材料工程基础(原书第3版SI版)

第1章 相变弥散强化与热处理 想一想 （1）谁发明并驾驶了**架可控飞机？ （2）工程师是如何提高飞机用铝合金性能的？ （3）合金可以记忆形状吗？ （4）为什么有些钢在高温淬火后会变硬？ （5）哪些合金可用于制造牙齿矫正器？ （6）能否通过提高钢板强度来增强汽车底盘的抗凹坑性？ （7）什么是机敏材料？ 本章学习目标 （1）描述固态相变过程中总自由能变化历程及形核和生长过程动力学。 （2）设计合适的合金时效硬化处理步骤。 （3）绘制纯铁和渗碳体（Fe3C）的低碳钢相图。 （4）预测亚共析钢、共析钢和过共析钢的力学性能。 （5）解释马氏体的产生过程并描述其结构与性能。 （6）解释工艺、成分、淬火速率和退火等与材料显微结构之间的关系。 《材料科学基础》第11 章详细介绍了第二相粒子是如何提高金属材料强度的，也介绍了弥散强化材料的制备及合金（尤其是共析合金）凝固过程中可能形成第二相的途径。本章将进一步讨论固态转换过程中的弥散强化，包括沉淀、时效硬化和共析反应。本章还会介绍非平衡相变，尤其是探究马氏体相变强化的机制。 正如《材料科学基础》第11 章介绍的，在讨论强化机制时，要注意理想弥散强化的特征： （1）基体应相对软且具有可塑性，而沉淀物或第二相应比较硬； （2）沉淀物应是球形、不连续的； （3）第二相颗粒要小且数量多； （4）通常沉淀物越多，合金越硬。 《材料科学基础》第11 章介绍了固态相变中第二相粒子的形核和生长对材料强度的影响，以及热处理是如何影响材料其他性能的。 1.1 固态反应中的形核与生长 《材料科学基础》第9 章讨论了熔体中的形核，也探讨了过冷以及均匀形核和非均匀形核的概念，并且将这些概念应用到固态相变中，如共析反应。为了使 相从 相的固相基体中析出，反应中会发生形核和生长。基体半径为r 的球形固体沉淀物形核所需的总自由能变化量为 （1-1） 式（1-1）等号右边**项指单位体积的自由能变化量（ ）；第二项指产生界面单位面积所需的能量变化量（），该项与在凝固过程中［《材料科学基础》式（9-1）］相同；第三项考虑了单位体积的应变能，即沉淀物形核和生长中产生适应周围基体沉淀所需的能量。沉淀物与析出前的体积不同，因此需要额外的能量以容纳基体中的沉淀物。 形核 在凝固过程中，表面*易形核，结构内*不易形核。因此，沉淀物极易在晶界或其他缺陷下非均匀形核。 生长 沉淀物的生长通常发生在远程扩散过程和原子再分布过程中。扩散原子必须脱离原来位置，可能移至固溶体的格点处，通过周围材料移动到晶核位置并在其表面沉淀，从而成为晶体的一部分。在某些情况下，扩散原子会与已有相紧密结合，这样的分离过程会限制晶体的生长速率。其他情况下，由于晶格应力的影响，扩散原子可能附着到沉淀物上，限制了晶体生长。此时会生成某些与晶体组织结构有特殊关系的沉淀物，使晶体的应力降到*低。在多数情况下，扩散过程是控制晶体生长的关键因素。 动力学 动力学是指形核和生长过程中的整体速率。在特定温度下，核越多，晶体越容易生长，并在较短时间内完成相变。在较高温度下，扩散系数越大，生长速率越快。假定核数量不变，此时相变也会在较短时间内完成。 转变率f 参见阿夫拉米方程［式（1-2）］，f 随时间t 的变化而变化： （1-2） 式中，c 和n 是特定温度常数。如图1-1 所示，阿夫拉米方程会形成一个S 形曲线。这个方程可以描述大多数固态相变，孕育时间t0 是形核所需的时间，其间各相无明显变化。形核初期转变缓慢发生。 沉淀物随原子扩散到正在生长的核中，并在孕育后快速生长。转变即将结束时，速率减慢，因为可扩散为沉淀物的原子已耗尽。在 时间内，转变完成50%。f 通常为 的倒数： （1-3） 温度影响 许多相变中，低于平衡条件发生相变的温度时，材料会过冷。因为形核和生长取决于温度的高低，相变速率取决于过冷度（ΔT）。热力学驱动力低，则过冷度小，形核速率低。随着热力学驱动力增加至特定点以上，形核速率会变快，这是因为随着温度降低，扩散变慢。同时，过冷增强，新相的生长速率不断减小（因为扩散较慢）。生长速率G 遵循阿伦尼乌斯方程［《材料科学基础》式（5-1）］： （1-4） 式中，Q 为相变所需活化能；R 为摩尔气体常量；T 为温度；A 为常数。图1-2 为铜在不同温度下再结晶的S 形曲线，随温度升高，铜的再结晶速率增大。 图1-2 温度对铜再结晶的影响（授权： Cengage Learning 2014） 特定温度下，相变总速率由形核速率和生长速率决定。图1-3（a）为形核速率和生长速率共同作用的结果。*大转变率出现在临界过冷点，转变所需时间与转变率成反比。 图1-3（b）描述转变所需时间。这个C 形曲线在金属、陶瓷、玻璃和聚合物的转变中很常见。注意，平衡相变对应温度所需的时间是无穷大（即相变不会发生）。因为没有过冷，所以均匀形核率为零。 图1-3 （a）温度对相变速率的影响与生长速率和形核速率有关，*大相变速率出现在临界温度；（b）相变所需*短时间（ min t ）由C 形曲线可知（授权： Cengage Learning 2014） 在某些过程，如金属冷加工再结晶中，可以发现随着温度降低，转变率也会降低。此时很容易形核，因而扩散（或生长）成为控制因素（即生长速率是相变的限制因素）。例1-1 说明了如何用过程动力学相关数据计算固态相变再结晶所需的活化能。 例1-1 铜再结晶的活化能 由图1-2 所示的S 形曲线可以得到铜再结晶的活化能。 解 转变率是转变50%所需时间 的倒数。通过图1-2 可以计算出不同温度下转变50%所需要的时间。 转变率遵循阿伦尼乌斯方程，因此根据lnG 与对应的1/T，以及图1-4 和式（1-4），可以计算出方程中的常数。 式（1-4）两边取自然对数： 绘制lnG 与1/T 的曲线，可得到一条斜率为-Q/R 的直线。线性回归数据如图1-4所示，斜率，因此 图1-4 铜再结晶温度倒数与生长速率自然对数的关系 常数A 的计算公式为 此例中，反应速率随温度的升高而增大，表明该反应以扩散为主。 1.2 超过溶解度极限的合金强化 锡在铅中的溶解突破了极限，含有2%～19%锡的铅锡合金可弥散强化。 铝铜合金也有类似情况。例如，Al-4%Cu 合金在500℃以上为100%相，相固溶铝的铜质量分数高达5.65%，如图1-5 所示。然后，在低于固溶温度冷却，可析出第二相 。 相是CuAl2 产生的硬且脆的金属间化合物，可发生弥散强化。由图1-5 所示相图可知，200℃及以下含4%Cu 的合金中，*终结构中仅有约7.5%的 相。因此，必须控制第二相沉淀，才能实现良好的弥散强化。 魏氏组织 沉淀物中在基体的优势面及平行方向生成的网络状的第二相组织，称为魏氏（Widmanstatten）组织。该生长机制可大幅减少应变和表面能，具有更高生长速率。魏氏组织生长可产生特征形貌的沉淀。出现针状时［图1-6（a）］，魏氏组织沉淀会促使形核分裂，从而降低材料的延展性。相反，一些组织会加大分裂难度，使裂纹形成后难以扩展，从而产生良好韧性。钛合金和陶瓷可以通过这种方式增强韧性。 图1-5 Al-4%Cu 合金相图和冷却过程中可能形成的显微结构（授权： Cengage Learning 2014） 图1-6 （a）铜钛合金中的魏氏针（×420）（授权：ASM Handbook， Vol. 9， Metallographyand Microstructure（1985）， ASM International， Materials Park， OH 44073-0002. 经ASMInternational 许可后转载. 版权所有. ）；（b）缓慢冷却产生Al-4% Cu 合金连续 沉淀（×500）；（c）铜晶体界面的铅沉淀（×500）（显微图片（b）和（c）由Don Askeland 提供） 界面能关系 为减少表面能，需要产生球状沉淀。然而，当形成界面沉淀时，其形状受基体晶粒和沉淀物间区域界面能影响。假设第二相在晶界形核，基体沉淀界面能（）与基体晶界能（）形成基体沉淀界面二面角 ，它反向决定了沉淀物的形状（图1-7），三者的关系如下： （1-5） 注意，当二面角为0°或180°时，不可使用式（1-5）。