金属热处理原理

材料科学基础金属热处理原理绪论一、研究的内容和任务金属热处理原理是以金属学原理为基础，着重研究金属及合金固态相变的基本原理和热处理组织与性能之间关系的一门课程。金属学原理：着重讨论的是金属及合金的本质及影响因素、缺陷及其交互作用和它们对性能的影响、状态图、塑性变形、回复、再结晶，金属中的扩散等等。热处理原理：着重讨论的是金属及合金在固态下的相变规律、影响因素、动力学、非平衡转变，以及在热处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等。金属材料从服役条件出发，选择什么样的材料、如何对材料进行处理，在使用和处理过程中会出现什么问题，如何解决出现的问题，最终可能得到什么样的性能，如何改进现有材料、挖掘其潜力，试制新材料等，无不与热处理原理有着密切的关系。固态金属（包括纯金属及合金）在温度和压力改变时，组织和结构会发生变化，这种变化统称为金属固态相变。金属中固态相变的类型很多，有的金属在不同的条件下会发生几种不同类型的转变。掌握金属固态相变的规律及影响因素，就可以采取措施控制相变过程，以获得预期的组织，从而使其具有预期的性能。对于金属材料常用的措施就是特定加热和冷却，也就是热处理。二、热处理发展概况人们在开始使用金属材料起，就开始使用热处理，其发展过程大体上经历了三个阶段。1、民间技艺阶段根据现有文物考证，我国西汉时代就出现了经淬火处理的钢制宝剑。史书记载，在战国时期即出现了淬火处理，据秦始皇陵开发证明，当时已有烤铁技术，兵马俑中的武士佩剑制作精良，距今已有两千多年的历史，出土后表面光亮完好，令世人赞叹。古书中有“炼钢赤刀，用之切玉如泥也”，可见当时热处理技术发展的水平。但是中国几千年的封建社会造成了贫穷落后的局面，在明朝以后热处理技术就逐渐落后于西方。虽然我们的祖先很有聪明才智，掌握了很多热处理技术，但是把热处理发展成一门科学还是近百年的事。在这方面，西方和俄国的学者走在了前面，新中国成立以后，我国的科学家也作出了很大的贡献。2、技术科学阶段（实验科学）—金相学此阶段大约从1665年1895年，主要表现为实验技术的发展阶段。1665年：显示了Ag—Pt组织、钢刀片的组织；1772年：首次用显微镜检查了钢的断口；1808年：首次显示了陨铁的组织，后称魏氏组织；1831年：应用显微镜研究了钢的组织和大马士革剑；1864年：发现了索氏体；1868年：发现了钢的临界点，建立了Fe—C相图；1871年：英国学者T.A.Blytb著“金相学作为独立的科学”在伦敦出版；1895年：发现了马氏体；3、建立了一定的理论体系—热处理科学“S”曲线的研究，马氏体结构的确定及研究，K—S关系的发现，对马氏体的结构有了新的认识等，建立了完整的热处理理论体系。第一章钢在加热和冷却时的转变§1—1概述一、热处理及其作用热处理是将钢在固态下加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方式冷却到室温的一种热加工工艺。热处理的作用：改善材料工艺性能和使用性能，充分挖掘材料的潜力，延长零件的使用奉命，提高产品质量，节约材料和能源。此外，还可以消除材料经铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷、细化晶粒、消除偏析、降低内应力，使组织和性能更加均匀。最终热处理：在生产过程中，工件经切削加工等成形工艺而得到最终形状和尺寸后，再进行的赋予工件所需使用性能的热处理称为最终热处理。预备热处理：热加工后，为随后的冷拔、冷冲压和切削加工或最终热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。二、钢临界温度1、Fe—Fe3C相图上的临界温度共析钢：PSK线（A1）γ→P(α+Fe3C)亚共析钢：原始组织F+PPSK线（A1）P→γGS线（A3）F→γ过共析钢：原始组织Fe3CF+PPSK线（A1）P→γES线（Acm）Fe3C溶入γ2、实际加热、冷却条件下的临界温度加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm。在加热（冷却）速度为0.125℃/min时，对临界点A1，A3，Acm的影响§1—2钢在加热时的转变钢的热处理种类很多，其中除淬火后的回火，消除应力的退火等少数热处理外，均需加热到钢的临界以上，使钢部分或全部转变为奥氏体，然后再以适当的冷却速度冷却，使奥氏体转变为一定的组织并获得所需的性能。钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体被称为钢的加热转变或奥氏体化过程。由加热转变所得的奥氏体组织状态，其中包括奥氏体晶粒的大小、形状、空间取向、亚结构、成分及其均匀性等，均将直接影响在随后的冷却过程中所发生的转变及转变所得产物和性能。因此，弄清钢的加热转变过程，即奥氏体的形成过程是非常重要的。从Fe—Fe3C状态图可知，珠光体被加热到A1（727℃）以上时将转变为奥氏体。一、奥氏体形成的热力学条件珠光体（P）和奥氏体（γ）自由能随温度的变化曲线（示意图）珠光体与奥氏体的自由能均随温度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一温度，该交点所对应的温度即A1（727℃）。右图是珠光体、奥氏体的自由能与温度的关系。奥氏体形成时系统总的自由能变化为ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe式中：ΔGV—新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；ΔGS—为形成奥氏体时所增加的界面能；ΔGe—形成奥氏体时所增加的应变能。其中:ΔGV—奥氏体转变的驱动力，ΔGS与ΔGe是相变的阻力。因为奥氏体是在高温下形成的，ΔGe一项较小，相变的主要阻力是ΔGS。若只考察相变的方向，可忽略不计。从能量方程可以看出：当TT0时，ΔGV=GA-GP0ΔG0珠光体不能转变为奥氏体；当T=T0时，ΔGV=GA-GP=0ΔG0珠光体不能转变为奥氏体；当TT0时，ΔGV=GA-GP0ΔG0珠光体可能转变为奥氏体；因此奥氏体形成的热力学条件是：必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成。只有当珠光体与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体才能自发地形成。二、奥氏体的形成过程（一）奥氏体的结构、组织和性能1、奥氏体的结构奥氏体是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体。在合金钢中，除了碳原子外，溶于γ-Fe中的还有合金元素原子。（1）碳原子在点阵中的位置X射线结构分析证明，碳原子位于γ-Fe八面体间隙位置中心，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中点，如图所示。γ-Fe的八面体间隙半径仅5.2×10-2nm（0.52Å），小于碳原子的半径7.7×10-2nm（0.77Å），碳原子的溶入将使八面体发生膨胀，使周围的八面体中心的间隙减小。因此不是所有的八面体中心均能容纳一个碳原子。（2）碳原子在奥氏体中的分布碳原子在奥氏体的分布是不均匀的，存在着浓度起伏。奥氏体中碳的分布是呈统计均匀的。用统计理论计算结果表明，在含碳0.85%的奥氏体中可能存在大量比平均碳浓度高八倍的微区，相当于渗碳体的碳含量。因此说碳原子在奥氏体点阵的分布是统计均匀的。（3）碳含量与点阵常数的关系碳原子的溶入使的γ-Fe点阵发生畸变，点常数增大。溶入的碳愈多，点阵常数愈大。如图所示。奥氏体点阵常数与碳含量的关系2、奥氏体的组织在一般的情况下奥氏体的组织是由多边形的等轴晶粒所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。奥氏体显微组织（晶内有孪晶）1000×3、奥氏体的性能Fe-C合金中的奥氏体在室温下是不稳定相。但是在Fe-C合金中加入足够数量的能扩大γ相区的元素，可使奥氏体在室温，甚至在低温成为稳定相。因此，奥氏体可以是钢在使用时的一种重要组织形态。以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。（1）磁性：奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。（2）比容：在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小。可利用这一点调整残余奥氏体的量，以达到减少淬火工件体积变化的目的。（3）膨胀：奥氏体的线膨胀系数比铁素体和渗碳体的平均线膨胀系数高出约一倍。故奥氏体钢也可被用来制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。（4）导热性：除渗碳体外，奥氏体的导热性最差。因此，为避免热应力引起的工件变形，奥氏体钢不可采用过大的加热速度加热。（5）力学性能：奥氏体具有高的塑性、低的屈服强度，容易塑性变形加工成形。因为面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，至密度高，其中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，从而使其热强性好。故奥氏体钢可作为高温用钢（二）奥氏体的形成过程以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。从珠光体向奥氏体转变的转变方程，α+Fe3C→γ碳含量C%0.02186.690.77晶格类型体心立方复杂斜方面心立方我们可以看出：珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。实验证明：珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。共析珠光体向奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化等四个阶段。1、奥氏体的形核（1）形核条件奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。（2）形核部位奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成，此外，在珠光体团的边界，过冷度较大时在铁素体内的亚晶界上也都可以成为奥氏体的形核部位。在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因，可做如下的解释：界面两侧两相的碳含量相差很大（0.0218%和6.69%），因此在界面上碳浓度分布很不均匀，比较容易满足成分起伏；界面两侧晶体结构相差较大，原子排列不规则，原子的活动能力较强，比较容易满足结构起伏；界面上原子排列不规则，位错等晶体学缺陷密度较大，处于能量较高的状态，比较容易满足能量起伏，同时新相晶核形成时，可以使部分晶体学缺陷消失，使系统的能量进一步下降，因此在相界面处是奥氏体形核的首选位置。2、奥氏体的长大奥氏体晶核形成后便开始长大。奥氏体长大的机制可做如下的解释。在AC1以上某一温度t1形成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面，另一个是奥氏体与铁素体相界面。为讨论问题的方便，我们假定两个相界面都是平直的（参见图1-5）。根据Fe-Fe3C相图可知，奥氏体晶核的长大3、剩余渗碳体的溶解实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部分渗碳体残留下来。这部分渗碳体在铁素体消失后，随着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一阶段便告结束。碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完成的。为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余？按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。4、奥氏体成分均匀化珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。5、奥氏体非扩散形成简介（1）无扩散形核，扩散长大；（2）铁素体全部以无扩散方式转变为低碳的奥氏体；（3）最近的研究成果：铁素体向奥氏体转变直接受加热速度控制，快速加热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学）相变的动力学研究的是：转变温度、转变量和转变时间的关系。奥氏体形成动力学可分为等温形成动力学和连续加热形成动力学。（一）奥氏体等温形成动力学等温形成动力学即在一定