材料科学与工程基础第11章翻译.doc

第十一章 相变一、学习目的材料的性能取决于材料的组织，而材料的组织可以通过热处理过程中的相变实现。改进的相图可以描述某些相变的时间和温度的依赖关系。如何使用这些相图来设计一些合金的热处理过程，使其在室温下产生特定的力学性质非常重要。例如，共析组成(0.76 wt% C)的Fe-C合金，根据不同的热处理过程，其抗拉强度可在700MPa和2000MPa之间变化。二、本章的主要内容1、典型固-固相变中，画出其部分转变对时间对数的示意图；给出描述这一行为的方程式。2、简单描述下列存在于钢合金中的微组元的显微组织：精细珠光体，粗状珠光体，球状体，贝氏体，马氏体和回火马氏体。3、下列每个微组元的一般的力学特性：精细珠光体， 粗状珠光体，球状体，贝氏体，马氏体和回火马氏体。根据显微组织(或晶体结构)，简要解释这些行为。4、根据某些Fe-C合金的等温转变(或连续冷却转变)图，设计一个热处理工艺，使其最终产生指定的显微组织。5、利用相图描述和解释，用于沉淀硬化金属合金的两个热处理工艺。6、在恒温下进行沉淀热处理时，画出室温下的强度(或硬度)对时间对数的示意图。根据沉淀硬化机理，解释曲线的形状。7、画出晶体、半晶体和无定形聚合物的比容对温度的示意图，注释玻璃转变和熔化温度。（相变=转化）11.1简介许多材料的力学和其它性质取决于其微观结构，而其往往是相变产生的。在这一章的第一部分我们讨论相变的基本原则。接下来，我们从事相变在铁-碳合金的微观结构的发展中扮演什么，以及其他合金，和微细结构的变化是如何影响力学性能。最后，我们论述结晶、熔化、和聚合物的玻璃化转换。金属相变-金属材料的多功能性的原因之一在于他们所拥有的力学性能的宽范围，是通过各种方法处理是可达到的。在第8章中讨论的三个强化机理，叫做，晶粒细化、固溶强化和应变硬化。可用其他技术，其中力学性能都依赖于显微结构特征。显微结构同时在单和两相中发展的合金通常涉及相变的很多类型-在相的性质和数量中改造。这一章的第一部分致力于有关包括固体的相变一些基本原则浅谈。因为大多数相变不会在瞬间发生，反应进度的时间依从或相变率方面考虑。紧接着的是铁碳合金的两相微观结构发展的讨论。修改后的相图的介绍其允许从特定的热处理导致的微观结构的确定。最后，提出其他微观组织还有珠光体，并对每个进行了力学性能讨论。11.2 基本概念各种相变对材料的加工是重要的，他们通常涉及一些微观结构的改变。这次讨论的目的，这些变化可分为三类。在一个组中只是单纯的扩散型相变其中相的组成和数量都没有变化出现。这些包括纯金属的凝固、同素异形变化、再结晶和晶粒生长(见 8.13 和 8.14 节)。在扩散型相变的另一种类型，相的组成有一些改变和经常在相的数目中出现；最后的显微结构通常包括两个相。共析反应，10.19节中所述，是这种类型；在节 11.5进一步注意它。相变的第三类型是非扩散型相变，其中有亚稳相产生。第11.5节的讨论，马氏体相变，在钢合金中可能发生，属于此类。11.3 固态反应的动力学因为障碍物阻止反应的进程和使它依赖于时间，所以大多数固态相变不会瞬间发生。例如，由于大多数相变涉及最后一个新相（其组成或晶体结构不同于母相）的形成，一些原子重排由经扩散是必须的。扩散是一种时间相依的现象，在6.4节中讨论。新相的形成的第二个障碍是母相和子相间创造的相界能的增加。从微观角度来看，伴随着相变的第一个过程是成核的现象-新相的很小（往往亚微观的) 粒子或核的形成，其有不断长大的能力。这些核的形成的有利位置是不完整点，特别是晶界。第二阶段是长大，是其核的尺寸的增加；在此过程中，当然，父相的一些体积会消失。如果这些新相粒子的长大允许进行直至到达平衡，则相变完成。预计将，相变率（其中，通常被称为相变的动力学）的时间依赖是材料热处理的一个重要考虑因素。根据许多动力学研究，已发生的反应的分数作为时间的函数来衡量，同时温度保持不变。相变过程通常被确定通过金相试验或新相中特殊的一些物理属性（如电导率)数量测量。数据绘制为相变材料的分数对时间的对数。类似s形的曲线，其图11.1中代表大多数固态反应的典型动力学的行为。成核与长大阶段在图中所示。对于固态相变在图11.1中显示其动力学行为，相变的分数y是时间 t 的函数，如下所示：y=1-exp(-ktn) （11.1）其中 k 和 n 是特定反应时间独立的常量。上面的表达式通常被称为阿弗拉密方程。按惯例，相变率 r作为相变过程完成一半所需要的时间t 的倒数采纳，或 r=1/t （11.2）。 这t 在图11.1中指出了。在热处理过程中温度是变量，温度要被控制，它可能深刻的影响动力学和相变率。图11.2证明这一点，其中 y对t的对数的S形曲线对铜的再结晶过程在几个温度已给出。对于大多数的反应以及在特定的温度范围内，随着温度，相率增加，根据：（11.3）r =Ae(-Q/RT)其中 R=气体常数 T=绝对温度 A=一个与温度无关的常数 Q=特定反应的活化能 可能记得扩散系数具有相同的温度依赖性。其中表现出与温度的关系的相率过程有时称为热激活。11.4 多相相变 相变也许是金属合金系统的锻造通过改变温度、组成和外部的压力；然而，通过热处理改变温度是最方便的方法来诱使相变。当给定成分的合金被加热或冷却，在组成-温度相图上这对应于横越相界。 相变过程中，相图的特点在于合金向平衡态进行在子相、他们的组成和相对量。大多数相变要求有限的时间去完成，和速度或率在热处理和微观结构的发展之间的关系中是重要的。相图的一个限制就是他们无法以指示达到平衡所需的时间。 固体系统中接近平衡态的速率是如此缓慢，真正平衡结构是无法达到的。只有加热或冷却在极为缓慢的理想的速度下，平衡条件才能维持。对于非均衡冷却，相变将推移到比相图表示的更低的温度；对于加热，将推移到更高的温度。这些现象分别被称为过冷和过热。每个的程度取决于温度的变化率；冷却或加热的速度更快，过冷或过热现象更严重。例如，对于正常冷却速率，铁-碳共析反应是通常移置平衡转化温度以下10到20（18至36）。 对于很多技术上重要的合金，首选的状态或微观结构是亚稳态，初始态与均衡态之间的中间；有时，希望得到远离均衡态的结构组织。因此有必要研究时间对相变的影响。此动力学的信息是，在许多情况下，价值比最终平衡状态的知识更大。铁-碳合金中微观结构和性质的改变-固态相变动力学的一些基本原则在扩展和应用专门对铁碳合金在热处理、 微观结构和力学性能的发展之间的关系的方面。此系统已经被选择了，因为它是常见的和因为各种各样的微观结构和力学性能都可能，对于铁碳 (或钢) 合金。11.5等温转变图珠光体再次考虑铁-碳化铁的共析反应：（0.76wt% C）= （0.022wt% C）+ Fe3C(6.70wt% C)这是基本对于钢合金中的微观结构发展。当冷却时，奥氏体，具有中等碳浓度，相变到铁素体相，有含碳量大大降低，和渗碳体，与碳浓度大大提高。珠光体是这种相变（图10.29）的一种微观结构产物，和珠光体形成机制是以前（10.19节）讨论过并在图 10.30 中示意。温度在奥氏体向珠光体的相变速率起着重要作用。共析成分的铁-碳合金的温度依从在图11.3指出，其中画的是相变百分比对时间的对数在三个不同温度下的 S 形曲线。对于每条曲线，100%奥氏体的试样迅速冷却到指定的温度后收集的数据；这个指定的温度保持恒定在整个过程中的反应中。代表的这种相变的时间和温度依赖性的更方便的方式是在图 11.4的底部。在这里，垂直和水平轴分别是，温度和时间的对数。固体的两条曲线的绘制；其中一个表示每个相变的开始所需的温度；另一个是对相变的结束。虚线的曲线对应于相变完成50%。这些曲线是从一系列的相变百分比对时间的对数的图在温度范围内所用的生成的。这个S形曲线（在675【1247】），在图 11.4的上部，阐释了如何进行数据传送。在解释此关系图，先注意通过一条水平线表示的共析温度（1341）；在共析以上的温度和对于所有时间，只有奥氏体存在，如图中所示。只有合金过冷到共析下面，奥氏体向珠光体转变才回发生；如曲线所示，时间对于相变的开始是必须的和相变的结束取决于温度。开始和完成的曲线是几乎平行，和他们与共析线是渐近的。在相变开始曲线的左侧，只有奥氏体（其是不稳定的）存在，而完成曲线的右侧，只有珠光体存在。两者之间，奥氏体转变为珠光体，因此这两种显微组织将都存在。根据方程 11.2，在一些特定的温度的转化率是和反应进行50%（在 11.4 图中的虚曲线）所需的时间成反比。也就是说，时间越短转化率越高。因此，从图11.4，在温度刚刚低于共析（对应只是轻微程度的过冷），50%转变需要很长时间（大约 10 5 s) ，因此反应速度是很慢。转化率随着温度降低升高，如在540(1000) 完成50%的转变仅约 3 s。此速率-温度行为是在表面上与方程11.3矛盾，其中规定该速率随温度的上升增加。这种差异的原因是在此范围的温度 (即 540 至727)，转化率受珠光体形核率控制，而成核率随温度升高（即，过冷减少) 减少。这种行为由方程 11.3解释，其中形核的激活能 Q 是温度的函数，并随着温度的升高升高。我们会发现在较低温度下，奥氏体分解转化是扩散控制，和由方程 11.3，对于扩散的激活能与温度无关的扩散率行为是可预测。使用关系图如图 11.4 有若干约束。第一，此特定的图只对共析成分的铁-碳合金是正确的；对其他的组成，曲线会有不同的结构。另外，这些图对于合金的温度是恒定不变贯穿整个反应时间的转变才是正确的。恒温条件被称为等温；因此，图如图11.4被称为作为等温转变图，或有时称时间-温度-转换（T-T-T）图。实际等温热处理曲线 (ABCD) 被叠加在图 11.5 中的共析铁-碳合金的等温转变图上。由近乎垂直的AB线表示奥氏体急冷到一定温度，和在此温度下进行等温处理按水平线段BCD。当然，沿此线时间从左到右是增加的。奥氏体向珠光体的转变开始在交叉点C（大约 3.5 s后)，并已达到完成在约 15 s后，对应于点 D。图 11.5表示了反应进行中不同时间的示意性的微观结构。珠光体中的铁素体和渗碳体的层厚度比约为 8 比1。然而，绝对层的厚度取决于允许等温转变发生的温度。在刚低于共析的温度，与-铁素体和 Fe3C相相关的层厚度产生；此微观结构称为粗珠光体，在图 11.5 的完成曲线右侧上表示了它形成的区域。在这些温度下，扩散率都较高，比如在图10.30中所示的相变期间碳原子可以弥漫相对较长的距离，结果形成厚层。与降低温度，碳扩散率跌幅，和层逐渐变薄。在540 产生的薄层结构被称为细珠光体；在图 11.5 中显示了。在节 11.7 讨论的是层厚度对力学性能的影响。共析成分的粗、细珠光体显微图片如图 11.6 所示。对于其他成分的铁-碳合金，先共析相将与珠光体共存，如所述节 10.19。因此对应于先共析-转变的附加曲线必须包括于等温转变图上。1.13Wt%C合金的一个此类关系图的一部分如图 11.7 所示。贝氏体 除了珠光体，其他显微组织是奥氏体相变存在的产物；其中之一被称为贝氏体。贝氏体的显微组织由铁素体和渗碳体相组成，和因此 扩散进程参与了它的相变。贝氏体的形状好像针或盘子，取决于相变的温度；贝氏体的显微组织细节是那么细以至于只用电子显微镜的分辨率是可能看见的。图 11.8 是电子显微镜照片，显示贝氏体的一粒（沿对角线方向从左下到右上的定位）； 它由从Fe3C相的拉长的颗粒中分离出来的针状铁素体组成；此显微图像中的各个相已被标记。此外，针状的周围的相是马氏体，是后续部分是处理内容。此外，贝氏体中没有先共析相状态。 贝氏体相变的时间-温度依赖也可在等温转变图上表示。它在低于珠光体形成温度的温度下发生；开始反应，结束反应，和半-反应曲线只是对珠光体转变反应的扩充，在图 11.9显示，共析成分的铁-碳合金的等温转变图已扩展到更低的温度。这三个曲线是C形，和在点 N有鼻子形状，其中的转化率是最高。如指出，然而珠光体形成在鼻子上面-也就是说，即在约为540至727（1000到1341）的温度范围-对于在215到 540（420到1000）左右的温度下的等温处理，贝氏体是相变产物。 它还应指出，珠光体和贝氏体转变是彼此互相竞争和一旦合金的某些部分已转变为珠光体或贝氏体，转变为其它显微组织是不可能形成奥氏体如果不重新加热。 顺带一提，贝氏体相变的动力学研究（图 11.9中鼻子的下面）是服从方程11.3；也就是说，率（1/t ,方程11.2）以指数形式增加随着不断上升的温度。此外，许多固态相变的动力学由此典型的C形曲线表示。 球状珠光体 如果钢合金既没有珠光体或贝氏体微观结构要被加热到，和在共析温度一下的温度放足够长的一段时间例如，在约700 （1300）放18到 24 小时-另一个微观结构将形成。它被称为球状珠光体（图 11.10)。代替相互叠加的铁素体和渗碳体层 (珠光体) 或观察到的贝氏体显微结构，Fe3C相作为球状粒子出现嵌入在连续的相的矩阵中。这种相变的发生是通过附加的碳扩散（其中组成成分或铁素体和渗碳体相的相对数量的没有变化）。图11.11中的光学显微图片显示了部分转变为球状珠光体的珠光体钢。这种转变的驱动力是 -Fe3C 相界面积的减少。等温转变图中不包括球状珠光体形成的动力学。 马氏体 然而另一个称为马氏体的显微组织或相形成，当奥氏体化的铁-碳合金是急冷（或淬火） 到相对较低的温度（周围环境的附近）。马氏体是一个非平衡的单相结构，是奥氏体非扩散转变的结果。它可能被认为是一种与珠光体和贝氏体竞争的转化产物。当淬火速率足以防止碳扩散时，就会发生马氏体转变。任何扩散将导致铁素体和渗碳体相的形成。 马氏体转变不是很容易被了解。然而，大量的原子经历协同运动，相邻的原子之间只有轻微的位移。这个在这种方式下发生：FCC奥氏体经历多晶型转变到体心四方（BCT) 马氏体。此晶体结构的一个晶胞（图11.12）是其中一维度被拉长的简单体心立方；这种结构是明显不同于 BBC铁素体。所有的碳原子保留作为马氏体中的间隙杂质；这种，他们构成过饱和的固溶体，其能够迅速转变为其他结构如果加热到扩散率变得明显的温度。许多钢，然而，在室温下保持其马氏体结构几乎是不确定的。 然而，马氏体相变不是独特的对铁-碳合金来说。它在其他系统中也能找到和其特点在于，部分地，是非扩散型转变。 由于马氏体转变并不涉及扩散，它几乎在瞬间完成；马氏体颗粒成核和长大在非常快的速率-以声速出现在矩阵内。因此马氏体转化率与时间无关的，实际上。 马氏体颗粒板呈现片状或针状的外观，如图 11.13 所示。显微镜下的白色相是奥氏体（残余奥氏体），来不及转变在急冷期间。正如已经提到，马氏体，以及其他显微组织（如珠光体）可以共存。 作为一个非平衡相，马氏体是不会出现碳化铁-铁相图 (图 10.26) 的。然而，奥氏体-马氏体转变表示等温转变图上。由于马氏体相变是非扩散性的和瞬时的，它是不在图中描述的像贝氏体反应一样。这种相变的开始由水平线指定M(开始)(图11.14)表示。其他两个水平的虚线，标记 M (50%）和M(90%)，表示的是奥氏体-马氏体转换的百分比。温度在这些线上定位随合金组成变化的，但是，尽管如此，必须相对较低，因为碳扩散必须是几乎不存在。这些线的水平和线性特征指示马氏体转变是与时间无关的；它只是其合金淬火或迅速冷却到温度的函数。这种相变的类型称为非热变化。 考虑合金共析成分，是非常迅速地冷却从 727(1341) 以上的温度到165(330)的温度。从等温转变图（图 11.14) 指出50%的奥氏体立即转变为马氏体；和只要保持这个温度，不会有进一步的转变。 合金元素除了（例如铬、镍、钼和钨)的存在可能会导致等温转变图中曲线的形状和位置引发重大变化。这些包括 (1) 奥氏体-珠光体转变的鼻子移位到更久的时期（和先共析相的鼻子，是这种存在)，和 (2)一个分裂的贝氏体鼻子的形成。这些改动被观察到通过比较图 11.14和图11.15，其中分别是碳和合金钢的等温转变图。 钢在其中碳是主要的合金元素称为普通碳钢，反之合金钢含有一定浓度的其他元素，包括那些在前一章引用的。第13章告诉有关铁合金的属性和分类的更多详细信息。11.6连续冷却转变图11.7 铁-碳合金的力学行为 现在我们来讨论讨迄今为止论过的铁碳合金的微观组织的力学行为，即，粗和细珠光体、球状体、贝氏体和马氏体。马氏体之外，所有都分两相存在（即，铁素体和渗碳体）；所以一个机会提供探讨这些合金存在的几个力学属性-显微结构关系。 珠光体 渗碳体是比铁素体更坚硬更脆。因此，增加钢合金中的Fe3C分数，同时保持其他微观结构成分不变将使材料更硬和更强。图 11.21a说明了，其中拉伸和屈服强度以及布氏硬度值作为由细珠光体组成的钢中碳的重量百分比的函数（或Fe3C的百分比是同等意义）绘制。增加碳浓度增加所有三个参数。因为渗碳体是更脆，增加渗碳体将导致延性和韧性 (或冲击能量)降低。这些影响在图 11.21b 所示，对细珠光体钢同样适用。 在微观组织中的铁素体和渗碳体相的每层厚度也会影响材料的力学行为。细珠光体比粗珠光体更硬更强，如图 11.22a所示，其中硬度对碳浓度。 此行为的原因涉及到在-Fe3C 相边界处发生的现象。第一，两相边界之间有很大的粘着度。因此，强和刚性渗碳体相严重限制了与边界相邻的地区的更软铁素体相的变形；因此可以说渗碳体加强铁素体。这一强化措施的程度大幅高于细珠光体是因为材料的每单位体积的相界面积更大。此外，相界阻碍位错运动是与晶界一样（第 8.9 节）。对于细珠光体，位错必须通过塑性变形跨过更多的边界。因此，在细珠光体中位错运动受到更强更大限制，其有更大的硬度和强度。 粗珠光体比细珠光体更有韧性，如图11.22b，其中这两种微观结构类型的图线百分比都是降低的随着碳浓度增加。细珠光体的塑性变形的更大限制导致此行为。 球状珠光体 微观结构的其他成分与相的形状和分布有关。在这方面，渗碳体相与珠光体和球状珠光体微结构（图11.6和11.10）有明显不同的形状和排列。含珠光体显微组织的合金比含球化珠光体的合金有更大的强度和硬度。图 11.22a证明这一点，球状珠光体与其他两个珠光体结构类型的硬度为碳重量百分比的函数的比较。这种行为再次解释在加固和阻碍位错运动穿过铁素体-渗碳体边界如上文所讨论的。在球状珠光体中，每单位体积的边界面积更小，因此塑性变形远非被约束，引起材料韧性上升和强度下降。事实上，所有的钢合金，那些韧性最好的和强度最弱的都有球状珠光体微观结构。 如预期的，球化钢是极具韧性，比细或粗珠光体都要高（图 11.22b）。此外，他们是特别坚韧的因为任何裂纹会遇到脆性的渗碳体颗粒的很小的一部分，当它（裂纹）通过韧性铁素体矩阵传播时。 贝氏体 因为贝氏体钢有更细的结构 （即，更小的-Fe3C 颗粒），所以它们通常比珠光体更强和更硬；他们也表现出是强度和延展性理想组合。图11.23上显示相变温度对共析成分的铁-碳合金的拉伸强度和硬度的影响；对其中珠光体和贝氏体形成 （符合这种合金的等温转变图，图 11.9） 的温度范围在图 11.23上面指出了。 马氏体 对于给定的钢合金可能产生各种微观结构，马氏体是最硬和最强和最脆的；事实上，它有可以忽略的延展性。其硬度是取决于碳含量，直到约0.6 wt%在图11.24中所示，其中作为重量百分比碳的函数的马氏体和细珠光体的硬度图示。与珠光体钢相反，马氏体的强度和硬度不认为与显微结构有关。而是，这些属性都归咎于（像固溶体效果，8.10节），间隙碳原子对阻碍位错运动的作用和体心正方晶格结构的相对较少滑移系统（位错移动方向）。 奥氏体比马氏体稍微密度更高，因此，在淬火后相变期间，有净体积增加。因此，较大件在迅速淬火后可能会开裂由于内部应力；这将成为一个问题，尤其是当含碳量大于0.5 wt左右。11.8 回火马氏体 在作为淬火状态下，马氏体，不仅是很硬而且很脆，这样不能直接使用；还有，在淬火过程可能会引入任何内应力产生弱化影响。可能增强马氏体的延展性和韧性和这些内应力由热处理称为回火解除。 通过在指定的时间段内加热马氏体钢到低于共析的温度来完成回火处理。通常情况下，回火是在温度 250650之间（480 1200F）进行；内应力在温度低至200（390F)可以解除。这回火热处理允许，通过扩散处理，形成回火马氏体，根据反应：马氏体(体心正方,单相) 回火马氏体 (+ Fe3C 相) （11.4）哪里有单相BCT马氏体，哪里就碳过饱和，将转变为由稳定铁素体和渗碳体相组成的回火马氏体，在碳化铁-铁相图上所示。 回火马氏体的微观结构由嵌入在一个连续的铁素体矩阵的极小且均匀分散渗碳体颗粒组成的。这类似于球状珠光体的微观结构，只不过渗碳体颗粒是要小的多。图 11.25 介绍在一个很高的比例显示的回火马氏体微观结构的电子显微镜照片。回火的马氏体的硬度和强度与马氏体相近，但延展性和韧性大大增强了。例如，硬度与碳重量百分比在图 11.24 的曲线是包括回火马氏体的曲线。硬度和强度的原因可能是大的铁素体-渗碳体相单位体积的边界面积存在的非常精细和无数渗碳体颗粒。再次，硬渗碳相沿边界加强了铁素体矩阵，和这些边界在塑性变形过程还充当位错运动的障碍。连续铁素体相也是非常有韧性和延展性更好的，其中也说明回火马氏体的这两个属性改善的原因。渗碳体颗粒的大小会影响回火马氏体的力学行为;增加颗粒大小减小铁素体-渗碳体相边界面积，因此，导致更柔和更弱的材料其中之一是延展性和韧性更好。此外，回火热处理决定渗碳体微粒的大小。热处理变量是温度和时间，并且大多数处理是恒温进行的。由于碳扩散参与到马氏体-回火马氏体转变，温度的增加导致扩散、渗碳体粒子的增长率，以及随后的软化速度将加快。拉伸和屈服强度和延展性取决于合金钢的回火温度在11.26图中所示。回火前，材料经淬火并油冷来产生马氏体的结构；在每个温度的回火时间是 1 h。回火数据的类型通常是由钢铁制造商提供的。在几个不同温度下的水冷淬火共析钢的硬度的时间依赖呈现在图11.27；时间刻度为对数刻度。随着时间的增加硬度降低，它对应于渗碳体颗粒的聚结和增长。在温度接近共析温度 700(1300) 和几个小时之后，微观结构将球化(图 11.10)，伴随大量渗碳体球化并嵌入到连续铁素体相中。相应地，过回火马氏体是相对软和韧性。回火脆性有些钢的回火导致韧性降低根据冲击实验的测量知 (第9.8节）； 这被称为回火脆性。这种现象发生在当钢的回火在 575(1070)以上的温度然后缓慢冷却到室温，或当回火在大约375 575(700 1070)之间进行。易受回火脆化影响的钢合金中已经发现包含有高浓度的合金元素锰、 镍或铬和作为杂质存在较低浓度的一个或多个锑、磷、砷和锡。这些合金元素和杂质的存在会将韧-脆性过渡转移到显著较高的温度；环境温度因此位于这个脆性制度转变的下面。据观察这些变脆的材料裂纹扩展是晶间的；即断裂的路径是沿着前奥氏体相的晶粒边界。此外，已发现了合金和杂质元素，在这些地区优先隔离。避免回火脆性措施：(1) 成分控制；和/或(2)淬火到室温后，回火在575以上或375以下。此外，加热到约600 (1100)，然后迅速冷却到 300（570）以下，大大改进了脆化的钢的韧性。11.9 铁-碳合金的相变回复在这一章讨论了几个不同的微结构，可能取决于热处理的铁-碳合金中产生的。图 11.28 总结了产生这些各种微观结构转型的路径。在这里，它假定从连续冷却处理中得到珠光体、贝氏体、马氏体；此外，对于合金钢来说贝氏体的形成是唯一的 (不纯碳的) 如上文所述。沉淀硬化-一些金属合金的强度和硬度可增强由第二相的极小粒子均匀分散在原始相矩阵内；这必须通过适当热处理诱导的相变来完成。这个过程被称为沉淀硬化因为新相的小粒子被称为析出物。时效硬化也用来代表此过程因为随着时间或合金时效，合金的强度上升了。沉淀硬化处理的合金的例子包括铝-铜、铜-铍、铜-锡和镁-铝；一些有色金属合金是淀积脱溶硬化。沉淀硬化和钢形成回火马氏体的处理是完全不同的现象，即便热处理程序是类似；因此，不应混为一谈。主要的区别在于其中实现硬化和强化的机制。这些应该是显而易见的当沉淀硬化被解释。11.10 热处理因为一个新相的粒子的发展导致沉淀硬化，相图的使用促进了热处理过程的解释。即使在实践中，很多沉积硬化合金包含两个或更多的合金元素，通过参考二元相系统简化讨论。相图必须在图 11.29假设的 A -B 系统的形式。必须通过沉淀硬化合金系统相图显示两个必要功能：一个组分在其他的组分中明显的最大溶解度，大约几个百分数；随着温度降低在主组分的浓度溶解度是迅速降低的。这假设相图 (图 11.29) 满足上述两个条件。最大溶解度对应的组成在点 M 处。此外，溶解度限制的边界在和+相 之间从相含量最高的浓度减少到很低在点N。此外，沉积硬化合金的组成必须小于最大溶解度。这些条件是必要的但并足以使沉淀硬化在合金系统中发生。下面讨论一下附加的要求。固溶热处理 沉淀硬化是由两个不同的热处理方式完成的。第一个是所有溶质原子被溶解，形成单相固溶体的固溶热处理。请考虑图 11.29 C0组成的合金。处理包括加热合金到一定温度（相中假定的点T0）和等直到所有的相完全溶解。此时，合金仅包含一个组成为C0的相。然后通过快速冷却或淬火到温度T1，T1这对于许多合金是室温，达到这种程度以致任何扩散和相的任何随附构成都被阻止。因此，只有B原子过饱和的固溶相出现在 T1中的一种非平衡情况存在；在这种状态的合金是相对软和弱。此外，大多数合金在 T1 的扩散率是极为缓慢，这样单一的相可以在此温度保留相对较长时间。沉淀热处理 第二阶段或沉淀的热处理，过饱和的固溶体通常加热到中间温度 T2 (图 11.29) 在-两相区内，且温度扩散率变得明显。沉淀相开始形成组成C细分散的颗粒，这过程有时称为时效。在 T2经过适当时效时间后，合金冷却至室温；通常情况下，不要考虑冷却速度。固溶和沉淀热处理在温度-对-时间的图中表示，图 11.30。这些粒子的特性，和随后合金的强度和硬度，取决于沉淀温度 T2 和在这个温度的时效时间。对于一些合金，在室温时效自发地发生超过扩展时间段。 关于时间和温度在等温热处理条件下的沉淀粒子的生长的依赖可由C形曲线类似于图 11.9 在钢中的共析转变为代表。然而，它是更有用和方便给数据如抗拉强度、屈服强度或硬度在室温下作为的时效时间的对数的函数，在恒定温度 T2。典型的沉积硬化合金的行为是在图 11.31示意性表示。随着时间的增加，强度或硬度增加，达到最大值，并最后会减少。这种强度和硬度的减少在长时间周期后发生的被称为过时效。温度的影响是通过叠加合并, 在不同的温度曲线的单一的图上表现。11.11硬化的机理沉淀硬化是通常受雇具有高强度铝合金材料。虽然大量的这些合金有不同的比例和合金元素的组合，硬化的机制也许为铝铜合金最广泛的研究。图 11.32 呈现铝-铜相图中富铝的部分。相是铜在铝中的置换固溶体，而金属互化物 CuAl2 被指定为相。对于组成为 96 wt %铝-4 wt %铜的铝铜合金来说，在沉淀热处理期间，相这一平衡发展中，几个转变相首先按一定明确顺序形成。力学性能都受到这些转变相的粒子的性质的影响。在初始硬化阶段（在短时间，图 11.31），铜原子团簇在非常小的薄片里，薄片只有一个或两个原子厚和直径大约25原子的；在相里无数的位置上形成。团簇，有时称为区，是这么小以致他们不被视为明显的沉淀颗粒。不过，随着时间和随后的铜原子扩散，区成为粒子随着他们长大。在均衡相形成之前 (图 11.33 c)，这些沉淀颗粒已经穿过两个转变相（称为和）。沉淀硬化7150铝合金的转变相颗粒如这一章章开幕照片电子显微图片所示。 这些转变相和亚稳相的无数的粒子导致了强化和硬化如图11.31所示。正如图中指出的，最大强度与相的形成相符，这可能会保留到合金冷却到室温后。相继粒子的生长和和相的发展导致过时效。 随着温度升高，加强过程被加速。图 11.34a证明了这一点，拉伸强度对2014铝合金的时间的对数在几个不同急冷温度下的图。理想情况下，沉淀热处理的温度和时间应被指定为产生硬度或强度最大值的附近。与强度增加关联是延展性下降。图 11.34b证明了这一点对于在几个不同温度下2014铝合金。 并不是所有合金满足上述组成条件和相位图结构都适合进行沉淀硬化。此外，晶格应变必须建立在沉淀-矩阵界面上。对于铝铜合金，在这些转变相的粒子附近和周围有晶体点阵结构的扭曲(图 11.33b)。塑性变形期间，这些扭曲有效阻碍位错运动，因此，合金变得更硬和更强。当相形成，由沉淀粒子提供的滑移抗力的减小解释了由此产生的过时效（软化和弱化）。 在室温下经历了可评估的沉淀硬化的合金在短时间后必须淬火和在冷却条件下储存。用于铆钉的铝合金显示此行为。他们被驱策同时仍然柔软，然后在正常的环境温度允许时效变硬。这称为自然时效；人工时效是在升高的温度下进行的。11.12 注意事项 高强度合金中可受雇应变硬化和沉淀硬化的综合的影响。这些强化过程的顺序对有力学性能的最佳结合的合金的生产很重要。通常情况下，合金在固溶热处理后淬火。接着是冷加工，最后是沉淀硬化热处理。在最后的处理中，再结晶导致很少强度持续损失。如果合金在冷加工前进行沉淀硬化，更多的能量必须花费在其变形；此外，由于伴随沉淀硬化延展性是减少的，所以可能导致开裂。 大多数沉淀硬化合金他们最大的服务温度受到限制。暴露于时效的发生的高温下可能导致强度损失由于过时效。结晶、熔化、和玻璃化转变现象在聚合物分子- 相变现象关于高分子材料的设计和加工是很重要的。在后续章节中，我们讨论的这些现象-即结晶、熔化、和玻璃化转变三个。 冷却结晶过程，规则的(即结晶) 固相从高无序的分子结构的熔融物生产。熔化是相反的过程当聚合物加热时发生的。玻璃化转变现象发生在当非晶或不结晶聚合物，其当熔融物冷却，成为刚性固体但保留液态的特点的分子结构。当然，结晶、熔化、和玻璃化转变中有物理和力学性能的改变。此外，对于半结晶聚合物，结晶区将体验熔化 （和结晶），而非晶区经过玻璃化转变。11.13结晶 聚合物结晶动力学和机制的理解是重要的因为结晶度影响这些材料的力学和热性能。熔融的聚合物的结晶发生通过成核和长大的过程，是11.3节中金属的相变的范围内讨论的主题。对于聚合物，当冷却通过熔化温度，核形成在缠结和无序分子的小地区中成为链折叠层那样整齐的和有序的，图 4.13。在温度高于熔化温度，这些核是不稳定由于热原子振动，往往会破坏分子有序的安排。成核现象的并发和结晶长大阶段期间，核的长大通过另外的分子链段的持续的整顿和列队；也就是说，链折叠层的侧向尺寸有增加，或者，对于球墨铸铁结构 (图 4.14) 有球粒半径增加。 结晶的时间相依对于许多固态转变都是一样的-图11.1；就是说，当分数转换（即，具体化的分数）被绘制对时间（在恒定温度) 的对数出现S-形曲线的结果。图 11.35 呈现在三个温度下的聚丙烯的结晶。数学上，根据艾弗拉姆方程结晶分数 y 是时间的函数，方程 11.1，如：y =1 exp(- k t n ) （11.1）其中k和n是依赖于时间的常量，其值取决于结晶系统。通常情况下，由于液态和结晶相的体积有不同，所以结晶度以样本的体积的变化来衡量。用11.3节讨论转变时的同样的方式来说明结晶率，和根据方程11.2；也就是说，结晶率等于完成50%结晶化所需时间的倒数。这个比率是依赖于结晶温度（图 11.35）和还与聚合物的分子量有关；分子量增加结晶率下降。 对于聚丙烯，实现100%结晶度是不可能的。因此，在图 11.35，垂直轴缩放为具体结晶分数。此参数1.0值对应于在真实地实验中实现的最高程度的结晶，小于完全结晶化。11.14熔化 聚合物晶体的熔化对应于具有对齐分子链的有序结构的固体到高度随机结构的粘性液体的转变；这种现象发生，经加热到熔化温度Tm。聚合物的熔化有一些在金属和陶瓷观察不到的独特的特征；这些都是聚合物分子结构和层状结晶形态的结果。首先，聚合物的熔化发生跨越一定温度的范围；下文将详细讨论了这一现象。此外，熔化行为取决于标本的来历，特别是它结晶的温度。链折叠层的厚度将取决于结晶温度；层越厚，熔化温度越高。最后，外表上熔化行为是加热速度的函数；提高加热速率使熔化温度上升。如8.18节所说，高分子材料会因热处理产生结构和特性的改变。仅仅在熔化温度以下退火诱导层厚度增加。退火也引发聚合物的熔化温度提高。11.15玻璃转变温度玻璃化转变发生在非晶 （或像玻璃的） 和部分结晶的聚合物，和因为当温度降低时，分子链的大链段运动的减少。当冷却时，玻璃化转变对应于从液体逐渐转变到橡胶似的材料，以及最后到刚性固体。聚合物从橡胶似的状态过渡到刚性状态的温度被称为玻璃转变温度，Tg。当然，当刚性玻璃在温度低于