材料热处理原理及工艺

位移型相变——不需要破坏化学键或改变其基本结构，相 变时所发生的原子位移很小，新相和母相之间存在一定的 晶体学位向关系。所需要克服的能垒很低，相变潜热也很 小，转变速度非常迅速。 低温型石英 —高温型石英 ， SrTiO4发生的立方 —四方转 变，马氏体相变
3. 按相变方式分类 相变过程要经历涨落，根据涨落发生的范围与程度的 不同，Gibbs将其分为两类。一类是形核—长大型相变，另 一类是连续型相变。 形核—长大型相变：在很小的范围内，发生原子相当激烈的 重排，生成了新相的核心，新相与母相之间产生了相界，靠 不断的生核和晶核的长大实现相转变叫形核—长大型相变。 脱溶分解、共析转变等 连续型相变：若在很大范围内原子发生轻微的重排，相变的 起始状态和最终状态之间存在一系列连续状态，不需形核， 靠连线涨落形成新相，这种相变为连续型相变。 调幅分解
三、钢的临界温度
第二节
钢在加热时的转变
一、奥氏体的形成过程 （一） 奥氏体晶核的形成 （二） 奥氏体晶核的长大 （三） 残余奥氏体的溶解 （四） 奥氏体的均匀化
二、影响奥氏体形成速度的因素 （一）温度的影响 （二）钢的成份的影响 （三） 原始组织的影响
（二）奥氏体晶粒长大及其影响因素 奥氏体化温度越高，晶粒长大越明显。 钢中奥氏体含碳量的增加，奥氏体晶粒的长大倾向 也增大。 钢中加入合金元素，也影响奥氏体晶粒长大。一般 认为，凡是能形成稳定碳化合物的元素（如钛、 钒、钽、铌、锆、钨、钼、铬），形成不溶于奥 氏体的氧化物及氮化物的元素（如铝），促进石 墨化的元素（如硅、镍、钴），以及在结构上自 由存在的元素（如铜），都会阻碍奥氏体晶粒长 大。而锰、磷则有加速奥氏体晶粒长大的倾向。
二、贝氏体类型组织转变 （一）贝氏体的组织形态和性能 过冷奥氏体在550℃~Ms（马氏体转 变开始温度）温度范围内，将转变为贝氏 体类型组织，贝氏体用符号“B”表示，最 常见的贝氏体组织形态为上贝氏体B上和下 贝氏体B下。
1、上贝氏体
a) 光学显微镜下的形态 800×
b) 电子显微镜下的形态 290000×
相变。
一级相变时，有潜热的变化和体积的突变。大多数固态相 变属于一级相变。 二级相变时，无潜热和体积的变化，但热容、压缩系数和 膨胀系数要发生突变。磁性转变、超导态转变及一部分有序— 无序转变为二级相变。 一级相变符合相区接触法则，相邻相区的相数差一。对于 二元相图通常两个单相区之间含有这两个相组成的两相区。对 于二级相变，两个单相区仅以一条线分割。 n级相变：相变过程中新旧两相自由焓的第（n-1）偏导数相等， 而其n阶偏导数不相等。
（四）马氏体组织转变的特点 1、无扩散性 2、切变共格性 3、不断降温的条件下形成 4、高速长大 5、马氏体转变的不完全性 6、马氏体转变的可逆性
珠光体．贝氏体．马氏体转变的异同点
相变类型 主要异同点
珠光题转变 A1~550℃
贝氏体转
变
马氏体转变 Ms~Mf 无扩散
转变温度范围 扩散性
550℃ ~Ms
3、原始组织的影响 加热温度和保温时间 的影响 工业用钢在相同加热条件下，原 始组织愈细，愈容易得到较均匀的奥氏体， 使等温转变曲线右移，Ms点降低，当原始 组织相同时，提高奥氏体化温度或延长奥 氏体化时间，奥氏体的成份趋于均匀化， 未溶碳化物数量减少，晶粒长大晶界面积 减少，结果降低了过冷转变的形核率和长 大速度，使过冷奥氏体的稳定性增加，导 致C曲线右移。
珠光体类型组织的力学性能与其片间距的大小有直接的关 系。图为共析钢珠光体的片间距与力学性能间的关系。
（二）珠光体类型组织的转变过程 珠光体类型组织的转变是一种扩散型转变，即铁原子和碳原子均 进行扩散；另外是晶格的重构，由面心立方的奥氏体转变为体心立方 的铁素体和复杂的晶格的渗碳体。其转变也是一个形核和核长大的过 程。
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三、马氏体类型组织转变 （一）马氏体的晶体结构 马氏体是碳在α -Fe中过饱和固溶体，用符号“M”表示,马氏体 具有体心正方晶格（a=b≠c）。当发生马氏体组织转变时，奥氏体中 的碳全部保留在马氏体中，轴比c/a称为马氏体的正方度，马氏体含 碳量越高，其正方度越大，正方畸变也越严重。当ωc＜0.25%时， 马氏体正方度为1，此时马氏体具有体心立方晶格。
板条状马氏体是低、中碳钢形成
板条状马氏体 300×
（三）马氏体的力学性能 高碳片状马氏体的韧性和塑性均很差，脆性很大，其 主要原因是：①碳在马氏体中过饱和程度大，其正 方度远大于1，晶格畸变严重残余应力大；②片状马 氏体内的亚结构主要是孪晶。低碳板条状马氏体的 韧性和塑性相当好，其主要原因是：①碳在马氏体 中过饱和程度小，其正方度≈1，晶格畸 变轻微，残 余应力小；②板条状马氏体内的亚结构主要是位错。
具有铁原子与碳 碳原子扩散、铁原子不扩 原子的扩散 散 两相组织 A→α-Fe（C）+F+Fe 两相组织 组成相 A→F+Fe3C （约 350℃以上） A→α-Fe（C）+F+Fe （约 350℃以下） 合金元素的分 布 合金元素扩散重 合金元素不扩散 新分布 相变可在恒温下充分进 行，相变的完全程度与转 主要在连续冷却过 相变可在恒温下 相变的完全性 进行到底 转变越不充分，有残余奥 氏体存在 有不完全性 变温度有关，温度越低， 程中进行，相变具 合金元素不扩散 xC 3C 单相组织 A→α-Fe（C）
第四节 过冷奥氏体转变曲线图
一、过冷奥氏体等温转变曲线图 过冷奥氏体等温转变曲线，依据曲线 的形状像字母“C”称为过冷奥氏体等温转 变C曲线，简称C曲线；因为它综合了温度、 时间、转变的变化，也称为TTT曲线。
（一）共析碳钢C曲线的建立 测定等温转变图，可以采用金相法、膨胀 法、磁性法、电阻法和热分析法等。所有这些 方法都是利用过冷奥氏体转变产物的组织形态 或物理性能发生变化 进行测定的。 在不同过冷度下奥氏体等温转变动力学曲 线。图中转变温度t1>t2>t3>t4>t5>t6。由图中 曲线可以看出，开始时转变速度随着转变温度 的降低而逐渐增大，但当转变温度低于t4以后， 转变 速度 又逐渐减小，若将曲线的转变开始时 间（图中的各a点）和终了时间（图中b点）， 标记到一个以转变 温度-时间为坐标的图上。连 接各转变开始点和终了点，便函可得到C曲线。
按相变时是否获得符合状态图的平衡组织可将固态相变分
为平衡转变和非平衡转变； 根据相变过程中有无原子的扩散可以将固态相变分为扩散 相变、半扩散相变和非扩散型相变。 按形核方式可将固态相变分为扩散形核和无扩散形核相变。 从相变的动力学机制出发，可以将相变分为均匀转变和非 均匀转变。
第一节
热处理基本概念
（二）马氏体的组织形态特点 马氏体形态一类是板条状马氏体，另一类是片状马氏体形态。随 着钢中高温奥氏体含碳量的增加，淬火后组织中板条状马氏体逐渐减 少，而片状马氏体逐渐增多，当奥氏体ωc＞1.0%的钢淬火后，组织 中马氏体形态几乎完全是片状的，当奥氏体ωc＜0.3%时，淬火组织 中马氏体的形态几乎全是板条状的，当奥氏体中的ωc在0.3%~1.0% 时，淬火组织中马氏体的形态是两者都有的。
的一种典型的马氏体 组织。板条状马氏体的显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板 条状马氏体。这种马氏体是由若干个板条群组成的，每个板条群是由 若干个尺寸大致相同的板条组成。这些板条呈大致平等且方向一定的 排列，板条群之间具有较大的位向差。透射电镜观察表明，板条状马 氏体内的亚结构主要是高密度的位错，因而又称为位错马氏体。
共析碳钢1100℃淬火后马氏体组400×
片状马氏体在一个成份均匀的奥氏体晶粒内，冷至稍低于Ms点时，
先形成 的第一片马氏体将贯穿整个奥氏体晶粒而将晶粒分割为两半， 使以后形成的马氏体大小受到限制。因此，片状马氏体的大小不一， 愈是后形成的马氏体片愈小，片的大小几乎完全取决于奥氏体的晶粒 大小。用透射电子显微镜观察表明，片状马氏体内的亚结构主要是孪 晶，因此又叫孪晶型马氏体。
9.1.1 固态相变分类 1. 按热力学分类 根据相变点的吉布斯自由焓函数的导函数的连续情况可将
固态相变分为一级相变和二级相变。
一级相变：相变过程中新旧两相自由焓相等，但自由焓的一阶 偏导数不等，这种相变称为一级相变。 二级相变：相变过程中新旧两相自由焓相等，自由焓的一阶偏 导数也相等，但自由焓的二阶偏导数不等，这种相变称为二级
2. 按结构变化分类 按发生相变时新相与母相在晶体结构上的差异，可以将相 变分为重构型相变和位移型相变。 重构型相变——伴随化学键的破坏，新键的形成，原子重 新排列，新相和母相在晶体学上没有明确的位向关系。所 需要克服较高的能垒，相变潜热很大，相变进行缓慢。 高温型石英—高温磷石英，高温磷石英—高温方石英，脱 溶分解，共析转变
第三节 过冷奥氏体转变产物及性能
一、珠光体类型组织转变 （一）珠光体组织形态与性能
片状珠光体组织中，一对铁素体与渗碳体片的总厚度，称为珠光 体片间距。珠光体中层片状的渗碳体，经适当的退火处理后，可呈球 状分布在铁素体基体上，称为球状（或粒状珠光体），见图所示。


根据片间距的大小不同，珠光体类型的组织又可细分为： 1、珠光体 形成温度为A1~650℃，片间距大约为 150~400nm之间，一般在500倍以下的光学显微镜下才可 分辨，用符号“P”表示。 2、索氏体 形成温度为650~600℃，片间距大约为 80~150nm之间，一般在800~1000倍的光学显微镜下才 可分辨，用符号“S”表示。 3、托氏体 形成温度为600~550℃，片间距大约为 30~80nm之间，在光学显微镜下根本不能辨其层状特征， 只有在电子显微镜下才可以分辨，用符号“T”表示。
一、热处理 所谓钢的热处理是指将钢在固态下进 行加热、保温和冷却三个基本过程，以改变 钢的内部组织结构，从而获得秘需性能的一 种的加工工艺。
二、热处理工艺分类
退火 普通热处理正火 淬火 回火 火焰加热 表面淬火 感应加热 热处理表面热处理 渗碳 化学热处理渗氮 碳氮共渗 控制气氛热处理 其他热处理真空热处理 变形热处理
材料科学基础
太原科技大学 材料科学与工程学院 材料科学基础课程教学团队
第九章 钢的热处理原理及工艺
第一节 第二节 第三节 第四节 第五节 第六节 第七节 热处理基本概念 钢在加热时的转变 钢的转变曲线、产物及性能 过冷奥氏体转变曲线的应用 钢的退火和正火 钢的淬火与回火 钢的表面热处理
9.1 固态相变总论
（二）影响C曲线的因素 1、含碳量的影响 在正常加热条件下，亚 共析钢的C曲线随含碳量的增加而向右移， 过共析钢的C曲线则随含碳量的增加而向左 移。故在碳钢中以共析网的过冷奥氏体最 为稳定。
2、合金元素的影响
除钴以外，所有溶于 奥氏体的合金元素都增加过冷奥氏体的稳 定性推迟转变及降低转变速度，使C曲线右 移。碳化物形成元素含量较多时，C曲线的 形状将发生变化，甚至整个C曲线在鼻尖处 分开，形成上下两个C曲线，如图所示。
2、下贝氏体
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a) 光学显微镜下的形貌 800×
b) 电子显微镜下的形貌 290000×
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（二）贝氏体类型转变过程 发生贝氏体类型组织转变时，首先在 过冷奥氏体中的贫碳区形成铁素体晶核， 其含碳量低于奥氏体的平均含碳量，但仍 高于铁素体的平均含碳量，是过饱和铁素 体。
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当温度较高（550~350℃）时，条状或片状铁素体从 奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行生长。随着铁素体 的伸长和变宽，其中的碳原子向条间的奥氏体中富集，最 后在铁素体条之间析出渗碳体短棒，奥氏体消失，形成上 贝氏体组织。 当温度较低（350~Ms）时，碳原子扩散能力低，铁 素体在奥氏体的晶界或晶内的某些晶面上长成针状，尽管 最初形成 的铁素体固溶碳原子较多，但碳原子核的迁移 不能逾越铁素体片的范围，只有在铁素体内一定的晶面上 以断续碳化物小片的形式析出，从而形成下贝氏体组织。