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1、金屬熱處理原理及工藝 緒 論 這門課對咱們專業(yè)是很重要的。 本課程的重要性從本專業(yè)研究《金屬材料及熱處理》的名稱上可想而知，雖然現(xiàn)在改了專業(yè)名稱，但熱處理仍是一門主要專業(yè)課。本課程既研究理論問題，又解決實際問題，學好本課對于以后的科研及生產(chǎn)都有益無窮。這里，講講什么是金屬熱處理，其地位和作用，本課內(nèi)容及要求等等。 一、 什么是金屬的熱處理 簡單地說，金屬熱處理，就是把金屬加熱到預定溫度，并在此溫度保持一定時間，然后以適當?shù)乃俣壤鋮s下來，從而改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，得到預期性能（工藝性能，機械性能，物理和化學性能）的一種工藝方法。 如果以溫度為縱坐標，以時間為橫坐標，則右圖中

2、三條曲線即為熱處理工藝曲線，可分為三個階段；加熱——保溫——冷卻。加熱曲線的斜率表示加熱速度，冷卻也如此。 根據(jù)加熱介質(zhì)、方法、速度等的不同及冷卻的不同，熱處理又可分為若干類型。 例如，退火、正火、淬火、回火，是四種不同的熱處理工藝，即傳統(tǒng)工藝的四把火，以后都要講到。 這些方法看起來簡單，但其中有很深奧的道理。 處理工藝有很大發(fā)展，僅了解這四種傳統(tǒng)工藝是遠不夠的。根據(jù)加熱方式不同，還可分為感應加熱表面淬火，火焰加熱表面淬火，離子轟擊熱處理，真空、激光熱處理。 有些熱處理是要改變表面化學成分的，如表面增加C的含量為滲C，還有滲N，滲硼等。 總之，金屬熱處理工藝方法非常多，且還在不

3、斷地發(fā)展。 二、 熱處理在機械制造中的地位和作用 各行各業(yè)的發(fā)展，如工業(yè)、農(nóng)業(yè)、現(xiàn)代國防和現(xiàn)代科學技術(shù)的發(fā)展與金屬材料所占的比重越來越大?，F(xiàn)代工業(yè)，現(xiàn)代科學技術(shù)三大支柱：信息，能源，材料。而金屬仍然是基本材料，尤以鋼鐵為主。金屬材料制成的零件，在其加工過程中，要經(jīng)過鑄造、鍛造、焊接、切削加工、熱處理等一系列工序，熱處理在其中擔負著改進工件性能、充分發(fā)揮材料潛力，以提高使用壽命的重要任務(wù)。就目前機械工業(yè)生產(chǎn)狀況而言，機床中要經(jīng)過熱處理的工件占總重量的60~70%，汽車、拖拉機中占70~80%，而軸承和各種工、模具則百分之百全部需熱處理。近年來，隨著工業(yè)和科學技術(shù)的發(fā)展，對于金屬材料及其制件在

4、強韌性、耐高溫、抗氧化、耐腐蝕、耐磨損等性能方面的要求更加嚴格，采用熱處理零件的比重還將進一步增大，工藝方法將不斷改進和增多。以后會在工藝部分加以介紹。 熱處理之所以在機械制造中占有重要地位，是由于熱處理是強化金屬的重要手段。 強化金屬的三個重要手段：形變，合金化，熱處理。 形變強化是通過變形提高位錯密度（在金屬的晶體點陣中引入大量缺陷）。 合金化，改變化學成分，加入Me，形成固溶體，化合物，是通過固溶強化和第二相的彌散析出來強化的。 固溶強化對于鋼鐵材料來說只能在體心結(jié)構(gòu)產(chǎn)生強化。在體心結(jié)構(gòu)中，C原子間隙在扁八面體間隙中，造成不均勻畸變（剪切分量不相等），有一較大的切變分量，可以和

5、位錯產(chǎn)生較大的交互作用，從而造成強化。而面心結(jié)構(gòu)中溶入C，C處于八面體中，只產(chǎn)生膨脹，而不產(chǎn)生及變，或說造成對稱畸變，無上述效果。從Fe-C相圖中可知，F(xiàn)e-C合金在室溫下有鐵素體，F(xiàn)雖也可固溶強化（體心立方），但C的溶解量太少，效果不大，所以F是一軟相。此時可借助熱處理方法來強化。 如前所述，熱處理通過加熱和冷卻，發(fā)生固態(tài)相變或組織狀態(tài)變化，以達到強化，如共析成分的Fe-C合金（T8鋼），室溫平衡組織為P，HB 170~230，若采用淬火熱處理工藝手段（加熱——冷卻），得到M組織，則使硬度提高至HB 650~720，M是體心結(jié)構(gòu)，不過飽和地固溶了相當多的C院子，甚至對共析鋼來說，全部C原子

6、 ，這就產(chǎn)生了極顯著的強化效果。所以，熱處理相變強化是一種很有效的強化手段，而其中又以馬氏體相變強化效果最好，所以金屬中相變理論研究以馬氏體相變研究發(fā)展最為迅速。當然實際上金屬強化往往是幾種手段綜合起來，互相滲透，互相促進，如在Fe-C合金中，加入Me，成為合金鋼。合金鋼不經(jīng)過熱處理，其強化成都是有限的，通過熱處理可以達到最好的強烈配合，即合金化與熱處理的相變強化結(jié)合起來，形變與熱處理也可結(jié)合，互相促進，如現(xiàn)在發(fā)展了形變熱處理，可有效地改善性能。 根據(jù)熱處理在工藝路線中的位置，又可分為預先熱處理和最終熱處理。 預先熱處理：為后續(xù)工藝（冷、熱加工）作準備。 最終熱處理：賦予零件最后使用

7、性能。 如銼刀，一般用T12，含C 1.2%工藝流程為：坯料熱軋（后空冷，相當于正火態(tài)，為片狀P+Fe3C，硬度較高）球化退火（預先熱處理）機加工（剁齒）淬火+回火（最終熱處理）。對性能要求較多的零件都要經(jīng)過這兩道熱處理工序。 熱處理工藝的判選是否合理，工藝操作是否正確，直接影響到零件壽命。“搞好熱處理，零件一頂幾”，“向熱處理要鋼”。 如日本高速鋼的產(chǎn)量 W18Cr4V，W6Mo5Cr4V2與外國差不多，而我國每年高速鋼不夠用，要進口，而日本要出口。 熱處理的重要作用由此可見一斑。 三、 本課程內(nèi)容 本課程分為原理及工藝兩部分。工藝后面講。 a 原立課的內(nèi)容： 1、固態(tài)相變的

8、基本規(guī)律及特征 2、成分——組織結(jié)構(gòu)——性能之間的關(guān)系 3、工藝因素的改進對上述規(guī)律的影響 工藝課是原理的具體應用，講一般規(guī)律、共性的東西。 原理部分基本按教科書的順序講，但第一章“金屬固態(tài)相變概論”不講，兩個原因：一是一開始就講許多抽象的相變理論不易被接受，不如在以后各章學到哪部分講哪部分，二是學時很緊張。 四、 本課程的基本要求 原理部分 1、 掌握金屬固態(tài)相變的基本規(guī)律，其中包括組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，轉(zhuǎn)變動力學以及影響轉(zhuǎn)變的因素； 2、 了解各種組織與常規(guī)力學性能的基本關(guān)系； 3、 熟悉常用鋼經(jīng)不同熱處理后的組織特征，掌握用光學顯微鏡識別金屬材料不平衡組織的基本方法。

9、 學習方法：每個同學都由自己的學習方法，有些同學學習方法還是很不錯的，針對本門課的特點，提出兩點讓大家注意： 注意理論結(jié)合實際，這門課是理論性實踐性都很強的課，沒有實際經(jīng)驗，較難，主要要重視實驗課，實驗課將接觸到許多實際問題。對實驗課要重視，實驗課是很重要的環(huán)節(jié)，上實驗課前，要看實驗指導書，之后認真寫好實驗報告。按規(guī)定，三次實驗報告布鞋，不能參加考試，相信本班沒有三次不交的，不會出現(xiàn)這種情況。 要及時復習 此門課根據(jù)前幾屆的情況看來，有些同學不適應，這門課跟以前學過的課不太一樣，不是嚴密的邏輯推理，實驗性的東西較多，有些問題尚未搞清，假設(shè)的推論，提法很多，再加上各種影響因素，一條條的，

10、顯得繁雜散亂，不好學，解決的方法，就是要及時復習，學完一部分就掌握一部分，不能等到考試前才進行復習，為了督促學生學習，可能進行提問。 設(shè)想：講課時，基本的原理，概念可反復講。 第一章 （奧氏體的形成）鋼的加熱轉(zhuǎn)變 ——A的形成 在實際生產(chǎn)中，鋼的熱處理工藝方法繁多，如正火、淬火、回火及時效表面淬火，化學熱處理，形變熱處理等。但不管哪一種熱處理，都是將工件加熱到一定溫度，保溫一定時間，然后以某種速度冷卻下來，可見，加熱是鋼進行熱處理的第一步工序。在絕大多數(shù)情況下，鋼熱處理時總要加

11、熱到臨界點以上的溫度，形成奧氏體組織，然后以預定的速度冷卻，得到所要求的組織和性能，鋼的熱處理質(zhì)量與加熱時的A晶粒度、成分與均勻度等有著密切的關(guān)系。因此，研究A的形成規(guī)律，便具有重要的理論和實踐意義。 1、A的形成概述 實際熱處理加熱時所發(fā)生的相變，常常是非平衡的，難于用Fe-Fe3C相圖完全說明問題。為了掌握A形成的規(guī)律性，必須研究A形成的熱力學條件，形成機理，動力學幾影響因素等。 一、 A形成的熱力學條件 根據(jù)Fe-Fe3C相圖，溫度在A以下時，碳鋼的平衡組織為P（共析鋼）或P+F（亞共析鋼），或P+Fe3C（過共析鋼）。因為珠光體組織是F與Fe3C的混合物，所以從相的組成來說，A

12、溫度以下的平衡相為F和Fe3C。當溫度超過A后，由兩相組成的P，將轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗郃。隨著溫度持續(xù)升高，亞共析鋼的過剩相F將不能轉(zhuǎn)變?yōu)锳，過共析鋼的過剩相Fe3C，也將不斷溶入A中，而使A量逐漸增多，其化學成分分別沿GS和ES曲線變化。當加熱到GSE線以上時，平衡相均為單相A。 鋼加熱時的相變動力是新相A與母相之間的體積自由能之差V* 。按固態(tài)相變成核理論，A成核時，系統(tǒng)的自由能變化為： 系統(tǒng)自由能總變化： Sб為形成A時所增加的界面能，εV為形成A時所增加的應變能。應變能是固態(tài)相變特有的。金屬發(fā)生固態(tài)相變時，新、舊相的比容一般不會相同，故轉(zhuǎn)變時必將發(fā)生體積變化。由于受到周圍舊相約束，

13、新相不能自由膨脹，因此新相與其周圍的舊相之間必將產(chǎn)生彈性應變和應力，使系統(tǒng)額外地添加一項彈性應變能。因為A在高溫下形成，其相變的應變能較小，（因應變能可通過一定的塑性變形來釋放掉），相變的阻力主要是界面能。 圖2-4（P15）示出共析鋼A和P的體積自由能隨溫度的變化曲線。它們交于A1點（727℃）。當溫度等于727℃時，P與A自由能相等，相變尚不會發(fā)生。當溫度高于A1時，GA

14、，即A形成必須要有一定的過熱度（）。實際相變溫度與臨界點A1之溫度差被稱為過熱度。 實際上，當加熱和冷卻時，相變并不按相圖中所示的溫度進行，而往往是在一定的過熱或過冷的情況下進行的。過熱度或過冷度隨加熱溫度或冷卻速度升高而加大，這樣，就使加熱和冷卻時的臨界點不在同一溫度上。通常把加熱時的臨界點標以腳標C如Ac1，Ac3，Accm等，而把冷卻是的臨界點標以腳標r，如Ar1，Ar3，Arcm等。右圖示出加熱速度和冷卻速度均為0.125℃/min時臨界點的移動。 這些臨界點很重要，實用，要搞清。 二、 A的組織、結(jié)構(gòu)和性能 A組織通常是由登軸狀的多邊形晶粒所組成，?？稍诰?nèi)觀察到變晶，如

15、圖2-1所示（P13）。 A為C在γ-Fe中的間隙固容體。C原子在γ-Fe點陣中處于由Fe原子組成 晶胞的中心或接邊的中點。 由于體積因素的限制 2、A的形成機理 以供析鋼成分的碳鋼為例，當加熱到Ac1以上具備了相變熱力學條件后，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。轉(zhuǎn)變前珠光體是F和Fe3C的機械混合物，F(xiàn)的含碳量不大于0.0218%，具有體心立方點陣；Fe3C為復雜的斜方點陣，含碳量為6.69%。轉(zhuǎn)變后的新相A具有面心立方點陣，含碳量為0.77%，約為F含C量的32倍，而為Fe3C含C量的1/8?？梢娪蒔轉(zhuǎn)變?yōu)锳時，必然產(chǎn)生C原子的重新分配和鐵原子的點陣重建。這一過程只有通過Fe

16、原子的自擴散和碳原子的異擴散才能完成。故P向A的轉(zhuǎn)變屬于擴散型相變。 F + Fe3C A 體心（0.0218%C） 復雜斜方（6.67%） 面心（0.77%C） 當然以上討論的是由平衡態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過程，在特定條件下，A也可由非平衡態(tài)組織（M，B）形成，或非擴散方式形成，此問題后面將作介紹。 有人用高溫金相對A形成進行了研究，A形成和一般相變一樣，也是形核與長大的過程。將具有片狀P組織的共析鋼做成基片試樣，快速加熱至Ac1以上某一溫度停置，在金相顯微鏡下可看到A的形成過程?？梢悦黠@看出，等溫初期，A晶核首先在P固的交界處或F與

17、Fe3C片的相界面上形成；隨著時間的延長，A晶核靠消耗周圍的P而不斷長大，當P完全消失，A晶粒相互接觸后，仍有殘余Fe3C存在，隨時間延長，最后殘余Fe3C溶解，形成均勻的A。 綜上所述，A形成過程的A形核、晶核長大、殘余Fe3C的溶解，C在A中擴散均勻化四個過程。下面分別討論。 一、 A的形核 前面已講過，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳時，A的成核位置通常在F和Fe3C的兩相界面上。 為什么呢 因為形核需要三個起伏：成分，結(jié)構(gòu)，能量。而相界面上易滿足這三個條件。 在F內(nèi)也有可能滿足這三個起伏：由于C原子的熱運動，在微觀區(qū)域C原子分布不均勻，C%高的微區(qū)其C%可能與A在該溫度下的C%相等。則這些微觀

18、區(qū)域可具備A形核的濃度要求，另外，F(xiàn)是體心立方的，但由于Fe3C的自擴散熱運動，在某些微觀區(qū)域內(nèi)，可能是面心的，則這些微觀區(qū)域可成為A晶核的核心，若這些微區(qū)的尺寸大于A的臨界晶核尺寸r*，則可形成核心。 那么在F內(nèi)能否形核？可能性不大。 因F0.02%C，A0.8%C，濃度相差幾十倍，欲滿足濃度起伏條件很難，即使有微區(qū)滿足條件，形成晶核，但C原子得不到繼續(xù)供應，則不能長大。 為什么界面上能形核： C%不均勻 a) 相界面處一旦形核，并長大，所需C原子可從相鄰Fe3C獲得 界面上C原子的含量不均勻，總有一些地方能滿足新相對成分的要求，能滿

19、足濃度起伏。b) 界面處原子活動能力大，易于通過原子擴散達到點陣重構(gòu)，原子排列不規(guī)則，有些部位原本就具有新相的晶體結(jié)構(gòu)?！Y(jié)構(gòu)起伏 b) 界面處能量以有雜質(zhì)、微錯登晶體缺陷，能量高，能量起伏的條件易滿足，而A形核是 不均勻核，這些雜質(zhì)、位錯可作為形核地點。形核后，可使能量降低。 見P15圖2-5，A形核位置示意圖 二、 A晶核長大 （A晶核長大是通過F與A之間的點陣重構(gòu)，F(xiàn)e3C的溶解和碳在A中的擴散等過程進行的。）A晶核長大是通過點陣重構(gòu)和F、Fe3C的溶解進行的。 一旦F與Fe3C的相界面上形成A晶核之后，便出現(xiàn)了新的相界面，即A與F的相界面和A與Fe3C的相界面，A晶體的長

20、大就是這兩個新的相界面分別向F和Fe3C方向推移的結(jié)果。 晶核長大的過程與碳的擴散密切相關(guān)，而碳的擴散又與其濃度分布有關(guān)。 各相在相界面的平衡碳濃度，可由Fe-Fe3C狀態(tài)圖決定。如圖圖2-10 P18 P18 圖2-10 由圖可知，在Ac1以上某一溫度T1時，和A相接觸的F的C濃度為Cα-γ，和Fe3C相接觸的F的C濃度為Cγ-Fe3C(沿QP延長線變化)。和F相接觸的A的C濃度為Cα-γ，和Fe3C相接觸的A的C濃度為Cγ-Fe3C，F(xiàn)e3C的濃度不變，6.67%C。 如果垂直于相界面截取一縱截面，沿縱截面各相C濃度分布如圖（b）所示，由圖（b）可知，A在Fe3C于F之間

21、的相界面上形核。A兩個相界之間的C濃度不等。Cγ-Fe3C>Cα-γ，因此在A內(nèi)存在C濃度差。這樣，A中的C就要從高濃度的A-Fe3C相界面一邊向低濃度的A-F相界面擴散，結(jié)果破壞了在該溫度（T1）下相界面的平衡濃度，此時A內(nèi)C的分布如虛線所示。為了維持原來的相界面的局部平衡，F(xiàn)e3C必須溶入A以供應碳量，使其界面的C濃度恢復到Cγ-Fe3C，同時，在A-F相界面處，F(xiàn)必須轉(zhuǎn)變?yōu)锳，以使界面處A的C濃度降低到Cα-γ。這樣便使A的相界面同時向Fe3C和F中推移，于是A晶核不斷長大。 這樣的過程反復不斷地進行，直至PA轉(zhuǎn)變完畢。 此外，與C在A中擴散的同時，在F中也存在著C的擴散。因為F、A

22、與Fe3C三相共存時，在F中也存在著碳濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ。這種擴散也有促進A長大的作用，但因其C的濃度差小，作用甚微。 三、 殘余Fe3C的溶解 在P轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過程中，P中的F全部消失時，F(xiàn)e3C還未完全溶解，即P中F與Fe3C不是同時消失，原因可以從兩方面看。 （1）Fe-Fe3C相圖，GS線的斜率較平緩，ES線斜率較陡。T1溫度下， 即A的平均C%<0.8%，即其值在S點的左側(cè)，則必然有未溶解完的高C相存在，即殘余Fe3C。并且由圖可知，轉(zhuǎn)變溫度越高，A的平均C%越低，則殘余Fe3C量越多。有資料表明，共析鋼中，735℃為0.77C，760℃為0.69C，780℃為0

23、.61C，850℃為0.51C，900℃為0.46C等。 （2）在A晶體長大過程中，由于A與F相界處的C濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ顯著地小于Fe3C和A相界面處的濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ，所以A只需溶解一小部分Fe3C就會使A達到飽和，恢復平衡C%；而必須溶解大量的F，才能使A的C%趨于平衡。所以長大的A溶解F的速度始終大于溶解Fe3C的速度。雖然F: Fe3C≈7:1，但共析鋼中F總是先消失。 隨加熱時間延長，A中C原子繼續(xù)擴散，未溶Fe3C則不斷溶入A中直至Fe3C完全溶解為止。 四、 A的均勻化 在殘余Fe3C剛剛完全溶入A的情況下，C在A內(nèi)的分布是不均勻的，原來為

24、Fe3C的區(qū)域，C%較高；而原來是F的區(qū)域，C%較低。這種C濃度的不均勻性隨相變溫度的提高而愈加嚴重。因此，只有經(jīng)繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴散，才能使整個A中C的分布趨于均勻。 3 A等溫形成動力學 形成動力學是指形成速度問題。即一定溫度下A形成量與保溫時間關(guān)系的問題。對于實際生產(chǎn)有著重要意義。為簡便起見，首先討論共析鋼的A等溫形成動力學曲線。 一、 共析碳鋼A等溫形成動力學 （一） 等溫形成動力學曲線的建立 動力學曲線的建立，可以用金相方法，也可以用物理分析方法，用得最多的是金相方法。一般用厚約1~2mm的薄片金相試樣，在鹽溶中迅速加熱至指定溫度，保溫一定時間后取出，經(jīng)淬火

25、、磨制、拋光、腐蝕后，在室溫下用光鏡觀察。因加熱轉(zhuǎn)變所得的A在淬火時將轉(zhuǎn)變?yōu)镸，故根據(jù)所觀察到的M量的多少即可了解A形成過程。 根據(jù)觀察所得結(jié)果，可以作出在一定溫度下等溫時，A形成量與等溫時間的關(guān)系曲線，見圖，即稱為A等溫形成動力學曲線。 由曲線可知，A轉(zhuǎn)變有幾個特點： （1）在轉(zhuǎn)變溫度等溫時，P向A的轉(zhuǎn)變需要經(jīng)過一段孕育期后才能開始。等溫開始到A開始形成的一段時間稱為孕育期。因A形成需C擴散，而C擴散需時間。需要孕育期是擴散型相變的特點。 （2）不同溫度下孕育期長短不同，等溫溫度越高，孕育期越短。 （3）A的形成速度在整個轉(zhuǎn)變過程中不同。在轉(zhuǎn)變初期，轉(zhuǎn)變速度隨時間的延長而加快。當轉(zhuǎn)

26、變量達到50%時，轉(zhuǎn)變速度達到最大，之后，轉(zhuǎn)變速度又隨時間的延長而下降。 （4）溫度愈高，形成A所需要的時間愈短，即A形成速度愈快。 由此圖可以得出各個溫度下等溫轉(zhuǎn)變開始及終了的時間，將各溫度下等溫轉(zhuǎn)變開始及終了時間綜合繪在轉(zhuǎn)變溫度與時間坐標系上，即得到A等溫形成動力學圖。P22 圖2-1 應該指出，圖中轉(zhuǎn)變開始曲線1所表示的是形成一定量的能測定的A所需的時間與溫度的關(guān)系，其位置與所用方法的靈敏度有關(guān)。隨測量方法精度提高，轉(zhuǎn)變開始曲線向溫度坐標靠近。通常，為了使用方便，將能夠察覺的一定量（如0.5%）A形成以前的一段時間作為A形成的孕育期。轉(zhuǎn)變終了的曲線2所表示的是F完全消失時

27、所需的時間與溫度的關(guān)系。 前已述及，F(xiàn)完全消失后，F(xiàn)e3C還需一段時間才能完全溶解。曲線3即為Fe3C完全溶解的曲線。Fe3C消失時，A中的C的分布仍是不均勻的，需要一段時間才能均勻化，曲線4即為A均勻化曲線。 在A形成的各階段所需時間很不一樣。如在780℃，A不到10秒即形成，而殘余Fe3C溶解需幾百秒，A的均勻化需2~3小時，即A均勻化所需時間最長。 （二） （A的形核率與長大速度） A等溫形成動力學的分析 A等溫形成動力學圖表示出溫度升高A形成速度加快的規(guī)律，是由于隨著溫度升高A成核率和長大速度均增大的緣故。 表2-1（P25）A成核率和長大速度與加熱溫度關(guān)系的實驗結(jié)果。

28、下面分別加以分析。 1、 A形核率Ⅰ 研究表明，在A均勻成核的條件下，成核率Ⅰ與溫度之間的關(guān)系為： （注：指數(shù)為負值，則指數(shù)分子↓，或分母↑都是此項的值↑） （2-1） 式中，C’——常數(shù) Q——擴散激活能 TA——A形成溫度 K——波耳茲曼常數(shù) *——臨界形核功 式（2-1）右側(cè)由三項組成，這三項均隨溫度升高而增加。第一項C’與A核所需碳含量有關(guān)。由Fe-Fe3C狀態(tài)圖知，隨溫度升高，一方面與Fe3C相接觸的F的C%沿QP延長線增加，另一方面A與F平衡的C%沿SG線而降低，結(jié)果減小了A成核

29、所需要的C濃度起伏，促進了A成核，C’值增大。 第二項 反映的是原子擴散能力。隨溫度T升高，Q不變，故 值增加，亦即溫度愈高，原子活動能力愈強，能克服位置進行擴散的原子數(shù)愈多。能克服位置進行擴散的原子數(shù)愈多。 第三項反映的是自由能焓差值對形核的作用。 式中，——A與舊相的界面能（或者比界面能） ——單位體積A與P之間自由能之差 A’——常數(shù) 當T↑時，↑，使↓，則↑ 由于這三項的共同作用使形核率I隨A形成溫度的升高急劇增加。由表2-1可見，當溫度從740℃提高到800℃時，I提高了270倍。 2、 A線長大速度v A的線長大速度v，實質(zhì)上就是A的相

30、界面向F和Fe3C中推移速度的總和。主要取決于C在A中的擴散速度及濃度梯度，而濃度梯度取決于所形成的A的厚度，和隨溫度改變的濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ（A內(nèi)的濃度差）導出A向F和向Fe3C推移的線長大速度為： 式中，K——比例常數(shù) ——C在A中的擴散系數(shù) ——A中C的濃度梯度 由上邊兩式可知，A界面向兩側(cè)推移速度正比及，反比于界面兩側(cè)C濃度差。（新舊相之間的成分相差越大，相變越難進行）當溫度升高時，擴散系數(shù)呈指數(shù)增加， 因A內(nèi)濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ增大而增大，界面兩側(cè)碳濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ及6.67-Cr-Fe3C均減小，即（2

31、-2）（2-3）式中隨溫度升高，分子↑，分母↓，故其值Vγ-α、Vγ-Fe3C而增加。 如表2-1所示，當溫度由740℃提高到800℃，線長大速度增加了82倍。 由（2-2）（2-3）兩式可計算A向F與Fe3C兩相推移速度的比值。例如，當A形成溫度為780℃時，A向F的推移速度 A向Fe3C中的推移速度 即A相界面向F中的推移速度比向Fe3C中的推移速度快14.8倍。但是一般片狀P中F的片厚僅比Fe3C片厚大7倍，所以，A等溫形成時，總是F先消失，αγ轉(zhuǎn)變結(jié)束后，還含有相當數(shù)量的剩余Fe3C未完全溶解，還需要經(jīng)過剩余Fe3C溶解和A均勻化過程才能獲得成分均勻的A。（Vαγ/

32、VαFe3C的比值未必完全符合實際情況，公式計算與實際情況一般有誤差） 總之，A形成溫度升高時，成核率I和線生長速度V均隨溫度升高而增大。所以，A形成速度隨形成溫度升高而單調(diào)增大。有一點值得注意：隨溫度的升高，I（成核率）的增大速度比V更快，這一點很有實際意義。（后面講A晶粒度時，要講到）（舉例 P25表2-1） （三） 影響A形成速度的因素 除溫度外，影響P轉(zhuǎn)變?yōu)锳速度的因素還有轉(zhuǎn)變前的原始組織以及鋼中所含的Me。 1、 原始組織的影響 如果鋼的成分相同，P層間距離越小（P片越 ），原始組織中K分散度愈大，相界面越多，形核地點增多，成核率便愈大；P層間距離愈小，A中C濃度梯度愈

33、大，擴散速度便愈快；K分散度大使C原子擴散距離縮短，A晶體長大速度增加。所以，原始組織愈細，A形成速度愈快。細片P為原始組織時，A的形成速度較快，粗片P時，A形成速率較慢。 原始組織中K的形狀對A形成速度也有影響。粒狀P與片狀P相比，由于片狀P的相接面較大，F(xiàn)e3C較 ，易于溶解，加熱時A容易形成。因形核地點多，原子需擴散距離小，長大速度快。不論在高溫還是在低溫，原始組織為片狀Fe3C時，A形成速度均比粒狀Fe3C的大。這在轉(zhuǎn)變溫度低時更為顯著。 粒狀P組織與片狀P相比，殘余K的溶解和A均勻化都比較慢。 2、 合金元素的影響（P24） 在共析鋼中加入Me并不改變A形成機制。但由于Me的

34、加入可以改變臨界點的位置，影響C在A中的擴散速度，還可與C形成各種穩(wěn)定性不同的K，故將影響A的形成速度。 轉(zhuǎn)變溫度一定時，臨界點的改變意味著過熱度的改變，如Ni，Mn等元素可以降低臨界點，這就增加了過熱度，使A形成速度加快。 固溶于A中的Me可以改變C在A中的擴散速度。Cr，Mo，W等K形成元素降低C在A中的擴散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度變慢。Co，Ni等提高C在A中的擴散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度加快。Si，Ae等對在A中的擴散影響不大，故對轉(zhuǎn)變速度無大影響。 Me對A形成速度的影響，也受到合金K向A中溶解難易程度的牽制。鋼中加入W，Mo等強K形成元素時，由于形成的特殊K不易溶解，將使A形成速度慢。

35、 另外，鋼中的Me在原始組織各相中的分配是不均勻的。在退火狀態(tài)下，K形成元素主要集中在K相中，而非K形成元素則主要集中在F中，合金元素的這種不均勻分布，一直到K溶解完畢后，還顯著地保留在鋼中。因而合金鋼A形成后，除了C的均勻化外，還進行著Me的均勻化。由于Me的擴散比C困難（其擴散速度比C小103~104倍），因而合金鋼均勻化所需的時間常常比碳鋼長。 二、 過共析鋼與亞共析碳鋼A等溫形成圖 過共析碳鋼經(jīng)普通完全退火后的組織是P+先共析網(wǎng)狀Fe3C（經(jīng)球化退火的組織是F+粒狀Fe3C）。這類鋼中Fe3C的數(shù)量比共析碳鋼中多。因此，當加熱溫度在Ac1~Accm之間P剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳時，鋼中仍由大部

36、分先共析Fe3C和部分共析Fe3C未溶解。只有在溫度超過Accm，并經(jīng)一定時間的保溫后，F(xiàn)e3C才能完全溶解。所需時間當然比共析鋼的長，同樣，在Fe3C溶解以后，需延長時間才能使C在A中均勻分布。 亞共析鋼經(jīng)普通退火后的組織是P+先共析F。而其中P的數(shù)量隨鋼的碳含量降低而減少。對于這類鋼，當加熱到Ac1以上某一溫度P轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，如果保溫時間不太長，可能有部分F（必然存在的）和Fe3C被殘留下來。保溫時間足夠時，F(xiàn)e3C趨于溶解。對于碳含量比較高的亞共析鋼，在Fe3C以上，當F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后不久，有可能仍有部分Fe3C殘留。再繼續(xù)保溫，才能使殘留Fe3C溶解和使A成分均勻化。 圖2-11

37、（P23）a、b是實測的過共析碳鋼（1.2%C）及亞共析碳鋼（0.45%C）的A等溫形成圖。途中的曲線完全證實了以上論述。比較a、b兩圖可知，共析過共析及亞共析三類鋼的A等溫形成圖基本上一樣，都是由A的形成、殘留Fe3C的溶解及成分均勻化幾個階段組成。不同的是亞共析鋼多了一條先共析F溶解“完了”曲線。與共析鋼相比，過共析鋼的K溶解及A成分均勻化需要的時間加長。 但是對于C含量比較少且K為細片狀的亞共析碳鋼，其A等溫形成圖并不總是象圖b)所表示的那樣。在A化過程中K或F哪一個是殘留相的問題，往往和加熱條件有很大關(guān)系。當加熱到Ac1 ~Ac3之間，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳，如果保溫時間足夠長，K溶入A后尚

38、有部分先共析F存在。此時如Fe~Fe3C相圖所表明的那樣，在Ac1 ~Ac3之間，鋼是由A+F兩相所組成。圖c)就是這種情況下的A等溫形成圖。圖中曲線4表示快速加熱到Ac3以上某一溫度時，F(xiàn)以無擴散方式全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳的溫度。從圖中可以看出，如果A的形成溫度在圖中曲線4以上，即使鋼的C含量很低，當F剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳后Fe3C也可以殘留。 4 連續(xù)加熱時A的形成（P23） 鋼件實際熱處理時，在絕大多數(shù)（如高頻感應加熱，火焰表面加熱，鹽溶加熱等）情況下，A的形成是（屬于外等溫的或）連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變。 右圖為共析碳鋼在連續(xù)加熱時A形成圖。圖中各轉(zhuǎn)變曲線是將一系列不同加熱速度下測出的相變開始點及終了點分別

39、連結(jié)而成的。圖中各加熱曲線與轉(zhuǎn)變曲線的交點，表示不同加熱速度下轉(zhuǎn)變開始及轉(zhuǎn)變的各階段終了的時間和溫度。 曲線清楚的表明，連續(xù)加熱時A形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由A的（形成）形核及長大（包括成核及長大），殘留K溶解和A成分均勻化幾個階段組成。業(yè)已證明，影響這些過程的因素也大概與等溫形成時相同。但因A的形成是在連續(xù)加熱條件下進行的，所以（在相變動力學及相變機理上）常常會出現(xiàn)一些等溫轉(zhuǎn)變所沒有的特點。 一、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的 鋼在連續(xù)加熱時，A形成的各階段分別在一個溫度范圍內(nèi)完成，而且加熱速度越大，A形成溫度范圍愈寬， 對于共析碳鋼，當加熱速度為103℃/S時，P開始轉(zhuǎn)

40、變?yōu)锳的溫度在800℃左右，轉(zhuǎn)變終了溫度在930℃左右，其形成溫度間隔約為130℃。而當加熱速度為107℃/S時，A開始形成溫度提高到830℃左右，而終了溫度越為1070℃，其溫度間隔大約240℃。（日本：林口信澤的文章）由此可知，加熱速度越快，A形成溫度越高，即隨加熱速度增大，A形成溫度范圍向高溫推移、擴大，也即過熱度↑，這就是造成了它的第二個特點。 二、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度的增大而增大 由共析碳鋼連續(xù)加熱時的A形成圖可知，加熱速度越快，轉(zhuǎn)變開始和終了溫度越高，轉(zhuǎn)變所需的時間越短，即A形成速度越快。 三、 隨加熱速度的提高，A成分不均勻性增大 前面已講過，鋼在連續(xù)加熱時，隨加熱速度的增

41、大，相變溫度也相應提高，轉(zhuǎn)變溫度范圍增大，因此接觸相之間的平衡C濃度產(chǎn)生了顯著變化。與F相平衡的AC濃度隨A形成溫度升高而減小，與Fe3C相平衡的AC濃度，則隨A形成溫度升高而增大。因此，在快速加熱的條件下，因K來不及充分溶解，C原子及Me來不及充分擴散，而使A中C及Me濃度很不均勻。 例如，含0.4%C的鋼，當以130℃/S加熱到900℃時，A中存在著碳濃度可達1.6%的高C區(qū)，而當以230℃/S加熱到960℃時，A中則有1.7%C的高碳區(qū)存在，見右圖。由右圖可知，隨加熱速度的提高，高碳區(qū)內(nèi)最高碳濃度也增大，并向等溫方向移動。當然也必然存在貧C區(qū)。（當淬火加熱溫度一定時，隨著加熱速度增大，

42、相變時間縮短，因而使原為P和F區(qū)域內(nèi)的AC含量差別增大，并且剩余K數(shù)量增多，導致A基體的平均碳量降低。）在實際生產(chǎn)中，可能因為加熱速度快，保溫時間短，而導致亞共析鋼淬火后得到C含量低于平均成分的M和尚未完全轉(zhuǎn)變的F及K。這種情況常常是應當避免的，可通過細化原始組織使其減輕。在高碳鋼中，則會出現(xiàn)碳含量低于共析成分的低、中碳M及剩余K，這有助于使高C鋼獲得韌化，常常是有益的，應當加以利用。 四、A起始晶粒隨加熱速度提高而細化 在快速度加熱時，因相變過熱度大，A成核率急劇增大，加之加熱時間短，A晶粒來不及長大，（經(jīng)適時淬火）可以獲得超細化的A晶粒。例如，采用超高頻脈沖加熱（時間為10-3S）淬火后，在兩萬倍的顯微鏡下也難辨其A晶粒大小。 但應指出，在快速加熱到高溫獲得細晶粒后，如不立即冷卻，則細小的A晶粒將很快發(fā)生長大。 綜上所述，在連續(xù)加熱時，隨加熱速度的增大，A形成溫度升高可引起A起始晶粒細化；同時，由于剩余K數(shù)量隨加熱速度加快而增多，故A基體的平均碳含量降低，這兩個因素都可使高C鋼的淬火M獲得韌化和強化。近年來發(fā)展起來的快速加熱，超快速加熱淬火均是依據(jù)這個原理而達到強韌化處理的目的。