金屬固態(tài)相變原理

1、第 2篇 熱處理原理及工藝第 7章 鋼的熱處理教學(xué)目標(biāo):搞清奧氏體、珠光體、貝氏體、馬氏體等基本概念;掌握共析分解、馬氏體相變、貝氏體相變基本知識 ;掌握相變產(chǎn)物的形貌和物理本質(zhì)。第 8章 金屬固態(tài)相變原理§8 鋼的熱處理一、熱處理的作用機(jī)床、汽車、摩托車、火車、礦山、石油、化工、航空、航天等各 行各業(yè)用的大量零部件需要通過熱處理工藝改善其性能。拒初步統(tǒng)計,在機(jī)床制造中,約 60%70%的零件要經(jīng)過熱處理;在 汽車、 拖拉機(jī)制造中, 需要熱處理的零件多達(dá) 70%80%,而工模具及滾 動軸承,則要 100%進(jìn)行熱處理?？傊?凡重要的零件都必須進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚聿拍芡度胧褂谩?熱處理的定義

2、:將固態(tài)金屬或合金在一定介質(zhì)中加熱、 保溫和冷卻, 以改變材料整體或表面組織,從而獲得所需組織和性能的工藝過程。 熱處理三大要素:加熱、保溫和冷卻通過以上三個環(huán)節(jié),材料的內(nèi)部組織發(fā)生了變化,因而性能也發(fā)生 變化。例如:碳素工具鋼 T8在市場購回的是球化退火的材料其硬度僅為 20HRC , 作為工具需經(jīng)淬火并低溫回火使硬度提高到 6063HRC , 這是 因為內(nèi)部組織由淬火之前的粒狀珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)榇慊?+低溫回火的回火馬 氏體。同一種材料,熱處理工藝不一樣其性能差別很大,導(dǎo)致性能差別如 此大的原因是不同的熱處理后內(nèi)部組織截然不同。表 8-1 45號鋼經(jīng)不同熱處理后的性能 (試樣直徑 15mm熱處理

3、工藝的選擇要根據(jù)材料的成分來確定。 材料內(nèi)部組織的變化 依賴于材料熱處理和其他熱加工工藝, 材料性能的變化又取決于材料的 內(nèi)部組織變化。所以, 材料成分-加工工藝-組織結(jié)構(gòu)-材料性能這四者相互依成 的關(guān)系貫穿在材料制備的全過程之中。我們的任務(wù)就是要了解和掌握其中的規(guī)律性。二、熱處理的基本要素如上所述,熱處理工藝中有三大基本要素:加熱、保溫、冷卻。這 三大基本要素決定了材料熱處理后的組織和性能。1、加熱按加熱溫度的高低,加熱分為兩種:一種是在臨界點 A 1以下加熱, 此時一般不發(fā)生相變;另一種是在 A 1以上加熱,目的是為了獲得均勻的 奧氏體組織,這一過程稱為奧氏體化。 2、保溫保溫是熱處理的中

4、間工序,其目的是既要保證工件 “ 燒透 ” ,又要防 止工件脫碳、氧化等。保溫時間和介質(zhì)的選擇與工件的尺寸和材質(zhì)有直接的關(guān)系。 一般工 件越大,導(dǎo)熱性越差,保溫時間就越長。3、冷卻冷卻是熱處理的最終工序,也是熱處理過程中最重要的工序。鋼在 不同冷卻速度下可以轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織形態(tài)。圖 8-1 熱處理工藝曲線示意圖三、熱處理的分類1、根據(jù)加熱、冷卻方式的不同及組織、性能變化特點的不同,熱處理 可分為下列幾類:普通熱處理:退火、 正火、 淬火和回火。 即所謂熱處理的 “ 四把火 ” 。 表面熱處理:感應(yīng)加熱表面淬火、火焰加熱表面淬火、電接觸加熱 表面淬火、激光表面淬火和涂覆、滲碳、氮化和碳氮共滲等。

5、其它熱處理:可控氣氛熱處理、真空熱處理和形變熱處理等。 2、 按照熱處理在零件生產(chǎn)過程中的工序和作用不同 , 熱處理工藝還可分 為: 預(yù)備熱處理:零件加工過程中的一道中間工序 (也稱為中間熱處理 , 其目的是改善鍛、 鑄毛坯件組織、 消除應(yīng)力 , 為后續(xù)的機(jī)加工或進(jìn)一步的 熱處理作組織上的準(zhǔn)備。最終熱處理:零件加工的最終工序。其目的是使經(jīng)過成型工藝達(dá)到 形狀和尺寸要求的零件,通過熱處理使零件具備最終的使用性能。 是預(yù)備還是最終熱處理在材料的生產(chǎn)過程中是相對的。四、鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度根據(jù)鐵碳相圖,共析鋼緩慢加熱到超過 A 1溫度時,全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏 體; 亞共析鋼和過共析鋼必須加熱到 A 3和 A

6、cm 以上才能獲得單相奧氏體。 在實際熱處理加熱條件下,加熱速度不可能是緩慢的 , 因此 , 相變是 在不平衡條件下進(jìn)行的;其次,再考慮到過冷或過熱現(xiàn)象的存在,相變 點與相圖中的相變溫度有一些差異。具體如下:加熱時相變溫度偏向高溫,冷卻時偏向低溫,這種現(xiàn)象稱為滯后 ( 。在熱處理工藝實施過程中,加熱或冷卻速度越快,則滯后現(xiàn)象越嚴(yán) 重。通常把加熱時的實際臨界溫度標(biāo)以右下標(biāo)字母 “ c ” 表示,如 Ac 1、 Ac 3、 Accm ;而把冷卻時的實際臨界溫度標(biāo)以右下標(biāo)字母 “ r ” 表示,如 Ar 1、 Ar 3、 Arcm 等。臨界溫度:平衡時:A1、 A3、 Acm加熱時:Ac1、 Ac3

7、、 Accm冷卻時:Ar1、 Ar3、 Arcm圖 8-2 加熱和冷卻速度對鋼的臨界溫度的影響§8.1 鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變一般而言,鋼的熱處理多數(shù)需要先加熱得到奧氏體 (奧氏體化、 A 化 , 然后以不同速度冷卻, 使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織, 使鋼具有不同 性能。加熱時形成的奧氏體的質(zhì)量 (成分均勻性及晶粒大小等 ,對冷卻轉(zhuǎn) 變后的組織、性能有極大的影響 (組織遺傳 。因此,掌握熱處理規(guī)律,首先要研究鋼在加熱時的變化 即奧氏體 化過程。一、共析鋼奧氏體的形成共析碳鋼加熱前為珠光體組織, 一般為鐵素體與滲碳體交替排列的 層片狀組織,加熱過程中珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體過程可分為四步進(jìn)行:奧 氏體

8、形核、 晶核的長大、 未溶碳化物 (Fe3C 溶解、 奧氏體成分均勻化。奧氏體晶核的形成由 Fe-Fe 3C 相圖知,在 P 轉(zhuǎn)變?yōu)?A 過程中,原 F 的 bcc 晶格改組 為 A 的 fcc 晶格,原滲碳體的復(fù)雜斜方晶格轉(zhuǎn)變?yōu)?fcc 晶格。所以 , 奧氏體的形成過程就是晶格的改組和 Fe 、 C 原子的擴(kuò)散過程。 常將這一過程和奧氏體冷卻過程的轉(zhuǎn)變稱為 “ 相變重結(jié)晶 ” ?；谀芰颗c成分條件, 奧氏體晶核在珠光體中的鐵素體與滲碳體兩 相交界處產(chǎn)生,兩相交界面越多,奧氏體晶核越多。奧氏體晶核的長大奧氏體晶核形成后, 它的一側(cè)與滲碳體相接, 另一側(cè)與鐵素體相接。 隨著鐵素體的轉(zhuǎn)變(鐵素體區(qū)

9、域的縮小,以及滲碳體的溶解(滲碳體 區(qū)域縮小,奧氏體不斷向其兩側(cè)的原鐵素體區(qū)域及滲碳體區(qū)域擴(kuò)展長 大,直至鐵素體和滲碳體完全消失,奧氏體彼此相遇,形成一個個的奧 氏體晶粒。奧氏體形成時碳濃度分布情況 圖 8-3 奧氏體形成時碳濃度分布示意圖 剩余滲碳體的溶解由于鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體速度遠(yuǎn)高于滲碳體的溶解速度, 在鐵素體 完全轉(zhuǎn)變之后尚有不少未溶解的 “ 剩余滲碳體 ” 存在,還需一定時間保 溫,讓滲碳體全部溶解并轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。奧氏體成分的均勻化即使?jié)B碳體全部溶解, 奧氏體內(nèi)的成分仍不均勻 , 在原鐵素體區(qū)域形 成的奧氏體含碳量偏低,在原滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏高,還 需保溫足夠時間,讓碳原

10、子充分?jǐn)U散,奧氏體成分才可能趨于均勻。 下圖表示共析鋼奧氏體形成的四個基本階段:奧氏體晶核的形成; 奧氏體晶核的長大;剩余滲碳體的溶解;奧氏體成分的均勻化。 圖 8-4 奧氏體形成的四個基本階段上述分析表明, 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩 個充要條件:一是溫度條件,要在 Ac 1以上加熱;二是時間條件,要求 在 Ac 1以上溫度保持足夠時間。在一定加熱速度條件下,超過 Ac 1的溫度越高,奧氏體的形成與成 分均勻化需要的時間愈短;在一定的溫度(高于 Ac 1條件下,保溫時 間越長,奧氏體成分越均勻。二、非共析鋼奧氏體的形成亞共析鋼與過共析鋼加熱轉(zhuǎn)變?yōu)?A 過程與共析鋼轉(zhuǎn)變過程是

11、一樣 的,即在 Ac 1溫度以上加熱無論亞共析鋼或是過共析鋼中的 P 均要轉(zhuǎn)變?yōu)?A 。不同的是亞共析鋼的先析出 F 的轉(zhuǎn)變與過共析鋼的 Fe 3C 的溶解。 先析出 F 的完全轉(zhuǎn)變要在 Ac 3以上, Fe 3C 的完全溶解要在溫度 Accm 以上。即亞共析鋼加熱后組織全為奧氏體需在 Ac 3以上、過共析鋼要在 Accm 以上 , A 的單相區(qū)。圖 8-5 非共析鋼奧氏體的形成如果亞共析鋼僅在 Ac 1Ac 3溫度之間加熱,無論加熱時間多長,組 織中仍為鐵素體與奧氏體共存;對過共析鋼在 Ac 1Accm 溫度之間加熱,組織中應(yīng)為二次滲碳體與 奧氏體共存;在這種情況下,經(jīng)加熱保溫在隨后冷卻過程

12、中,組織轉(zhuǎn)變也僅是奧 氏體向其它組織的轉(zhuǎn)變, 其中的鐵素體或二次滲碳體在冷卻過程中不會 發(fā)生轉(zhuǎn)變。 總結(jié)奧氏體化過程:即 Fe 、 C 原子擴(kuò)散和晶格改組的過程 -共析鋼:加熱到 Ac 1 以上時, P A 。共析鋼 A 化過程:形核、長大、 Fe 3C 完全溶解、 C 的均勻。 亞 (過 析鋼的 A 化:PA 后 , 先共析 F 或 Fe 3C 溶解。 圖 8-6 共析鋼的奧氏體形成過程示意圖奧氏體的形成是通過形核與長大過程進(jìn)行的, 整個過程受原子擴(kuò)散 所控制,因此,凡是影響擴(kuò)散、形核與長大的一切因素,都會影響奧氏 體的轉(zhuǎn)變速度。 一、加熱溫度和保溫時間加熱溫度越高, 原子擴(kuò)散速度越大, 奧

13、氏體化越快; 保溫時間越長, 奧氏體化所需加熱溫度相對可以降低。詳見下圖 圖 8-7 共析鋼的奧氏體化曲線 (原始狀態(tài):875退火A形成過程中孕育期的概念:由于形成奧氏體需要原 子的擴(kuò)散,而擴(kuò)散需要一定 的時間,故 P 在保溫一段時 間后才開始形成 A 晶核,這 段時間稱為 “ 孕育期 ” 。 二、加熱速度熱 速 度 V 越 大 , 則 孕 育 期 越 短 ,A 化開始和終了溫度越高 , 所需 時間越短;加熱速度 V 越小,則孕 育期越長, A 化開始和終了溫度越 低,所需時間越長。三、原始組織 原始組織中 Fe3C 為片狀時, Fe3C 片間距越小 , 相界面積越大 , 奧 氏體形核速度越大

14、此時奧氏體中的 C 濃度梯度也越大,擴(kuò)散距離短, 奧氏體長大速度越快。四、鋼的碳含量C% 界面多 核心多 轉(zhuǎn)變快。五、合金元素Co 、 Ni 、 Cu :增加 C 擴(kuò)散速度,加快 A 化過程;Cr 、 Mo 、 V 、 Ti 等:與 C 親和力大,形成難溶化合物, 顯著降低 C 擴(kuò)散速度,減慢奧氏體化過程; Si 、 Al 、 Mn 等:不影響奧氏體化過程。由于合金元素的擴(kuò)散速度比碳慢得多, 所以一般合金鋼的熱處理加 熱溫度一般較高,保溫時間更長。圖 8-8 加熱速度對奧氏體轉(zhuǎn)變的影響 (示意圖 圖 8-9 滲碳體片間距 d 0對長大速度的影響晶粒度:表征晶體內(nèi)晶粒大小的量度,通常用長度,面積

15、,體積或 晶粒度級別表示。一般根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級圖確定鋼的奧氏體晶粒大小。標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級分為 8級: 1 -4級為粗晶粒度, 5 -8級為細(xì)晶粒 度,超過 8級的為超細(xì)晶粒小于 1級的為超粗晶粒。 圖 8-10 標(biāo)準(zhǔn)晶粒等級 (放大 100倍 奧氏體晶粒度 N 與晶粒數(shù)量 n 的關(guān)系:式中:n -放大 100倍時,每平方英寸 (6.45cm2 視場中觀察 到的平 均晶粒數(shù)。每 mm 2面積平均晶粒數(shù): 一、奧氏體的晶粒度鋼在加熱后形成的奧氏體組織, 特別是奧氏體晶粒大小對冷卻轉(zhuǎn)變 后鋼的組織和性能有重要影響。一般來說,奧氏體晶粒越細(xì),鋼熱處理 后的強(qiáng)度越高,塑性越好,沖擊韌性越高。12-=N

16、n 302+=N n衡量 A 晶粒大小有三種晶粒度:起始晶粒度;本質(zhì)晶粒度;實際晶 粒度。起始晶粒度起始晶粒度定義:鋼在臨界溫度以上 A剛相互接觸時的晶粒大小。起始晶粒度與形核率 N 和長大速度 G 有關(guān)。增大 N, 降低 G ,可細(xì)化 A 起始晶粒;反之 , 粗化起始晶粒。例如:增大加熱速度,則 A 轉(zhuǎn)變溫度升高,形核率增加, A 起始晶 粒細(xì)化。本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度定義:表征鋼在加熱時奧氏體晶粒長大的傾向。一般采 用標(biāo)準(zhǔn)試驗方法 (YB27-64測定:即鋼加熱到 930 ±10、保溫 8小時、 冷卻后測得的晶粒度叫本質(zhì)晶粒度。如果測得的晶粒細(xì)小,則該鋼稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。這種鋼的奧

17、氏體 晶粒隨溫度升高到某一溫度時,才迅速長大。如果測得的晶粒粗大,則該鋼稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。這種鋼的奧氏體 晶粒隨溫度的升高而且迅速長大。圖 8-11本質(zhì)細(xì)晶粒和本質(zhì)粗晶粒示意圖實際晶粒度實際晶粒度定義:某一具體熱處理或熱加工條件下的奧氏體的晶粒 度叫實際晶粒度,它決定鋼冷卻后的組織和性能。實際晶粒度尺寸一般大于起始晶粒尺寸,間。二、影響奧氏體晶粒度的因素奧氏體晶粒長大,實質(zhì)為晶界遷移,而晶界遷移的實質(zhì)就是原子在 晶界附件的擴(kuò)散過程, 故凡影響晶界原子遷移的因素均影響奧氏體晶粒 的長大。 加熱溫度和保溫時間隨加熱溫度升高, 原子遷移能力增加, 晶粒將逐漸長大。 溫度越高, 或在一定溫度下保溫時間

18、越長,奧氏體晶粒越粗大。加熱速度加熱速度越大, 過熱度越大, A 形成的實際溫度越高, 形核率較大, A 起始晶粒度越細(xì)小。但是,當(dāng)加熱溫度高到一定程度,保溫時 A 晶粒 長大速度過快,反而易獲得粗晶粒組織。因此,快速加熱時,保溫時間 不能過長,否則晶粒反而更加粗大。生產(chǎn)上采用 “ 短時快速加熱工藝 ” 來獲得超細(xì)化的晶粒。 鋼的化學(xué)成分碳含量:在一定 C 含量范圍內(nèi),隨著 A 中 C 含量的增加,由于 C 在 A 中的擴(kuò)散速度及 Fe 的自擴(kuò)散速度增加,晶粒的長大傾向增加;當(dāng) C 含量超過一定量后, C 能以未溶碳化物的形式存在, A 晶粒長大受第二 相的阻礙作用,反而使 A 晶粒長大傾向減

19、小。合金元素:Ti 、 V 、 Nb 、 Al 、 Zr(鋯 等元素,與 C 形成碳化物、 氧化物和氮化物彌散分布在晶界上,能阻礙晶粒長大,有利于得到本質(zhì) 細(xì)晶粒鋼; Mn 和 P ,促進(jìn)晶粒長大,含有這類元素的鋼一般為本質(zhì)粗 晶粒鋼。§8.2 鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變研究奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變常用 等溫轉(zhuǎn)變曲線:即 TTT 曲線 (過冷奧氏體在一定溫度下隨時間變化, 組織轉(zhuǎn)變情況連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線:即 CCT 曲線(過冷奧氏體依冷卻速度變化, 組織轉(zhuǎn)變情況。TTTCCT 曲線更確切反映熱處理冷卻狀況, 作為選擇熱處理冷卻制度的 依據(jù)。圖 8-12 熱處理工藝曲線示意圖 變 變 A轉(zhuǎn)開 始 轉(zhuǎn)終 了

20、P BB 下B 上 A MA 當(dāng)溫度在 A 1以上時,奧氏體是穩(wěn)定的,不發(fā)生轉(zhuǎn)變。當(dāng)溫度降到 A 1以下后,奧氏體即處于過冷狀態(tài),這種奧氏體叫過冷奧氏體(過冷 A 。 過冷 A 是不穩(wěn)定的,會轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌慕M織。 鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變, 實質(zhì)上是過冷 A 的轉(zhuǎn)變,而過冷 A 的轉(zhuǎn)變也是一個點 陣重構(gòu)過程,屬于相變重結(jié)晶。一、共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變 等溫轉(zhuǎn)變曲線 ( TTT 曲線或 C 曲 線 過冷 A 的等溫轉(zhuǎn)變:過冷 A: T < A1 時, A 不穩(wěn)定。 A 等溫轉(zhuǎn)變曲線 (TTT或 C 曲線 高溫轉(zhuǎn)變:A1550 過冷 A P 型組織 中溫轉(zhuǎn)變:550 MS 過冷 A 貝氏體 (B

21、低溫轉(zhuǎn)變:MS Mf 過冷 A 馬氏體 (M等溫轉(zhuǎn)變曲線:過冷 A 系曲線,可以通過體積膨脹法、磁性法和金相法測定。孕育期:過冷 A 的穩(wěn)定性大小。 C 曲線中,鼻尖處 (550 的孕育期最短,處于該溫度的圖 8-13 共析鋼過冷奧氏體 等溫轉(zhuǎn)變曲線圖 8-14 共析鋼的 C 曲線16過冷 A 穩(wěn)定性最小,孕育期最短。 等溫轉(zhuǎn)變包含兩個區(qū):分別是高溫轉(zhuǎn)變區(qū)(A 1-550的珠光體轉(zhuǎn) 變區(qū)和中溫轉(zhuǎn)變區(qū)( 550-M S 的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。 M S 溫度以下的 低溫區(qū)為馬氏體轉(zhuǎn)變,不屬于等溫轉(zhuǎn)變。高溫轉(zhuǎn)變 ( P轉(zhuǎn)變 轉(zhuǎn)變溫度:A 1-550轉(zhuǎn)變產(chǎn)物:珠光體型組織 ,是鐵素體和滲碳體的機(jī)械混合物,滲

22、 碳體呈層片狀分布在鐵素體基體上,轉(zhuǎn)變溫度越低,層間距越小。按層 間距大小, 珠光體型組織分為:珠光體 (P -層間距較大, 索氏體 (S -層間距居中,屈氏體(T -層間距最小它們都是珠光體類型的組織,只是層間距不同而已, P 型組織 F+層片狀 Fe 3C ,見下圖 -珠光體 P , 3800X 索氏體 S , 8000X 圖 8-15屈氏體 T , 8000 X17 表 8-2 過冷 A 高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形成溫度和性能 能分辯片層的放 形成溫度(>2000×3540HRC 600550T 屈氏體 >1000×2535HRC 650600S 索氏體<50

23、0×170200HB A1650P 珠光體大倍數(shù) 硬 度 符號 名 稱過冷 A 高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形成溫度和性能 實際上,這三種組織都是珠光體,其差別只是珠光體組織的 “ 片間 距 ” 大小, 形成溫度越低,片間距越小。 這個 “ 片間距 ” 越小, 組織的硬度 越高。屈氏體的硬度高于索氏體,遠(yuǎn)高于粗珠光體。奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的過程也是形核和長大的過程當(dāng)奧氏體過冷到 A1以下時 , 首先在奧氏體晶界上產(chǎn)生滲碳體晶核 , 通過原子擴(kuò)散,滲碳體依靠其周圍奧氏體不斷地供應(yīng)碳原子而長大。同時,由于滲碳體周圍奧氏體含碳量不斷降低,從而為鐵素體形核 創(chuàng)造了條件, 使這部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。 由于鐵

24、素體溶碳能力低 (<0.0218%C,所以又將過剩的碳排擠到相鄰的奧氏體中,使相鄰?qiáng)W氏體 含碳量增高,這又為產(chǎn)生新的滲碳體創(chuàng)造了條件。如此反復(fù)進(jìn)行,奧氏 體最終全部轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和滲碳體片層相間的珠光體組織。 圖 8-16 珠光體轉(zhuǎn)變過程示意圖18 轉(zhuǎn)變機(jī)制:奧氏體 (fcc轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w (F為 bcc , Fe 3C 為復(fù)雜斜方 的 過程是形核和長大的過程,期間伴隨著晶格的改組和 Fe 、 C 的擴(kuò)散, 屬于擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變。轉(zhuǎn)變組織的性能:由于 P 的塑性主要來自 F , 而 Fe 3C 阻止滑移的進(jìn)行, 故 P 的片間距越小,則強(qiáng)度、硬度和韌性提高。與細(xì)晶強(qiáng)化的原理類似。中溫轉(zhuǎn)變 (B轉(zhuǎn)變

25、 : C 原子擴(kuò)散, Fe 原子不擴(kuò)散轉(zhuǎn)變溫度: 550Ms(240 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物:貝氏體 (B, 滲碳體分布在碳過飽和的鐵素體基體上的兩 相混合物 。上貝氏體 (B上 :550 350, 呈羽毛狀, 小片狀的滲碳體分布在 成排的鐵素體片之間。強(qiáng)度低、韌性差,機(jī)械性能較差。下貝氏體 (B下 :350 Ms :在光學(xué)顯微鏡下為黑色針狀,在電子 顯微鏡下可看到在鐵素體針內(nèi)沿一定方向分布著細(xì)小的碳化物 ( Fe2.4C 顆粒。韌性高,綜合機(jī)械性能好。 1300電 子 顯 微 照 片 5000光學(xué)顯微照片 1300×電子顯微照片 5000×45鋼,上 B+下 B ,×4004

26、5鋼, 上 B+下 B , X 400 光學(xué)顯微照片 1300X 電子顯微照片 5000X 圖 8-17 上貝氏體顯微照片19 F 針內(nèi)定向分布著細(xì)小 Fe 2.4C 顆粒 電子顯微照片 12000×T8鋼,下 B ,黑色針狀 光學(xué)顯微照片 × 400T8鋼,下 B ,黑色針狀光學(xué)顯微照片 400X F 針內(nèi)定向分布著細(xì)小 Fe2.4C 顆粒 電子顯微照片 12000× 圖 8-18 下貝氏體顯微照片上貝氏體光學(xué)顯微照片 500X 上貝氏體電子顯微照片 5000X下貝氏體光學(xué)顯微照片 500X 下貝氏體電子顯微照片 12000X圖 8-19 上下貝氏體顯微照片兩種

27、貝氏體性能比較B 上 :鐵素體片較寬,強(qiáng)度較低;同時滲碳體分布在鐵素體片之間,容易引起脆斷,因此強(qiáng)度和韌性都較差。 B 下 :鐵素體針細(xì)小,無方向性,碳的過飽和度大,位錯密度高,且 碳化物均勻分布在鐵素體之上、彌散度大。所以硬度高,韌性好,具有 較好的綜合機(jī)械性能。轉(zhuǎn)變過程:在中溫區(qū)發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變時,由于溫度較低,鐵原子擴(kuò)散困難,只 能以共格切變的方式來完成原子的遷移,而碳原子尙有一定的擴(kuò)散能 力,可以通過短程擴(kuò)散來完成原子遷移。過程,一是鐵原子的共格切變 , 二是碳原子的短程擴(kuò)散。按照轉(zhuǎn)變溫度的不同,上、下貝氏體的形成過程也有差異 - 當(dāng)溫度較高 ( 550-350 時:條狀或片狀鐵素體從奧

28、氏體晶界開始向晶內(nèi)以同樣方向平行生長。 隨著鐵素體的伸長和變寬,其中的碳原子向條間的奧氏體中富集,最后 在鐵素體條之間析出滲碳體短棒,奧氏體消失,形成上貝氏體。當(dāng)溫度較低 ( 350-Ms 時:碳原子擴(kuò)散能力低 , 鐵素體在奧氏體的晶界或晶內(nèi)的某些晶面上長 成針狀。盡管最初形成的鐵素體固溶碳原子較多 , 但碳原子不能長程遷 移,因而不能逾越鐵素體片的范圍,只能在鐵素體內(nèi)一定的晶面上以斷 續(xù)碳化物小片的形式析出,從而形成下貝氏體。低溫轉(zhuǎn)變(M 轉(zhuǎn)變溫度低于 Ms 點時, 是一個連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程, 后 續(xù)專門討論。20二、亞共析鋼過冷 A 的等溫轉(zhuǎn)變從上圖可以清晰的發(fā)現(xiàn),亞共 析鋼的過冷 A 等溫

29、轉(zhuǎn)變曲線與共析 鋼 C 曲線不同的是, 在其上方多了一 條過冷 A 轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體(F 的轉(zhuǎn)變 開始線?？梢妬喒参鲣摰倪^冷 A 等溫轉(zhuǎn) 變過程與共析鋼類似。只是在高溫 轉(zhuǎn)變區(qū)過冷 A 將先有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)?F , 剩余的過冷 A 再轉(zhuǎn)變?yōu)?P 型組織。亞共析鋼隨著含碳量的減少, C 曲線位置往左移,同時 M s 、 M f 線住 上移。三、過共析鋼過冷 A 的等溫轉(zhuǎn)變共析鋼過冷 A 的 C 曲線的上部為過冷 A 中析出二次滲碳體 (Fe3C II 開始線。所以,過共析鋼的過冷 A 在高 溫轉(zhuǎn)變區(qū),將先析出 Fe 3C II ,其余的 過冷 A 再轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織。 過共析鋼隨著含碳量的增加, C

30、 曲線位置向左移,同時 M s 、 M f 線 往下移。可見,亞共析鋼隨含碳量的增加 C 曲線位置向右移,到達(dá)共析鋼的圖 8-20 亞共析鋼過冷 A 等溫轉(zhuǎn)變曲線圖 8-21 過共析鋼過冷 A 等溫轉(zhuǎn)變曲線含碳量 C 曲線位置最靠右;含碳量再升高(即過共析鋼隨著含碳量的 增加 C 曲線位置又向左移。共析鋼相對是最穩(wěn)定的。亞 (過 共析鋼過冷 A 的等溫轉(zhuǎn)變與共析鋼相比, C 曲線左移,多一條 過冷 A F 或 (Fe3C 的轉(zhuǎn)變開始線,且 Ms 、 Mf 線上 (下 移。 實際生產(chǎn)中較多情況下是連續(xù)冷卻,例如鋼正火、退火、淬火等 熱處理等都是從高溫到低溫連續(xù)冷卻。連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變定義:在一定冷卻速

31、度下, 過冷奧氏體在一個溫度范圍內(nèi)所發(fā)生的轉(zhuǎn)變。一、共析鋼過冷 A 的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(1連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線 ( CCT 曲線 圖 8-23 共析鋼過冷 A 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線 上圖中:P s -過冷 A 轉(zhuǎn)變?yōu)?P 型組織開始線;Pf -過冷 A 轉(zhuǎn)變?yōu)?PKK -過冷 AVk 共析鋼以大于該速度冷卻時, 由于遇不到 P 轉(zhuǎn)變線,將繼續(xù)冷卻到 Ms 溫度以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變得到馬氏體組織。 Vk , 得到全部 P 型組 織。CCT 曲線與 TTT 曲線的差異:共析鋼過冷 A 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線中沒有奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的部 分, 在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變時得不到貝氏體組織與共析鋼的 TTT 曲線相比, 共 析鋼的

32、CCT 曲線稍靠右下移一點,表明連續(xù)冷卻時,過冷度更大,奧 氏體完成珠光體轉(zhuǎn)變的溫度較低,時間更長。CCT 曲線較難測定, 一般借用過冷 A 的 TTT 曲線來分析連續(xù)冷卻轉(zhuǎn) 變的過程和產(chǎn)物,但要注意二者之間的差異。見下圖 -圖 8-24 CCT 曲線與 TTT 曲線比較 圖 8-25 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物(2 轉(zhuǎn)變過程及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 a 緩慢冷卻 (V 1爐冷 :過 冷 AP ,轉(zhuǎn)變溫度較高, P 呈粗片狀,硬度 170220HBb 稍快冷卻 (V 2空冷 :過 冷 AS , P 呈細(xì)片狀, 硬度 25HRC 35HRC c V 3(油冷 :過冷 A T+M +A ,硬度 4555HRC

33、,包括下面 3種類 型的轉(zhuǎn)變:過冷 AT (KK 線以上過冷 AM (M s -M f :馬氏體轉(zhuǎn)變過冷 AA (殘余奧氏體-連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后少量沒有轉(zhuǎn)變而保 留到室溫的過冷奧氏體d V 4冷卻(水冷 :過冷 A M+ A (3 馬氏體轉(zhuǎn)變馬氏體 ( M :碳在 -Fe 中的過飽和間隙固溶體。具有很大的晶格 畸變,強(qiáng)度很高。圖 8-26溫 度 /馬氏體轉(zhuǎn)變:鋼從 A 狀態(tài)快速冷卻, 在較低溫度 (M s -M f (廣義上講, 凡是相變基本特征屬于 M 型的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物都稱為 M , 該過程稱 為 M 轉(zhuǎn)變。 馬氏體轉(zhuǎn)變是強(qiáng)化金屬的主要途徑之一, 大多數(shù)工件零件都需要淬 火和回火獲得最終的使用性能。

34、鋼、許多有色金屬和合金以及陶瓷材料等均有馬氏體轉(zhuǎn)變。(4 馬氏體轉(zhuǎn)變的特征 非擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變:M 轉(zhuǎn)變時,過冷度很大,溫度很低, C 、 Fe 原子的活動能力基本喪 失。 由 fcc 到 bcc 點陣的重構(gòu)是由 Fe 原子沿 A 的一定晶面, 集體的、 有規(guī)律 的、 近程的遷動所完成的。 原來在母相相鄰的兩個原子轉(zhuǎn)變后仍然相鄰, 他們之間的相對位移不超過一個原子間距。 C 原子原地不動,過飽和地 留在新組成的晶胞中,將 c 軸拉長。所以馬氏體的體心結(jié)構(gòu)偏離立方而 接近四方。 圖 8-27 M 晶胞與母相 A 的關(guān)系 M 的晶格示意圖形成速度很快 :A 冷卻到 M s點以下后,無孕育期,瞬時轉(zhuǎn)變?yōu)轳R

35、氏體。隨著溫度下26降,過冷 A 不斷轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,如停止冷卻,轉(zhuǎn)變也終止,它是一個連 續(xù)冷卻的轉(zhuǎn)變過程。如 :在 -20-195之間,每片 M 形成的時間約為 5×10-5 5×10-7S ,故難以觀察到 M 形成的過程。轉(zhuǎn)變不徹底,總留有殘余 A :(A殘 、 A 殘余奧氏體的含量與 M s 、 M f 的位置有關(guān)。奧氏體中的碳含量越高, 則 M s 、 M f 越低,殘余 A 含量越高。 W(C<0.6%時,殘余 A 可忽略;W(C0.6%時,轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中要標(biāo)出殘余 A 。圖 8-28 M s 和 M f 溫度與鋼含碳量的關(guān)系 碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)對殘余 A 的影響體積膨脹

36、:過冷 AM 時,晶格由 fcc 改組為 bcc , fcc 的致密度大于 bcc ,所以 AM 體積發(fā)生膨脹,在鋼中造成很大的內(nèi)應(yīng)力,嚴(yán)重時導(dǎo)致開裂?；瘜W(xué)成分不變:過冷 AM 時, 只發(fā)生點陣結(jié)構(gòu)的變化, 母相 A 與新相 M 具有完全相 同的化學(xué)成分。碳的過飽和度很大。切變共格性:新舊相之間共一個切變平面。 新舊相之間具有一定的位向關(guān)系:W(C <1.4% 時,滿足 K -S 關(guān)系;W(C 1.4%時,滿足西山關(guān)系。 M 轉(zhuǎn)變在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行:一般的工業(yè)用鋼及合金鋼, M 轉(zhuǎn)變是連續(xù)冷卻 ( 即變溫 過程中 進(jìn)行的,到 M s 以下才能發(fā)生 M 轉(zhuǎn)變,一直到 M f 轉(zhuǎn)變停止,故 M 轉(zhuǎn) 變是在一個溫度范圍內(nèi)的轉(zhuǎn)變。具有可逆性:在某些鐵合金和有色金屬中, 冷卻時, 過冷 A M , 加熱時, M A ; 而對于一般碳鋼,在臨界溫度 A 1以下加熱時,不發(fā)生 MA ,而 是 M 分解為鐵素體和碳化物。思考題:如圖所示為共析鋼 C 曲線圖, 說出圖中各冷卻 曲線對應(yīng)的熱處 理方法及其最終組織。圖 8-2927(5馬氏體的形態(tài)與性能馬氏體的形態(tài)馬氏體的形態(tài)有板條狀和針狀(或片狀兩種,決定于奧氏體的含 碳量。a 板條 M (低碳 M 或位錯 M 含碳量在 0.25%以下時,