金屬學(xué)與熱處理教案哈爾濱工業(yè)大學(xué)

1、文檔編碼 : CK4I8O10I8F6 HP3Z4K2J5E6 ZC6Y3B2Q3L4第十章：鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖本章重點(diǎn)： “ TTT” 圖和“CCT” 圖分析,“TTT” 圖的類型以及影響“TTT” 圖的因素；本章難點(diǎn)： 影響“TTT” 圖的因素； 10-1 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變冷卻圖過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖TTT圖或 C曲線是獲得等溫轉(zhuǎn)變組織的主要依據(jù),是等溫淬火獲得馬氏體組織或貝氏體組織的主要依據(jù)；共析鋼 “ C”曲線一、過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的建立膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法、金相法；二、奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的基本類型奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的形狀象英文字母 C,因此稱“C” 曲線或“TTT” 圖；

2、其形狀見右圖；“C” 曲線有三個(gè)轉(zhuǎn)變區(qū) 即珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū) ；五條線 即 A1、第一條“C” 曲線、其次條“C” 曲線、 Ms 和 Mf ；A1 線以上奧氏體穩(wěn)定存在；以下奧氏體變成亞穩(wěn)固存在的過冷奧氏體；第一條“C” 曲線為奧氏體轉(zhuǎn)變 P、B開頭線,其次條“C” 曲線為奧氏體轉(zhuǎn)變 P、B終了線； Ms為馬氏體轉(zhuǎn)變開頭線, Mf 為馬氏體轉(zhuǎn)變終了線；“C” 曲線類型線共六種,它們分別為：1. 單一的“C” 形曲線 B、P區(qū)重合 ：碳鋼 亞共析鋼、共析鋼及過共析鋼 、含Si 、Ni、Cu、Co鋼等；2. 雙“ C” 形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范疇上升的Cr、Mo、W、V等合金元素,

3、或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素；隨著合金元素的增加, 珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變“C” 曲線逐步分別；并且使珠光體轉(zhuǎn)變速度減慢,對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變速度影響較小,見圖 1；3. 雙“ C” 形曲線：加入使珠光體轉(zhuǎn)變溫度范疇上升的Cr、Mo、W、V等合金元素,或加入使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降的合金元素；隨著合金元素的增加,珠PBM時(shí)間PBM時(shí)間圖 1 圖 2 光體和貝氏體轉(zhuǎn)變“C” 曲線逐步分別；并且使貝氏體轉(zhuǎn)變速度減慢,對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變速度影響較小,見圖 2；合金元素的加入,使 B、P轉(zhuǎn)變的“C” 曲線分別,分別使 B、P轉(zhuǎn)變的最小孕育期變長(zhǎng)；4. 只有貝氏體轉(zhuǎn)變的“C” 曲線： 合金元素 Mn、Cr、Ni、W、

4、Mo的加入,使擴(kuò)散型的珠光體相變受到極大阻礙； 貝氏體鋼 18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA5. 只有珠光體轉(zhuǎn)變的“C” 曲線： 在中碳高 Cr 鋼 3Cr13、3Cr13Si 以及 4Cr13 等鋼中顯現(xiàn)；6. 在馬氏體轉(zhuǎn)變的 Ms點(diǎn)以上整個(gè)溫度區(qū)間不顯現(xiàn)“體鋼,高溫下穩(wěn)固的奧氏體組織能全部過冷至室溫；析出；三、影響因素1. 化學(xué)成分：1C%影響C” 曲線： 這類鋼通常為奧氏 也可能有過剩碳化物的高溫隨著奧氏體 C%增加,過冷奧氏體穩(wěn)固性提高,“C” 曲線右移；當(dāng) C%增加到共析成分,過冷奧氏體穩(wěn)固性最高； 隨著 C%進(jìn)一步增加, 奧氏體穩(wěn)固降低,“ C”曲線反而左移；同時(shí) C%越

5、高, Ms點(diǎn)越低；非共析鋼由于有先析相析出,使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加,過冷奧氏體穩(wěn)固性降低,珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期減小,“C” 曲線左移；亞共析鋼完全奧氏體化后隨著 C%增加,先析鐵素體形核率下降導(dǎo)致先析鐵素體含量降低,過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位降低,過冷奧氏體穩(wěn)固性提高,珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谠黾? “ C” 曲線右移；過共析鋼完全奧氏體化后隨著 C%增加,先析滲碳體形核率上升導(dǎo)致先析滲碳體含量增加,過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核部位增加, 過冷奧氏體穩(wěn)固性降低, 珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏谙鳒p, “ C” 曲線左移；2 合金元素影響合金元素只有溶入到奧氏體中,才能對(duì)過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生重要影響；總

6、體上講,除 Co、Al 外,全部合金元素都增大過冷奧氏體穩(wěn)固性,使“ C” 曲線右移；非碳化物形成元素如 Ni 、Si 、Cu等和弱碳化物形成元素如 Mn只轉(zhuǎn)變“C” 曲線位置；碳化物形成元素如 Cr、Mo、V、W、Ti 等既使“C” 曲線右移,又使其形狀分成上下兩部分；2. 奧氏體晶粒尺寸：奧氏體晶粒與奧氏體化條件有關(guān),加熱溫度高保溫時(shí)間長(zhǎng),奧氏體晶粒粗大,成分均勻性提高,奧氏體穩(wěn)固性增加,“C” 曲線右移；反之“ C” 曲線左移；3. 原始組織： 鋼的原始組織越細(xì)小, 單位體積內(nèi)晶界越多, 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的形核率越高, 同時(shí)原始組織越細(xì)小有利于C原子擴(kuò)散,奧氏體形成時(shí)達(dá)到均勻化時(shí)間短,相對(duì)

7、長(zhǎng)大時(shí)間長(zhǎng),相同條件下易使奧氏體長(zhǎng)大并且均勻性提高,“C” 曲線右移；4. 變形：奧氏體比容最小,馬氏體比容最大,奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)體積膨脹,施加拉應(yīng)力加速其轉(zhuǎn)變,使“C” 曲線左移,施加壓應(yīng)力不利其轉(zhuǎn)變,使“C” 曲線右移；對(duì)奧氏體施以適當(dāng)?shù)乃苄宰冃?使缺陷密度增加 物 奧氏體中 C%降低 ,降低過冷奧氏體穩(wěn)固性,使“ 10-2 過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變冷卻圖一、過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變圖的建立 加速原子擴(kuò)散 或析出碳化 C” 曲線左移；綜合應(yīng)用熱分析法、金相法和膨脹法；第十一章：珠光體相變本章重點(diǎn)：碳鋼兩類珠光體 即片狀和粒狀 的組織形狀、形成機(jī)制以及力學(xué)性能,把握影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)因素；本章難點(diǎn)： 珠光

8、體 片狀和粒狀 的形成機(jī)制； 11-1 珠光體的組織形狀、晶體結(jié)構(gòu)與性能一、珠光體的組織形狀鋼中常見的珠光體有片狀珠光體和粒狀珠光體兩種；此外仍有不常見的纖維狀珠光體和針狀珠光體等；片狀珠光體 ：F 和 Fe3C層片相間的機(jī)械混合組織；粒狀珠光體 ：Fe3C以粒狀分布于 F 基體上形成的混合組織； 接受球化處理工藝可以得到粒狀珠光體組織；藝準(zhǔn)備；P 團(tuán) 原 A 晶界圖 3-2Fe3C的量由鋼的 C%準(zhǔn)備； Fe3C的尺寸、形狀由球化工S0Fe3C圖 3-1片狀珠光體晶粒尺寸大小可以用片間距大小來(lái)表示,相鄰兩片 Fe3C或 F的平均距離 S0稱珠光體的片層間距；見圖 3-1 ；珠光體片層間距方向

9、大致相同的區(qū)域稱為“ 珠光體團(tuán)” 、“ 珠光體領(lǐng)域” 或珠光體晶粒；一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個(gè)珠光體晶粒；見圖 3-2 ；二、珠光體分類依據(jù)珠光體片層間距S0 的大小,可將珠光體分為三類：1. 珠光體： 用 P表示； S0=15004500.；光鏡下觀看到 F 與 Fe3C呈層片狀；2. 索氏體： 用 S表示；S0=8001500.；光鏡下難以區(qū)分 F 與 Fe3C呈層片狀,電鏡 下清晰觀看到 F 與 Fe3C的片層；3. 屈氏體：用 T 表示；是極細(xì)的珠光體； S0=300800.；光鏡下無(wú)法辨論 F 與 Fe3C的層片 呈黑球狀 ,電鏡下清晰觀看到F 與 Fe3C的片層；珠光體片層間距

10、 S0 的大小,取決于過冷度 T 而與原奧氏體晶粒尺寸大小無(wú)關(guān)； .S0大小變化的緣由： 1 珠光體形成在一個(gè)溫度范疇內(nèi)進(jìn)行,先冷卻得到的珠光體由于形成溫度高, C原子擴(kuò)散速度快,擴(kuò)散距離長(zhǎng),珠光體片層間距 S0 大；2 隨著溫度降低, 后冷卻得到的珠光體由于T 增大, G增大,形核率 I 增加并且 C原子擴(kuò)散速度和距離變小,使 S0 變小；三、珠光體的晶體結(jié)構(gòu)片狀珠光體是 F 和 Fe3C層片相間的機(jī)械混合組織；粒狀珠光體是粒狀 Fe3C 分布于 F 基體上形成的混合組織； 其中 F 的晶體結(jié)構(gòu)為體心立方； Fe3C為復(fù)雜斜 方結(jié)構(gòu)；在珠光體形成時(shí), F 與 Fe3C具有兩類確定的晶體學(xué)位向

11、關(guān)系；同時(shí),先 共析相 F、Fe3C與原奧氏體也有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系； 11-2 珠光體的形成機(jī)制 以共析鋼為例 GGpGTA 1T1 G T圖 3- 3一、珠光體形成的熱力學(xué)條件1 由于 AP 是在較高溫度形成, Fe和 C原子能夠長(zhǎng)程擴(kuò)散, AP是擴(kuò)散型相變； 2 由于缺陷形核,相變消耗的能量較小,在較小過冷度 T 條件下 AP相變即可發(fā)生,見圖 3-3 ；即中意： G = Gp-G 0二、片狀珠光體的形成機(jī)制GESPC1C2C3C4T1圖 3- 4晶體結(jié)構(gòu)： + Fe 3C面心立方體心立方復(fù)雜斜方C%： 0.77% 0.0218% 6.67% 1.形核：1奧氏體晶界；2奧氏體晶內(nèi) 奧氏

12、體晶內(nèi)有不均勻或未溶 Fe3C 時(shí)；中意 1能量起伏； 2結(jié)構(gòu)起伏； 3成分起伏三個(gè)條件；關(guān)于 F 和 Fe3C誰(shuí)領(lǐng)先形核過去始終爭(zhēng)論,現(xiàn)在認(rèn)為都有可能成為領(lǐng)先相；2. 長(zhǎng)大：CCCCCFe3C圖 3-5以 Fe3C為領(lǐng)先相爭(zhēng)論,當(dāng)珠光體晶核在奧氏體晶界形成 時(shí),過冷奧氏體中存在 C濃度不均勻,見圖 3-4；C1與鐵素體相接的奧氏體 C%；使 C2與 Fe3C相接的奧氏體 C%；C%；C3與奧氏體相接的鐵素體 C4與 Fe3C相接的鐵素體 C%；A、F和 Fe3C三相共存 1 由于過冷奧氏體中存在 C濃度不均勻,導(dǎo)致 C原子擴(kuò)散 如圖 3-5 ,C原子擴(kuò)散破壞該溫度下的 C濃度平穩(wěn),為了復(fù)原平

13、穩(wěn), 與鐵素體相接的奧氏體形成鐵素體排出 C使碳濃度上升到 C1,與 Fe3C相接的奧氏體形成 Fe3C使碳濃度降低到 C2,其結(jié)果導(dǎo)致 C原子擴(kuò)散再次發(fā)生； 如此反復(fù), 珠光體晶核縱向長(zhǎng)入奧氏體晶內(nèi)；2 遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體,其含碳量C 為共析成分的含碳量,由于有C2C C1,所以,遠(yuǎn)離珠光體晶核的奧氏體中的C原子向與 Fe3C 相接的奧氏體擴(kuò)散使其形成珠光體的 Fe3C；而與 F 相接的奧氏體中的 C原子向遠(yuǎn)離珠光體晶核方向擴(kuò)散使其形成珠光體的 F；3 在已形成的珠光體中,與奧氏體相接的鐵素體中的 C原子向與 Fe3C相接鐵素體中擴(kuò)散；4 珠光體晶核一端與母相奧氏體保持不行動(dòng)的共格晶面,

14、形成確定的晶體學(xué)位向關(guān)系,另一端 可動(dòng) 長(zhǎng)入奧氏體晶內(nèi),完成縱向長(zhǎng)大；5 為了削減應(yīng)變能,珠光體呈片狀,6Fe 原子自擴(kuò)散完成晶格改組；C原子擴(kuò)散路程短,有利于擴(kuò)散；3. 橫向長(zhǎng)大： 奧氏體晶核內(nèi)形成一片 Fe3C,立刻就有兩邊 F 相連,搭橋機(jī)制；4. 珠光體分枝長(zhǎng)大： 反常長(zhǎng)大 圖 3-6Fe3CPFe3CFe3Cabc正常的片狀珠光體形成時(shí), 鐵素體與滲碳體是交替協(xié)作長(zhǎng)大的,但在某些情況下,鐵素體與滲碳體不是交替協(xié)作長(zhǎng)大的； 1 在位錯(cuò)區(qū)域形核長(zhǎng)大多個(gè) Fe3C,成長(zhǎng)過程中分枝長(zhǎng)大； 2 鐵素體與滲碳體具有確定的晶體學(xué)位向關(guān)系；這兩個(gè)緣由導(dǎo)致珠光體反常長(zhǎng)大,見圖 三、粒狀珠光體的形成機(jī)制

15、3-6 ；其中 b 和c 為離異共析組織；片狀 Fe3C的表面積大于同體積的粒狀 Fe3C,從能量考慮, Fe3C球化是一個(gè)自發(fā)過程,依據(jù)膠態(tài)平穩(wěn)理論, 其次相質(zhì)點(diǎn)的溶解度與質(zhì)點(diǎn)的曲率半徑有關(guān),曲率半徑越小,其溶解度越高,片狀Fe3C的尖角處溶解度高于平面處的溶解度,使得四周鐵素體與 Fe3C尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳濃度,引起碳的擴(kuò)散；擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面的碳濃度平穩(wěn),為了復(fù)原平穩(wěn), Fe3C尖角處將進(jìn)一步溶解, Fe3C平面將向外長(zhǎng)大, 如此不斷進(jìn)行, 最終形成了各處曲率半徑相近 的粒狀 Fe3C；圖 3-7Fe3CFe3CFe3CFe3Cf f f 亞晶界片狀 Fe3C的斷裂

16、與其內(nèi)部的晶體缺陷有關(guān),如Fe3C片內(nèi)存在亞晶界,將在亞晶界面上產(chǎn)生一界面張力,從而使片狀 Fe3C在亞晶界處顯現(xiàn)溝槽,溝槽兩側(cè)將成為曲面, 與平面相比具有較小的曲率半徑,因此溶解度較高, 曲面處的 Fe3C溶解而使曲率半徑增大, 破壞了界面張力平穩(wěn)； 為了復(fù)原平穩(wěn),溝槽進(jìn)一步加深；如此循環(huán)直至 Fe3C片溶穿；如圖 3-7 ；圖 3-8 由此可見,如圖 3-8 ,在 A1 溫度以下片狀 Fe3C的球化是通過 Fe3C片的破裂,斷開而逐步球化的；1 奧氏體化溫度較低,保溫時(shí)間很短,奧氏體中有許多未溶 Fe3C或許多高碳區(qū)；2 珠光體轉(zhuǎn)變的等溫溫度較高, 等溫時(shí)間足夠長(zhǎng), 或冷卻速度緩慢 3 熱

17、處理工藝球化退火可以獲得粒狀珠光體 粒狀滲碳體 ；IG轉(zhuǎn)變溫度圖 3-9 形核率和長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系示意圖 11-3 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)一、珠光體的成核率 I 和長(zhǎng)大速度 G1. 形核率和長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系形核率和長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系見圖 間有極大值；3-9 ；形核率和長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度之形核率 I ：溫度降低, T 增大,形核率 I 增大,而溫度降低使 C原子和 Fe原子擴(kuò)散才能降低導(dǎo)致 I 降低；長(zhǎng)大速度 G：溫度降低,C原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)降低, 使長(zhǎng)大速度降低；但溫度降低 C1-C2= C增大,使長(zhǎng)大速度 G增大；并且溫度降低, T 增大, S0減小,原子擴(kuò)散距離減小,長(zhǎng)大速度

18、G增大；2. 形核率和長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系當(dāng)溫度確定時(shí),等溫時(shí)間增加,形核率I 增加且很快達(dá)到飽和；當(dāng)形核部位全部耗盡后,形核率降為零 與位置有關(guān) ；長(zhǎng)大速度 G與等溫時(shí)間無(wú)關(guān)；圖 3-10AMAPABM sA 1M f二、珠光體等溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)圖珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖見圖3-10；由圖可見： 1 有孕育期,且孕育期隨溫度變化有微小值； 2 溫度降低,轉(zhuǎn)變速度增加,對(duì)應(yīng)鼻溫轉(zhuǎn)變溫度時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大,高于或低于該溫度,轉(zhuǎn)變速度均降低；3 由圖 3-10 可知,轉(zhuǎn)變時(shí)間增加,轉(zhuǎn)變量增加,當(dāng)轉(zhuǎn)變量超過 50%后,轉(zhuǎn)變量降低 AP 時(shí)對(duì) A 產(chǎn)生壓應(yīng)力抑制 AP 轉(zhuǎn)變,壓應(yīng)力下 C、Fe 原子擴(kuò)散和

19、晶格改組困難 ；三、影響 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素1. 化學(xué)成分的影響1C% a 亞共析鋼： C%增加,先析 F 形核率降低,先析F 形核率降低, F 長(zhǎng)大需要擴(kuò)散離去的 C%增高,使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期增大,導(dǎo)致珠光體轉(zhuǎn)變速 度降低；b 過共析鋼： C%增加, Fe3C的形核率增加,孕育期減小,使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹?光體的孕育期減小,導(dǎo)致奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的轉(zhuǎn)變速度提高；2 合金元素 a 降低 C在奧氏體中的擴(kuò)散速度； b 降低 Fe 原子的自擴(kuò)散 晶格改組 速度； c T 增大,孕育期減小,“C”對(duì)臨界點(diǎn)的影響；除 Mn、Ni 外,均使 A1點(diǎn)上升, 曲線左移； d 對(duì)相界面阻礙作用； 對(duì)

20、于亞共析鋼合金元素 Mn、Mo等阻礙 / 相 界面的移動(dòng),降低先析 F 形成速度,使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期提高；e強(qiáng)碳化物形成元素V、Ti 、Zr、Nb等溶入奧氏體中穩(wěn)固奧氏體,使“C” 曲線右移；2. 奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情形的影響奧氏體成分不均勻,珠光體轉(zhuǎn)變的形核率高,C原子擴(kuò)散速度高,長(zhǎng)大速度快；未溶 Fe3C多,可作為領(lǐng)先相晶核存在使珠光體轉(zhuǎn)變的形核率提高,加速其 長(zhǎng)大速度；3. 奧氏體化溫度和時(shí)間的影響 奧氏體化溫度高時(shí)間長(zhǎng), 奧氏體晶粒粗大且奧氏體化均勻, 使“ C” 曲線右移,珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期、形核率和長(zhǎng)大速度均降低,珠光體形成速度降低；4. 應(yīng)力和塑性變形的影響

21、奧氏體化時(shí)拉應(yīng)力或塑性變形,易使點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)增高,促進(jìn) C、Fe 原子 擴(kuò)散及點(diǎn)陣重構(gòu), 促進(jìn)珠光體的形核長(zhǎng)大； 奧氏體化時(shí)壓應(yīng)力, 原子遷移阻力增 大, C、Fe 原子擴(kuò)散困難,減慢珠光體形成速度； 11-4 亞 過 共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變一、亞 過 共析鋼先析相的形狀1. 亞共析鋼：1 與原奧氏體無(wú)共格關(guān)系： 1 鐵素體呈等軸狀 奧示體晶粒較細(xì),等溫溫度較高,冷卻速度較慢 ；2 網(wǎng)狀鐵素體 奧氏體晶粒較大, 冷卻速度較快 ,如圖 3-11a、圖 3-11b、圖 3-11c ； a 等軸狀b 等軸狀c 網(wǎng)狀d 片狀e 片狀f 薄片狀圖 3-11 先析鐵素體的形狀示意圖2 與原奧氏體有共格關(guān)系：

22、片針狀鐵素體 奧氏體晶粒粗大,成分均勻,冷卻速度適中 ,如圖 3-11d、圖 3-11e 和圖 3-11e；2. 過共析鋼：1 與原奧氏體無(wú)共格關(guān)系： 1 粒狀 Fe3C球化工藝 ；2 與原奧氏體有共格關(guān)系： 2 網(wǎng)狀 Fe3C奧氏體晶粒較大且成分均勻, 冷卻速度 緩慢 ,3 片針狀 Fe3C奧氏體晶粒粗大,成分均勻,冷卻速度緩慢 ；二、偽共析組織亞 過 共析鋼快冷后抑制先共析相的析出,在非共析鋼成分下析出的共析組 織F+Fe3C成為偽共析組織；三、魏氏組織工業(yè)上將先共析的片 針 狀鐵素體或片 針 狀碳化物加珠光體組織稱魏氏組織,用 W表示；前者稱 1. 亞共析鋼-Fe 魏氏組織,后者稱碳化物魏氏組織；1 一次魏氏組織 F：從奧氏體中直接析出片狀 截面呈針狀 分布的 F 稱一次魏氏組織 F；2 二次魏氏組織 F：從原奧氏體晶界上第一析出網(wǎng)狀 狀 F 稱二次魏氏組織 F；如圖 3-1