第11章固态相变与材料处理 b-yao.ppt

姚宝殿上海工程技术大学材料学院Tel 67791474yaobd 材料科学基础B 2013 2014 1 第11章固态相变与材料处理 5钢在加热和冷却时的组织转变 1 热处理 是指将钢在固态下加热 保温和冷却 以改变钢的组织结构 获得所需要性能的一种工艺 为简明表示热处理的基本工艺过程 通常用温度 时间坐标绘出热处理工艺曲线 5 1热处理概述 在机床制造中约60 70 的零件要经过热处理 在汽车 拖拉机制造业中需热处理的零件达70 80 热处理是一种重要的加工工艺 在制造业被广泛应用 模具 滚动轴承100 需经过热处理 总之 重要零件都需适当热处理后才能使用 2 热处理特点 热处理区别于其他加工工艺如铸造 压力加工等的特点是只通过改变工件的组织来改变性能 而不改变其形状 3 热处理适用范围 只适用于固态下发生相变的材料 不发生固态相变的材料不能用热处理强化 4 热处理分类热处理原理 描述热处理时钢中组织转变的规律称热处理原理 热处理工艺 根据热处理原理制定的温度 时间 介质等参数称热处理工艺 根据加热 冷却方式及钢组织性能变化特点不同 将热处理工艺分类如下 5 预备热处理与最终热处理预备热处理 为随后的加工 冷拔 冲压 切削 或进一步热处理作准备的热处理 最终热处理 赋予工件所要求的使用性能的热处理 钢加热时的实际转变温度分别用Ac1 Ac3 Accm表示 冷却时的实际转变温度分别用Ar1 Ar3 Arcm表示 由于加热冷却速度直接影响转变温度 因此一般手册中的数据是以30 50 h的速度加热或冷却时测得的 6 临界温度与实际转变温度铁碳相图中PSK GS ES线分别用A1 A3 Acm表示 实际加热或冷却时存在着过冷或过热现象 因此将 5 2钢在加热时的组织转变 加热是热处理的第一道工序 加热分两种 一种是在A1以下加热 不发生相变 另一种是在临界点以上加热 目的是获得均匀的奥氏体组织 称奥氏体化 钢坯加热 一 奥氏体的形成过程奥氏体化也是形核和长大的过程 分为四步 以共析钢为例说明 第一步奥氏体晶核形成 首先在 与Fe3C相界形核 第二步奥氏体晶核长大 晶核通过碳原子的扩散向 和Fe3C方向长大 第三步残余Fe3C溶解 铁素体的成分 结构更接近于奥氏体 因而先消失 残余的Fe3C随保温时间延长继续溶解直至消失 第四步奥氏体成分均匀化 Fe3C溶解后 其所在部位碳含量仍很高 通过长时间保温使奥氏体成分趋于均匀 共析钢奥氏体化过程 奥氏体的形成 A A形核 A长大 残余Fe3C溶解 A均匀化 亚共析钢和过共析钢的奥氏体化过程与共析钢基本相同 但由于先共析 或二次Fe3C的存在 要获得全部奥氏体组织 必须相应加热到Ac3或Accm以上 二 奥氏体晶粒长大及其影响因素 1 奥氏体晶粒长大奥氏体化刚结束时的晶粒度称起始晶粒度 此时晶粒细小均匀 随加热温度升高或保温时间延长 奥氏体 晶粒将进一步长大 这也是一个自发的过程 奥氏体晶粒长大过程与再结晶晶粒长大过程相同 奥氏体晶粒度 1 起始晶粒度 珠光体刚刚转变成奥氏体的晶粒大小 2 实际晶粒度 热处理后所获得的奥氏体晶粒的大小 3 本质晶粒度 度量钢本身晶粒在930 10 保温8h 晶粒长大的程度 钢的本质晶粒度示意图 2 影响奥氏体晶粒长大的因素 加热温度和保温时间 加热温度高 保温时间长 晶粒粗大 加热速度 加热速度越快 过热度越大 形核率越高 晶粒越细 合金元素 阻碍奥氏体晶粒长大的元素 Ti V Nb Ta Zr W Mo Cr Al等碳化物和氮化物形成元素 促进奥氏体晶粒长大的元素 Mn P C N 原始组织 平衡状态的组织有利于获得细晶粒 奥氏体晶粒粗大 冷却后的组织也粗大 降低钢的常温力学性能 尤其是塑性 因此加热得到细而均匀的奥氏体晶粒是热处理的关键问题之一 钢在热处理时的冷却方式 过冷奥氏体的等温冷却转变过冷奥氏体的连续冷却转变 5 3钢在冷却时的组织转变 钢在热处理时的冷却方式 1 等温冷却把加热到A状态的钢 快速冷却到低于Ar1某一温度 等温一段时间 使A发生转变 然后再冷却到室温 2 连续冷却把加热到A状态的钢 以不同的冷却速度 空冷 随炉冷 油冷 水冷 连续冷却到室温 钢在热处理时的冷却方式 5 3 1等温冷却等温动力学曲线 在一定过冷度下的等温转变动力学可用阿弗拉密 Avrami 方程描述 讨论相变的速率问题 即在恒温下相变量与时间的关系 用于Avrami方程式中的n值 等温转变曲线 将不同温度下的S曲线整理在时间 温度曲线上 可以得到相变的综合动力学曲线 即等温转变曲线 等温转变曲线表示了转变量 转变温度和转变时间之间的关系 一般是由两条形状呈C形的曲线构成 所以我们也将其称之为C曲线 过冷奥氏体等温转变动力学图 TTT图 过冷奥氏体等温转变曲线又称TTT图 IT图或C曲线 综合反映了过冷奥氏体在冷却时的等温转变温度 等温时间和转变量之间的关系 即反映了过冷奥氏体在不同的过冷度下等温转变的转变开始时间 转变终了时间 转变产物类型 转变量与等温温度 等温时间的关系 T timeT temperatureT transformation IT IsothermalTransformation 金相硬度法奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同 膨胀法奥氏体和转变产物的比容不同 磁性法及电阻法奥氏体为顺磁性 转变产物为铁磁性 C曲线的测定方法 1 选择一系列试样 将试样加热奥氏体化 2 将试样在A1点下不同温度保温不同时间 3 淬水冷却 以保留 固定转变产物 4 确定各温度 时间下转变产物及转变量 5 建立转变温度 转变时间与转变产物 转变量的关系曲线 实验步骤 一 共析碳钢TTT曲线建立过程示意图 A1 1 过冷A等温转变动力学图的基本形式 一 共析钢的C曲线分析 1 线 区的意义线 纵坐标为温度 横坐标为时间 临界点A1线 MS线 Mf线 转变开始线 转变终了线 区 A1以上为稳定A区 过冷A区 过冷A等温转变区 A P A B 转变产物区 P B M形成区 A M M转变产物区 M或M Ar 孕育期最短的部位 即转变开始线的突出部分 称为鼻子 为什么呈C字形 存在鼻点 过冷奥氏体转变速度取决于转变驱动力和扩散能力 而 T G D 在A1 550 区间 随过冷度增大 原子扩散较快 转变速度较快 550 以下 随过冷度增大 原子扩散速度越来越慢 因而转变速度减慢 一 共析碳钢TTT曲线的分析 稳定的奥氏体区 过冷奥氏体区 A向产物转变开始线 A向产物转变终止线 A 产物区 产物区 A1 550 高温转变区 扩散型转变 P转变区 550 230 中温转变区 半扩散型转变 贝氏体 B 转变区 230 50 低温转变区 非扩散型转变 马氏体 M 转变区 2 转变产物依等温温度不同 大体可分为三个温度区 转变类型 1 P型转变 高温区 临界点Ar1 550 过冷度小 P型组织转变区 A P 扩散型相变 2 B型转变 中温区 550 MS 发生B转变的区域 A B 半扩散型相变 3 M型转变 低温区 在MS以下 过冷度大 发生M转变的区域 A M 非扩散型相变需要指出的是 在中部区域P转变区和B转变区可能重叠 得到P和B的混合组织 在下部区域M转变和B转变可能重叠 得到M和B的混合组织 1 高温转变 P转变 Ar1 550 A F Fe3C 过冷奥氏体在Ar1到550 间将转变为珠光体类型组织 它是铁素体与渗碳体片层相间的机械混合物 根据片层厚薄不同 又细分为珠光体 索氏体和托氏体 珠光体 Pearlite索氏体 Sorbite托氏体 屈氏体 Troostite 珠光体形貌像 形成温度为Ar1 650 片层较厚 500倍光镜下可辨 索氏体形貌像 形成温度为650 600 片层较薄 800 1000倍光镜下可辨 屈氏体形貌像 形成温度为600 550 片层极薄 电镜下可辨 珠光体 索氏体 屈氏体三种组织无本质区别 只是形态上的粗细之分 因此其界限也是相对的 片间距越小 钢的强度 硬度越高 而塑性和韧性略有改善 珠光体转变过程 珠光体转变也是形核和长大的过程 渗碳体晶核首先在奥氏体晶界上形成 在长大过程中 其两侧奥氏体的含碳量下降 促进了铁素体形核 两者相间形核并长大 形成一个珠光体团 珠光体转变是扩散型转变 珠光体转变 1 贝氏体的组织形态及性能过冷奥氏体在550 230 Ms 间将转变为贝氏体类型组织 贝氏体用符号B表示 根据其组织形态不同 贝氏体又分为上贝氏体 B上 和下贝氏体 B下 2 中温转变 贝氏体转变 550 230 贝氏体 bainite A B上 550 350 羽毛状Fe3C以较粗大片状分布在较宽的F片之间 易发生脆断 HRC 45 A B下 350 220 针状强韧性好 Fe3C细小 均匀分布在过饱和F针内 上贝氏体形成温度为550 350 在光镜下呈羽毛状 在电镜下为不连续棒状的渗碳体分布于自奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体条之间 下贝氏体形成温度为350 Ms 在光镜下呈竹叶状 在电镜下为细片状碳化物分布于铁素体针内 并与铁素体针长轴方向呈55 60 角 上贝氏体强度与塑性都较低 无实用价值 下贝氏体除了强度 硬度较高外 塑性 韧性也较好 即具有良好的综合力学性能 是生产上常用的强化组织之一 2 贝氏体转变过程贝氏体转变也是形核和长大的过程 发生贝氏体转变时 首先在奥氏体中的贫碳区形成铁素体晶核 其含碳量介于奥氏体与平衡铁素体之间 为过饱和铁素体 当转变温度较高 550 350 时 条片状铁素体从奥氏体晶界向晶内平行生长 随铁素体条伸长和变宽 其碳原子向条间奥氏体富集 最后在铁素体条间析出Fe3C短棒 奥氏体消失 形成B上 上贝氏体转变过程 当转变温度较低 350 230 时 铁素体在晶界或晶内某些晶面上长成针状 由于碳原子扩散能力低 其迁移不能逾越铁素体片的范围 碳在铁素体的一定晶面上以断续碳化物小片的形式析出 下贝氏体转变 等温转变温度 组织 性能变化规律 等温转变温度越低 其转变组织越细小 强度 硬度也越高 当奥氏体过冷到Ms以下将转变为马氏体类型组织 马氏体转变是强化钢的重要途径之一 1 马氏体的晶体结构碳在 Fe中的过饱和固溶体称马氏体 用M表示 Martensite 马氏体组织 马氏体转变时 奥氏体中的碳全部保留到马氏体中 3 低温转变 M转变 C在 Fe中过饱和固溶体 Ms MfHRC 62 65 马氏体的晶体结构 由于碳的过饱和作用 使 Fe晶格由体心立方变成体心正方晶格 2 马氏体的形态马氏体的形态分板条和针状两类 板条马氏体立体形态为细长的扁棒状在光镜下板条马氏体为一束束的细条组织 每束内条与条之间尺寸大致相同并呈平行排列 一个奥氏体晶粒内可形成几个取向不同的马氏体束 在电镜下 板条内的亚结构主要是高密度的位错 板条状 低碳马氏体 0 2 C 针状马氏体立体形态为双凸透镜形的片状 显微组织为针状 针 片状 高碳马氏体 1 C 马氏体的形态主要取决于其含碳量C 小于0 2 时 组织几乎全部是板条马氏体 C 大于1 0 C时几乎全部是针状马氏体 C 在0 2 1 0 之间为板条与针状的混合组织 45钢正常淬火组织 先形成的马氏体片横贯整个奥氏体晶粒 但不能穿过晶界 后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体片 所以越是后形成的马氏体片越细小 原始奥氏体晶粒细 转变后的马氏体片也细 3 马氏体的性能高硬度是马氏体性能的主要特点 马氏体的硬度主要取决于其含碳量 含碳量增加 其硬度增加 当含碳量大于0 6 时 其硬度趋于平缓 合金元素对马氏体硬度的影响不大 马氏体强化的主要原因是过饱和碳引起的固溶强化 此外 马氏体转变产生的组织细化也有强化作用 马氏体的塑性和韧性主要取决于其亚结构的形式 针状马氏体脆性大 板条马氏体具有较好的塑性和韧性 4 马氏体转变的特点马氏体转变也是形核和长大的过程 其主要特点是 无扩散性 铁和碳原子都不扩散 因而马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同 2 降温形成马氏体转变开始的温度称上马氏体点 用Ms表示 马氏体转变终了温度称下马氏体点 用Mf表示 只要温度达到Ms以下即发生马氏体转变 在Ms以下 随温度下降 转变量增加 冷却中断 转变停止 马氏体相变开始后 通常在不断降低温度的条件下 转变才能继续进行 冷却中断 转变立即停止 虽然有时在等温条件下也可发生马氏体相变 但马氏体等温转变普遍不能彻底进行 所以马氏体相变需要在一定的温度范围内连续冷却才能完成 马氏体相变开始温度记为Ms 在一定的冷速范围内 Ms与冷却速度无关 马氏体相变终了温度用Mf表示 在Mf点以下马氏体相变不再进行 如果某种钢的Ms点低于室温 则快冷到室温时将得到全部奥氏体 如果Ms点高于室温而Mf点低于室温 则淬火到室温时将保留相当数量的未转变的奥氏体 通常称之为残余奥氏体 在一定的冷却介质中将残余奥氏体继续转变为马氏体的操作过程 称为冷处理 马氏体相变的降温形成及转变 3 高速长大马氏体形成速度极快 瞬间形核 瞬间长大 当一片马氏体形成时 可能因撞击作用使已形成的马氏体产生裂纹 4 转变不完全 即使冷却到Mf点 也不可能获得100 的马氏体 总有部分奥氏体未能转变而残留下来 称残余奥氏体 用A 或 表示 Ms Mf与冷速无关 主要取决于奥氏体中的合金元素含量 包括碳含量 马氏体转变后 A 量随含碳量的增加而增加 当含碳量达0 5 后 A 量才显著 奥氏体含碳量对马氏体转变温度的影响 马氏体转变温度随着钢中碳含量的增加而下降 但Ms和Mf的下降速率不一致 如图所示 在含碳量小于0 6 范围内 Mf下降速率比Ms大 在含碳量大于0 6 范围内 Mf下降速率趋于平缓并且已经降至0 以下 导致淬火后室温组织中的残余奥氏体量增加 马氏体相变的特征 1 切变共格和表面浮凸 发生马氏体相变后 在试样的断面或表面可观察到倾动和表面浮凸现象 如图4 1和图4 2所示 表明马氏体相变是通过均匀切变完成的 同时 马氏体与奥氏体界面上的原子为两相所共有 既属于马氏体 又属于奥氏体 而且整个相界面互相牵制 因此这种界面称为 切变共格 界面 在共格界面中 新旧两相原子的位置有一一对应关系 新相长大时 原子只作有规则的整体迁移而不改变其共格界面关系 如果在抛光的试样表面预先刻一条直线划痕STS 马氏体相变引起的表面倾动将使直线变为S T TS 折线 浮凸两边呈现明显的山阴和山阳 可见马氏体形成是以切变方式实现 过冷奥氏体转变产物 共析钢 二 非共析钢的过冷A等温转变曲图对亚共析钢在发生P转变之前有先共析F析出 因此亚共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析F析出线 且该线随含碳量增加向右下方移动 直至消失 亚共析钢的TTT曲线 P F S F T B M A残 对过共析钢在发生P转变之前有先共析渗碳体析出 因此过共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析渗碳体析出线 且随含碳量增加向左上方移动 直至消失 过共析钢的TTT曲线 P Fe3C S Fe3C T B M A残 TTT曲线的基本类型 第一种 具有单一的 C 形曲线 碳钢以及含有Si Ni Cu Co等合金元素的钢均属于此种 其鼻尖温度约为500 600 实际上是由两个邻近的C曲线合并而成 如图中虚线所示 在鼻尖以上等温时 形成珠光体 在鼻尖以下等温时 形成贝氏体 第二种和第三种 曲线呈双 C 形 若钢中加入能使贝氏体转变温度范围下降 或使珠光体转变温度范围上升的合金元素 如Cr Mo W V等 时 则随合金元素含量增加 珠光体转变曲线与贝氏体转变曲线逐渐分离 若加入的合金元素不仅能使珠光体转变与贝氏体转变分离 而且能使珠光体转变速度显著减慢 但对贝氏体转变速度影响较小时 则得到的等温转变图 第二种 反之 若加入的合金元素能使贝氏体转变速度显著减慢 而对珠光体转变速度影响不大时 则得到的等温转变图 第三种 第四种 只有贝氏体转变的C曲线 在含Mn Cr Ni W Mo量高的低碳钢中 扩散型的珠光体转变受到极大阻碍 因而只出现贝氏体转变的C曲线 第五种 只有珠光体转变的C曲线 常出现于中碳高铬钢中 第六种 在MS点以上整个温度区间内不出现C曲线 这类钢通常为奥氏体钢 高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温 影响C曲线的因素 与奥氏体状态有关1 含碳量 理论 奥氏体中C C曲线右移 F相难析出 珠光体转变难进行 实际 亚共析钢 C C曲线右移 过共析 C 左移 未溶Fe3C 指溶入奥氏体中的C 0 9 C 0 9C 0 5Mn 0 9C 1 2Mn 0 9C 2 8Mn T T 0 5C 0 5C 2 Cr 0 5C 4 Cr 0 5C 8 Cr 2合金元素 除Co Al WAl 2 5 外 其它合金元素随Me C曲线右移 须溶入A中 T Ms Co Al Ni Si Cu Mn Si Ni Cu Mn Co Al外所有合金元素 非碳化物形成元素 只改变C曲线位置Co Al Ni Cu Si 强碳化物形成元素W Mo V Ti Nb等的影响 改变C曲线位置和形态 3 奥氏体晶粒尺寸 晶粒细小 P转变曲线左移 B转变影响较小T t 晶粒粗大 成分 组织均匀 A稳定性 右移 4 原始组织 加热温度和保温时间在相同的加热条件下 原始组织越细 越容易得到均匀的A 使等温转变曲线右移 Ms降低 当原始组织相同时 提高A化温度 延长保温时间 将促进碳化物溶解 也会使C曲线右移 5 塑性变形 无论高温和低温塑性变形 均加速过冷A的转变 原因 1 相变前形变奥氏体处于完全再结晶状态时 其原因是再结晶细化了奥氏体晶粒 2 相变前形变奥氏体处于加工硬化状态时 其原因是形变促进了晶界与晶内 如滑移带 孪晶 形核 3 相变前形变奥氏体中析出大量细小的形变诱发碳化物时 其原因是形变诱发碳化物促进了珠光体的晶内形核 5 3 2过冷奥氏体的连续冷却转变 一 建立共析钢过冷奥氏体连续冷却转变曲线 CCT曲线 C continuousC coolingT transformation 一 共析碳钢CCT曲线建立过程示意图 Pf Ps A P K Ms Mf 一 共析钢CCT图分析共析钢过冷奥氏体连续转变动力学图的基本形式如图 该图的纵坐标为温度 横坐标为时间 采用对数坐标 1 线 区的意义线 纵坐标为温度 横坐标为时间 A1线 MS Mf线 P转变开始线 P转变终了线 P转变中止线 区 稳定A区 过冷A区 过冷A连续冷却P转变区 A P M形成区 A M 转变产物区 P M 注意 共析钢的过冷奥氏体连续冷却转变图无贝氏体转变 一冷却速度对转变产物的影响 当V Vc时 A过 M当V Vc 时 A过 P当Vc V Vc 时 A过 M P实际中由于CCT曲线测量难 可用TTT曲线代替CCT曲线作定性分析 判断获得M的难易程度 注意 VC 和VC为临界冷却速度 上临界冷却速度VC 下临界冷却速度VC 连续冷却过程中TTT曲线的分析 V1 5 5 s 炉冷 P V2 20 s 空冷 S V3 33 s 油冷 T M A残 V4 138 s 水冷 M A残 二 亚 或过 共析碳钢的连续冷却转变曲线 图2 80 30 C钢连续冷却转变曲线奥氏体化温度 930 时间