材料科學(xué)基礎(chǔ) 課件 第6-10章 金屬材料的塑性變形與斷裂-固態(tài)相變的應(yīng)用

材料科學(xué)基礎(chǔ)1§6.1結(jié)構(gòu)材料的變形特性§6.2單晶體的塑性變形

§6.3多晶體的塑性變形§6.4合金的塑性變形

§6.5塑性變形對金屬材料微觀結(jié)構(gòu)

和性能的影響§6.6金屬材料的斷裂

第六章金屬材料的塑性變形與斷裂2§6.1結(jié)構(gòu)材料的變形特性345678?晶體滑移常溫下，金屬晶體材料塑性變形的基本方式：?晶體孿生§6.2單晶體的塑性變形

9一、（晶體）滑移：

切應(yīng)力作用下，晶體的一部分沿特定晶面（滑移面）上的特定晶向（滑移方向）相對于另一部分發(fā)生滑動位移的現(xiàn)象。10圖6-6拋光后7%形變的鋁表面(光學(xué)顯微鏡)（一）滑移帶1112（二）滑移系：

1個滑移面和此面上的1個滑移方向構(gòu)成1個滑移系，表示金屬晶體在進(jìn)行滑移時可能采取的1個空間取向。13{110}<111>圖6-8BCC結(jié)構(gòu)的滑移系14圖6-9FCC結(jié)構(gòu)的滑移系

{111}<110>15圖6-10HCP結(jié)構(gòu)的滑移系{0001}<1120>16當(dāng)晶體受力時，并非所有滑移系同時開動。某一個滑移系的開動，即滑移的開始，取決于外力在該滑移系的滑移方向上的分切應(yīng)力大小。（三）滑移的臨界分切應(yīng)力：使某一個滑移系開動的最小分切應(yīng)力τk。17圖6-11單晶體滑移時的分切應(yīng)力18金屬溫度/℃純度/%滑移面滑移方向/MPaFe室溫99.96﹛110﹜〈111〉27.44Al室溫—﹛111﹜〈110〉0.79Mg室溫99.95﹛0001﹜0.81Mg室溫99.98﹛0001﹜0.76Mg33099.98﹛0001﹜0.64Mg33099.983.92金屬晶體發(fā)生滑移的臨界分切應(yīng)力19圖6-1220

單晶體受限滑移時，滑移面和滑移方向都要發(fā)生轉(zhuǎn)動，使晶體的取向改變，發(fā)生“幾何硬化”或“幾何軟化”以及“雙滑移”或“多滑移”。（四）滑移時晶體轉(zhuǎn)動：21圖6-1422圖6-1523（五）多系滑移：

晶體的滑移在2個或更多的滑移系上同時進(jìn)行或交替進(jìn)行，形成“雙滑移”或“多滑移”。24鋁晶體中的單系滑移鋁晶體中的多系滑移鋁晶體中的交滑移25（晶體）交滑移：

在一定條件下，晶體沿2個或多個相交的滑移面的同一滑移方向同時或交替進(jìn)行滑移。晶體交滑移示意圖26晶體滑移是切應(yīng)力作用下位錯線沿滑移面逐步運(yùn)動的結(jié)果。（六）滑移的位錯機(jī)制：27位錯移動一個原子間距只需位錯中心附近少數(shù)原子作遠(yuǎn)小于一個原子間距的彈性偏移,因此只需很小的切應(yīng)力就可實(shí)現(xiàn)。28位錯的增殖：29（運(yùn)動）位錯的交割30帶著刃型割階的刃型位錯仍可在其滑移面運(yùn)動，但位錯線的長度增加會增加一定的運(yùn)動阻力。此外，如果螺型位錯與其它位錯發(fā)生交割而產(chǎn)生刃型割階時，除非割階產(chǎn)生攀移，刃型割階不能隨螺型位錯一起滑移，會強(qiáng)烈阻礙螺型位錯的運(yùn)動，好像“釘扎”了螺型位錯一樣。

（運(yùn)動）位錯的塞積：31單晶體的切應(yīng)力-切應(yīng)變曲線/單晶體的加工硬化曲線32

33二、（晶體）孿生：

切應(yīng)力作用下，晶體的一部分沿特定晶面（孿生面）上的特定晶向（孿生方向）相對于另一部分產(chǎn)生一定角度的均勻切變過程。3435圖6-24FCC晶體的孿生變形過程示意圖孿生面孿生面ττ孿生帶/36圖6-251、滑移變形后晶體各部分的相對位向不改變；孿生變形后晶體的變形部分與未變形部分構(gòu)成鏡面對稱的位向關(guān)系。2、滑移變形量是原子間距的整數(shù)倍；孿生變形量是原子間距的分?jǐn)?shù)倍。3、孿生所需的臨界分切應(yīng)力遠(yuǎn)大于滑移所需的臨界分切應(yīng)力。4、室溫下一般先發(fā)生滑移。晶體對稱度越低、變形溫度越低或加載速率越高，則越容易發(fā)生孿生變形。5、滑移引起的晶體總變形量很大；孿生引起的總形變量不大，但可激發(fā)進(jìn)一步的滑移，提高金屬變形能力。切應(yīng)力作用下，沿特定的晶面和晶向進(jìn)行，不改變晶體結(jié)構(gòu)。37§6.3多晶體的塑性變形Cu的單晶體與多晶體的應(yīng)力-應(yīng)變曲線§6.4合金的塑性變形

38多晶體塑性變形的不同時性晶粒間的相互約束——常溫下多晶體的塑性變形抗力較單晶體高39多晶體塑性變形的相互協(xié)調(diào)性位錯運(yùn)動在晶界受阻及多滑移引起位錯交割——常溫下多晶體的塑性變形抗力較單晶體高圖6-2840多晶體塑性變形的不均勻性41細(xì)晶強(qiáng)化/晶界強(qiáng)化：常溫下，多晶體金屬的晶粒越細(xì)小，其強(qiáng)度越高，塑性和韌性也越好。低碳鋼的曲線b42§6.4合金的塑性變形

固溶強(qiáng)化：固溶體中溶質(zhì)原子的存在，使合金的強(qiáng)度、硬度提高，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。溶質(zhì)固溶度越大，強(qiáng)化效果越顯著。43

位錯線繞過第二相顆粒

位錯線切過第二相顆粒第二相強(qiáng)化：合金中硬脆的第二相呈彌散顆粒均勻分布在塑性相基體上，可顯著提高其強(qiáng)度，降低其塑性。第二相顆粒的體積分?jǐn)?shù)越大，強(qiáng)化效果越好。44多晶體的滑移帶（a）和孿生帶（b）

§6.5塑性變形對金屬材料微觀結(jié)構(gòu)和性能的影響常溫下，塑性變形對多晶體金屬材料微觀結(jié)構(gòu)的影響——滑移帶或?qū)\生帶、位錯密度增加、變形晶粒、纖維組織、形變亞結(jié)構(gòu)、形變織構(gòu)。4546塑性變形對顯微組織的影響47多晶體中均勻分布的位錯48形變亞結(jié)構(gòu)（形變亞晶）49形變織構(gòu)(100)(100)50形變強(qiáng)化/加工硬化：隨金屬材料塑性變形程度增加，其強(qiáng)度、硬度增加而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。機(jī)制：隨金屬材料塑性變形程度增加，多滑移的發(fā)生和位錯密度增加這兩個主要因素引起顯著的位錯交割以致位錯運(yùn)動受阻。512、冷加工是一種強(qiáng)化導(dǎo)體材料的良好方法。4、形變強(qiáng)化是某些工件能夠加工成形的重要原因。形變強(qiáng)化/加工硬化的實(shí)際意義：1、提高金屬材料的強(qiáng)度并得到所需的最終形狀。5、冷加工可以獲得很好的尺寸精度和表面光潔度，成本低。3、對不能用熱處理強(qiáng)化的材料，利用冷加工提高強(qiáng)度尤為重要。5253形變強(qiáng)化/加工硬化的不利方面：1、隨冷變形量增加，要注意控制外加載荷低于金屬材料的抗拉強(qiáng)度，并避免因塑性降低造成開裂。2、HCP金屬材料通過冷加工只能實(shí)現(xiàn)較小變形量；用于高溫環(huán)境的金屬材料慎重采用形變強(qiáng)化作為強(qiáng)化方式。3、應(yīng)控制金屬材料的各向異性和殘余應(yīng)力。54殘余應(yīng)力：宏觀內(nèi)應(yīng)力（第一類內(nèi)應(yīng)力）：工件各部分宏觀變形不均勻而引起的，其平衡范圍是工件的整個體積。微觀內(nèi)應(yīng)力（第二類內(nèi)應(yīng)力）：由于各晶?；騺喚ЯＶg變形不均勻而產(chǎn)生的，其平衡范圍為幾個(亞)晶粒。點(diǎn)陣畸變（第三類內(nèi)應(yīng)力）：塑性變形產(chǎn)生的缺陷使點(diǎn)陣中一部分原子偏離其平衡位置，造成晶格畸變。55一、塑性斷裂

二、脆性斷裂§6.6金屬材料的斷裂

三、影響材料斷裂的基本因素

四、斷裂韌度及其應(yīng)用56第七章形變金屬材料的回復(fù)與再結(jié)晶§7.1形變金屬材料在退火過程中的變化§7.2回復(fù)§7.3再結(jié)晶§7.4晶粒長大§7.5金屬材料的熱加工57冷變形金屬的形變儲存能：彈性應(yīng)變能畸變能58一、顯微組織的變化

冷變形金屬的組織和性能在加熱時逐漸發(fā)生變化，這個過程稱為退火?！?.1形變金屬材料在退火過程中的變化59

二、形變儲存能的降低是形變金屬材料回復(fù)和再結(jié)晶的驅(qū)動力。60三、殘余應(yīng)力和性能的變化

61§7.2回復(fù)回復(fù)——冷變形金屬材料加熱時，在光學(xué)顯微組織發(fā)生改變前（即在再結(jié)晶晶粒形成前）所產(chǎn)生的某些亞結(jié)構(gòu)和性能的變化過程。62一、退火溫度和時間對回復(fù)過程的影響

回復(fù)程度是溫度和時間的函數(shù)。溫度越高，回復(fù)程度越大；溫度一定，回復(fù)程度隨時間的延長而逐漸增加，但回復(fù)初期變化顯著。63

二、回復(fù)機(jī)制1.低溫回復(fù)T＜0.2Tm（對點(diǎn)缺陷敏感的）電阻率顯著減小。機(jī)制：過量空位消失，空位濃度趨向平衡濃度。原因：1、空位遷移到金屬表面或晶界而消失；2、空位與間隙原子結(jié)合而消失；3、空位與位錯交互作用而消失；4、空位聚集成群，使晶體崩塌而轉(zhuǎn)變成位錯環(huán)。642.高溫回復(fù)0.2Tm

≤T＜0.35Tm內(nèi)應(yīng)力顯著減小，加工硬化略消除。機(jī)制：位錯進(jìn)行滑移（包括交滑移）和攀移，異號位錯抵消及位錯重排，發(fā)生多邊化過程。652.高溫回復(fù)0.2Tm

≤T＜0.35Tm內(nèi)應(yīng)力顯著減小，加工硬化略消除。機(jī)制：位錯進(jìn)行滑移（包括交滑移）和攀移，異號位錯抵消及位錯重排，發(fā)生多邊化過程。66攀移：是指在較高溫度和正應(yīng)力作用下，刃型位錯沿垂直于滑移面的方向運(yùn)動。如果額外半原子面下端的原子擴(kuò)散出去，或者與空位交換位置，使額外半原子面縮短，這種運(yùn)動稱為正攀移。作用在半原子面上的壓應(yīng)力有助于正攀移。67多晶體回復(fù)退火過程的亞結(jié)構(gòu)變化6869四、回復(fù)退火/去應(yīng)力退火的應(yīng)用

1.減小內(nèi)應(yīng)力，尤其是第一類內(nèi)應(yīng)力；2.提高材料的耐蝕性；3.冷拔銅絲導(dǎo)線提高導(dǎo)電性。冷變形金屬材料在基本保持加工硬化的狀態(tài)下：再結(jié)晶——冷變形金屬材料在加熱到一定溫度或保溫一段時間之后，在原來形變組織中產(chǎn)生了無畸變的新晶粒，且性能也發(fā)生顯著變化，并恢復(fù)到冷變形前水平的過程?！?.3再結(jié)晶70純鐵冷變形量80%650℃加熱670℃加熱再結(jié)晶的特點(diǎn)：1、包括再結(jié)晶晶粒的形核和長大；2、不是相變（與多晶型轉(zhuǎn)變比較）；2、顯微組織（晶粒、位錯密度）發(fā)生變化；3、力學(xué)性能發(fā)生顯著變化；4、內(nèi)應(yīng)力完全消除。71一、退火溫度和時間對再結(jié)晶過程的影響

1、發(fā)生再結(jié)晶需要孕育期；2、再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)約為50%時速度最快；3、退火溫度越高，孕育期越短，再結(jié)晶過程加速。7273三、再結(jié)晶溫度及其影響因素：

經(jīng)嚴(yán)重冷變形（變形量≥70%）的金屬在1小時的保溫時間內(nèi)能夠完成再結(jié)晶（再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)≥95%）的溫度。再結(jié)晶溫度不是一個物理常數(shù)。金屬材料的再結(jié)晶溫度與其熔點(diǎn)之間存在以下經(jīng)驗(yàn)關(guān)系：T再≈δTm式中，T再、Tm均以熱力學(xué)溫度表示，δ為一系數(shù)。對于工業(yè)純金屬，δ值約為0.35～0.4。74三、再結(jié)晶溫度及其影響因素：影響再結(jié)晶溫度高低的因素：（1）冷變形量（2）純度（3）第二相顆粒（4）晶粒大小（5）加熱速度和保溫時間75預(yù)先變形度對再結(jié)晶晶粒尺寸的影響四、控制再結(jié)晶晶粒尺寸——預(yù)先變形度、再結(jié)晶退火溫度、原始晶粒尺寸、合金元素及雜質(zhì)。76工業(yè)純鋁的再結(jié)晶晶粒大小與變形量的關(guān)系（再結(jié)晶退火溫度550℃，保溫時間30min）變形量自左至右依次為：1%、2.5%、4%、6%、8%、10%、12%、15%77§7.4晶粒長大晶粒長大：指冷變形金屬在完成再結(jié)晶后，隨著加熱溫度的升高或保溫時間的延長，無畸變新晶粒中的某些晶粒尺寸增大，另一些晶粒尺寸縮小而消失的過程。這一過程的驅(qū)動力是界面能差。78晶粒長大過程的特點(diǎn)：晶界本身趨于平直化，三個晶粒的晶界交角趨于120o；晶界遷移總是指向其曲率中心方向；隨著晶界遷移，小晶粒逐漸被吞并到相鄰的較大晶粒中。79晶粒長大過程的特點(diǎn)：晶界本身趨于平直化，三個晶粒的晶界交角趨于120o；晶界遷移總是指向其曲率中心方向；隨著晶界遷移，小晶粒逐漸被吞并到相鄰的較大晶粒中。8081

晶粒的反常長大（二次再結(jié)晶）8283四、再結(jié)晶退火/中間退火的應(yīng)用

1.冷變形金屬材料消除加工硬化——又稱中間退火，以利進(jìn)一步冷加工；2.對于無固態(tài)相變的金屬材料，通過冷塑性變形并再結(jié)晶退火，可獲得細(xì)小均勻的晶粒；3.磁性材料獲得高密度的再結(jié)晶織構(gòu)。84熱加工§7.5熱加工熱加工：在金屬材料的再結(jié)晶溫度以上對其進(jìn)行塑性變形。金屬材料在熱加工過程中同時發(fā)生加工硬化和回復(fù)軟化或再結(jié)晶軟化兩個過程。85

在熱加工過程中一些金屬材料（如鐵素體鋼、鋁及鋁合金、工業(yè)純鐵、鋯、鋅等）只發(fā)生動態(tài)回復(fù)，不發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。86

在熱加工過程中一些金屬材料（鎳及鎳合金、銅及銅合金、鎂及鎂合金、奧氏體鋼、金、銀等）通常發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。87熱加工對金屬材料組織和性能的影響——改善鑄態(tài)組織、產(chǎn)生纖維組織或帶狀組織、控制晶粒大小。88熱加工流線89

模鍛拖鉤切削加工拖鉤9091第八章固體材料中的擴(kuò)散§8.1概述§8.2擴(kuò)散定律

§8.3擴(kuò)散定律的實(shí)際應(yīng)用92§8.1概述擴(kuò)散——固體中原子（或分子）的遷移現(xiàn)象。*

物質(zhì)傳輸?shù)囊环N方式。*

大量原子無序的、隨機(jī)的躍遷過程。*驅(qū)動力是化學(xué)位梯度，阻力是擴(kuò)散激活能。93§8.1概述擴(kuò)散機(jī)制：空位擴(kuò)散機(jī)制94§8.1概述克肯達(dá)爾效應(yīng)：可置換互溶的擴(kuò)散偶中，兩種擴(kuò)散速率不同的金屬在相互擴(kuò)散過程中，會在擴(kuò)散速率較高的金屬晶體中形成較多的空位；繼而引起點(diǎn)陣收縮，使界面標(biāo)志移向擴(kuò)散速率較高的金屬一側(cè)；并且，界面標(biāo)志移動的距離與保溫時間的平方根成正比。

95§8.1概述擴(kuò)散機(jī)制：間隙擴(kuò)散機(jī)制96§8.1概述擴(kuò)散的條件：驅(qū)動力、能固溶、溫度高、時間長擴(kuò)散的分類：自擴(kuò)散和互擴(kuò)散、下坡擴(kuò)散和上坡擴(kuò)散、原子擴(kuò)散和反應(yīng)擴(kuò)散97穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散和非穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散的描述——Fick第一定律和第二定律§8.2擴(kuò)散定律

98影響擴(kuò)散系數(shù)D的因素——溫度、鍵能和晶體結(jié)構(gòu)、固溶體類型、晶體缺陷、化學(xué)成分?！?.2擴(kuò)散定律

99一、鑄錠的均勻化退火二、鋼件的氣體滲碳三、金屬材料的粘接四、固相燒結(jié)五、工程塑料中的擴(kuò)散§8.3擴(kuò)散定律的實(shí)際應(yīng)用

100第九章固態(tài)相變原理§9.1概述§9.2鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變§9.3鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變§9.4淬火鋼回火時的轉(zhuǎn)變§9.5過飽和固溶體的分解101固態(tài)相變：當(dāng)外界環(huán)境（溫度、壓力、磁場或應(yīng)力場）變化時，固體材料的物相在特定條件下發(fā)生轉(zhuǎn)變。這些物相轉(zhuǎn)變可體現(xiàn)為（1）晶體結(jié)構(gòu)變化（包括有序程度的變化）；（2）化學(xué)成分變化；（3）物理性質(zhì)的躍變?！?.1概述102

固態(tài)相變時，新相引起的系統(tǒng)總自由能變化新相引起的體積自由能變化新相引起的界面能變化新相引起的應(yīng)變能變化固態(tài)相變特點(diǎn)：（一）固態(tài)相變阻力大；103固態(tài)相變特點(diǎn)：（一）固態(tài)相變阻力大；（二）母相晶體缺陷對相變起促進(jìn)作用；（四）易于出現(xiàn)過渡相。（三）新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系；104固態(tài)相變類型：（一）擴(kuò)散型相變，可分為形核—長大型相變和連續(xù)型相變（二）無擴(kuò)散型相變（三）過渡型相變105圖9-1

形核-長大型固態(tài)相變等溫動力學(xué)曲線f(t)

106固態(tài)相變與熱處理:107鋼中奧氏體的形成過程/鋼的奧氏體化:鋼經(jīng)加熱獲得奧氏體的過程。分為完全奧氏體化和不完全奧氏體化?！?.2

鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變奧氏體的形成是形核—長大型的擴(kuò)散型相變。108圖9-4

共析鋼中珠光體和奧氏體的自由能隨溫度的變化曲線＜0奧氏體形成的熱力學(xué)條件:109圖9-5

共析鋼奧氏體化/奧氏體形成過程示意圖F

Fe3C0.77%C0.0218%C6.69%CFCCBCC正交晶系110圖9-6共析鋼奧氏體晶核長大示意圖奧氏體晶核長大是通過碳在奧氏體和鐵素體中的擴(kuò)散、滲碳體溶解以及鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)行的。111圖9-8共析鋼奧氏體等溫形成圖剩余Fe3C溶解終了線A均勻化終了線v2v1b)圖9-70.86%C鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線a)和等溫形成(TTA)圖b)112

亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同。當(dāng)加熱溫度僅超過A1時，只能使原始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍會保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體,稱為“不完全奧氏體化”。只有當(dāng)加熱溫度超過A3或Acm，并保溫足夠的時間，才能獲得均勻的單相奧氏體，實(shí)現(xiàn)“完全奧氏體化”。A1A3Acm圖9-10Fe-Fe3C相圖的左下角113過剩相轉(zhuǎn)變終了線圖9-11(a)過共析鋼w(C)=1.2%和(b)亞共析鋼w(C)=0.45%奧氏體等溫形成圖114共析鋼的奧氏體形成速度與等溫轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系115圖9-12116圖9-14§9.3

鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變117鋼中過冷奧氏體:在臨界溫度A1(727℃)以下存在的奧氏體，用“A′”表示。它是不穩(wěn)定的。

A′

？A晶粒（大小、成分及其均勻程度）過冷度?T（轉(zhuǎn)變溫度、冷卻速度）118t4圖9-15過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線(a)和等溫轉(zhuǎn)變(TTT)圖(b)119穩(wěn)定的奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)550℃230℃-50℃A′轉(zhuǎn)變開始線A′轉(zhuǎn)變終了線A′→M轉(zhuǎn)變開始溫度A′→M轉(zhuǎn)變終了溫度圖9-16共析鋼TTT圖分析′′′一、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線120相變驅(qū)動力原子擴(kuò)散系數(shù)DV圖9-17121圖9-18122圖9-19123時間/s共析鋼的CCT圖圖9-20二、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線124亞共析鋼的CCT圖圖9-21125過共析鋼的CCT圖圖9-22126共析鋼CCT圖與TTT圖比較圖9-23127

0.77%CFe3C

FFCC6.69%C0.0218%C

正交晶系BCC珠光體轉(zhuǎn)變是形核—長大型的擴(kuò)散型相變。三、珠光體轉(zhuǎn)變128不同組織形態(tài)的珠光體圖9-24珠光體P/粗珠光體索氏體S/細(xì)珠光體托氏體T/極細(xì)珠光體粒狀珠光體129片狀珠光體粒狀珠光體形成條件顯微組織力學(xué)性能應(yīng)用130圖9-26131132圖9-27偽共析體的形成條件偽共析體:偏離共析成分的A′所形成的珠光體稱為偽共析體/偽珠光體。133鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變/馬氏體相變:

鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻（>Vc′），抑制其擴(kuò)散型分解，在較低溫度下(<Ms)發(fā)生的無擴(kuò)散型相變。因此無成分變化，僅晶體結(jié)構(gòu)改變。四、馬氏體轉(zhuǎn)變

<Ms鋼中馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，是亞穩(wěn)相。134馬氏體的體心四方晶格示意圖(a=b≠c)振動范圍可能位置1、馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)135

奧氏體的正八面體間隙馬氏體的扁八面體間隙136奧氏體和馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)與其含碳量的關(guān)系137板條狀馬氏體片狀馬氏體含碳量空間形態(tài)扁條狀凸透鏡狀金相組織平行排列的板條、束、群針狀、竹葉狀亞結(jié)構(gòu)位錯孿晶力學(xué)性能高強(qiáng)度高硬度較好塑、韌性高強(qiáng)度高硬度較低塑、韌性2、鋼中馬氏體的組織形態(tài)和力學(xué)性能138板條狀馬氏體顯微組織示意圖板條狀馬氏體139片狀馬氏體的金相組織片狀馬氏體顯微組織示意圖片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)1403、M高強(qiáng)度高硬度的原因/M的強(qiáng)化機(jī)制/M相變強(qiáng)化機(jī)制：

（1）固溶強(qiáng)化：

（2）相變強(qiáng)化：

（3）時效強(qiáng)化：

（4）細(xì)晶強(qiáng)化：3'、板條狀M塑、韌性較好的原因：含碳量低、低密度位錯區(qū)、無顯微裂紋141過冷奧氏體含碳量對馬氏體形態(tài)、殘留奧氏體和MS溫度的影響AR25142143

固態(tài)相變時，新相引起的系統(tǒng)總自由能變化新相引起的體積自由能變化新相引起的界面能變化新相引起的彈性應(yīng)變能變化4、M轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：（1）M轉(zhuǎn)變需要很大的過冷度冷速大于vc'/vc過冷到Ms以下144MA＇（2）無擴(kuò)散性（3）切變機(jī)制和切變共格界面原子無擴(kuò)散，所以成分無變化。晶體結(jié)構(gòu)的變化是通過切變完成的，新相M的形核和長大始終與母相A'保持共格關(guān)系。145馬氏體的表面浮凸450×146147（4）具有特定的慣習(xí)面和位向關(guān)系M是在過冷奧氏體A'特定的晶面上形成的，M轉(zhuǎn)變后新相與母相存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。148T1T2＜T1馬氏體轉(zhuǎn)變量與時間的關(guān)系曲線①連續(xù)冷卻過程中，馬氏體轉(zhuǎn)變量只取決于冷至Ms以下的溫度，與保溫時間無關(guān)，且無孕育期。（5）M轉(zhuǎn)變在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行149馬氏體轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系曲線20②M轉(zhuǎn)變的不完全性——必然存在殘留奧氏體AR150③奧氏體穩(wěn)定化奧氏體熱穩(wěn)定化：因緩冷或冷卻過程中停留引起過冷奧氏體的穩(wěn)定性提高而使M轉(zhuǎn)變滯后的現(xiàn)象。奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化：如果在Md點(diǎn)以上溫度對奧氏體進(jìn)行塑性變形或施加壓應(yīng)力，可使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變變得困難，使Ms點(diǎn)降低、馬氏體轉(zhuǎn)變量減少，這種現(xiàn)象稱為奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定化。前面提及的殘留奧氏體與機(jī)械穩(wěn)定化有關(guān)——被包圍在馬氏體之間的奧氏體處于受壓縮狀態(tài)無法進(jìn)行轉(zhuǎn)變而保留下來。④形變誘發(fā)馬氏體相變形變誘發(fā)馬氏體相變：在Ms點(diǎn)以上溫度對亞穩(wěn)的奧氏體進(jìn)行塑性變形可引起馬氏體轉(zhuǎn)變，變形量越大，則馬氏體轉(zhuǎn)變量越多，這種現(xiàn)象稱為形變誘發(fā)馬氏體相變。產(chǎn)生形變誘發(fā)馬氏體相變現(xiàn)象的溫度有上限，這一上限溫度稱為形變馬氏體點(diǎn)，用“Md”表示。151（6）M轉(zhuǎn)變的可逆性在某些鐵鎳合金和有色金屬中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，加熱時已形成的馬氏體又無擴(kuò)散地轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。

As、Af

如果Ms與As相差很小，這種可逆的馬氏體相變稱為熱彈性馬氏體相變?？梢娪贜iTi合金、Cu-Zn-Al合金、Cu-Al-Ni合金。152高錳鑄鋼斗齒5、M轉(zhuǎn)變的應(yīng)用：153154

鋼中貝氏體是含碳過飽和的鐵素體和碳化物組成的兩相組織。五、貝氏體轉(zhuǎn)變

貝氏體轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生碳的擴(kuò)散，貝氏體轉(zhuǎn)變有孕育期；存在貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Bs，貝氏體轉(zhuǎn)變常常不完全，有殘留奧氏體存在，也產(chǎn)生表面浮凸，新相鐵素體與母相奧氏體保持一定的位向關(guān)系。貝氏體轉(zhuǎn)變是過渡型相變。155上貝氏體下貝氏體組織組成物含碳過飽和的F+Fe3C含碳過飽和的F+ε-碳化物形成條件較高溫度較低溫度金相組織羽毛狀均勻分布的短針狀TEM組織形態(tài)BF亞結(jié)構(gòu)由A'晶界向晶內(nèi)平行生長的條狀F+F條間斷續(xù)的短桿狀Fe3C位錯A'晶內(nèi)沿某些晶面單獨(dú)或成堆形成的F片+其內(nèi)部析出的微細(xì)ε-碳化物高密度位錯力學(xué)性能硬度、塑性韌性較低良好的綜合力學(xué)性能應(yīng)用—鹽浴等溫淬火（一）鋼中貝氏體的組織形態(tài)和性能156上貝氏體下貝氏體157

（二）B轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：1.貝氏體轉(zhuǎn)變是一個形核和長大的過程。2.貝氏體轉(zhuǎn)變具有特定的慣習(xí)面和位向關(guān)系。3.貝氏體中碳化物的分布與形成溫度有關(guān)。158159穩(wěn)定的奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)550℃230℃-50℃A′轉(zhuǎn)變開始線A′轉(zhuǎn)變終了線M轉(zhuǎn)變開始溫度M轉(zhuǎn)變終了溫度共析鋼TTT圖+ARB上B下PST350℃′′′

5?25HRC

25?35HRC

35?40HRC

40?50HRC

50?60HRC

60?68HRC160時間/s共析鋼CCT圖A′→PM+ARA′A′→MM+AR極細(xì)P+M+AR極細(xì)P細(xì)PP爐冷（退火）空冷（正火）油冷水冷（淬火）161珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度高溫中溫低溫轉(zhuǎn)變上限溫度A1BsMs領(lǐng)先相For

Fe3CF—轉(zhuǎn)變時點(diǎn)陣切變無有/？有C原子擴(kuò)散有有無Fe及Me原子擴(kuò)散有無/？無等溫轉(zhuǎn)變完全性完全—不完全轉(zhuǎn)變產(chǎn)物P片、P粒B上、B下M板條、M片鋼在冷卻時的固態(tài)相變162§9.4淬火鋼回火時的轉(zhuǎn)變

<Ms亞穩(wěn)相

淬火應(yīng)力很大

①獲得穩(wěn)定組織和所需性能；②減少或消除內(nèi)應(yīng)力。（及時）回火

淬火鋼

將淬火鋼加熱到低于A1的某一溫度保溫，以適當(dāng)方式冷卻至室溫。

163

一、淬火鋼的回火轉(zhuǎn)變及其組織：

碳原子短程擴(kuò)散，向位錯線附近的拉應(yīng)力區(qū)偏聚，形成碳原子偏聚區(qū)。

回火馬氏體：馬氏體分解后形成低碳α相和彌散ε-碳化物組成的兩相組織。保持高硬度高強(qiáng)度，耐磨性好，塑性韌性較淬火馬氏體高。保持板條狀或針狀M正方度減小過渡碳化物與母相M共格16416516620鋼980℃水淬+200℃回火組織（400倍）回火馬氏體167

一、淬火鋼的回火轉(zhuǎn)變及其組織：

AR

先共析碳化物+P

AR

B

或

或

AR

M168169

一、淬火鋼的回火轉(zhuǎn)變及其組織：

ε-碳化物

Fe3C

17045鋼840℃水淬+400℃回火組織回火托氏體回火托氏體：板條狀或針狀α相和細(xì)粒狀Fe3C組成的兩相組織。具有很高的彈性極限和韌性。171

一、淬火鋼的回火轉(zhuǎn)變及其組織：

形成“回火索氏體”的同時，淬火應(yīng)力基本消除。172回火索氏體：回復(fù)或再結(jié)晶了的α相和粗粒狀Fe3C組成的兩相組織。具有良好的綜合力學(xué)性能。17345鋼840℃水淬+650℃回火組織174

二、淬火鋼回火時性能的變化：（一）回火溫度對淬火鋼回火后力學(xué)性能的影響

淬火鋼回火后強(qiáng)度和塑性與回火溫度的關(guān)系曲線示意圖淬火鋼回火溫度越高，則回火后強(qiáng)度越低、塑性越高。175

二、淬火鋼回火時性能的變化：

（二）回火溫度對淬火鋼回火后硬度的影響對碳鋼來說，淬火鋼回火溫度越高，則回火后硬度越低176

二、淬火鋼回火時性能的變化：（三）合金鋼抵抗回火軟化過程的能力較大，即回火抗力高/回火穩(wěn)定性好?；鼗饻囟?gt;300℃時，

所有合金元素強(qiáng)烈阻礙碳化物聚集長大、延緩α相回復(fù)和再結(jié)晶?；鼗饻囟?gt;500℃時，

強(qiáng)碳化物形成元素（Cr、Mo、W、V、Ti、Nb等）形成細(xì)小彌散的合金碳化物從M和AR中析出，同時，AR→M，出現(xiàn)“二次硬化”。177178

二、淬火鋼回火時性能的變化：（三）合金鋼抵抗回火軟化過程的能力較大，即回火抗力高/回火穩(wěn)定性好。鉬含量對低碳（0.1%）鉬鋼回火后硬度的影響179三、鋼的回火脆性180鋼的回火脆性:

2、分類：1、定義：淬火鋼在250～400℃范圍和450～650℃范圍回火時，沖擊韌性顯著降低的脆化現(xiàn)象。

3、形成原因：

4、避免或消除方法：181四、鋼的回火組織與A'直接分解產(chǎn)物的比較定義形成條件金相組織TEM組織（亞結(jié)構(gòu)）性能特點(diǎn)182183過飽和固溶體的分解過程——合金的過飽和固溶體形成溶質(zhì)原子偏聚區(qū)或析出過渡相、平衡相的過程，稱為脫溶。§9.5過飽和固溶體的分解一、概述184固溶處理：將合金加熱到單相區(qū)保溫一定時間，快速冷卻后得到過飽和固溶體的熱處理工藝。時效處理：將合金在某一溫度等溫保溫，發(fā)生過飽和固溶體脫溶的過程，分為自然時效和人工時效。185沉淀硬化/時效硬化：

經(jīng)固溶處理的合金在室溫放置或加熱到某一溫度保溫，隨時間延長，其強(qiáng)度和硬度升高，塑性和韌性下降的現(xiàn)象。鋁合金在不同時效溫度下的沉淀硬化曲線186Al-(2-4.5%)Cu合金固溶處理（550℃，水淬）后進(jìn)行130℃時效的時效硬化曲線二、合金脫溶沉淀過程中顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律187（一）形成Cu原子富集區(qū)（GP區(qū)）二、合金脫溶沉淀過程中顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律Cu原子富集區(qū)的形成示意圖GP區(qū)晶體結(jié)構(gòu)與基體相同、與基體保持完全共格并引起共格畸變。188（一）形成Cu原子富集區(qū)（GP區(qū)）

（二）形成過渡相θ′′相二、合金脫溶沉淀過程中顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律θ′′相晶體結(jié)構(gòu)為四方結(jié)構(gòu)、與基體保持完全共格并引起共格畸變。189（三）形成過渡相θ′相（一）形成Cu原子富集區(qū)（GP區(qū)）

（二）形成過渡相θ′′相二、合金脫溶沉淀過程中顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律θ′相與基體保持部分共格界面示意圖θ′相晶體結(jié)構(gòu)為四方結(jié)構(gòu)、與基體保持部分共格并引起晶格畸變。190（三）形成過渡相θ′相（四）形成平衡相θ相（一）形成Cu原子富集區(qū)（GP區(qū)）

（二）形成過渡相θ′′相（五）平衡相顆粒粗化二、合金脫溶沉淀過程中顯微組織和力學(xué)性能的變化規(guī)律θ相成分為CuAl2，四方結(jié)構(gòu)，與基體形成非共格界面。小顆粒溶解、大顆粒長大——Ostwaldripening191192Al-Cu合金的固溶度曲線（a）及各相開始析出的等溫形成圖（b）三、合金脫溶沉淀動力學(xué)193四、低碳鋼的時效淬火時效——低碳鋼加熱到接近于A1以下一定溫度后快速冷卻（空冷或水冷），在室溫長期放置或稍經(jīng)加熱后，其強(qiáng)度、硬度提高，塑性、韌性降低，冷脆傾向增加的現(xiàn)象。

應(yīng)變時效——低碳鋼經(jīng)冷加工塑性變形后，在室溫放置或稍經(jīng)加熱一段時間，低碳鋼的強(qiáng)度、硬度提高，塑性、韌性降低，冷脆傾向增加的現(xiàn)象。這兩種時效都是由低碳鋼中間隙固溶體的脫溶引起的。

194五、調(diào)幅分解:

過飽和固溶體在一定溫度下，通過溶質(zhì)原子的上坡擴(kuò)散分解成晶體結(jié)構(gòu)相同、成分不同的兩相的過程。

發(fā)生于合金的溶質(zhì)原子偏聚區(qū)、永磁合金。195196

197

198過飽和固溶體中存在微小的成分起伏，在調(diào)幅分解過程中，溶質(zhì)原子沿濃度升高的方向進(jìn)行擴(kuò)散，即上坡擴(kuò)散，使溶質(zhì)原子貧區(qū)中溶質(zhì)原子進(jìn)一步貧化、富區(qū)中溶質(zhì)原子進(jìn)一步富化，形成晶體結(jié)構(gòu)相同、成分不同的兩相；兩相的點(diǎn)陣始終保持共格關(guān)系；成分起伏具有周期性，呈余弦曲線或正弦曲線分布；成分起伏的幅度隨時效處理時間不斷增加；兩相成分連續(xù)變化，直至分別達(dá)到α1相的平衡成分Ca和α2相平衡成分Cb為止。199典型的調(diào)幅分解組織200調(diào)幅分解的特點(diǎn)：1、連續(xù)式、擴(kuò)散型相變，無形核，脫溶速度快。2、相變產(chǎn)物為兩相組織。兩相晶體結(jié)構(gòu)相同，成分不同但連續(xù)變化，始終保持共格。3、兩相分布均勻有規(guī)律，彌散度大；具有定向排列的特征，易受應(yīng)力場和磁場影響。201調(diào)幅分解對合金性能的影響：1、合金的強(qiáng)度提高，韌性略微降低。2、永磁合金通過調(diào)幅分解提高其硬磁性。202固態(tài)相變：當(dāng)外界環(huán)境（溫度、壓力、磁場或應(yīng)力場）變化時，固體材料的物相在特定條件下發(fā)生轉(zhuǎn)變。這些物相轉(zhuǎn)變可體現(xiàn)為（1）晶體結(jié)構(gòu)變化；（2）化學(xué)成分變化或有序程度的變化；（3）物理性質(zhì)的躍變。203過飽和固溶體的調(diào)幅分解過飽和固溶體的脫溶沉淀珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體化擴(kuò)散型相變馬氏體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變無擴(kuò)散型相變過渡型相變連續(xù)型相變形核-長大型相變204第十章固態(tài)相變的應(yīng)用§10.1鋼的退火和正火§10.2鋼的淬火與回火

§10.3固態(tài)相變的應(yīng)用實(shí)例205鋼件的加工工藝路線

冷加工或熱加工毛坯→預(yù)備熱處理→機(jī)加工→最終熱處理→精加工淬火+回火

表面熱處理

退火

正火

206圖10-1

鋼加熱和冷卻時的實(shí)際臨界溫