第五章金屬擴散及固態相變金屬擴散及固態相變金屬的擴散馬氏體相變固態相變擴散型相變－共析轉變無擴散相變貝氏體相變金屬回復、再結晶及晶粒長大金屬熱處理原理擴散:物質中原子（或分子）的遷移現象，它是物質傳輸的一種方式.原子的微觀運動會引起物質的宏觀流動,氣體和液體的擴散易察覺.固態金屬中同樣存在擴散現象,且擴散是固體中物質傳遞的唯一方式.擴散是金屬中的一個重要現象，是金屬學的一個重要領域，它與金屬的加工、使用性能間存在密切關系.

第一節金屬的擴散應用舉例鑄造合金消除枝晶偏析的均勻化退火鋼在加熱和冷卻時的一些相變變形金屬的回復與再結晶鋼的化學熱處理金屬加熱過程中的氧化和脫碳固態擴散的實驗(柯肯達爾效應)把Cu、Ni棒對焊，在焊接面上鑲嵌上鎢絲作為界面標志。加熱到高溫并保溫，界面標志鎢絲向純Ni一側移動了一段距離.柯肯達爾效應:置換互溶組元Cu、Ni所構成的擴散偶中,由于兩種原子以不同速度相對擴散,擴散通量不相等造成標記面漂移的現象..1、擴散定律（1）穩態擴散－菲克第一定律(Fick’sfirstlaw)單位時間內通過垂直于擴散方向的某一單位面積截面的擴散物質流量（擴散通量J）與濃度梯度成正比。PAPBPAPB金屬薄板擴散方向擴散截面A擴散組元的濃度C位置x當界面兩側間存在濃度差時，在界面允許溶質自由通過的條件下，高濃度側與低濃度側的溶質在空間上的分布是均勻遞減的，此種濃度差在空間上的遞減稱為濃度梯度。“－”－擴散物質的傳輸方向與濃度梯度方向相反。擴散方程菲克第一定律表達式：

J＝-D

J－擴散通量單位：kg.m-2.s-1

或原子數.m-2－濃度梯度（沿低濃度向高濃度為正）D－擴散系數，，

擴散第一定律的說明:描述溶質原子的宏觀移動與其濃度梯度的關系將金屬看作連續介質，建立微分方程求解，不涉及金屬內部的原子過程.適用范圍:穩態擴散，即在一定區域內，濃度和濃度梯度不隨時間變化，不考慮時間因素對擴散的影響.但實際上穩態擴散的情況很少，大部分屬于非穩定態擴散，需要應用菲克擴散第二定律。在擴散過程中擴散物質的濃度隨時間而變化。非穩態擴散時，在一維情況下，菲克第二定律的表達式為

式中：c為擴散物質的體積濃度（原子數/m3或kg/m3）；t為擴散時間（s）；x為擴散距離（m）。

⑵非穩態擴散——菲克第二定律對于不同晶體結構的金屬材料，原子的跳動方式不同，故擴散機理隨晶體結構的不同而變化。原因:擴散不僅由原子的熱運動所控制，還受具體的晶體結構制約。擴散模型(按照單原子的跳動方式分)間隙擴散機理空位擴散機理2、擴散機制⑴間隙擴散機理定義：擴散原子在點陣間隙位置間躍遷導致的擴散。間隙固溶體中,溶質原子從其所占間隙位置跳到鄰近另一個空著的間隙位置置換固溶體中,溶質或溶劑原子從原來所占據的平衡位置跳到間隙位置，再跳到鄰近其他間隙位置.實現間隙擴散的條件:結構條件:擴散原子周圍具備幾何間隙位置能量條件:克服跳動時周圍陣點原子的阻力間隙固溶體中,溶質原子占據的間隙位置很少,大部分是空的,可供間隙原子跳動,間隙擴散可能性大.對置換固溶體,原子尺寸大,間隙很小,處于平衡位置的原子要跳入很小的間隙位置,且還要通過兩個原子之間更小的間隙跳到另一個間隙位置，很難.⑵空位擴散機理定義：通過擴散原子與空位交換位置來實現物質的宏觀遷移。溫度越高，空位越多，金屬中原子的擴散越容易。3、固態金屬擴散的條件⑴溫度要足夠高固態擴散依靠原子熱激活而進行。溫度越高，原子熱振動越激烈，被激活而遷移的幾率越大。只要熱力學溫度不是零，總有部分原子被激活而遷移。溫度低時，原子被激活的幾率很低，表現不出物質輸送的宏觀效果，好象擴散過程被“凍結”，不同物質擴散“凍結”的溫度不同。如,碳原子在室溫下的擴散極其微弱，100℃以上時較顯著，而鐵原子須在500℃以上才能擴散。⑵時間要足夠長原子在晶體中躍遷一次最多移動0.3-0.5nm的距離，擴散1mm的距離須躍遷億萬次。且原子躍遷的過程是隨機的，所以，只有經過很長時間才能造成物質的宏觀定向遷移。應用:快速冷卻到低溫，原子來不及被激活，使擴散過程“凍結”，就可以保持高溫下的狀態。⑶擴散原子要固溶擴散原子在基體金屬中必須有一定固溶度，溶入基體晶格形成固溶體，才能進行固態擴散。例1：在水中滴墨水，可很快擴散均勻.但在水中滴油，放置多久也不擴散均勻。例2：鉛不能固溶于鐵，故鋼可以在鉛浴中加熱，獲得光亮清潔表面，不用擔心鉛粘附鋼材表面。溫度固溶體類型晶體結構濃度合金元素的影響4、影響擴散的因素⑴溫度溫度是影響擴散系數的最主要因素。由（D0為擴散常數，Q為擴散激活能，R是理想氣體常數）可看出，D與T呈指數關系變化，隨溫度升高，擴散系數急劇增大。原因：溫度越高，原子振動能越大，借助能量起伏而越過勢壘遷移的原子幾率越大。溫度升高，金屬內部空位濃度提高，有利于擴散。任何元素的擴散，只要測出D0和Q值，便可計算出任一溫度下的D值。⑵固溶體類型固溶體類型不同，溶質原子的擴散激活能不同。間隙原子的擴散激活能比置換原子小，所以擴散速度比較大。例：鑄錠均勻化退火，C、N間隙原子易均勻化，置換型溶質原子須加熱到更高溫度才能均勻化。⑶晶體結構不同晶體結構具有不同擴散系數(同素異構性金屬)例如,Fe在912℃發生α-Fe→γ-Fe轉變，鐵的自擴散系數為：即:α-Fe的自擴散系數大約是γ-Fe的245倍。

所有元素在α-Fe的擴散系數>γ-Fe中的擴散系數例:900℃時,置換原子Ni在α-Fe中的擴散系數比在γ-Fe中約大1400倍;527℃時,間隙原子N在α-Fe中的擴散系數比在γ-Fe中約大1500倍。表明：致密度大，擴散系數小.應用:滲氮溫度盡量選在共析轉變溫度以下（590℃）,可以縮短工藝周期。⑷濃度濃度梯度越大擴散越容易進行。⑸合金元素當加入的合金元素使合金熔點或使液相線溫度降低時，擴散系數增加；反之，擴散系數降低。原因：溶劑或溶質原子的擴散激活能與點陣中的原子間結合力有關。金屬或合金的熔點越高，則原子間的結合力越強，而擴散激活能正比于原子間結合力.所以當固溶體濃度增加導致合金的熔點下降時，合金的互擴散系數增加;相反，互擴散系數減小。第二節固態相變固態相變是指材料由一種點陣轉變為另一種點陣，包括材料由一種點陣變為另一種點陣，一種化合物的溶入或析出、無序結構變為有序結構、一個均勻固溶體變為不均勻固溶體等。在生產過程中對金屬材料進行的熱處理就是利用材料的固態相變規律，通過適當的加熱、保溫盒冷卻，改變材料的組織結構，從而達到改善性能的目的。1、固態相變分類按熱力學分類：一級相變和二級相變只有相變潛熱和體積變化，材料同素異構轉變屬于一級相變。⑴一級相變⑵二級相變無相變潛熱和體積變化，而熱容、壓縮系數、膨脹系數是變化的。如材料有序化轉變、磁性轉變、超導轉變等。2、固態相變的特征⑴相變阻力液態結晶時，只存在界面能，相變阻力較小。固態相變時新舊兩相的界面是兩種不同晶體結構的晶體的界面，因此除存在界面能外，還存在因兩相體積變化和界面原子的不匹配所引起的彈性應變能，因此固態相變阻力包括界面能和應變能兩項，故相變阻力增大。界面處原子排列混亂而使系統升高的能量稱為界面能。①界面能物體變形過程中貯存在物體內部的勢能，是由新舊兩相比體積不同和界面上原子的不匹配所引起。②應變能①相界面

a)共格界面

新、舊相的晶體結構、點陣常數相同；或有差異但存在一組特定晶體學平面可使兩相原子之間產生完全匹配。舊相新相特點：界面能小，彈性畸變能大⑵慣習面和位向關系b)半共格界面新、舊相之間存在少量位錯，除此之外的晶體結構和點陣常數均能使兩相原子之間產生完全匹配。c)非共格界面新、舊相界面處原子排列差別很大,兩原子之間匹配關系不再維持,為非共格界面。特點：界面能大，彈性畸變能小固態相變時新相往往沿母相的一定晶面優先形成，該晶面被稱為慣習面。固態相變過程中，為減少界面能，相臨的新舊兩晶體之間的晶面和相對應的晶向往往具有確定的晶體學位向關系。例如鋼中的面心立方的奧氏體向體心立的鐵素體轉變時，兩者便存在著111∥110。當相界面為共格或部分共格界面時，新舊兩相必定有一定的晶體學位向關系。如果兩相之間沒有確定的晶體學位向關系，必定為非共格界面。⑶晶體缺陷的影響

固態相變時母相中的晶體缺陷對相變起促進作用，這是由于缺陷處存在晶格畸變，原子的自由能較高，形核時形核功比均勻形核功降低，故新相易在母相晶界、位錯、層錯、空位等缺陷處形核。實驗表明，母相的晶粒越細，晶內缺陷越多，相變速度也越快。例如共析鋼從高溫奧氏體狀態快速冷卻下來，擴散型的珠光體相變被抑制，在更低溫度下發生無擴散的馬氏體相變，生成亞穩的馬氏體組織。當過冷度增加到一定程度時，擴散成為決定性因素，再增大過冷度會使轉變速度減慢，甚至原來的高溫轉變被抑制，在更低溫度下發生無擴散相變。⑷原子擴散的影響對于擴散型相變，新舊兩相的成分不同，相變通過組元的擴散才能進行。在此種情況下，擴散就成為相變的主要控制因素。但原子在固態中的擴散速度遠低于液態，兩者的擴散系數相差幾個數量級。⑸過渡相過渡相是指成分和結構，或兩者都處于新舊兩相之間的亞穩相。由于固態相變阻力大，原子擴散困難，尤其當轉變溫度低，新舊兩相成分差異大時，難以直接形成穩定相，往往先形成過渡相，然后在一定條件下逐漸轉變為自由能最低的穩定相。3固態相變時的形核與長大固態相變時的形核可分為均勻形核和非均勻形核。⑴均勻形核不借助任何外來質點，通過母相自身的原子結構起伏、成分起伏和能量起伏形成結晶核心的現象。⑵非均勻形核是晶核主要在母相的晶界、位錯、空位等缺陷處形成。晶體缺陷是不均勻分布的，所以優先在晶體缺陷處形核。新相的長大新相晶核形成后，通過新相與母相的界面遷移，向母相中長大。第三節擴散型相變－共析轉變

共析轉變:是指由單一的固態母相分解為兩個（或多個）結構與成分不同的新相過程，其反應可表示為→+。這種轉變也包括形核長大過程，但由于轉變在固態下進行，原子擴散緩慢，因此轉變速率遠低于共晶轉變。共析組織與共晶組織的形貌類似，兩相交替分布，可有片狀、棒狀等不同形態。例如，鐵碳合金中的共析組織由片層狀的鐵素體與滲碳體所組成，又稱珠光體（圖5-13）。圖5-13退火共析鋼顯微組織1共析轉變的形核共析轉變時，新相常在母相晶界處形核，并以兩相交替形成的方式進行。根據母相

的晶界結構、成分、轉變溫度的不同，新相和中可能某一個為領先相。領先相形成時，通常與相鄰晶粒之一有一定位相關系，而與另一晶粒無特定位向關系。共析轉變的形核與生長。a）b）c）d）e）圖5-14共析轉變的形核與生長示意圖

1共析轉變的形核⑴假定富含B組元的β為領先相，γ相需源源不斷提供B組元才能保證β相的生長。⑵由于B組元不斷降低，這樣為富含A組元的α相的形核創造了條件，于是便在B元的側面形成了α相。⑶α相β相就這樣不斷地交替生長，并向γ相縱深發展，最后形成層片狀的共析領域。a）b）c）d）e）圖5-14共析轉變的形核與生長示意圖

第四節無擴散相變

無擴散相變：是指相變前后只是晶體結構發生變化而成分不改變的相變。常見的無擴散相變包括：陶瓷的同質異構轉變、金屬的馬氏體轉變和塊型轉變等。陶瓷的同質異構轉變大多數陶瓷隨溫度的變化要發生晶型的轉變，這些同素轉變過程往往不需離子的長程擴散，故可認為是無擴散相變。在同素相變中具有代表性的無擴散相變分兩類：第一類重構型相變；第二類位移型相變。兩種無擴散相變模型如圖5-16所示圖5-16兩種無擴散相變模型位移型重構型馬氏體（M）----碳在α-Fe中的過飽和固溶體。成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩相。碳原子位于α-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。第五節馬氏體相變1、簡介圖4-1奧氏體的正八面體間隙a)馬氏體的扁八面體間隙b)

馬氏體（M）是碳溶于α-Fe的過飽和的固溶體，是奧氏體通過無擴散型相變轉變成的亞穩定相。馬氏體最初是在鋼（中、高碳鋼）中發現的，將鋼加熱到一定溫度（形成奧氏體）后經迅速冷卻（淬火），得到的能使鋼變硬、增強的一種淬火組織。馬氏體為什么沒有在鐵碳相圖中出現？馬氏體之所以沒有在鐵碳相圖中出現是因為它不是一種平衡組織，平衡組織的形成需要很慢的冷卻速度和足夠的時間擴散。馬氏體是體心立方（或體心正方）結構，奧氏體是面心立方結構，所以馬氏體的密度低于奧氏體，轉變過程中體積會膨脹，ABC馬氏體相變的無擴散性切變共格性與表面浮凸現象位向關系與慣習面2、馬氏體相變特點D

馬氏體相變的可逆性相變過程中，鋼是經奧氏體化后快速冷卻，所以抑制了碳的擴散，成分與母相奧氏體相同。晶體點陣的重組是通過基體原子的集體有規律近程遷移——切變，由一種晶體結構轉變為另一種晶體結構，而沒有原子長距離的遷移，且新相與母相保持共格關系。⑴馬氏體相變的無擴散性在較低溫度下，碳原子和合金元素的原子擴散已很困難，馬氏體相變是在原子基本不發生擴散的情況下發生的，原子之間的相對位移不超過一個原子間距。無擴散型相變晶體點陣的重組是通過基體原子的集體有規律近程遷移——切變，由一種晶體結構轉變為另一種晶體結構，而沒有原子長距離的遷移，且新相與母相保持共格關系。結構：晶體點陣發生改組。條件：低溫下，原子已不能擴散。特點：新相和母相的化學成分相同；新相和母相間有一定的晶體學位相關系。⑴馬氏體相變的無擴散性M相變過程中，在被拋光的試樣表面上出現傾動或表面浮凸，說明M相變是通過奧氏體均勻切變方式進行的，M和A之間的界面稱為切變共格界面。⑵切變共格性與表面浮凸現象⑶位向關系與慣習面①馬氏體和奧氏體具有一定的位向關系，主要有三種：{111}γ∥{011}M，<101>γ∥<111>M

{111}γ∥{110}M，<211>γ∥<110>M

{111}γ∥{110}M差1°，<110>γ∥<111>M差2°馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習面。鋼中：<0.5%C，慣習面為{111}γ，0.5～1.4%C，為{225}γ，1.5～1.8%C，為{259}γ。②慣習面AS：馬氏體向奧氏體轉變開始點；MS：奧氏體向馬氏體轉變開始點。⑷馬氏體相變的可逆性當奧氏體過冷到馬氏體相變開始點Ms點以下時，馬氏體即刻開始轉變，且轉變速度極快，但需繼續降溫，否則轉變停止。馬氏體轉變量是溫度的函數，而與等溫時間無關。在一個溫度范圍內完成相變當A過冷到馬氏體相變終了點Mf以下時，馬氏體停止轉變，此時未轉變的奧氏體稱為殘余奧氏體。馬氏體轉變的不徹底性。3、鋼中馬氏體的結構、形態⑴馬氏體的晶體結構

圖5-22體心正方馬氏體的晶體結構示意圖a→←c↓↑FeCwc/%晶格常數/0.1nma立方正方c圖5-23馬氏體的點陣常數與碳含量關系鋼中馬氏體的晶體結構隨合金和碳含量的變化，可存在體心立方、體心正方和密排六方三種晶體結構。①高錳鋼（WMn=13%-15%）中馬氏體為密排六方結構；②WC<0.2%的低碳鋼中馬氏體為體心立方結構；③WC>0.2%的中碳和高碳鋼中的馬氏體為體心正方結構。馬氏體的點陣結構及其畸變碳原子在馬氏體點陣中的可能位置如圖：碳在—

Fe中的含量遠遠超過了其溶解度，所以引起點陣畸變，使體心立方點陣變成體心正方點陣。馬氏體的組織形貌和亞結構極為復雜。金屬材料及陶瓷材料中的馬氏體的形態各異，有片狀、板條狀、針狀、蝶狀等。馬氏體形態不同，亞結構也不同。鋼中馬氏體主要有片狀和板條狀兩種。⑵馬氏體形態及亞結構①馬氏體的形態C<0.2%時碳鋼幾乎全部生成板條狀馬氏體；具有高強度、高韌性、低的冷脆轉化溫度。C在0.2%~1.0%時碳鋼為板條狀馬氏體和片狀馬氏體的混合組織。C>1%時碳鋼幾乎全部生成片狀馬氏體。圖4-13（a）板條馬氏體（b）片狀馬氏體板條馬氏體45鋼淬火T12鋼淬火相變伴生極高密度的晶體缺陷：孿晶（高碳M）、位錯（低碳M）、層錯。②馬氏體的亞結構馬氏體相變的判據：1、相變以切變共格方式進行2、相變的無擴散性3、相變伴生極高密度的晶體缺陷：孿晶、位錯、層錯。4、馬氏體的性能通過淬火得到馬氏體是強化鋼制工件的重要手段。在淬成馬氏體后，雖然還要根據需要重新加熱到不同溫度進行回火，但回火后所得的性能在很大程度上仍決定于淬火所得的馬氏體的性能，因此，有必要對馬氏體的性能進行了解。對于一個結構件來說，重要的不僅僅是硬度和強度，而是硬度、強度與塑性、韌性的配合。因此有必要對馬氏體的強度和韌性作全面的了解。⑴馬氏體的硬度與強度馬氏體的硬度與屈服強度之間有很好的線性對應關系，因此可以很方便的將二者一并討論。鋼中馬氏體最重要的特點是具有高硬度和高強度。實驗證明，馬氏體的硬度決定于馬氏體的碳含量，而與馬氏體的合金元素含量關系不大。①馬氏體的最主要的性能特點是強度與硬度高。當wC0.5%時，馬氏體硬度隨含碳量的增加急劇增加；wC0.5%之后，馬氏體硬度增加趨于平緩；當wC0.8%馬氏體硬度幾乎不增加。當wC0.5%之后，由于鋼中出現殘余奧氏體，且隨鋼的碳含量增加，殘余奧氏體逐漸增高，使淬火鋼的硬度呈明顯下降趨勢。②41、相變強化2、固溶強化3、細晶強化4、時效強化影響馬氏體強度和硬度的因素板條馬氏體中的高密度纏結位錯和片狀馬氏體中的微細孿晶強烈阻礙滑動位錯的運動，使馬氏體得到強化；碳原子的過飽和固溶使馬氏體晶格產生強烈畸變，并與位錯產生交互作用，產生固溶強化；馬氏體相變也會產生細晶強化，板條狀或片狀馬氏體越細小強化作用越明顯。工業生產中，馬氏體的時效會析出彌散分布的碳化物或過渡相也是回火馬氏體獲得高的強硬性的重要原因。⑵馬氏體的韌性位錯型M具有良好的韌性。由圖中可以看出，隨C%的增加韌性顯著下降，對C%為0.6%的M，即使經低溫回火，沖擊韌性還是很低。通常C%小于0.4%時M具有較高的韌性，碳含量越低，韌性越高；C%大于0.4%時，M的韌性很低，變得硬而脆，即使經低溫回火韌性仍不高。除C%外，M的韌性與其亞結構有著密切的關系，在相同的屈服極限的條件下，位錯型M的韌性比孿晶M的韌性高很多。總結馬氏體的強度主要決定于馬氏體的碳含量及組織結構，而馬氏體的韌性主要取決于馬氏體的亞結構，低碳（板條馬氏體）的位錯型馬氏體具有相當高的強度和良好的韌性，高碳（片狀馬氏體）的孿晶馬氏體硬度高而脆性大。總之，隨馬氏體含碳量的增加，強度硬度增加，塑性韌性下降。第六節貝氏體相變

由于鋼中的貝氏體轉變發生在珠光體轉變和馬氏體轉變溫度范圍之間，所以稱之為中溫相變。由于轉變溫度較低鐵原子和置換型的溶質原子難以擴散，但間隙原子碳可以擴散，故為半擴散相變。貝氏體相變具有過渡性，既有珠光體分解的某些特性，又有馬氏體轉變的一些特點。貝氏體定義為：鋼在奧氏體化后被過冷到珠光體轉變溫度區間以下，馬氏體轉變溫度區間以上這一中溫度區間轉變而成的由鐵素體及其內分布著彌散的碳化物所形成的亞穩組織，即貝氏體轉變的產物。該組織具有較高的強韌性配合。在硬度相同的情況下貝氏體組織的耐磨性明顯優于馬氏體，因此在鋼鐵材料中基體組織獲得貝氏體是人們追求的目標。1、貝氏體相變的基本特征⑴貝氏體相變的溫度范圍：貝氏體相變的溫度范圍：Bs~Ms貝氏體相變不能進行到底，有殘余奧氏體存在。⑵相變產物：B由鐵素體與碳化物、馬氏體、富碳殘余奧氏體等組成。而P由鐵素體和碳化物組成。貝氏體轉變與珠光體有著本質的不同：非平衡、位錯密度高、各相無比例關系、相組成不同等。⑶貝氏體相變動力學：形核和核長大過程，一般等溫形成。有孕育期，等溫動力學曲線呈“C”曲線。⑷貝氏體相變的擴散性：相變時只有碳的擴散，而無鐵原子和合金元素的擴散；生產中獲得貝氏體的方法——貝氏體等溫淬火等溫淬火2、貝氏體有哪些類粒狀貝氏體、無碳貝氏體、反常貝氏體、柱狀貝氏體

上貝氏體下貝氏體貝氏體轉變溫度范圍是介于珠光體和馬氏體轉變之間，故又稱為中溫轉變。貝氏體轉變溫度范圍B上B下550~350℃350℃~Ms⑴上貝氏體形成溫度:中、高碳鋼350~550oC形態成束分布、平行排列的F和夾于其間的斷續的呈粒狀或條狀的滲碳體組成。光鏡下電鏡下光鏡下可觀察到成束的鐵素體條，具有羽毛狀特征，條間的滲碳體分辨不清。在電鏡下可看到不連續棒狀的滲碳體分布于自奧氏體晶界向晶內平行生長的鐵素體條之間。上貝氏體形成過程當轉變溫度較高（550-350℃)時，首先在A晶界或貧碳區形成過飽和的鐵素體晶核，鐵素體成排的從奧氏體晶界向晶內平行生長，隨鐵素體條伸長和變寬，其碳原子向條間奧氏體富集，最后在鐵素體條間析出Fe3C短棒，奧氏體消失，形成B上

。⑵下貝氏體形成溫度：中、高碳鋼350oC~Ms組織形態：光鏡下呈暗黑色針狀或片狀，片間不平行。形核部位：奧氏體晶界上、奧氏體晶粒內部下貝氏體形成過程當轉變溫度較低（350-230℃)時，鐵素體在晶界或晶內某些晶面上長成針片狀，由于碳原子擴散能力低,其遷移不能逾越鐵素體片的范圍，碳在鐵素體內的一定晶面上以斷續碳化物小片的形式析出。

⑶粒狀貝氏體形成條件：低、中碳合金鋼在上貝氏體相變區高溫范圍內等溫時形成。組織形態：粒狀富碳奧氏體分布在鐵素體條中。基體：條狀鐵素體合并而成，鐵素體的含碳量很低，接近平衡濃度，富碳奧氏體區含碳很高。粒狀貝氏體形成過程中有碳的擴散而無合金元素的擴散。隨后冷卻時富碳A：部分或全部分解為F和碳化物的混合物；部分轉變為M；或保留為殘余A。⑷無碳化物貝氏體形成于低碳鋼中；相變溫度：貝氏體相變區最高溫度范圍內形成；顯微組織：由大致平行的、有一定距離的單相條狀鐵素體和條間的馬氏體（或殘余奧氏體）所組成；形成時會出現表面浮凸，亞結構為位錯與奧氏體間的位向關系為K-S關系，慣習面為{111}，●上貝氏體：由于其中碳化物分布在鐵素體片層間，脆性大，易引起脆斷，因此，基本無實用價值。●下貝氏體：鐵素體片細小且無方向性，碳的過飽和度大，碳化物分布均勻，彌散度大，因而，它具有較高的強度和硬度、塑性和韌性。在實際生產中常采用等溫淬火來獲得下貝氏體，以提高材料的強韌性。3、貝氏體的性能貝氏體中碳化物彌散度和分布狀況的影響碳化物的尺寸越細小，數量越多，則硬度和強度就越高，韌性和塑性有所降低。碳化物為粒狀時貝氏體的韌性最好，為細小片狀時強度較高。隨溫度降低，碳化物尺寸減小，數量增多，形態為細片狀，硬度和強度增高，韌性和塑性降低很少。隨等溫時間延長或進行較高溫度的回火，滲碳體將向粒狀轉化。下貝氏體中，碳化物等向均勻彌散分布，且顆粒較細小，故強度較高，韌性較好。塑性變形后的金屬發生組織改變、產生了大量晶體缺陷，同時，變形金屬中還儲存了相當數量的彈性畸變能，因此冷加工金屬的組織和性能處于亞穩定狀態。室溫下，原子擴散能力低，這種亞穩狀態可一直維持下去。第七節金屬回復、再結晶及晶粒長大1、概述如果把冷變形金屬進行加熱，就會發生組織結構和性能的變化。經塑性變形后的金屬再進行加熱的過程稱之為“退火”。根據冷變形金屬加熱時加熱溫度的不同，從儲能釋放及組織結構和性能的變化來分析，將發生回復、再結晶及晶粒長大過程。冷變形金屬退火時晶粒形狀和大小的變化再結晶階段先出現新的無畸變的核心，然后長大，直到完全改組為新的、無畸變的細等軸晶粒。回復階段組織幾乎沒有變化，晶粒仍是冷變形后的纖維狀。晶粒長大階段新晶粒互相吞并而長大回復是加工變形的金屬在合適條件下，向形變前的組織和性能做一定程度的恢復的過程，是冷變形金屬在退火時發生組織性能變化的早期階段。2、回復①低溫回復：點缺陷密度急劇下降，宏觀上電阻率大；②中溫回復：位錯運動（滑移）和重新分布；③高溫回復：刃型位錯可以獲得足夠能量攀移，發生多邊化。回復機制多邊形化時位錯的移動和排列金屬塑性變形后，滑移面上塞積的同號刃位錯沿原滑移面成水平排列回復后的多邊形化，形成位錯墻高溫回復時，刃位錯通過滑移和攀移使位錯變成沿垂直滑移面的排列，形成位錯墻回復前位錯的分布再結晶是冷變形金屬加熱到一定溫度后，在原變形組織中重新產生了無畸變的新晶粒，性能發生明顯的變化并恢復到變形前狀況的過程。3、再結晶金屬在再結晶剛完成時，一般得到的是細小的等軸晶粒。如果繼續保溫或提高退火溫度，就會發生晶粒相互吞并而長大的現象，即“晶粒長大過程”。晶粒長大階段新晶粒互相吞并而長大。4、晶粒長大正常長大⑴晶粒的正常長大

是指再結晶剛剛完成，得到細小的無畸變等軸晶粒，當升高溫度或延長保溫時間，晶粒仍可均勻地連續生長。純鋁結晶后的晶粒⑵晶粒的異常長大異常晶粒長大：是再結晶完成后繼續加熱至高溫，或保溫更長時間，少數晶粒優先長大成特別粗大的晶粒，周圍較細的晶粒則逐漸被吞食掉。整個組織由少數比再結晶后晶粒要大幾十倍甚至幾百倍的特大晶粒組成。這種晶粒的反常長大現象也稱之為“二次再結晶”。晶粒異常長大示意圖二次再結晶形成非常粗大的晶粒及非常不均勻的組織，從而降低了材料的強度與塑性，因此在制定冷變形材料再結晶退火工藝時，應注意避免發生二次再結晶。但對某些磁性材料如硅鋼片，卻可利用二次再結晶，獲得粗大具有擇優取向的晶粒，使之具有最佳的磁性。黃銅(Cu-Zn)的回復與再結晶過程33%CW(a)33%冷加工后的組織3sat580℃

(b)在580℃保溫3s后的再結晶初始階段，圖中非常細小的晶粒為再結晶晶粒4sat580℃(c)部分冷變形晶粒被再結晶晶粒取代8sat580℃,completelyRC(d)發生完全再結晶（580℃，保溫8s）15minat580℃,graingrowth(e)580℃保溫15min后長大的晶粒10minat700℃,graingrowth（f）700℃保溫10min后長大的晶粒金屬在塑性變形時所消耗的大量能量，除絕大部分轉化為熱以外，尚有一小部分以儲能的形式保留在金屬之中。儲能的主要形式是與點陣畸變和晶體缺陷相聯系的畸變能。儲能是回復和再結晶的驅動力，在回復和再結晶階段全部釋放出來。金屬的儲能5、冷變形金屬退火時某些性能的變化金屬再結晶溫度/℃熔點/℃鉛-4327錫-4232鋅10420純鋁（99.999%）80660純銅（99.999%）1201085黃銅475900純鎳（99.99%）3701455純鐵4501538鎢12003410表5-5幾種金屬的再結晶和熔點溫度6、影響再結晶的因素再結晶進行的程度與保溫溫度和時間密切相關。常用再結晶溫度來表征再結晶行為。在此溫度保溫1小時再結晶完全發生，表5-6是幾種金屬和合金的再結晶溫度。再結晶溫度（℃）再結晶溫度（oF）變形量臨界變形量圖5-29純鐵的再結晶溫度與變形量的關系冷變形量對再結晶溫度的影響如圖5-29所示，從中可以看到隨變形量的增加，再結晶溫度降低，當變形量很大時達到一個穩定值第八節金屬熱處理原理鋼件通過加熱、保溫和冷卻，可改變其組織狀態，提高其性能。無論是普通熱處理，還是表面熱處理，通常要首先加熱到奧氏體。鋼形成奧氏體的溫度范圍一般可根據Fe-Fe3C狀態圖進行近似估計。1、熱處理的定義及分類

⑴什么是熱處理？

有三個基本參數：加熱、保溫、冷卻。

熱處理質量就是通過控制這三個工藝參數來保證的。⑵分類

普通熱處理：退火、正火、淬火、回火。

表面熱處理：表面淬火及化學熱處理。

Tt隨爐冷卻空冷油冷加熱保溫熱處理工藝曲線

⑶熱處理中用到的幾個重要溫度

A1溫度：共析轉變溫度（727℃）。A3溫度：A與F的轉變溫度。Acm溫度：A與Fe3C的轉變溫度。實際加熱時的臨界點：Ac1、Ac3、Accm

實際冷卻時的臨界點：Ar1、Ar3、Arcm

2、共析鋼的奧氏體化過程共析鋼加熱到Ac1以上,將發生珠光體向奧氏體的轉變也叫奧氏體化，該轉變可表示為:

+Fe3CAc1以上wC=0.0218%

體心立方

wC=6.69%

復雜正交

wC=0.77面心立方

由上式可知，成分相差懸殊，晶體結構完全不同的兩相和Fe3C轉變成為另一種晶體結構的單相固溶體。因此奧氏體化過程必定有晶格的重構和鐵、碳原子的擴散。

奧氏體化過程可分為四個階段，即奧氏體的形核、奧氏體晶核長大、殘余Fe3C的溶解和奧氏體的均勻化，如圖5-35所示。

b）晶核長大a）形核d）不均勻c）殘余Fe3C溶解e）均勻Fe3C殘余Fe3C圖5-35珠光體向奧氏體的轉變示意圖3、影響A化的因素

（1）T加熱

↑，原子擴散↑，A化↑。（2）V加熱

↑，T轉變↑，A化↑。（3）化學成分：C%↑，F與Fe3C的相界↑，A化↑。（4）原始組織：P越細，VA化↑，粒度：P片＞P粒。4、影響A晶粒長大的因素

⑴T加熱、t保溫

↑，晶粒長大↑；⑵C%↑，有利于長大；⑶合金元素Me：硬質合金形成元素，V、Ti、Nb、W、Mo、Zr等；促進氮化處理元素，Al；促進石墨化元素，Si、Ni、Co、Cu，都阻礙長大。Mn、P促使晶粒長大，使鋼容易過熱。⑷V加熱↑，t加熱↓，晶粒長大↓；冷卻方式：等溫冷卻方式和連續冷卻方式。轉變產物組織性能均勻，研究領域應用廣（其轉變規律用C曲線描述）轉變產物為粗細不勻甚至類型不同的混合組織，實際生產中廣泛采用（其轉變規律用CCT曲線描述）指將工件加熱到奧氏體化的溫度，保溫后冷卻到臨界點（Ar1或Ar3）以下某溫度（如600℃）。保持此溫度不變時，過冷奧氏體所發生的轉變。

指工件奧氏體化后以不同冷卻速度（如水中冷卻）連續冷卻時，過冷奧氏體發生的轉變。

5、鋼在冷卻時的轉變

過冷A的等溫轉變

是指處于臨界點A1以下的A——不穩定組織過冷A的等溫轉變是指將A迅速冷到Ar1以下某一溫度等溫過程中發生的轉變。C曲線——研究過冷A等溫轉變的一個重要工具。C曲線綜合反映了過冷A在不同溫度下的等溫轉變過程。轉變開始及終了時間、產物類型、轉變溫度及轉變量的關系等。1）C曲線分析：

⑴線：開始、終了線；區：過冷A區、共存區、產物區。⑵隨過冷度不同，過冷奧氏體將發生三種類型轉變：馬氏體轉變（＜Ms）珠光體轉變（A1-550℃）貝氏體轉變（550℃-Ms）過冷奧氏體2）過冷A