工程材料與熱處理金屬材料及

1、金屬材料及熱處理柳永寧 辦公室西2樓東247第一章 緒 論 1. 1 金屬材料在人類社會(huì)發(fā)展中的作用與地位 材料是人類生產(chǎn)和生活的物質(zhì)基礎(chǔ)，是人類文明發(fā)展的里程碑。 其中3個(gè)時(shí)代直接與金屬材料有關(guān)。古代文明中的金屬材料1965年12月，在湖北望山一號(hào)墓里，發(fā)現(xiàn)一柄裝在黑色漆木箱鞘內(nèi)的名貴青銅劍。青銅劍與劍鞘吻合得十分緊密。拔劍出鞘，寒光耀目，而且毫無銹蝕，刃薄鋒利。試之以紙，20余層一劃而破。現(xiàn)代文明中的金屬材料 金屬材料是金屬元素或以金屬元素為主構(gòu)成的具有金屬特性的材料的統(tǒng)稱，包括純金屬、合金、金屬間化合物和特種金屬材料等。 通常金屬材料可分為兩大類：即黑色金屬和有色金屬。鋼鐵、鉻、錳屬黑色

2、金屬，除此之外其他金屬材料均屬于有色金屬，亦稱非鐵金屬。有色金屬中1. 2金屬材料成分、工藝、組織與性能的關(guān)系相對(duì)密度小于3.5的(鋁、鎂、鈹?shù)?稱為輕金屬；相對(duì)密度大于3.5的(銅、鉛、鋅等)稱為重金屬；鈦、鎢、鉬、釩等稱為稀有金屬；金、銀、鉑等稱為貴金屬；天然放射性的鐳、鈾、钚等稱為放射性金屬。 材料科學(xué)：是關(guān)于材料成分、工藝、組織與結(jié)構(gòu)、性能之間相互關(guān)系科學(xué)。材料的所有性能都是其化學(xué)成分和組織結(jié)構(gòu)在一定外界因素(環(huán)境介質(zhì)、應(yīng)力狀態(tài)、載荷性質(zhì)等)作用下的綜合反應(yīng)，它們構(gòu)成了互相緊密聯(lián)系的系統(tǒng)，成為聯(lián)系基礎(chǔ)科學(xué)與工程設(shè)計(jì)的橋梁和紐帶?？傮w定位：搶占學(xué)術(shù)制高點(diǎn)+解決國家重大需求材料強(qiáng)度指標(biāo)判據(jù)

3、成分組織結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)合成制備工藝優(yōu)化服役效能應(yīng)用開發(fā)服役條件失效分析以力學(xué)性能為主要指標(biāo)的材料設(shè)計(jì)和工藝優(yōu)化學(xué)術(shù)傳統(tǒng)指導(dǎo)思想材料力學(xué)行為研究領(lǐng)域內(nèi)國際先進(jìn)和國內(nèi)一流的研究中心傳承創(chuàng)新總體目標(biāo)：保持傳統(tǒng)+突出特色+勇于創(chuàng)新+頂天立地1. 3“金屬材料及熱處理”的研究對(duì)象、內(nèi)容與目的 “金屬材料及熱處理”是研究金屬材料的成分、組織結(jié)構(gòu)與性能之間的關(guān)系及改變的途徑。其目的是使學(xué)生掌握金屬及合金中的成分、組織結(jié)構(gòu)、生產(chǎn)過程、環(huán)境對(duì)金屬材料各種性能的影響的基本規(guī)律，分析各種金屬材料的成分設(shè)計(jì)、生產(chǎn)和使用中的問題，獲得有關(guān)金屬學(xué)熱處理的基本理論、知識(shí)和方法，以及正確選擇、合理使用金屬材料，充分發(fā)揮金屬潛力的方

4、法，并為以后學(xué)習(xí)相關(guān)課程奠定基礎(chǔ)。 本課程是材料科學(xué)與工程專業(yè)的一門主要專業(yè)基礎(chǔ)課，它的主要任務(wù)是講授金屬材料的合金化基礎(chǔ)理論、金屬固態(tài)相變的基礎(chǔ)，以材料的成分工藝組織性能這一主線，闡明它們之間的內(nèi)在聯(lián)系及其衍變過程；根據(jù)各種金屬材料的性能要求，分析各類工程構(gòu)件用鋼、機(jī)器零件時(shí)效機(jī)制，分析金屬材料等的合金化特征、熱處理工藝特點(diǎn)及選擇材料與使用原則和方法，從而達(dá)到提高產(chǎn)品質(zhì)量的目的。 學(xué)生通過本課程的學(xué)習(xí)，應(yīng)達(dá)到如下基本要求： 1) 掌握金屬的固態(tài)相變過程的基本規(guī)律，了解金屬強(qiáng)韌化基本原理和途徑。 2) 掌握常用的碳鋼、合金鋼、有色金屬材料、鑄鐵等金屬材料的成分、組 織、性能和用途的基本知識(shí)。

5、3) 掌握金屬材料的主要熱處理工藝，并能分析熱處理工藝原理并在機(jī)械加工中合理應(yīng)用。 4) 熟悉材料失效原因和方式，初步掌握金屬材料選用方法。使用教材：金屬材料及熱處理崔振鐸等，中南大學(xué)出版社2010.9參考教材：鋼的熱處理胡光立，謝希文 主編，西北工業(yè)大學(xué)出版社， 2012年 機(jī)械工程材料沈蓮 主編，機(jī)械工業(yè)出版社，2004年 金屬和合金中的相變D.A. Porter, 陳冷譯，高等教育出版社1. 4 課程特點(diǎn) 實(shí)驗(yàn)性學(xué)科，原理、概念性的知識(shí)較多，理論性知識(shí)較少。即古老又在不斷發(fā)展，需要理解性的記憶。 隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，一些知識(shí)和概念需要更新和發(fā)展，希望同學(xué)大膽質(zhì)疑書本和權(quán)威，勇于提問，培養(yǎng)

6、創(chuàng)新意識(shí)。 第二章 固態(tài)相變導(dǎo)論2.1概述 固態(tài)金屬的晶體結(jié)構(gòu)或有序化程度發(fā)生了變化，就稱為發(fā)生了固態(tài)相變。 相的定義？ 體系中結(jié)構(gòu)、成分均一并與基體有明顯界面的部分2.2 固態(tài)相變的基本類型2. 2.1 固態(tài)相變中的分類方法1按熱力學(xué)分類 可以將固態(tài)相變分為一級(jí)相變、二級(jí)相變或更高級(jí)相變2按相變方式分類 有核相變與無核相變有核相變通過形核長大進(jìn)行：新相晶核一般在界面或者某些有利的部位形成，核心形成 后不斷長大使相變過程完成。新相與舊相間有界面隔開。大部分相變均屬于此類相變無核相變是指相變過程中無形核階段：典型的無核相變的產(chǎn)物為調(diào)幅組織。這種相變有時(shí)也稱為Spinodal分解3按原子遷移情況分

7、類 第一類是擴(kuò)散型的相變 珠光體，？ 第二類是無擴(kuò)散型的相變 馬氏體 第三類轉(zhuǎn)變是介于上述兩類相變之間的一種過渡型轉(zhuǎn)變 貝氏體 1、the same structure or atomic arrangment throught;2、roughfly the same composition and properties throughout; and3、a definite interface between the phase and any surrounding or adjoinning phaseA, B and C letters represent (La, Mg)2Ni7ph

8、ase, LaNi5phase and (La, Mg)Ni2phase, respectively 2.2.2擴(kuò)散型相變的主要類型1脫溶沉淀 + 過飽和固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶夤倘荏w與第二相，二次滲碳體從奧氏體中析出、回火過程中碳化物從馬氏體中析，鋁合金析出反應(yīng)2共析轉(zhuǎn)變 + 珠光體轉(zhuǎn)變、偽共析3有序化轉(zhuǎn)變 （無序）（有序） 銅一鋅、金一銅等合金4. 多型性轉(zhuǎn)變 同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。鐵、鈷、錫等5調(diào)幅分解 1+2 單相固溶體組織的合金分解為兩種結(jié)構(gòu)與原固溶體相同、但成分有明顯差別的轉(zhuǎn)變1+22.2.3 無擴(kuò)散型相變的主要類型 馬氏體相變2.2.4介于擴(kuò)散型與無擴(kuò)散型間的相變X與X 分解有什么不同？Al-2

9、2Zn-0.1Mg1塊狀轉(zhuǎn)變 冷卻速度不夠快時(shí)，母相（ 相）可能發(fā)生一種非擴(kuò)散型相變，將相轉(zhuǎn)變?yōu)橄?。其特點(diǎn)是新相成分與母相成分一樣，但是晶體結(jié)構(gòu)不 同。也有學(xué)者將這類轉(zhuǎn)變歸類為擴(kuò)散型相變。2貝氏體轉(zhuǎn)變2.3 固體中的相界面2. 3.1 相界面類型與界面能 共格界面、半共格界面及非共格界面2.3.2共格界面 兩相在界面上的原子存在一一對(duì)應(yīng)關(guān)系a及a分別為無應(yīng)力時(shí)的和的點(diǎn)陣常數(shù), 定義為錯(cuò)配度，一般小于5%。2.3.3半共格界面 當(dāng)新相與舊相的錯(cuò)配度比較大時(shí)，形成半共格界面2.3.4非共格界面 當(dāng)兩個(gè)鄰接的相在界面上的原子排列結(jié)構(gòu)差異很大時(shí)，原子間距差異超過25%，產(chǎn)生非共格界面。幾種界面的能量：

10、共格界面：1-200mJ/m-2 半共格：200-500mJ/m-2非共格：500-1000mJ/m-22.3.5彈性應(yīng)變能 應(yīng)變能的來源可分兩類： 第一類是新相和母相間界面能; 第二類來自新、舊相的比容差。G一母相的切變模量； V一新相所在區(qū)域原來母相的體積； 一錯(cuò)配度。式中f(c/a)是影響的因， ca時(shí)為圓盤；c=a時(shí)為圓， ca時(shí)為圓棒（針）2.4 固態(tài)相變的一般規(guī)律2. 4.1 均勻形核基本規(guī)律 均勻形核是指在固體內(nèi)部各個(gè)區(qū)域形核的條件一致，均可以形成核心。 形核的自由能為：V晶核的體積； Gv新、舊相單位體積的自由焓差值； A晶核界面面積； 單位面積界面能； Gs單位體積應(yīng)變能形核

11、速率I形核率； N單位體積相中的原子數(shù)； 原子振動(dòng)頻率； Q原子擴(kuò)散激活能。2.4.2非均勻形核基本規(guī)律 固態(tài)相變中新相晶核一般總是優(yōu)先在位錯(cuò)、晶粒邊界、堆垛層錯(cuò)等處形成，這些地方形核可以使缺陷消失，消失部分的缺陷會(huì)釋放出一定的能量Gd ，從而降低形核功。自由能為2.4.3在界面處形核2.4.4在位錯(cuò)上形核（1）在位錯(cuò)上形核后位錯(cuò)消失，釋放出畸變能降低了形核功 由于位錯(cuò)的消失釋放出的能量為：對(duì)韌位錯(cuò)，對(duì)于螺位錯(cuò)，位錯(cuò)處形核單位長度晶核的自由能變化為:（2）位錯(cuò)反應(yīng)可形成潛在的形核位置面心立方（11-1）面上可發(fā)生位錯(cuò)反應(yīng)，原來ABCABC的堆垛順序變?yōu)锳BABAB排列，這將是一個(gè)hcp晶體結(jié)構(gòu)

12、的新相潛在核心（3）位錯(cuò)作為擴(kuò)散的管道，加速擴(kuò)散，粗晶相變。2.4.5非均勻形核速率2.4.6 晶核長大基本規(guī)律 新相晶核的界面向母相遷移的過程稱為長大。長大驅(qū)動(dòng)力是新相與母相自由能差。 (1)界面過程控制長大 熱激活型；非熱激活型 (2)受長程擴(kuò)散過程控制的長大2.4.7熱激活型界面過程控制長大 令母相為，新相為，原子振動(dòng)頻率為，原子由母相進(jìn)入新相的激活能為Q，新舊相的自由焓差為Gv。由新相返回母相激活能應(yīng)為Q+Gv。原子由母相轉(zhuǎn)移到新相及由新相反回母相的頻率分別為若單原子層的厚度為，則界面遷移速度應(yīng)為通常 非常小，會(huì)導(dǎo)致比值非常大 過冷度較大時(shí)，GkT，exp(-G/kT)趨于零，此時(shí)在這

13、種情況下，長大速度將隨溫度的下降單調(diào)下降。2.4.8 非熱激活型界面過程控制長大2.4.9 受長程擴(kuò)散過程控制的長大 相變時(shí)成分發(fā)生變化需要長程擴(kuò)散。此時(shí)新相長大既可能受界面過程控制，也可能受長程擴(kuò)散過程控制。 假定自母相析出新相，母相成分為C。，界面平直界面，相界面處相與相達(dá)到局部平衡，長大速度V= dx/dt 1）受擴(kuò)散控制的晶核長大速度與擴(kuò)散系數(shù)D成正比。由于D隨溫度的下降而急劇減小，所以晶核的長大速率單調(diào)地隨溫度的下降而降低。2）在溫度恒定時(shí)，長大速率隨時(shí)間的變化關(guān)系可以用v 表示。因此新相增長厚度與時(shí)間的關(guān)系，符合拋物線增長的規(guī)律，可以表示為x 。3)在低過冷度條件下，由于過飽和度低

14、，其長大速度較慢；在過冷度大時(shí)，由于擴(kuò)散速度低，長大速度也較緩慢。長大速度與過冷度存在極值關(guān)系。4)當(dāng)各個(gè)析出物的擴(kuò)散區(qū)域開始重合時(shí)，上式不再適用，長大速度降低得更快。2.4. 10 相變動(dòng)力學(xué) 相變動(dòng)力學(xué)是研究相變速度問題。固態(tài)相變的速度取決于形核速率與長大速率。2.4.11 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖（TTT圖） 1)將金屬材料過冷到相變點(diǎn)似下，必須要經(jīng)過一定的時(shí)間才可能開始形成晶核發(fā)生相變，即有孕育期。 2)存在一個(gè)極值溫度，在此溫度下轉(zhuǎn)變速度最快。這是因?yàn)樵诮咏谙嘧儨囟葧r(shí)驅(qū)動(dòng)力很小，所以形核和隨后的長大速度都慢，轉(zhuǎn)變需要長時(shí)間。另一方面，當(dāng)過冷度很大時(shí)，擴(kuò)散速度慢，它也限制了轉(zhuǎn)變速度。因此在中間溫

15、度范圍得到最大的轉(zhuǎn)變速度。第3章 鋼的熱處理原理與工藝 鋼的熱處理是通過在固態(tài)范圍加熱、保溫和冷卻的方法，改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，以改善性能的一種工藝過程。 根據(jù)各種鋼鐵工件對(duì)性能的不同要求，熱處理的加熱溫度和冷卻方式及獲得的組織也就不同，由此形成各種不同的熱處理方法，常見的有：退火、正火、淬火、回火，此外還有表面淬火、化學(xué)熱處理等。3.1鋼在加熱時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 鋼在加熱過程中，由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程被稱為鋼的加熱轉(zhuǎn)變，即奧氏體化。3. 1.1 奧氏體的組織結(jié)構(gòu)3.1.2奧氏體的形成 1奧氏體的形成條件 2奧氏體的形成機(jī)制相組成： ( + Fe3C) 碳含量： 0. 02% 6.69%

16、0.77%點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)： 體心立方 復(fù)雜斜方 面心立方(l)奧氏體的形核 奧氏體的晶核通常首先在鐵素體與滲碳體的交界面上形成。界面處能夠滿足奧氏體形核的成分條件、能量條件以及結(jié)構(gòu)條件 (2)奧氏體晶核的長大 奧氏體晶核在鐵素體與滲碳體相界面上形成后，將同時(shí)出現(xiàn)-和- Fe3C相界面。一般情況下，奧氏體核的長大是通過滲碳體的溶解、碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散以及奧氏體兩側(cè)的界面向鐵素體及滲碳體的推移來進(jìn)行的。？ (3)剩余滲碳體的溶解 理論分析表明，在780奧氏體界面向鐵素體的推移速度是向滲碳體推移速度的15倍，而通常珠光體中鐵素體片的厚度約為滲碳體片厚度的7倍，共析鋼珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，總是鐵素體

17、先期消失。(4)奧氏體的均勻化 主要碳和合金元素的均勻化，大型鑄件和鍛件尤為重要。3.1.3影響奧氏體形成速度的因素 1加熱溫度的影響（加熱速度） 加熱溫度愈高，奧氏體形成速度就愈快, 奧氏體的形核率及長大速度均增大，但形核率的增大速率高于長大速度的增大速率，因此，奧氏體形成溫度越高，獲得的起始晶粒度就越細(xì)小。（有條件的正確） 奧氏體形成溫度升高時(shí)，在珠光體中的鐵素體相全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的瞬間，剩余滲碳體量增大。（對(duì)感應(yīng)加熱是對(duì)的） 2碳含量的影響 鋼中碳含量愈高，奧氏體形成速度就愈快。因?yàn)樘己吭龈邥r(shí)，碳化物數(shù)量增多，鐵素體與滲碳體的相界面面積增大，因而增加了奧氏體的形核部位，使形核率增大。同

18、時(shí)，碳化物數(shù)量增多后，使碳的擴(kuò)散距離減小，促進(jìn)形核。 3原始組織的影響 鋼的原始組織愈細(xì)小，奧氏體的形成速度就愈快，例如，奧氏體形成溫度為760，若珠光體的片層間距從0.5m減至0.1m時(shí)，奧氏體的長大速度增加約7倍，片狀珠光體比粒狀珠光體有更快的長大速率。 4合金元素的影響 影響碳化物的穩(wěn)定性及碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，并且多數(shù)合金元素在碳化物和基體之間的分布是不均勻的，所以合金元素影響奧氏體的形核和長大、碳化物溶解、奧氏體均勻化的速度。 強(qiáng)碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以顯著減慢奧氏體的形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在奧

19、氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，加速奧氏體的形成。Si和Al對(duì)碳在奧氏體中擴(kuò)散影響不大，所以對(duì)奧氏體的形成速度無顯著影響。 鋼中加入合金元素可能改變相變臨界點(diǎn)A1、A3、Acm的位置，如Ni、Mn、Cu等降低A1點(diǎn)， Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1點(diǎn)。 在退火狀態(tài)下，碳化物形成元素（如Mo、W、V、Ti、Cr等）主要集中在碳化物相中，而非碳化物形成元素（如Co、Ni、Si等）則主要集中在鐵素體相中。 合金元素的擴(kuò)散系數(shù)比碳原子的擴(kuò)散系數(shù)小1000 - 10000倍， 如VC、TiC等更難于溶解。3 .1.4 奧氏體晶粒長大及其控制 奧氏體晶粒大小對(duì)冷卻轉(zhuǎn)變過程及其所獲得的組織與性能有很大影響

20、。因此，了解奧氏晶粒長大的規(guī)律及控制奧氏體晶粒大小的方法，對(duì)于熱處理實(shí)踐具有重要意義 1奧氏體晶粒度的概念 在生產(chǎn)中習(xí)慣采用晶粒度來表示晶粒大小。n為放大100倍時(shí)視野中每645 mm2（即1平方英寸）面積內(nèi)的晶粒數(shù)，則下式中的N被用來表示晶粒大小的級(jí)別，稱為晶粒度。 n =2N-1 晶粒越細(xì)，n越大，N也越大。一般將1-4級(jí)成為粗晶粒（晶粒平均直徑為250-88 m），5-8級(jí)稱為細(xì)晶粒（62 -22 m），8級(jí)以上為超細(xì)晶粒。 11 - 12級(jí)超細(xì)晶粒鋼晶粒平均直徑小于10m 實(shí)際生產(chǎn)中用標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖奧氏體晶粒度有3種： 1）起始晶粒度奧氏體形成過程剛結(jié)束時(shí)的晶粒度。 2）實(shí)際晶粒度熱處理加

21、熱終了時(shí)的晶粒度： 3）本質(zhì)晶粒度在(930 +10)、保溫3-8 h下測定的奧氏體晶粒度。本質(zhì)晶粒度為5-8級(jí)者稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，而本質(zhì)晶粒度為1-4級(jí)者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。 2影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度的影響(2)保溫時(shí)間的影響(3)加熱速度的影響(4)化學(xué)成分的影響 含碳量的影響合金元素的影響 1)強(qiáng)烈阻止奧氏體晶粒長大的元素：Al、V、Ti、Zr、 Nb、Ta等；2)中等程度阻止奧氏體晶粒長大的元素：W、Mo、 Cr等；3)稍微阻止奧氏體晶粒長大的元素：Ni、Co、Cu、Si等；4)促進(jìn)奧氏體晶粒長大的元素：P、Mn等。(5)原始組織的影響 珠光體中的碳化物可呈片狀，也可呈顆

22、粒狀，驗(yàn)結(jié)果表明，碳化物呈片狀時(shí)，奧氏體晶粒的長大速度比顆粒狀快。對(duì)于片狀珠光來說，片層越薄，奧氏體線長大速度越大，最終奧氏體晶粒越粗大。（工模具鋼球化退火） 存在未溶第二相微粒時(shí)能阻止奧氏體晶粒長大。微粒所占體積分?jǐn)?shù)越大，半徑越小，阻止奧氏體晶粒長大效果越明顯。（微合金化超細(xì)晶基礎(chǔ)）3細(xì)化奧氏體晶粒的措施(1)合理選擇加熱溫度和保溫時(shí)間(2)合理選擇鋼的原始組織(3)加入一定量的合金元素(4)采用重結(jié)晶處理3.2鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖鋼在熱處理時(shí)最關(guān)鍵的工序是冷卻，冷卻過程和條件決定鋼的組織和性能。冷卻方式通常分為兩種：一是等溫冷卻，另一種是連續(xù)冷卻。3. 2.1過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線

23、當(dāng)奧氏體冷至臨界溫度以下，即處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)，稱為過冷奧氏體。 通常簡稱為等溫轉(zhuǎn)變圖或TTT圖。由于圖中的曲線形似“C”字母，故也稱C曲線，影響C曲線位置和形狀的因素有：(1)含碳量的影響 亞共析碳鋼的C曲線隨著含碳量的增加向右移，過共析碳鋼的C曲線隨著含碳量的增加向左移，故在碳鋼中共析鋼的過冷奧氏體最為穩(wěn)定，亦即其C曲線處于最右的位置。(2)合金元素的影響 除Co和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%以上的Al外，所有溶于奧氏體的合金元素均增加過冷奧氏體穩(wěn)定性使C曲線右移。 (3)奧氏體化溫度和保溫時(shí)間的影響 奧氏體化時(shí)加熱溫度越高或保溫時(shí)間越長，奧氏體晶粒越粗大，晶界減少，奧氏體成分趨于均勻，未溶碳化

24、物數(shù)量減少，則使奧氏體轉(zhuǎn)變的形核率越低，即過奧氏體的穩(wěn)定性越大，使C曲線越趨向右移動(dòng)。(4)塑性變形的影響 對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，可以使奧氏體晶粒細(xì)化，或使其亞結(jié)構(gòu)密度增加有利于鐵原子的快速擴(kuò)散。因此，無論是在高溫（奧氏體穩(wěn)定區(qū)）或低溫（奧氏體亞穩(wěn)區(qū)）對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形，都將加速珠光體的轉(zhuǎn)變，使C曲線左移3.2.2過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線 生產(chǎn)中，冷卻多為連續(xù)冷卻，采用相似方法可測出各種鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，也稱為CCT圖3. 2.3過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線與 等溫轉(zhuǎn)變曲線的比較1)任何一種鋼的CCT曲線都在其C曲線的右下方。這是由于奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變溫度較低、孕育期較長所致。

25、 2)共析鋼的CCT圖只有高溫的珠光體和低溫的馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，而無中溫的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。 3)合金鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變時(shí)組織多變?？梢杂兄楣怏w轉(zhuǎn)變而無貝氏體轉(zhuǎn)變，也可以有貝氏體轉(zhuǎn)變而無珠光體轉(zhuǎn)變，也可以兩者兼而有之，具體圖形由入鋼中合金元素的種類和含量而定。3,3珠光體轉(zhuǎn)變與鋼的退火和正火 鋼中產(chǎn)生鐵素體與滲碳體雙相組織的共析轉(zhuǎn)變稱為珠光體轉(zhuǎn)變，與珠光體轉(zhuǎn)變相關(guān)的熱處理工藝稱為退火或正火。珠光體相變屬于擴(kuò)散型相變。3.3.1珠光體的組織形態(tài)與力學(xué)性能1片狀珠光體 若干大致平行的鐵素體與滲碳體片組成一個(gè)珠光體領(lǐng)域，或稱珠光體團(tuán)。在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)，可以形成幾個(gè)珠光體團(tuán)。珠光體中滲碳體Fe3C與鐵素體“片厚

26、之和稱為珠光體的片間距，用So表示。過冷度越大，So越小。 按照片間距的大小，生產(chǎn)實(shí)踐中將片狀珠光體分為珠光體、索氏體和托氏體 （屈氏體）三種形態(tài)。珠光體：形成溫度A- 650，So約為150 - 450 nm，光學(xué)顯微鏡可觀察索氏體：形成溫度600 650 ，So約為80 - 150 nm，SEM觀察托氏體：（屈氏體）在550 600， So約為30 - 80 nm，TEM觀察 s=139 +46.4S0-1 式中：s屈服強(qiáng)度，MPa； SO片間距，m。 球光體片間距減小時(shí)，鐵素體與滲碳體變薄，相界面增多，鐵素體中位錯(cuò)不易滑動(dòng)，塞積位錯(cuò)減少，應(yīng)力集中減小。應(yīng)用案例：1、鋼絲繩 2、軌道鋼2粒

27、狀珠光體 在鐵素體基體中分布著顆粒狀滲碳體的組織稱為粒狀珠光體。粒狀珠光體一般是通過球化退火等一些特定的熱處理獲得的，粒狀珠光體常常是高碳工具鋼在切削加工和淬大前要求預(yù)先得到的組織形態(tài)。碳鋼和合金鋼的冷擠壓成型加工，也要求具有粒狀珠光體組織。GCr15軸承鋼在淬火前也要求具有細(xì)粒狀珠光體組織，以保證軸承的疲勞壽命。3.3.2珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 1珠光體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件2片狀珠光體的形成機(jī)制(0. 77% C)(0.0218%C)+Fe3C(6.69% C)3粒狀珠光體形成機(jī)制 原始組織為片狀珠光體，加熱溫度在A1以下，片狀滲碳體有可能自發(fā)地發(fā)生斷裂和球化。這是因?yàn)槠瑺顫B碳體的表面積大于同樣體積的粒

28、狀滲碳體，因此從能量考慮，滲碳體的球化是一個(gè)自發(fā)的過程。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相粒子的溶解度與粒子的曲率半有關(guān)；曲率半徑越小，溶解度越高，片狀滲碳體的尖角處溶解度高于平面處的溶解度。 調(diào)質(zhì)處理也可獲得粒狀珠光體。鋼淬成馬氏體后，通過高溫回火，自馬氏體析出的碳化物經(jīng)聚集、長大成顆粒狀碳化物，均勻分布在鐵素體基體中，成為粒狀珠光體。調(diào)制處理是機(jī)械零件最常見的熱處理工藝，如軸類零件。？3.3.3偽共析轉(zhuǎn)變 共析點(diǎn)成分附近非共析成分獲得100%珠光體現(xiàn)象稱為 工具鋼、軸承鋼鍛后快速冷卻避免析出網(wǎng)狀二次滲碳體常用的方法。3. 3.4亞（過）共析鋼先共析相的析出 在亞共析鋼中，通常所形成的先共析鐵素體一般

29、呈等軸塊狀。當(dāng)奧氏體成分均勻、晶粒粗大、冷卻速度比較適中時(shí)，先共析鐵索體有可能呈片（針）狀，沿一定晶面向奧氏體晶內(nèi)析出，稱為魏氏組織。3.3.5 影響珠光體形成速度的因素1化學(xué)成分的影響 (1)碳含量的影響(2)合金元素的影響 除了Co以外，其他合金元素皆使鋼的TTT曲線右移，珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谘娱L，即推遲珠光體轉(zhuǎn)變的進(jìn)行；除了Ni、Mn以外，其他合金元素皆使珠光體轉(zhuǎn)變的“鼻尖”溫度移向高溫。這是因?yàn)榇蠖鄶?shù)合金元素都降低珠光體轉(zhuǎn)變的形核和長大速度，因而影響珠光體的形成速度。 2加熱溫度和保溫時(shí)間的影響 加熱溫度和保溫時(shí)間主要是通過改變奧氏體的成分和組織狀態(tài)來影響珠光體轉(zhuǎn)變的。成分不均勻有利于形核

30、，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變。提高加熱溫度或延長保溫時(shí)間，相當(dāng)于增加奧氏體中碳和合金元素，都使珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期增長，轉(zhuǎn)變速度降低。另一方面奧氏體晶粒長大，減少形核位點(diǎn)。 3. 奧氏體晶粒度的影響 奧氏體晶粒細(xì)小，單位體積內(nèi)的晶界面積增大，珠光體的形核部位增多，將促進(jìn)珠光體形成。有條件的正確T10鋼750加熱空冷和水冷晶粒與硬度關(guān)系7min9min750加熱不同時(shí)間空冷空冷組織變化7min7.5min8.5min9min對(duì)應(yīng)加熱7min時(shí)的晶粒尺度為4m，因此珠光體相變的臨界晶粒尺寸為4m左右 離異共析反應(yīng)Fu Liang Lian, Hong Ji Liu, Jun Jie Sun, Xue Jiao

31、Sun, Sheng Wu Guo, and Yong Ning Liu. Ultrafine-grain effect on Pearlitic Transformation in a Hypereutectoid Steel. Journal of Materials Research, (2012) DOI: 10.1557/jmr.2012.397晶粒細(xì)化導(dǎo)致相變形核增大細(xì)化晶粒G* GmYongning Liu,Tao he, Guangjin Peng, Fuliang Lian，Pearlitic transformations in an ultrafine-grained h

32、ypereutectoid steel，metallurgical and materials transactions, (2011) 42:2144-21523. 3.6鋼的退火與正火 退火和正火是最基本的熱處理工序，其目的主要是：消除鑄件、鍛件及焊接件的工藝缺陷，改善金屬材料的加工成型性能、切削加工性能和熱處理工藝性能，穩(wěn)定零件幾何尺寸，獲得一定的力學(xué)性能。 1鋼的退火 退火是將鋼加熱到適當(dāng)?shù)臏囟龋?jīng)過保溫后緩慢冷卻，以降低硬度、改善組織、提高加工性的一種熱處理工藝。 (1)完全退火 將亞共析鋼工件加熱到Ac3點(diǎn)以上20 - 30C，保溫足夠時(shí)間，使鋼完全轉(zhuǎn)變成奧氏體并使奧氏體成分均勻化

33、，然后緩慢冷卻至低于Ar1的溫度出爐空冷，獲得接近平衡組織的熱處理工藝稱為完全退火。 完全退火退火一般適用于含碳0. 30%-0.6%的中碳鋼，這些鋼經(jīng)完全退火后，可以降硬度，便于切削加工或塑性變形加工；還可以細(xì)化晶粒、均勻組織和減小內(nèi)應(yīng)力，為淬火做好適宜的組織準(zhǔn)備。(2)球化退火 使鋼中碳化物球狀化的退火工藝稱為球化退火。其工藝特點(diǎn)是將工件加熱至稍高于Ac1溫度(Ac1+1020C)，充分保溫以使?jié)B碳體球狀化，然后再隨爐緩冷或在稍低于Ar1的溫度等溫處理，形成球狀體組織 球化退火的目的在于：降低硬度，改善切削性能。 獲得均勻組織，改善熱處理工藝性能：在工具鋼中，為了減少淬火加熱時(shí)的過熱敏感性

34、、變形、裂紋的傾向性(3) 等溫退火 它是將工件加熱至Ac3 +(20 -30)（亞共析鋼）或Acl+(10 - 20)（共析、過共析鋼）經(jīng)保溫后，再以較快的速度冷卻至珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域即600-700（亞共析鋼）或Ar1-（1020）（共析、過共析鋼）進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)變，以獲得珠光體組織的工藝方法。 等溫退火可以明顯縮短工藝周期而且組織較均勻，大鍛件或高強(qiáng)度鋼絲的典型處理工藝。(4)擴(kuò)散退火 擴(kuò)散退火又稱均勻化退火。將金屬鑄錠、鑄件在l0001200長時(shí)間(1015h)保溫，通過原子擴(kuò)散消除或減少在結(jié)晶過程中產(chǎn)生的化學(xué)成分偏析及顯微組織不均勻性。但后續(xù)必須有軋制或正火處理消除粗化的晶粒和組織。(5

35、)去應(yīng)力退火（低溫退火） 去應(yīng)力退火是將工件加熱到Ac1-( 100 - 200) (碳鋼一般為500-600)，保溫一段時(shí)間，再緩慢冷卻的熱處理工藝。其主要目的是消除鑄、鍛、焊、冷沖壓及機(jī)械加工件中的殘余應(yīng)力，穩(wěn)定尺寸，減小變形。(6)再結(jié)晶退火 該工藝是將工件加熱至A1以下，即再結(jié)晶溫度以上100 - 200（碳鋼為650700），保溫適當(dāng)時(shí)間后爐冷或空冷。 再結(jié)晶退火僅僅適用于經(jīng)過冷塑性變形加工的工件，用以消除加工硬硬化提高塑性。（冷拔鋼絲的處理工藝）2. 鋼的正火 亞共析鋼加熱到Ac3+ (30 - 100)，過共析鋼加熱到Acm+(30 -50)，經(jīng)保溫使之完全奧氏體化后在空氣中冷卻

36、，得到珠光體類型的組織，這種熱處理工藝稱為正火。 1）對(duì)于要求不高的結(jié)構(gòu)件，正火可作為最終熱處理。 2）對(duì)于低碳鋼，正火可以適當(dāng)提高鋼的硬度，改善其切削性能。 3）對(duì)于性能要求較高的中碳鋼零件，可以作為預(yù)備熱處理，其目的是使組織 均勻化和細(xì)化4) 對(duì)于過共析鋼，正火可消除網(wǎng)狀二次碳化物，為球化退火作好組織準(zhǔn)備3.4馬氏體轉(zhuǎn)變與鋼的淬火 將鋼經(jīng)奧氏體化后快速冷卻，抑制其擴(kuò)散性分解，在較低溫度下發(fā)生無擴(kuò)散型相變稱為馬氏體相變。馬氏體相變是鋼件熱處理強(qiáng)化的主要手段，產(chǎn)生馬氏體相變的熱處理工藝稱為淬火。3. 4.1馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征1切變共格和表面浮凸現(xiàn)象 馬氏體相變時(shí)，在預(yù)先磨光的試樣表面上可以出

37、現(xiàn)傾動(dòng)，形成表面浮凸。2. 馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性 馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，晶體點(diǎn)陣的改組依賴于原子微量的協(xié)作遷移，而不是原子的擴(kuò)散。這一特征稱為馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性 馬氏體轉(zhuǎn)變是通過奧氏體的均勻切變實(shí)現(xiàn)的，因此馬氏體的成分與原奧氏體的成分完全一致；其次，馬氏體可以在極低的溫度下（例如- 196）可以進(jìn)行，在如此低的溫度下，無論是置換原子還是間隙原子都已經(jīng)極難擴(kuò)散，而此時(shí)馬氏體的生長速度仍可達(dá)到103 m/S，這意味著馬氏體的生長速度已經(jīng)達(dá)到了固體中的聲速。這種情況下，馬氏體轉(zhuǎn)變是不可能依靠擴(kuò)散來進(jìn)行的。3. 具有特定的位向關(guān)系和慣習(xí)面 通過均勻切變所得的馬氏體與原奧氏體之間存在嚴(yán)格的晶體學(xué)位向關(guān)系。在鋼

38、中常見的關(guān)系包括K-S關(guān)系、西山關(guān)系、GT關(guān)系。K- S( kurdjumov - Sachs)關(guān)系為111011 . 西山(Nishiyama)關(guān)系為111011；/ G-T(Greninger Troiano)關(guān)系與K-S關(guān)系接近，只是角度存在一定偏差 111011差1；差2 慣習(xí)面: 新舊相的相界面，慣習(xí)面為不畸變平面，或稱不變平面。鋼中馬氏體的慣習(xí)面常見的有三種：11 1、225，和259。碳含量小于0. 6%時(shí)為11 1，碳含量在0.6% -1.4%之間為225，碳含量高于1. 40%時(shí)為259 4亞結(jié)構(gòu) 馬氏體內(nèi)部產(chǎn)生大量的晶體缺陷如位錯(cuò)、孿晶、層錯(cuò)等，形成了馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。例如，

39、鋼中低碳馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，高碳馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為孿晶，馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為層錯(cuò)。5轉(zhuǎn)變的非恒溫性和不完全性 馬氏體相變必須在不斷降溫過程中進(jìn)行，存在Ms和Mf臨界點(diǎn)。鋼被過冷到Ms點(diǎn)以下，馬氏體開始轉(zhuǎn)變，不需要孕育期，但溫度低于Mf點(diǎn)以后，仍然有未轉(zhuǎn)變的奧氏體，成為殘余奧氏體A。3.4.2馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)、組織形態(tài)與力學(xué)性能1馬氏體的晶體結(jié)構(gòu) 一般碳鋼中的碳含量遠(yuǎn)高于碳在相中的溶解度，在發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，原奧氏體中的碳原子完整保留在晶格中，因此，鋼中馬氏體通常被稱為碳在-Fe中的過飽和固溶體。這些間隙碳原子在1/2001位置呈擇優(yōu)分布，由此造成BCC點(diǎn)陣畸變?yōu)轶w心正方結(jié)構(gòu)。？ c/a=1.005

40、 +0. 045x 碳含量wc大于0.2%時(shí)的馬氏體為體心正方結(jié)構(gòu)，wc小于0.2%時(shí)，碳原子偏聚于位錯(cuò)附近形成科垂?fàn)?Cottrell)氣團(tuán)；只有當(dāng)碳含量大于0. 20%時(shí)，碳原子才在八面體間隙呈有序分布。2. 馬氏體的組織形態(tài) 鋼中馬氏體的組織形態(tài)隨鋼的碳含量、合金元素含量以及馬氏體的形成溫度等改變而改變。鋼中馬氏體有五種，包括板條狀馬氐本、透鏡片狀馬氏體、蝴蝶狀馬氏體、薄片狀馬氏馬氏體。(1)板條馬氏體 板條狀馬氏體是低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼和不銹鋼等合金中形成的一種典型的馬氏體組織，因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板條狀馬氏體。又因?yàn)檫@種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯(cuò)，通常也稱

41、為位錯(cuò)型馬氏體。 板條狀馬氏體與奧氏體的位向關(guān)系絕大多數(shù)符合K-S關(guān)系慣習(xí)面為(111)(2)透鏡片狀馬氏體 淬火高、中碳鋼中當(dāng)碳含量小于1.0%時(shí)，與板條馬氏體共存，只有wc大于1. 0%時(shí)才單獨(dú)存在。它的立體形狀是雙凸透鏡片狀，與試樣表面相截成針狀或竹葉狀，故又稱片狀馬氏體或針狀馬氏體。片的厚度約為0.5 -1m，中間有中脊。馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為孿晶。透鏡狀馬氏體意味著馬氏體片是圓形，但多年來為什么只觀察到針葉型而沒有圓形的馬氏體？推測馬氏體是abc的扁橢球形馬氏體形態(tài)的平行多層截面法研究激光打孔定位，拋光減薄，原位測量目標(biāo)馬氏體的形態(tài)變化目標(biāo)馬氏體長度、寬度與截面厚度連續(xù)變化的軌跡以及測量

42、軌跡沿a 軸對(duì)稱映射傾斜的真實(shí)馬氏體形貌示意圖馬氏體的空間形態(tài)為扁橢球體, 而不是傳統(tǒng)教科書中所描述的透鏡形，扁橢球體的參數(shù)為:a/b 3 , a/c 20 。這樣的形態(tài)可以滿足任意方位切片后的平面形態(tài)是竹葉形 柳永寧，張貴一，李偉，金屬學(xué)報(bào)，46（2010）930-934 (3)其他形態(tài)馬氏體 1)蝶狀馬氏體。在Fe - Ni合金和Fe - Ni(-Cr) -C合金中，當(dāng)馬氏體在板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形成溫度范圍之間 形成時(shí)會(huì)出現(xiàn)一種立體外形為V形柱狀，橫截面呈現(xiàn)蝴蝶狀。慣習(xí)面為 225。兩翼相交的結(jié)合面為100，馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)，母相的晶體學(xué)位向關(guān)系大體上 K-S關(guān)系。(

43、2)薄片狀馬氏體。在Ms點(diǎn)極低的Fe - Ni C合金中可觀察到一種厚度約為3-10 m的薄片狀馬氏體，與試樣磨面相截呈寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)。薄片狀馬氏體的慣習(xí)面為259 ，奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S 內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為112孿晶。孿晶的寬度隨碳含量升高而減小。平直的帶中無中脊。(3)馬氏體 在奧氏體層錯(cuò)能較低的Fe - Mn -C或Fe - Cr - Ni合金中形成具有密排六方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的馬氏體。馬氏體呈極薄的片狀，厚度僅為100300nm，其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度層錯(cuò)。馬氏體的慣習(xí)面為111，與奧氏體之間的位向關(guān)1110001, (1120) 。 馬氏體是鐵基形狀

44、記憶合金的基礎(chǔ)。 (4)影響馬氏體形態(tài)的因素 1)化學(xué)成分 碳含量最為重要, 碳含量為0.3%以下為板條狀馬氏體，1.0%以上為片狀馬氏體，碳含量在0. 3% -1.0%之間為板條和片狀的混合組織。合金元素中，凡能縮小相區(qū)的元素均能促進(jìn)板條狀馬氏體的形成；凡能擴(kuò)大相區(qū)的將促使馬氏體形態(tài)從板條狀轉(zhuǎn)化為片狀；能顯著降低奧氏體層錯(cuò)能的合金元素（如Mn）可促進(jìn)馬氏體的形成。2)馬氏體形成溫度。隨馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態(tài)將按板條狀透鏡片狀蝶狀薄板狀的順序轉(zhuǎn)化，亞結(jié)構(gòu)則由位借轉(zhuǎn)化為孿晶。 關(guān)于馬氏體形態(tài)片狀馬氏體形核功 是剪切應(yīng)變3)奧氏體的層錯(cuò)能。奧氏體層錯(cuò)能低時(shí)，易于形成薄片狀馬氏體。4)奧

45、氏體與馬氏體的強(qiáng)度。馬氏體的形態(tài)還與Ms點(diǎn)處的奧氏體和馬氏體的屈服強(qiáng)度有關(guān)，當(dāng)奧氏體的屈服強(qiáng)度小干196 MPa時(shí)，如形成的馬氏體的強(qiáng)度較低，則將得到慣習(xí)面近111的板條馬氏體。如形成的馬氏體的強(qiáng)度較高時(shí)，則得到慣習(xí)面為225的透鏡片狀馬氏體。關(guān)于馬氏體形態(tài)馬氏體晶核形狀 晶核是圓盤或透鏡狀，孿晶馬氏體形態(tài)晶核是棗核狀，高碳鋼中馬氏體的新形態(tài)晶核是桿狀，板條馬氏體的形態(tài)？由于只與材料性能和過冷度有關(guān)，晶粒減小只能導(dǎo)致減小因此，棗核馬氏體只能在比較細(xì)的晶粒中看到。超高碳鋼常規(guī)熱處理的晶粒比普通成分的材料晶粒細(xì)大約一個(gè)量級(jí)，3-5關(guān)于馬氏體形態(tài)含碳量與馬氏體形態(tài)關(guān)系 馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力與含碳量關(guān)系(

46、徐祖耀，馬氏體相變與馬氏體，科學(xué)出版社）我們現(xiàn)有關(guān)于馬氏體的知識(shí)主要是實(shí)驗(yàn)的觀察與記錄，缺少理論的解釋與預(yù)測，我們還不能回答為什么低碳馬氏體是板條形，高碳馬氏體是片形關(guān)于馬氏體形態(tài)晶粒尺寸與馬氏體亞結(jié)構(gòu)關(guān)系 以上結(jié)論只揭示了含碳量與馬氏體晶核形狀的關(guān)系，并沒有解釋為什么片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)是孿晶而。 Zhu jiewu, Liu yongning Materials Science and Engineering A.385(2004) 440-444 在粗晶范圍，孿晶分切應(yīng)力小，當(dāng)晶粒小于3m后，滑移應(yīng)力小。張占領(lǐng)，柳永寧，于光，朱杰武，何濤.超高碳鋼中棗核狀馬氏體形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)，金屬學(xué)報(bào)，3,

47、2009，280-2843馬氏體的力學(xué)性能 (1)馬氏體的硬度和強(qiáng)度 鋼中馬氏體的硬度主要取決于碳的含量而不是合金元素的含量。馬氏體高的硬度和強(qiáng)度，是由固溶強(qiáng)化、相變（亞結(jié)構(gòu)）強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化等因素引起的。碳在 - Fe中的過飽和固溶產(chǎn)生強(qiáng)烈的應(yīng)力場是強(qiáng)化的主要原因。位錯(cuò)和孿晶也產(chǎn)生了貢獻(xiàn)，但孿晶的作用大于位錯(cuò)。(2)馬氏體的韌性 馬氏體的韌性取決于其碳含量和亞結(jié)構(gòu)。wc0. 4%時(shí)，馬氏體韌性很低，變得硬而脆。 強(qiáng)度相同時(shí)位錯(cuò)馬氏體的斷裂韌度顯著高于孿晶馬氏體。這是由于孿晶馬氏體滑移系少，位錯(cuò)不易開動(dòng)，容易引起應(yīng)力集中，從而使斷裂韌度下降。(3)馬氏體的相變誘發(fā)塑性 金屬及合金在相變過程中屈服

48、強(qiáng)度顯著下降塑性顯著增加，這種現(xiàn)象稱為相變誘發(fā)塑性馬氏體相變誘發(fā)塑性的原因可解釋如下： 因塑性變形引起的局部區(qū)域應(yīng)力集中，由于馬氏體的形成而得到松弛，因而能夠防止微裂紋的形成。即使微裂紋已經(jīng)產(chǎn)生，裂-尖端的應(yīng)力集中亦會(huì)因馬氏體的形成而得到松弛，故能抑制微裂紋的擴(kuò)展，從而使塑性和斷裂韌度提高。在發(fā)生塑性變形的區(qū)域有形變馬氏體形成，隨形變馬氏體量的增多，形變強(qiáng)化指數(shù)不斷提高，這比純奧氏體經(jīng)大量變形后接近斷裂時(shí)的形變強(qiáng)化指數(shù)還要大，從而使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域難以繼續(xù)發(fā)生變形，故能抑制頸縮的形成。TRIP鋼這種鋼符合Md20 Ms，當(dāng)鋼在室溫變形時(shí)便會(huì)誘發(fā)出形變馬氏體，而馬氏體轉(zhuǎn)變又誘發(fā)出相變塑性。因

49、此，這類鋼具有很高的強(qiáng)度和塑性。(4)馬氏體的物理性能 馬氏體與奧氏體的比體積差最大。當(dāng)wc為1%時(shí)，馬氏體與奧氏體的比體積差為0.00525 cm3/g。這一比體積差將導(dǎo)致淬火零件的變形、扭曲和開裂。但也可以利用這一效應(yīng)，在淬火鋼表面造成壓應(yīng)力，提高零件的疲勞強(qiáng)度。 (5)馬氏體中的顯微裂紋 高碳鋼在淬成透鏡片狀馬氏體時(shí)，經(jīng)常在馬氏體片的邊緣以及馬氏體片內(nèi)出現(xiàn)顯微裂紋。3.4.3馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué) 1馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特點(diǎn) 溫度低于To時(shí)，馬氏體的自由能小于奧氏體，馬氏體是穩(wěn)定相。但馬氏體相變須過冷到To以下某一溫度Ms才能進(jìn)行，Ms與To之差稱為熱滯，代表轉(zhuǎn)變所需的驅(qū)動(dòng)力，熱滯取決于馬氏體

50、轉(zhuǎn)變時(shí)增加的界能與彈性能之和，即相變阻力。彈性能主要分以下幾方面： 1)因新相與母相比體積不同和維持切變而引 起的彈性應(yīng)變能。2)產(chǎn)生宏觀均勻切變而做的功。3)產(chǎn)生不均勻切變而在馬氏體內(nèi)形成的高密度位錯(cuò)或?qū)\晶所消耗的能量。4)近鄰?qiáng)W氏體基體發(fā)生的協(xié)作形變而做的功。2影響Ms點(diǎn)的因素(1)母相的化學(xué)成分 1）碳的影響 2）合金元素的影響Ms()=520-321(Wc)-50(WcMn)-30(Wccr)- 20(WcNi+WcMo)-5(WcCu+WcSi)(2)母相的晶粒大小和強(qiáng)度 在母相成分相同的情況下，隨著奧氏體晶粒的增大Ms點(diǎn)升高。加熱溫度越高，奧氏體晶粒越粗大，奧氏體的屈服強(qiáng)度越低，母

51、相切變時(shí)，需要克服晶體的阻力越小，Ms越高。也有教科書中認(rèn)為晶粒不是主要因素。 推論：晶粒無限減小會(huì)如何？ (3)冷卻速度 一般工業(yè)用淬火介質(zhì)的冷卻速度對(duì)Ms點(diǎn)基本沒有影響。極端條件下如：對(duì)于Fe -0. 5C合金，當(dāng)冷卻速度增加到6600 /s時(shí)，Ms點(diǎn)將上升，此外硬度也會(huì)提高。工業(yè)鹽水淬火的冷卻速率是200-300 /s量級(jí)。 (4)應(yīng)力和塑性形變 單向彈性拉應(yīng)力或壓應(yīng)力將改變馬氏體的開始形成溫度Ms，馬氏體變體的取向和形態(tài)，進(jìn)而影響其性能。在慣習(xí)面上的分切應(yīng)力提供了部分相驅(qū)動(dòng)力，單向拉伸使Ms點(diǎn)升高；單向壓縮使Ms點(diǎn)升高，但MB點(diǎn)（馬氏體爆發(fā)式轉(zhuǎn)變溫度）下降；三向壓縮則Ms和MB點(diǎn)下降。

52、 塑性形變對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變也有很大影響。在Ms點(diǎn)以上一定溫度范圍內(nèi)，塑性形變會(huì)誘發(fā)馬氏轉(zhuǎn)變，稱為形變誘發(fā)馬氏體。但當(dāng)形變溫度超過一定值時(shí)，變不再能誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，這一溫度稱為為形變馬氏體點(diǎn)Md。 塑性形變雖能誘發(fā)形變馬氏體轉(zhuǎn)變，但對(duì)隨后冷卻發(fā)生的馬氏體轉(zhuǎn)變起抑制作用。（圖3-58中隨后冷卻作用看增量)3.4.4馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué) 馬氏體轉(zhuǎn)變也是通過形核和長大過程進(jìn)行的，其轉(zhuǎn)變速度取決于形核率和長大速度。但多數(shù)馬氏體的長大速度較高，形核率是馬氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的主要控制因素。 一般認(rèn)為，馬氏體相變是不均勻形核，是在奧氏體中通過能量及結(jié)構(gòu)起伏在某些有利位置（如位錯(cuò)、層錯(cuò)、晶界等處）形成大小不同的具有馬氏體

53、結(jié)構(gòu)的微區(qū)。這樣的微區(qū)被稱為核胚。 1變溫轉(zhuǎn)變 當(dāng)奧氏體被過冷到Ms點(diǎn)以下某一溫度時(shí)，馬氏體晶核能瞬時(shí)形成并即刻長大到極限尺寸。只有繼續(xù)降低溫度，轉(zhuǎn)變才能繼續(xù)。因此，馬氏體的量取決于冷卻溫度，也就是Ms點(diǎn)以下的過冷度，而與在該溫度的保溫時(shí)間無關(guān)。這表明馬氏體變溫轉(zhuǎn)變不存在熱激活形核，因此也把變溫轉(zhuǎn)變稱為非熱學(xué)性轉(zhuǎn)變。由于馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力很大，而長大激活能極小，故長大速度極快。據(jù)測定，低碳型和高碳型馬氏體的長大速度分別為102 mm/s和105mm/s數(shù)量級(jí)，長成一片馬氏體所需要的時(shí)間僅為10-410-7s。 大多數(shù)碳鋼和合金鋼馬氏體轉(zhuǎn)變屬于變溫轉(zhuǎn)變2等溫轉(zhuǎn)變 馬氏體轉(zhuǎn)變也有等溫轉(zhuǎn)變，隨

54、等溫時(shí)間的延長馬氏體量增多，即轉(zhuǎn)變量是等溫時(shí)間的函數(shù)。這表明馬氏體晶核也能通過熱激活形成。等溫轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)：馬氏體形核需要一定的孕育期，形核率隨過冷度增加先增后減，符合一般熱激活形核規(guī)律。3. 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變 Ms低于O0C的Fe - Ni、Fe - Ni -C等合金的奧氏體被過冷到零下某一溫度，將形成慣習(xí)面為259的透鏡片狀馬氏體。當(dāng)?shù)谝黄R氏體形成時(shí)，有可能在幾分之一秒內(nèi)激發(fā)出大量馬氏體而引起所謂的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變。該轉(zhuǎn)變往往伴有響聲，并釋放出大量相變潛熱，爆發(fā)量達(dá)70%時(shí)可以使溫度上升300C。用MB（Ms ）表示爆發(fā)轉(zhuǎn)變溫度。3. 4.5表面馬氏體轉(zhuǎn)變 在大尺寸塊鋼表面，往往在Ms點(diǎn)以上就能形

55、成馬氏體，其形態(tài)、長大速率和晶體學(xué)特征證都和整塊試樣在Ms以下形成的馬氏體不同，稱為表面馬氏體。表面馬氏體也是在等溫條件下形成的，但與等溫形核、瞬時(shí)長大的大塊試樣的等溫馬氏轉(zhuǎn)變有所不同。表面馬氏體轉(zhuǎn)變的形核也需要孕育期，但長大速度極慢。對(duì)Fe 30Ni - 0.04C合金的研究表明，表面馬氏體的深度一般僅為530 m，呈條狀，長度為寬度及厚度方向的千倍。一般認(rèn)為，表面馬氏體的形成是由于表面不存在靜壓力而使Ms提高引起的。在內(nèi)部由于馬氏體比體積大于奧氏體，因此馬氏體轉(zhuǎn)變將給周圍造成很大靜壓力，從而降低Ms。3.4.6奧氏體的熱穩(wěn)定化 奧氏體由于冷卻緩慢或冷卻中斷引起的穩(wěn)定化，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化

56、。 熱穩(wěn)定化機(jī)制是間隙原子與位錯(cuò)交互作用形成柯垂?fàn)? Cottrell)氣團(tuán)，增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，阻礙轉(zhuǎn)變的進(jìn)行所致。應(yīng)用案例 ： 1，Q-P熱處理工藝3.4.7鋼的淬火 把鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac1或Ac3以上，保溫一定時(shí)間，使其奧氏體化后，以大于臨界冷卻速度冷卻，獲得馬氏體組織的熱處理工藝方法稱為淬火。 1.淬火加熱溫度的選擇 淬火加熱溫度主要決定于鋼的化學(xué)成分。為了防止加熱時(shí)奧氏體晶粒長大，保證獲得細(xì)馬氏體體組織，淬火溫度一般在臨界點(diǎn)以上30 - 500C。 亞共析鋼的一般淬火加熱溫度為Ac3以上30-50 過共析鋼的淬火加熱溫度為Ac1以上30- 500C，2淬火冷卻介質(zhì) 為了保得到馬氏體組

57、織，淬火冷卻速度必須大于臨界冷冷卻速度vc，特別是在過冷奧氏體最不穩(wěn)定區(qū)域(650-550)要快冷，防止過冷奧氏體分解為珠光體。工業(yè)上常用的淬火介質(zhì)有水、鹽水、堿水、油和熔融鹽堿等 3.淬火方法 （l）單液淬火法 單液淬火法是把加熱工件放入一種淬火介質(zhì)中，連續(xù)冷卻至室溫的操作方法。如水淬和油淬都屬于這種方法。一般使用于形狀簡單的碳鋼和合金鋼工件。(2)雙液淬火法 雙液淬淬法是把加熱工件先放入一種冷卻能力較強(qiáng)的淬火介質(zhì)中，冷卻到稍高于Ms點(diǎn)的溫度，避免珠光體轉(zhuǎn)變，然后取出立即投入另一種冷卻能力較弱的淬火介質(zhì)中冷卻至室溫的操作工藝。常用的如碳鋼的水淬油冷法，合金鋼的油淬空冷法。 (3)分級(jí)淬火法

58、分級(jí)淬火法是指將加熱工件在Ms點(diǎn)附近的鹽浴或堿浴中淬火，待工件內(nèi)外溫度均勻后取出緩冷的淬火方法。但由于所用的鹽浴或堿浴的冷卻能力比油和水小，故大截面碳鋼、低合金鋼零件不適宜分級(jí)淬火。3.4.8鋼的淬透性 1淬透性的概念 鋼淬火時(shí)獲得馬氏體的能力或者鋼被淬透的能力稱為鋼的淬透性。(4)深冷處理 把工件淬冷至室溫后繼續(xù)冷卻至-70 - -80C（或更低溫度），保持適當(dāng)時(shí)間，使殘余奧氏體在繼續(xù)冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這樣可提高鋼的硬度和耐磨性，并穩(wěn)定工件尺寸。目前只對(duì)某些要求尺寸穩(wěn)定性很高的精密零件如量具、精密軸承、精密絲杠等零件實(shí)行深冷處理。 2淬透性的測定 目前應(yīng)用最廣泛的是“末端淬火法”，簡稱

59、端淬試驗(yàn)。根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)的末端淬火法規(guī)定，由表層馬氏體到內(nèi)里半馬氏體區(qū)（50%M+50%非M）的距離作為淬透層的標(biāo)準(zhǔn)。標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸：25 xl00淬透性：J=HRC/d d：為末端距半馬氏體區(qū)的距離HRC： 半馬氏體區(qū)的硬度3.5回火轉(zhuǎn)變與鋼的回火 將鋼件淬火后，再加熱到Ac1以下的某一溫度保溫一定時(shí)間，然后冷卻到室溫的熱處理稱為回火。 回火的目的如下： 1)降低脆性，減小或消除內(nèi)應(yīng)力，防止工件變形和開裂。 2）穩(wěn)定組織。淬火馬氏體和殘余奧氏體都是不穩(wěn)定的組織，在回火過程中會(huì)轉(zhuǎn)變成較穩(wěn)定的組織和性能，從而避免工件在使用時(shí)因發(fā)生組織轉(zhuǎn)變導(dǎo)致性能、尺寸和形狀變化，喪失精度。 3）獲得所需性能。調(diào)整淬

60、火后鋼件的組織，獲得所需的力學(xué)性能。3.5.1淬火碳鋼回火時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 1.馬氏體分解（回火第一階段，2500C以下）回火第一階段發(fā)生的變化：馬氏體中發(fā)生碳原子的偏聚富集區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化繼而轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)的碳化物而析出馬氏體碳含量不斷下降，點(diǎn)陣常數(shù)c減小，a增大，正方度c/a減小，最終變成立方馬氏體 碳化物特征：具有密排六方點(diǎn)陣，成分介于Fe2C- Fe3C之間，一般用 FexC表示。碳化物與基體之間保持共格關(guān)系，存在一定的位向關(guān)系，碳化物為長度約100 nm的平行于lOO的條狀薄片。因?yàn)閘OO晶面族中有三個(gè)互相垂直的(100)面，所以在晶內(nèi)析出的碳化物薄片在空間也是互相垂直的。 2殘余奧氏