獻(xiàn)。2、技術(shù)科學(xué)階段〔試驗(yàn)科學(xué)〕—金相學(xué)16651895年，主要表現(xiàn)為試驗(yàn)技術(shù)的進(jìn)展階段。1665年：顯示了Ag—Pt組織、鋼刀片的組織；1772年：首次用顯微鏡檢查了鋼的斷口；1808年：首次顯示了隕鐵的組織，后稱魏氏組織；1831年：應(yīng)用顯微鏡爭論了鋼的組織和大馬士革劍；1864年：進(jìn)展了索氏體；1868年：覺察了鋼的臨界點(diǎn)，建立了Fe—C相圖；1871年：英國學(xué)者T.A.Blytb著“金相學(xué)用為獨(dú)立的科學(xué)”在倫敦出版；1895年：覺察了馬氏體；3、建立了肯定的理論體系—熱處理科學(xué)S—S了的生疏等，建立了完整的熱處理理論體系。第一章鋼在加熱和冷卻時的轉(zhuǎn)變§1—1 概 述一、熱處理及其作用室溫的一種熱加工工藝。其工藝曲線如圖7室溫的一種熱加工工藝。其工藝曲線如圖7．1所示。熱處理的作用：改善材料工藝性能和使用性能，充分挖掘材料的潛力，延長零件的使用奉命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能源。此外，還可以消退材料經(jīng)鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷、細(xì)化晶粒、消退偏析、降低內(nèi)應(yīng)力，使組織和性能更加均勻。最終熱處理：在生產(chǎn)過程中，工件經(jīng)切削加工等成形工藝而得到最終外形和尺寸后，再進(jìn)展的賜予工件所需使用性能的熱處理稱為最終熱處理。預(yù)備熱處理：熱加工后，為隨后的冷拔、冷沖壓和切削加工或最終熱處理作好組織預(yù)備的熱處理，稱為預(yù)備熱處理。二、鋼臨界溫度1、Fe—Fe3C相圖上的臨界溫度共析鋼：PSK線〔A〕γ→P(α+FeC)1 3亞共析鋼：原始組織F+P亞共析鋼：原始組織F+PPSK線〔A1〕P→γGS線〔A3〕F→γ過共析鋼：原始組織Fe3CF+P PSK線〔A1〕P→γES線〔Acm〕FeC溶入γ32、實(shí)際加熱、冷卻條件下的臨界溫度實(shí)際加熱奧氏體的形成總是在肯定過熱條件下發(fā)生的，因此，相變開頭的溫度必定會偏離相圖上的平衡臨界溫度，加熱時偏向高溫，而冷卻時偏向低溫，稱為“滯后〔冷卻〕溫度偏離平衡點(diǎn)越遠(yuǎn)，如下圖。通常加熱時的臨界溫度用腳標(biāo)C表示，AC1、AC3、A溫度用腳標(biāo)r表示，A、A、ACcm。；冷卻時的臨界§1—2 鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變鋼的熱處理種類很多，其中除淬火后的回火，消退應(yīng)力的退火等少數(shù)熱處理外，均需加熱到鋼的臨界以上，使鋼局部或全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后再以適當(dāng)?shù)睦鋮s速度冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榭隙ǖ慕M織并獲得所需的性能。鋼在加熱過程中，由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體被稱為鋼的加熱轉(zhuǎn)變功奧氏體化過程。成分及其均勻性等，均將直接影響在隨后的冷卻過程中所發(fā)生的轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物和性能。因此，弄清鋼的加熱轉(zhuǎn)變過程，即奧氏體的形成過程是格外重要的。一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件Fe—一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件Fe—FeC狀態(tài)圖可知，珠光體被加熱到A〔727℃〕31均隨溫度的上升而降低但是下降的速度不同相交于某一溫度該交點(diǎn)所對應(yīng)的溫度即1 72℃圖1-1是珠光體奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系。高于A1〔727℃〕時，奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力即珠光體與奧氏體的體積自由之差ΔGV。奧氏體形成時系統(tǒng)總的自由能變化為ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe1-1珠光體和奧氏體自由能隨溫度的變化曲線示意V

為相奧氏體與母相珠光體之間的體積自由能差；ΔGS為形奧氏體時所增加的界面能；ΔGe為形成奧氏體時所增加的應(yīng)變能。其中ΔGV是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，GS與Ge是相變的阻力。由于奧氏體在高溫下形成，Ge較小，相變的主要阻力是ΔGS。從能量方程可以看出：當(dāng)T<T時，ΔG=G-G>0 ΔG>0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；0 V A P當(dāng)T=T時，ΔG=G-G=0 ΔG>0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；0 V A P當(dāng)T>T時，ΔG=G-G<0 ΔG<0 珠光體有可能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；0 V A P因此奧氏體形成的熱力學(xué)條件是：必需在A1溫度以上，即在肯定的過熱條件下奧氏體氏體轉(zhuǎn)變才能使系統(tǒng)向低能狀態(tài)轉(zhuǎn)變，奧氏體才能自發(fā)地形成。二、奧氏體的形成過程〔一〕奧氏體的構(gòu)造、組織和性能1、奧氏體的構(gòu)造奧氏體是碳溶于γ-Feγ-Fe中的還有合金元素原子?！?〕碳原子在點(diǎn)陣中的位置X射線構(gòu)造分析證明，碳原子位于γ-Fe八面體間隙位置中心，即面心立方點(diǎn)陣晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)，如圖1-2所示。假設(shè)每一個八面體中心容納一個碳原子，則碳的最大溶解度應(yīng)為20〔。但實(shí)際上碳在-Fe中的最大溶解度僅2.11〔。這是因?yàn)棣?Fe為γ-Fe的八面體間隙半徑僅5.210-n〔0.52?，小于碳原子的半徑7.×10-n〔0.77?而使四周的八面體中心的間隙減小。因此不是全部的八面體中心均能容納一個碳原子?！?〕碳原子在奧氏體中的分布碳原子在奧氏體的分布是不均勻的，存在著濃度起伏。奧氏0.85%的奧氏體中可能存在大量比平均碳濃度高八倍的微區(qū)，相當(dāng)于滲碳體的碳含量?！?〕碳含量與點(diǎn)陣常數(shù)的關(guān)系碳原子的溶入使的γ〔3〕碳含量與點(diǎn)陣常數(shù)的關(guān)系碳原子的溶入使的γ-Fe點(diǎn)陣發(fā)生畸變，點(diǎn)常數(shù)增大。溶入的碳愈多，點(diǎn)陣常數(shù)愈大。如圖1-3所示。2、奧氏體的組織在一般的狀況下奧氏體的組織是由多邊形的等軸1-4所示。3、奧氏體的性能在Fe-C合金中參加足夠數(shù)量的能擴(kuò)大γ相區(qū)的元素，可使奧氏體在室溫，甚至在低溫成為穩(wěn)定相。因此，奧氏體可以是鋼在使用時的一種重要組織形態(tài)。以奧氏體狀態(tài)使用的鋼稱為奧氏體鋼。磁性：奧氏體具有順磁性，故奧氏體鋼又可作為無磁鋼。比容：在鋼的各種組織中，奧氏體的比容最小。可利用這一點(diǎn)調(diào)整剩余奧氏體的量，以到達(dá)削減淬火工件體積變化的目的。膨脹：奧氏體的線膨脹系數(shù)比鐵素體和滲碳體的平均線膨脹系數(shù)高出約一倍。故奧氏體鋼也可被用來制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。導(dǎo)熱性：除滲碳體外，奧氏體的導(dǎo)熱性最差。因此，為避開熱應(yīng)力引起的工件變形，奧氏體不行承受過大的加熱速度加熱。力學(xué)性能：奧氏體具有高的塑性、低的屈服強(qiáng)度，簡潔塑性變形加工成形。由于面心從而使其熱強(qiáng)性好。故奧氏體可作為高溫用鋼?！捕硦W氏體的形成過程以共析鋼為例說明奧氏體的形成過程。從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程，α+ Fe3C→γC%晶格類型0.0218體心立方6.69簡單斜方0.77面心立方均勻化等四個階段。1、奧氏體的形核形核條件奧氏體晶核的形成條件是系統(tǒng)的能量、構(gòu)造和成分起伏。形核部位奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此外，在珠光體團(tuán)的邊界，過〔0.0218和6.69，因此在界面上碳濃度分布很不均勻，比較簡潔滿足成分起伏；界面兩側(cè)晶體構(gòu)造相差較大，原子排列不規(guī)章，原子的活動力量較強(qiáng)，比較簡潔滿足構(gòu)造起伏；界面上原子排列不規(guī)章，位錯等晶體學(xué)缺陷密度較大，處于能量較高的狀態(tài)，比較簡潔滿足能量起伏，同時相晶核形成時，可以使局部晶體學(xué)缺陷消逝，使系統(tǒng)的能量進(jìn)一步下降，因此在相界面處是奧氏體形核的首選位置。2、奧氏體的長大1奧氏體晶核形成后便開頭長大。奧氏體長大的機(jī)制可做如下的解釋。在AC1以上某一t形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個的相界面，一個是奧氏體與滲碳體相界面，另一個是奧氏體與鐵素體相界面。為爭論問題的便利，我們假定兩個相界面都是平直的〔參見圖1-。依據(jù)Fe-Fe3C相圖可知，奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處的碳濃度為C1γ-，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為C 。此時，兩個邊界處于界面的平衡狀態(tài)，α γ-c這是系統(tǒng)自由能最低的狀態(tài)。由于C >C ，因此，在奧氏體消滅碳的濃度梯度，從而引γ-c γ-α共析鋼奧氏體長大示意圖使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到C

，與此同時，另一個界面上將發(fā)生鐵素體向奧氏體的晶γ-c格改組，使其相鄰邊界的碳濃度恢復(fù)到C

，從而恢復(fù)界面的平衡，降低系統(tǒng)的自由能。γ-α面處碳濃度的平衡，引起滲碳體的溶解和鐵素體的轉(zhuǎn)變，再次恢復(fù)平衡。此過程循環(huán)往復(fù)地核的長大完畢。由圖1-5，在鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體兩個相界面之間也存在著碳濃度差C -C ，因此，當(dāng)碳在奧氏體中進(jìn)展集中的同時，在鐵素體中也進(jìn)展著集中。擴(kuò)α-c α-γ散的結(jié)果，也將促進(jìn)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，從而促進(jìn)奧氏體的長大。3、剩余滲碳體的溶解先消逝，將有一局部滲碳體殘留下來。這局部滲碳體在鐵素體消逝后，隨著保溫時間的延長或溫度的上升，通過碳原子的集中不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一階段便告完畢。為什么鐵素體和滲碳體不能同時消逝，而總有局部滲碳體剩余？按相平衡理論，從Fe-FeC相圖可以看出，在高于A

溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近3 C1CemC濃度高于共析成分較少，而靠近FC濃度低于共析成分較多〔ES線的斜率較大，GS線的斜率較小。所以，在奧氏體剛剛形成時，即F全部消逝時，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進(jìn)一步說明，共析鋼的PA的平均碳含量降低，低于共析成分，必定有局部