热处理原理与工艺

1、热处理原理和工艺，讲师3360，2010年4月，heat treatment theory and technology，联系方式，姓氏：电子邮件：q:第一节课，本课的主要内容：1。热处理的基本概念；热处理开发工艺；3.本课程的主要内容、学习目的、意义和要求、考试方法；固体相变的定义、分类和基本特征；固体相变的核形态和生长；热力学和力学。问题引数：1。热处理是什么？热处理的作用？将固态金属转换为通过特定加热和冷却实现所需性能的过程。材料科学发展史，材料是与人类生活密切相关的工程桥梁、机械、船舶、宇宙、武器等日常生活中，现代工业1.2金属热处理的状态冶金、机械、航空、武器等行业必备技术；提高产品

2、质量和寿命的关键过程；发挥金属材料的潜力，实现机械零件轻量化的重要手段；为开发新材料提供了基础。1.3热处理发展概况，民间技术阶段，实验技术科学阶段，理论科学阶段，西汉时期已有淬火处理的钢剑(辽宁3号挖沟)，钢红刀，泥煤等切割的玉，明朝宋英兴天公开放材料19世纪后期，钢铁加热主要内容系统地掌握了金属固体相变基钢的奥氏体形成珠光体、马氏体、贝氏体变形钢的过冷奥氏体转变图钢回火变形钢的退火、标准化、淬火、回火钢的化学热处理加热设备冷却设备、金属热处理的基本原理和工艺方法； 加深对热处理规则的理解，了解热处理的主要设备。培养学生应用所学知识分析和解决实际问题的能力。学习方法理论联系实际，参考书：1。

3、田荣章。金属热处理。冶金工业出版社，1985年；2.王锡林。金属材料和热处理。水利电力出版社，1992年；3沙里方片。金属热处理工艺。哈尔滨工业大学出版社2005。考试方法考试采取废票形式。评价方法：笔试(70%)，平时成绩(30%)，1.5金属固态相变，定义：加热和冷却过程中固体金属可能发生的各种相变，称为固体状态相变。它是金属能热处理的理论基础和前提。分类根据相变中原子的运动特性对分散相变进行分类。一般是由原子的热激活运动完成的。不扩散相变：突变前后群体元素原子的运动不超过1原子之间的转变。按平衡状态的相变平衡：与缓慢加热或冷却时产生的平衡相图相匹配的平衡组织的相变称为平衡相变。非平衡相变

4、：如果加热或冷却速度非常快，固态材料可能有一些平衡相图中未反映的转换，求不平衡或半稳定组织的转换称为非平衡转换。根据热力学分类：一阶相变：相变中神谷明上的化学势能相同，但化学势能的一阶部分微分商不相同的相变。二阶相变：相变中神谷明两相化学炮相同，化学炮的一阶部分微分商也相同，但化学炮的二阶部分微分商不相同的相变。1.6金属固态相变的基本特征，金属固态相变的三个基本变化：(1)结构；(2)成分；(3)只有顺序程度的结构变化：多态变化，Markov相变是组件的变化：振幅调制分解是现有结构和组件的变化：共晶转换，去溶沉淀，1.6.1固体相变的一般特性，固体相变的驱动力也是新的相对母上自由能差异，固体

5、相变与结晶过程相比具有自身的特性。，1 . 6 . 1 . 1 . 1相接口可以根据其结构特征进行划分：球格接口、半格接口、郑智薰球格接口、(1)球格接口两相接口的原子排列完全一致。换句话说，界面中的原子是两相共有的。界面很小，弹性应变能不匹配=a/a越大，弹性应变能就越大，沿a:中一相平行于界面的晶体向上原子间距。答：这个方向上两相原子间距的差异。图1-3 a)球格接口b)半球格接口c)半球格接口，半球格接口：相接口上分布着多个电位，接口上的两相原子部分匹配，弹性变形能量减少。(3)非共享接口：两相接口不完全匹配。也就是说，对于有缺陷的界面非常薄的原子的不规则排列的过渡层，界面可能更高。不一

6、致，1.6.1.2惯性面和位置-关系固体相变，新相位经常开始在上层的特定晶面上形成。这种晶面称为湿面。例如：在亚共晶钢中，从111析出到铁素体的第一个共晶-魏的组织位置关系：新的相位和母相之间的一些低金志洙晶面和晶体方向往往具有一定的位置关系，从而减少了两个相之间的界面能量。110/111；/1.2.3弹性应变能，郑智薰等网格上界面的体积(特定容量)应变能(由于其他容量):最大的球面，最小的针，最小的圆盘。两相界面的不匹配也导致弹性变形能量。攻击者接口最大，反攻击者接口其次，非共享接口为0。图1-4新相形状与变形能的关系，固体相变的阻力：界面能变形能，1.2.4晶体缺陷的影响，大部分固体相变的

7、成核工作是以大、易结晶缺陷中的不均匀核为优先，提高成核速度，显着促进固体相变。1.2.5过渡相(亚稳态相)的形成往往是为了减少界面能量，在固体相变中，首先形成具有相界面的过渡相(亚稳态相)。亚稳态相倾向于向平衡相转化，但在室温下变化很慢。1.3固体相变的成核，1.3.1均匀核定义：成核时，晶体核在母系中无多种均匀分布，称为均匀核(均匀核)。与凝固过程相比，添加了应变能G=V Gv S V (1-1)。其中，Gv -新旧相位单位体积自由能差-单位面积界面能量-单位体积变形能量相变驱动力：V Gv，新旧相位自由能差相变阻力：S V，界面能量变形能量，将为诱导R而形成的新相核设置为球形：1.3.2非

8、均匀核晶体缺陷存储的能量降低了核操作。空位可以凝聚成电位，促进成核。1.4.2新的相位增长速度(1)没有接口控制增长组件的新相位增长，图1-13激活能量图，原子各设定为：单原子层厚度，接口移动速度：过冷时间，GV 0，温度下降，gvskt，如果过冷度较大，则温度越低，新的相位增长率按金志洙函数减少。扩散控制型生长成分的相变由传质过程，即扩散速度控制。图1-14 (a)平衡相图(b)界面附近的浓度分布根据ficke的第一定律，扩散通量为，随着温度下降，在岩相中溶质扩散系数急剧下降，降低了新的相生长速度。图1-15研究新的相增长速度与过冷之间的关系，1.4.3固体相变动力学，新的相形成(体积分数)

9、与时间、温度之间的关系的领域称为相变动力学。和再结晶过程一样，成核生长过程。(1)约翰逊-迈耶方程(Johnson-Mehl方程)，恒温转换动力学，(2)阿比拉姆米方程，随着时间的变化，变声率和生长速度的变化，考虑变声门剂，固体相变时比非均匀核更均匀核。，1 .名词解释：固体相变；非平衡相变；熟悉的面孔；均匀核。金属固体相变的基本特性简述。教材第二章(2.1奥氏体的结构、组织和特点；2.2奥氏体形成的热力学条件；2.3奥氏体形成机制；2.4奥氏体等温形成动力学)。工业，佐原健二奥氏体形成，2.1奥氏体及其形成机制，2.1.1奥氏体的结构和存在范围，图2-1奥氏体的单胞，奥氏体溶于碳-Fe的间隙

10、固溶体碳原子以八面体间隙为中心，即FCC单元中心或棱镜的中点八面体间隙半径0.52碳原子半径0利用该特性，可以定量分析奥氏体含量，测量相变起点，制造热膨胀敏感的仪器零件。奥氏体的热导率很小，比渗碳体大。为了避免工件变形，使用过高的加热速度会渡边杏。奥氏体塑性好，s低，塑性变形容易。因此，工件加工经常加热到奥氏体单相区域。2.1.3奥氏体形成的热力学条件，图2-3自由能和温度关系，G=V Gv S V-Gd (2-1)，- Gd -在晶体缺陷中由原子核引起的自由能减少，相变必须在恒定过热的t下获得G0，才能得到G0。因此，奥氏体要开始核，必须在高于A1的温度下发生相变。图2-4以0.125/mi

11、n加热和冷却时Fe-C相图的临界点移动，加热时c: ac1ac3accm冷却时的临界点处r: ar1 ar3 arcm，2.1.4奥氏体形成机制奥氏体的形成机制为成核增长、扩散相变奥氏体的形成(1)奥氏体的成核；(2)奥氏体的生长；(3)渗碳体的溶解；(4)奥氏体的均匀化；(1)奥氏体的成核；原子核的赵寅成；结构条件；原子核的位置；考虑到相变对赵寅成、结构和能量的要求，晶核是这是因为相界面核消除了部分晶体缺陷，减少了系统的自由能，有利于相变，相界面的碳浓度差异较大，更容易获得适合新相奥氏体的碳浓度，碳原子沿界面更快地扩散晶体内部，加速了奥氏体的形核。相位界面上原子的排列比较不规则，容易发生结构

12、起伏，使用BCC构造FCC。(2)奥氏体的生长，图2-6相界面上碳浓度和扩散，奥氏体晶核的生长速度，(2-2)来看，奥氏体晶核的生长速度与奥氏体中碳浓度梯度成正比，与相界面上碳浓度差异成反比。/Fe3C相界面的碳浓度差异Ck很大，Fe3C自身复杂的晶体结构使奥氏体能比铁素体方向发展得快得多，因此铁氧体的奥氏体变形比铁素体方向快得多，铁氧体的熔化先消失，而铁素体有持久性。(3)残余渗碳体的溶解残余渗碳体通过Fe，c原子的扩散进一步溶解。(4)奥氏体组成的均质化异丙嗪部分碳浓度高，铁酸盐部分碳浓度低。在新形成的奥氏体中，通过Fe，c原子的扩散，形成奥氏体成分的均匀化。试题，1。共晶钢加热时温度达到

13、相变温度A1时，珠光体开始转变为奥氏体。2 .合金钢中的奥氏体是溶于-Fe的碳和合金元素，形成间隙固溶体。产业，1。什么是奥氏体？奥氏体的空间结构和主要特征简述。2.以共晶钢为例，简要回答奥氏体形成过程(需要图画版说明)。教科书第二章预览(2.4奥氏体等温形成动力学，影响奥氏体形成速度的因素；2.5连续加热过程中奥氏体的形成；2.6奥氏体晶粒长大和控制)。，2.2奥氏体等温形成动力学，2.2.1成核速度，要满足原子核的热力学条件，必须依靠能量波动补偿临界成核工作，因此成核速度必须与获得能量波动的概率系数exp(G*/kT)成正比。为了满足奥氏体晶体检验成分的要求，原子必须越过能量基扩散到成核区

14、域，因此必须与原子扩散的概率系数exp(Gm /kT)成正比。N=C exp(-G*/kT)exp(-Gm/kT) (2-3)样式的： C -常数g * -临界核工作Gm -扩散激活能量K-boltz曼常数温度升高时，G* Gm导致成核速度n增大。2.2.2奥氏体线生长速度、G生长线速度、单位mm/s温度升高时，D、dC、C、Ck增加线生长速度G。等温转变，2.2.3奥氏体等温形成动力学曲线，新形成的奥氏体为球形，约翰逊-迈尔方程(Johnson-Mehl方程):Vt -新形成的奥氏体的体积分数，变异约为50%时最大过渡温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。转变温度越高，完成转变所需的时间越短。图

15、2-8奥氏体等温形成动力学曲线，形成温度升高，N高于G增大速度，N/G增大，获得小起始晶粒大小。随着地层温度的升高，G/Gk增加，铁氧体消失，其余渗碳体的杨怡增加，形成奥氏体的平均碳含量减少。在上图中，我们可以得出以下结论：接种周期：a形成第一卷之前的准备时间。t增加，接种期限缩短；接种时间是扩散型相变的特性2。a变化量随着时间的推移而增加，但达到50%的话，随着时间的推移，速度会变慢。随着温度的增加，转换时间缩短。4.a刚形成后，渗碳体仍然存在，渗碳体溶解和均匀化需要很长时间。2.2.4连续加热时奥氏体形成特性，图2-9珠光体到奥氏体的动态曲线转换，奥氏体形成在一个温度范围内进行。随着加热速度的增加，转换变成高温，转换温度范围扩大，而转换速度增加。加热速度增加时，c，Fe原子不够扩散，奥氏体成分的不均匀性增加。如果快速加热时奥氏体形成温度增加，奥氏体启动晶粒细化可能发生。同时，其余的渗碳体量也增加，形成奥氏体的平均碳含量减少。2.2.5奥氏体形成速度的影响因素，(1)加热温度奥氏体形成速度随加热温度的增加而迅速增加。奥氏体形成温度升高，核形成速度高于线生长速度的增长率开始颗