材料科學(xué)與工程基礎(chǔ)第11章翻譯.doc

第十一章 相變一、學(xué)習(xí)目的材料的性能取決于材料的組織，而材料的組織可以通過熱處理過程中的相變實(shí)現(xiàn)。改進(jìn)的相圖可以描述某些相變的時(shí)間和溫度的依賴關(guān)系。如何使用這些相圖來設(shè)計(jì)一些合金的熱處理過程，使其在室溫下產(chǎn)生特定的力學(xué)性質(zhì)非常重要。例如，共析組成(0.76 wt% C)的Fe-C合金，根據(jù)不同的熱處理過程，其抗拉強(qiáng)度可在700MPa和2000MPa之間變化。二、本章的主要內(nèi)容1、典型固-固相變中，畫出其部分轉(zhuǎn)變對時(shí)間對數(shù)的示意圖；給出描述這一行為的方程式。2、簡單描述下列存在于鋼合金中的微組元的顯微組織：精細(xì)珠光體，粗狀珠光體，球狀體，貝氏體，馬氏體和回火馬氏體。3、下列每個(gè)微組元的一般的力學(xué)特性：精細(xì)珠光體， 粗狀珠光體，球狀體，貝氏體，馬氏體和回火馬氏體。根據(jù)顯微組織(或晶體結(jié)構(gòu))，簡要解釋這些行為。4、根據(jù)某些Fe-C合金的等溫轉(zhuǎn)變(或連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變)圖，設(shè)計(jì)一個(gè)熱處理工藝，使其最終產(chǎn)生指定的顯微組織。5、利用相圖描述和解釋，用于沉淀硬化金屬合金的兩個(gè)熱處理工藝。6、在恒溫下進(jìn)行沉淀熱處理時(shí)，畫出室溫下的強(qiáng)度(或硬度)對時(shí)間對數(shù)的示意圖。根據(jù)沉淀硬化機(jī)理，解釋曲線的形狀。7、畫出晶體、半晶體和無定形聚合物的比容對溫度的示意圖，注釋玻璃轉(zhuǎn)變和熔化溫度。（相變=轉(zhuǎn)化）11.1簡介許多材料的力學(xué)和其它性質(zhì)取決于其微觀結(jié)構(gòu)，而其往往是相變產(chǎn)生的。在這一章的第一部分我們討論相變的基本原則。接下來，我們從事相變在鐵-碳合金的微觀結(jié)構(gòu)的發(fā)展中扮演什么，以及其他合金，和微細(xì)結(jié)構(gòu)的變化是如何影響力學(xué)性能。最后，我們論述結(jié)晶、熔化、和聚合物的玻璃化轉(zhuǎn)換。金屬相變-金屬材料的多功能性的原因之一在于他們所擁有的力學(xué)性能的寬范圍，是通過各種方法處理是可達(dá)到的。在第8章中討論的三個(gè)強(qiáng)化機(jī)理，叫做，晶粒細(xì)化、固溶強(qiáng)化和應(yīng)變硬化?？捎闷渌夹g(shù)，其中力學(xué)性能都依賴于顯微結(jié)構(gòu)特征。顯微結(jié)構(gòu)同時(shí)在單和兩相中發(fā)展的合金通常涉及相變的很多類型-在相的性質(zhì)和數(shù)量中改造。這一章的第一部分致力于有關(guān)包括固體的相變一些基本原則淺談。因?yàn)榇蠖鄶?shù)相變不會在瞬間發(fā)生，反應(yīng)進(jìn)度的時(shí)間依從或相變率方面考慮。緊接著的是鐵碳合金的兩相微觀結(jié)構(gòu)發(fā)展的討論。修改后的相圖的介紹其允許從特定的熱處理導(dǎo)致的微觀結(jié)構(gòu)的確定。最后，提出其他微觀組織還有珠光體，并對每個(gè)進(jìn)行了力學(xué)性能討論。11.2 基本概念各種相變對材料的加工是重要的，他們通常涉及一些微觀結(jié)構(gòu)的改變。這次討論的目的，這些變化可分為三類。在一個(gè)組中只是單純的擴(kuò)散型相變其中相的組成和數(shù)量都沒有變化出現(xiàn)。這些包括純金屬的凝固、同素異形變化、再結(jié)晶和晶粒生長(見 8.13 和 8.14 節(jié))。在擴(kuò)散型相變的另一種類型，相的組成有一些改變和經(jīng)常在相的數(shù)目中出現(xiàn)；最后的顯微結(jié)構(gòu)通常包括兩個(gè)相。共析反應(yīng)，10.19節(jié)中所述，是這種類型；在節(jié) 11.5進(jìn)一步注意它。相變的第三類型是非擴(kuò)散型相變，其中有亞穩(wěn)相產(chǎn)生。第11.5節(jié)的討論，馬氏體相變，在鋼合金中可能發(fā)生，屬于此類。11.3 固態(tài)反應(yīng)的動力學(xué)因?yàn)檎系K物阻止反應(yīng)的進(jìn)程和使它依賴于時(shí)間，所以大多數(shù)固態(tài)相變不會瞬間發(fā)生。例如，由于大多數(shù)相變涉及最后一個(gè)新相（其組成或晶體結(jié)構(gòu)不同于母相）的形成，一些原子重排由經(jīng)擴(kuò)散是必須的。擴(kuò)散是一種時(shí)間相依的現(xiàn)象，在6.4節(jié)中討論。新相的形成的第二個(gè)障礙是母相和子相間創(chuàng)造的相界能的增加。從微觀角度來看，伴隨著相變的第一個(gè)過程是成核的現(xiàn)象-新相的很?。ㄍ鶃單⒂^的) 粒子或核的形成，其有不斷長大的能力。這些核的形成的有利位置是不完整點(diǎn)，特別是晶界。第二階段是長大，是其核的尺寸的增加；在此過程中，當(dāng)然，父相的一些體積會消失。如果這些新相粒子的長大允許進(jìn)行直至到達(dá)平衡，則相變完成。預(yù)計(jì)將，相變率（其中，通常被稱為相變的動力學(xué)）的時(shí)間依賴是材料熱處理的一個(gè)重要考慮因素。根據(jù)許多動力學(xué)研究，已發(fā)生的反應(yīng)的分?jǐn)?shù)作為時(shí)間的函數(shù)來衡量，同時(shí)溫度保持不變。相變過程通常被確定通過金相試驗(yàn)或新相中特殊的一些物理屬性（如電導(dǎo)率)數(shù)量測量。數(shù)據(jù)繪制為相變材料的分?jǐn)?shù)對時(shí)間的對數(shù)。類似s形的曲線，其圖11.1中代表大多數(shù)固態(tài)反應(yīng)的典型動力學(xué)的行為。成核與長大階段在圖中所示。對于固態(tài)相變在圖11.1中顯示其動力學(xué)行為，相變的分?jǐn)?shù)y是時(shí)間 t 的函數(shù)，如下所示：y=1-exp(-ktn) （11.1）其中 k 和 n 是特定反應(yīng)時(shí)間獨(dú)立的常量。上面的表達(dá)式通常被稱為阿弗拉密方程。按慣例，相變率 r作為相變過程完成一半所需要的時(shí)間t 的倒數(shù)采納，或 r=1/t （11.2）。 這t 在圖11.1中指出了。在熱處理過程中溫度是變量，溫度要被控制，它可能深刻的影響動力學(xué)和相變率。圖11.2證明這一點(diǎn)，其中 y對t的對數(shù)的S形曲線對銅的再結(jié)晶過程在幾個(gè)溫度已給出。對于大多數(shù)的反應(yīng)以及在特定的溫度范圍內(nèi)，隨著溫度，相率增加，根據(jù)：（11.3）r =Ae(-Q/RT)其中 R=氣體常數(shù) T=絕對溫度 A=一個(gè)與溫度無關(guān)的常數(shù) Q=特定反應(yīng)的活化能 可能記得擴(kuò)散系數(shù)具有相同的溫度依賴性。其中表現(xiàn)出與溫度的關(guān)系的相率過程有時(shí)稱為熱激活。11.4 多相相變 相變也許是金屬合金系統(tǒng)的鍛造通過改變溫度、組成和外部的壓力；然而，通過熱處理改變溫度是最方便的方法來誘使相變。當(dāng)給定成分的合金被加熱或冷卻，在組成-溫度相圖上這對應(yīng)于橫越相界。 相變過程中，相圖的特點(diǎn)在于合金向平衡態(tài)進(jìn)行在子相、他們的組成和相對量。大多數(shù)相變要求有限的時(shí)間去完成，和速度或率在熱處理和微觀結(jié)構(gòu)的發(fā)展之間的關(guān)系中是重要的。相圖的一個(gè)限制就是他們無法以指示達(dá)到平衡所需的時(shí)間。 固體系統(tǒng)中接近平衡態(tài)的速率是如此緩慢，真正平衡結(jié)構(gòu)是無法達(dá)到的。只有加熱或冷卻在極為緩慢的理想的速度下，平衡條件才能維持。對于非均衡冷卻，相變將推移到比相圖表示的更低的溫度；對于加熱，將推移到更高的溫度。這些現(xiàn)象分別被稱為過冷和過熱。每個(gè)的程度取決于溫度的變化率；冷卻或加熱的速度更快，過冷或過熱現(xiàn)象更嚴(yán)重。例如，對于正常冷卻速率，鐵-碳共析反應(yīng)是通常移置平衡轉(zhuǎn)化溫度以下10到20（18至36）。 對于很多技術(shù)上重要的合金，首選的狀態(tài)或微觀結(jié)構(gòu)是亞穩(wěn)態(tài)，初始態(tài)與均衡態(tài)之間的中間；有時(shí)，希望得到遠(yuǎn)離均衡態(tài)的結(jié)構(gòu)組織。因此有必要研究時(shí)間對相變的影響。此動力學(xué)的信息是，在許多情況下，價(jià)值比最終平衡狀態(tài)的知識更大。鐵-碳合金中微觀結(jié)構(gòu)和性質(zhì)的改變-固態(tài)相變動力學(xué)的一些基本原則在擴(kuò)展和應(yīng)用專門對鐵碳合金在熱處理、 微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的發(fā)展之間的關(guān)系的方面。此系統(tǒng)已經(jīng)被選擇了，因?yàn)樗浅Ｒ姷暮鸵驗(yàn)楦鞣N各樣的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能都可能，對于鐵碳 (或鋼) 合金。11.5等溫轉(zhuǎn)變圖珠光體再次考慮鐵-碳化鐵的共析反應(yīng)：（0.76wt% C）= （0.022wt% C）+ Fe3C(6.70wt% C)這是基本對于鋼合金中的微觀結(jié)構(gòu)發(fā)展。當(dāng)冷卻時(shí)，奧氏體，具有中等碳濃度，相變到鐵素體相，有含碳量大大降低，和滲碳體，與碳濃度大大提高。珠光體是這種相變（圖10.29）的一種微觀結(jié)構(gòu)產(chǎn)物，和珠光體形成機(jī)制是以前（10.19節(jié)）討論過并在圖 10.30 中示意。溫度在奧氏體向珠光體的相變速率起著重要作用。共析成分的鐵-碳合金的溫度依從在圖11.3指出，其中畫的是相變百分比對時(shí)間的對數(shù)在三個(gè)不同溫度下的 S 形曲線。對于每條曲線，100%奧氏體的試樣迅速冷卻到指定的溫度后收集的數(shù)據(jù)；這個(gè)指定的溫度保持恒定在整個(gè)過程中的反應(yīng)中。代表的這種相變的時(shí)間和溫度依賴性的更方便的方式是在圖 11.4的底部。在這里，垂直和水平軸分別是，溫度和時(shí)間的對數(shù)。固體的兩條曲線的繪制；其中一個(gè)表示每個(gè)相變的開始所需的溫度；另一個(gè)是對相變的結(jié)束。虛線的曲線對應(yīng)于相變完成50%。這些曲線是從一系列的相變百分比對時(shí)間的對數(shù)的圖在溫度范圍內(nèi)所用的生成的。這個(gè)S形曲線（在675【1247】），在圖 11.4的上部，闡釋了如何進(jìn)行數(shù)據(jù)傳送。在解釋此關(guān)系圖，先注意通過一條水平線表示的共析溫度（1341）；在共析以上的溫度和對于所有時(shí)間，只有奧氏體存在，如圖中所示。只有合金過冷到共析下面，奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變才回發(fā)生；如曲線所示，時(shí)間對于相變的開始是必須的和相變的結(jié)束取決于溫度。開始和完成的曲線是幾乎平行，和他們與共析線是漸近的。在相變開始曲線的左側(cè)，只有奧氏體（其是不穩(wěn)定的）存在，而完成曲線的右側(cè)，只有珠光體存在。兩者之間，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，因此這兩種顯微組織將都存在。根據(jù)方程 11.2，在一些特定的溫度的轉(zhuǎn)化率是和反應(yīng)進(jìn)行50%（在 11.4 圖中的虛曲線）所需的時(shí)間成反比。也就是說，時(shí)間越短轉(zhuǎn)化率越高。因此，從圖11.4，在溫度剛剛低于共析（對應(yīng)只是輕微程度的過冷），50%轉(zhuǎn)變需要很長時(shí)間（大約 10 5 s) ，因此反應(yīng)速度是很慢。轉(zhuǎn)化率隨著溫度降低升高，如在540(1000) 完成50%的轉(zhuǎn)變僅約 3 s。此速率-溫度行為是在表面上與方程11.3矛盾，其中規(guī)定該速率隨溫度的上升增加。這種差異的原因是在此范圍的溫度 (即 540 至727)，轉(zhuǎn)化率受珠光體形核率控制，而成核率隨溫度升高（即，過冷減少) 減少。這種行為由方程 11.3解釋，其中形核的激活能 Q 是溫度的函數(shù)，并隨著溫度的升高升高。我們會發(fā)現(xiàn)在較低溫度下，奧氏體分解轉(zhuǎn)化是擴(kuò)散控制，和由方程 11.3，對于擴(kuò)散的激活能與溫度無關(guān)的擴(kuò)散率行為是可預(yù)測。使用關(guān)系圖如圖 11.4 有若干約束。第一，此特定的圖只對共析成分的鐵-碳合金是正確的；對其他的組成，曲線會有不同的結(jié)構(gòu)。另外，這些圖對于合金的溫度是恒定不變貫穿整個(gè)反應(yīng)時(shí)間的轉(zhuǎn)變才是正確的。恒溫條件被稱為等溫；因此，圖如圖11.4被稱為作為等溫轉(zhuǎn)變圖，或有時(shí)稱時(shí)間-溫度-轉(zhuǎn)換（T-T-T）圖。實(shí)際等溫?zé)崽幚砬€ (ABCD) 被疊加在圖 11.5 中的共析鐵-碳合金的等溫轉(zhuǎn)變圖上。由近乎垂直的AB線表示奧氏體急冷到一定溫度，和在此溫度下進(jìn)行等溫處理按水平線段BCD。當(dāng)然，沿此線時(shí)間從左到右是增加的。奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變開始在交叉點(diǎn)C（大約 3.5 s后)，并已達(dá)到完成在約 15 s后，對應(yīng)于點(diǎn) D。圖 11.5表示了反應(yīng)進(jìn)行中不同時(shí)間的示意性的微觀結(jié)構(gòu)。珠光體中的鐵素體和滲碳體的層厚度比約為 8 比1。然而，絕對層的厚度取決于允許等溫轉(zhuǎn)變發(fā)生的溫度。在剛低于共析的溫度，與-鐵素體和 Fe3C相相關(guān)的層厚度產(chǎn)生；此微觀結(jié)構(gòu)稱為粗珠光體，在圖 11.5 的完成曲線右側(cè)上表示了它形成的區(qū)域。在這些溫度下，擴(kuò)散率都較高，比如在圖10.30中所示的相變期間碳原子可以彌漫相對較長的距離，結(jié)果形成厚層。與降低溫度，碳擴(kuò)散率跌幅，和層逐漸變薄。在540 產(chǎn)生的薄層結(jié)構(gòu)被稱為細(xì)珠光體；在圖 11.5 中顯示了。在節(jié) 11.7 討論的是層厚度對力學(xué)性能的影響。共析成分的粗、細(xì)珠光體顯微圖片如圖 11.6 所示。對于其他成分的鐵-碳合金，先共析相將與珠光體共存，如所述節(jié) 10.19。因此對應(yīng)于先共析-轉(zhuǎn)變的附加曲線必須包括于等溫轉(zhuǎn)變圖上。1.13Wt%C合金的一個(gè)此類關(guān)系圖的一部分如圖 11.7 所示。貝氏體 除了珠光體，其他顯微組織是奧氏體相變存在的產(chǎn)物；其中之一被稱為貝氏體。貝氏體的顯微組織由鐵素體和滲碳體相組成，和因此 擴(kuò)散進(jìn)程參與了它的相變。貝氏體的形狀好像針或盤子，取決于相變的溫度；貝氏體的顯微組織細(xì)節(jié)是那么細(xì)以至于只用電子顯微鏡的分辨率是可能看見的。圖 11.8 是電子顯微鏡照片，顯示貝氏體的一粒（沿對角線方向從左下到右上的定位）； 它由從Fe3C相的拉長的顆粒中分離出來的針狀鐵素體組成；此顯微圖像中的各個(gè)相已被標(biāo)記。此外，針狀的周圍的相是馬氏體，是后續(xù)部分是處理內(nèi)容。此外，貝氏體中沒有先共析相狀態(tài)。 貝氏體相變的時(shí)間-溫度依賴也可在等溫轉(zhuǎn)變圖上表示。它在低于珠光體形成溫度的溫度下發(fā)生；開始反應(yīng)，結(jié)束反應(yīng)，和半-反應(yīng)曲線只是對珠光體轉(zhuǎn)變反應(yīng)的擴(kuò)充，在圖 11.9顯示，共析成分的鐵-碳合金的等溫轉(zhuǎn)變圖已擴(kuò)展到更低的溫度。這三個(gè)曲線是C形，和在點(diǎn) N有鼻子形狀，其中的轉(zhuǎn)化率是最高。如指出，然而珠光體形成在鼻子上面-也就是說，即在約為540至727（1000到1341）的溫度范圍-對于在215到 540（420到1000）左右的溫度下的等溫處理，貝氏體是相變產(chǎn)物。 它還應(yīng)指出，珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變是彼此互相競爭和一旦合金的某些部分已轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或貝氏體，轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌@微組織是不可能形成奧氏體如果不重新加熱。 順帶一提，貝氏體相變的動力學(xué)研究（圖 11.9中鼻子的下面）是服從方程11.3；也就是說，率（1/t ,方程11.2）以指數(shù)形式增加隨著不斷上升的溫度。此外，許多固態(tài)相變的動力學(xué)由此典型的C形曲線表示。 球狀珠光體 如果鋼合金既沒有珠光體或貝氏體微觀結(jié)構(gòu)要被加熱到，和在共析溫度一下的溫度放足夠長的一段時(shí)間例如，在約700 （1300）放18到 24 小時(shí)-另一個(gè)微觀結(jié)構(gòu)將形成。它被稱為球狀珠光體（圖 11.10)。代替相互疊加的鐵素體和滲碳體層 (珠光體) 或觀察到的貝氏體顯微結(jié)構(gòu)，F(xiàn)e3C相作為球狀粒子出現(xiàn)嵌入在連續(xù)的相的矩陣中。這種相變的發(fā)生是通過附加的碳擴(kuò)散（其中組成成分或鐵素體和滲碳體相的相對數(shù)量的沒有變化）。圖11.11中的光學(xué)顯微圖片顯示了部分轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙钪楣怏w的珠光體鋼。這種轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力是 -Fe3C 相界面積的減少。等溫轉(zhuǎn)變圖中不包括球狀珠光體形成的動力學(xué)。 馬氏體 然而另一個(gè)稱為馬氏體的顯微組織或相形成，當(dāng)奧氏體化的鐵-碳合金是急冷（或淬火） 到相對較低的溫度（周圍環(huán)境的附近）。馬氏體是一個(gè)非平衡的單相結(jié)構(gòu)，是奧氏體非擴(kuò)散轉(zhuǎn)變的結(jié)果。它可能被認(rèn)為是一種與珠光體和貝氏體競爭的轉(zhuǎn)化產(chǎn)物。當(dāng)淬火速率足以防止碳擴(kuò)散時(shí)，就會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。任何擴(kuò)散將導(dǎo)致鐵素體和滲碳體相的形成。 馬氏體轉(zhuǎn)變不是很容易被了解。然而，大量的原子經(jīng)歷協(xié)同運(yùn)動，相鄰的原子之間只有輕微的位移。這個(gè)在這種方式下發(fā)生：FCC奧氏體經(jīng)歷多晶型轉(zhuǎn)變到體心四方（BCT) 馬氏體。此晶體結(jié)構(gòu)的一個(gè)晶胞（圖11.12）是其中一維度被拉長的簡單體心立方；這種結(jié)構(gòu)是明顯不同于 BBC鐵素體。所有的碳原子保留作為馬氏體中的間隙雜質(zhì)；這種，他們構(gòu)成過飽和的固溶體，其能夠迅速轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌Y(jié)構(gòu)如果加熱到擴(kuò)散率變得明顯的溫度。許多鋼，然而，在室溫下保持其馬氏體結(jié)構(gòu)幾乎是不確定的。 然而，馬氏體相變不是獨(dú)特的對鐵-碳合金來說。它在其他系統(tǒng)中也能找到和其特點(diǎn)在于，部分地，是非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。 由于馬氏體轉(zhuǎn)變并不涉及擴(kuò)散，它幾乎在瞬間完成；馬氏體顆粒成核和長大在非常快的速率-以聲速出現(xiàn)在矩陣內(nèi)。因此馬氏體轉(zhuǎn)化率與時(shí)間無關(guān)的，實(shí)際上。 馬氏體顆粒板呈現(xiàn)片狀或針狀的外觀，如圖 11.13 所示。顯微鏡下的白色相是奧氏體（殘余奧氏體），來不及轉(zhuǎn)變在急冷期間。正如已經(jīng)提到，馬氏體，以及其他顯微組織（如珠光體）可以共存。 作為一個(gè)非平衡相，馬氏體是不會出現(xiàn)碳化鐵-鐵相圖 (圖 10.26) 的。然而，奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)變表示等溫轉(zhuǎn)變圖上。由于馬氏體相變是非擴(kuò)散性的和瞬時(shí)的，它是不在圖中描述的像貝氏體反應(yīng)一樣。這種相變的開始由水平線指定M(開始)(圖11.14)表示。其他兩個(gè)水平的虛線，標(biāo)記 M (50%）和M(90%)，表示的是奧氏體-馬氏體轉(zhuǎn)換的百分比。溫度在這些線上定位隨合金組成變化的，但是，盡管如此，必須相對較低，因?yàn)樘紨U(kuò)散必須是幾乎不存在。這些線的水平和線性特征指示馬氏體轉(zhuǎn)變是與時(shí)間無關(guān)的；它只是其合金淬火或迅速冷卻到溫度的函數(shù)。這種相變的類型稱為非熱變化。 考慮合金共析成分，是非常迅速地冷卻從 727(1341) 以上的溫度到165(330)的溫度。從等溫轉(zhuǎn)變圖（圖 11.14) 指出50%的奧氏體立即轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；和只要保持這個(gè)溫度，不會有進(jìn)一步的轉(zhuǎn)變。 合金元素除了（例如鉻、鎳、鉬和鎢)的存在可能會導(dǎo)致等溫轉(zhuǎn)變圖中曲線的形狀和位置引發(fā)重大變化。這些包括 (1) 奧氏體-珠光體轉(zhuǎn)變的鼻子移位到更久的時(shí)期（和先共析相的鼻子，是這種存在)，和 (2)一個(gè)分裂的貝氏體鼻子的形成。這些改動被觀察到通過比較圖 11.14和圖11.15，其中分別是碳和合金鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖。 鋼在其中碳是主要的合金元素稱為普通碳鋼，反之合金鋼含有一定濃度的其他元素，包括那些在前一章引用的。第13章告訴有關(guān)鐵合金的屬性和分類的更多詳細(xì)信息。11.6連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖11.7 鐵-碳合金的力學(xué)行為 現(xiàn)在我們來討論討迄今為止論過的鐵碳合金的微觀組織的力學(xué)行為，即，粗和細(xì)珠光體、球狀體、貝氏體和馬氏體。馬氏體之外，所有都分兩相存在（即，鐵素體和滲碳體）；所以一個(gè)機(jī)會提供探討這些合金存在的幾個(gè)力學(xué)屬性-顯微結(jié)構(gòu)關(guān)系。 珠光體 滲碳體是比鐵素體更堅(jiān)硬更脆。因此，增加鋼合金中的Fe3C分?jǐn)?shù)，同時(shí)保持其他微觀結(jié)構(gòu)成分不變將使材料更硬和更強(qiáng)。圖 11.21a說明了，其中拉伸和屈服強(qiáng)度以及布氏硬度值作為由細(xì)珠光體組成的鋼中碳的重量百分比的函數(shù)（或Fe3C的百分比是同等意義）繪制。增加碳濃度增加所有三個(gè)參數(shù)。因?yàn)闈B碳體是更脆，增加滲碳體將導(dǎo)致延性和韌性 (或沖擊能量)降低。這些影響在圖 11.21b 所示，對細(xì)珠光體鋼同樣適用。 在微觀組織中的鐵素體和滲碳體相的每層厚度也會影響材料的力學(xué)行為。細(xì)珠光體比粗珠光體更硬更強(qiáng)，如圖 11.22a所示，其中硬度對碳濃度。 此行為的原因涉及到在-Fe3C 相邊界處發(fā)生的現(xiàn)象。第一，兩相邊界之間有很大的粘著度。因此，強(qiáng)和剛性滲碳體相嚴(yán)重限制了與邊界相鄰的地區(qū)的更軟鐵素體相的變形；因此可以說滲碳體加強(qiáng)鐵素體。這一強(qiáng)化措施的程度大幅高于細(xì)珠光體是因?yàn)椴牧系拿繂挝惑w積的相界面積更大。此外，相界阻礙位錯(cuò)運(yùn)動是與晶界一樣（第 8.9 節(jié)）。對于細(xì)珠光體，位錯(cuò)必須通過塑性變形跨過更多的邊界。因此，在細(xì)珠光體中位錯(cuò)運(yùn)動受到更強(qiáng)更大限制，其有更大的硬度和強(qiáng)度。 粗珠光體比細(xì)珠光體更有韌性，如圖11.22b，其中這兩種微觀結(jié)構(gòu)類型的圖線百分比都是降低的隨著碳濃度增加。細(xì)珠光體的塑性變形的更大限制導(dǎo)致此行為。 球狀珠光體 微觀結(jié)構(gòu)的其他成分與相的形狀和分布有關(guān)。在這方面，滲碳體相與珠光體和球狀珠光體微結(jié)構(gòu)（圖11.6和11.10）有明顯不同的形狀和排列。含珠光體顯微組織的合金比含球化珠光體的合金有更大的強(qiáng)度和硬度。圖 11.22a證明這一點(diǎn)，球狀珠光體與其他兩個(gè)珠光體結(jié)構(gòu)類型的硬度為碳重量百分比的函數(shù)的比較。這種行為再次解釋在加固和阻礙位錯(cuò)運(yùn)動穿過鐵素體-滲碳體邊界如上文所討論的。在球狀珠光體中，每單位體積的邊界面積更小，因此塑性變形遠(yuǎn)非被約束，引起材料韌性上升和強(qiáng)度下降。事實(shí)上，所有的鋼合金，那些韌性最好的和強(qiáng)度最弱的都有球狀珠光體微觀結(jié)構(gòu)。 如預(yù)期的，球化鋼是極具韌性，比細(xì)或粗珠光體都要高（圖 11.22b）。此外，他們是特別堅(jiān)韌的因?yàn)槿魏瘟鸭y會遇到脆性的滲碳體顆粒的很小的一部分，當(dāng)它（裂紋）通過韌性鐵素體矩陣傳播時(shí)。 貝氏體 因?yàn)樨愂象w鋼有更細(xì)的結(jié)構(gòu) （即，更小的-Fe3C 顆粒），所以它們通常比珠光體更強(qiáng)和更硬；他們也表現(xiàn)出是強(qiáng)度和延展性理想組合。圖11.23上顯示相變溫度對共析成分的鐵-碳合金的拉伸強(qiáng)度和硬度的影響；對其中珠光體和貝氏體形成 （符合這種合金的等溫轉(zhuǎn)變圖，圖 11.9） 的溫度范圍在圖 11.23上面指出了。 馬氏體 對于給定的鋼合金可能產(chǎn)生各種微觀結(jié)構(gòu)，馬氏體是最硬和最強(qiáng)和最脆的；事實(shí)上，它有可以忽略的延展性。其硬度是取決于碳含量，直到約0.6 wt%在圖11.24中所示，其中作為重量百分比碳的函數(shù)的馬氏體和細(xì)珠光體的硬度圖示。與珠光體鋼相反，馬氏體的強(qiáng)度和硬度不認(rèn)為與顯微結(jié)構(gòu)有關(guān)。而是，這些屬性都?xì)w咎于（像固溶體效果，8.10節(jié)），間隙碳原子對阻礙位錯(cuò)運(yùn)動的作用和體心正方晶格結(jié)構(gòu)的相對較少滑移系統(tǒng)（位錯(cuò)移動方向）。 奧氏體比馬氏體稍微密度更高，因此，在淬火后相變期間，有凈體積增加。因此，較大件在迅速淬火后可能會開裂由于內(nèi)部應(yīng)力；這將成為一個(gè)問題，尤其是當(dāng)含碳量大于0.5 wt左右。11.8 回火馬氏體 在作為淬火狀態(tài)下，馬氏體，不僅是很硬而且很脆，這樣不能直接使用；還有，在淬火過程可能會引入任何內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生弱化影響。可能增強(qiáng)馬氏體的延展性和韌性和這些內(nèi)應(yīng)力由熱處理稱為回火解除。 通過在指定的時(shí)間段內(nèi)加熱馬氏體鋼到低于共析的溫度來完成回火處理。通常情況下，回火是在溫度 250650之間（480 1200F）進(jìn)行；內(nèi)應(yīng)力在溫度低至200（390F)可以解除。這回火熱處理允許，通過擴(kuò)散處理，形成回火馬氏體，根據(jù)反應(yīng)：馬氏體(體心正方,單相) 回火馬氏體 (+ Fe3C 相) （11.4）哪里有單相BCT馬氏體，哪里就碳過飽和，將轉(zhuǎn)變?yōu)橛煞€(wěn)定鐵素體和滲碳體相組成的回火馬氏體，在碳化鐵-鐵相圖上所示。 回火馬氏體的微觀結(jié)構(gòu)由嵌入在一個(gè)連續(xù)的鐵素體矩陣的極小且均勻分散滲碳體顆粒組成的。這類似于球狀珠光體的微觀結(jié)構(gòu)，只不過滲碳體顆粒是要小的多。圖 11.25 介紹在一個(gè)很高的比例顯示的回火馬氏體微觀結(jié)構(gòu)的電子顯微鏡照片。回火的馬氏體的硬度和強(qiáng)度與馬氏體相近，但延展性和韌性大大增強(qiáng)了。例如，硬度與碳重量百分比在圖 11.24 的曲線是包括回火馬氏體的曲線。硬度和強(qiáng)度的原因可能是大的鐵素體-滲碳體相單位體積的邊界面積存在的非常精細(xì)和無數(shù)滲碳體顆粒。再次，硬滲碳相沿邊界加強(qiáng)了鐵素體矩陣，和這些邊界在塑性變形過程還充當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動的障礙。連續(xù)鐵素體相也是非常有韌性和延展性更好的，其中也說明回火馬氏體的這兩個(gè)屬性改善的原因。滲碳體顆粒的大小會影響回火馬氏體的力學(xué)行為;增加顆粒大小減小鐵素體-滲碳體相邊界面積，因此，導(dǎo)致更柔和更弱的材料其中之一是延展性和韌性更好。此外，回火熱處理決定滲碳體微粒的大小。熱處理變量是溫度和時(shí)間，并且大多數(shù)處理是恒溫進(jìn)行的。由于碳擴(kuò)散參與到馬氏體-回火馬氏體轉(zhuǎn)變，溫度的增加導(dǎo)致擴(kuò)散、滲碳體粒子的增長率，以及隨后的軟化速度將加快。拉伸和屈服強(qiáng)度和延展性取決于合金鋼的回火溫度在11.26圖中所示?；鼗鹎埃牧辖?jīng)淬火并油冷來產(chǎn)生馬氏體的結(jié)構(gòu)；在每個(gè)溫度的回火時(shí)間是 1 h?；鼗饠?shù)據(jù)的類型通常是由鋼鐵制造商提供的。在幾個(gè)不同溫度下的水冷淬火共析鋼的硬度的時(shí)間依賴呈現(xiàn)在圖11.27；時(shí)間刻度為對數(shù)刻度。隨著時(shí)間的增加硬度降低，它對應(yīng)于滲碳體顆粒的聚結(jié)和增長。在溫度接近共析溫度 700(1300) 和幾個(gè)小時(shí)之后，微觀結(jié)構(gòu)將球化(圖 11.10)，伴隨大量滲碳體球化并嵌入到連續(xù)鐵素體相中。相應(yīng)地，過回火馬氏體是相對軟和韌性。回火脆性有些鋼的回火導(dǎo)致韌性降低根據(jù)沖擊實(shí)驗(yàn)的測量知 (第9.8節(jié)）； 這被稱為回火脆性。這種現(xiàn)象發(fā)生在當(dāng)鋼的回火在 575(1070)以上的溫度然后緩慢冷卻到室溫，或當(dāng)回火在大約375 575(700 1070)之間進(jìn)行。易受回火脆化影響的鋼合金中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)包含有高濃度的合金元素錳、 鎳或鉻和作為雜質(zhì)存在較低濃度的一個(gè)或多個(gè)銻、磷、砷和錫。這些合金元素和雜質(zhì)的存在會將韌-脆性過渡轉(zhuǎn)移到顯著較高的溫度；環(huán)境溫度因此位于這個(gè)脆性制度轉(zhuǎn)變的下面。據(jù)觀察這些變脆的材料裂紋擴(kuò)展是晶間的；即斷裂的路徑是沿著前奧氏體相的晶粒邊界。此外，已發(fā)現(xiàn)了合金和雜質(zhì)元素，在這些地區(qū)優(yōu)先隔離。避免回火脆性措施：(1) 成分控制；和/或(2)淬火到室溫后，回火在575以上或375以下。此外，加熱到約600 (1100)，然后迅速冷卻到 300（570）以下，大大改進(jìn)了脆化的鋼的韌性。11.9 鐵-碳合金的相變回復(fù)在這一章討論了幾個(gè)不同的微結(jié)構(gòu)，可能取決于熱處理的鐵-碳合金中產(chǎn)生的。圖 11.28 總結(jié)了產(chǎn)生這些各種微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)型的路徑。在這里，它假定從連續(xù)冷卻處理中得到珠光體、貝氏體、馬氏體；此外，對于合金鋼來說貝氏體的形成是唯一的 (不純碳的) 如上文所述。沉淀硬化-一些金屬合金的強(qiáng)度和硬度可增強(qiáng)由第二相的極小粒子均勻分散在原始相矩陣內(nèi)；這必須通過適當(dāng)熱處理誘導(dǎo)的相變來完成。這個(gè)過程被稱為沉淀硬化因?yàn)樾孪嗟男×Ｗ颖环Q為析出物。時(shí)效硬化也用來代表此過程因?yàn)殡S著時(shí)間或合金時(shí)效，合金的強(qiáng)度上升了。沉淀硬化處理的合金的例子包括鋁-銅、銅-鈹、銅-錫和鎂-鋁；一些有色金屬合金是淀積脫溶硬化。沉淀硬化和鋼形成回火馬氏體的處理是完全不同的現(xiàn)象，即便熱處理程序是類似；因此，不應(yīng)混為一談。主要的區(qū)別在于其中實(shí)現(xiàn)硬化和強(qiáng)化的機(jī)制。這些應(yīng)該是顯而易見的當(dāng)沉淀硬化被解釋。11.10 熱處理因?yàn)橐粋€(gè)新相的粒子的發(fā)展導(dǎo)致沉淀硬化，相圖的使用促進(jìn)了熱處理過程的解釋。即使在實(shí)踐中，很多沉積硬化合金包含兩個(gè)或更多的合金元素，通過參考二元相系統(tǒng)簡化討論。相圖必須在圖 11.29假設(shè)的 A -B 系統(tǒng)的形式。必須通過沉淀硬化合金系統(tǒng)相圖顯示兩個(gè)必要功能：一個(gè)組分在其他的組分中明顯的最大溶解度，大約幾個(gè)百分?jǐn)?shù)；隨著溫度降低在主組分的濃度溶解度是迅速降低的。這假設(shè)相圖 (圖 11.29) 滿足上述兩個(gè)條件。最大溶解度對應(yīng)的組成在點(diǎn) M 處。此外，溶解度限制的邊界在和+相 之間從相含量最高的濃度減少到很低在點(diǎn)N。此外，沉積硬化合金的組成必須小于最大溶解度。這些條件是必要的但并足以使沉淀硬化在合金系統(tǒng)中發(fā)生。下面討論一下附加的要求。固溶熱處理 沉淀硬化是由兩個(gè)不同的熱處理方式完成的。第一個(gè)是所有溶質(zhì)原子被溶解，形成單相固溶體的固溶熱處理。請考慮圖 11.29 C0組成的合金。處理包括加熱合金到一定溫度（相中假定的點(diǎn)T0）和等直到所有的相完全溶解。此時(shí)，合金僅包含一個(gè)組成為C0的相。然后通過快速冷卻或淬火到溫度T1，T1這對于許多合金是室溫，達(dá)到這種程度以致任何擴(kuò)散和相的任何隨附構(gòu)成都被阻止。因此，只有B原子過飽和的固溶相出現(xiàn)在 T1中的一種非平衡情況存在；在這種狀態(tài)的合金是相對軟和弱。此外，大多數(shù)合金在 T1 的擴(kuò)散率是極為緩慢，這樣單一的相可以在此溫度保留相對較長時(shí)間。沉淀熱處理 第二階段或沉淀的熱處理，過飽和的固溶體通常加熱到中間溫度 T2 (圖 11.29) 在-兩相區(qū)內(nèi)，且溫度擴(kuò)散率變得明顯。沉淀相開始形成組成C細(xì)分散的顆粒，這過程有時(shí)稱為時(shí)效。在 T2經(jīng)過適當(dāng)時(shí)效時(shí)間后，合金冷卻至室溫；通常情況下，不要考慮冷卻速度。固溶和沉淀熱處理在溫度-對-時(shí)間的圖中表示，圖 11.30。這些粒子的特性，和隨后合金的強(qiáng)度和硬度，取決于沉淀溫度 T2 和在這個(gè)溫度的時(shí)效時(shí)間。對于一些合金，在室溫時(shí)效自發(fā)地發(fā)生超過擴(kuò)展時(shí)間段。 關(guān)于時(shí)間和溫度在等溫?zé)崽幚項(xiàng)l件下的沉淀粒子的生長的依賴可由C形曲線類似于圖 11.9 在鋼中的共析轉(zhuǎn)變?yōu)榇?。然而，它是更有用和方便給數(shù)據(jù)如抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度或硬度在室溫下作為的時(shí)效時(shí)間的對數(shù)的函數(shù)，在恒定溫度 T2。典型的沉積硬化合金的行為是在圖 11.31示意性表示。隨著時(shí)間的增加，強(qiáng)度或硬度增加，達(dá)到最大值，并最后會減少。這種強(qiáng)度和硬度的減少在長時(shí)間周期后發(fā)生的被稱為過時(shí)效。溫度的影響是通過疊加合并, 在不同的溫度曲線的單一的圖上表現(xiàn)。11.11硬化的機(jī)理沉淀硬化是通常受雇具有高強(qiáng)度鋁合金材料。雖然大量的這些合金有不同的比例和合金元素的組合，硬化的機(jī)制也許為鋁銅合金最廣泛的研究。圖 11.32 呈現(xiàn)鋁-銅相圖中富鋁的部分。相是銅在鋁中的置換固溶體，而金屬互化物 CuAl2 被指定為相。對于組成為 96 wt %鋁-4 wt %銅的鋁銅合金來說，在沉淀熱處理期間，相這一平衡發(fā)展中，幾個(gè)轉(zhuǎn)變相首先按一定明確順序形成。力學(xué)性能都受到這些轉(zhuǎn)變相的粒子的性質(zhì)的影響。在初始硬化階段（在短時(shí)間，圖 11.31），銅原子團(tuán)簇在非常小的薄片里，薄片只有一個(gè)或兩個(gè)原子厚和直徑大約25原子的；在相里無數(shù)的位置上形成。團(tuán)簇，有時(shí)稱為區(qū)，是這么小以致他們不被視為明顯的沉淀顆粒。不過，隨著時(shí)間和隨后的銅原子擴(kuò)散，區(qū)成為粒子隨著他們長大。在均衡相形成之前 (圖 11.33 c)，這些沉淀顆粒已經(jīng)穿過兩個(gè)轉(zhuǎn)變相（稱為和）。沉淀硬化7150鋁合金的轉(zhuǎn)變相顆粒如這一章章開幕照片電子顯微圖片所示。 這些轉(zhuǎn)變相和亞穩(wěn)相的無數(shù)的粒子導(dǎo)致了強(qiáng)化和硬化如圖11.31所示。正如圖中指出的，最大強(qiáng)度與相的形成相符，這可能會保留到合金冷卻到室溫后。相繼粒子的生長和和相的發(fā)展導(dǎo)致過時(shí)效。 隨著溫度升高，加強(qiáng)過程被加速。圖 11.34a證明了這一點(diǎn)，拉伸強(qiáng)度對2014鋁合金的時(shí)間的對數(shù)在幾個(gè)不同急冷溫度下的圖。理想情況下，沉淀熱處理的溫度和時(shí)間應(yīng)被指定為產(chǎn)生硬度或強(qiáng)度最大值的附近。與強(qiáng)度增加關(guān)聯(lián)是延展性下降。圖 11.34b證明了這一點(diǎn)對于在幾個(gè)不同溫度下2014鋁合金。 并不是所有合金滿足上述組成條件和相位圖結(jié)構(gòu)都適合進(jìn)行沉淀硬化。此外，晶格應(yīng)變必須建立在沉淀-矩陣界面上。對于鋁銅合金，在這些轉(zhuǎn)變相的粒子附近和周圍有晶體點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的扭曲(圖 11.33b)。塑性變形期間，這些扭曲有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，因此，合金變得更硬和更強(qiáng)。當(dāng)相形成，由沉淀粒子提供的滑移抗力的減小解釋了由此產(chǎn)生的過時(shí)效（軟化和弱化）。 在室溫下經(jīng)歷了可評估的沉淀硬化的合金在短時(shí)間后必須淬火和在冷卻條件下儲存。用于鉚釘?shù)匿X合金顯示此行為。他們被驅(qū)策同時(shí)仍然柔軟，然后在正常的環(huán)境溫度允許時(shí)效變硬。這稱為自然時(shí)效；人工時(shí)效是在升高的溫度下進(jìn)行的。11.12 注意事項(xiàng) 高強(qiáng)度合金中可受雇應(yīng)變硬化和沉淀硬化的綜合的影響。這些強(qiáng)化過程的順序?qū)τ辛W(xué)性能的最佳結(jié)合的合金的生產(chǎn)很重要。通常情況下，合金在固溶熱處理后淬火。接著是冷加工，最后是沉淀硬化熱處理。在最后的處理中，再結(jié)晶導(dǎo)致很少強(qiáng)度持續(xù)損失。如果合金在冷加工前進(jìn)行沉淀硬化，更多的能量必須花費(fèi)在其變形；此外，由于伴隨沉淀硬化延展性是減少的，所以可能導(dǎo)致開裂。 大多數(shù)沉淀硬化合金他們最大的服務(wù)溫度受到限制。暴露于時(shí)效的發(fā)生的高溫下可能導(dǎo)致強(qiáng)度損失由于過時(shí)效。結(jié)晶、熔化、和玻璃化轉(zhuǎn)變現(xiàn)象在聚合物分子- 相變現(xiàn)象關(guān)于高分子材料的設(shè)計(jì)和加工是很重要的。在后續(xù)章節(jié)中，我們討論的這些現(xiàn)象-即結(jié)晶、熔化、和玻璃化轉(zhuǎn)變?nèi)齻€(gè)。 冷卻結(jié)晶過程，規(guī)則的(即結(jié)晶) 固相從高無序的分子結(jié)構(gòu)的熔融物生產(chǎn)。熔化是相反的過程當(dāng)聚合物加熱時(shí)發(fā)生的。玻璃化轉(zhuǎn)變現(xiàn)象發(fā)生在當(dāng)非晶或不結(jié)晶聚合物，其當(dāng)熔融物冷卻，成為剛性固體但保留液態(tài)的特點(diǎn)的分子結(jié)構(gòu)。當(dāng)然，結(jié)晶、熔化、和玻璃化轉(zhuǎn)變中有物理和力學(xué)性能的改變。此外，對于半結(jié)晶聚合物，結(jié)晶區(qū)將體驗(yàn)熔化 （和結(jié)晶），而非晶區(qū)經(jīng)過玻璃化轉(zhuǎn)變。11.13結(jié)晶 聚合物結(jié)晶動力學(xué)和機(jī)制的理解是重要的因?yàn)榻Y(jié)晶度影響這些材料的力學(xué)和熱性能。熔融的聚合物的結(jié)晶發(fā)生通過成核和長大的過程，是11.3節(jié)中金屬的相變的范圍內(nèi)討論的主題。對于聚合物，當(dāng)冷卻通過熔化溫度，核形成在纏結(jié)和無序分子的小地區(qū)中成為鏈折疊層那樣整齊的和有序的，圖 4.13。在溫度高于熔化溫度，這些核是不穩(wěn)定由于熱原子振動，往往會破壞分子有序的安排。成核現(xiàn)象的并發(fā)和結(jié)晶長大階段期間，核的長大通過另外的分子鏈段的持續(xù)的整頓和列隊(duì)；也就是說，鏈折疊層的側(cè)向尺寸有增加，或者，對于球墨鑄鐵結(jié)構(gòu) (圖 4.14) 有球粒半徑增加。 結(jié)晶的時(shí)間相依對于許多固態(tài)轉(zhuǎn)變都是一樣的-圖11.1；就是說，當(dāng)分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)換（即，具體化的分?jǐn)?shù)）被繪制對時(shí)間（在恒定溫度) 的對數(shù)出現(xiàn)S-形曲線的結(jié)果。圖 11.35 呈現(xiàn)在三個(gè)溫度下的聚丙烯的結(jié)晶。數(shù)學(xué)上，根據(jù)艾弗拉姆方程結(jié)晶分?jǐn)?shù) y 是時(shí)間的函數(shù)，方程 11.1，如：y =1 exp(- k t n ) （11.1）其中k和n是依賴于時(shí)間的常量，其值取決于結(jié)晶系統(tǒng)。通常情況下，由于液態(tài)和結(jié)晶相的體積有不同，所以結(jié)晶度以樣本的體積的變化來衡量。用11.3節(jié)討論轉(zhuǎn)變時(shí)的同樣的方式來說明結(jié)晶率，和根據(jù)方程11.2；也就是說，結(jié)晶率等于完成50%結(jié)晶化所需時(shí)間的倒數(shù)。這個(gè)比率是依賴于結(jié)晶溫度（圖 11.35）和還與聚合物的分子量有關(guān)；分子量增加結(jié)晶率下降。 對于聚丙烯，實(shí)現(xiàn)100%結(jié)晶度是不可能的。因此，在圖 11.35，垂直軸縮放為具體結(jié)晶分?jǐn)?shù)。此參數(shù)1.0值對應(yīng)于在真實(shí)地實(shí)驗(yàn)中實(shí)現(xiàn)的最高程度的結(jié)晶，小于完全結(jié)晶化。11.14熔化 聚合物晶體的熔化對應(yīng)于具有對齊分子鏈的有序結(jié)構(gòu)的固體到高度隨機(jī)結(jié)構(gòu)的粘性液體的轉(zhuǎn)變；這種現(xiàn)象發(fā)生，經(jīng)加熱到熔化溫度Tm。聚合物的熔化有一些在金屬和陶瓷觀察不到的獨(dú)特的特征；這些都是聚合物分子結(jié)構(gòu)和層狀結(jié)晶形態(tài)的結(jié)果。首先，聚合物的熔化發(fā)生跨越一定溫度的范圍；下文將詳細(xì)討論了這一現(xiàn)象。此外，熔化行為取決于標(biāo)本的來歷，特別是它結(jié)晶的溫度。鏈折疊層的厚度將取決于結(jié)晶溫度；層越厚，熔化溫度越高。最后，外表上熔化行為是加熱速度的函數(shù)；提高加熱速率使熔化溫度上升。如8.18節(jié)所說，高分子材料會因熱處理產(chǎn)生結(jié)構(gòu)和特性的改變。僅僅在熔化溫度以下退火誘導(dǎo)層厚度增加。退火也引發(fā)聚合物的熔化溫度提高。11.15玻璃轉(zhuǎn)變溫度玻璃化轉(zhuǎn)變發(fā)生在非晶 （或像玻璃的） 和部分結(jié)晶的聚合物，和因?yàn)楫?dāng)溫度降低時(shí)，分子鏈的大鏈段運(yùn)動的減少。當(dāng)冷卻時(shí)，玻璃化轉(zhuǎn)變對應(yīng)于從液體逐漸轉(zhuǎn)變到橡膠似的材料，以及最后到剛性固體。聚合物從橡膠似的狀態(tài)過渡到剛性狀態(tài)的溫度被稱為玻璃轉(zhuǎn)變溫度，Tg。當(dāng)然，當(dāng)剛性玻璃在溫度低于