金属学与热处理教案-哈尔滨工业大学+

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Martens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)1926~1927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均匀的几个C%点，即C1、C2、C3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γ–Fe形成的间隙式固溶体。1.C原子位于γ–Fe点阵的中心和棱边的中点(八面体间隙处)；2.C原子进入γ–Fe点阵间隙位置引起；γ–Fe点阵等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，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；图1-1GrGpGTA1T1ΔGΔT图1-2GESPC1C2C3C4T1图1-34.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ΔG=Gγ－Gp＜0(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。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α+Fe3Cγ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%易于变形加工成型；(3)热强性高。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α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、C2、C3、C4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：BBcCKCdxdcKDG/1C2C%AFe3CFC1C4C3珠光体片间距式中，K—常数；CD—C在奥氏体中的扩散系数；dxdc—相界面处奥氏体中C的浓度梯度；BC—相界面浓度差；“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩散。向F一侧的推移速度与向Fe3C一侧的推移速度之比：BFCBFeCBFeBFCFeFCCKCCKGG333//780℃时，8.1402.041.089.067.633BFCBFeCFeFCCGG。表明相界面向F一侧的推移速度比向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，所以奥氏体等温形成时，总是F先消失，Fe3C剩余。四、残余Fe3C和奥氏体均匀化α→γ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。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P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这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。奥氏体形核核长大残余Fe3C溶解奥氏体均匀化图1-5§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：kTGkTQeeCI/式中，/C—常数；T—绝对温度；Q—扩散激活能；G—临界形核功；k—玻耳兹曼常数。可见，奥氏体等温形成时，等温温度T提高，(1)T增大，相变驱动力增大，G降低，形核率I增大；(2)C原子的扩散系数CD增大，C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=C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，BBcCKCdxdcKDG/1式中，“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k—常数；cD—C在奥氏体中的扩散系数；dxdc—相界面处奥氏体中C的浓度梯度；BC—相界面浓度差。等温转变时：cD、dxdc(由相图决定021PCCdxdc)均为常数，0P为珠光体片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。则：BCKG/。(1)由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度偏小；(2)对粒状珠光体亦适用。讨论：(1)温度T升高，cD呈指数增加，长大速度G增加，(2)温度T升高，C1-C2增加，dxdc增加，速度G增加；(3)温度T升高，BC=C2-C4下降，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ΔT增大，相变驱动力ΔG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ΔCB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(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形核率I长大速度G均增大金相法膨胀法热分析法加形核率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cD减小。(i)强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低cD减小从而使从而影响残余碳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cD提高，扩散速度提高。(ii)Ni、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大，形核率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高，ΔT降低，ΔG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P→A钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长大、残余Fe3C溶解以及奥氏体均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列特点：一、相变是在一个温度范围内进行的奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温度范围向高温推移、扩大。(1)当缓慢加热时，转变开始P→A速度小，相变吸收的热量(相变潜热)q亦很小，若加热供给的热量Q=q则转变在等温下进行ac阶段。(2)若加热速度较快Q＞q，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受q的影响使升温减漫aa1而不是直线段ab段，当A转变量增大q＞Q；温度下降a1C段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q减少，Q＞q；温度复又上升，如cd段。见图1-6。(3)快速加热，aa1向高温延伸，台阶a1c移向高温，加热速度越高，台阶越陡，难以用Fe-Fe3C相图判断钢的组织。二、转变速度随加热速度的增大而增大(1)加热速度