熱處理原理培訓講稿.ppt

1、第3章珠光體轉(zhuǎn)變，目錄，第1章鋼的加熱轉(zhuǎn)變，第2章過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖，第4章貝氏體轉(zhuǎn)變，第5章馬氏體轉(zhuǎn)變，第6章鋼的回火轉(zhuǎn)變，第7章鋼的熱處理工藝，第1、2、2章鐵-碳合金緩冷后的顯微組織在鐵-碳二元合金體系中，含碳量小于2.11%的合金稱為鋼，含碳量為0.77%的鋼稱為共析鋼。碳含量低于0.77%的鋼稱為亞共析鋼。含碳量超過0.77%的鋼被稱為過共析鋼。室溫下，共析鋼的顯微組織為珠光體(Fe3C)。亞共析鋼的顯微組織為先共析鐵素體珠光體。過共析鋼的顯微組織為二次滲碳體珠光體。1.奧氏體核的形成(Fe3C)0.0218% C6.69 % C0.77 % Cbody-centric立方奧氏體核容易

2、在鐵素體和滲碳體的界面上形成。其原因如下：(1)鐵素體和滲碳體界面上的碳原子濃度差異較大，有利于獲得形成奧氏體核所需的碳濃度；1-2奧氏體形成的機理，4。(2)在鐵素體和滲碳體的界面上，原子的排列是不規(guī)則的，鐵原子可能通過短程擴散從舊相的晶格轉(zhuǎn)移到新相的晶格，促進奧氏體成核；(3)鐵素體和滲碳體界面處的形核是在已有的界面上進行的，只是將原來的界面變成了新的界面，所以界面總能量變化不大，應變能需要增加很少，兩相界面處的變形能較高。5、2、奧氏體晶體生長的新相界面(奧氏體/鐵素體、奧氏體/滲碳體)；碳濃度差，5。亞共析鋼中奧氏體的形成。殘余碳化物的溶解，鐵素體向奧氏體的更快溶解；加熱時間延長。第四

3、，奧氏體成分的均勻化是由一定的加熱速度引起的；適當?shù)谋貢r間；原子擴散，6，7，圖1-2等溫奧氏體形成動力學曲線(示意圖)，圖1-3共析碳鋼的等溫奧氏體形成圖，8，從圖1-2和1-3可以看出：(1)當溫度保持高于Ac1時，奧氏體不會立即形成，但在一定的保溫時間后開始形成。溫度越高，潛伏期越短。(2)奧氏體形成速率在整個過程中是不同的，開始是緩慢的，然后逐漸增加。當奧氏體形成量超過50%時，速率開始再次減慢。(3)溫度越高，奧氏體形成所需的總時間越短，即奧氏體形成速度越快。(4)殘余碳化物的溶解，特別是成分的均勻化，在整個奧氏體形成過程中花費的時間最長。固有晶粒度：根據(jù)冶金部YB27-64，高溫

4、奧氏體的晶粒度是在室溫下，將鋼加熱到93010，保持38小時，然后適當冷卻后測得的。它代表了各種鋼的奧氏體晶粒的生長趨勢。那些晶粒易于生長的被稱為本征粗晶粒鋼，而那些晶粒不易于生長的被稱為本征細晶粒鋼。YB27-77晶粒度標準規(guī)定奧氏體晶粒度分為八個等級，第一等級最厚，第八等級最小。如果粒度小于8級，可確定為9級、10級等。如果比一級厚，可以表示為0級和-1級。具有58級固有晶粒尺寸的鋼被稱為本征細晶粒鋼，11，12，圖1-4奧氏體晶粒生長過程示意圖，13，圖1-5本征粗晶粒鋼和本征細晶粒鋼的奧氏體晶粒生長示意圖，14，15，將一些共析碳鋼小樣品加熱至奧氏體狀態(tài)，保持一定時間，然后快速冷卻至A

5、1點以下的不同溫度，例如700，650和650。然后，用金相-硬度法測定在給定溫度下等溫處理一定時間后轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和轉(zhuǎn)變百分比，并將結果繪制成曲線，即過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變動力學曲線。2.當?shù)葴販囟葟狞cA1逐漸降低時，相變的潛伏期逐漸縮短，相變速度加快。當溫度下降到一定溫度時，潛伏期最短，轉(zhuǎn)化速度最快，通常稱為C曲線的鼻點或拐點；當溫度再次下降時，潛伏期延長，轉(zhuǎn)化速度減慢。19，3。碳鋼在其碳曲線前端有一個過冷奧氏體的高溫轉(zhuǎn)變區(qū)，形成珠光體；在機頭和Ms點之間，有一個中溫轉(zhuǎn)變區(qū)形成貝氏體；低溫轉(zhuǎn)變區(qū)低于Ms點，形成馬氏體。4.總的來說，當奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，轉(zhuǎn)變速度隨著時間的增加而增加，但5

6、0%轉(zhuǎn)變后，轉(zhuǎn)變速度逐漸降低，直至轉(zhuǎn)變完成。20，圖2-3亞共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖(0.54)，圖2-4過共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖(1.13)，22，2。影響奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖的因素1。碳含量的影響。合金元素的影響。加熱條件的影響24，2。過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖分析，圖2-6共析碳鋼、25連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，其中連鑄線為轉(zhuǎn)變停止線；Vc是所有過冷奧氏體不分解的最小冷卻速率，但當過冷度低于Ms點時會發(fā)生馬氏體相變，這稱為上臨界冷卻速率，通常也稱為臨界冷卻速率或臨界淬火速率。Vc是過冷奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的最大冷卻速率，稱為較低臨界冷卻速率。圖2-7冷卻速度對共析碳鋼1-珠光體轉(zhuǎn)變起始線奧氏體

7、轉(zhuǎn)變溫度區(qū)(a)和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物(b)的影響；2-珠光體轉(zhuǎn)變終點；3-珠光體轉(zhuǎn)變停止線；4-馬氏體轉(zhuǎn)變起始線；5-馬氏體轉(zhuǎn)變終點，27連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，3，亞共析碳鋼，圖2-8 0.30%碳鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線奧氏體化溫度：930；時間：30分鐘，28，圖2-9 0.90%碳鋼奧氏體化溫度：930的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線；時間：30分鐘，29，30，圖3-1共析碳鋼(0.8%碳，0.76%錳)的碳曲線，(31，32，33，圖3-4片層珠光體和珠光體團示意圖)珠光體片層間距；b)珠光體團，34，根據(jù)片層間距大小可細分為以下三種類型：(1)珠光體：形成于A1650范圍內(nèi)，片層較厚，平均片層間距大于0.3m，在放

8、大400倍以上的光學顯微鏡下即可區(qū)分；(2)索氏體：在650，600范圍內(nèi)形成，薄片細小，平均薄片間距為0.10.3米，可在放大1000倍以上的光學顯微鏡下分辨；(3)金蓮花：形成于600，550范圍內(nèi)，片晶細小，平均片晶間距小于0.1m。即使在高倍光學顯微鏡下，也無法區(qū)分片晶，只有在電子顯微鏡下才能區(qū)分。珠光體的力學性能，圖3-5珠光體形成溫度對片層間距和團簇直徑的影響，圖3-6珠光體團簇直徑和片層間距對斷裂強度的影響，圖3-7珠光體團簇直徑和片層間距對面積收縮率的影響，較小的珠光體團簇直徑和片層間距，強度，38，圖3-8不同結構共析碳鋼的應力應變圖1-片狀珠光體2-粒狀珠光體。在退火狀態(tài)下

9、，對于含碳量相同的鋼，粒狀珠光體的強度和硬度低于片狀珠光體，其塑性、可加工性和淬火加工性優(yōu)于片狀珠光體。39，40，1。珠光體成核，圖3-9，片狀珠光體成核和生長過程示意圖，41，2。珠光體晶核1的生長。協(xié)同生長(1)縱向生長，圖3-10，片狀珠光體形成過程中碳原子擴散示意圖，42，(2)橫向生長2。分支生長，43，3，sub。44，45，圖4-1共析碳鋼(0.8%碳，0.76%錳)的碳曲線，46，2。下貝氏體處于貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)，形成貝氏體下貝氏體的典型組織形態(tài)為：三維空間中的透鏡狀片狀組織；在光學顯微鏡下，它是黑色的針或竹葉。圖4-2碳化物的晶格模型，碳化物為緊密堆積的六方晶格，其化學

10、式可寫成Fe2.4C粒狀貝氏體粒狀貝氏體是低碳或中碳合金鋼以一定速度連續(xù)冷卻獲得的顯微組織，其形成溫度略高于上貝氏體，接近奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的最高溫度Bs。粒狀貝氏體的顯微組織以分布在塊狀(等軸)鐵素體中的一些島狀富碳奧氏體區(qū)為特征。在連續(xù)冷卻過程中，島狀富碳奧氏體區(qū)可能有以下三種情況：(1)部分或完全分解為鐵素體和碳化物；(2)部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，一種由馬氏體和殘余奧氏體組成的島狀結構，稱為馬氏體-奧氏體結構；(3)將它們?nèi)勘３衷谑覝叵隆?9，二。貝氏體的特性和特性：圖4-3貝氏體形成溫度對碳化物分散性(a)和鐵素體晶粒尺寸(b)的影響；圖4-4碳化物分散性(a)和鐵素體晶粒尺寸(b)對貝氏

11、體強度的影響；50.上貝氏體形成溫度高，鐵素體和滲碳體在板條束中分布明顯，這種組織對裂紋擴展阻力小，鐵素體板條可作為裂紋擴展通道，其塑性和韌性低于屈氏體。下貝氏體的形成溫度低。貝氏體中的鐵素體片細小且為位錯亞結構，碳化物的分散度也較大。與上貝氏體相比，它不僅強度高，而且韌性好。貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征貝氏體形成的溫度有一個上限，即Bs點。2.貝氏體轉(zhuǎn)變也是一個形核和長大的過程，以鐵素體為主導相。3.當貝氏體形成時，鐵和合金元素的原子不會擴散，奧氏體以剪切凝聚的方式轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，因此貝氏體形成時會出現(xiàn)表面起伏。然而，當貝氏體形成時，碳原子可以擴散。53，4。無論是上貝氏體還是下貝氏體，鐵素體與母奧氏

12、體的晶體尺寸關系都遵循K-S關系。上貝氏體中鐵素體的習慣表面為111；下貝氏體中鐵素體的習慣面為225。5.貝氏體的轉(zhuǎn)變速度比馬氏體慢得多。6.對于碳鋼，只要等溫溫度降低到一定溫度，奧氏體就可以完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w；然而，對于許多合金鋼來說，即使等溫溫度降低到非常低的溫度，奧氏體也不能完全轉(zhuǎn)變，一些奧氏體仍然存在。7.貝氏體轉(zhuǎn)變可能與珠光體轉(zhuǎn)變或馬氏體轉(zhuǎn)變重疊。54，55，圖5-1共析碳鋼(0.8%C，0.76%Mn)的C曲線，56，圖5-1馬氏體晶格中碳原子可能位置的示意圖，其可能在由鐵原子組成的八面體間隙中。57，圖5-2由馬氏體晶格中碳原子的可能位置組成的亞晶格，即：體中心正方形；C/a被稱

13、為馬氏體的垂直度。58，2。馬氏體晶格常數(shù)與碳含量的關系，圖5-3碳含量對馬氏體晶格常數(shù)的影響，59。2.馬氏體相變的主要特征1。剪切一致性和表面起伏，圖5-4馬氏體轉(zhuǎn)變引起的鋼的表面起伏，60，圖5-5馬氏體形成引起的表面傾斜，61，圖5-6馬氏體和整個相界面相互約束，這被稱為“剪切相干”界面。馬氏體相變的非擴散性馬氏體相變的非擴散性有以下實驗證據(jù)：(1)碳鋼中的碳濃度在馬氏體相變前后沒有變化，奧氏體和馬氏體的成分是相同的，只是發(fā)生了晶格重組：(1)Fe(C)-Fe(C)面心立方；(2)馬氏體相變可以在相當?shù)偷臏囟确秶鷥?nèi)進行，而且相變速度極快。，63，64，圖5-8鋼中馬氏體在(111)平面

14、上形成時的可能取向，65，錫山關系(111)(110)；11-2-110根據(jù)西山關系，馬氏體在每個111平面上只能有三種不同的取向，因此總共只有12種可能的馬氏體取向。圖5-9西山關系圖，66，圖5-10西山關系與鉀硫關系的比較，67，68，3。馬氏體相變在一個溫度范圍內(nèi)完成，圖5-11馬氏體相變量與溫度的關系，Ms馬氏體相變起始溫度；Mf馬氏體相變的終點；a和b保留奧氏體。馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在一些鐵合金中，奧氏體被冷卻并轉(zhuǎn)變成馬氏體，當再加熱時，所形成的馬氏體可以相對于馬氏體轉(zhuǎn)變成奧氏體，這是馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。通常，從馬氏體到奧氏體的直接轉(zhuǎn)變稱為反向轉(zhuǎn)變。反轉(zhuǎn)的起點表示為As，反轉(zhuǎn)的終點表

15、示為Af。一般來說，砷的溫度高于錳的溫度。70，71，圖5-12板條馬氏體微觀結構的結晶特征示意圖，72。目前認為板條馬氏體有兩種三維形態(tài)：(1)橫截面為橢圓形和扁平狀，abc，一般A比b大10倍以上；(2)橫截面為矩形和薄abc。板條馬氏體的亞結構主要是高密度糾纏位錯，位錯密度一般為0.30.91012厘米/立方厘米。片狀馬氏體片狀馬氏體是鐵系列合金中另一種典型的馬氏體結構，如中高碳鋼和高鎳鐵鎳合金。對于碳鋼，片狀馬氏體僅在1.0時存在，在1.0時與板條馬氏體共存。片狀馬氏體與母奧氏體之間的晶體學尺寸關系為K-S關系或西山關系，常規(guī)表面為(225)或(259)。74，圖4-13片狀馬氏體，75，圖4-14片狀馬氏體的顯微結構示意圖，在馬氏體片的中間總是有一個明顯的肋，稱為中間脊。它的厚度一般約為0.51米，是一個112型孿晶。片狀馬氏體的亞結構主要是平行的微小孿晶。1.馬氏體的硬度和強度馬氏體在鋼中最重要的特征是高硬度和高強度。圖4-15硬化鋼77的硬度和碳含量之間的關系。馬氏體強度和硬度高的原因如下：(1)固溶強化：過飽和碳原子是馬氏體中的間隙溶液，引起強烈的方形畸變，形成以碳原子為中心的應力場。該應力場與位錯相互作用，顯著強化馬氏體。(2)亞結構強化：板條馬氏體中的高密度位錯和片狀馬氏體中的細小孿晶產(chǎn)生亞結構強化。(3)時效強化：在馬氏體形成過程中發(fā)生自回火，導致碳