金属固态相变资料.pptx

9.1固态相变总论固态相变分类1.按热力学分类按热力学分类 （1）一一级级相相变变：相相变变时时两两相相的的自自由由焓焓相相等等，而而自自由由炩炩对对温温度度及及压压力力的的一一阶阶偏偏微微分分（S,V）不不等等的的相相变变。伴伴随随潜潜热热的的释释放放和和体体积积的的改改变变。如如蒸蒸发发、升升华华、熔熔化化以以及及大大多多数数固固态晶型转变属于此类。态晶型转变属于此类。（2）二二级级相相变变：相相变变时时两两相相的的自自由由焓焓相相等等，自自由由焓焓的的一一阶阶偏偏微微分分也也相相等等，但但二二阶阶偏偏微微分分不不相相等等的的相相变变。没没有有相相变变潜潜热热和和体体积积改改变变，有有比比热热容容、压压缩缩系系数数、膨膨胀胀系系数数变变化化，如磁性转变、有序无序转变、超导转变等属于此类。如磁性转变、有序无序转变、超导转变等属于此类。第1页/共86页2.按结构变化分按结构变化分类类（1）重构型相变）重构型相变：相变时相变时原化学键破坏原化学键破坏，原子重新，原子重新排列。克服的能垒较高，排列。克服的能垒较高，相变潜热相变潜热很大，很大，进行缓慢进行缓慢。过。过饱和固溶体的脱溶分解、共析转变属于此类。饱和固溶体的脱溶分解、共析转变属于此类。（2）位移型相变：相变时）位移型相变：相变时不需要破坏化学键不需要破坏化学键，发生的，发生的原子位移很小，两相之间存在一定的晶体学位向关系。原子位移很小，两相之间存在一定的晶体学位向关系。克服的能垒较小，克服的能垒较小，相变潜热相变潜热也很小，也很小，转变速度非常迅速转变速度非常迅速。马氏体相变属于此类。马氏体相变属于此类。第2页/共86页3.按相变方式分类按相变方式分类（1）形核）形核-长大型相变：相变时在很小范围内发生原子长大型相变：相变时在很小范围内发生原子相当激烈的重排，相当激烈的重排，生成新相核心生成新相核心，两相之间产生相界。，两相之间产生相界。相变靠不断的相变靠不断的生核和晶核的长大生核和晶核的长大实现。脱溶转变、共析实现。脱溶转变、共析转变属于此类。转变属于此类。（2）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连续状态，续状态，不需形核不需形核，靠连续涨落形成新相。，靠连续涨落形成新相。调幅分解调幅分解属属于此类。于此类。第3页/共86页4.按相变时能否获得平衡组织按相变时能否获得平衡组织（1）平衡相变（2）非平衡相变5.按相变方式分类按相变方式分类（1）有核相变：）有核相变：有形核阶段，新相核心可均匀形成，有形核阶段，新相核心可均匀形成，也可择优形成。大多数固态相变属于此类。也可择优形成。大多数固态相变属于此类。（2）无无核核相相变变：无无形形核核阶阶段段，以以成成分分起起伏伏作作为为开开端端，新旧相间无明显界面，如新旧相间无明显界面，如调幅分解。调幅分解。第4页/共86页6.按相变过程中原子迁移情按相变过程中原子迁移情况况（1）扩扩散散型型：依依靠靠原原子子的的长长距距离离扩扩散散；相相界界面面非非共共格格。如珠光体、奥氏体转变，如珠光体、奥氏体转变，Fe,C都可扩散。都可扩散。（2）非非 扩扩 散散 型型：旧旧 相相 原原 子子 有有 规规 则则 地地、协协 调调 一一 致致 地地 通通 过过 切切变变转转移移到到新新相相中中；相相界界面面共共格格、原原子子间间的的相相邻邻关关系系不不变变；化学成分不变。如马氏体转变，化学成分不变。如马氏体转变，Fe,C都不扩散。都不扩散。（3）半半扩扩散散型型：既既有有切切变变，又又有有扩扩散散。如如贝贝氏氏体体转转变变，Fe切变，切变，C扩散。扩散。第5页/共86页n固态相变的特征1.相变阻力大相变阻力大 固态相变时系统的自由能变化：GVGv+S+V 驱动力驱动力阻力阻力界面能增加界面能增加相变阻力大相变阻力大额外弹性应变能：比体积差额外弹性应变能：比体积差固态相变固态相变扩散困难（新、旧相化学成分不同时）扩散困难（新、旧相化学成分不同时）困难困难第6页/共86页2.惯析面和位向关系惯析面和位向关系 新相与母相的界面为两种晶体的界面。根据匹配关系可分为：共格界面：错配度0.05界面能量低半共格界面：0.05错配度0.25非共格界面：错配度0.25界面能量最高第7页/共86页新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系第8页/共86页新相习惯于在母相的一定晶面上形成新相沿新相沿特定的晶向特定的晶向在母相在母相特定晶面特定晶面上形成上形成。惯习方向惯习方向（母相）（母相）惯习面惯习面原因：沿原因：沿应变能最小的方向应变能最小的方向和和界面能最低界面能最低的界面发展。的界面发展。第9页/共86页3.晶体缺陷的影响晶体缺陷的影响点点缺陷类型缺陷类型线线晶格畸变自由能高，易获得晶格畸变自由能高，易获得面面更大的驱动力促进形核及相更大的驱动力促进形核及相变。变。思考：思考：晶粒细化对相变的影响？晶粒细化对相变的影响？晶体缺陷对相变起促进作用。第10页/共86页4.原子扩散的影响原子扩散的影响 对对于于扩扩散散型型相相变变，随随过过冷冷度度的的增增加加，相相变变的的驱驱动动力力增增大大，转转变变速速度度加加快快。但但当当过过冷冷度度增增加加到到一一定定程程度度时时，扩扩散散成成为为决决定定性性因因素素，再再增增大大过过冷冷度度会会使使转转变变速速度度减减慢慢，甚甚至至原原来来高高温温转转变变被被抑抑制制，在在更更低低温温度度下下发发生生无无扩扩散散相相变。变。第11页/共86页5.过渡相过渡相 固态相变阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度较低，新、旧相成分相相差大时，难形成稳定相，往往形成一种协调性的中间转变产物过渡相。母相母相较不稳定过渡相较不稳定过渡相较稳定较稳定过渡相过渡相稳定相稳定相第12页/共86页固态相变时的形核 核胚晶核均匀形核非均匀形核1.均匀形核均匀形核2.非均匀形核非均匀形核第13页/共86页（1）晶界形核）晶界形核结构混乱，降低结构混乱，降低 易易扩扩散散、偏偏析析，利利于于扩扩散相变散相变新新相相/母母相相形形成成共共格格、半共格界面降低界面能半共格界面降低界面能第14页/共86页新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力（2）位错形核位错形核位错不消失，可作为半共格界面的形成部分位错不消失，可作为半共格界面的形成部分易于发生偏聚（气团），有利于成分起伏易于发生偏聚（气团），有利于成分起伏易于扩散，有利于发生扩散型相变促进扩散易于扩散，有利于发生扩散型相变促进扩散（3）空位形核空位形核新相生成处空位消失，提供能量新相生成处空位消失，提供能量空位群可凝结成位错空位群可凝结成位错（在过饱和固溶体的脱溶析出过程中，（在过饱和固溶体的脱溶析出过程中，空位作用更明显。）空位作用更明显。）（4）层错形核）层错形核第15页/共86页新相的长大1.界面过程控制的新相长大界面过程控制的新相长大（1）非热激活界面近程控制的新相长大）非热激活界面近程控制的新相长大（2）热激活界面过程控制的新相长大）热激活界面过程控制的新相长大切切变变长长大大台台阶阶式式长长大大第16页/共86页2 扩散控制的新相长大扩散控制的新相长大（1）界面控制长大界面控制长大新相生成时无成分变化新相生成时无成分变化(有结构、有有结构、有序度变化）序度变化）u=exp(-Q/kT)1-exp(-Gv/kT)（2）扩散控制长大）扩散控制长大新相生成时有成分变化新相生成时有成分变化 u=dx/dt=(C/x)D/(C-C)第17页/共86页相变动力学1.形核率形核率2.等温转变曲线等温转变曲线第18页/共86页9.2 扩散型相变调幅分解过饱和固溶体的脱溶脱溶：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定的沉淀相脱溶：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定的沉淀相后，基体成为接近平衡浓度的转变。后，基体成为接近平衡浓度的转变。第19页/共86页（一）脱溶的分类1、根据母相成分的变化分类根据母相成分的变化分类（1）连续脱溶：随新相的形成，脱溶相附近母相的浓度较低，）连续脱溶：随新相的形成，脱溶相附近母相的浓度较低，且由相界面向内母相的浓度逐步上升，且由相界面向内母相的浓度逐步上升，母相的浓度梯度呈连续母相的浓度梯度呈连续变化变化，成分连续平缓的由过饱和状态变化到饱和状态。新相的，成分连续平缓的由过饱和状态变化到饱和状态。新相的长大长大依靠远距离扩散依靠远距离扩散。（2）不连续脱溶：脱溶相一旦形成，其周围一定距离内的母）不连续脱溶：脱溶相一旦形成，其周围一定距离内的母相立刻由过饱和状态变为饱和状态，并与原始成分的母相形成相立刻由过饱和状态变为饱和状态，并与原始成分的母相形成明显的分界面明显的分界面。新相的长大。新相的长大不需远程扩散不需远程扩散。第20页/共86页2、根据脱溶相与母相之间的界面性质分类、根据脱溶相与母相之间的界面性质分类（1）共格脱溶：当脱溶相与母相的晶体结构和点阵常数相）共格脱溶：当脱溶相与母相的晶体结构和点阵常数相近或反应温度较低时，两相之间易保持共格。新相呈圆盘、近或反应温度较低时，两相之间易保持共格。新相呈圆盘、片状或针状析出，以片状或针状析出，以减少应变能减少应变能。（2）非共格脱溶：新相呈等轴状析出，以）非共格脱溶：新相呈等轴状析出，以减少界面能减少界面能。3、根据脱溶相的分布状况分类、根据脱溶相的分布状况分类（1）普遍脱溶：脱溶在整个固溶体中）普遍脱溶：脱溶在整个固溶体中基本同时发生基本同时发生，在母相，在母相中中均匀分布均匀分布。（2）局部脱溶：脱溶只发生在）局部脱溶：脱溶只发生在局部局部（晶界或某些特定晶面），（晶界或某些特定晶面），其他区域不发生或靠远距离扩散将溶质输送到脱溶区。其他区域不发生或靠远距离扩散将溶质输送到脱溶区。第21页/共86页（二）连续脱溶 连续脱溶时，往往先形成一系列过渡相，形成脱溶序列，连续脱溶时，往往先形成一系列过渡相，形成脱溶序列，在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。（1）脱溶序列）脱溶序列（2）脱溶物粗化）脱溶物粗化（三）不连续脱溶 -两相式脱溶，胞状式脱溶。通常在母相晶界上形两相式脱溶，胞状式脱溶。通常在母相晶界上形核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，与母相有明显核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，与母相有明显界面。界面。第22页/共86页共析转变1 1、共析转变的形核与生长、共析转变的形核与生长 2 2、共析体的片间距、共析体的片间距 第23页/共86页9.3 无扩散相变 相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变。相变相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变。相变过程中原子可采用无扩散切变方式完成晶格改组，也可过程中原子可采用无扩散切变方式完成晶格改组，也可借助热激活靠短程扩散跨过相界面完成相变。借助热激活靠短程扩散跨过相界面完成相变。陶瓷的同质异构转变1 1、重构型相变：原化学键破坏，原子靠、重构型相变：原化学键破坏，原子靠近程扩散近程扩散重新排列，重新排列，相变所需激活能高，较难发生，相变所需激活能高，较难发生，转变速度缓慢转变速度缓慢，常有高温，常有高温相残留到低温的倾向。相残留到低温的倾向。2 2、位移型相变：不破坏原化学键，只需构成晶体的离子沿、位移型相变：不破坏原化学键，只需构成晶体的离子沿特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸变就可完成相变。变就可完成相变。不需扩散不需扩散，转变速度非常快转变速度非常快。第24页/共86页块型转变第25页/共86页马氏体相变 A A体快速冷却到体快速冷却到MMS S以下转变为以下转变为MM体，体，MM体转变是非体转变是非扩散性转变，是扩散性转变，是FCCFCC的的A A体瞬间原子切变为体瞬间原子切变为BCCBCC的过饱和的过饱和铁素体。铁素体。1.1.马氏体的结构、形态与性能马氏体的结构、形态与性能（1 1）马氏体的晶体结构）马氏体的晶体结构MM体本质：体本质：C C在在-Fe-Fe中过饱中过饱 和的间隙固溶体。和的间隙固溶体。MM体的晶体结构：体的晶体结构：BCCBCC，FCCFCC，体心正方等。体心正方等。第26页/共86页（2 2）马氏体的形态与亚结构）马氏体的形态与亚结构基本形态：板条马氏体基本形态：板条马氏体 片状马氏体片状马氏体 板条马氏体板条马氏体a a存在于低、中碳钢和不锈钢中。存在于低、中碳钢和不锈钢中。b b立体形态为扁条状、薄板状。立体形态为扁条状、薄板状。c c亚结构：高密度位错。亚结构：高密度位错。轴比轴比c/a称为称为马氏体马氏体的正方度。的正方度。第27页/共86页 片状马氏体片状马氏体a a存在于高、中碳钢和高镍的铁镍合金中存在于高、中碳钢和高镍的铁镍合金中b b形态：双凹透镜状（二维针状，竹叶状）形态：双凹透镜状（二维针状，竹叶状）c c亚结构：孪晶亚结构：孪晶d d片状片状MM体中的微裂纹体中的微裂纹第28页/共86页影响马氏体形态的因素影响马氏体形态的因素A Fe-CA Fe-C合金：合金：C%C%是主要因素是主要因素 WWC C0.2%0.2%，板条马氏体，板条马氏体 WWC C 1.0%,1.0%,片状马氏体片状马氏体 0.2%W0.2%WC C1.0%,FA的，淬火时易开裂的，淬火时易开裂.d热膨胀系数热膨胀系数:(1214)10-6mm/mm.，比比A小小1/3。第32页/共86页2 2 马氏体相变特点马氏体相变特点（1）无扩散性）无扩散性aAM无成分变化，只有晶体点阵改变。无成分变化，只有晶体点阵改变。b转变可在很低温下以极快速度进行，转变可在很低温下以极快速度进行，510-5510-7S（2）切变性与表面浮凸现象）切变性与表面浮凸现象宏观证据：表面浮凸。宏观证据：表面浮凸。第33页/共86页（3）具有一定的晶体学位向关系和惯习面）具有一定的晶体学位向关系和惯习面 钢中已观察到的有钢中已观察到的有K-关系关系：011M111r,Mr 此外还有此外还有西山西山关系，关系，-关系关系。（4）转变是在一个温度范围内完成的）转变是在一个温度范围内完成的 必须连续从必须连续从MSMf以下才能得到全部以下才能得到全部M体，在其间任一温度都体，在其间任一温度都不会使不会使M%增加。增加。（5）高速长大：）高速长大：（6）转变不完全）转变不完全 残留残留A体：体：Mf低于室温时，仍有低于室温时，仍有A保留。保留。冷处理：将钢淬入低于室温温度使冷处理：将钢淬入低于室温温度使ArM的工艺。的工艺。Ar的数量与的数量与A体的化学成分有关，体的化学成分有关，C%，Ar量量第34页/共86页3.3.奥氏体的稳定化奥氏体的稳定化概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出 现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。（1 1）热稳定化）热稳定化A体淬火时因缓慢冷却或在体淬火时因缓慢冷却或在MSMf之间某温度之间某温度停留一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。停留一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。第35页/共86页（2）机械稳定化）机械稳定化在应力在应力应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发相变。相变。形变诱发形变诱发M体相变的最高温度为体相变的最高温度为d（S）。）。Td形变形变:使使A体稳定性提高，随后体稳定性提高，随后M体相变困难。体相变困难。Td形变形变:诱发诱发M体生成，但随之淬火后，剩余体生成，但随之淬火后，剩余A体将稳定化，也产生机械稳定化。体将稳定化，也产生机械稳定化。第36页/共86页珠光体转变珠光体转变扩散型相变扩散型相变（+Fe3C）共析转变产物）共析转变产物高温转高温转变变转变温度：转变温度：A1550形成包括：一是铁、碳原子的扩散形成包括：一是铁、碳原子的扩散二是晶格重组二是晶格重组1.珠光体的组织形态与性能珠光体的组织形态与性能珠光体珠光体片状片状P体体片状片状P体体索氏体（索氏体（S）屈氏体（屈氏体（T）粒（球）状粒（球）状P体体第37页/共86页（1 1）珠光体片层间距）珠光体片层间距S S0 0 S S0 0由珠光体形成温度决定：由珠光体形成温度决定：T T越低，越低，S S0 0越小。越小。S S0 0=8.02/=8.02/T 10T 103 3 (nm)(nm)（2 2）珠光体类型）珠光体类型按片间距按片间距S S0 0大小分大小分 P P：A A1 1650650，S S0 0=150=150450nm450nm，OMOM下能看到。下能看到。S S：650650600,S600,S0 0=80=80150nm,150nm,高倍高倍OMOM T:600 T:600550,S550,S0 0=30=3080nm,TEM80nm,TEM组织名称表示符号形成温度范围/硬度片间距/nm能分辨片层的放大倍数珠光体PA1650170200HB150450 5 00索氏体S6506002535HRC801501000托氏体T6005503540HRC30802000第38页/共86页（3）珠光体性能与形态尺寸的关系）珠光体性能与形态尺寸的关系S0对对影响符合影响符合Hell-Petch公式公式:=KS0-1/2珠光体团尺寸取决于原始珠光体团尺寸取决于原始A体晶粒大小，珠光体晶粒大小，珠光体团尺寸减小，强度、韧性增加。体团尺寸减小，强度、韧性增加。粒状粒状P体界面少，基体未被割裂，所以强度体界面少，基体未被割裂，所以强度较低，但塑性、韧性好。较低，但塑性、韧性好。第39页/共86页2.珠光体的形成珠光体的形成两种机制两种机制（1）交替形核长大机制）交替形核长大机制领先相：领先相：F、Fe3C都可作为领先相都可作为领先相（2）分枝长大机制）分枝长大机制第40页/共86页3.非共析钢先析出相的形成非共析钢先析出相的形成（1）先共析体的析出量）先共析体的析出量在平衡冷却条件下，先共析体析出量只与成分有关，在平衡冷却条件下，先共析体析出量只与成分有关，符合杠杆定律。符合杠杆定律。（2）先共析）先共析F体的形态体的形态根据晶粒大小、等温转变温度、冷根据晶粒大小、等温转变温度、冷速不同，速不同，先共析先共析F相有相有：块状（等轴状）块状（等轴状）网状网状针（片）状等针（片）状等第41页/共86页魏氏组织（魏氏组织（W）：具有先共析针（片）状）：具有先共析针（片）状F或或Fe3C的组织。的组织。前者前者称为铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。称为铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。说明：说明：生产中常见的是铁素体生产中常见的是铁素体W。低、中碳钢无论晶粒大小，低、中碳钢无论晶粒大小，在一定冷却条件下，都可得到在一定冷却条件下，都可得到W。W使钢的力学性能特别塑性、使钢的力学性能特别塑性、韧性下降、韧脆转化温度升高。韧性下降、韧脆转化温度升高。第42页/共86页 W W可通过正火、退火、锻造消除。可通过正火、退火、锻造消除。Fe-C合合金金中中先先共共析析铁铁素素体体、先先共共析析渗渗碳碳体体的的形形态态与与等等温温温温度度和碳含量的关系：和碳含量的关系：A奥氏体晶粒度为奥氏体晶粒度为01级级B奥氏体晶粒度为奥氏体晶粒度为78级级第43页/共86页4.4.珠光体转变的应用珠光体转变的应用获得获得P体的方法：体的方法：退火、正火退火、正火退火或正火的概念：退火或正火的概念：将钢加热到一定温度并保温一定时间后，以缓慢的速将钢加热到一定温度并保温一定时间后，以缓慢的速度冷却，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工度冷却，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工艺。艺。退火：随炉冷，获得接近平衡状态的组织退火：随炉冷，获得接近平衡状态的组织正火：空冷，获得较细的正火：空冷，获得较细的P体型组织。体型组织。第44页/共86页9.4贝氏体相变贝氏体相变 AB称为贝氏体转变。称为贝氏体转变。中温转变：中温转变：TMsT贝贝B上上惯习面：（惯习面：（225）A与原与原A位向为位向为KS关系。关系。性能：高强、硬（性能：高强、硬（HRC56），塑、韧性好，良好的综合机械），塑、韧性好，良好的综合机械性能。性能。第48页/共86页（3 3）粒状）粒状B B体体形成温度：形成温度：B B体转变的最上部，高于体转变的最上部，高于B B上上转变转变T T。组成：组成：F F体：等轴状，又由许多板条状体：等轴状，又由许多板条状F F体组成体组成 富碳富碳A A体：粒状。体：粒状。富碳富碳A A体区分解体区分解 最终产物都称为最终产物都称为AA 组组成物。成物。富碳富碳A A体岛的分解产物决定于体岛的分解产物决定于冷却条件及冷却条件及A A稳定性。稳定性。第49页/共86页2.B2.B体的形成过程体的形成过程过冷过冷A A体体 开始开始 转变温度低转变温度低 B B上上 CFCF边边 （不均匀）（不均匀）贫贫C C区区F F体形核，切变共格长大体形核，切变共格长大 界，羽毛状界，羽毛状富富C C贫贫C C区区 铁原子不能扩散，铁原子不能扩散，C C不同程度扩散不同程度扩散 B B下下、C C在在F F 上析上析出出 （1 1）B B上上 形成过程：形成过程：第50页/共86页（2 2）B B下下形成过程：形成过程：第51页/共86页9.5钢的热处理原理钢在加热时的转变转变温度如右图第52页/共86页1.1.共析钢的奥氏体化过程共析钢的奥氏体化过程A氏体化过程经历如下氏体化过程经历如下4个过程：个过程：A体形核体形核A体长大体长大残余残余Fe3C溶解溶解A体均匀化体均匀化注意：注意：控制加热温度，保温时间，若加热温度过高，保温控制加热温度，保温时间，若加热温度过高，保温时间过长，均会使时间过长，均会使A体晶粒粗大。体晶粒粗大。第53页/共86页2.2.奥氏体晶粒长大及其控奥氏体晶粒长大及其控制制（1 1）晶粒大小的表示方法）晶粒大小的表示方法 晶粒截面的平均直径或平均面积（体积）内晶粒截面的平均直径或平均面积（体积）内 的晶粒数的晶粒数.晶粒度级别指数晶粒度级别指数N N：n=2n=2N-1N-1 n n放大放大100100倍时每倍时每645mm645mm2 2面积内的晶粒数面积内的晶粒数 NN晶粒度级别晶粒度级别 1414为粗晶粒；为粗晶粒；5858为细晶粒为细晶粒 N8N8为超细晶粒为超细晶粒 晶粒度标准级别图对比确定晶粒度标准级别图对比确定.第54页/共86页(2)奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度起始晶粒度起始晶粒度:PA刚完成时刚完成时A体的晶粒度。体的晶粒度。实际晶粒度实际晶粒度:在某一具体加热条件下所得到的在某一具体加热条件下所得到的A体晶粒大小体晶粒大小.(它是实际的，直接影响它是实际的，直接影响到冷却后产物的组织及性能。到冷却后产物的组织及性能。)本质晶粒度本质晶粒度:在规定的加热条件下在规定的加热条件下(93010,保温保温38h)获得的获得的A体的晶粒大小。体的晶粒大小。本质晶粒度反映钢在加热温度本质晶粒度反映钢在加热温度930时的长大倾向，它与时的长大倾向，它与钢的本质钢的本质(成分成分)有关。有关。第55页/共86页(3)奥氏体晶粒大小的控制奥氏体晶粒大小的控制加热温度与保温时间加热温度与保温时间加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大。比较而言，加热温度作用更大。粗大。比较而言，加热温度作用更大。加热速度加热速度快速加热，短时保温，可获得超细晶粒。快速加热，短时保温，可获得超细晶粒。化学成分化学成分ac%的影响：的影响：c%1.2%时，随时，随c%增加，增加，C、Fe自扩散速度增自扩散速度增加，迁移容易，促进晶粒长大。加，迁移容易，促进晶粒长大。c%1.2%时，时，A体形成后有未溶碳化物，阻碍体形成后有未溶碳化物，阻碍晶界移动，阻止晶粒长大。晶界移动，阻止晶粒长大。第56页/共86页b合金元素的影响合金元素的影响强烈阻碍晶粒长大的元素：强烈阻碍晶粒长大的元素：Al,V,Ti,Zr,Nb等等一般阻碍晶粒长大的元素：一般阻碍晶粒长大的元素：W,Cr,Mo等等阻碍作用不显著的元素：阻碍作用不显著的元素：Si,Ni,Cu等等促进晶粒长大的元素：促进晶粒长大的元素：Mn,P,N及过量的及过量的Al等等原始组织原始组织原始组织主要影响起始晶粒度原始组织主要影响起始晶粒度。原始组织越细，则形核率越高，起始晶粒度越小。原始组织越细，则形核率越高，起始晶粒度越小。第57页/共86页钢的冷却转变A体的冷却方式：体的冷却方式：连续冷却连续冷却等温冷却等温冷却第58页/共86页1.过冷奥氏体等温转变曲线（过冷奥氏体等温转变曲线（C曲线）曲线）过冷奥氏体：过冷奥氏体：A体在临界点以下为亚（介）稳相，体在临界点以下为亚（介）稳相，把在临界点以下处于过冷状态待分解的把在临界点以下处于过冷状态待分解的A体体称为过冷奥氏体。称为过冷奥氏体。C曲线（曲线（TTT）：）：A体在等温冷却条件下，过冷体在等温冷却条件下，过冷A体转变温度体转变温度转变时间转变时间转变量转变量的关系图。的关系图。(1)共析钢共析钢C曲线的建立：曲线的建立：膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法第59页/共86页第60页/共86页共析钢的共析钢的C曲线：曲线：当过冷当过冷A体处于极大的体处于极大的过冷度下，会发生过冷度下，会发生M体相体相变：变：MSM体转变开始温度体转变开始温度MfM体转变终了温度体转变终了温度第61页/共86页（2）C曲线分析水平线水平线A1线：线：AP转变的临转变的临界温度，共析线。界温度，共析线。各区域组织：各区域组织：A550：P体转变区体转变区550MS：B体转变区体转变区MSMf：M体转变区体转变区孕育期：在孕育期：在Ms线以上，转变开始线以上，转变开始线与纵坐标间的水平距离。线与纵坐标间的水平距离。过冷过冷A体的孕育期越长，体的孕育期越长，A体转变速率越慢，过冷奥氏体就越稳定。体转变速率越慢，过冷奥氏体就越稳定。第62页/共86页2.2.影响过冷影响过冷A A体等温转变的因体等温转变的因素素(1)A体成分的影响体成分的影响碳含量碳含量a孕育期：孕育期：C%=00.77%亚共析钢，孕育期随亚共析钢，孕育期随C%增加而增增加而增加，即加，即C曲线右移。曲线右移。C%=0.772.11%过共析钢，过共析钢，而降而降低，低，左移。左移。b含碳量越高，含碳量越高，MS点越低。点越低。C与共析钢相比，亚共析钢中多了与共析钢相比，亚共析钢中多了F体析出线，过共析钢中多出了体析出线，过共析钢中多出了Fe3C析出线。析出线。第63页/共86页 合金元素合金元素a合金元素只有溶入合金元素只有溶入A体中，才会对体中，才会对A体转变产生重要影响。体转变产生重要影响。b除除Co,Al(2.5w%)外的合金元素都增大过冷外的合金元素都增大过冷A体的稳定性，使体的稳定性，使C曲线右曲线右移。移。c碳化物形成元素碳化物形成元素Cr,Mn,W,V,Ti等使等使C曲线分成两部分（双鼻），分别表曲线分成两部分（双鼻），分别表示示P，B转变。转变。第64页/共86页(2)A体状态的影响体状态的影响A体晶粒直径减小，或成分不均匀，新相形核体晶粒直径减小，或成分不均匀，新相形核和原子扩散有利，和原子扩散有利，C曲线左移。曲线左移。第65页/共86页3.3.过冷奥氏体连续冷却转变曲线（过冷奥氏体连续冷却转变曲线（CCTCCT曲线）曲线）第66页/共86页 退火和正火的目的退火和正火的目的降低或提高硬度，便于进行切削加工降低或提高硬度，便于进行切削加工消除残余应力消除残余应力细化晶粒，改善组织以提高钢的力学性能细化晶粒，改善组织以提高钢的力学性能为最终热处理作好组织准备为最终热处理作好组织准备9.6钢的热处理工艺钢的热处理工艺普通热处理普通热处理1钢的退火钢的退火第67页/共86页完全退火：完全退火：亚共析钢亚共析钢AC3+3050F+P目的：细化，目的：细化，HRC改善切削，去应力改善切削，去应力等温退火：等温退火：球化退火：球化退火：过共析钢，合金工具钢。先正过共析钢，合金工具钢。先正火，火，AC1+2030普通球化退火普通球化退火球状球状P体体等温球化退火等温球化退火目的：目的：HRC均匀组织，改善切削，为淬火做准备。均匀组织，改善切削，为淬火做准备。扩散退火：扩散退火：AC3或或ACm+150300长时保温长时保温消除偏析，成分组织均匀化。消除偏析，成分组织均匀化。第第一一类类相相变变重重结结晶晶退退火火 T T加加 A AC3C3 A AC1C1 第68页/共86页第第二二类类T加加0.4%有少量残余有少量残余A.)第72页/共86页过共析钢过共析钢:AC1+3050得到细小的隐晶得到细小的隐晶M体体+细碳化物细碳化物+少的残余少的残余A体。高硬度，耐磨体。高硬度，耐磨性，变形小。性，变形小。T过高，过高，M片状，过饱和度大，变形大，片状，过饱和度大，变形大，M体粗，体粗，Ar多，多，HRC耐耐磨性磨性，易开裂。，易开裂。合金钢由于合金元素的作用使临界点变化，为使合金元素均匀化应提合金钢由于合金元素的作用使临界点变化，为使合金元素均匀化应提高加热温度。高加热温度。第73页/共86页淬火冷却介质淬火冷却介质淬火目的获得淬火目的获得M体组织，应使体组织，应使V VKC理想的淬火介质冷却曲线如右图：理想的淬火介质冷却曲线如右图：但目前还没有理想的淬火介质但目前还没有理想的淬火介质盐水：盐水：高温低温冷速都快。高温低温冷速都快。油：油：高低温冷速慢，用于淬高低温冷速慢，用于淬透性高的合金钢。透性高的合金钢。水：水：常用的淬火介质。常用的淬火介质。新的淬火介质应兼有水和油的优点。新的淬火介质应兼有水和油的优点。第74页/共86页淬火方法淬火方法a单液淬火单液淬火普通简单，易机械化（缺点：水淬易变形开裂，普通简单，易机械化（缺点：水淬易变形开裂，油淬易硬度低。）通常采用预冷方法。油淬易硬度低。）通常采用预冷方法。b双液淬火双液淬火通常是先冷却能力较强的，防通常是先冷却能力较强的，防P体转变，后弱体转变，后弱的，的，M体转变。体转变。常用水淬油冷或油淬空冷，但水淬时间难控制。常用水淬油冷或油淬空冷，但水淬时间难控制。c分级淬火分级淬火淬火过程中保温，待工件温度均匀后再淬火过程中保温，待工件温度均匀后再取出缓冷。取出缓冷。d等温淬火等温淬火稍高于稍高于MS点温度恒温淬火，获得点温度恒温淬火，获得B下下第75页/共86页钢的淬透性钢的淬透性a钢的淬透性：钢在淬火时获得钢的淬透性：钢在淬火时获得M的能力。的能力。b钢的淬透性表征：钢的淬透性表征：在规定条件下淬火获得淬透层深度（在规定条件下淬火获得淬透层深度（工件表面到工件表面到半半M体区体区的深度。的深度。）淬透层越深，淬透性越好。淬透层越深，淬透性越好。c淬透性对钢力学性能影响淬透性对钢力学性能影响淬透性高的钢，经调质后组织均匀，具有较高韧性。淬透性高的钢，经调质后组织均匀，具有较高韧性。淬透性低的钢，组织内外不均，韧性低。淬透性低的钢，组织内外不均，韧性低。淬透性是钢固有的属性，由钢的成分决定，与淬火工艺无关。淬透性是钢固有的属性，由钢的成分决定，与淬火工艺无关。淬硬性淬硬性是指钢淬火后能达到的最高硬度，它是指是指钢淬火后能达到的最高硬度，它是指M体的硬度，完全由体的硬度，完全由C含量决定。含量决定。淬透性好的钢其淬硬性不一定好，淬透性好坏由合金元素及淬透性好的钢其淬硬性不一定好，淬透性好坏由合金元素及C含量决定。含量决定。第76页/共86页钢的淬透性的测定钢的淬透性的测定端淬法第77页/共86页（2）钢的回火）钢的回火回火：将淬火钢加热到低于临界点回火：将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度，保温一定时间后，的某一温度，保温一定时间后，以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。1）淬火钢组织为）淬火钢组织为M+Ar，都是亚稳态组织，回火可加速其向稳态，都是亚稳态组织，回火可加速其向稳态转化。转化。2）不同温度回火，）不同温度回火，M+Ar转化程度不同，从而使工件转化程度不同，从而使工件获得不同的组织和性能。获得不同的组织和性能。3）回火是针对淬火组织而言的，没有淬火就没有回火。）回火是针对淬火组织而言的，没有淬火就没有回火。4）回火是在）回火是在AC1以下进行的。以下进行的。5）淬火钢必须回火，否则会变形开裂，显示很大的脆性等。）淬火钢必须回火，否则会变形开裂，显示很大的脆性等。第78页/共86页淬火钢的回火转变及组织淬火钢的回火转变及组织淬火钢的回火转变及组织淬火钢的回火转变及组织五种转变：五种转变：（1）M体中碳原子的偏聚：体中碳原子的偏聚：20100，Fe不不扩散，扩散，C、N原子偏聚于缺陷处。原子偏聚于缺陷处。（2）M体分解：体分解：100250高高C马氏体马氏体回火回火M体，体，c/a1，M片上片上分布分布碳化物和碳化物和Fe2.4C板条板条M体体不析出不析出碳化物，碳化物，C完全偏聚于完全偏聚于位错线附近。位错线附近。第79页/共86页（3）残余）残余A的转变：的转变：200300ArM+（回火（回火M体）体）如在如在B体温度回火，则体温度回火，则ArB（4）碳化物的转变：）碳化物的转变：250400亚稳亚稳Fe2.4CXFe5C2Fe3C低碳低碳M体体250不形成不形成相。相。(5)渗碳体的聚集长大和渗碳体的聚集长大和相的再结晶：相的再结晶：400相回复、再结晶为等轴状相回复、再结晶为等轴状F体体组织：组织：上分布粒或球状上分布粒或球状Fe3C组织。组织。第80页/共86页回火组织：回火组织：M回回：250以下回火，过饱和的以下回火，过饱和的固溶体固溶体+弥散弥散分布的分布的碳化物。碳化物。T回回：350500.细粒状细粒状Fe3C+针状针状F体体S回回：500650.粗粒状粗粒状Fe3C+多边形多边形F体体球化组织：球化组织：650A1.粗大粒状粗大粒状Fe3C+F体体第81页/共86页淬火钢回火时力学性能的变化淬火钢回火时力学性能的变化趋势：随回火温度升高，钢的强度硬度趋势：随回火温度升高，钢的强度硬度，塑，塑韧性韧性（M回回T回回S回回）（1）150250低温回火：低温回火：组织组织M回回+Ar，高硬，高硬耐磨，用于高碳钢。耐磨，用于高碳钢。（2）350500中温回火：中温回火：组织组织T回回，高弹，较，高弹，较好塑韧性，用于中碳钢。好塑韧性，用于中碳钢。（3）500650高温回火：高温回火：组织组织S回回，综合性能优，综合性能优良。良。第82页/共86页回火脆性回火脆性概念：钢淬火后在某特定温度回火时其冲击韧性比在较低温度概念：钢淬火后在某特定温度回火时其冲击韧性比在较低温度回火时还显著下降，这种脆化现象称为回火脆性。回火时还显著下降，这种脆化现象称为回火脆性。（1）低温回火脆性：）低温回火脆性：250400（第一类回火脆性）（第一类回火脆性）产生原因产生原因防止方法：通常采用避免在脆化温度范围内回火；有时为保证防止方法：通常采用避免在脆化温度范围内回火；有时为保证要求的力学性能，必须在脆化温度回火时可采用等温淬火。要求的力学性能，必须在脆化温度回火时可采用等温淬火。另外，还可以加入合金元素。另外，还可以加入合金元素。第83页/共86页（2）高温回火脆性：）高温回火脆性：450650（第二类回火脆性）可逆回火脆性（第二类回火脆性）可逆回火脆性产生原因：缓慢冷却产生的。产生原因：缓慢冷却产生的。防止：防止：回火后水淬快冷回火后水淬快冷加加M00.5%或或W1.0%亚温淬火法亚温淬火法加入细化加入细化A体晶粒元素体晶粒元素Nb、V、Ti等等高温淬火法高温淬火法高温回火脆性是可逆的，重新回火快冷可消除。高温回火脆性是可逆的，重新回火快冷可消除。第84页/共86页回火工艺回火工艺回火工艺回火工艺（1）低温回火）低温回火150250，组织为回火，组