金屬熱處理原理及工藝-

金屬熱處理原理及工藝緒論這門(mén)課對(duì)咱們專(zhuān)業(yè)是很重要的。本課程的重要性從本專(zhuān)業(yè)研究《金屬材料及熱處理》的名稱(chēng)上可想而知，雖然現(xiàn)在改了專(zhuān)業(yè)名稱(chēng)，但熱處理仍是一門(mén)主要專(zhuān)業(yè)課。本課程既研究理論問(wèn)題，又解決實(shí)際問(wèn)題，學(xué)好本課關(guān)于以后的科研及生產(chǎn)都有益無(wú)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。什么是金屬的熱處理簡(jiǎn)單地說(shuō)，金屬熱處理，就是把金屬加熱到預(yù)定溫度，并在此溫度堅(jiān)持一按時(shí)間，然后以適當(dāng)?shù)乃俣壤鋮s下來(lái)，從而改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，得到預(yù)期性能〔工藝性能，機(jī)械性能，物理和化學(xué)性能〕的一種工藝方法。如果以溫度為縱坐標(biāo)，以時(shí)間為橫坐標(biāo)，則右圖中三條曲線(xiàn)即為熱處理工藝曲線(xiàn)，可分為三個(gè)階段；加熱——保溫——冷卻。加熱曲線(xiàn)的斜率表示加熱速度，冷卻也如此。依據(jù)加熱介質(zhì)、方法、速度等的不同及冷卻的不同，熱處理又可分為假設(shè)干類(lèi)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(lái)簡(jiǎn)單，但其中有很深?yuàn)W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(yuǎn)不夠的。依據(jù)加熱方式不同，還可分為感應(yīng)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(xué)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，且還在不斷地發(fā)展。熱處理在機(jī)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(guó)防和現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展與金屬材料所占的比重越來(lái)越大?，F(xiàn)代工業(yè)，現(xiàn)代科學(xué)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(guò)程中，要經(jīng)過(guò)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(dān)負(fù)著改善工件性能、充分發(fā)揮材料潛力，以提升使用壽命的重要任務(wù)。就目前機(jī)械工業(yè)生產(chǎn)狀況而言，機(jī)床中要經(jīng)過(guò)熱處理的工件占總重量的60~70%，汽車(chē)、拖拉機(jī)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(lái)，隨著工業(yè)和科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，關(guān)于金屬材料及其制件在強(qiáng)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(yán)格，采納熱處理零件的比重還將進(jìn)一步增大，工藝方法將不斷改善和增多。以后會(huì)在工藝部分加以介紹。熱處理之所以在機(jī)械制造中占有重要地位，是由于熱處理是強(qiáng)化金屬的重要手段。強(qiáng)化金屬的三個(gè)重要手段：形變，合金化，熱處理。形變強(qiáng)化是通過(guò)變形提升位錯(cuò)密度〔在金屬的晶體點(diǎn)陣中引入大量缺陷〕。合金化，改變化學(xué)成分，加入Me，形成固溶體，化合物，是通過(guò)固溶強(qiáng)化和第二相的彌散析出來(lái)強(qiáng)化的。固溶強(qiáng)化關(guān)于鋼鐵材料來(lái)說(shuō)只能在體心結(jié)構(gòu)產(chǎn)生強(qiáng)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，可以和位錯(cuò)產(chǎn)生較大的交互作用，從而造成強(qiáng)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(shuō)造成對(duì)稱(chēng)畸變，無(wú)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(qiáng)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(shí)可借助熱處理方法來(lái)強(qiáng)化。如前所述，熱處理通過(guò)加熱和冷卻，發(fā)生固態(tài)相變或組織狀態(tài)變化，以達(dá)到強(qiáng)化，如共析成分的Fe-C合金〔T8鋼〕，室溫平衡組織為P，HB170~230，假設(shè)采納淬火熱處理工藝手段〔加熱——冷卻〕，得到M組織，則使硬度提升至HB650~720，M是體心結(jié)構(gòu)，不過(guò)飽和地固溶了相當(dāng)多的C院子，甚至對(duì)共析鋼來(lái)說(shuō)，全部C原子，這就產(chǎn)生了極顯著的強(qiáng)化效果。所以，熱處理相變強(qiáng)化是一種很有效的強(qiáng)化手段，而其中又以馬氏體相變強(qiáng)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(dāng)然實(shí)際上金屬?gòu)?qiáng)化往往是幾種手段綜合起來(lái)，互相滲透，互相促進(jìn)，如在Fe-C合金中，加入Me，成為合金鋼。合金鋼不經(jīng)過(guò)熱處理，其強(qiáng)化成都是有限的，通過(guò)熱處理可以達(dá)到最好的激烈配合，即合金化與熱處理的相變強(qiáng)化結(jié)合起來(lái)，形變與熱處理也可結(jié)合，互相促進(jìn)，如現(xiàn)在發(fā)展了形變熱處理，可有效地改善性能。依據(jù)熱處理在工藝路線(xiàn)中的位置，又可分為預(yù)先熱處理和最終熱處理。預(yù)先熱處理：為后續(xù)工藝〔冷、熱加工〕作準(zhǔn)備。最終熱處理：賦予零件最后使用性能。如銼刀，一般用T12，含C1.2%工藝流程為：坯料熱軋〔后空冷，相當(dāng)于正火態(tài)，為片狀P+Fe3C，硬度較高〕球化退火〔預(yù)先熱處理〕機(jī)加工〔剁齒〕淬火+回火〔最終熱處理〕。對(duì)性能要求較多的零件都要經(jīng)過(guò)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?！案愫脽崽幚恚慵豁攷专?，“向熱處理要鋼〞。如日本高速鋼的產(chǎn)量W18Cr4V，W6Mo5Cr4V2與外國(guó)差不多，而我國(guó)每年高速鋼不夠用，要進(jìn)口，而日本要出口。熱處理的重要作用由此可見(jiàn)一斑。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、工藝因素的改善對(duì)上述規(guī)律的影響工藝課是原理的具體應(yīng)用，講一般規(guī)律、共性的東西。原理部分基本按教科書(shū)的順序講，但第一章“金屬固態(tài)相變概論〞不講，兩個(gè)原因：一是一開(kāi)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(xué)到哪部分講哪部分，二是學(xué)時(shí)很緊張。本課程的基本要求原理部分掌握金屬固態(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(dòng)力學(xué)以及影響轉(zhuǎn)變的因素；了解各種組織與常規(guī)力學(xué)性能的基本關(guān)系；熟悉常用鋼經(jīng)不同熱處理后的組織特征，掌握用光學(xué)顯微鏡識(shí)別金屬材料不平衡組織的基本方法。學(xué)習(xí)方法：每個(gè)同學(xué)都由自己的學(xué)習(xí)方法，有些同學(xué)學(xué)習(xí)方法還是很不錯(cuò)的，針對(duì)本門(mén)課的特點(diǎn)，提出兩點(diǎn)讓大家注意：eq\o\ac(○,1)注意理論結(jié)合實(shí)際，這門(mén)課是理論性施行性都很強(qiáng)的課，沒(méi)有實(shí)際經(jīng)驗(yàn)，較難，主要要重視實(shí)驗(yàn)課，實(shí)驗(yàn)課將接觸到許多實(shí)際問(wèn)題。對(duì)實(shí)驗(yàn)課要重視，實(shí)驗(yàn)課是很重要的環(huán)節(jié)，上實(shí)驗(yàn)課前，要看實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)書(shū)，之后認(rèn)真寫(xiě)好實(shí)驗(yàn)報(bào)告。按規(guī)定，三次實(shí)驗(yàn)報(bào)告布鞋，不能參加考試，相信本班沒(méi)有三次不交的，不會(huì)出現(xiàn)這種狀況。eq\o\ac(○,2)要及時(shí)復(fù)習(xí)此門(mén)課依據(jù)前幾屆的狀況看來(lái)，有些同學(xué)不適應(yīng)，這門(mén)課跟以前學(xué)過(guò)的課不太一樣，不是嚴(yán)密的邏輯推理，實(shí)驗(yàn)性的東西較多，有些問(wèn)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，顯得繁雜散亂，不好學(xué)，解決的方法，就是要及時(shí)復(fù)習(xí)，學(xué)完一部分就掌握一部分，不能等到考試前才進(jìn)行復(fù)習(xí)，為了催促同學(xué)學(xué)習(xí)，可能進(jìn)行提問(wèn)。設(shè)想：講課時(shí)，基本的原理，概念可反復(fù)講。第一章〔奧氏體的形成〕鋼的加熱轉(zhuǎn)變——A的形成在實(shí)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(shí)效表面淬火，化學(xué)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，保溫一按時(shí)間，然后以某種速度冷卻下來(lái)，可見(jiàn)，加熱是鋼進(jìn)行熱處理的第一步工序。在絕大多數(shù)狀況下，鋼熱處理時(shí)總要加熱到臨界點(diǎn)以上的溫度，形成奧氏體組織，然后以預(yù)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(shí)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施行意義。1、A的形成概述實(shí)際熱處理加熱時(shí)所發(fā)生的相變，經(jīng)常是非平衡的，難于用Fe-Fe3C相圖完全說(shuō)明問(wèn)題。為了掌握A形成的規(guī)律性，必需研究A形成的熱力學(xué)條件，形成機(jī)理，動(dòng)力學(xué)幾影響因素等。A形成的熱力學(xué)條件依據(jù)Fe-Fe3C相圖，溫度在A以下時(shí)，碳鋼的平衡組織為P〔共析鋼〕或P+F〔亞共析鋼〕，或P+Fe3C〔過(guò)共析鋼〕。因?yàn)橹楣怏w組織是F與Fe3C的混合物，所以從相的組成來(lái)說(shuō)，A溫度以下的平衡相為F和Fe3C。當(dāng)溫度超過(guò)A后，由兩相組成的P，將轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗郃。隨著溫度繼續(xù)升高，亞共析鋼的過(guò)剩相F將不能轉(zhuǎn)變?yōu)锳，過(guò)共析鋼的過(guò)剩相Fe3C，也將不斷溶入A中，而使A量逐漸增多，其化學(xué)成分分別沿GS和ES曲線(xiàn)變化。當(dāng)加熱到GSE線(xiàn)以上時(shí)，平衡相均為單相A。鋼加熱時(shí)的相變動(dòng)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(shí)，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(shí)所增加的界面能，εV為形成A時(shí)所增加的應(yīng)變能。應(yīng)變能是固態(tài)相變特有的。金屬發(fā)生固態(tài)相變時(shí)，新、舊相的比容一般不會(huì)相同，故轉(zhuǎn)變時(shí)必將發(fā)生體積變化。由于受到四周舊相約束，新相不能自由膨脹，因此新相與其四周的舊相之間必將產(chǎn)生彈性應(yīng)變和應(yīng)力，使系統(tǒng)額外地添加一項(xiàng)彈性應(yīng)變能。因?yàn)锳在高溫下形成，其相變的應(yīng)變能較小，〔因應(yīng)變能可通過(guò)一定的塑性變形來(lái)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(xiàn)。它們交于A1點(diǎn)〔727℃〕。當(dāng)溫度等于727℃時(shí)，P與A自由能相等，相變尚不會(huì)發(fā)生。當(dāng)溫度高于A1時(shí)，GA<GP，為負(fù)值，即〔1-1〕式中第一項(xiàng)為負(fù)值，這是才有可能發(fā)生相變。V*為A形成的驅(qū)動(dòng)力，它隨加熱溫度升高而增大。只有在A1點(diǎn)以上，當(dāng)P向A轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力V*能夠克服A形成所增加的界面能和彈性能時(shí)，A才會(huì)自發(fā)地形成，即A形成必需要有一定的過(guò)熱度〔〕。實(shí)際相變溫度與臨界點(diǎn)A1之溫度差被稱(chēng)為過(guò)熱度。實(shí)際上，當(dāng)加熱和冷卻時(shí)，相變并不按相圖中所示的溫度進(jìn)行，而往往是在一定的過(guò)熱或過(guò)冷的狀況下進(jìn)行的。過(guò)熱度或過(guò)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(shí)的臨界點(diǎn)不在同一溫度上。通常把加熱時(shí)的臨界點(diǎn)標(biāo)以腳標(biāo)C如Ac1，Ac3，Accm等，而把冷卻是的臨界點(diǎn)標(biāo)以腳標(biāo)r，如Ar1，Ar3，Arcm℃/min時(shí)臨界點(diǎn)的移動(dòng)。這些臨界點(diǎn)很重要，有用，要搞清。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(diǎn)陣中處于由Fe原子組成晶胞的中心或接邊的中點(diǎn)。由于體積因素的限制2、A的形成機(jī)理以供析鋼成分的碳鋼為例，當(dāng)加熱到Ac1以上具備了相變熱力學(xué)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(jī)械混合物，F(xiàn)的含碳量不大于0.0218%，具有體心立方點(diǎn)陣；Fe3C為復(fù)雜的斜方點(diǎn)陣，含碳量為6.69%。轉(zhuǎn)變后的新相A具有面心立方點(diǎn)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?jiàn)由P轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，必定產(chǎn)生C原子的重新分配和鐵原子的點(diǎn)陣重建。這一過(guò)程只有通過(guò)Fe原子的自擴(kuò)散和碳原子的異擴(kuò)散才干完成。故P向A的轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變。F+Fe3C體心〔0.0218%C〕復(fù)雜斜方〔6.67%〕面心〔0.77%C〕當(dāng)然以上討論的是由平衡態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過(guò)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(kuò)散方式形成，此問(wèn)題后面將作介紹。有人用高溫金相對(duì)A形成進(jìn)行了研究，A形成和一般相變一樣，也是形核與長(zhǎng)大的過(guò)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(guò)程?？梢燥@然看出，等溫初期，A晶核首先在P固的交界處或F與Fe3C片的相界面上形成；隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，A晶核靠消耗四周的P而不斷長(zhǎng)大，當(dāng)P完全消失，A晶?；ハ嘟佑|后，仍有殘余Fe3C存在，隨時(shí)間延長(zhǎng)，最后殘余Fe3C溶解，形成均勻的A。綜上所述，A形成過(guò)程的A形核、晶核長(zhǎng)大、殘余Fe3C的溶解，C在A中擴(kuò)散均勻化四個(gè)過(guò)程。下面分別討論。A的形核前面已講過(guò)，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，A的成核位置通常在F和Fe3C的兩相界面上。為什么呢因?yàn)樾魏诵枰齻€(gè)起伏：成分，結(jié)構(gòu)，能量。而相界面上易滿(mǎn)足這三個(gè)條件。在F內(nèi)也有可能滿(mǎn)足這三個(gè)起伏：由于C原子的熱運(yùn)動(dòng)，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(kuò)散熱運(yùn)動(dòng)，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，假設(shè)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(mǎn)足濃度起伏條件很難，即使有微區(qū)滿(mǎn)足條件，形成晶核，但C原子得不到繼續(xù)供應(yīng)，則不能長(zhǎng)大。為什么界面上能形核：C%不均勻相界面處一旦形核，并長(zhǎng)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(mǎn)足新相對(duì)成分的要求，能滿(mǎn)足濃度起伏。b)界面處原子活動(dòng)能力大，易于通過(guò)原子擴(kuò)散達(dá)到點(diǎn)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)起伏界面處能量以有雜質(zhì)、微錯(cuò)登晶體缺陷，能量高，能量起伏的條件易滿(mǎn)足，而A形核是不均勻核，這些雜質(zhì)、位錯(cuò)可作為形核地點(diǎn)。形核后，可使能量降低。見(jiàn)P15圖2-5，A形核位置示意圖A晶核長(zhǎng)大〔A晶核長(zhǎng)大是通過(guò)F與A之間的點(diǎn)陣重構(gòu)，F(xiàn)e3C的溶解和碳在A中的擴(kuò)散等過(guò)程進(jìn)行的。〕A晶核長(zhǎng)大是通過(guò)點(diǎn)陣重構(gòu)和F、Fe3C的溶解進(jìn)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(zhǎng)大就是這兩個(gè)新的相界面分別向F和Fe3C方向推移的結(jié)果。晶核長(zhǎng)大的過(guò)程與碳的擴(kuò)散密切相關(guān)，而碳的擴(kuò)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2-10P18P18圖2-10由圖可知，在Ac1以上某一溫度T1時(shí)，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(zhǎng)線(xiàn)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之間的相界面上形核。A兩個(gè)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(kuò)散，結(jié)果破壞了在該溫度〔T1〕下相界面的平衡濃度，此時(shí)A內(nèi)C的分布如虛線(xiàn)所示。為了維持原來(lái)的相界面的局部平衡，F(xiàn)e3C必需溶入A以供應(yīng)碳量，使其界面的C濃度恢復(fù)到Cγ-Fe3C，同時(shí)，在A-F相界面處，F(xiàn)必需轉(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(shí)向Fe3C和F中推移，于是A晶核不斷長(zhǎng)大。這樣的過(guò)程反復(fù)不斷地進(jìn)行，直至PA轉(zhuǎn)變完畢。此外，與C在A中擴(kuò)散的同時(shí)，在F中也存在著C的擴(kuò)散。因?yàn)镕、A與Fe3C三相共存時(shí)，在F中也存在著碳濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ。這種擴(kuò)散也有促進(jìn)A長(zhǎng)大的作用，但因其C的濃度差小，作用甚微。殘余Fe3C的溶解在P轉(zhuǎn)變?yōu)锳的過(guò)程中，P中的F全部消失時(shí)，F(xiàn)e3C還未完全溶解，即P中F與Fe3C不是同時(shí)消失，原因可以從兩方面看?！?〕Fe-Fe3C相圖，GS線(xiàn)的斜率較平緩，ES線(xiàn)斜率較陡。T1溫度下，即A的平均C%<0.8%，即其值在S點(diǎn)的左側(cè)，則必定有未溶解完的高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。有資料說(shuō)明，共析鋼中，735℃為0.77C，760℃為0.69C，780℃為0.61C，850℃為0.51C，900℃為0.46C等?！?〕在A晶體長(zhǎng)大過(guò)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(huì)使A達(dá)到飽和，恢復(fù)平衡C%；而必需溶解大量的F，才干使A的C%趨于平衡。所以長(zhǎng)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(shí)間延長(zhǎng)，A中C原子繼續(xù)擴(kuò)散，未溶Fe3C則不斷溶入A中直至Fe3C完全溶解為止。A的均勻化在殘余Fe3C剛剛完全溶入A的狀況下，C在A內(nèi)的分布是不均勻的，原來(lái)為Fe3C的區(qū)域，C%較高；而原來(lái)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升而愈加嚴(yán)重。因此，只有經(jīng)繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴(kuò)散，才干使整個(gè)A中C的分布趨于均勻。§3A等溫形成動(dòng)力學(xué)形成動(dòng)力學(xué)是指形成速度問(wèn)題。即一定溫度下A形成量與保溫時(shí)間關(guān)系的問(wèn)題。關(guān)于實(shí)際生產(chǎn)有著重要意義。為簡(jiǎn)便起見(jiàn)，首先討論共析鋼的A等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)。共析碳鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)的建立動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)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，保溫一按時(shí)間后取出，經(jīng)淬火、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(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)镸，故依據(jù)所觀察到的M量的多少即可了解A形成過(guò)程。依據(jù)觀察所得結(jié)果，可以作出在一定溫度下等溫時(shí)，A形成量與等溫時(shí)間的關(guān)系曲線(xiàn)，見(jiàn)圖，即稱(chēng)為A等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)。由曲線(xiàn)可知，A轉(zhuǎn)變有幾個(gè)特點(diǎn)：〔1〕在轉(zhuǎn)變溫度等溫時(shí)，P向A的轉(zhuǎn)變需要經(jīng)過(guò)一段孕育期后才干開(kāi)始。等溫開(kāi)始到A開(kāi)始形成的一段時(shí)間稱(chēng)為孕育期。因A形成需C擴(kuò)散，而C擴(kuò)散需時(shí)間。需要孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn)?！?〕不同溫度下孕育期長(zhǎng)短不同，等溫溫度越高，孕育期越短?！?〕A的形成速度在整個(gè)轉(zhuǎn)變過(guò)程中不同。在轉(zhuǎn)變初期，轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間的延長(zhǎng)而加快。當(dāng)轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到最大，之后，轉(zhuǎn)變速度又隨時(shí)間的延長(zhǎng)而下降。〔4〕溫度愈高，形成A所需要的時(shí)間愈短，即A形成速度愈快。由此圖可以得出各個(gè)溫度下等溫轉(zhuǎn)變開(kāi)始及終了的時(shí)間，將各溫度下等溫轉(zhuǎn)變開(kāi)始及終了時(shí)間綜合繪在轉(zhuǎn)變溫度與時(shí)間坐標(biāo)系上，即得到A等溫形成動(dòng)力學(xué)圖。P22圖2-1應(yīng)該指出，圖中轉(zhuǎn)變開(kāi)始曲線(xiàn)1所表示的是形成一定量的能測(cè)定的A所需的時(shí)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(cè)量方法精度提升，轉(zhuǎn)變開(kāi)始曲線(xiàn)向溫度坐標(biāo)靠近。通常，為了使用方便，將能夠察覺(jué)的一定量〔如0.5%〕A形成以前的一段時(shí)間作為A形成的孕育期。轉(zhuǎn)變終了的曲線(xiàn)2所表示的是F完全消失時(shí)所需的時(shí)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(shí)間才干完全溶解。曲線(xiàn)3即為Fe3C完全溶解的曲線(xiàn)。Fe3C消失時(shí)，A中的C的分布仍是不均勻的，需要一段時(shí)間才干均勻化，曲線(xiàn)4即為A均勻化曲線(xiàn)。在A形成的各階段所需時(shí)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(shí)，即A均勻化所需時(shí)間最長(zhǎng)。〔A的形核率與長(zhǎng)大速度〕A等溫形成動(dòng)力學(xué)的分析A等溫形成動(dòng)力學(xué)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(zhǎng)大速度均增大的緣故。表2-1〔P25〕A成核率和長(zhǎng)大速度與加熱溫度關(guān)系的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。下面分別加以分析。A形核率Ⅰ研究說(shuō)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(fù)值，則指數(shù)分子↓，或分母↑都是此項(xiàng)的值↑〕〔2-1〕式中，C’——常數(shù)Q——擴(kuò)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(xiàng)組成，這三項(xiàng)均隨溫度升高而增加。第一項(xiàng)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(zhǎng)線(xiàn)增加，另一方面A與F平衡的C%沿SG線(xiàn)而降低，結(jié)果減小了A成核所需要的C濃度起伏，促進(jìn)了A成核，C’值增大。第二項(xiàng)反映的是原子擴(kuò)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(dòng)能力愈強(qiáng)，能克服位置進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)愈多。能克服位置進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)愈多。第三項(xiàng)反映的是自由能焓差值對(duì)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(yù)’——常數(shù)當(dāng)T↑時(shí)，↑，使↓，則↑由于這三項(xiàng)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(jiàn)，當(dāng)溫度從740℃提升到800℃時(shí)，I提升了270倍。A線(xiàn)長(zhǎng)大速度vA的線(xiàn)長(zhǎng)大速度v，實(shí)質(zhì)上就是A的相界面向F和Fe3C中推移速度的總和。主要取決于C在A中的擴(kuò)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(dǎo)出A向F和向Fe3式中，K——比例常數(shù)——C在A中的擴(kuò)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?！残屡f相之間的成分相差越大，相變?cè)诫y進(jìn)行〕當(dāng)溫度升高時(shí)，eq\o\ac(○,1)擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)增加，eq\o\ac(○,2)因A內(nèi)濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γ增大而增大，eq\o\ac(○,3)界面兩側(cè)碳濃度差Cγ-Fe3C-Cα-γr-Fe3C均減小，即〔2-2〕〔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(dāng)溫度由740℃提升到800℃，線(xiàn)長(zhǎng)大速度增加了82倍。由〔2-2〕〔2-3〕兩式可計(jì)算A向F與Fe3C兩相推移速度的比值。例如，當(dāng)A形成溫度為780℃時(shí)，A向F的推移速度A向Fe3C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(shí)，總是F先消失，αγ轉(zhuǎn)變結(jié)束后，還含有相當(dāng)數(shù)量的剩余Fe3C未完全溶解，還需要經(jīng)過(guò)剩余Fe3C溶解和A均勻化過(guò)程才干獲得成分均勻的A。〔Vαγ/VαFe3C的比值未必完全符合實(shí)際狀況，公式計(jì)算與實(shí)際狀況一般有誤差〕總之，A形成溫度升高時(shí)，成核率I和線(xiàn)生長(zhǎng)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(diǎn)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(diǎn)很有實(shí)際意義?！埠竺嬷vA晶粒度時(shí)，要講到〕〔舉例P25表2-1〕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。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(diǎn)增多，成核率便愈大；P層間距離愈小，A中C濃度梯度愈大，擴(kuò)散速度便愈快；K分散度大使C原子擴(kuò)散距離縮短，A晶體長(zhǎng)大速度增加。所以，原始組織愈細(xì)，A形成速度愈快。細(xì)片P為原始組織時(shí)，A的形成速度較快，粗片P時(shí)，A形成速率較慢。原始組織中K的形狀對(duì)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(shí)A容易形成。因形核地點(diǎn)多，原子需擴(kuò)散距離小，長(zhǎng)大速度快。不管在高溫還是在低溫，原始組織為片狀Fe3C時(shí)，A形成速度均比粒狀Fe3C的大。這在轉(zhuǎn)變溫度低時(shí)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。合金元素的影響〔P24〕在共析鋼中加入Me并不改變A形成機(jī)制。但由于Me的加入可以改變臨界點(diǎn)的位置，影響C在A中的擴(kuò)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)變溫度一按時(shí)，臨界點(diǎn)的改變意味著過(guò)熱度的改變，如Ni，Mn等元素可以降低臨界點(diǎn)，這就增加了過(guò)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(kuò)散速度。Cr，Mo，W等K形成元素降低C在A中的擴(kuò)散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度變慢。Co，Ni等提升C在A中的擴(kuò)散系數(shù)，故使轉(zhuǎn)變速度加快。Si，Ae等對(duì)在A中的擴(kuò)散影響不大，故對(duì)轉(zhuǎn)變速度無(wú)大影響。Me對(duì)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(qiáng)K形成元素時(shí)，由于形成的特別K不易溶解，將使A形成速度慢。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(jìn)行著Me的均勻化。由于Me的擴(kuò)散比C困難〔其擴(kuò)散速度比C小103~104倍〕，因而合金鋼均勻化所需的時(shí)間經(jīng)常比碳鋼長(zhǎng)。過(guò)共析鋼與亞共析碳鋼A等溫形成圖過(guò)共析碳鋼經(jīng)一般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(lèi)鋼中Fe3C的數(shù)量比共析碳鋼中多。因此，當(dāng)加熱溫度在Ac1~Accm之間P剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，鋼中仍由大部分先共析Fe3C和部分共析Fe3C未溶解。只有在溫度超過(guò)Accm，并經(jīng)一按時(shí)間的保溫后，F(xiàn)e3C才干完全溶解。所需時(shí)間當(dāng)然比共析鋼的長(zhǎng)，同樣，在Fe3C溶解以后，需延長(zhǎng)時(shí)間才干使C在A中均勻分布。亞共析鋼經(jīng)一般退火后的組織是P+先共析F。而其中P的數(shù)量隨鋼的碳含量降低而減少。關(guān)于這類(lèi)鋼，當(dāng)加熱到Ac1以上某一溫度P轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，如果保溫時(shí)間不太長(zhǎng)，可能有部分F〔必定存在的〕和Fe3C被殘留下來(lái)。保溫時(shí)間足夠時(shí)，F(xiàn)e3C趨于溶解。關(guān)于碳含量比較高的亞共析鋼，在Fe3C以上，當(dāng)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，才干使殘留Fe3C溶解和使A成分均勻化。圖2-11〔P23〕a、b是實(shí)測(cè)的過(guò)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(xiàn)完全證實(shí)了以上論述。比較a、b兩圖可知，共析過(guò)共析及亞共析三類(lèi)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(gè)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(xiàn)。與共析鋼相比，過(guò)共析鋼的K溶解及A成分均勻化需要的時(shí)間加長(zhǎng)。但是關(guān)于C含量比較少且K為細(xì)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(guò)程中K或F哪一個(gè)是殘留相的問(wèn)題，往往和加熱條件有很大關(guān)系。當(dāng)加熱到Ac1~Ac3之間，P轉(zhuǎn)變?yōu)锳，如果保溫時(shí)間足夠長(zhǎng)，K溶入A后尚有部分先共析F存在。此時(shí)如Fe~Fe3C相圖所說(shuō)明的那樣，在Ac1~Ac3之間，鋼是由A+F兩相所組成。圖c)就是這種狀況下的A等溫形成圖。圖中曲線(xiàn)4表示快速加熱到Ac3以上某一溫度時(shí)，F(xiàn)以無(wú)擴(kuò)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(xiàn)4以上，即使鋼的C含量很低，當(dāng)F剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)锳后Fe3C也可以殘留。§4連續(xù)加熱時(shí)A的形成〔P23〕鋼件實(shí)際熱處理時(shí)，在絕大多數(shù)〔如高頻感應(yīng)加熱，火焰表面加熱，鹽溶加熱等〕狀況下，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(shí)A形成圖。圖中各轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)是將一系列不同加熱速度下測(cè)出的相變開(kāi)始點(diǎn)及終了點(diǎn)分別連結(jié)而成的。圖中各加熱曲線(xiàn)與轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)的交點(diǎn)，表示不同加熱速度下轉(zhuǎn)變開(kāi)始及轉(zhuǎn)變的各階段終了的時(shí)間和溫度。曲線(xiàn)清楚的說(shuō)明，連續(xù)加熱時(shí)A形成的基本過(guò)程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由A的〔形成〕形核及長(zhǎng)大〔包括成核及長(zhǎng)大〕，殘留K溶解和A成分均勻化幾個(gè)階段組成。業(yè)已證實(shí)，影響這些過(guò)程的因素也