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热处理原理与工艺 第1次课 本次课主要内容 1 热处理的基本概念 2 热处理的发展过程 3 本门课程的主要内容 学习目的 意义及要求 考试方法 4 固态相变的定义 分类及基本特征 5 固态相变的形核与长大 6 热力学与动力学 问题的引出 1 什么是热处理 2 热处理的作用 将固态金属通过特定的加热和冷却 使之发生组织转变以获得所需性能的一种工艺过程 材料科学的发展历史 材料与人类的生活息息相关工程上桥梁 机械 船舶 航天 兵器等日常生活中 1 2金属热处理在现代工业中的地位冶金 机械 航空 兵器等工业部门不可缺少的技术 提高产品质量和寿命的关键工序 发挥金属材料潜力 达到机械零部件轻量化的重要手段 为开发新型材料提供了基础 1 3热处理的发展概况 民间技艺阶段 实验技术科学阶段 理论科学阶段 西汉时代已有淬火处理的钢剑 辽宁三道壕出土 炼钢赤刀 用之切玉如泥焉 明代宋应星 天工开物 十九世纪后期 钢加热 冷却时 内部组织变化 性能变化的内部原因英国RobertAustenFe C相图德国AdophMartens金相显微镜austenite martensite马氏体相变理论 新的强韧化工艺 1 4本课程的主要内容 学习的意义 目的 方法 主要内容金属固态相变基础钢中奥氏体的形成珠光体 马氏体 贝氏体转变钢的过冷奥氏体转变图钢的回火转变钢的退火 正火 淬火与回火钢的化学热处理加热设备冷却设备 学习的意义系统地掌握金属热处理的基本原理和工艺方法 加深对热处理规律的认识 了解热处理主要设备 培养学生应用所学知识去分析和解决实际问题的能力 学习的方法理论联系实际 参考书 1 田荣璋 金属热处理 冶金工业出版社 1985年 2 王希琳 金属材料及热处理 水利电力出版社 1992年 3 夏立芳编 金属热处理工艺学 哈尔滨工业大学出版社 2005年 考试方式考试采取闭卷形式 考核方式 笔试 70 平时成绩 30 1 5金属固态相变 定义 固态金属在加热和冷却过程中可能发生的各种相的转变 称为固态相变 它是金属能进行热处理的理论基础和前提 分类按相变过程中原子的运动特点分类扩散型相变 一般均借助于原子的热激活运动而进行 非扩散型相变 转变前后组元原子的运动不超过一个原子间距的转变 按平衡状态分类平衡相变 在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合平衡相图的平衡组织的相变称为平衡相变 非平衡相变 加热或冷却速度很快时 固态材料可能发生某些平衡相图上不能反映的转变并获得不平衡或亚稳态的组织的转变称为非平衡转变 按热力学分类 一级相变 相变时新旧两相的化学势相等 但化学势的一级偏微商不等的相变 二级相变 相变时新旧两相的化学势相等 且化学势的一级偏微商也相等 但化学势的二级偏微商不相等的相变 1 6金属固态相变的基本特征 金属固态相变的三种基本变化 1 结构 2 成分 3 有序程度只有结构的变化 多形性转变 马氏体相变只有成分的变化 调幅分解既有结构又有成分上的变化 共析转变 脱溶沉淀 1 6 1固态相变的一般特征 固态相变的驱动力也为新相与母相的自由能差 与结晶过程相比 固态相变有其自身特点 1 6 1 1相界面按结构特点可分为 共格界面 半共格界面 非共格界面 1 共格界面两相界面上的原子排列完全匹配 即界面上的原子为两相所共有特点 界面能很小 弹性应变能大错配度 a a越大 弹性应变能越大a 其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子间距 a 两相在此方向上的原子间距之差 图1 3a 共格界面b 半共格界面c 非共格界面 半共格界面 相界面上分布若干位错 界面上的两相原子部分地保持匹配 弹性应变能降低 3 非共格界面 两相界面完全不匹配 即存在大量缺陷的界面 为很薄的一层原子不规则排列的过渡层 界面能较高 错配度 1 6 1 2惯习面和位向关系固态相变时 新相往往在母相的一定晶面上开始形成 这个晶面称为惯习面 如 亚共析钢中 在 111 析出先共析铁素体 魏氏组织位向关系 新相与母相之间的某些低指数晶面和晶向往往存在一定的位向关系 以减小两相间的界面能 110 111 1 2 3弹性应变能 非共格相界面的体积 比容 应变能 由于比容不同 球状最大 针状次之 盘状最小 两相界面上不匹配也引起弹性应变能 共格界面最大 半共格界面次之 非共格界面为零 图1 4新相形状与应变能的关系 固态相变的阻力 界面能 应变能 1 2 4晶体缺陷的影响大多数固态相变的形核功较大 极易在晶体缺陷处优先不均匀形核 提高形核率 对固态相变起明显的促进作用 1 2 5过渡相 亚稳相 的形成为了减少界面能 固态相变中往往先形成具有共格相界面的过渡相 亚稳相 亚稳相有向平衡相转变的倾向 但在室温下转变速度很慢 1 3固态相变的形核 1 3 1均匀形核定义 形核时晶核在母相中无择优地均匀分布 称为均匀形核 与凝固过程相比 增加了一项应变能 G V Gv S V 1 1 其中 Gv 新旧相间单位体积自由能差 单位面积界面能 单位体积应变能相变驱动力 V Gv 新旧相间自由能差相变阻力 S V 界面能 应变能 设形成的新相晶核为球形对于r求导 1 3 2非均匀形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低 促进形核 G V Gv S V Gd 1 5 Gd 由于晶体缺陷消失所降低的能量晶体缺陷 空位 位错 晶界 1 空位空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供形核驱动力而促进形核 空位团可凝聚成位错而促进形核 1 4 2新相长大速度 1 界面控制型长大无成分变化的新相长大 图1 13激活能示意图 原子在母相 和新相 间往返的频率分别为 设单原子层厚度为 则界面迁移速率为 过冷度较小时 GV 0 随温度降低 两相的自由能差增大 新相长大速率增加 过冷度较大时 GV kT 随温度降低 新相长大速率按指数函数减小 扩散控制型长大成分发生改变的相变 受传质过程 亦即扩散速度所控制 图1 14 a 平衡相图 b 界面附近浓度分布 根据费克第一定律 扩散通量为 随着温度的下降 溶质在母相中的扩散系数急剧减小 故新相的长大速率降低 图1 15新相长大速度与过冷度的关系 1 4 3固态相变动力学 研究新相形成量 体积分数 与时间 温度关系的学科称为相变动力学 与再结晶过程类似 形核 长大过程 1 约翰逊 迈尔方程 Johnson Mehl方程 当形核率和长大速度恒定时 恒温转变动力学 2 阿佛瑞米方程 Avrami方程 当形核率和长大速度随时间而变时 思考辨析题 固态相变时 均匀形核多于非均匀形核 1 名词解释 固态相变 非平衡相变 惯习面 均匀形核 2 简述金属固态相变的基本特征 3 预习教材第二章 2 1奥氏体的结构 组织和性能 2 2奥氏体形成的热力学条件 2 3奥氏体的形成机制 2 4奥氏体等温形成动力学 作业 第二章奥氏体的形成 2 1奥氏体及其形成机理 2 1 1奥氏体的结构及其存在范围 图2 1奥氏体的单胞 奥氏体是碳溶于 Fe中的间隙固溶体碳原子位于八面体间隙中心 即FCC晶胞的中心或棱边的中点八面体间隙半径0 52 碳原子半径0 77 点阵畸变 统计分布 浓度起伏 图2 2Fe C相图 2 1 2奥氏体的性能奥氏体的比容最小 线膨胀系数最大 且为顺磁性 无磁性 利用这一特性可以定量分析奥氏体含量 测定相变开始点 制作要求热膨胀灵敏的仪表元件 奥氏体的导热系数较小 仅比渗碳体大 为避免工件的变形 不宜采用过大的加热速度 奥氏体塑性很好 S较低 易于塑性变形 故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行 2 1 3奥氏体形成的热力学条件 图2 3自由能和温度关系图 G V Gv S V Gd 2 1 Gd 在晶体缺陷处形核引起的自由能降低 相变必须在一定的过热度 T下 使得 GV 0 才能得到 G 0 所以相变必须在高于A1的某一温度下才能发生 奥氏体才能开始形核 图2 4以0 125 min加热和冷却时 Fe C相图中临界点的移动 加热时临界点加注c Ac1Ac3Accm冷却时临界点加注r Ar1Ar3Arcm 2 1 4奥氏体的形成机理奥氏体的形成为形核长大 扩散型相变奥氏体的形成过程可分成四个阶段 1 奥氏体的形核 2 奥氏体的长大 3 渗碳体的溶解 4 奥氏体的均匀化 1 奥氏体的形核 形核的成分 结构条件 形核位置鉴于相变对成分 结构以及能量的要求 晶核将在 Fe3C相界面上优先形成 这是由于 相界面形核 可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低 有利于相变对能量的要求 相界面两边的碳浓度差大 较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度 况且碳原子沿界面扩散较晶内为快 从而加速了奥氏体的形核 相界面处 原子排列较不规则 易于产生结构起伏 从而由BCC改组成FCC 2 奥氏体的长大 图2 6相界面上的碳浓度及扩散 奥氏体晶核的长大速度 由式 2 2 可知 奥氏体晶核的长大速度与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比 而与相界面上的碳浓度差成反比 由于 Fe3C相界面的碳浓度差 C k较大 Fe3C本身复杂的晶体结构 使得奥氏体向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向为小 所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多 铁素体先消失 而渗碳体有剩余 3 剩余渗碳体的溶解剩余渗碳体借助于Fe C原子的扩散进一步溶解 4 奥氏体成分的均匀化原渗碳体部位的碳浓度高 原铁素体部位的碳浓度低 通过Fe C原子在新形成奥氏体中的扩散 实现奥氏体成分的均匀化 思考题 1 共析钢在加热时 当温度达到相变温度A1时 就开始发生由珠光体向奥氏体的转变 2 合金钢中的奥氏体是碳及合金元素溶于 Fe中并形成间隙固溶体 作业 1 什么是奥氏体 简要叙述奥氏体的空间结构和主要性能 2 以共析钢为例 简要回答奥氏体的形成过程 要求画图说明 3 预习教材第二章 2 4奥氏体等温形成动力学 影响奥氏体形成速度的因素 2 5连续加热时奥氏体的形成 2 6奥氏体晶粒长大及其控制 2 2奥氏体等温形成动力学 2 2 1形核率 为了满足形核的热力学条件 需依靠能量起伏 补偿临界晶核形核功 所以形核率应与获得能量涨落的几率因子exp G kT 成正比 为了达到奥氏体晶核对成分的要求 需要原子越过能垒 经扩散富集到形核区 所以应与原子扩散的几率因子exp Gm kT 成正比 N C exp G kT exp Gm kT 2 3 式中 C 常数 G 临界形核功 Gm 扩散激活能k 玻尔兹曼常数 1 38X10 23J KT 绝对温度N 形核率 单位1 mm3 s 与结晶不同的是 P A的相变 是在升高温度下进行的相变 温度升高时 G Gm 从而形核率N增大 2 2 2奥氏体线长大速度 G 长大线速度 单位mm s温度升高时 D dC C C k 从而线长大速度G增大 等温转变 2 2 3奥氏体等温形成动力学曲线 设新形成的奥氏体为球状 则由约翰逊 迈尔方程 Johnson Mehl方程 Vt 新形成奥氏体的体积分数 转变量达50 左右时 转变速度最大 转变温度越高 奥氏体形成的孕育期越短 转变温度越高 完成转变所需的时间越短 图2 8奥氏体等温形成动力学曲线 形成温度升高 N的增长速率高于G的增长速率 N G增大 可获得细小的起始晶粒度 形成温度升高 G G k增大 铁素体消失时 剩余渗碳体量增大 形成奥氏体的平均碳含量降低 从上图我们可以得出如下结论 孕育期 从A形成第一个体积前的准备时间 T升高 孕育期缩短 孕育期是扩散型相变的特点2 A转变的量随时间的增加而增加 但达50 以后随时间增加而减慢 3 随温度升高 转变时间缩短 4 A刚刚形成后 仍有渗碳体存在 渗碳体溶解及均匀化需较长时间 2 2 4连续加热时奥氏体的形成特点 图2 9珠光体向奥氏体转变动力学曲线 奥氏体形成是在一个温度范围内完成的 随加热速度增大 转变趋向高温 且转变温度范围扩大 而转变速度则增大 随加热速度增大 C Fe原子来不及扩散 所形成的奥氏体成分不均匀性增大 快速加热时 奥氏体形成温度升高 可引起奥氏体起始晶粒细化 同时 剩余渗碳体量也增多 形成奥氏体的平均碳含量降低 2 2 5奥氏体形成速度的影响因素 1 加热温度奥氏体形成速度随加热温度升高而迅速增大 随奥氏体形成温度升高 形核率的增长速率高于线生长速度的增长速率起始晶粒越细小 随转变温度升高 奥氏体 铁素体界面向铁素体推移的速度与奥氏体 渗碳体界面向渗碳体推移的速度之比也增大 随奥氏体形成温度升高 铁素体消失时残留渗碳体的量增大 奥氏体的平均碳含量降低 高碳工具钢的快速加热 短时保温的强韧化处理工艺的理论基础 随奥氏体形成温度的升高 形核率的增长速度高于线增长速度的增长速率 导致奥氏体起始晶粒细化 由于相变温度升高 相变的不平衡程度增大 在铁素体消失的瞬间 残留渗碳体的量增多 因而奥氏体的平均碳含量降低 2 钢的原始组织状态原始组织越细 晶体缺陷越多 奥氏体转变过程越快 片状珠光体快于粒状珠光体 3 钢的化学成分 含碳量越高 渗碳体与铁素体的总相界面积越大 Fe C原子扩散系数增大 从而增高N和G 形成速度增大 碳化物形成元素Cr W Mo V 阻碍碳的扩散 降低形成速度 非碳化物形成元素Ni Co 加速碳的扩散 增大形成速度 Mn Ni降低钢的临界点 细化原珠光体组织 增大形成速度 2 3奥氏体晶粒长大及其控制 2 3 1奥氏体晶粒度奥氏体晶粒大小用晶粒度表示 通常分为8级 1级最粗 8级最细 8级以上为超细晶粒 晶粒度级别与晶粒大小的关系n 2N 1 2 5 n X100倍时 晶粒数 in2N 晶粒度级别 奥氏体晶粒度有三种 起始晶粒度 奥氏体形成刚结束 其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小 初始晶粒一般很细小 大小不均 晶界弯曲 实际晶粒度 钢经热处理后所获得的实际奥氏体晶粒大小 n 1mm2面积内的晶粒数 区分 实际晶粒度本质晶粒度 图2 11两种不同钢种奥氏体晶粒长大的倾向 2 3 2奥氏体晶粒长大机制晶粒长大的驱动力驱动力来自总的晶界能的下降 对于球面晶界 有一指向曲率中心的驱动力P作用于晶界 图2 12球面晶界长大驱动力示意图 公式 2 6 的推导 图2 13双晶体中的A B两晶粒 其中B晶粒呈球状存在于A晶粒中 面积为A的晶界如果移动dx距离时 体系总的Gibbs自由能变化为dGt 则沿x方向有力P作用于晶界上 构成晶界移动的驱动力 图2 13中A B晶粒间的晶界构成一曲率半径为R的球面 图2 14大晶粒吃掉小晶粒示意图 箭头表示晶界迁移方向 图2 15晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构 图2 16顶角均为1200的多边形晶粒 图2 17三维晶粒的稳定形状 Kelvin正十四面体 图2 18大晶粒和小晶粒的几何关系 为保持三晶界交会处的界面张力平衡 交会处的面角应为120o 晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界 大晶粒将吃掉小晶粒 使总晶界面积减少 总的界面能降低 2 晶界迁移阻力 图2 19Zener微粒钉扎晶界模型 晶界向右迁移时 奥氏体晶界面积将增加 所受的最大阻力为 由式 2 7 可知 当第二相微粒所占的体积分数f一定时 第二相粒子越细小 r越小 提供的对晶界迁移的总阻力越大 反之 当第二相微粒粗化时 对晶界迁移的总阻力将会变小 3 奥氏体晶粒长大过程 图2 20奥氏体晶粒长大过程 孕育期 温度愈高 孕育期愈短 不均匀长大期 粗细晶粒共存 均匀长大期 细小晶粒被吞并后 缓慢长大 2 3 3影响奥氏体晶粒长大的因素 1 加热温度和保温时间 晶粒长大表现为晶界的迁移 实质上是原子在晶界附近的扩散过程 晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比 图2 21奥氏体晶粒大小与加热温度 保温时间的关系 随加热温度升高 奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大 加热温度升高时 保温时间应相应缩短 这样才能获得细小的奥氏体晶粒 2 加热速度的影响 加热速度越大 奥氏体的实际形成温度越高 形核率与长大速度之比 N G 随之增大 可以获得细小的起始晶粒度 快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度 如果此时长时间保温 由于起始晶粒细小 加上实际形成温度高 奥氏体晶粒很容易长大 3 钢的碳含量的影响碳在固溶于奥氏体的情况下 由于提高了铁的自扩散系数 将促进晶界的迁移 使奥氏体晶粒长大 共析碳钢最容易长大 当碳以未溶二次渗碳体形式存在时 由于其阻碍晶界迁移 所以将阻碍奥氏体晶粒长大 过共析碳钢的加热温度一般选在Ac1 Accm两相区 为的就是保留一定的残留渗碳体 4 合金元素的影响 图2 22奥氏体晶粒直径与加热温度的关系1 不含铝的C Mn钢2 含Nb N钢 5 冶炼方法用Al脱氧 可形成AlN 本质细晶粒钢用Si Mn脱氧 本质粗晶粒钢 2 4过热与过烧 1过热的定义 钢在热处理时 由于加热不当而引起奥氏体实际晶粒粗大 以致在随后淬火或正火时得到十分粗大的组织 从而使钢的力学性能显著恶化的现象称为过热 2 消除过热的主要方法重新加热到正常的加热温度 以获得新的细小的奥氏体晶粒 然后冷却 3 过烧 金属或合金在热处理加热时 由于加热温度过高 出现了晶界氧化和晶界开始部分熔化的现象 称之为过烧 过程描述 当钢加热到比过热更高的温度 时间又长时 不仅使钢的晶粒长大 而且晶粒之间边界开始熔化 氧进入晶粒间隙 使金属发生氧化并促其熔化 导致晶粒间结合力的破坏而使钢失去本身的强度和塑性 处置办法 过烧的钢无法挽救 只有报废重新冶炼 预防办法 避免加热温度过高 避免在高温段长时间保温 2 5非平衡组织加热时奥氏体的形成 一 针状奥氏体的形成中碳合金钢以板条状马氏体为原始组织在Ac1 Ac3之间进行慢速或极慢速加热时 在马氏体板条间可形成针状奥氏体 二 颗粒状奥氏体的形成中等的加热速度将非平衡组织加热到Ac1 Ac3之间或直接加热到Ac3以上时 将在原奥氏体晶界 马氏体束界 块界 甚至在板条界通过扩散型相变形成颗粒状奥氏体 三 粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制1 遗传 在一种相变或组织转变中 转变的产物保留了原始组织的宏观及显微特性 这种现象称为遗传 包括组织遗传和相遗传 2 组织遗传 对粗大的非平衡组织进行加热时 在一定的加热条件下 新形成的奥氏体晶粒有可能继承和恢复原粗大奥氏体晶粒 这种现象被称为钢的组织遗传 3 相遗传 相变后相本身的晶体结构 缺陷传给新相 这种现象称为相遗传 组织遗传是有害的 相遗传是有益的 因为可使强度提高 2 影响钢的组织遗传的因素 1 原始组织P非平衡组织 B M 2 加热速度对具有非平衡组织的合金钢 慢速加热或快速加热 容易出现组织遗传 中速加热可能避免出现组织遗传 3 奥氏体晶粒的反常细化过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至Ac3以上的正常加热温度 有可能得到粗大的奥氏体晶粒 出现组织遗传 但如果加热到更高的温度 Ac3 100 200 则奥氏体晶粒不仅不粗化 反而形成了细小的 晶体学位向不同的奥氏体晶粒 这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化 非相变 奥氏体的自发再结晶 4 控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法 1 对非平衡组织的过热钢 可以采用中速加热 得到细小的奥氏体晶粒 2 对非平衡组织的过热钢 在淬火前先进行一次退火或高温回火 3 利用奥氏体的自发再结晶 快速加热至临界点以上100 200 然后淬火 4 对低合金钢 可采用多次正火使过热得到校正 思考题 实际晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性 因钢种及冶炼方法的不同而异 作业 1 名词解释 起始晶粒度 实际晶粒度 本质晶粒度 遗传 组织遗传2 简要叙述影响奥氏体形成速度的因素 3 与等温形成过程相比 连续加热时奥氏体形成的特点 4 简述影响奥氏体晶粒长大的因素 5 预习教材第二章 2 7非平衡组织加热时奥氏体的形成 第三章 3 1珠光体的组织形态及晶体学 3 2珠光体转变机制 第三章珠光体相变 3 1珠光体的组织形态与性能特点 3 1 1过冷奥氏体转变 图3 1TTT曲线 过冷奥氏体等温转变动力学图 TTT曲线 C曲线 IT曲线 反映温度 时间 转变量三者之间的关系 A1 550 Fe C原子均可扩散 共析分解成珠光体 铁素体与渗碳体两相层片状机械混合物 珠光体团 或领域 片层方向大致相同的珠光体 在一个奥氏体晶粒内可以形成3 5个珠光体团 1 高温转变 2 中温转变 图3 4 a 上贝氏体X600 b 下贝氏体X400 非扩散型相变 Fe C原子均不发生扩散 生成的马氏体与原奥氏体成分相同 马氏体 碳在 Fe中的过饱和固溶体 马氏体相变是变温型相变 相变开始点Ms 终了点Mf 3 低温转变 图3 5 a 低碳钢中的板条马氏体 X80 b 高碳钢中的针状 片状 马氏体 X400 3 1 2珠光体的组织形态珠光体 由铁素体和渗碳体组成的机械混合物 珠光体团 若干大致平行的铁素体与渗碳体片组成一个珠光体领域 也称珠光体团 珠光体片层间距 珠光体中一对铁素体片与渗碳体片的厚度之和 2 粒状珠光体铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织称为粒状珠光体 也叫球状珠光体 1 片状珠光体 渗碳体为片状的珠光体 3 1 3珠光体的片层间距S0 珠光体的片层间距与转变温度有关 与过冷度成反比 图3 1珠光体片层间距S0 定义 珠光体中一对铁素体片与渗碳体片的厚度之和 在一定的过冷度下 若S0过大 原子所需扩散的距离就要增大 这将使转变发生困难 若S0过小 由于相界面面积增大 使界面能增大 这时 GV不变 这会使相变驱动力降低 也会使相变不易进行 所以一定的 T对应一定的S0 原因 原因 T愈大 碳在奥氏体中的扩散能力愈小 扩散距离变短 另外 GV会变大 可以增加较多的界面能 所以S0会变小 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 位向关系 珠光体形成时 新相 渗碳体与铁素体 与母相 奥氏体 有着一定的晶体学位向关系 使新相和母相原子在界面上能够较好匹配 铁素体与奥氏体之间保持K S关系 渗碳体与奥氏体之间保持Pitsch关系 3 1 4珠光体的力学性能 片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内 渗碳体对位错滑移起阻碍作用 位错最大滑移距离等于片层间距S0 片层间距S0愈小 强度 硬度愈高 符合Hall Petch关系 s 0 kS0 1粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小 直径df 也符合Hall Petch关系 s 0 kdf 1 2 3 2珠光体转变的机理 3 2 1珠光体形成的热力学 图3 2自由能 成分曲线 在A1 T1 温度 Fe3C三相的自由能 成分曲线有一共切线 在A1温度以下温度T2 Fe3C三相间可作三条共切线 共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线之上 1 珠光体形成时的领先相从热力学上讲 铁素体与渗碳体都可能成为领先相 共析与过共析钢中 渗碳体为领先相 亚共析钢中 铁素体为领先相 3 2 2片状珠光体的形成机制 珠光体相变是扩散型相变 属形核长大型 珠光体的形核 在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体 长成片状是为了减少应变能 通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大 0 77 C 0 0218 C Fe3C 6 69 C 面心立方 体心立方 复杂斜方 珠光体的纵向长大 由于形成了 Fe3C相界面 在相界面前沿 相中产生浓度差C C k 从而引起碳原子由 前沿向Fe3C前沿扩散 扩散的结果破坏了相界面的碳浓度平衡 为了恢复碳浓度平衡 渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大 珠光体的横向生长 Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区 当碳浓度下降到C k时 在Fe3C两侧通过点阵重构 形成两小片铁素体 同样 铁素体的横向生长也将产生富碳区 这又促使渗碳体片的形核生长 如此协调地交替形核生长 从而形成铁素体 渗碳体片相间的层片组织 珠光体的横向生长 铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚 渗碳体片的横向生长亦然 故珠光体的横向生长很快就停止 在珠光体生长的后期 会出现分枝长大现象 3 2 3球状珠光体的形成机制 由界面热力学 吉布斯 汤姆斯 Gibbs Thomson 公式 Cr 与半径为r的第二相颗粒相平衡的母相溶解度 C 与片状 平界面 第二相相平衡的母相溶解度 M 第二相摩尔质量 比界面能 第二相密度 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 将会自发球化 与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度C k大于与平面接壤处的碳浓度 在铁素体内将引起碳原子扩散 结果界面碳浓度平衡被打破 为维持碳浓度平衡 渗碳体尖角处会溶解 而平面处会向外生长 最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体 图3 6片状渗碳体溶断机制 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 由于沟槽两侧曲率半径较小 此处渗碳体将溶解 而使曲率半径增大 破坏了界面张力的平衡 为恢复平衡 沟槽将进一步加深 直至渗碳体溶断 图3 7片状渗碳体在A1温度以下球化过程示意图 当奥氏体化不充分时 也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心 直接形成球状珠光体 生产中球化退火和调质处理均可得到粒状珠光体 对有网状碳化物的过共析钢 一般应先进行正火以消除网状碳化物 然后再进行球化退火 有网状碳化物的过共析钢在Ac1 Ac3之间加热时 网状碳化物也会发生断裂和球化 但所得碳化物颗粒较大 且往往呈多角形 一 字形或 人 字形 网状碳化物为先共析相 采用正常的球化退火无法消除网状碳化物 为使其断裂 球化所需的温度应高于正常球化退火温度 3 3珠光体转变的动力学 3 3 1形核率 形成温度较高时 扩散较易 形核功起主导作用 由于温度降低 形核功下降 故形核率增加 至一定温度时 扩散起主导作用 温度降低 扩散困难 形核率下降 形核率随转变温度的降低先增后减 在550 附近有一极大值 3 3 2长大速度 长大速度随转变温度的降低也是先增后减 在550 附近也有一极大值 3 3 3珠光体转变动力学曲线 图3 9珠光体转变的动力学曲线 当N G不随转变时间改变时 Johnson Mehl方程 当N随转变时间改变时 Avrami方程 从上图可以看出 各温度下的转变都有孕育期 随温度的降低 孕育期先减小后增加 转变温度一定时 转变速度随时间先增加后减小 在50 处达到最大 亚共析钢左上方有一条先共析铁素体析出线 过共析钢左上方有一条先共析渗碳体析出线 含碳量亚共析钢 C 铁素体形核率 另外 相变驱动力 G 所以珠光体转变速度下降 C曲线右移 3 3 4影响珠光体转变动力学的因素 1 钢的化学成分 若加热温度高于Accm C 渗碳体形核率升高 另外 碳在奥氏体中的扩散系数增大 从而使珠光体的孕育期缩短 转变加速 C曲线左移 若加热温度在Ac1 Accm C 获得不均匀奥氏体及Fe3C 有利于珠光体的形核 故孕育期缩短 转变加速 C曲线左移 过共析钢 钢的碳含量 奥氏体的碳含量 合金元素除Co以外 只要合金元素溶入奥氏体中 均使奥氏体的稳定性增大 从而减慢奥氏体分解为珠光体 C曲线右移 在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定 C曲线最靠右 通过影响碳在奥氏体中的扩散速度 影响珠光体转变动力学 改变奥氏体向铁素体同素异构转变的速度通过合金元素在奥氏体中的扩散与再分配通过改变临界点通过影响珠光体的形核率和长大速度通过改变界面能 合金元素改变珠光体转变动力学的途径 奥氏体成分的不均匀 有利于高碳区形成Fe3C 低碳区形成铁素体 并加速碳原子的扩散 从而加速先共析相及珠光体的形成 未溶渗碳体的存在 既可作为先共析渗碳体的晶核 亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核 故可加速珠光体的形成 2 奥氏体的均匀化程度和残余碳化物 3 钢的原始组织原始组织越粗大 珠光体形成速度就越快 5 奥氏体化加热温度和保温时间奥氏体化温度越高 保温时间越长 奥氏体晶粒尺寸越大 并且成分趋于均匀化 减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置 从而减慢珠光体的形成 使C曲线右移 4 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒的细化 可增加珠光体的形核位置 从而促进珠光体的形成 拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高 显著提高了珠光体的形核率 促进珠光体转变 使C曲线左移 塑性形变温度越低 变形程度越大 这种加速作用越显著 在等向压应力作用下 由于原子迁移阻力增大 阻碍了Fe C原子的扩散 同时点阵改组的阻力也增大 所以将减慢珠光体的形成 6 应力和塑性变形 3 4先共析转变和伪共析转变 3 4 1先共析转变 研究对象 亚共析钢或过共析钢 定义 非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变称为先共析转变 析出的先共析铁素体的量取决于奥氏体的碳含量和冷却速度 碳含量越高 冷速越大 析出的先共析铁素体量越少 先共析铁素体的析出是一个形核和长大的过程 成核位置 奥氏体晶界 3 4 2亚共析钢先共析铁素体的析出 在奥氏体晶界上形成的晶核 一侧为共格 另一侧为非共格 1 形成温度较高时 非共格晶界易迁移 向奥氏体晶粒一侧长成球冠状 若原奥氏体含碳量较高 析出的铁素体量较少 则铁素体易长成网状 若原奥氏体含碳量较低 析出的铁素体量较多 且单位体积排出的碳原子较少 非共格界面更易迁移 铁素体长入奥氏体呈块状分布 2 形成温度较低时 铁原子不易作长距离扩散 使非共格晶界不易迁移 这时主要依靠共格界面迁移 铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大 为减小应变能 铁素体呈片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长 该惯习面为 111 所以片状铁素体常常呈现为彼此平行 或互成60 90 角 这种先共析片状铁素体通常称为魏氏组织铁素体 先共析铁素体的形态 块状 与奥氏体无共格关系 网状 与奥氏体无共格关系 片状 与奥氏体保持共格关系 化学成分 奥氏体晶粒大小 冷却速度 长大方式 形状 3 4 3过共析钢先共析渗碳体的析出 析出区域 ESG 形态 粒状 网状或针状 魏氏组织渗碳体 在奥氏体晶粒粗大 成分均匀的情况下 粒状的可能性小 一般呈针状或网状 此时的先共析渗碳体称为魏氏组织渗碳体 3 4 4伪共析转变 定义 非共析成分的奥氏体经快冷而进入E SG 区域后将发生共析转变 即分解为铁素体与渗碳体的混合组织 这种共析转变称为伪共析转变 伪共析组织仍属于珠光体类型的组织 伪共析转变的分解机制及分解产物的组织特征与珠光体转变完全相同 伪共析组织中铁素体和渗碳体的量与珠光体中的量不同 奥氏体的碳含量越高 渗碳体的量就越多 产生伪共析转变的条件奥氏体的碳含量过冷度 含碳量越接近共析成分 过冷度越大 越容易发生伪共析转变 3 4 5魏氏组织 定义 工业上将具有针状先共析铁素体或先共析渗碳体加珠光体的组织叫魏氏组织 前者叫铁素体魏氏组织 后者称为渗碳体魏氏组织 一次魏氏组织铁素体 从奥氏体中直接析出的针状先共析铁素体 二次魏氏组织铁素体 从网状铁素体长出的针状先共析铁素体 图3 13一次魏氏组织铁素体d 二次魏氏组织铁素体e 2 魏氏组织的形态亚共析钢中的魏氏组织铁素体 单个的形貌是针状 按它们的分布状态来看 则有羽毛状的 三角形的 也可能是几种形态混合 3 魏氏组织的形成条件和基本特征魏氏组织铁素体是按成核 长大机理形成的 魏氏组织铁素体的尺寸随等温时间的延长而增大 魏氏组织铁素体形成时 也会产生表面浮凸现象 魏氏组织铁素体是沿奥氏体中一定的晶面析出的 惯习面为 111 并于奥氏体之间存在K S位向关系 魏氏组织的形成有一个上限温度Ws点 在这个温度以上 魏氏组织不能形成 奥氏体晶粒越细 Ws点越低 奥氏体晶粒越粗大 越容易形成魏氏组织 当钢的碳含量超过0 6 时 魏氏组织铁素体较难形成 在连续冷却时 魏氏组织只在一定冷却速度下才能形成 过慢或过快的冷却速度都会抑制它的产生 钢中加入Mn 会促进魏氏组织铁素体的形成 而加入Mo Cr Si等阻碍魏氏组织的形成 3 魏氏组织的力学性能强度降低塑性和冲击韧性显著降低韧脆转变温度升高 表1魏氏组织对45钢力学性能的影响 珠光体的强度 硬度高于铁素体 而低于贝氏体 渗碳体和马氏体 塑性和韧性则高于贝氏体 渗碳体和马氏体 3 5珠光体的力学性能 化学成分 热处理工艺 力学性能 片状珠光体的力学性能硬度 160 280HBW抗拉强度 784 882MPa伸长率 20 25 钢中珠光体的力学性能 主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态 片状珠光体的力学性能与珠光体的片间距 珠光体团的直径以及珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸有关 随珠光体团直径及片间距的减小 珠光体的强度 硬度及塑性将升高 共析成分的片状珠光体的力学性能主要取决于奥氏体化温度以及珠光体形成温度 强度和硬度随片层间距减小而增大的原因 位错塞积和运动塑性冲击韧性 极小值 2 粒状珠光体的性能成分相同时 比片状珠光体强度硬度稍低 但塑性较好 疲劳强度比片状珠光体高 可切削性 冷挤压时成形性好 加热淬火时变形 开裂倾向小 其性能还取决于碳化物颗粒的大小 形态与分布 3 铁素体 珠光体的力学性能固溶强化元素的含量 C Mn Si N 显微组织中铁素体和珠光体的相对量铁素体晶粒的直径珠光体的片层间距 1 强度 硬度 2 塑性 3 冲击韧性 4 形变珠光体的力学性能派登脱处理 高碳钢或中碳钢 Ar1以下的铅浴中等温 奥氏体化 获得索氏体 进行深度冷拔 优异的强韧性配合 索氏体具有良好的冷拔性能的原因 片层间距小 使位错沿最短途径滑移的可能性增加 渗碳体片很薄 在进行较强塑性变形时它能够产生弹性弯曲和塑性变形 深度冷变形可使索氏体产生显著强化的原因 铁素体内的位错密度大大增加 铁素体的亚晶粒明显细化 点阵畸变明显增大 渗碳体部分溶解脆化 使铁素体含碳量过饱和 产生更大的固溶强化 冷变形越大 铁素体内的位错密度增加的幅度也越大 亚晶粒细化越明显 铁素体含碳量过饱和度越大 强化效果越明显 3 6钢中碳化物的相间沉淀 定义 含有强碳 氮 化物形成元素的过冷奥氏体 在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳 氮 化物的析出 称为相间析出 又称相间沉淀 2 相间沉淀的条件 含碳量低并有强碳化物形成元素 Mo Nb V Ti 碳及合金元素均溶于奥氏体中奥氏体化温度适宜在一定温度范围内 800 500 冷却速度适中 3 相间沉淀产物的形态与性能相间沉淀的组织特征 铁素体中有呈带状分布的粒状珠光体相间沉淀产物的性能主要取决于细晶强化 沉淀强化和固溶强化 并以沉淀强化和细晶强化为主 作业 1 名词解释 珠光体 珠光体团 魏氏组织 先共析转变 组织遗传2 试述在实际生产中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传 3 以共析钢为例 试述片状珠光体的转变机制 并用铁碳相图说明片状珠光体形成时碳的扩散行为 要求绘图 4 影响珠光体转变的动力学因素有哪些 5 珠光体片层间距大小与哪些因素有关 对机械性能有何影响 6 先共析铁素体析出的形态有几种 先共析渗碳体析出的形态有几种 对机械性能有何影响 7 何谓相间沉淀 相间沉淀的条件是什么 相间沉淀钢的强度由哪几种基本强化机制提供 其中哪些强化机制贡献最大 马氏体 碳在 Fe中的过饱和间隙固溶体 具有体心正方点阵结构 成分与母相奥氏体相同 为一种亚稳相 碳原子位于 Fe的bcc扁八面体间隙中心 即点阵各棱边中央和面心位置 体心正方点阵bct 马氏体 第四章马氏体相变 4 1马氏体的晶体结构 一 定义 图4 1奥氏体的正八面体间隙a 马氏体的扁八面体间隙b 扁八面体 长轴为 短轴为c Fe点阵中的这个扁八面体间隙在短轴方向上的半径仅为0 19埃 而碳原子有效半径为0 77埃 因此 在平衡状态下 碳在 Fe中的溶解度极小 0 006 一般钢中马氏体的碳含量远远超过这个数值 所以会引起点阵发生严重畸变 短轴方向的铁原子间距伸长36 而在另外两个方向则收缩4 使体心立方变成体心正方点阵 二 马氏体点阵常数和碳含量的关系 图4 2点阵常数与碳含量的关系 c a 1 0 046P 4 2 碳原子在马氏体点阵中的分布 碳原子发生有序分布 80 优先占据c轴方向的八面体间隙位置 20 占据其它两个方向的八面体间隙位置 此时出现 4 2 式的正方度 三 马氏体的正方度 定义 c a值低于或高于 4 2 式的正方度 原因 主要由于碳原子在x y z三个方向的分布发生了改变 四 新生马氏体的异常正方度 图4 3马氏体形成时引起的表面倾动 表面浮凸现象 1 切变共格和表面浮凸现象 4 2马氏体相变的主要特征 2 马氏体相变的无扩散性 钢中马氏体相变时无成分变化 仅发生点阵改组 可以在很低的温度范围内进行 并且相变速度极快 原子以切变方式移动 相邻原子的相对位移不超过原子间距 近邻关系不变 马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成 这一定的晶面即称为惯习面 马氏体和母相的相界面 中脊面都可能成为惯习面 钢中 0 5 C 惯习面为 111 0 5 1 4 C 为 225 1 5 1 8 C 为 259 直线划痕在倾动面处改变方向 但仍保持连续 且不发生扭曲 说明马氏体与母相保持切变共格 惯习面未经宏观可测的应变和转动 即惯习面为不变平面 3 具有特定的位向关系和惯习面 倾动面一直保持为平面 发生马氏体相变时 虽发生了变形 但原来母相中的任一直线仍为直线 任一平面仍为平面 这种变形即为均匀切变 造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变 图4 5三种不变平面应变a 膨胀b 孪生时的切变c 马氏体相变时 切变 膨胀 相变以共格切变方式进行 K S关系 111 110 M M由于3个奥氏体 方向上 每个方向上有2种马氏体取向 可能有6种不同的马氏体取向 而奥氏体的 111 晶面族中又有4种晶面 从而马氏体共有24种取向 变体 马氏体和奥氏体具有一定的位向关系 111 110 M M按西山关系 在每个 111 面上 马氏体可能有3种取向 故马氏体共有12种取向 变体 西山关系 G T关系 和K S关系略有偏差 111 110 M差10 M差20K S关系和西山关系的比较 晶面关系相同 只是晶面内的方向相差5016 图4 10转变量 时间关系 4 马氏体相变是在一个温度范围内完成的 图4 11转变量 温度关系 在Mf点以下 虽然转变量未达到100 但转变已不能进行 如Mf点低于室温 则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体 称为残余奥氏体 A MMs Mf As Af As Ms钢中马氏体加热时 容易发生回火分解 从马氏体中析出碳化物 Fe 0 8 C钢以5000 S快速加热 抑制回火转变 则在590 600 发生逆转变 5 马氏体相变的可逆性 6 马氏体的亚结构定义 马氏体组织内出现的组织结构称为马氏体的亚结构 低碳马氏体 位错高碳马氏体 孪晶有色金属 孪晶或层错 马氏体转变区别于其他转变的最基本的特点 转变以切变共格方式进行 转变的无扩散性 4 3 1板条马氏体在低中碳钢 马氏体时效钢 不锈钢 Fe Ni合金中出现 形成温度较高 特征 每个单元的形状为窄而细长的板条 并且许多板条总是成群地相互平行地聚集一起 图4 12板条马氏体示意图 4 3马氏体的组织形态及其亚结构 许多相互平行的板条组成一个板条束 它们具有相同的惯习面 板条马氏体的惯习面为 111 位向关系为K S关系 每个惯习面上可能有六种不同的取向 板条束内具有相同取向的小块称为板条块 常常呈现为黑白相间的块 板条马氏体的亚结构为高密度位错 所以板条马氏体也称为位错马氏体 不呈孪晶关系的板条间存在一层残余奥氏体簿膜 这种微量的残余奥氏体对板条马氏体的韧性贡献很大 呈孪晶关系的板条间就不存在这种残余奥氏体薄膜 特点 宽度为0 1 0 2微米 长度为10微米平行具有一定方向排列位错密度为0 3 0 9cm 2满足k s关系 图4 14片状马氏体示意图 在中 高碳钢 高镍的Fe Ni合金中出现 形成温度较低 4 3 2片状马氏体 先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒 使后形成的马氏体片的大小受到限制 后形成的马氏体片 则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒 所以后形成的马氏体片越来越短小 片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状 多数马氏体片的中间有一条中脊面 相邻马氏体片互不平行 大小不一 片的周围有一定量的残余奥氏体 惯习面 随形成温度的下降 由 225 变为 259 位向关系由K S关系变为西山关系 亚结构为细小孪晶 一般集中在中脊面附近 片的边缘为位错 随形成温度下降 孪晶区扩大 马氏体片互成交角 后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用 接触处产生显微裂纹 特点 片与片之间不平行存在中脊 高密度孪晶相变区 与母相保持k s关系孪晶厚度为50埃左右 4 3 3其他形状的马氏体蝶状马氏体薄片状马氏体 马氏体 1 化学成分和形成温度的影响Ms点高 形成板条马氏体 Ms点低 形成片状马氏体 C Ms 板条M 板条M 片状M 片状M位错M 孪晶M 4 3 3影响马氏体形态及其亚结构的因素 随碳含量增加及温度降低 马氏体形态由板条状向片状转化 合金元素 缩小 相区的元素均促使得到板条马氏体扩大 相区的元素均促使得到片状马氏体 2 奥氏体屈服强度的影响 在Ms点时 奥氏体的屈服强度小于206MPa 就形成惯习面为 111 的板条马氏体或 225 的片状马氏体屈服强度大于206MPa时 则形成惯习面为 259 的片状马氏体亚结构 111 位错 225 位错 孪晶 259 单一孪晶 随着形成温度的下降 孪生的临界分切应力较低 变形方式逐渐过渡为以孪生进行 形成亚结构为孪晶的片状马氏体 若奥氏体的 S低于206MPa 应力在奥氏体中以滑移方式松弛 由于形成的马氏体强度较高 应力在马氏体中只能以孪生方式松弛 则形成惯习面为 225 的片状马氏体 若奥氏体的 S超过206MPa 相变应力在两相中均以孪生方式松弛 则形成惯习面为 259 的片状马氏体 3 奥氏体的层错能层错能越低 越易于形成位错马氏体 层错能越高 越易于形成孪晶马氏体 C 0 3 的低碳钢 低碳低合金钢 如20 15MnVB钢等 组织为板条马氏体 具有高强度 高韧性 低的冷脆转化温度 4 3 4工业用钢淬火马氏体的金相形态 1 低碳钢中的马氏体 如45 40Cr钢等 淬火后为板条马氏体 片状马氏体的混合组织 由于通常选用较低的奥氏体化温度 淬火后获得的组织极细 光学显微镜较难分辨 2 中碳结构钢中的马氏体 如T8 T12钢 为片状马氏体 通常采用不完全加热淬火 在Ac1稍上加热 保留一定量未溶渗碳体颗粒 获得隐晶马氏体 渗碳体颗粒的混合组织 隐晶马氏体极细 光学显微镜较难分辨 3 高碳工具钢中的马氏体 T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度 此时 G 0 G 称为马氏体相变驱动力 图4 16自由能 温度关系 4 4马氏体相变热力学 4 4 1相变驱动力 图4 17无扩散相变 的T0温度 相变化学驱动力用来提供切变能量 亚结构储存能 膨胀应变能 共格应变能 界面能等 所以要有足够大的相变驱动力 一 定义Ms点为奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力 临界驱动力 时的温度 二 Ms点在生产实践中的重要意义Ms点决定淬火马氏体的亚结构和性能Ms点是分级淬火的分级温度和水油淬火的转油温度选择依据 4 4 2Ms点及其影响因素 Ms点还决定着淬火后得到的残余奥氏体量多少 而控制一定量的残余奥氏体则可以达到减小变形开裂 稳定尺寸及提高产品质量等目的 板条马氏体与片状马氏体的比较 碳含量C Ms Mf 0 4 0 6 图4 18Ms与碳含量关系 1 奥氏体的化学成分 三 影响Ms点的因素 合金元素除Co Al外 其它