材料科学与工程导论讲稿

1、1第七章 回复与再结晶 冷形变的金属吸收了部分变形功，内能增高，结构缺陷增多，处于不稳状态，但由于室温下原子扩散能力低，可以保持亚稳状态； 冷形变的金属受热时原子扩散能力增强，将发生回复、再结晶与晶粒长大过程。27.1 形变金属及合金在退火过程中的变化7.1.1 显微组织的变化组织无明显变化形成等轴晶粒晶粒长大37.1.2 储存能释放与性能变化回复4位错密度显著下降57.2 回复：高温回复。：中温回复；：低温回复；。熔点温度之比，约化温度：加热温度与5 . 05 . 03 . 03 . 01 . 0/HHHmHTTTTTT67.2.1 回复机理低温回复：点缺陷的运动；中温回复：位错的滑移、交滑

2、移；高温回复：位错的滑移、攀移；主要机制是多边化过程能量较高的水平塞积变成能量较低的垂直于滑移方向的位错墙，把晶粒分成许多取向稍有不同的亚晶。7回复小结 点缺陷数目减少； 位错互毁，位错从滑移面转入亚晶界，降低能量； 亚晶尺寸增大，亚晶之间位向差变大。87.2.2 回复动力学：缺陷的体积密度。：比例常数；回复后的屈服强度；：铁冷变后经不同规程；：铁冷变后的屈服强度强度；：铁充分退火后的屈服剩余加工硬化分数drmdmrCBCBR0001910=常量11 实验发现：短时间回复的激活能与空位迁移能相近，长时间回复的激活能与铁的自扩散激活能相近回复开始阶段以空位迁移为主，后期以位错的攀移为主。7.2.

3、3 回复退火的应用 每一温度下只能达到一定的回复程度； 可以在工件硬度基本不变的条件下除去内应力，避免工件变形或开裂，改善耐蚀性。127.3 再结晶 再结晶重新生成无畸变的新晶粒的过程； 再结晶的驱动力是冷变所产生的储存能的释放； 再结晶包括生核和长大两个基本过程。137.3.1 再结晶的形核141. 小变形量的弓出形核机制小变形量时变形不均匀，相邻晶粒的位错密度相差可以很大，晶界中的一小段会向位错密度高的一侧突然弓出，晶界弓出一旦超过半球形，晶核可以自动长大。152. 亚晶合并机制存在于变形量较大的高层错能金属。163. 亚晶蚕食机制存在于变形量很大的低层错能金属(扩展位错宽度大)。177.

4、3.2 再结晶动力学kvBtxexp1Avrami方程18再结晶温度越高所需时间越短1920对应某一体积分数xv217.3 影响再结晶的因素1. 温度： 温度越高，再结晶转变速度越快，完成再结晶所需时间越短；2. 变形程度： 变形度越大，储存能越多，再结晶驱动力越大，再结晶温度越低；22233. 微量溶质原子： 溶质或杂质原子偏聚于位错及晶界，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，阻碍再结晶，使再结晶温度上升；4. 原始晶粒尺寸： 晶粒越细，变形抗力越大，储存能越多； 晶粒越细，晶界总面积越大，形核率越大，再结晶速度加快。5. 分散相粒子： 分散相粒子直径较大，粒子间距较大促进再结晶；小的粒子尺

5、寸和粒子间距，阻碍再结晶。247.3.4 再结晶后晶粒大小1. 变形度的影响变形度小，驱动力小，形核率低，能长大的晶粒数少，再结晶退火后晶粒粗大临界变形度变形度大，驱动力大，形核率大于长大率，晶粒细化。晶粒异常长大252.退火温度的影响高的退火温度降低临界变形度，增大晶粒。267.4 晶粒长大7.4.1 晶粒的正常长大1. 晶粒长大的驱动力REFRREBAgbbgd/d42用于晶体上的力的变化导致的变化是作界面能随为单位面积的界面能双晶体的界面能为、27单位面积上的驱动力晶界迁移驱动力随晶界的曲率半径增大而减小晶界的移动方向指向曲率中心。282. 晶粒的稳定形貌相同体积下，球形晶粒的晶界面积最

6、小，但球形晶粒出现堆砌的空隙平衡状态是十四面体。29三个晶粒交于一直线30晶界角应为120o，使小晶粒的界面外凸，大晶粒的界面内凹，晶界迁移时，向曲率中心移动，大晶粒吞并小晶粒。313.影响晶粒长大的因素(1)温度：温度越高，晶粒长大速度越快；(2)杂质与合金元素：阻碍晶界运动；降低界面能从而降低界面移动的驱动力；(3)第二相质点：阻碍晶界运动。324. 相邻晶粒的位向差 小角度晶界界面能低，界面移动驱动力小； 大角度晶界的界面能高，可动性高。337.4.2 晶粒的异常长大 晶粒的异常长大又称不连续结晶或二次结晶； 产生条件：正常晶粒长大的过程被分散相粒子，织构或表面热蚀沟等强烈阻碍，能够长大

7、的晶粒数目少； 二次结晶时，晶体中的少数晶粒迅速长大，晶粒尺寸差别越大，大晶粒吞并小晶粒越有利，大晶粒长大速度越快，使晶粒之间尺寸差别很大，直至这些迅速长大的晶粒完全相互接触为止。3435367.5 金属的热变形 热变形或热加工指金属材料在再结晶温度以上的加工变形； 热加工过程中，金属内部同时进行加工硬化与回复再结晶软化两个过程。7.5.1 动态回复 达到稳定状态的应力称为流变应力； 一定温度下，变形率越大，达到稳定的应力、应变越大。37加工硬化387.5.2 动态再结晶加工硬化动态再结晶加快，软化作用大于加工硬化，曲线下降。软化作用与加工硬化平衡397.5.3 热加工后的组织及性能金属在高温

8、下产生的大量塑变，使铸锭中的组织缺陷明显改善(气泡焊合、粗大铸态组织细化、改善夹杂物及脆性相的分布、部分消除偏析)，提高了材料的致密度与机械性能。407.5.4 超塑性某些金属在特定条件下可以获得特别大的延伸率，如200%甚至1000%。41第八章 扩散 扩散物质内部由于热运动而导致原子或分子迁移的过程。 若粒子在介质中分布不均匀，并存在浓度梯度或化学位梯度时，则介质中将产生使梯度趋于均匀的定向扩散流。42扩散 在固态中，原子或分子的迁移只能靠扩散进行。 扩散过程：铸件的扩散退火、合金的许多相变、粉末烧结、离子固体的导电、外来分子向聚合物的渗透。4381 扩散定律8.1.1稳态扩散-菲克第一定

9、律 1858，菲克分析了固态中原子从浓度高的区域向浓度低的区域流动的规律，取x轴平行于浓度梯度，得到描述物质流动的方程：xCDJdd44菲克第一定律第二定律。随时间变化，使用菲克与非恒稳态时，立；不随时间变化，上式成与恒稳态时，向低浓度进行。负号表示扩散由高浓度浓度梯度；扩散系数；扩散组元的体积浓度；扩散通量JxCJxCxCDCJxCDJdddddd)或kg/m原子数目/m().s.s或s或kg原子数目/m(dd332245菲克第一定律应用 利用菲克第一定律，可以对稳定扩散的样品进行计算。 例如，通过金属薄板的扩散，取x轴垂直于板面，薄板的一面保持高而恒定的浓度，另一面保持低的恒定浓度。如经过

10、一段时间以后，对于任一体积元，流入的通量和流出的通量相等，这种状态称为稳定扩散状态，J是常量，不随x而变。46菲克第一定律应用 利用这种稳定扩散曾经测定并计算了碳在铁中的扩散系数： 将长度为L、半径为r的薄壁铁管在1000退火，管内管外分别通以渗碳、脱碳气氛，当时间足够长，管壁内各点的碳浓度不再随时间而变，这时单位时间内通过管壁的碳量q/t是常量，式中q是t时间内流入或流出管壁的总碳量。 由于J是单位时间内通过单位面积的通量，因而有：rLtqJ247菲克第一定律应用rCLtDqrCrLtDqrCDrLtqrCDJrLtqJdlnd2dd2dd2dd,2式中q, L, t以及碳沿管壁的径向分布都

11、可以测量，D可以通过C对1nr图的斜率来确定。48菲克第一定律应用 由于q/t是常量，如果D不随浓度而变，则dC/dlnr也是常量，C对1nr作图应当是一直线。 实验指出，在浓度高的区域， dC/dlnr小，D大；而浓度低的区域， dC/dlnr大，D小。 可算出，在1000，碳在铁中的扩散系数为：当碳浓度为0.15wt时，D2.5x10-7cm2/s，当浓度为1.4wt时，D=7.7x10-7cm2/s 只有当浓度很小时，D才是一个常数。498.1.2 菲克第二定律 如果扩散物质的通量J是不稳定的，即它随x而变，我们考虑垂直于x轴的两个单位平面x1与xl+dx，平面之间有厚度为dx的体积元。

12、 扩散物质的浓度和距离的关系如右图所示。50菲克第二定律1111111d)()d(展开为无限小量若d)d()(处浓度改变率)d()(1111111dxxxxxxxxxCDxxJtCxxJxJxxJxxxJxJtCxxxJxJxCxC51菲克第二定律解。和边界条件可以求出通由扩散过程的初始条件距离。扩散时间；扩散组元的体积浓度xtCxCDtCCDxCDxxJtCxxx22无关关与若11152菲克第二定律，解BuDuACuCuuCDtuCDtuuCtuCxuuCxCtuuCtxuCtuuCtCtxuud )4exp(0dddd21dd2dd1dd2dd2dddd/02222222222222/3解

13、：令53菲克第二定律，解)(erf)(erf0)0(erf1)(erf)(erfd )exp(2)exp(d )exp(222d )4exp(022020202，误差函数令解：BdABDACDtxDuBuDuACDtxu54558.1.3 扩散过程在生产中的应用举例1.扩散方程在渗碳中的应用：菲克第二定律的通解为初始条件：边界条件：;)0,(;),(;), 0(00CtxCCtxCCtxCs 为误差函数处浓度为距表面为渗碳气氛浓度；为原始浓度；zDt2xxCCCDt2xCCCCxssxserferferf005657定义渗碳层深度为碳浓度大于Cc处离铁棒表层的深度。t1， t2， t3的渗层深

14、度分别为x1， x2， x3 。渗层深度是原来的两倍，扩散时间是原来的四倍。2022erferfxttxDtKxDtxDtxDt2xCCCCscs或为定值为定值左边为定值58Dt2xCCCDt2xCCCCDt2xCCCCsxssxsxserf-10erf)(erf000时59扩散偶 设有两条很长且截面均匀的合金棒，棒A的浓度为C2棒B的浓度为C1，两棒本身的浓度都是均匀一致的。 现将两棒对焊在一起，其焊面垂直于x轴，然后加热保温使其进行扩散过程。60扩散偶 在求解此问题时，可设想棒为无限长，即焊棒两端浓度不受扩散的影响(虽然棒的长度实际上是有限的、但因固体中的扩散相当缓慢，当棒具足够长度时，此

15、假设可认为是合理的)；此外，还假设扩散系数D为恒值。,)0, 0(;,)0, 0(;),(;),(2121CtxCCtxCCtxCCtxC初始条件：边界条件：61扩散偶 2), 0(erf-12),(02), 0(00erf, 0erf22),(221212121CtCDt2xCtxCCCCtCxDt2xCCCCtxC界面浓度不变若界面浓度不变62硼的扩散 在半导体器件和集成电路生产中常利用B2O3或BCl3把硼添加到纯硅片中的过程，也可考虑为一恒扩散源向半无限物体中的不稳定扩散过程。 在1100下硼在纯硅中溶解时，当B2O3分压超过某一定值后，其溶解度可以达到饱和状态。63硼的扩散 在硅表面

16、的B2O3浓度达到饱和时，即保持Cs恒定条件下， B2O3就向硅一个方向扩散，当硅的厚度相对说来是很大的话，在考虑无穷远处若硼原子的浓度为零时，有：Dt2xCCsxerf-1虚线是计算结果实线是实测结果64硼的扩散 虽然在这个过程中，由于表面硼的浓度末达到饱和浓度，而且硼渗入硅后又形成载流子空穴，后者迁移较快，离开了离子化的硼，造成一个电场，从而加速了硼的扩散，使实际测定结果与理论分析出现一些差异，但是对于实际工作仍是有一定指导意义的。652，扩散方程在扩散退火过程的应用扩散退火可以消除合金在结晶过程形成的显微偏析，促使成分均匀化；显微偏析的合金其组元分布大多呈周期性变化：为偏析波半波长。分处

17、的成分为合金平均成表示偏析的最大差值，lxClxCCmm0sin66扩散方程在扩散退火过程的应用即可认为均匀化了，如程度实际上偏析衰减到一定，完全均匀化时只有主要偏析在初始条件边界条件)/1(0/)/exp()/exp(/1sin,.2/5 , 2/3 , 2/)/exp(sin.)0,.;2/5 , 2/3 , 2/(; 0),.;2 , 0(222222DlteCCttlDtCClxlllxlDtlxCCCtlllxCtllxCmmmm67由=l2/2D可知，凡使降低的因素都可加速均匀化。减小偏析波长是提高均匀化速率的最有效手段，l减小到1/4，缩短到1/16细化晶粒、锻造、轧制、热处理使

18、组织细化减小偏析波长，缩短均匀化时间。8.1.4扩散的驱动力及上坡扩散上坡扩散扩散由低浓度处向高浓度处进行，如固溶体中的偏聚。浓度梯度并非扩散的驱动力。扩散的驱动力是化学位梯度xui68上坡扩散；进行扩散向高浓度浓度方向的方向相反与聚、调幅分解等固溶体中溶质原子的偏；扩散向低浓度方向进行的方向一致与碳、扩散退火等一般情况下的扩散如渗xCxuxCxuii由热力学可得到，等温等压条件下，体系自动地向自由能G降低的方向进行。设ni为组元i的原子数，则化学位ui=(G/ni)TPnj就是i原子的自由能。原子受到的驱动力为化学位对距离的求导，即F=-(ui/x) 式中“-”号表示驱动力与化学位下降的方向

19、一致，也就是扩散总是向化学位减少的方向进行的。69上坡扩散的其他形式 弹性应力作用下的扩散，大直径原子跑向点阵伸长部分，小直径原子跑向点阵受压缩部分。 晶界的内吸附，一般情况下晶界能量比晶粒内高，如果溶质原子位于晶界上可使体系总能量降低，它就会扩散而富集在晶界上，使得晶界上浓度比晶内的高。 电场作用下的扩散。708.2 扩散机制 间隙机制，解释间隙固溶体中的间隙原子如H, C, N, O等小原子的扩散； 空位机制，解释置换原子的扩散及自扩散现象。8.2.1 间隙扩散在间隙固溶体中，溶质原子从一个间隙位置跳到邻近的另一间隙位置。71推开3，4728.2.2 置换扩散1，柯肯达尔效应将一块纯铜和纯

20、镍在焊接面上嵌上几根细钨丝作为标记，加热到接近熔点的高温长时间保温，然后冷却，分析成分分布。扩散后惰性的钨丝向纯镍一侧移动。73柯肯达尔效应 扩散后惰性的钨丝向纯镍一侧移动。 惰性的钨丝不可能因扩散而移动，是镍原子向铜一端的扩散比铜原子向镍一端的扩散多，使铜一侧伸长，镍一侧缩短。成分分布曲线74流入、流出界面原子数相等，不可能产生科肯达效应。一个镍原子流过铜一侧，一个空位流向镍一侧，空位平衡后镍缩短。条件：扩散原子近邻有空位；该原子具有越过势垒的自由能。2. 空位扩散机制758.2.3 扩散系数公式 通常，扩散系数可作为表征扩散的一个参量。 它与扩散机构及扩散介质和外部条件有关，可以认为扩散系

21、数是物质的一个物性指标。 扩散的宏观现象是由大量原子的无数次随机行走所造成的。 虽然我们日前无法追寻每一个原子的运动轨迹，但是，如果大量原子作这种任意的运动，从统计观点考虑，会有较多的原子从浓度高的一边沿浓度减小的方向运动。76扩散系数公式 运用这种统计溉念计算扩散系数(暂不考虑具体的晶体结构)。 考虑两个邻近的晶面1、2，a为一次迁移的距离，n1、n2分别为平面1、2上的面密度(组元在单位面积上的原子数，n1n2) ，每原子在单位时间内迁移次。77扩散系数公式 t时间内(t无限小)，从单位面积平面l跳开的原子数为n1t，对于一个三维的问题，由于迂移方向是随机的，有六个方向可以跃迁，故南面1移

22、到面2的原子数为n1t/6；同理，由面2到面1的原子数为n2t/6 。 由面1到面2的净通量(单位时间)为：nnJ216178aDxCDJxCaJaCCxCaCCJanCanCnnnnJ2212212211212161616161，对应的体积浓度为，可见扩散系数取决于迁移频率和迁移距离平方的乘积。从上面的分析可以看出，如果迁移是随机的，且n1n2，则由l至2的净通量是因为自1至2的原子多于自2至1的原子；而不是因为浓度梯度使单个原子的迁移有择优方向。？79扩散系数公式 导出扩散系数公式时，只假定迁移是随机的，每次迁移的距离都等于a，对扩散的微观机构没有进一步的假定，因而适用于所有立方点阵。 对

23、于非立方的点阵，因为不同方向的迁移距离和迁移频率不同，故扩散系数也具有各向异性。80扩散系数公式 设扩散原子从平面I跳到平面II所需的超额能量为q；原子的振动频率为；平面II上具有能接收扩散原子的位置(间隙或空位)的几率为z。 由热力学得到，原子在任一瞬间具有所需超额能量的几率：p=e-q/kT。 迁移频率=pz8131. 86161616120/0/222kNRqNQzaDeDDzeapzaaDAARTQkTq气体常数，扩散激活能，其中扩散常数对间隙扩散：Q=每摩尔间隙原子跳跃时需越过的势垒；对空位扩散：Q=每摩尔空位形成能每摩尔原子向空位跳动时需越过的势垒。82838.3 影响扩散的因素

24、D=D0e-Q/RT8.3.1 温度由1500C增加到2000 C，D增加了近3个数量级。8.3.2 固溶体类型间隙固溶体、置换固溶体扩散激活能明显不同。84固溶体类型 H、C、N在-Fe(面心立方)中的扩散激活能分别为10、31.4、34.6kcal/mol；而A1、Ni、Mn、Mo、W、Cr固溶在-Fe中形成置换固溶体，它们的扩散激治能分别为44、67.5、66、59、62.5、80kcal/mol，所以前者扩散快。 在缺位固溶体中，缺位愈多，扩散也愈快。858.3.3 晶体结构温度及成分一定的条件下，任一原子在密堆点阵中的扩散比非密堆点阵的扩散慢，因为密堆点阵的致密度较大；910oC时，

25、-Fe(体心立方)的扩散系数是-Fe(面心立方)的100倍；但-Fe 中碳的最大溶解度为2.11%， -Fe 中碳的最大溶解度为0.02%，而且-Fe的温区高，故工业上在 -Fe中进行渗碳。8.3.4 浓度实际生产中为数学处理简便，常假定D与浓度无关。868.3.5 合金元素的影响87低温时晶界的短路扩散起显著作用。8.3.6 短路扩散晶体中原子在表面、晶界、位错处的扩散速度比原子在晶内扩散的速度快，因此称原子在表面、晶界、位错处的扩散为短路扩散。888.4 反应扩散 前面讨论的均属于在单相中的扩散，在扩散过程中没有新相形成。 由A和B组成扩散偶，如果在A-B中不形成连续固溶体，扩散偶经一定时

26、间扩散后，在A固溶体(相)和B固溶体(相)两相相遇的界面出现平衡，要求界面反应扩散才得以继续进行。89反应扩散 若相图中存在中间相，则扩散偶经一定时间扩散后会形成化合物，出现化合物后，扩散偶通过中间化合物层扩散要求连续的反应。 这些扩散过程的连续进行都要求界面反应发生相变，这类扩散称反应扩散或相变扩散。90反应扩散 假定有一根纯铁捧，一端与石墨装在一起，然后加热到780oC保温，发现铁棒在靠近石墨一侧出现了相(780oC纯铁应为相) ， 相右侧为相。 随渗碳时间的延长， -相界面不断向右侧移动。 通过扩散产生新相-反应扩散或相变扩散。相及成分由相应相图决定。91反应扩散作业：P.167, 2-

27、3CC92第九章 钢的热处理原理与工艺9.1 概述 钢的热处理钢在固态下通过加热、保温和冷却，改变其内部组织结构，从而获得所需性能的一种工艺方法； 热处理的主要目的：1)消除前道工序的某些缺陷，改善钢材的工艺性能，确保后续加工顺利进行，如降低钢材硬度的软化处理(退火)；2)提高零件或工具模的使用性能，如提高硬度的硬化处理(淬火)和提高零件综合力学性能的调质处理。93 热处理的必要条件：有固态相变的合金，这样才能经不同的热处理获得不同的组织结构，具有不同的性能。常用的热处理方法： 普通热处理：退火(把钢加热到适当的温度，保温一段时间以后缓慢冷却，以获得接近平衡组织)、正火(将钢加热至Ac3或Ac

28、cm以上适当温度，保温一段时间以后在空气中冷却，从而获得珠光体型组织)、淬火(奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散分解，在较低温度下发生马氏体相变)、回火(将淬火钢加热到临界点Ac1以下，保温后以适当的方式冷至室温)； 表面热处理：表面淬火、化学热处理； 其他热处理：控制气氛热处理、真空热处理、变形热处理、复合热处理。94 按工艺流程分：预备热处理、最终热处理。 预备热处理：为随后的能拔、冲压、切削或进一步热处理作准备。 最终热处理：赋予工件使用性能的热处理。95加热时临界温度冷却时临界温度手册数据3050oC/h96979.2 钢在加热时的转变 加热是热处理的首道工序，使其组织转变。9.2.1 (

29、共析钢中)奥氏体的形成过程珠光体奥氏体转变过程中，铁、碳原子进行扩散。981.奥氏体形核 铁素体和渗碳体的相界面碳浓度不均匀，原子排列不规则，能量较高，故优先在界面形核。2.奥氏体晶核长大 依靠铁、碳原子的扩散，使邻近的渗碳体不断溶解，铁素体的体心立方晶格改为面心立方晶格。3.残余渗碳体的溶解 铁素体的碳浓度和结构与奥氏体相近，使体素体向奥氏体的转变快于渗碳体，随保温时间延长，未溶渗碳体不断向奥氏体溶解，最后消失。4.奥氏体均匀化 残余渗碳体刚溶解完时，奥氏体中碳浓度不均匀，原渗碳体处含碳量高，需要经过长时间的碳原子扩散使奥氏体均匀化。至此，奥氏体转变全部完成。999.2.2 奥氏体晶粒长大及

30、其控制 奥氏体晶粒的长大是大晶粒吞并小晶粒，使晶界总面积减少，表面能降低的自发过程。 奥氏体晶粒小，(冷却后)转变产物细小，具有较高的强度和韧性。100奥氏体晶粒度的表示：1. 用晶粒尺寸表示，如晶粒截面的平均直径或平均面积，或单位面积内的晶粒数目。2. 用晶粒度级别指数G表示，n=2G-1，n为放大100倍时1平方英寸内的晶粒数，G4为粗晶粒，58为细晶粒。101奥氏体晶粒大小的控制 加热温度和保温时间 加热温度越高,晶粒长大速率越快，最终晶粒尺寸越大。 在给定温度下，随保温时间延长，晶粒不断长大，趋于一个稳定尺寸。102 加热速度 加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度超高，形核率和

31、长大速率越大(且前者大于后者)可获细小的起始晶粒。由于温度较高且晶粒细小，反使晶粒易于长大，故保温时间不能太长，否则晶粒反而更粗大。 生产中常采用快速加热和短时保温的方法来细化晶粒，甚至同获超细晶粒。103钢的化学成分 在一定合碳量范围内随奥氏体中合碳量的增加，促进碳在奥氏体中的扩散速率及铁原子自扩散速率的提高，故晶粒长大倾向增加。 含碳超过一定量后，碳能以未溶碳化物存在，起到第二相粒子对晶粒长大的阻碍作用，反使奥氏体晶粒长大倾向减少。104钢中含金元素的影响可归纳为以下几类： 强烈阻碍晶粒长大的元素有Al, V, Ti, Zr, Nb等，它们的加入能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，阻碍晶界移

32、动。 一般阻碍晶粒长大的元素有W, Cr, Mo等，这些元素含量越多，其阻碍作用越大。 阻碍作用不显著的元素有Si, Ni, Cu等。 促进晶粒长大的元素有Mn, P, N, C及过量的Al等，它们溶入奥氏体中可削弱-Fe的原子结合力，加速铁的自扩散。105钢的原始组织 钢的原始组织越细，一般碳化物弥散度越大，奥氏体起始晶粒越细小，长大倾向越大。1069.3 钢在冷却时的转变9.3.1 冷却条件对钢性能的影响 钢的性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织；107 常用的冷却方式：连续冷却、等温冷却(奥氏体化后的钢件迅速冷却到临界点以下某一温度，等温保持一段时间后再冷至室温)。9.3.2 过冷奥氏体

33、等温转变曲线(C曲线，TTT曲线)过冷奥氏体在恒温下的相变过冷奥氏体108奥氏体向珠光体转变温度奥氏体向马氏体转变开始线奥氏体向马氏体转变结束线产物产物产物共存区孕育期最短，奥氏体最不稳定，最易发生转变，转变时间最短鼻温珠光体转变：两相组织碳、铁原子扩散贝氏体转变：两相组织碳原子扩散，Next Page马氏体转变：单相组织无扩散1091109.3.3 影响奥氏体等温转变的因素(略) 奥氏体成分的影响； 奥氏体状态的影响； 应力和塑性变形的影响。9.3.4 过冷奥氏体连续冷却转变曲线 续冷却转变曲线，根据其英文名称字头又称CCT曲线111与TTT曲线比较，连续冷却转变开始时间推迟，转变温度降低。

34、珠光体转变的开始线和终了线上临界冷速全部获得马氏体TTT曲线的临界冷却速度下临界冷速全部获得珠光体无中温贝氏体转变33比5.5转变温度降低，时间缩短，珠光体变细珠光体+马氏体 冷速增大珠光体减少，马氏体增加112珠光体转变量晶粒度等级铁素体析出区贝氏体转变45(亚共析)钢(0.45C)硬度铁素体转变量珠光体转变冷速增大铁素体减少析出铁素体后奥氏体含碳升高，Ms点下降113114贝氏体转变铁素体析出亚共析钢(0.44C)珠光体转变115无贝氏体转变渗碳体析出珠光体转变析出渗碳体后奥氏体含碳下降，Ms点上升1169.4 珠光体转变根据奥氏体化温度和程度不同，过冷奥氏体可以形成片状珠光体和粒状珠光体

35、。一个奥氏体晶粒可形成几个片层方向不同的珠光体团117片状珠光体按片间距的大小可分为三类：1）片状珠光体（A1-650oC形成），S0为150-450nm，光镜下能明显分辨片层形态；2）细片状珠光体（ 650oC -600oC形成），S0为80-150nm，又称索氏体，用符号“S”表示，高倍光镜下可分辨片层形态；3）极细片状珠光体（ 600oC -550oC形成），S0为30-80nm，又称屈氏体或托氏体，用符号“T”表示，其片层形态只有在电镜下方可区分。粒状珠光体是在铁素体基体上分布着粒状渗碳体组织，又称球状珠光体。高碳钢经球化退火后的组织是粒状珠光体。：过冷度，C)nm(1002. 8o3

36、0TTS1181199.5 马氏体转变 钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散分解，在较低温度下发生无扩散性相变马氏体相变，这一过程通常称为淬火。9.5.1 钢中马氏体的晶体结构碳原子在体心立方(正方)晶胞中可能存在于棱边中央和面心位置。120钢中马氏体的晶体结构 钢中马氏体的性质主要取决于它的晶体结构。 钢中马氏体的本质是碳在-Fe中过饱和的间隙固溶体。 碳原子在体心立方晶胞中可能存在于棱边中央和面心位置。 钢中马氏体的晶体结构一般有两种类型：一种是体心立方，如含碳极微的低碳钢或无碳合金中的马氏体；另一种是体心正方，在含碳较高的钢中出现。121轴比c/a称为马氏体的正方度奥氏体122透射电镜观察

37、，板条马氏体内有高密度位错，故又称位错马氏体。1239.5.2 钢中马氏体转变的主要特点1.无扩散性：1)马氏体转变时成分无变化仅有晶体点阵的改变；2)转变在很低温度区间以及高速度进行。2.具有一定的位向关系和惯习面：钢中马氏体转变前后新相与母相有一定的晶体学位相关系。钢中马氏体的惯习面随奥氏体的含碳量及马氏体的形成温度不同而异。马氏体总是在母相的一定晶面上形成，并且沿一定的晶向生长，这个晶面和晶向分别称为马氏体的惯习面和惯习方向。马氏体的惯习面是马氏体与母相间的界面，也就是马氏体形成时的切动面，此面在生长过程中既不畸变也不转动，这样的平面称为不变平面，因此马氏体的惯习面为不变平面。124马氏体相变时，除了均匀的体积变化外（钢中马氏体相变大约产生34%的体积应变），在转变区域中还会产生点阵畸变，在经过抛光的样品表面上出现晶面的倾动，并使周围基体产生变形，这种现象称为表面浮凸。 125钢中马氏体转变的主要特点3，表面浮凸现象，说明马氏体转变和母相的宏观切变有着直接的关系。4，转变在一个温度范围(Ms-Mf)内完成，冷却中断，转变立即停止，如果Mf 低于室温，有残余奥氏体。5，不需要孕育期，高速长大，高碳钢中10-7s形成一片马氏体。1269.5.3 钢中马氏体的形