材料科學(xué)與工程基礎(chǔ)翻譯

1、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 的相變實現(xiàn)。改進(jìn)的相圖可以描繪某些相變的時間和溫度的依賴關(guān) 系。如何使用這些相圖來設(shè)計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)變對時間對數(shù)的示意圖；給出描 繪這一行為的方程式。2、簡單描繪以下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、以下每個微組元的

2、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（或晶體構(gòu)造）， 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)計一個熱 處理工藝，使其最終產(chǎn)生指定的顯微組織。5、利用相圖描繪和解釋，用于沉淀硬化金屬合金的兩個熱處理工藝。6、在恒溫下進(jìn)展沉淀熱處理時，畫出室溫下的強度（或硬度）對時間對數(shù)的示意圖。根據(jù)沉淀硬化機理，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)化許多材料的力學(xué)和其它性質(zhì)取決于其微觀構(gòu)造，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根本原

3、那么。接下來， 我們從事相變在鐵-碳合金的微觀構(gòu)造的開展中扮演什么，以及其他 合金，和微細(xì)構(gòu)造的變化是如何影響力學(xué)性能。 最后，我們闡述結(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到達(dá)的。 在第8章中討論的三個強化 機理，叫做，晶粒細(xì)化、固溶強化和應(yīng)變硬化?？捎闷渌夹g(shù)，其中 力學(xué)性能都依賴于顯微構(gòu)造特征。顯微構(gòu)造同時在單和兩相中開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 的相變一些根本原那么淺談。因為大多數(shù)相變不會在瞬間發(fā)生，反響 進(jìn)度的時間依從或相變率方面

4、考慮。緊接著的是鐵碳合金的兩相微觀 構(gòu)造開展的討論。修改后的相圖的介紹其允許從特定的熱處理導(dǎo)致的 微觀構(gòu)造確實定。最后，提出其他微觀組織還有珠光體，并對每個進(jìn) 展了力學(xué)性能討論。11.2根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構(gòu)造的 改變。這次討論的目的，這些變化可分為三類。在一個組中只是單純的擴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)；最后的顯微構(gòu)造通常包括兩個相。共析反響，節(jié)中所述， 是這種類型；在節(jié)進(jìn)一步注意它。相變的第

5、三類型是非擴散型相變，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。固態(tài)反響的動力學(xué)因為障礙物阻止反響的進(jìn)程和使它依賴于時間，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)相變涉及最后一個新相其組 成或晶體構(gòu)造不同于母相的形成，一些原子重排由經(jīng)擴散是必須的。 擴散是一種時間相依的現(xiàn)象，在 6.4節(jié)中討論。新相的形成的第二個 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，伴隨著相變白第一個過程是成核的現(xiàn)象-新相的很小往往亞微觀的）粒子或核的形成，具有不斷長大的才能。 這些核的形成的有利位置是不完好點，特別是晶界。第二階段是長大， 是其核的尺寸的增加

6、；在此過程中，當(dāng)然，父相的一些體積會消失。 假設(shè)這些新相粒子的長大允許進(jìn)展直至到達(dá)平衡，那么相變完成。預(yù)計將，相變率其中，通常被稱為相變的動力學(xué)的時間依賴 是材料熱處理的一個重要考慮因素。 根據(jù)許多動力學(xué)研究，已發(fā)生的 反響的分?jǐn)?shù)作為時間的函數(shù)來衡量， 同時溫度保持不變。相變過程通 常被確定通過金相試驗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)對時間的對數(shù)。 類似s形的曲線,其圖中代表大多數(shù)固態(tài)反響的典型動力學(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 時間t的函數(shù)，如下所示：y=1-exp(-ktAn)11.1其

7、中k和n是特定反響時間獨立的常量。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間t的倒數(shù) 采納，或r=1/t11.2。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，它可能深化的影響 動力學(xué)和相變率。圖證明這一點，其中y對t的對數(shù)的S形曲線對銅 的再結(jié)晶過程在幾個溫度已給出。對于大多數(shù)的反響以及在特定的溫度范圍內(nèi)，隨著溫度，相率增加，根據(jù)：11.3r =AeA(-Q/RT)其中R=氣體常數(shù)丁=絕對溫度A=一個與溫度無關(guān)的常數(shù)Q=特定反響的活化能可能記得擴散系數(shù)具有一樣的溫度依賴性。其中表現(xiàn)出與溫度的 關(guān)系的相率過程有時稱為熱激活。11.

8、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，相圖的特點在于合金向平衡態(tài)進(jìn)展在子相、他們的 組成和相對量。大多數(shù)相變要求有限的時間去完成，和速度或率在熱 處理和微觀構(gòu)造的開展之間的關(guān)系中是重要的。 相圖的一個限制就是 他們無法以指示到達(dá)平衡所需的時間。固體系統(tǒng)中接近平衡態(tài)的速率是如此緩慢，真正平衡構(gòu)造是無法 到達(dá)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。對于非平衡冷卻，相變將推移到比相圖表示的更低的溫度；對 于加熱，

9、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 -碳共析反響是通常移置 平衡轉(zhuǎn)化溫度以下10C到20c18F至360F。對于很多技術(shù)上重要的合金，首選的狀態(tài)或微觀構(gòu)造是亞穩(wěn)態(tài)，初始態(tài)與平衡態(tài)之間的中間；有時，希望得到遠(yuǎn)離平衡態(tài)的構(gòu)造組織。因此有必要研究時間對相變的影響。 此動力學(xué)的信息是，在許多情況 下，價值比最終平衡狀態(tài)的知識更大。鐵-碳合金中微觀構(gòu)造和性質(zhì)的改變 固態(tài)相變動力學(xué)的一些根本原那么在擴展和應(yīng)用專門對鐵碳合 金在熱處理、微觀構(gòu)造和力學(xué)性能的開展之間的關(guān)系的方面。此系統(tǒng)已經(jīng)被

10、選擇了，因為它是常見的和因為各種各樣的微觀構(gòu)造和力學(xué) 性能都可能，對于鐵碳(或鋼)合金。等溫轉(zhuǎn)變圖珠光體再次考慮鐵-碳化鐵的共析反響：丫0.76wt% C= %0.022wt% C+ Fe3C(6.70wt% C)這是根本對于鋼合金中的微觀構(gòu)造開展。當(dāng)冷卻時，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 碳濃度大大進(jìn)步。珠光體是這種相變圖10.29的一種微觀構(gòu)造產(chǎn)物，和珠光體形成機制是以前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間的 對數(shù)在三個不同

11、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搜集的數(shù)據(jù)； 這個指定的溫度保持恒定 在整個過程中的反響中。代表的這種相變的時間和溫度依賴性的更方便的方式是在圖的 底部。在這里，垂直和程度軸分別是，溫度和時間的對數(shù)。固體的兩 條曲線的繪制；其中一個表示每個相變的開始所需的溫度；另一個是對相變的完畢。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間的對數(shù)的圖在溫度范圍內(nèi)所用的生成的。這個S形曲線在675C 1247TJJ的上部，闡釋了如何進(jìn)展數(shù)據(jù)傳送。在解釋此關(guān)系圖，先注意通過一條程度線表示的共析溫度 1341 下；在共析以上的溫度和對于所有時

12、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，時間對于相變的開始是必須的和相變的完畢取決于溫度。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車化率是和反響進(jìn)展50%在11.4圖中的虛曲線所需的時間成反比。也就是說，時間越短 轉(zhuǎn)化率越高。因此，從圖，在溫度剛剛低于共析對應(yīng)只是細(xì)微程度 的過冷，50%轉(zhuǎn)變需要很長時間大約 10八5 s),因此反響速度是 很

13、慢。轉(zhuǎn)化率隨著溫度降低升高，如在540c(1000F)完成50%的轉(zhuǎn) 變僅約3 s。此速率-溫度行為是在外表上與方程，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540c至727C), 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，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)如今較低溫度下，奧氏體分解轉(zhuǎn)化是擴散 控制，和由方程11.3,對于擴散的激活能與溫度無關(guān)的擴散率行為 是可預(yù)測。使用關(guān)系圖如圖11.4有假設(shè)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，曲線會有不同的構(gòu)造。 另外，這

14、些圖對于合金的溫度是恒定不變貫穿整個反響時間的轉(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，或有時稱時間-溫度-轉(zhuǎn)換T-T-T圖。實際等溫?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)展等溫處理按程度線段BCD。當(dāng)然，沿此線時間從左到右是增加的。奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變開始在穿插點 C大約 3.5 s后)，并已到達(dá)完成在約15 s后，對應(yīng)于點Do表示了反響進(jìn)展 中不同時間的示意性的微觀構(gòu)造。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

15、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；此微觀構(gòu)造稱為粗珠光 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，擴散率都較高，比方在圖中所示的相變期間碳原子可以彌漫相對 較長的間隔，結(jié)果形成厚層。與降低溫度，碳擴散率跌幅，和層逐 漸變薄。在540c產(chǎn)生的薄層構(gòu)造被稱為細(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，。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 金的一個此類關(guān)系圖的一

16、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 擴散進(jìn)程參與了它的相變。貝氏體的形狀好似針或盤子，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)以致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 粒中別離出來的針狀鐵素體組成；此顯微圖像中的各個相已被標(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。止匕外，貝 氏體中沒有先共析相狀態(tài)。貝氏體相變的時間-溫度依賴也可在等溫轉(zhuǎn)變圖上表示。

17、 它在低于 珠光體形成溫度的溫度下發(fā)生；開始反響，完畢反響，和半-反響曲線只是對珠光體轉(zhuǎn)變反響的擴大，在圖，共析成分的鐵-碳合金的等溫轉(zhuǎn)變圖已擴展到更低的溫度。這三個曲線是C形，和在點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 上面一也就是說，即在約為 540C至727c 1000到1341 0F的溫 度范圍-對于在215c到540C420至（J 1000 oF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 成奧氏體假設(shè)不重新加熱。順帶一提，貝氏體相變的中鼻子

18、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。球狀珠光體假設(shè)鋼合金既沒有珠光體或貝氏體微觀構(gòu)造要被加熱到，和在共 析溫度一下的溫度放足夠長的一段時間一例如，在約700 C13000F放18到24小時-另一個微觀構(gòu)造將形成。它被稱為球狀珠光 體圖11.10）。代替互相疊加的鐵素體和滲碳體層 （珠光體）或觀察 到的貝氏體顯微構(gòu)造，F(xiàn)e3C相作為球狀粒子出現(xiàn)嵌入在連續(xù)的0c相 的矩陣中。這種相變的發(fā)生是通過附加的碳擴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。圖為球狀珠光體的珠光體 鋼。這種轉(zhuǎn)

19、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。馬氏體是一個非平衡的單相構(gòu)造，是奧氏體非擴散轉(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散時，就會發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。任何擴散將導(dǎo)致鐵素體和滲碳體 相的形成。馬氏體轉(zhuǎn)變不是很容易被理解。然而，大量的原子經(jīng)歷協(xié)同運動， 相鄰的原子之間只有細(xì)微的位移。 這個在這種方式下發(fā)生：FCC奧氏 體經(jīng)歷多晶型轉(zhuǎn)變到體心四方BCT）馬氏體。此晶體構(gòu)造的一個晶 胞圖11.12是其中

20、一維度被拉長的簡單體心立方；這種構(gòu)造是明 顯不同于BBC鐵素體。所有的碳原子保存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，其可以迅速轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌麡?gòu)造假設(shè)加 熱到擴散率變得明顯的溫度。許多鋼，然而，在室溫下保持其馬氏體 構(gòu)造幾乎是不確定的。然而，馬氏體相變不是獨特的對鐵-碳合金來說。它在其他系統(tǒng)中 也能找到和其特點在于，部分地，是非擴散型轉(zhuǎn)變。由于馬氏體轉(zhuǎn)變并不涉及擴散，它幾乎在瞬間完成；馬氏體顆粒 成核和長大在非?？斓乃俾?以聲速出如今矩陣內(nèi)。因此馬氏體轉(zhuǎn) 化率與時間無關(guān)的，實際上。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剩余奧氏體，來不及轉(zhuǎn)變

21、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 是非擴散性的和瞬時的，它是不在圖中描繪的像貝氏體反響一樣。 這 種相變的開始由程度線指定 M（開始）（圖11.14凄示。其他兩個程度的 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，因為碳擴散必須是幾乎不存在。這些線的程度和線性特 征指示馬氏體轉(zhuǎn)變是與時間無關(guān)的；它只是其合金淬火或迅速冷卻到 溫度的函數(shù)

22、。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727C （1341 F）以上的溫度到165c（330F）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；和只要保持這個溫度，不會有進(jìn)一步的轉(zhuǎn) 變。合金元素除了例如銘、銀、鋁和鴇）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期和先共析相的鼻子，是這種存在），和（2）一個分裂的貝氏體鼻子的形成。這些改動被觀察到和圖，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

23、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。連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖鐵-碳合金的力學(xué)行為如今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；所以一個時機提供討論這些合金存在的幾個力學(xué)屬性-顯微構(gòu)造關(guān)系。珠光體滲碳體是比鐵素體更堅硬更脆。因此，增加鋼合金中的 Fe3C分 數(shù)，同時保持其他微觀構(gòu)造成分不變將使材料更硬和更強。圖 說明 了，其中拉伸和屈服強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參數(shù)。因為滲碳體是更脆，

24、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，如圖 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鐵素 體。這一強化措施的程度大幅高于細(xì)珠光體是因為材料的每單位體積 的相界面積更大。止匕外，相界阻礙位錯運動是與晶界一樣第 8.9 節(jié)。對于細(xì)珠光體，位錯必須通過塑性變形跨過更多的邊界。因此，

25、 在細(xì)珠光體中位錯運動受到更強更大限制，具有更大的硬度和強度。粗珠光體比細(xì)珠光體更有韌性，其中這兩種微觀構(gòu)造類型的圖線 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。球狀珠光體微觀構(gòu)造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構(gòu)造圖和 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度和硬度。圖 證明這一點，球狀珠光體與其他兩個珠光體構(gòu)造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 位錯運動穿過鐵素體-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，

26、因此塑性變形遠(yuǎn)非被約束，引起材料韌 性上升和強度下降。事實上，所有的鋼合金，那些韌性最好的和強度 最弱的都有球狀珠光體微觀構(gòu)造。如預(yù)期的，球化鋼是極具韌性，比細(xì)或粗珠光體都要高。止匕外， 他們是特別堅韌的因為任何裂紋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。貝氏體因為貝氏體鋼有更細(xì)的構(gòu)造即，更小的 -Fe3C顆粒，所以它們通常比珠光體更強和更硬；他們也表現(xiàn)出是強度和延展性理想組 合。圖相變溫度對共析成分的鐵-碳合金的拉伸強度和硬度的影響； 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，的溫度范圍在圖。馬氏體對于給定的鋼合金可能產(chǎn)生各種微觀構(gòu)造，馬氏體是最硬和

27、最強 和最脆的；事實上，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，馬氏體的強度和硬度不認(rèn)為 與顯微構(gòu)造有關(guān)。而是，這些屬性都?xì)w咎于像固溶體效果，節(jié) ， 間隙碳原子對阻礙位錯運動的作用和體心正方晶格構(gòu)造的相對較少 滑移系統(tǒng)位錯挪動方向。奧氏體比馬氏體略微密度更高，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 將成為一個問題，尤其是當(dāng)含碳量大于 0.5 wt%左右?；鼗瘃R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，

28、在淬火過程可能會引入任何內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生弱化影響?？?能增強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 250c650c之間480 -1200 F進(jìn)展；內(nèi)應(yīng)力在溫度低至200c390 F）可以解除。這回?zé)霟崽?理允許，通過擴散處理，形成回火馬氏體，根據(jù)反響：馬氏體（體心正方，單相）一回火馬氏體（ + 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?；鼗瘃R氏體的微觀構(gòu)造由嵌入在一個連續(xù)的鐵素體矩陣的極小 且均勻分散滲碳

29、體顆粒組成的。 這類似于球狀珠光體的微觀構(gòu)造， 只 不過滲碳體顆粒是要小的多。圖 11.25介紹在一個很高的比例顯示 的回火馬氏體微觀構(gòu)造的電子顯微鏡照片?；鼗鸬鸟R氏體的硬度和強度與馬氏體相近， 但延展性和韌性大大 增強了。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了鐵素體矩陣，和這些邊界在塑性變形過程還充當(dāng)位錯運 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屬性改善的原因。滲碳體顆粒的大小會影響回火馬氏體的

30、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。止匕外，回?zé)霟崽幚頉Q定滲碳體微粒的大小。 熱處理變量是溫度和時間，并且大多數(shù)處理是恒溫進(jìn)展的。 由于碳擴 散參與到馬氏體-回火馬氏體轉(zhuǎn)變，溫度的增加導(dǎo)致擴散、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?，材料經(jīng)淬火并 油冷來產(chǎn)生馬氏體的構(gòu)造；在每個溫度的回火時間是1 ho回火數(shù)據(jù)的類型通常是由鋼鐵制造商提供的。在幾個不同溫度下的水冷淬火共析鋼的硬度的時間依賴呈如今； 時間刻度為對數(shù)刻度。隨著時間的增加硬度降低，

31、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700C(1300F)和幾個小時 之后，微觀構(gòu)造將球化(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?；鼗鸫嘈杂行╀摰幕鼗饘?dǎo)致韌性降低根據(jù)沖擊實驗的測量知 (第節(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 575c (1070 F)以上 的溫度然后緩慢冷卻到室溫，或當(dāng)回火在大約 375 575C (700 1070 下)之間進(jìn)展。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鎰、銀或銘和作為雜質(zhì)存在較低濃度的一個或多個鑲、 磷、碑和錫。這些合金元素和雜質(zhì)的存在會將韌-脆性過渡轉(zhuǎn)

32、移到顯著較高的溫度；環(huán)境溫度因此位于這個脆性制度轉(zhuǎn)變的下面。據(jù)觀察這些變脆的材料裂紋擴展是晶間的；即斷裂的途徑是沿著前奧氏體相 的晶粒邊界。止匕外，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。防止回火脆性措施：(1)成分控制；和/或(2)淬火到室溫后，回火 在575c以上或375c以下。止匕外，加熱到約 600c (1100F),然后 迅速冷卻到300c5700F以下，大大改進(jìn)了脆化的鋼的韌性。鐵-碳合金的相變回復(fù)在這一章討論了幾個不同的微構(gòu)造，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)生這些各種微觀構(gòu)造轉(zhuǎn)型的途徑。 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

33、；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度和硬度可增強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。 這個過 程被稱為沉淀硬化因為新相的小粒子被稱為“析出物。叩寸效硬化也 用來代表此過程因為隨著時間或合金時效， 合金的強度上升了。沉淀 硬化處理的合金的例子包括鋁-銅、銅-鉞、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)別在于其中實現(xiàn)硬 化和強化的機制。這些應(yīng)該是顯而易見的當(dāng)沉淀硬化被解釋。熱處理因為一個

34、新相的粒子的開展導(dǎo)致沉淀硬化， 相圖的使用促進(jìn)了熱 處理過程的解釋。即使在理論中，很多沉積硬化合金包含兩個或更多 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)相圖顯示兩個必要功能：一個組分在其他的組分中明顯的最大溶解度，大約幾個百分?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）滿足上述兩個條件。最大溶解度對應(yīng)的組成在點M處。止匕外，溶解度限制的邊界在和 +B相 之間從B相含量最高的濃度減少到很低在點 No止匕外，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

35、討論一下附加的要 求。 固溶熱處理沉淀硬化是由兩個不同的熱處理方式完成的。第一個是所有溶質(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T0和等直到所有的（3相完全溶解。此時，合金僅包含一個組成為C0的0c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， 到達(dá)這種程度以致任何擴散和（3相的任何隨附構(gòu)成都被阻止。因此，只有B原子過飽和的0c固溶相出如今 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。止匕外，大多數(shù)合金在T1的擴散率 是極為緩慢，這樣單一的相可以在此溫度保存相對較長時間。沉淀熱處理

36、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-B兩相區(qū)內(nèi)，且溫度擴散率變得明顯。B沉淀相 開始形成組成C（3細(xì)分散的顆粒，這過程有時稱為時效。在T2經(jīng) 過適當(dāng)時效時間后，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-時間的圖中表示，圖。這些（3粒子 的特性，和隨后合金的強度和硬度，取決于沉淀溫度 T2和在這個溫 度的時效時間。對于一些合金，在室溫時效自發(fā)地發(fā)生超過擴展時間 段。關(guān)于時間和溫度在等溫?zé)崽幚項l件下的沉淀（3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?更有用和方便給數(shù)據(jù)如抗拉強度

37、、屈服強度或硬度在室溫下作為的時 效時間的對數(shù)的函數(shù)，在恒定溫度T2。典型的沉積硬化示意性表示。 隨著時間的增加，強度或硬度增加，到達(dá)最大值，并最后會減少。這 種強度和硬度的減少在長時間周期后發(fā)生的被稱為過時效。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)。硬化的機理沉淀硬化是通常受雇具有高強度鋁合金材料。 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。0c相是銅在鋁中的置 換固溶體，而金屬互化物CuAl2被指定為0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，

38、0相這一平衡開 展中，幾個轉(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間，圖 ，銅原 子團簇在非常小的薄片里，薄片只有一個或兩個原子厚和直徑大約25原子的；在相里無數(shù)的位置上形成。團簇，有時稱為區(qū)，是這 么小以致他們不被視為明顯的沉淀顆粒。 不過，隨著時間和隨后的銅 原子擴散，區(qū)成為粒子隨著他們長大。在平衡B相形成之前（圖11.33 c）,這些沉淀顆粒已經(jīng)穿過兩個轉(zhuǎn)變相稱為0 和0 。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)致了強化和硬化如下圖。正如圖中指出的，最大強度與0 相的

39、形成相符，這可能會保存到合金冷卻到室溫后。相繼粒子的生長和0 和0相的開展導(dǎo)致過時效。隨著溫度升高，加強過程被加速。圖 證明了這一點，拉伸強度對2021鋁合金的時間的對數(shù)在幾個不同急冷溫度下的圖。理想情況下， 沉淀熱處理的溫度和時間應(yīng)被指定為產(chǎn)值硬度或強度最大值的附近。與強度增加關(guān)聯(lián)是延展性下降。圖證明了這一點對于在幾個不同溫度 下2021鋁合金。并不是所有合金滿足上述組成條件和相位圖構(gòu)造都適宜進(jìn)展沉淀 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陣構(gòu)造的扭曲（圖11.33b）。塑性變形期間，這些扭曲有效阻礙位錯運動，因此，合金變得更硬和

40、 更強。當(dāng)0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間后必須淬火和 在冷卻條件下儲存。用于鐘釘?shù)匿X合金顯示此行為。 他們被驅(qū)策同時 仍然柔軟，然后在正常的環(huán)境溫度允許時效變硬。這稱為自然時效； 人工時效是在升高的溫度下進(jìn)展的。11.12本卷須知高強度合金中可受雇應(yīng)變硬化和沉淀硬化的綜合的影響。這些強化過程的順序?qū)τ辛W(xué)性能的最正確結(jié)合的合金的消費很重要。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)致很少強度持續(xù)損失。假設(shè)合金 在冷加工前進(jìn)展沉淀硬化，更多的能量必須花

41、費在其變形；止匕外，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效勞溫度受到限制。暴露于時效的發(fā)生的高溫下可能導(dǎo)致強度損失由于過時效。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€。冷卻結(jié)晶過程，規(guī)那么的（即結(jié)晶）固相從高無序的分子構(gòu)造的熔融物消費。熔化是相反的過程當(dāng)聚合物加熱時發(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，具當(dāng)熔融物冷卻，成為剛性固體但 保存液態(tài)的特點的分子構(gòu)造。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。止匕外，

42、對于半結(jié)晶聚合物，結(jié)晶區(qū)將體驗熔 化和結(jié)晶，而非晶區(qū)經(jīng)過玻璃化轉(zhuǎn)變。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，。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；也就是說，鏈折疊層的側(cè)向尺寸有增加，或者，對于球墨鑄鐵構(gòu)造（圖4.14）有球粒 半徑增加。結(jié)晶的時間相依對于許多固態(tài)轉(zhuǎn)變都是一樣的 -圖；就是說，當(dāng) 分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)換即，詳細(xì)化的分?jǐn)?shù)被繪制對時間在恒定溫度 ）的對數(shù) 出現(xiàn)S-形曲線的結(jié)果。圖11.3

43、5呈如今三個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是時間的函數(shù)，如： y =1 - exp（- k t An ）11.1其中k和n是依賴于時間的常量，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。 用節(jié)討論轉(zhuǎn)變時的同樣的方式來說明結(jié)晶率，和根據(jù)方程；也 就是說，結(jié)晶率等于完成50%結(jié)晶化所需時間的倒數(shù)。這個比率是依 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，實現(xiàn)100%結(jié)晶度是不可能的。因此，在圖11.35,垂直軸縮放為詳細(xì)結(jié)晶值對應(yīng)于在真實地實驗中實現(xiàn)的最高程度的 結(jié)晶，

44、小于完全結(jié)晶化。聚合物晶體的熔化對應(yīng)于具有對齊分子鏈的有序構(gòu)造的固體到高 度隨機構(gòu)造的粘性液體的轉(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特的特征；這 些都是聚合物分子構(gòu)造和層狀結(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。止匕外，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)；進(jìn)步加熱速率使熔化溫度上升。如節(jié)所說，高分子材料會因熱處理產(chǎn)生構(gòu)造和特性的改變。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 度進(jìn)步。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，和因為當(dāng)溫度降低時，分子鏈的大鏈段運動的減少。當(dāng)冷卻時，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Tg時被加熱時，事情的進(jìn)展 會發(fā)生在相反的順序。止