金屬材料熱處理原理與工藝 西南石油大學(xué)課件幻燈片.ppt

1、熱處理原理與工藝,Heat treatment Theory and Technology,第1次課,本次課主要內(nèi)容： 1. 熱處理的基本概念； 2. 熱處理的發(fā)展過(guò)程； 3. 本門課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)目的，意義及要求，考試方法； 4. 固態(tài)相變的定義，分類及基本特征； 5. 固態(tài)相變的形核與長(zhǎng)大； 6.熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)。,問(wèn)題的引出：,1. 什么是熱處理？,2. 熱處理的作用？,將固態(tài)金屬通過(guò)特定的加熱和冷卻，使之發(fā)生組織轉(zhuǎn)變以獲得所需性能的一種工藝過(guò)程。,材料科學(xué)的發(fā)展歷史,材料與人類的生活息息相關(guān) 工程上 橋梁，機(jī)械，船舶，航天，兵器等 日常生活中,1.2 金屬熱處理在現(xiàn)代工業(yè)中的地位 冶

2、金，機(jī)械，航空，兵器等工業(yè)部門不可缺少的技術(shù)； 提高產(chǎn)品質(zhì)量和壽命的關(guān)鍵工序； 發(fā)揮金屬材料潛力，達(dá)到機(jī)械零部件輕量化的重要手段； 為開發(fā)新型材料提供了基礎(chǔ)。,1.3 熱處理的發(fā)展概況,民間技藝階段,實(shí)驗(yàn)技術(shù)科學(xué)階段,理論科學(xué)階段,西漢時(shí)代已有淬火處理的鋼劍（遼寧三道壕出土）,煉鋼赤刀，用之切玉如泥焉,明代宋應(yīng)星天工開物 十九世紀(jì)后期，鋼加熱/冷卻時(shí)，內(nèi)部組織變化性能變化的內(nèi)部原因 英國(guó) Robert Austen Fe-C相圖 德國(guó) Adoph Martens 金相顯微鏡 austenite martensite 馬氏體相變理論 新的強(qiáng)韌化工藝,1.4 本課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)的意義，目的，方

3、法,主要內(nèi)容 金屬固態(tài)相變基礎(chǔ) 鋼中奧氏體的形成 珠光體，馬氏體，貝氏體轉(zhuǎn)變 鋼的過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖 鋼的回火轉(zhuǎn)變 鋼的退火，正火，淬火與回火 鋼的化學(xué)熱處理 加熱設(shè)備 冷卻設(shè)備,學(xué)習(xí)的意義 系統(tǒng)地掌握金屬熱處理的基本原理和工藝方法 ； 加深對(duì)熱處理規(guī)律的認(rèn)識(shí)，了解熱處理主要設(shè)備； 培養(yǎng)學(xué)生應(yīng)用所學(xué)知識(shí)去分析和解決實(shí)際問(wèn)題的能力。 學(xué)習(xí)的方法 理論聯(lián)系實(shí)際,參考書： 1. 田榮璋. 金屬熱處理. 冶金工業(yè)出版社，1985年； 2. 王希琳. 金屬材料及熱處理. 水利電力出版社，1992年； 3夏立芳編.金屬熱處理工藝學(xué).哈爾濱工業(yè)大學(xué)出版社,2005年。 考試方式 考試采取閉卷形式?？己朔绞剑汗P

4、試（70%），平時(shí)成績(jī)（30%）,1.5 金屬固態(tài)相變,定義：固態(tài)金屬在加熱和冷卻過(guò)程中可能發(fā)生的各種相的轉(zhuǎn)變，稱為固態(tài)相變。它是金屬能進(jìn)行熱處理的理論基礎(chǔ)和前提。 分類 按相變過(guò)程中原子的運(yùn)動(dòng)特點(diǎn)分類 擴(kuò)散型相變：一般均借助于原子的熱激活運(yùn)動(dòng)而進(jìn)行。 非擴(kuò)散型相變：轉(zhuǎn)變前后組元原子的運(yùn)動(dòng)不超過(guò)一個(gè)原子間距的轉(zhuǎn)變。,按平衡狀態(tài)分類 平衡相變：在緩慢加熱或冷卻時(shí)所發(fā)生的能獲得符合平衡相圖的平衡組織的相變稱為平衡相變。 非平衡相變：加熱或冷卻速度很快時(shí)，固態(tài)材料可能發(fā)生某些平衡相圖上不能反映的轉(zhuǎn)變并獲得不平衡或亞穩(wěn)態(tài)的組織的轉(zhuǎn)變稱為非平衡轉(zhuǎn)變。,按熱力學(xué)分類： 一級(jí)相變：相變時(shí)新舊兩相的化學(xué)勢(shì)相等

5、，但化學(xué)勢(shì)的一級(jí)偏微商不等的相變。 二級(jí)相變：相變時(shí)新舊兩相的化學(xué)勢(shì)相等，且化學(xué)勢(shì)的一級(jí)偏微商也相等，但化學(xué)勢(shì)的二級(jí)偏微商不相等的相變。,1.6 金屬固態(tài)相變的基本特征,金屬固態(tài)相變的三種基本變化： （1）結(jié)構(gòu)；（2）成分；（3）有序程度 只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏 體相變 只有成分的變化：調(diào)幅分解 既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，脫溶沉淀,1.6.1 固態(tài)相變的一般特征,固態(tài)相變的驅(qū)動(dòng)力也為新相與母相的自由能差，與結(jié)晶過(guò)程相比，固態(tài)相變有其自身特點(diǎn)。,1.6.1.1 相界面 按結(jié)構(gòu)特點(diǎn)可分為：共格界面、半共格界面、非共格界面,（1）共格界面 兩相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的

6、原子為兩相所共有 特點(diǎn)：界面能很小，彈性應(yīng)變能大 錯(cuò)配度= a/a 越大，彈性應(yīng)變能越大 a: 其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子間距； a：兩相在此方向上的原子間距之差。,圖1-3 a) 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錯(cuò)，界面上的兩相原子部分地保持匹配，彈性應(yīng)變能降低。 (3)非共格界面：兩相界面完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，為很薄的一層原子不規(guī)則排列的過(guò)渡層，界面能較高。,錯(cuò)配度,1.6.1.2 慣習(xí)面和位向關(guān)系 固態(tài)相變時(shí)，新相往往在母相的一定晶面上開始形成， 這個(gè)晶面稱為慣習(xí)面。 如：亞共析鋼中，在 111析出先共析鐵素體- 魏氏組織

7、 位向關(guān)系： 新相與母相之間的某些低指數(shù)晶面和晶向往往存在一定的位向關(guān)系，以減小兩相間的界面能。 110/ 111 ； / ,1.2.3 彈性應(yīng)變能,非共格相界面的體積（比容）應(yīng)變能（由于比容不同）：球狀最大，針狀次之，盤狀最小。 兩相界面上不匹配也引起彈性應(yīng)變能，共格界面最大，半共格界面次之，非共格界面為零。,圖1-4 新相形狀與應(yīng)變能的關(guān)系,固態(tài)相變的阻力：界面能 + 應(yīng)變能,1.2.4 晶體缺陷的影響 大多數(shù)固態(tài)相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處優(yōu)先不均勻形核，提高形核率，對(duì)固態(tài)相變起明顯的促進(jìn)作用。 1.2.5 過(guò)渡相（亞穩(wěn)相）的形成 為了減少界面能，固態(tài)相變中往往先形成具有共格相界面

8、的過(guò)渡相（亞穩(wěn)相）。 亞穩(wěn)相有向平衡相轉(zhuǎn)變的傾向，但在室溫下轉(zhuǎn)變速度很慢。,1.3 固態(tài)相變的形核,1.3.1 均勻形核 定義：形核時(shí)晶核在母相中無(wú)擇優(yōu)地均勻分布，稱為均勻形核。 與凝固過(guò)程相比，增加了一項(xiàng)應(yīng)變能 G = V Gv + S + V (1-1) 其中 Gv - 新舊相間單位體積自由能差 - 單位面積界面能 - 單位體積應(yīng)變能 相變驅(qū)動(dòng)力： V Gv ，新舊相間自由能差 相變阻力： S + V ，界面能 + 應(yīng)變能,設(shè)形成的新相晶核為球形 對(duì)于 r 求導(dǎo)：,1.3.2 非均勻形核 晶體缺陷儲(chǔ)存的能量可使形核功降低，促進(jìn)形核 G = V Gv + S + V -Gd (1-5) -

9、Gd - 由于晶體缺陷消失所降低的能量 晶體缺陷：空位、位錯(cuò)、晶界 （1）空位 空位通過(guò)促進(jìn)溶質(zhì)原子擴(kuò)散或利用本身能量提供形核驅(qū)動(dòng)力而促進(jìn)形核。 空位團(tuán)可凝聚成位錯(cuò)而促進(jìn)形核。,1.4.2 新相長(zhǎng)大速度 (1) 界面控制型長(zhǎng)大 無(wú)成分變化的新相長(zhǎng)大,圖1-13 激活能示意圖,原子在母相和新相間往返的頻率分別為:,設(shè)單原子層厚度為，則界面遷移速率為：,過(guò)冷度較小時(shí)，GV 0,隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長(zhǎng)大速率增加。,過(guò)冷度較大時(shí)，GV kT,隨溫度降低，新相長(zhǎng)大速率按指數(shù)函數(shù)減小。,擴(kuò)散控制型長(zhǎng)大 成分發(fā)生改變的相變，受傳質(zhì)過(guò)程，亦即擴(kuò)散速度所控制。,圖1-14 (a) 平衡相圖 (b

10、) 界面附近濃度分布,根據(jù)費(fèi)克第一定律，擴(kuò)散通量為,隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的擴(kuò)散系數(shù)急劇減小，故新相的長(zhǎng)大速率降低。,圖1-15 新相長(zhǎng)大速度與過(guò)冷度的關(guān)系,1.4.3 固態(tài)相變動(dòng)力學(xué),研究新相形成量(體積分?jǐn)?shù))與時(shí)間、溫度關(guān)系的學(xué)科稱為相變動(dòng)力學(xué)。 與再結(jié)晶過(guò)程類似，形核長(zhǎng)大過(guò)程。,（1）約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程),當(dāng)形核率和長(zhǎng)大速度恒定時(shí)，恒溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),(2) 阿佛瑞米方程 ( Avrami方程),當(dāng)形核率和長(zhǎng)大速度隨時(shí)間而變時(shí),思考辨析題,固態(tài)相變時(shí)，均勻形核多于非均勻形核。,1. 名詞解釋：固態(tài)相變；非平衡相變；慣習(xí)面；均勻形核。 2. 簡(jiǎn)述金屬固態(tài)相變的

11、基本特征。 3. 預(yù)習(xí)教材第二章（2.1 奧氏體的結(jié)構(gòu)，組織和性能；2.2 奧氏體形成的熱力學(xué)條件；2.3 奧氏體的形成機(jī)制；2.4 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)）。,作 業(yè),第二章 奧氏體的形成,2.1 奧氏體及其形成機(jī)理,2.1.1 奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍,圖2-1 奧氏體的單胞,奧氏體是碳溶于-Fe 中的間隙固溶體 碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn) 八面體間隙半徑 0.52 碳原子半徑 0.77 點(diǎn)陣畸變,統(tǒng)計(jì)分布，濃度起伏,圖2-2 Fe-C 相圖,2.1.2 奧氏體的性能 奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無(wú)磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測(cè)

12、定相變開始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。 奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過(guò)大的加熱速度。 奧氏體塑性很好，S 較低，易于塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。,2.1.3 奧氏體形成的熱力學(xué)條件,圖2-3 自由能和溫度關(guān)系圖,G = V Gv + S + V - Gd (2-1),- Gd - 在晶體缺陷處形核引起的自由能降低,相變必須在一定的過(guò)熱度T下，使得GV 0，才能得到G0。所以相變必須在高于 A1 的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。,圖2-4 以0.125/min加熱和冷卻時(shí)，F(xiàn)e-C相圖中臨界點(diǎn)的移動(dòng),加熱時(shí)臨界點(diǎn)加注c ：

13、Ac1 Ac3 Accm 冷卻時(shí)臨界點(diǎn)加注r ： Ar1 Ar3 Arcm,2.1.4 奧氏體的形成機(jī)理 奧氏體的形成為形核長(zhǎng)大、擴(kuò)散型相變 奧氏體的形成過(guò)程可分成四個(gè)階段： （1）奧氏體的形核 （2）奧氏體的長(zhǎng)大 （3）滲碳體的溶解 （4）奧氏體的均勻化,（1）奧氏體的形核,形核的成分、結(jié)構(gòu)條件,形核位置 鑒于相變對(duì)成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求，晶核將在/Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于： 相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對(duì)能量的要求。 相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴(kuò)散較晶內(nèi)為快，從而加速了奧氏體的形核。 相界面處

14、，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由BCC改組成FCC。,（2）奧氏體的長(zhǎng)大,圖2-6 相界面上的碳濃度及擴(kuò)散,奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度,由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度與碳在奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相界面上的碳濃度差成反比。 由于 /Fe3C相界面的碳濃度差 Ck 較大，F(xiàn)e3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲碳體方向的長(zhǎng)大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向?yàn)樾?，所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。,（3）剩余滲碳體的溶解 剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。 （4）奧氏體成分的均勻化 原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。

15、 通過(guò)Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)散，實(shí)現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。,思考題,1. 共析鋼在加熱時(shí)，當(dāng)溫度達(dá)到相變溫度A1時(shí)，就開始發(fā)生由珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。,2. 合金鋼中的奧氏體是碳及合金元素溶于-Fe中并形成間隙固溶體。,作 業(yè),1. 什么是奧氏體？簡(jiǎn)要敘述奧氏體的空間結(jié)構(gòu)和主要性能。 2. 以共析鋼為例，簡(jiǎn)要回答奧氏體的形成過(guò)程（要求畫圖說(shuō)明）。 3. 預(yù)習(xí)教材第二章（2.4 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)，影響奧氏體形成速度的因素；2.5 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成；2.6 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制）。,2.2 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué),2.2.1 形核率,為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補(bǔ)償

16、臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲得能量漲落的幾率因子 exp(G*/kT) 成正比。 為了達(dá)到奧氏體晶核對(duì)成分的要求，需要原子越過(guò)能壘，經(jīng)擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴(kuò)散的幾率因子 exp(Gm /kT) 成正比。,N = C exp(-G*/kT)exp(-Gm/ /kT) (2-3) 式中: C - 常數(shù) G* - 臨界形核功 Gm - 擴(kuò)散激活能 k - 玻爾茲曼常數(shù)，= 1.38X10-23 J/K T - 絕對(duì)溫度 N - 形核率，單位 1/(mm3 s) 與結(jié)晶不同的是，PA的相變，是在升高溫度下進(jìn)行的相變。 溫度升高時(shí)， G* ， Gm ，從而形核率 N 增大。,2.2.2 奧

17、氏體線長(zhǎng)大速度,G - 長(zhǎng)大線速度，單位 mm/s 溫度升高時(shí)，D , dC , C , Ck 從而線長(zhǎng)大速度G增大。,等溫轉(zhuǎn)變,2.2.3 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線,設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)：,Vt - 新形成奧氏體的體積分?jǐn)?shù),轉(zhuǎn)變量達(dá)50%左右時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。 轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。 轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短。,圖2-8 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線,形成溫度升高，N的增長(zhǎng)速率高于G的增長(zhǎng)速率，N/G增大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。 形成溫度升高，G/Gk 增大，鐵素體消失時(shí)，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含

18、量降低。,從上圖我們可以得出如下結(jié)論： 孕育期：從A形成第一個(gè)體積前的準(zhǔn)備時(shí)間。 T升高，孕育期縮短； 孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn) 2. A轉(zhuǎn)變的量隨時(shí)間的增加而增加，但達(dá)50%以后隨時(shí)間增加而減慢； 3. 隨溫度升高，轉(zhuǎn)變時(shí)間縮短； 4. A剛剛形成后，仍有滲碳體存在，滲碳體溶解及均勻化需較長(zhǎng)時(shí)間。,2.2.4 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成特點(diǎn),圖2-9 珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線,奧氏體形成是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。 隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。 隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來(lái)不及擴(kuò)散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。 快速加熱時(shí)，奧氏體形成溫度升高，可引

19、起奧氏體起始晶粒細(xì)化；同時(shí)，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。,2.2.5 奧氏體形成速度的影響因素,（1）加熱溫度 奧氏體形成速度隨加熱溫度升高而迅速增大。 隨奧氏體形成溫度升高，形核率的增長(zhǎng)速率高于線生長(zhǎng)速度的增長(zhǎng)速率 起始晶粒越細(xì)小。 隨轉(zhuǎn)變溫度升高，奧氏體/鐵素體界面向鐵素體推移的速度與奧氏體/滲碳體界面向滲碳體推移的速度之比也增大。,隨奧氏體形成溫度升高，鐵素體消失時(shí)殘留滲碳體的量增大，奧氏體的平均碳含量降低。,高碳工具鋼的快速加熱，短時(shí)保溫的強(qiáng)韌化處理工藝的理論基礎(chǔ)：,隨奧氏體形成溫度的升高，形核率的增長(zhǎng)速度高于線增長(zhǎng)速度的增長(zhǎng)速率，導(dǎo)致奧氏體起始晶粒細(xì)化； 由于相變

20、溫度升高，相變的不平衡程度增大，在鐵素體消失的瞬間，殘留滲碳體的量增多，因而奧氏體的平均碳含量降低。,（2）鋼的原始組織狀態(tài) 原始組織越細(xì)，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程越快。 片狀珠光體快于粒狀珠光體。,（3）鋼的化學(xué)成分,含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，F(xiàn)e、C原子擴(kuò)散系數(shù)增大，從而增高N和G，形成速度增大。 碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴(kuò)散，降低形成速度。 非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴(kuò)散，增大形成速度。 Mn，Ni降低鋼的臨界點(diǎn)，細(xì)化原珠光體組織，增大形成速度。,2.3 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制,2.3.1 奧氏體晶粒度 奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分

21、為8級(jí)，1級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)，8級(jí)以上為超細(xì)晶粒。 晶粒度級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系 n = 2N-1 (2-5) n - X100倍時(shí)，晶粒數(shù) / in2 N - 晶粒度級(jí)別,奧氏體晶粒度有三種： 起始晶粒度 - 奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小。初始晶粒一般很細(xì)小，大小不均，晶界彎曲。 實(shí)際晶粒度 - 鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實(shí)際奧氏體晶粒大小。,n：1mm2面積內(nèi)的晶粒數(shù),區(qū)分：實(shí)際晶粒度 本質(zhì)晶粒度,圖2-11 兩種不同鋼種奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向,2.3.2 奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制 晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力 驅(qū)動(dòng)力來(lái)自總的晶界能的下降。 對(duì)于球面晶界，有一指向曲率中心的驅(qū)動(dòng)力P作用于晶界。,

22、圖2-12 球面晶界長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力示意圖,公式(2-6)的推導(dǎo):,圖2-13 雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。,面積為A的晶界如果移動(dòng)dx距離時(shí)，體系總的Gibbs自由能變化為dGt ，則沿x方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力。 圖2-13中A、B晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。,圖2-14 大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向),圖2-15 晶粒大小均勻一致時(shí)穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu),圖2-16 頂角均為1200 的多邊形晶粒,圖2-17 三維晶粒的穩(wěn)定形狀 - Kelvin正十四面體,圖2-18 大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系,為保持三晶界交會(huì)處的界面張力平衡，

23、交會(huì)處的面角應(yīng)為120o，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一側(cè)的曲面晶界。 大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。,(2) 晶界遷移阻力,圖2-19 Zener微粒釘扎晶界模型,晶界向右遷移時(shí)，奧氏體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：,由式（2-7）可知： 當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù) f 一定時(shí)，第二相粒子越細(xì)小（r越?。峁┑膶?duì)晶界遷移的總阻力越大。 反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r(shí)，對(duì)晶界遷移的總阻力將會(huì)變小。,(3) 奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程,圖2-20 奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程,孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。 不均勻長(zhǎng)大期：粗細(xì)晶粒共存。 均勻長(zhǎng)大期：細(xì)小晶粒被吞并后，緩慢長(zhǎng)大。,2.3.3

24、 影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素,(1) 加熱溫度和保溫時(shí)間,晶粒長(zhǎng)大表現(xiàn)為晶界的遷移，實(shí)質(zhì)上是原子在晶界附近的擴(kuò)散過(guò)程。 晶粒長(zhǎng)大速度與晶界遷移速率及晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力成正比。,圖2-21 奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時(shí)間的關(guān)系,隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。 加熱溫度升高時(shí)，保溫時(shí)間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。,（2）加熱速度的影響,加熱速度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度越高，形核率與長(zhǎng)大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細(xì)小的起始晶粒度。 快速加熱并且短時(shí)間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏體晶粒度。 如果此時(shí)長(zhǎng)時(shí)間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加上實(shí)際形成溫度高，奧氏體晶粒很

25、容易長(zhǎng)大。,（3）鋼的碳含量的影響 碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長(zhǎng)大。共析碳鋼最容易長(zhǎng)大。 當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。過(guò)共析碳鋼的加熱溫度一般選在 Ac1 - Accm 兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。,（4）合金元素的影響,圖2-22 奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系 1 - 不含鋁的C-Mn鋼 2 - 含Nb-N鋼,（5）冶煉方法 用Al脫氧，可形成 AlN - 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼 用Si、Mn脫氧 - 本質(zhì)粗晶粒鋼,2.4 過(guò)熱與過(guò)燒,1 過(guò)熱的定義：鋼在熱處理時(shí)，由于加熱不當(dāng)而引起奧

26、氏體實(shí)際晶粒粗大，以致在隨后淬火或正火時(shí)得到十分粗大的組織，從而使鋼的力學(xué)性能顯著惡化的現(xiàn)象稱為過(guò)熱。 2.消除過(guò)熱的主要方法 重新加熱到正常的加熱溫度，以獲得新的細(xì)小的奧氏體晶粒，然后冷卻。,3. 過(guò)燒：金屬或合金在熱處理加熱時(shí)，由于加熱溫度過(guò)高，出現(xiàn)了晶界氧化和晶界開始部分熔化的現(xiàn)象，稱之為過(guò)燒。 過(guò)程描述：當(dāng)鋼加熱到比過(guò)熱更高的溫度，時(shí)間又長(zhǎng)時(shí)，不僅使鋼的晶粒長(zhǎng)大，而且晶粒之間邊界開始熔化，氧進(jìn)入晶粒間隙，使金屬發(fā)生氧化并促其熔化，導(dǎo)致晶粒間結(jié)合力的破壞而使鋼失去本身的強(qiáng)度和塑性。,處置辦法： 過(guò)燒的鋼無(wú)法挽救，只有報(bào)廢重新冶煉。 預(yù)防辦法： 避免加熱溫度過(guò)高； 避免在高溫段長(zhǎng)時(shí)間保溫。

27、,2.5 非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成,一針狀?yuàn)W氏體的形成 中碳合金鋼以板條狀馬氏體為原始組織在Ac1Ac3之間進(jìn)行慢速或極慢速加熱時(shí)，在馬氏體板條間可形成針狀?yuàn)W氏體。 二顆粒狀?yuàn)W氏體的形成 中等的加熱速度將非平衡組織加熱到Ac1Ac3之間或直接加熱到Ac3以上時(shí)，將在原奧氏體晶界，馬氏體束界，塊界，甚至在板條界通過(guò)擴(kuò)散型相變形成顆粒狀?yuàn)W氏體。,三粗大奧氏體晶粒的遺傳性及其控制 1. 遺傳：在一種相變或組織轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀及顯微特性，這種現(xiàn)象稱為遺傳，包括組織遺傳和相遺傳。 2. 組織遺傳：對(duì)粗大的非平衡組織進(jìn)行加熱時(shí)，在一定的加熱條件下，新形成的奧氏體晶粒有可能繼承和恢

28、復(fù)原粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象被稱為鋼的組織遺傳。 3. 相遺傳：相變后相本身的晶體結(jié)構(gòu)、缺陷傳給新相，這種現(xiàn)象稱為相遺傳。,組織遺傳是有害的。 相遺傳是有益的，因?yàn)榭墒箯?qiáng)度提高。 2. 影響鋼的組織遺傳的因素 （1）原始組織 P 非平衡組織（BM） （2）加熱速度 對(duì)具有非平衡組織的合金鋼：,慢速加熱或快速加熱，容易出現(xiàn)組織遺傳； 中速加熱可能避免出現(xiàn)組織遺傳； 3. 奧氏體晶粒的反常細(xì)化 過(guò)熱粗大組織冷卻后得到的非平衡組織以快速或慢速加熱至Ac3以上的正常加熱溫度，有可能得到粗大的奧氏體晶粒，出現(xiàn)組織遺傳，但如果加熱到更高的溫度（Ac3+100200），則奧氏體晶粒不僅不粗化，反而形成了細(xì)小

29、的，晶體學(xué)位向不同的奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱為奧氏體晶粒的反常細(xì)化。,非相變,奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶,4. 控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法 （1）對(duì)非平衡組織的過(guò)熱鋼，可以采用中速加熱，得到細(xì)小的奧氏體晶粒 （2）對(duì)非平衡組織的過(guò)熱鋼，在淬火前先進(jìn)行一次退火或高溫回火 （3）利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶，快速加熱至臨界點(diǎn)以上100200，然后淬火 （4）對(duì)低合金鋼，可采用多次正火使過(guò)熱得到校正。,思考題,實(shí)際晶粒度表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性，因鋼種及冶煉方法的不同而異。,作 業(yè),1. 名詞解釋：起始晶粒度；實(shí)際晶粒度；本質(zhì)晶粒度；遺傳；組織遺傳 2. 簡(jiǎn)要敘述影響奧氏體形成速度的因素。 3.

30、與等溫形成過(guò)程相比，連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成的特點(diǎn)。 4. 簡(jiǎn)述影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素。 5. 預(yù)習(xí)教材第二章（2.7 非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成）第三章（3.1 珠光體的組織形態(tài)及晶體學(xué)；3.2 珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制）。,第三章 珠光體相變,3.1 珠光體的組織形態(tài)與性能特點(diǎn) 3.1.1 過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變,圖3-1 TTT 曲線,過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。 反映溫度-時(shí)間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。,A1 550 ，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。 共析分解成珠光體 - 鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。 珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域) - 片層方向大致相同的珠光體，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形

31、成35個(gè)珠光體團(tuán)。,（1）高溫轉(zhuǎn)變,（2）中溫轉(zhuǎn)變,圖3-4 (a) 上貝氏體 X600 (b) 下貝氏體 X400,非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。 馬氏體：碳在-Fe中的過(guò)飽和固溶體。 馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點(diǎn) Ms ，終了點(diǎn) Mf 。,（3）低溫轉(zhuǎn)變,圖3-5 (a) 低碳鋼中的板條馬氏體 (X80) (b) 高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體 (X400),3.1.2 珠光體的組織形態(tài) 珠光體：由鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物。 珠光體團(tuán)：若干大致平行的鐵素體與滲碳體片 組成一個(gè)珠光體領(lǐng)域，也稱珠光體團(tuán)。 珠光體片層間距：珠光體中一對(duì)鐵素體片

32、與滲碳 體片的厚度之和。,（2）粒狀珠光體 鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織稱為 粒狀珠光體，也叫球狀珠光體。,（1）片狀珠光體：滲碳體為片狀的珠光體。,3.1.3 珠光體的片層間距 S0,珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過(guò)冷度成反比。,圖3-1 珠光體片層間距S0,定義：珠光體中一對(duì)鐵素體片與滲碳體片的厚度之和。,在一定的過(guò)冷度下，若S0過(guò)大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。 若S0過(guò)小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時(shí)GV不變，這會(huì)使相變驅(qū)動(dòng)力降低，也會(huì)使相變不易進(jìn)行。所以一定的T對(duì)應(yīng)一定的 S0 。,原因：,原因： T 愈大，碳在奧氏體中的擴(kuò)散能力愈小，擴(kuò)散距

33、離變短。另外， GV 會(huì)變大，可以增加較多的界面能，所以 S0 會(huì)變小。,原奧氏體晶粒大小對(duì) S0 無(wú)明顯影響。但原奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體團(tuán)直徑也越細(xì)小。,位向關(guān)系,珠光體形成時(shí)，新相（滲碳體與鐵素體）與母相（奧氏體）有著一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，使新相和母相原子在界面上能夠較好匹配。,鐵素體與奧氏體之間保持K-S關(guān)系：,滲碳體與奧氏體之間保持Pitsch關(guān)系：,3.1.4 珠光體的力學(xué)性能,片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層內(nèi)，滲碳體對(duì)位錯(cuò)滑移起阻礙作用，位錯(cuò)最大滑移距離等于片層間距S0 。 片層間距S0 愈小，強(qiáng)度、硬度愈高， 符合Hall-Petch 關(guān)系：s = 0 + kS0-

34、1 粒狀珠光體的屈服強(qiáng)度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑 df ）， 也符合Hall-Petch 關(guān)系：s = 0 + kdf-1/2,3.2 珠光體轉(zhuǎn)變的機(jī)理 3.2.1 珠光體形成的熱力學(xué),圖3-2 自由能-成分曲線,在A1（T1）溫度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲線有一共切線。 在A1溫度以下溫度T2 ， 、Fe3C 三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上。,（1）珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相 從熱力學(xué)上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。 共析與過(guò)共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。 亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。,3.2.2 片狀珠光體的形成機(jī)制,珠光體相變是擴(kuò)散型相變、屬形核長(zhǎng)

35、大型。, 珠光體的形核： 在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長(zhǎng)成片狀是為了減少應(yīng)變能），通過(guò)鄰近奧氏體不斷供應(yīng)碳原子而長(zhǎng)大。,(0.77%C) (0.0218%C) + Fe3C(6.69%C) (面心立方) (體心立方) (復(fù)雜斜方), 珠光體的縱向長(zhǎng)大： 由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相中產(chǎn)生濃度差C- C-k ，從而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿?cái)U(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長(zhǎng)大。, 珠光體的橫向生長(zhǎng)： Fe3C的橫向生長(zhǎng)使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)碳濃度下降到C-k時(shí)，在Fe3C兩側(cè)通過(guò)點(diǎn)陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素

36、體。同樣，鐵素體的橫向生長(zhǎng)也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長(zhǎng)。如此協(xié)調(diào)地交替形核生長(zhǎng)，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。, 珠光體的橫向生長(zhǎng)： 鐵素體片由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長(zhǎng)亦然，故珠光體的橫向生長(zhǎng)很快就停止。 在珠光體生長(zhǎng)的后期，會(huì)出現(xiàn)分枝長(zhǎng)大現(xiàn)象。,3.2.3 球狀珠光體的形成機(jī)制,由界面熱力學(xué)，吉布斯-湯姆斯（Gibbs-Thomson）公式：,Cr - 與半徑為r的第二相顆粒相平衡的母相溶解度。 C - 與片狀（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。,M - 第二相摩爾質(zhì)量，- 比界面能，- 第二相密度。,由于片狀滲碳體的表面積大于同體積的

37、球狀滲碳體，在球化退火時(shí)，將會(huì)自發(fā)球化。 與滲碳體尖角接壤處的鐵素體碳濃度 C-k 大于與平面接壤處的碳濃度，在鐵素體內(nèi)將引起碳原子擴(kuò)散，結(jié)果界面碳濃度平衡被打破，為維持碳濃度平衡，滲碳體尖角處會(huì)溶解，而平面處會(huì)向外生長(zhǎng)，最后形成各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。,圖3-6 片狀滲碳體溶斷機(jī)制,滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在，會(huì)產(chǎn)生一界面張力，為保持界面張力平衡，在亞晶界處會(huì)出現(xiàn)溝槽。由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為恢復(fù)平衡，溝槽將進(jìn)一步加深，直至滲碳體溶斷。,圖3-7 片狀滲碳體在 A1 溫度以下球化過(guò)程示意圖,當(dāng)奧氏體化不充分時(shí)，也會(huì)以未溶顆粒狀滲

38、碳體作為形核核心，直接形成球狀珠光體。,生產(chǎn)中球化退火和調(diào)質(zhì)處理均可得到粒狀珠光體,對(duì)有網(wǎng)狀碳化物的過(guò)共析鋼，一般應(yīng)先進(jìn)行正火以消除網(wǎng)狀碳化物，然后再進(jìn)行球化退火： 有網(wǎng)狀碳化物的過(guò)共析鋼在Ac1Ac3之間加熱時(shí)，網(wǎng)狀碳化物也會(huì)發(fā)生斷裂和球化，但所得碳化物顆粒較大，且往往呈多角形，“一”字形或“人”字形； 網(wǎng)狀碳化物為先共析相，采用正常的球化退火無(wú)法消除網(wǎng)狀碳化物，為使其斷裂，球化所需的溫度應(yīng)高于正常球化退火溫度。,3.3 珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué) 3.3.1 形核率,形成溫度較高時(shí)，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時(shí)，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難

39、，形核率下降。,形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550附近有一極大值。,3.3.2 長(zhǎng)大速度,長(zhǎng)大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550附近也有一極大值。,3.3.3 珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線,圖3-9 珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線,當(dāng)N、G不隨轉(zhuǎn)變時(shí)間改變時(shí)，Johnson-Mehl方程：,當(dāng)N隨轉(zhuǎn)變時(shí)間改變時(shí)，Avrami方程：,從上圖可以看出： 各溫度下的轉(zhuǎn)變都有孕育期； 隨溫度的降低，孕育期先減小后增加； 轉(zhuǎn)變溫度一定時(shí)，轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間先增加后減小，在50%處達(dá)到最大； 亞共析鋼左上方有一條先共析鐵素體析出線； 過(guò)共析鋼左上方有一條先共析滲碳體析出線。, 含碳量 亞共析鋼： C%，鐵素體形

40、核率；另外，相變 驅(qū)動(dòng)力G- ，所以珠光體轉(zhuǎn)變 速度下降，C 曲線右移。,3.3.4 影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素,（1）鋼的化學(xué)成分,若加熱溫度高于Accm： C% ，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。 若加熱溫度在Ac1Accm：C%，獲得不均勻奧氏體及Fe3C，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。,過(guò)共析鋼：,鋼的碳含量,奧氏體的碳含量,合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中 ，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。,在碳鋼中共析鋼過(guò)冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。,通過(guò)影

41、響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)； 改變奧氏體向鐵素體同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的速度 通過(guò)合金元素在奧氏體中的擴(kuò)散與再分配 通過(guò)改變臨界點(diǎn) 通過(guò)影響珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度 通過(guò)改變界面能,合金元素改變珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的途徑,奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。 未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。,（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物,（3）鋼的原始組織 原始組織越粗大，珠光體形成速度就越快。,（5）奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間 奧氏體化溫度越高，

42、保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。,（4）奧氏體晶粒度 奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。,拉應(yīng)力和塑性變形造成點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。 在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增 大，阻礙了 Fe、C 原子的擴(kuò)散，同時(shí)點(diǎn)陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。,（6）應(yīng)力和塑性變形,3.4 先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變,3.4.1 先共析轉(zhuǎn)變,研究對(duì)象：亞共析鋼或過(guò)

43、共析鋼,定義：非共析成分的奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變之前析出先共析相的轉(zhuǎn)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。,析出的先共析鐵素體的量取決于奧氏體的碳含量和冷卻速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共析鐵素體量越少。,先共析鐵素體的析出是一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過(guò)程。,成核位置：奧氏體晶界,3.4.2 亞共析鋼先共析鐵素體的析出,在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。 （1）形成溫度較高時(shí)，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長(zhǎng)成球冠狀。 若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長(zhǎng)成網(wǎng)狀。 若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長(zhǎng)入奧氏體呈塊狀分布

44、。,（2）形成溫度較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，使非共格晶界不易遷移，這時(shí)主要依靠共格界面遷移。 鐵素體晶核將通過(guò)共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，為減小應(yīng)變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長(zhǎng)，該慣習(xí)面為 111。所以片狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行，或互成60、90角。 這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏組織鐵素體。,先共析鐵素體的形態(tài),塊狀：與奧氏體無(wú)共格關(guān)系,網(wǎng)狀：與奧氏體無(wú)共格關(guān)系,片狀：與奧氏體保持共格關(guān)系,化學(xué)成分,奧氏體晶粒大小,冷卻速度,長(zhǎng)大方式,形狀,3.4.3 過(guò)共析鋼先共析滲碳體的析出,析出區(qū)域：ESG,形態(tài)：粒狀；網(wǎng)狀或針狀,魏氏組織滲碳體：在奧氏體晶粒

45、粗大，成分 均勻的情況下，粒狀的可能性小，一般呈針 狀或網(wǎng)狀，此時(shí)的先共析滲碳體稱為魏氏組 織滲碳體。,3.4.4 偽共析轉(zhuǎn)變,定義：非共析成分的奧氏體經(jīng)快冷而進(jìn)入ESG 區(qū)域后將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即分解為鐵素體與滲 碳體的混合組織，這種共析轉(zhuǎn)變稱為偽共析轉(zhuǎn)變。,偽共析組織仍屬于珠光體類型的組織； 偽共析轉(zhuǎn)變的分解機(jī)制及分解產(chǎn)物的組織特征 與珠光體轉(zhuǎn)變完全相同。 偽共析組織中鐵素體和滲碳體的量與珠光體 中的量不同。奧氏體的碳含量越高，滲碳體的 量就越多。,產(chǎn)生偽共析轉(zhuǎn)變的條件 奧氏體的碳含量 過(guò)冷度,含碳量越接近共析成分，過(guò)冷度越大，越容易發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變,3.4.5 魏氏組織,定義：工業(yè)上將具有針

46、狀先共析鐵素體或 先共析滲碳體加珠光體的組織叫魏氏組織。 前者叫鐵素體魏氏組織，后者稱為滲碳體 魏氏組織。,一次魏氏組織鐵素體：從奧氏體中直接析出的 針狀先共析鐵素體。,二次魏氏組織鐵素體：從網(wǎng)狀鐵素體長(zhǎng)出的 針狀先共析鐵素體。,圖3-13 一次魏氏組織鐵素體 d) 二次魏氏組織鐵素體 e),2. 魏氏組織的形態(tài) 亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體，單個(gè)的形貌是針狀； 按它們的分布狀態(tài)來(lái)看，則有羽毛狀的；三角形的，也可能是幾種形態(tài)混合。,3. 魏氏組織的形成條件和基本特征 魏氏組織鐵素體是按成核，長(zhǎng)大機(jī)理形成的，魏氏組織鐵素體的尺寸隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增大； 魏氏組織鐵素體形成時(shí)，也會(huì)產(chǎn)生表面浮凸現(xiàn)象；

47、 魏氏組織鐵素體是沿奧氏體中一定的晶面析出的，慣習(xí)面為（111），并于奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。,魏氏組織的形成有一個(gè)上限溫度Ws點(diǎn)。在這個(gè)溫度以上，魏氏組織不能形成。奧氏體晶粒越細(xì)， Ws點(diǎn)越低。 奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織。 當(dāng)鋼的碳含量超過(guò)0.6%時(shí)，魏氏組織鐵素體較難形成。 在連續(xù)冷卻時(shí)，魏氏組織只在一定冷卻速度下才能形成，過(guò)慢或過(guò)快的冷卻速度都會(huì)抑制它的產(chǎn)生。,鋼中加入Mn，會(huì)促進(jìn)魏氏組織鐵素體的形成，而加入Mo；Cr；Si等阻礙魏氏組織的形成。,3. 魏氏組織的力學(xué)性能 強(qiáng)度降低 塑性和沖擊韌性顯著降低 韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高,表1 魏氏組織對(duì)45鋼力學(xué)性能的影響,珠光體的

48、強(qiáng)度，硬度高于鐵素體，而低于貝氏體，滲碳體和馬氏體； 塑性和韌性則高于貝氏體，滲碳體和馬氏體；,3.5 珠光體的力學(xué)性能,化學(xué)成分,熱處理工藝,力學(xué)性能,片狀珠光體的力學(xué)性能 硬度：160280HBW 抗拉強(qiáng)度：784882MPa 伸長(zhǎng)率：20%25%,鋼中珠光體的力學(xué)性能，主要決定于鋼的 化學(xué)成分和熱處理后所獲得的組織形態(tài)。,片狀珠光體的力學(xué)性能與珠光體的片間距，珠光體團(tuán)的直徑以及珠光體中鐵素體片的亞晶粒尺寸有關(guān)。,隨珠光體團(tuán)直徑及片間距的減小，珠光體的強(qiáng)度，硬度及塑性將升高。,共析成分的片狀珠光體的力學(xué)性能主要取決于奧氏體化溫度以及珠光體形成溫度。,強(qiáng)度和硬度隨片層間距減小而增大的原因：位

49、錯(cuò) 塞積和運(yùn)動(dòng) 塑性 沖擊韌性：極小值,2. 粒狀珠光體的性能 成分相同時(shí)，比片狀珠光體強(qiáng)度硬度稍低，但塑性較好； 疲勞強(qiáng)度比片狀珠光體高； 可切削性，冷擠壓時(shí)成形性好，加熱淬火時(shí)變形，開裂傾向?。?其性能還取決于碳化物顆粒的大小，形態(tài)與分布。,3. 鐵素體+珠光體的力學(xué)性能 固溶強(qiáng)化元素的含量（C；Mn；Si；N） 顯微組織中鐵素體和珠光體的相對(duì)量 鐵素體晶粒的直徑 珠光體的片層間距 （1）強(qiáng)度，硬度 （2）塑性 （3）沖擊韌性,4. 形變珠光體的力學(xué)性能 派登脫處理 ：,高碳鋼或中碳鋼,Ar1以下的鉛浴中等溫,奧氏體化,獲得索氏體,進(jìn)行深度冷拔,優(yōu)異的強(qiáng)韌性配合,索氏體具有良好的冷拔性能的

50、原因：,片層間距小，使位錯(cuò)沿最短途徑滑移的可能性增加；,滲碳體片很薄，在進(jìn)行較強(qiáng)塑性變形時(shí)它能夠產(chǎn)生彈 性彎曲和塑性變形。,深度冷變形可使索氏體產(chǎn)生顯著強(qiáng)化的原因,鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)密度大大增加； 鐵素體的亞晶粒明顯細(xì)化，點(diǎn)陣畸變明顯增大； 滲碳體部分溶解脆化，使鐵素體含碳量過(guò)飽和， 產(chǎn)生更大的固溶強(qiáng)化。,冷變形越大，鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)密度增加的幅度也越大，亞晶粒細(xì)化越明顯，鐵素體含碳量過(guò)飽和度越大，強(qiáng)化效果越明顯。,3.6 鋼中碳化物的相間沉淀,定義：含有強(qiáng)碳（氮）化物形成元素的過(guò)冷奧氏體， 在珠光體轉(zhuǎn)變之前或轉(zhuǎn)變過(guò)程中可能發(fā)生納米碳（氮） 化物的析出，稱為相間析出，又稱相間沉淀。,2. 相間沉淀的

51、條件：,含碳量低并有強(qiáng)碳化物形成元素（Mo；Nb；V；Ti） 碳及合金元素均溶于奧氏體中 奧氏體化溫度適宜 在一定溫度范圍內(nèi)（800500） 冷卻速度適中,3. 相間沉淀產(chǎn)物的形態(tài)與性能 相間沉淀的組織特征：鐵素體中有呈帶狀分布的粒狀珠光體 相間沉淀產(chǎn)物的性能主要取決于細(xì)晶強(qiáng)化；沉淀強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化，并以沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化為主。,作業(yè),1. 名詞解釋：珠光體；珠光體團(tuán)；魏氏組織；先共析轉(zhuǎn)變；組織遺傳 2. 試述在實(shí)際生產(chǎn)中如何防止粗大奧氏體晶粒遺傳？ 3. 以共析鋼為例，試述片狀珠光體的轉(zhuǎn)變機(jī)制，并用鐵碳相圖說(shuō)明片狀珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散行為（要求繪圖）。 4. 影響珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)因素有哪些？

52、,5. 珠光體片層間距大小與哪些因素有關(guān)？對(duì)機(jī)械性能有何影響？ 6. 先共析鐵素體析出的形態(tài)有幾種？先共析滲碳體析出的形態(tài)有幾種？對(duì)機(jī)械性能有何影響？ 7. 何謂相間沉淀？相間沉淀的條件是什么？相間沉淀鋼的強(qiáng)度由哪幾種基本強(qiáng)化機(jī)制提供？其中哪些強(qiáng)化機(jī)制貢獻(xiàn)最大？,馬氏體：碳在-Fe 中的過(guò)飽和間隙固溶體，具有體心正方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)。 成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩(wěn)相。 碳原子位于-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點(diǎn)陣各棱邊中央和面心位置。 體心正方點(diǎn)陣 bct - 馬氏體。,第四章 馬氏體相變,4.1 馬氏體的晶體結(jié)構(gòu),一、定義,圖4-1 奧氏體的正八面體間隙 a) 馬氏體的扁八面體間隙 b),扁

53、八面體： 長(zhǎng)軸為 ，短軸為c -Fe點(diǎn)陣中的這個(gè)扁八面體間隙在短軸方向上的半徑僅為0.19埃，而碳原子有效半徑為0.77埃，因此，在平衡狀態(tài)下，碳在-Fe中的溶解度極?。?.006%）。 一般鋼中馬氏體的碳含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)這個(gè)數(shù)值，所以會(huì)引起點(diǎn)陣發(fā)生嚴(yán)重畸變。 短軸方向的鐵原子間距伸長(zhǎng)36%，而在另外兩個(gè)方向則收縮4%，使體心立方變成體心正方點(diǎn)陣。,二、 馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)和碳含量的關(guān)系,圖4-2 點(diǎn)陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系,c/a = 1 + 0.046 P （4-2） 碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中的分布： 碳原子發(fā)生有序分布，80%優(yōu)先占據(jù)c軸方向的八面體間隙位置，20%占據(jù)其它兩個(gè)方向的八面體間隙位置，此時(shí)

54、出現(xiàn)（4-2）式的正方度。,三、馬氏體的正方度,定義： 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 三個(gè)方向的分布發(fā)生了改變。,四、新生馬氏體的異常正方度,圖4-3 馬氏體形成時(shí)引起的表面傾動(dòng), 表面浮凸現(xiàn)象,（1）切變共格和表面浮凸現(xiàn)象,4.2 馬氏體相變的主要特征,（2）馬氏體相變的無(wú)擴(kuò)散性,鋼中馬氏體相變時(shí)無(wú)成分變化，僅發(fā)生點(diǎn)陣改組。 可以在很低的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，并且相變速度極快。 原子以切變方式移動(dòng)，相鄰原子的相對(duì)位移不超過(guò)原子間距，近鄰關(guān)系不變。,馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習(xí)面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成

55、為慣習(xí)面。 鋼中：0.5%C，慣習(xí)面為111，0.51.4%C，為225，1.51.8%C，為259。 直線劃痕在傾動(dòng)面處改變方向，但仍保持連續(xù)，且不發(fā)生扭曲。說(shuō)明馬氏體與母相保持切變共格，慣習(xí)面未經(jīng)宏觀可測(cè)的應(yīng)變和轉(zhuǎn)動(dòng)，即慣習(xí)面為不變平面。,（3）具有特定的位向關(guān)系和慣習(xí)面,傾動(dòng)面一直保持為平面。 發(fā)生馬氏體相變時(shí)，雖發(fā)生了變形，但原來(lái)母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。 造成均勻切變且慣習(xí)面為不變平面的應(yīng)變即為不變平面應(yīng)變。,圖4-5 三種不變平面應(yīng)變 a）膨脹 b）孿生時(shí)的切變 c）馬氏體相變時(shí)-切變 + 膨脹,相變以共格切變方式進(jìn)行。,K-S 關(guān)系： 11

56、1110M ; M 由于3個(gè)奧氏體方向上(每個(gè)方向上有2種馬氏體取向)可能有6種不同的馬氏體取向,而奧氏體的 111 晶面族中又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。,馬氏體和奧氏體具有一定的位向關(guān)系,111110M ; M 按西山關(guān)系，在每個(gè)111面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取 向（變體）。,西山關(guān)系：,G-T關(guān)系： 和 K-S關(guān)系略有偏差 111110M 差10 M 差20 K-S關(guān)系和西山關(guān)系的比較： 晶面關(guān)系相同，只是晶面內(nèi)的方向相差 5016。,圖4-10 轉(zhuǎn)變量-時(shí)間關(guān)系,（4）馬氏體相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的,圖4-11 轉(zhuǎn)變量-溫度關(guān)系,在Mf點(diǎn)以下

57、，雖然轉(zhuǎn)變量未達(dá)到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行。 如Mf點(diǎn)低于室溫，則淬火到室溫將保留相當(dāng)數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體。,A M Ms , Mf ; As , Af ; As Ms 鋼中馬氏體加熱時(shí)，容易發(fā)生回火分解， 從馬氏體中析出碳化物。 Fe-0.8%C鋼以5000/S快速加熱，抑制回火轉(zhuǎn)變，則在590600發(fā)生逆轉(zhuǎn)變。,（5）馬氏體相變的可逆性,（6）馬氏體的亞結(jié)構(gòu) 定義：馬氏體組織內(nèi)出現(xiàn)的組織結(jié)構(gòu)稱為 馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。 低碳馬氏體：位錯(cuò) 高碳馬氏體：孿晶 有色金屬：孿晶或?qū)渝e(cuò),馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)別于其他轉(zhuǎn)變的最基本的特點(diǎn)： 轉(zhuǎn)變以切變共格方式進(jìn)行； 轉(zhuǎn)變的無(wú)擴(kuò)散性。,4.3.1 板條馬

58、氏體 在低中碳鋼、馬氏體時(shí)效鋼、不銹鋼、Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較高。 特征：每個(gè)單元的形狀為窄而細(xì)長(zhǎng)的板條，并且許多板條總是成群地相互平行地聚集一起。,圖4-12 板條馬氏體示意圖,4.3 馬氏體的組織形態(tài)及其亞結(jié)構(gòu),許多相互平行的板條組成一個(gè)板條束，它們具有相同的慣習(xí)面。 板條馬氏體的慣習(xí)面為111，位向關(guān)系為K-S關(guān)系。 每個(gè)慣習(xí)面上可能有六種不同的取向，板條束內(nèi)具有相同取向的小塊稱為板條塊，常常呈現(xiàn)為黑白相間的塊。,板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)，所以板條馬氏體也稱為位錯(cuò)馬氏體 。 不呈孿晶關(guān)系的板條間存在一層殘余奧氏體簿膜，這種微量的殘余奧氏體對(duì)板條馬氏體的韌性貢獻(xiàn)很大。 呈孿晶關(guān)系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。,特點(diǎn)： 寬度為0.10.2微米，長(zhǎng)度為10微米 平行具有一定方向排列 位錯(cuò)密度為0.30.9 cm-2 滿足k-s關(guān)系,圖4-14 片狀馬氏體示意圖,在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現(xiàn)，形成溫度較低。,4.3.2 片狀馬氏體,先形成的第一片馬氏體橫貫整個(gè)奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內(nèi)進(jìn)一步分割?yuàn)W氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來(lái)越短小。 片