第三章 珠光体转变与钢的退火和正火.ppt

材料科学与工程学院 珠光体转变与钢的退火和正火 第三章 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 退火 将钢加热至临界点Ac1以上或以下温度 保温后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺 目的 1 消除组织缺陷 2 均匀化学成分及组织 细化晶粒 提高钢的力学性能 减少残余应力 3 降低硬度 提高塑性和韧性 改善切削加工性能 获得珠光体组织的热处理工艺 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 各种退火加热温度范围 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 正火 将钢加热至Ac3或Acm以上适当温度 保温后在空气中冷却得到珠光体类组织的热处理工艺 与完全退火不同点 正火冷却速度较快 转变温度较低 因此获得的珠光体组织较细 钢的强度和硬度也较高 目的 1 改善钢的切削加工性能 2 消除热加工缺陷组织 均匀组织 细化晶粒 消除内应力 3 消除过共析钢的网状碳化物 便于球化处理 4 提高普通结构零件的机械性能 应用 一般作为预备热处理 也可作大型或形状复杂零件的终热处理 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 本章内容 3 1钢的冷却转变概述 3 2珠光体的组织和性能 3 3珠光体转变机理 3 4先共析转变 3 5珠光体转变的动力学 3 6合金钢中其它类型的奥氏体高温分解转变 3 7钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 掌握珠光体的组织形态与晶体结构 掌握珠光体的形成机理 掌握钢的退火和正火工艺及珠光体的力学性能 掌握先共析转变 珠光体 片状和粒状 的形成机理先共析产物的形成机理 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体转变在热处理 退火与正火 实践中极为重要 退火与正火可以作为最终热处理 形成铁素体和渗碳体组成的机械混合物 铁素体为体心立方 硬度低而塑性高 渗碳体为正交晶系 质硬而脆 两者合理的匹配 可得到良好的综合力学性能 是钢中的重要相变 作为最终热处理 获得一定形态的珠光体 使结构件具有良好的综合力学性能 退火与正火可以作为中间热处理 发生珠光体转变的热处理可作为机加工的中间热处理 消除因前一道工序造成的加工硬化 改善机加工性能 便于下道工序的切削加工退火与正火也可以作为预备热处理 用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处理 为淬火作好组织上的准备 保证不发生珠光体转变 对于要求高硬度 高强度的构件 则希望获得马氏体 为避免因工艺不当使组织中出现珠光体 则必须研究珠光体的形成动力学 珠光体转变的过程 转变机理 转变动力学 影响因素 珠光体转变产物性能 学习珠光体转变的意义 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 何为珠光体 珠光体是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体 何为珠光体转变 平衡相变 扩散型相变 共析相变 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 钢在冷却时发生的组织转变 既可在某一恒定温度下进行 也可以在连续冷却过程中进行 3 1钢的冷却转变概述 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 过冷奥氏体转变图 过冷奥氏体转变图是用来表示在不同冷却条件下过冷奥氏体转变过程的起止时间和各种类型组织转变所处的温度范围的一种图形 如果转变在恒温下进行 则为过冷奥氏体等温 恒温 转变图 又称IT IsothermalTransformation 图 如果转变是在连续冷却条件下进行 则为连续冷却转变图 又称CT或CCT ContinuousCoolingransformation 图 有些教科书也把恒温转变曲线称为TTT曲线 TemperatureTimeTransformation 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 一 过冷A的等温转变 以共析钢为例 1 IT图 A1 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 在A1温度以下某一确定温度 过冷奥氏体转变开始线与纵坐标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的孕育期 孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低 在A1以下 随等温温度降低 孕育期缩短 过冷奥氏体转变速度增大 在550 左右共析钢的孕育期最短 转变速度最快 此后 随等温温度下降 孕育期又不断增加 转变速度减慢 过冷奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温度下转变完成所需要的总时间 转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变化规律相似 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 共析碳钢C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 M A M 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 过冷奥氏体的转变产物及转变过程 1 珠光体型转变 又称高温转变 发生温度 A1 550 转变产物 珠光体 A1 6500C 珠光体片层较粗 P 珠光体 6500C 6000C 珠光体层片较细 S 索氏体 6000C 5500C 珠光体层片极细 T 屈氏体 珠光体的铁素体和渗碳体层片粗细与转变温度有关 温度越低 珠光体的层片越细 层片变细 强度硬度增加 塑性韧性有所增加 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 贝氏体型转变 又称中温转变 转变温度 550 Ms 230 转变产物 贝氏体 bainite 由过饱和F和渗碳体组成的混合物 用符号B表示 分类 按组织形态不同分为 上贝氏体 upperbainite B上 550 350 羽毛状组织 强度与塑性都较低 脆性很高 下贝氏体 lowerbainite B下 350 Ms 针片状组织 综合性能好 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 马氏体转变 又称低温转变 转变温度 Ms 230 C Mf转变产物 马氏体 martensite A residualaustenite 马氏体 碳在 Fe中形成的过饱和固溶体 用M表示 分类 低碳马氏体呈板条状 具有较高的强度和塑韧性 也称板条M高碳马氏体呈透镜状 片状 中间有脊线 其强度很高 但塑韧性差 脆性大 低碳马氏体 高碳马氏体 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 共析钢C曲线及转变产物 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 P F S F T B M A 亚共析钢的C曲线 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 P Fe3C S Fe3C T Fe3C B M A 过共析钢的C曲线 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 二 过冷A连续转变冷却曲线 CCT曲线 ContinuousCoolingTransformation 许多热处理工艺是在连续冷却过程中完成的 如炉冷退火 空冷正火 水冷淬火等 在连续冷却过程中 过冷奥氏体同样能进行等温转变时所发生的几种转变 即 珠光体转变 贝氏体转变和马氏体转变等 而且各个转变的温度区也与等温转变时的大致相同 在连续冷却过程中 不会出现新的在等温冷却转变时所没有的转变 但是 奥氏体的连续冷却转变不同于等温转变 因为 连续冷却过程要先后通过各个转变温度区 因此可能先后发生几种转变 而且 冷却速度不同 可能发生的转变也不同 各种转变的相对量也不同 因而得到的组织和性能也不同 所以 连续冷却转变就显得复杂一些 转变规律性也不像等温转变那样明显 形成的组织也不容易区分 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 Pf P转变终了线 Ps P转变开始线 A P K P转变中止线 Ms Mf 过冷A区 产物区 M A M 100 0 230 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 只有P M转变vk为临界冷却速度 V1 V2 V3 Vc V4 V3 V2 V1 A M Mf Ms 7006005004003002001000 100 0 1110104105106 转变开始 转变中了 V1 V2 V3曲线表示不同的冷速曲线 其中VC与转变开始线相切 VC称为淬火临界冷速 VC V4 若冷速小于VC 冷速曲线 将穿过珠光体转变区 可得到珠光体组织 若冷速大于VC 待冷至Ms点以下时则可以得到马氏体组织 共析碳钢的CT图 温度 时间S A P 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 v1 炉冷A Pv2 空冷A Sv3 油冷A T Mv4 水冷A M A vk 临界冷却速度vk P S M T 过冷奥氏体等温转变曲线在连续冷却中的应用 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体类转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变 将分解为铁素体与渗碳体的混合物 称为珠光体转变 又称高温转变 产物为珠光体 铁素体和渗碳体两相的含碳量 晶体结构相差悬殊且与奥氏体截然不同 转变时必然发生C的扩散和晶格的改组 因此珠光体转变是典型的扩散型相变 根据奥氏体化温度和奥氏体化程度不同 过冷奥氏体可形成片状珠光体和粒状珠光体 前者渗碳体呈片状 后者渗碳体呈粒状 3 2珠光体的组织和性能 一 珠光体的组织形态 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 片状珠光体 是由一层铁素体与一层渗碳体层层紧密堆叠而成的 珠光体团 在片状珠光体组织中 片层方向大致相同的区域我们称为 珠光体团 1 片状珠光体 片状珠光体的片间距a 和珠光体团b 示意图 珠光体的片间距 在珠光体团中 相邻两片渗碳体 或者是铁素体 中心之间的平均距离 称为 珠光体的片间距 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示 相邻两片Fe3C 或F 的平均距离S0称珠光体的片间距 片间距与过冷度 T关系 片状珠光体的片间距 T S0 为什么 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 当形成温度降低 碳的扩散速度减慢 碳原子难以作较长距离的迁移 只能形成片层间距较小的珠光体 珠光体形成时 铁素体与渗碳体界面能的增加 要由奥氏体与珠光体的自由能之差来提供 过冷度愈大则所能提供的自由能差愈大 即可提供更多的能量以增加F与Fe3C形成时所增加的界面能 因此过冷度越大则形成的界面越多 片间距愈小 原奥氏体晶粒大小对S0无明显影响 但原奥氏体晶粒越细小 珠光体团直径也越细小 原因 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体 如果珠光体的形成温度较高 在光学显微镜下能够明显看出铁素体与渗碳体呈层状分布的组织形态 其片间距大约在150 450nm之间 称为 珠光体 索氏体 如果珠光体的形成温度较低 在放大倍数不高的光学显微镜下 很难分辨铁素体与渗碳体的形态 在电子显微镜下测得片间距大约在80 150nm之间 工业上把这种细片状珠光体称作 索氏体 屈氏体 对于在更低温度下形成的片间距大约在30 80nm之间的极细片状珠光体 在光学显微镜下根本无法辨别其层状特征 这种组织在工业上叫做 屈氏体 片状珠光体类型组织分为 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体 索氏体和屈氏体比较 珠光体 索氏体 屈氏体 珠光体 索氏体 屈氏体之间无本质区别 都是由铁素体和渗碳体片层相间组织 其形成温度也无严格界线 只是其片层厚薄和片间距不同 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 等温冷却形成的片状珠光体与连续冷却形成的片状珠光体其组织与性能有什么差别 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 连续冷却时珠光体形成在一个温度范围内进行 先冷却得到的珠光体由于形成温度高 C原子扩散速度快 扩散距离长 珠光体片层间距S0大 随着温度降低 后冷却得到的珠光体由于 T增大 G增大 形核率I增加并且C原子扩散速度和距离变小 使S0变小 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 在连续冷却过程中形成的珠光体组织 转变产物的片间距大小不等 在外力作用下将引起不均匀的塑性变形 并导致应力集中 从而使钢的强度和塑性都降低 一般采用等温处理的方法 来获得粗细相近的珠光体组织 以提高钢的切削性能 试样的磨制角度不同 片间距差别往往很大 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 粒状珠光体 组织形态在铁素体基本上分布着粒状渗碳体的两相机械混合物称为粒状珠光体 粒状珠光体一般经球化退火而得到 也可以通过淬火加回火处理得到 粒状珠光体组织500 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 二 珠光体晶体学 在退火状态下 珠光体的铁素体中位错密度较小 渗碳体中位错密度更小 片状珠光体中铁素体与渗碳体片两相交界处常具有较高的位错密度 在铁素体片中还有亚晶界 构成许多亚晶粒 珠光体形成时 新相 铁素体与渗碳体 与母相 奥氏体 之间存在一定的晶体学位向关系 铁素体与奥氏体的位向关系为 110 112 而在亚共析钢中 先共析铁素体与奥氏体的位向关系为 111 110 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 在珠光体团中 铁素体和渗碳体可以看成是两个互相穿插的单晶体 这两个相与所在的原奥氏体晶粒都没有一定的晶体学位向关系 但是在一个珠光体团中 铁素体与渗碳体之间总有一个确定的位向关系 通常有两类 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 3珠光体转变机理 一 一般概述 珠光体转变 转变过程 两个阶段 1 形核 2 长大 横向和纵向 钢为共析成分 珠光体在奥氏体晶界上形核 钢为偏离共析成分 则在奥氏体晶界处的先共析相 铁素体或渗碳体 上形核 视频观看 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体的形核 形核部位 条件 能量 成分和结构起伏 奥氏体晶界 一般情况 奥氏体晶内 温度较低 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 领先相问题 铁素体和渗碳体哪个相先形成 早期认为渗碳体是珠光体转变的领先相 原因 珠光体中的铁素体与先共析铁素体的晶体学取向不同 二者之间有晶界 珠光体中的渗碳体与先共析渗碳体的晶体学取向相同 二者之间没有明显的晶界 1962年 Hillert证实铁素体也可以成为领先相 目前公认 渗碳体和铁素体都可以作为珠光体转变的领先相 二 珠光体转变的领先相 争议中 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 亚共析钢 F 因为P中的F与F先的位向相同 过共析钢 Fe3C 因为P中的Fe3C与Fe3C先的位向相同且组织上连续 共析钢 Fe3C A中的未溶Fe3C将促进P的形成 而F先存在则无明显影响 过冷度小 Fe3C是领先相 过冷度大 F是领先相 决定于相变温度和钢的化学成分 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体长大有两种机制 一是成片形成机制 二是分枝形成机制 早期 Mehl和Hull提出成片形成机制 1962年 Hillert开始提出分枝形成机制 1973年 Dippenaar和Honeycombe根据透射电镜观察结果 证实成片形成机制和分枝形成机制是同时存在的 三 珠光体的长大 1 片状珠光体的形成过程 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 成片形成机制由两个过程组成 横向形核长大和纵向长大 a 横向形核长大横向长大是层片数增加 b 纵向长大纵向长大是向奥氏体晶粒推进 c 在一个珠光体领域形成的同时 有可能在奥氏体晶界的其它领域 或在已形成的珠光体领域的边缘上形成新的 其它取向的渗碳体晶核 并由此形成另一个不同取向的珠光体领域 直到各个珠光体领域相遇 奥氏体全部分解完了 珠光体转变即告结束 最后得到了片状的珠光体组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体转变示意图 以渗碳体为领先相 片状珠光体的形成过程如图所示 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体形成时 纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体中延伸 而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多 随珠光体形成温度降低 渗碳体片和铁素体片逐渐变薄缩短 同时两侧连续形成速度及其纵向长大速度都发生改变 珠光体群的轮廓也由块状逐渐变为扇形 继而为轮廓不光滑的团絮状 即由片状珠光体逐渐变为索氏体或屈氏体 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 C B A C C C C S C B A Fe3C C C S Ccem C cem 珠光体形成时碳的扩散过程 温度 G E S P 碳含量 C cem C C C C cem A S Fe3C A S B B C 与F相接处A的碳含量C Fe3C 与Fe3C相接处A的碳含量 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 与铁素体相接触的奥氏体碳浓度 Cg a 较高 与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度 Cg c 较低 因此在与铁素体和渗碳体相接触的奥氏体中产生碳浓度差 Cg a Cg c 从而引起界面附近奥氏体中碳浓度的扩散 其扩散情况如前图所示 碳在奥氏体中扩散的结果 导致铁素体前沿奥氏体的碳浓度降低 渗碳体前沿奥氏体的碳浓度增加 破坏了T1温度下奥氏体与铁素体基渗碳体界面碳浓度的平衡 为维持这一平衡 铁素体前沿的奥氏体必须析出铁素体 使其碳浓度增高恢复至平衡浓度Cg a 渗碳体前沿的奥氏体必须析出渗碳体 使其碳浓度降低恢复至平衡浓度Cg c 这样 珠光体便纵向长大 直至过冷奥氏体全部转变为珠光体为止 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 同时 由于奥氏体中碳浓度差 Cg Cg c 和 Cg a Cg 的存在 还将发生远离珠光体的奥氏体中的碳向与渗碳体相接触的奥氏体界面处扩散 以及与铁素体相接触的奥氏体界面处的碳向远离珠光体的奥氏体中的扩散 此外 已形成的珠光体 其中铁素体的碳浓度在奥氏体界面处为Cg a 在渗碳体界面处为Ca c 两者之间也形成碳的浓度差 所以在铁素体中也要产生碳的扩散 这些扩散都促使珠光体中的渗碳体和铁素体不断长大 即促进了过冷奥氏体向珠光体的转变 过冷奥氏体转变为珠光体时 晶体点阵的重构是由部分铁原子的自扩散完成的 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 P分枝形成机制 P只是以纵向长大的方式进行 至于横向的展宽 并不是通过横向重复形核 而是以分岔的方式进行 片状珠光体形成时 铁素体与渗碳体不是交替配合协同长大的 在位错区域形成的渗碳体晶核 成长过程中分枝长大 铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系 这两个原因导致珠光体反常长大 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 渗碳体形核后 在向前长大过程中不断分枝 造成与其相邻的奥氏体贫碳 从而促进铁素体在渗碳体分枝间不断地形成 最终形成了渗碳体与铁素体片层相间的片状珠光体组织 这种珠光体形成的分枝机制可以解释珠光体转变过程中的一些反常现象 如离异共析组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 离异共析正常的片状珠光体形成时 铁素体与渗碳体是交替配合长大的 在某些不正常情况下 片状珠光体形成时 铁素体与渗碳体不一定交替配合长大 而出现一些特异的现象 可以是在部分形成粗大珠光体后 再在较低温度下于已形成的粗大珠光体的渗碳体上 从未转变的过冷奥氏体生出分枝渗碳体并向奥氏体中延伸 在分枝的端部长成层片间距较小的珠光体小球 或者在长出的渗碳体分枝两侧 没有铁素体配合成核 而成为一片渗碳体片 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 a 表示在奥氏体晶界上形成的渗碳体一侧长出一层铁素体 但此后却不再配合成核长大 b 表示从晶界上形成的渗碳体中 长出一个分枝伸向晶粒内部 但无铁素体与之配合成核 因此形成一条孤立的渗碳体片 c 表示由晶界长出的渗碳体片 伸向晶粒内后形成了一个珠光体团 其中a 和b 为离异共析组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 获得粒状珠光体的途径有四个 加热转变不充分 奥氏体中尚存未溶碳化物颗粒或许多高碳区 然后将过冷奥氏体缓冷而得到 片状珠光体的低温退火球化而获得 对于马氏体 贝氏体组织的钢在Al稍下进行高温回火使碳化物析出并球化 通过形变诱导铁素体超量析出 使变形奥氏体中碳的分布不均匀 然后在线保温或缓冷得到 2 粒状珠光体的形成过程 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 1 特定条件下过冷奥氏体的分解奥氏体化温度降低 保温时间较短 加热转变未充分进行 此时在奥氏体中有许多未溶的残留碳化物或许多微小的高浓度碳的富集区 转变为珠光体的等温温度要高 等温时间要足够长 或者冷却速度极慢 2 片状珠光体的低温退火将片状珠光体加热到Al稍下的较高温度长时间保温 片状珠光体能够自发地变为颗粒状的珠光体 根据胶态平衡理论 第二相颗粒的溶解度与质点的曲率半径有关 曲率半径越小 其溶解度越高 因此片状渗碳体的尖角处溶解度高于平面处的溶解度 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 高温回火对马氏体或贝氏体进行高温回火 析出的细小弥散的碳化物不断聚集粗化 最后可以得到球状珠光体组织 原始片状珠光体组织细小 可以加快碳化物的球化过程 4 形变球化若在稍高于临界点Ar3施加大应变量形变 形变后等温或缓冷处理 可以直接获得铁素体加细小弥散渗碳体的球化组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 粒状珠光体的形成也是一个形核及长大的过程 不过这时的晶核主要来源于非自发晶核 在共析和过共析钢中 粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核 它按球状的形式而长大 成为铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织 粒状珠光体中的粒状渗碳体也可通过渗碳体球化 球化退火 获得的 由于片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体 在球化退火时 从能量上考虑 渗碳体的球化是一个自发过程 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 渗碳体的球化机理根据胶态平衡理论 第二相颗粒的溶解度与其曲率半径有关 曲率半径越小 溶解度越高 渗碳体的尖角处由于曲率半径较小 与其相邻的奥氏体中具有较高的碳浓度 而渗碳体的平面处由于曲率半径较大 因此与其相邻的奥氏体中碳浓度较低 从而使得奥氏体中的碳原子从渗碳体尖角处向平面处扩散 扩散破坏了相界面的平衡 为了恢复平衡 尖角处的渗碳体将溶解 使其曲率半径变大 而平面处将长大 析出渗碳体 使其曲率半径减小 如此不断进行 最后形成了各处曲率半径相等的颗粒状渗碳体 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 片状P 粒状P 胶态平衡理论 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 渗碳体片内亚晶界的存在 会产生一界面张力 为保持界面张力平衡 在亚晶界处会出现沟槽 在沟槽两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比 具有较小的曲率半径 因此 与沟槽接触的固溶体具有较高的溶解度 将引起C在固溶体中的扩散 并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析出 为了保持亚稳定平衡 凹坑两侧的渗碳体尖角将逐渐被溶解 而使曲率半径增大 片状P 粒状P 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 这样又破坏了此处相界面表面张力 cem a cem cem 的平衡 为了保持表面张力的平衡 凹坑将因渗碳体继续溶解而加深 在渗碳体片亚晶界的另一面也发生上述溶解析出过程 如此不断进行直到渗碳体片溶穿 一片成为两截 渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后 又按尖角溶解 平面析出长大而向球状化转化 同理 这种片状渗碳体断裂现象 在渗碳体中位错密度高的区域也会发生 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 因此 在A1温度以下 片状渗碳体的球化过程 是通过渗碳体的断裂 C的扩散进行的 其过程示意如下图 粒状P的形成 碳化物破裂 碳的扩散 碳化物析出 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 片状渗碳体破断 球化过程 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 四 珠光体转变产物的机械性能 机械性能与成分和热处理工艺有关 不同形态P 性能不同 对于片状P 由层片间距决定 先共析F和Fe3C含量不同 性能不同 1 铁素体加珠光体的机械性能 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 影响因素 片层间距和珠光体团的直径 片层间距以及珠光体团直径减小 珠光体的强度 塑性均提高 片层间距 层片变薄 相界面 抗塑性变形能力 层片变薄 可通过滑移或弯曲产生塑性变形 塑性变形能力 珠光体团直径 单位体积片层排列方向 局部发生大量变形引起的应力集中可能性 强度和塑性 连续冷却珠光体组织 强度和塑性降低 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 粒状珠光体的力学性能强度 硬度稍低于片状P 塑性较高 原因 粒状珠光体中铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体少 强度和硬度稍低 渗碳体呈粒状分散在连续的铁素体基体上 对位错运动的阻碍作用较小 使塑性提高 碳化物颗粒越细小 硬度和强度就越高 碳化物颗粒越接近等轴状 分布越均匀 韧性越好 粒状珠光体组织的加工性能 切削性好 冷挤压成形性好 加热淬火时变形和开裂倾向性小 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 铁素体加珠光体的机械性能机械性能影响因素 珠光体和铁素体的相对含量 铁素体晶粒大小 珠光体片层间距 铁素体化学成分 强度和韧性 珠光体量增加对钢的强度和韧性的作用增大 钢的成分一定 随冷却速度增大 先共析铁素体量减少 珠光体量增多 完全奥氏体化情况下 钢中碳含量增高 先共析铁素体量减少 而珠光体量增多 屈服强度 主要取决于铁素体晶粒尺寸的大小 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 随珠光体量增加 铁素体晶粒尺寸大小对强度的影响减小 越接近共析成分 珠光体对强度的影响就越大 珠光体片层间距的作用就愈明显 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 脆性转折温度随珠光体量增加而升高 随钢中碳含量增加 珠光体量增加 脆性转折温度升高 韧性状态下的冲击功显著下降 碳含量 珠光体含量 对正火钢的韧脆转化温度和冲击功的影响 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 总结 铁素体加珠光体的力学性能 珠光体量增加对钢的强度和塑性作用增大 P增加 强度和硬度增加 脆性转变温度增加 F增加 晶粒细化 塑性增加 冲击韧性增加 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 形变珠光体的机械性能 派登 Patenting 处理 就是使高碳钢获得细珠光体 索氏体 组织 再经过深度冷拔而获得高强度钢丝 应用 绳用钢丝 琴钢丝和某些弹簧钢丝 铅浴淬火 冷拔 索氏体组织的特点 索氏体组织片层间距较小 滑移可沿最短途径进行 具有良好的冷拔性能 渗碳体片很薄 在强烈塑性变形时能够弯曲 故塑性变形能力增强 冷塑性变形可使亚晶粒细化 形成许多由位错网组成的位错壁 而且随变形量增大这种位错壁之间的距离减小 同时强化程度增大 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体组织进行塑性变形加工 可以大幅度提高钢的强度 主要由于 塑性变形引起的位错密度增大 亚晶粒细化和残余相变位错 600 形成的片状珠光体的抗拉强度与冷拔变形量的关系 A区 位错密度增高的贡献 B区 亚晶粒细化的贡献 C区 残存的相变位错的贡献 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 工程上使用的钢大多数是非共析钢 这些钢在发生珠光体转变前 会有先共析铁素体或先共析渗碳体的析出 当未转变奥氏体的成分改变到共析成分时 才会发生珠光体转变 珠光体转变前的这种析出 称为先共析转变 3 4先共析转变 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 一 发生先共析转变的条件 根据Fe Fe3C相图 在平衡状态下 先共析铁素体和先共析渗碳体的析出分别在GS和ES线以下的 和 Fe3C两相区内进行 但是当亚共析钢快冷到Ar1温度以下时 先共析铁素体析出的温度范围 根据Hultgren的观点 相图上各条相界的延长线仍具有物理意义 这样 如果将奥氏体快速冷却到SE 线和SG 线以下的相区时 则会因同时对铁素体和渗碳体所过饱和而直接进行珠光体转变 这种非共析成分的奥氏体不经过先共析转变而直接进行珠光体转变得到的珠光体 在显微组织上也是由片层状的铁素体和渗碳体组成 但两个相的相对含量以及片层相对厚度都不同于共析成分的珠光体 这种珠光体被称为伪共析体 如图 实际情况要比理论分析复杂 下图为在反应后期占主导地位的不同形态析出物的温度 成分区示意图 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 先共析相析出的温度和成分范围 奥氏体快冷到影线区时 同时对铁素体和渗碳体所饱和而直接进行珠光体转变 可以看出 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 00 10 30 50 70 91 11 31 5 1000900800700600500400 不同形态析出物的温度 成分区 先共析相的析出是与碳在奥氏体中的扩散密切相关的 亚共析钢或过共析钢奥氏体化后冷却到先共析铁素体区 GSE 线以左区域 或先共析渗碳体区 ESG 线以右区域 时 将有先共析铁素体或先共析渗碳体析出 析出的先共析相的量决定于奥氏体碳含量和析出温度或冷却速度 碳含量越高 或越低 冷却速度越大 析出温度越低 则析出的先共析铁素体 或先共析渗碳体 的量就越少 先共析相的析出 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 二 先共析相的形态 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 先共析相形貌的影响 A 亚共析钢 当奥氏体晶粒较细小 等温温度较高或冷却速度较慢时 Fe原子可以充分扩散 所形成的先共析铁素体一般呈等轴块状 当奥氏体晶粒较粗大 冷却速度较快时 先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出 当奥氏体成分均匀 晶粒粗大 冷却速度又比较适中时 先共析铁素体有可能呈片 针 状 沿一定晶面向奥氏体晶内析出 此时铁素体与奥氏体有共格关系 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 下图为在奥氏体晶界长出的先共析铁素体的不同形态示意图 魏氏组织 片状先共析相与奥氏体的界面是共格或半共格的 先共析铁素体或先共析渗碳体形成网状组织的条件一般是 碳含量靠近共析成分 奥氏体晶粒 冷却速度 下图为不同形态先共析相的显微组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 abcdef 在奥氏体晶界长出的先共析铁素体的不同形态示意图 先共析铁素体的形态除与转变温度有关外 还受钢成分的影响 1 wc 0 4 时 主要形成网状铁素体 2 wc 0 2 时 主要形成块状铁素体 3 wc 0 2 0 4 时 主要形成魏氏铁素体 当钢的成分一定时 铁素体形态决定于形成温度 即等温温度及连续冷却时的速度 魏氏组织铁素体只能在一定范围的冷却速度下形成 过慢或过快的冷却速度都将抑制它的形成 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 先共析渗碳体的形态可以是粒状 网状或针 片 状 过共析钢在奥氏体成分均匀 晶粒粗大的情况下 渗碳体一般呈网状或针 片 状渗碳体 此时将显著增大钢的脆性 因此 过共析钢的退火加热温度必须在Acm点以下 以避免网状渗碳体的形成 B 过共析钢 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 组织控制 工业上 片 针 状铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织 魏氏组织 晶粒粗大 机械性能 尤其塑性和冲击性能 显著降低 钢的脆性转折温度升高 魏氏组织 采用细化晶粒的正火 退火以及锻造等等 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 珠光体转变动力学特点珠光体的形核率I和长大速度G珠光体转变动力学图先共折相的长大动力学影响珠光体转变动力学的因素 3 5珠光体转变的动力学 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 一 珠光体转变动力学特点 在转变开始前有一个孕育期 温度一定时 转变速度随时间延长有一极大值 随转变温度的降低 珠光体转变的孕育期有一极小值 在此温度下 转变最快 合金元素的影响很显著 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 二 珠光体的形核率I和长大速度G 1 形核率与转变温度T在均匀形核 一方面 随转变温度T降低 过冷度增大 奥氏体与珠光体的自由能差增大 即相变驱动力 Gv增大 使临界形核功W减小 使形核率I增大 另一方面 随转变温度T降低 原子扩散能力减弱 因Q基本不变 使形核率I减小 上述两个因素共同作用 使得形核率出现极大值 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 长大速度G与转变温度T 转变温度较高时珠光体团一般长大成等轴类球形 各个方向上的长大速度G基本相等 可由下式表示 S0为珠光体的片层间距 Dc 为C在奥氏体中的扩散系数 K为常数 由于S0反比于过冷度 T 而K正比于 T 所以式可改写为 T T S0 C扩散距离 G T Dc G 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系 两者都具有极大值特征 其极大值约在550 左右 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 形核率I和长大速度G与转变时间的关系 当转变温度一定时 随转变时间延长 形核率I逐渐增大 等温保持时间对珠光体的长大速度G则无明显的影响 共析钢珠光体形核率与转变时间的关系 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 4 奥氏体转变量与时间的关系Johnson Mehl方程 推导上式时有几个假设 1 均匀形核 2 I和G均不随时间而变 3 各珠光体团的G值相同 事实上 这些假设并不成立 因此 奥氏体的转变量与时间的关系有多种关系式 他们都在某一个特定的条件下成立 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 三 珠光体转变动力学图 根据不同温度下珠光体的形核率和长大速度与时间的关系 共析钢的珠光体等温转变动力学曲线如图中实线所示 共析钢的珠光体等温转变动力学曲线 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 四 先共折相的长大动力学 亚共析钢 先共析铁素体在奥氏体晶界上的长大方向有两个 一是沿奥氏体晶界长大 长度方向 二是向奥氏体晶内长大 厚度方向 式中 S为铁素体片的半厚度 t为铁素体长大时间 为系数 先共析铁素体的转变动力学曲线也呈 C 字形 通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方 并且随着钢中碳含量的增高 先共析铁素体的析出线移向右下方 对于过共析钢 若奥氏体化温度在Acm点以上 则在等温转变过程中于珠光体转变动力学曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线 这条先共析渗碳体析出线 随钢中碳含量的增高 逐渐移向左上方 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 五 影响珠光体转变动力学的其他因素 除了温度和时间外 以下各因素也对珠光体转变动力学产生影响 1 奥氏体晶粒度的影响奥氏体晶粒细小 单位体积内的晶界面积增大 珠光体的形核部位增多 将促进珠光体的形成 细小的奥氏体晶粒也将促进先共析铁素体和先共析渗碳体的析出 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 下图为珠光体转变的进程与奥氏体晶粒度的关系 转变在675 进行 转变前的加热温度和奥氏体晶粒度级别示与图中 12468102040 100806040200 时间 t 珠光体 奥氏体晶粒度对珠光体转变进程的影响 可以看出 奥氏体晶粒越细 珠光体转变进行越快 845 8级 900 4 8 955 2 4级 1010 2 6级 1065 2 6级 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 碳含量的影响 碳含量的影响 有两个基本特点 共析成分的c曲线最靠右 随着碳含量的增加或减少 c曲线将左移 与合金元素的影响相比 碳含量的影响是较小的 非共析钢的珠光体转变首先受先共析转变的控制 对于亚共析钢 碳含量增加时 析出先共析铁素体所要求的碳的浓度起伏加大 c曲线右移 对于过共析钢 碳含量增加有利于先共析渗碳体的析出 因此碳含量越高 c曲线越向左移 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 合金元素的影响 除了钴和大于2 5 的铝以外 所有的合金元素都有降低珠光体的转变速度 使c曲线右移 常用合金元素中 按推迟珠光体转变的效果大小排列 钼 锰 钨 镍 硅 另一类强碳化物形成元素钒 钛 锆 铌等的作用是可变的 硼元素 只要在钢中加入百万分之几 就可以大大推迟先共析铁素体和珠光体自奥氏体中形成的时间 但是硼的作用随碳含量的增加而减弱 一般只用于亚共析钢中 合金元素对珠光体转变速度的影响 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 改变共析点的位置 如图所示 改变珠光体片层间距 而片层间距则与珠光体的转变温度直接有关 如图所示 改变奥氏体向珠光体转变时自由能变化 如图所示 影响珠光体的形核率 钴增加珠光体的形核率 其它元素都降低珠光体的形核率 影响珠光体的长大速度 如图所示 合金元素的影响机制 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 常见合金元素对共析点位置的影响 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 520540560580600620640660680700 3 02 82 62 42 22 01 8 8 7 6 5 3 4 2 1 1 1 2 Co 2 0 26 Mn 3 0 46 Mn 4 0 63 0 80 Mn5 1 Ni 6 1 56 Mn 7 3 Ni 8 3 5 Mn 部分合金元素对珠光体平均片层间距 s 的影响 温度 S nm 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 4 20 4 2 8 4 12 5 16 7 20 9 550600650700750 1 2 3 4 1 Fe C2 Fe C Co 1 91 Co 3 Fe C Mn 1 85 Mn 4 Fe C Mo 0 51 Mo 碳钢和某些合金共析钢在珠光体转变时自有能随温度的变化 自有能变化 J g 温度 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 降低碳在奥氏体中的扩散速度 合金元素本身在奥氏体中的扩散很慢 由于珠光体转变时往往要求合金元素作在分配 因此也会使珠光体转变减慢 硼在晶界的富集使晶界的能量大大降低 使先共析铁素体在晶界的形核困难 大大推迟了奥氏体的扩散分解过程 降低 同素异构转变的速度 从而降低珠光体的转变速度 总之 合金元素的影响是综合性的和复杂性的 还需更多深入研究 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 生产中钢在加热时 由于温度和时间的限制 奥氏体的成分往往不能完全均匀 目前不仅过共析钢采用不完全淬火 参见第七章 亚共析钢也采用不完全淬火 因此奥氏体中存在未溶碳化物或铁素体 此外 还有某些非金属夹杂物 这些都会促进珠光体的形核率的提高 长大速度则几乎不受影响 4 奥氏体的均匀化程度 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 5 奥氏体的应力状态和塑性变形 当奥氏体处于受应力状态时 先共析铁素体的形核和长大会加速 珠光体的形核率会增大 从而使珠光体转变速度提高 当奥氏体处于受压应力状态时 珠光体转变会被推迟 随着压力的增大 这种推迟效应也不断增大 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 3 6合金钢中其他类型的奥氏体高温分解转变 含碳化物形成元素的亚共析合金钢中 奥氏体在高温区的分解产物 除了常见的珠光体外 还可能有以下三种组织 特殊碳化物与铁素体组成的珠光体 纤维状碳化物与铁素体的聚合体 相见沉淀物与铁素体的聚合体 在一定条件下 其中的两种或三种组织可能同时存在于一个试样中 生成 和 组织的转变都不是珠光体转变 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 一 特殊碳化物珠光体 钢中的碳化物形成元素起先是固溶于渗碳体中形成合金渗碳体 当其含量增加到一定值时 从奥氏体中便可直接析出碳化物 特殊碳化物珠光体和普通珠光体在转变机理上是相同的 在组织形态上也是相同的 如图 该珠光体与普通索氏体组织相近 性能与普通珠光体也相近 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 二 纤维状碳化物与铁素体的聚合体 这种聚合体的形态比较多 如图 纤维的直径约为20 50nm 其间距至少比普通珠光体组织小一个数量级 而且在碳含量为0 2 时 就可以使钢具有 全共析 组织 因此 这种组织具有很好的机械性能 以这种形态存在的特殊碳化物可以是Mo2C W2C VC Cr7C3和TiC 但是 目前还不十分清楚这种纤维状碳化物的生成条件 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 0 2C 4Mo钢在650 转变后的组织 转变20min薄膜 转变2h 复型 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 合金钢等温转变后常常具有一种介于先共析铁素体和珠光体之间的组织 在电子显微镜下 该种组织中有极细小的合金碳化物的层状弥散相析出 这种组织在1968年由Davenport命名为相间沉淀或相间析出组织 相间沉淀组织的发现缘于用钒和铌细化晶粒的钢在控制轧制后 理论计算强度值低于实测值 1963年发现额外的强化来自NbC或VC的析出 三 相间沉淀组织 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 与普通的淬火加回火相比 相见沉淀提供了一种由奥氏体直接转变以强化铁素体的经济方法 因而引起了人们的重视 相间沉淀组织 在低放大倍数下观察 这种铁素体与典型的先共析铁素体毫无差别 如图 但在电子显微镜下 却发现在铁素体中有极细小的合金碳化物的层状弥散析出 如图 在680 等温10s 125x 在725 等温5min 薄膜 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 1 相间沉淀的机理 相间沉淀也是一个形核和长大过程 并受合金元素和碳的扩散所控制 沉淀过程进行时 铁素体先在奥氏体晶界上形成 随着 界面的推移 即铁素体的长大 合金碳化物的核周期地在 界面上形成 随后在铁素体中长大 由于转变温度较低 合金元素的扩散系数又小 加之钢的碳含量很低 这些碳化物只能长成为弥散的小片或小棒 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 2 相间沉淀动力学及影响因素 温度 合金元素 塑性形变 根据钢中所含合金元素的不同 相间沉淀可以发生在500 850 的某一温度范围内 并在某一温度反应速度最大 即IT图呈C形 如图 镍 锰 铬的加入 会使钒钢中的相间沉淀变慢 塑性形变一般会加速相间沉淀的进行 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 四 合金元素对特殊碳化物形态的影响 合金元素对特殊碳化物形态的影响 大致有三种 在650 850 温度范围内 基本上只生成相间沉淀组织 钒钢 钛钢 铌钢 钨钢属于该情况 在600 850 温度范围内 可同时观察到纤维状碳化物和相间沉淀碳化物 钼钢属于该情况 在600 800 温度范围内 可出现三种组织 铬钢属于该情况 如图 A为转变的界面 0 2C 12Cr钢在600 转变30min后的组织 退火和正火是最基本的热处理工序 不仅可以消除铸件 锻件及焊接件的工艺缺陷 而且可以改善金属材料的加工成型性能 切削加工性能 热处理工艺性能 以及稳定零件几何尺寸 获得一定的性能 退火或正火工艺是否选择得当 工艺是否正确 都是关系到低耗能 高质量地生产机器零件及其他机械产品的重要问题 3 7钢的退火和正火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 将组织偏离平衡状态的金属或合金加热到适当的温度 保持一定时间 然后缓慢冷却以达到接近平衡状态组织的热处理工艺 目的 定义 一 钢的退火 调整和改善钢材的力学性能和工艺性能 降低硬度 改善切削加工性 细化晶粒 提高塑性和韧性 消除内应力 为最终热处理做好组织准备 减少钢材化学成分和组织的不均匀性 扩散退火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 工艺种类 1 钢件 2 铸铁 铸态合金 3 有色金属 变形合金 再结晶退火去应力退火 扩散退火 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 一 完全退火 二 等温退火 三 球化退火 四 扩散退火 五 低温退火 六 再结晶退火 下面介绍在机械制造业中常用的几种退火工艺和相应原理 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 加热温度和冷却速度是决定钢件或工件退火质量的最重要的因素 各种退火工艺所用温度范围和工艺曲线如图所示 a 加热温度范围 b 工艺曲线各种退火工艺所用温度 a 和工艺曲线图 b 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 完全退火又称为重结晶退火 所谓 完全 是指退火加热时钢的组织全部发生重结晶 获得完全的奥氏体组织 国内一般是指加热使钢完全得到奥氏体后慢冷的工艺 对于亚共析钢 加热温度应高Ac3 对于过共析钢 则应高于Accm 有不少国家把完全退火定义为获得最低硬度的退火 并不限定所采用的工艺参数 在这种情况下 过共析钢在Ac1 Accm之间加热的退火也可称为完全退火 一 对完全退火的两种不同的定义 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 主要用于亚共析碳钢和合金钢的铸 锻 焊 轧制件 目的是细化晶粒 消除应力 降低硬度 改善切削加工性能 对于Wc 0 3 淬透性较好或者尺寸较大的亚共析碳钢或者合金钢锭 特别是高铬 铝 钛等钢锭 浇注后如果不及时退火 钢锭会因为内应力而自行开裂 甚至炸裂 如高铬钢 高速钢等钢锭应在浇注后48小时内进行退火以保证安全 另外 完全退火可以消除钢锭表面的各种缺陷 否则在锻轧过程中这些缺陷会在加工过程中扩大 甚至形成开裂而使钢锭报废 第三章珠光体转变与钢的退火和正火 完全退火采用两种冷却方法 1 随炉冷却 冷却速度一般小于30 h 2 另一种是以更低的冷却速度通过Ar1以下的一定温度范围 然后出炉冷却 其中Q为装炉量 单位为吨 冷却速度通常取50