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材料加工原理

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材料加工原理
第三篇材料固态相变原理
主讲: 徐洲
第八章固态相变基础
第九章共析与逆共析型相变
第十章切变共格型相变
第十一章脱溶沉淀型转变
9.1 逆共析相变-钢中奥氏体的形成
9.1.1 奥氏体的组织
9.1.2 奥氏体的形成机制
9.1.3 奥氏体形成动力学
9.1.4 奥氏体晶粒长大及其控制
9.2 共析相变
9.2.1 珠光体的组织特征
9.2.2 珠光体转变机制
9.2.3 珠光体转变动力学
9.2.4 珠光体转变产物的机械性能
第九章共析与逆共析型转变共析相变与逆共析相变共析相变是一种平衡转变,其转变产物为符合状态图的平衡组织.最典型的共析相变是钢中的珠光体转变,即冷却时由奥氏体向珠光体的转变(γ→αFe3C),产生这种转变的热处理工艺称为退火或正火.发生珠光体转变的前提是首先加热至临界点以上形成奥氏体组织,称之为奥氏体化.一般是以平衡组织(αFe3C)为原始组织进行奥氏体化,在临界点以上发生逆共析相变(αFe3C→γ).所以,为了叙述方便起见、首先介绍逆共析相变,即钢中奥氏体的形成.Feγα(ferrite)γγAustenite %pearlitT钢加热时奥氏体的形成是热处理的基础.大多数热处理工艺都需要首先奥氏体化,然后以一定的方式冷却下来,使钢件获得所需要的组织和性能.钢坯加热
9.1.1 奥氏体的组织特征
1.奥氏体形成的温度范围
2.奥氏体的组织和结构
3.奥氏体的性能根据Fe-Fe3C平衡状态图,奥氏体(γ)是高温稳定相、状态图中的GSEJNG区域是奥氏体稳定存在的区域.图9.1 Fe 0Fe3C合金平衡状态图示意图锰,铬对奥氏体区的影响锰对奥氏体相区的影响铬对奥氏体相区的影响Fe-Fe3C平衡状态图是热力学上达到平衡时的状态图,但实际加热和冷却时的相变临界点不在同一温度上,往往存在一定的温度滞后.为了区别、通常把实际加热时的相变临界点标以字母c(如ACl,AC3,ACcm),把冷却时的相变临界点标以字母r(如Arl,Ar3,Arcm).奥氏体的组织通常是由等轴状的多边形晶粒所组成,晶内常可出现相变孪晶.Flash Player MovieShockwave Player Movie图9.2 12CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织奥氏体不锈钢纯铜形变和退火孪晶奥氏体不锈钢中退火孪晶钛合金六方相中的形变孪晶奥氏体是C在γ-Fe中的固溶体,C原子在γ-Fe点阵中处于由Fe原子组成的八面体中心间隙位置,即面心立方晶胞的中心或棱边中点、如图9.3所示.图9.3 C原子在γ-Fe点阵中可能存在的间隙位置若按所有八面体间隙位置均填满C原子计算,单位晶胞中应含有4个Fe原子和4个C原子,其原子百分比为50,重量百分比为20.但实际上,奥氏体的最大碳含量为2.11%(重量),原子百分比为10,即
2.5个晶胞中才有一个C原子. 这是因为C原子半径为0.77 ,而γ-Fe点阵中八面体间隙半径仅为0.52 ,C原子进入间隙位置后将引起点阵畸变,使其周围的间隙位置不可能都填满C原子.实际上,C在奥氏体中呈统计性均匀分布、存在着浓度起伏,即存着高浓度区域.C原子的存在,使奥氏体点阵发生等称膨胀、因而点阵常数随碳含量升高而增大,如图
9.4所示. 图9.4 奥氏体点阵常数和碳含量的关系合金钢中的奥氏体是C和合金元素溶于γ-Fe中的固溶体.合金元素如Mn,Si,Cr,Ni,Co等在γ-Fe中取代Fe原子的位置而形成置换式固溶体.它们的存在也引起晶格畸变和点阵常数变化.奥氏体是钢中的高温稳定相、但若钢中加入足够量的能够扩大γ相区的元素,则可使奥氏体在室温成为稳定相.因此,奥氏体可以是钢在使用时的一种组织状态、以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢.因面心立方点阵滑移系统多,奥氏体的塑性很好,易于变形,即加工成形性好.三种晶胞体心立方(110)面面心立方(111)面密排六方底面面心立方点阵是一种最密排的点阵结构,致密度高,所以奥氏体的比容最小.奥氏体中铁原子的自扩散激活能大,扩散系数小,因此奥氏体钢的热强性好,可作为高温用钢.奥氏体具有顺磁性,而奥氏体的转变产物均为铁磁性,所以奥氏体钢又可作为无磁性钢.奥氏体的线膨胀系数大,因此奥氏体钢也可用来制作热膨胀灵敏的仪表元件;奥氏体的导热性能差,故奥氏体钢加热时,不宜采用过大的加热速度,以免因热应力过大而引起工件变形.根据Fe-Fe3C平衡状态图,由铁素体和渗碳体两相组成的珠光体加热到ACl稍上温度时将转变为单相奥氏体,即
相组成:(αFe3C )→γ
碳含量:0.02% 6.69% 0.77%
点阵结构:体心立方复杂斜方面心立方由于奥氏体与铁素体及渗碳体的碳含量和点阵结构相差很大,因此,奥氏体的形成是一个由α到γ的点阵重构,渗碳体的溶解以及C在奥氏体中的扩散重新分布的过程.奥氏体的形成机制
1.奥氏体形核
2.奥氏体晶核长大
3.剩余碳化物溶解
4.奥氏体均匀化奥氏体的形成符合一般的固态相变规律,是通过形核和长大完成的.根据扩散理论、奥氏体的晶核是依靠系统内的能量起伏,浓度起伏和结构起伏形成的.从图9.1中的GS线可知,奥氏体中与铁素体相平衡的碳含量随温度升高而下降.铁素体中的最大碳含量为0.02%(在A1温度),而为使铁素体转变为奥
氏体,铁素体的最低碳含量必须是:727℃为0.77,740℃为0.66,780℃为0.40,800℃为0.32%等等、均远远高于铁素体中的最大碳含量.实际上,微观体积内由于碳原子的热运动而存着浓度起伏.平均碳浓度很低的铁素体中、存在着高碳微区、其碳浓度可能达到该温度下奥氏体能够稳定存在的成分(由GS线决定).如果这些高碳微区因结构起伏和能量起伏而具有面心立方点阵结构和足够高的能量时,就有可能转变成该温度下稳定存在的奥氏体临界晶核.奥氏体晶核的形核位置奥氏体晶核的形核位置通常在铁素体和渗碳体的两相界面上.
这是因为:
(0)在两相界面处,碳原子的浓度差较大,有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳浓度;
(0)在两相界面处,原子排列不规则,铁原子有可能通过短程扩散由母相点阵向新相点阵转移,从而促使奥氏体形核、即形核所需的结构起伏较小;
(0)在两相界面处,杂质及其他晶体缺陷较多,具有较高的畸变能,新相形核时可能消除部分晶体缺陷而使系统的自由能降低.并且新相形核时产生的应变能也较容易借助相界(晶界)流变而释放.珠光体团边界与铁素体和渗碳体的相界面一样,也是奥氏体的形核部位.此外,在快速加热时,由于过热度大,奥氏体临界晶核尺寸减小,且相变所需的浓度起伏也减小,因此新相奥氏体也可在铁素体内的亚晶界上形核.当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后,便形成了γα和γFe3C两个新的相界面.奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程.假定奥氏体与渗碳体及铁素体的相界面是平直的,则奥氏体在ACl以上T1温度形核时,相界面处各相中的碳浓度可由Fe-Fe3C状态图来确定,如图9.5(a)所示.图9.5 共析钢奥氏体晶核长大示意图
相界面处:与奥氏体相接触的铁素体碳浓度为Cαγ;与渗碳体相接触的铁素体碳浓度为Cαcem(沿QP延长线变化);与铁素体相接触的奥氏体碳浓度为Cγα;与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度为Cγcem ;与奥氏体相接触的渗碳体碳浓度为Ccemγ若垂直于相界面截取一纵截面,则沿纵截面各相中的碳浓度分布如图9.5(b)所示.由于新相奥氏体两个相界面(γα和γFe3C)的碳浓度不等、在奥氏体中形成一个浓度差(Cγcem-Cγα),使C原子从高浓度的γFe3C相界面处向低浓度的γα相界面处扩散,结果破坏了在T1温度下相界面的平衡浓度,同时奥氏体中碳的浓度梯度趋于减小,如图中Cγα所示.相界面推移示意图为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡,在γFe3C相界面处的渗碳体必须溶入奥氏体以供应碳量,使其碳浓度恢复至Cγcem.同时,在γα相界面处的铁素体必转变为奥氏体,使其碳浓度降至Cγα.这样,奥氏体的两个相界面便自然地同时向渗碳体和铁素体中推移,使奥氏体不断长大.与此同时,在铁素体中也进行着碳的扩散.如图9.5(b)所示、在铁素体,奥氏体和渗碳体三相共存时,在铁素体中也存在着碳浓度差(Cαcem-Cαγ),也会引起碳从αFe3C相界面处向αγ相界面处扩散,这种扩散也促进奥氏体的长大.综上所述,奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核的必然结果,它是相界面推移的驱动力、相界面推移的结果是Fe3C不断溶解,α相逐渐转变为γ相.奥氏体晶体长大过程中、由于γFe3C相界面处的碳浓度差(Ccemγ-Cγcem)远远大于γα相界面处的碳浓度差(Cγα-Cαγ),所以只需溶解一小部分渗碳体就可以使其相界面处的奥氏体达到饱和、而必须溶解大量的铁素体才能使其相界面处奥氏体的碳浓度趋于平衡.所以,长大中的奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度,故在共析钢中总是铁素体先消失,有剩余渗碳体残留下来.一般认为是通过Fe3C中的碳原子向γ中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散以及Fe3C向γ晶体点阵改组来完成的.铁素体全部转变为奥氏体,且残留Fe3C全部溶解之后,碳在奥氏体中的分布仍然是不均匀的.原来为渗碳体的区域碳浓度较高,而原来为铁素体的区域碳浓度较低.因此,只有继续加热或保温,借助于碳原子的扩散,才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀.综上所述,奥氏体的形成过程可
以分为四个阶段:奥氏体形核奥氏体晶核向α及Fe3C两个方向长大奥氏体均匀化剩余碳化物溶解
1.奥氏体等温形成动力学
2.连续加热时奥氏体的形成形核率I和长大速度G奥氏体形成速度取决于形核率I和长大速度G,在等温条件下I和G均为常数.随温度升高,形核率I和长大速度G均增大.表9.1示出了共析碳钢奥氏体形核率I和长大速度G与加热温度的关系.表9.1 奥氏体的形核率I,长大速度G与温度的关系转变一半所需时间长大速度G形核率I)转变温度(℃)随温度升高,奥氏体的形成速度迅速增大(1) 形核率I(2) 长大速度G(3) 奥氏体等温形成动力学曲线(4) 影响奥氏体形成速度的因素(1)形核率I奥氏体均匀形核条件下,形核率I与温度T之间的关系可表示为kTWQCI-・=(9.1式中、C为常数;Q为扩散激活能;T为绝对温度;k为波尔兹曼常数;W为临界晶核的形核功.忽略应变能时,形核功W可表示为vGAW・=σ式中、A为常数;σ为奥氏体与珠光体的比界面能;ΔGv为奥氏体与珠光体的单位体积自由能差.
(9.2
可见、当奥氏体形成温度T升高时:
1.形核率I以指数函数关系迅速增大;
2.相变驱动力ΔGv增大而使形核功W减小, 导致形核率I进一步增大.
3.原子扩散系数增大,原子扩散速度加快、有利于铁素体向奥氏体的点阵重构,促进渗碳体的溶解,也加速奥氏体的形核.
4.Cγα与Cαγ之差减小(图9.5(a)),奥氏体形核所需的碳浓度起伏减小,也有利于提高奥氏体的形核率.因此,奥氏体形成温度升高,即相变过热度增大,可以使奥氏体形核急剧增加,这对于形成细小的奥氏体晶粒是有利(2)长大速度G奥氏体晶核形成后,其线生长速度应等于相界面的推移速度,由扩散定律导出奥氏体形成时的相界面推移速度为BvcCdxdCKDG式中、K为常数;Dcγ为碳在奥氏体中的扩散系数;为相界面处奥氏体中碳的浓度梯度;△CB为奥氏体与铁素体的相界面处或奥氏体与渗碳体的相界面处的两相浓度差;式中负号表示下坡扩散.dx(9.3在等温转变时,Dcγ,均为常数(由状态图确定),则式(9.3)可改写成BCKG=(9.4式中、K为常数.式(9.4)同时适用于奥氏体向铁素体和奥氏体向渗碳体中推移的速度.由于在一个珠光体片层间距内形成奥氏体的同时,类似过程也在其他片层中进行、所以可用一个片层间距内的奥氏体的长大速度代替奥氏体长大的平均速度.此时SCC≈,其中S0为珠光体片层间距、Cγcem-Cγα为奥氏体两个相界面之间的浓度差(由状态图中GS线和ES线确定),因此可近似估算奥氏体向铁素体及渗碳体中的推移速度.根据式(9.4),当奥氏体形成温度为780℃时,奥氏体向铁素体中的推移速度为-≈→奥氏体向渗碳体中的推移速度为Gcemγ两者之比为即奥氏体的相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中的推移速度快约15倍.而在通常情况下,片状珠光体中的铁素体片厚度约为渗碳体片厚度的7倍.所以,奥氏体等温形成时,总是铁素体先消失,还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解,还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化过程才能获得成分均匀的奥氏体.→cemGαγ奥氏体的长大速度亦随温度升高而增大(0)原子扩散系数D成指数函数关系增大,而且奥氏体两相界面之间的碳浓度差(Cγcem-Cγα)增大(见图9.5(a)中的SG线及SE线),增大了碳在奥氏体中的浓度梯度;Q图9.5(a)
(0)铁素体中有利于奥氏体形核部位增多,原子扩散距离相对缩短、有利于奥氏体长大;
(0)奥氏体与铁素体的相界面浓度差(Cγα一Cαγ)以及奥氏体与渗碳体的相界面浓度差(Ccemγ一Cγcem)均减小(见图9.5(a)),因而加速了奥氏体长大时的相界面推移速度.综上所述,奥氏体形成温度升高时,奥氏体的形核率I和长大速度G均增大.所以,奥氏体形成速度随形成温度升高呈单调增大.
(3)奥氏体等温形成动力学曲线将一组共析碳钢试样迅速加热至AC1点以上不同温度,保温不同时间后在盐水中急冷至室温,测出每个试样中的马氏体转变量(即高温加热保温时的奥氏体形成量),作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线,即为奥氏体等温形成动力学曲线,如图9.6(a)所示.图9.6 共析碳钢奥氏体等温形成动力学曲线(a)和等温形成图示意图(b)实际上,图9.6终了线处仍有部分剩余碳化物存在,需要继续保温才能完全溶解.而且在碳化物完全溶解之后,还需要继续保温才能使奥氏体的成分均匀化.若将剩余碳化物溶解及奥氏体成分均匀化过程全部标出、则共析碳钢的奥氏体等温形成图如图9.7 所示.图9.7 共析碳钢奥氏体等温形成图度,℃共析钢奥氏体化曲线(875℃退火)
从图9.6 和图9.7可以看出:
(0)在高于AC1温度加热保温时,奥氏体并不立即形成,而是经过一定的孕育期后才开始形成.加热温度愈高,孕育期就愈短;
(0)奥氏体形成速度在开始时较慢,以后逐渐增大,当奥氏体形成量约为50%时最大,以后又逐渐减慢;
(0)加热温度愈高,形成奥氏体所需的全部时间就愈短、即奥氏体形成速度就愈快;
(0)在珠光体中的铁素体全部转变为奥氏体后,还需要一段时间使剩余碳化物溶解和奥氏体均匀化.而在整个奥氏体形成过程
中、剩余碳化物溶解,特别是奥氏体成分均匀化所需的时间最长.对于亚共析钢或过共析钢,当珠光体全部转变为奥氏体后,还有过剩相铁素体或过剩相渗碳体的转变.这些转变也需要通过碳原子在奥氏体中扩散以及奥氏体与过剩相之间的相界面推移来实现.托辊网带式热处理生产线(4)影响奥氏体形成速度的因素1)加热温度的影响加热温度愈高,奥氏体形成速度就愈快.而且随加热温度的升高,奥氏体的形核率I及长大速度G均增大.而且随加热温度的升高,奥氏体的形核率I及长大速度G均增大,但I的增大速率高于G的增大速率(见表9.1).因此,奥氏体形成温度越高,获得的起始晶粒度就越细小.同时,随加热温度升高,奥氏体向铁素体中的相界面推移速度与奥氏体向渗碳体中的相界面推移速度之比增大.例如,温度为780℃时,二者之比为14.9,而温度为800℃时,两者之比增大到19.1(由式(9.4)计算).因此,奥氏体形成温度升高时,在珠光体中的铁素体相消失(即全部转变为奥氏体)的瞬间,剩余渗碳体量增大,刚形成的奥氏体的平均碳含量降低(见表9.2).表9.2 奥氏体形成温度对基体碳含量的影响基体碳含量(α相消失时)%奥氏体形成温度,所以,实际热处理时加热速度愈大(或过热度愈大),钢中可能残留的碳化物数量就愈多.综上所述,随着奥氏体形成温度的升高,奥氏体的起始晶粒细化;同时,相变的不平衡程度增大,在铁素体相消失的瞬间,剩余渗碳体量增多,因而奥氏体基体的平均碳含量降低.2)碳含量的影响钢中碳含量愈高,奥氏体形成速度就愈快.因为碳含量增高时,碳化物数量增多,铁素体与渗碳体的相界面面积增大,因而增加了奥氏体的形核部位、使形核率增大.同时,碳化物数量增多后,使碳的扩散距离减小,并且随奥氏体中碳含量增加,碳和铁原子的扩散系数增大,这些因素都加速了奥氏体的形成.但是,在过共析钢中由于碳化物数量过多,随碳含量增加会引起剩余碳化物溶解和奥氏体均匀化的时间延长.3)原始组织的影响钢的成分相同的情况下,原始组织中碳化物的分散度愈大,则相界面就愈多,同时由于珠光体的片层间距减小,奥氏体中碳的浓度梯度增大,使碳原子的扩散速度加快、而且碳原子扩散距离也减小,这些都增大奥氏体的长大速度.因此,钢的原始组织愈细小,奥氏体的形成速度就愈快.例如,奥氏体形成温度为760℃、若珠光体的片层间距从0.5μm减至0.1μm时,奥氏体的长大速度增加约7倍.原始组织中碳化物的形状对奥氏体的形成速度也有一定的影响.与粒状珠光体相比、由于片状珠光体的相界面较大,渗碳体呈薄片状,易于溶解,所以加热时奥氏体容易形成.4)合金元素的影响钢中加入合金元素并不影响珠光体向奥氏体的转变机制,但影响碳化物的稳定性及碳在奥氏体中的扩散系数,并且多数合金元素在碳化物和基体之间的分布是不均匀的,所以合金元素将影响奥氏体的形核和长大,碳化物溶解,奥氏体均匀化的速度.强碳化物形成元素强碳化物形成元素如Mo,W,Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数,并形成特殊碳化物且不易溶解,所以显著减慢奥氏体的形成速度.非碳化物形成元素非碳化物形成元素Co和Ni增大碳奥氏体中的扩散系数,加速奥氏体的形成.Si和A1对碳在奥氏体中扩散的影响不大,所以对奥氏体的形成速度无显著影响.钢中加入合金元素可能改变相变临界点A1,A3,Acm的位置,即改变相变时的过热度,从而影响奥氏体的形成速度.如Ni,Mn,Cu等降低A1点、相对地增大了过热度,故使奥氏体的形成速度增大;等提高A1点、相对地减小了过热度,所以减慢了奥氏体的形成速度.钢中加入合金元素还可影响珠光体片层间距和碳在奥氏体中的溶解度,从而影响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等、从而影响奥氏体的形成速度.研究证明,钢中合金元素在原始组织各相中的分布是不均匀的.在退火状态下,碳化物形成元素(如Mo,W,V,Ti,Cr等)主要集中在碳化物相中、而非碳化物形成元素(如Co,Ni,Si等)则主要集中在铁素体相中.合金元素的这种不均匀分布现象直至碳化物完全溶解后还显著地保留在奥氏体
中. 因此,合金钢的奥氏体均匀化过程,除了碳的均匀化以外,还包括了合金元素的均匀化.由于合金元素的扩散系数比碳原子的扩散系数小约1000~10000倍、同时碳化物形成元素还降低碳原子在奥氏体中的扩散系数,如若形成特殊碳化物(如VC,TiC等)则更难于溶解.因此合金钢的奥氏体均匀化过程比碳钢要长得多.钢在连续加热时珠光体向奥氏体的转变与等温加热转变大致相同、亦经过形核、长大,剩余碳化物溶解,奥氏体均匀化四个阶段,其影响因素也大致相同.但由于奥氏体的形成是在连续加热条件下进行的,与等温转变相比、尚有如下特点.
(1)在一定的加热速度范围内、相变临界点随加热速度增大而升高.奥氏体形成的开始温度及终了温度均随加热速度增大而升高.所有相变临界点(AC1,AC3,ACcm)在快速加热条件下均向高温移动,如图9.8所示.图9.8 快速加热时的非平衡Fe -C状态图(2)相变是在一个温度范围内完成的连续加热时奥氏体形成的各个阶段分别一个温度范围内完成,而且随加热速度增大,各个阶段的转变温度范围均向高温推移并扩大.因此,在连续加热时尤其是加热速度很大时,难以用Fe-Fe3C状态图来判断钢加热时的组织状态.
(3)奥氏体形成速度随加热速度增大而增大如图9.9所示、加热速度越快、转变开始和终了的温度就越高,转变所需的时间就越短、即奥氏体的形成速度就越快.同时还看到,连续加热时珠光体向奥氏体转变的各个阶段都不是在恒定温度下进行的,而是在一个相当大的温度范围内进行的,加热速度越快、奥氏体转变温度范围就越大.图9.9 共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图(4)奥氏体成分的不均匀性随加热速度增大而增大连续加热时,随加热速度增大,奥氏体形成温度升高,与铁素体相平衡的奥氏体碳浓度Cγα减小,而与渗碳体相平衡的奥氏体碳浓度Cγcem则增大(见图9.5(a)).在快速加热条件下,因为碳化物来不及充分溶解,碳及合金元素来不及充分扩散,造成奥氏体中碳及合金元素的浓度很不均匀.当加热温度一定时,随着加热速度增大,转变时间缩短、使奥氏体内原为铁素体区域和原为渗碳体区域的碳含量差别增大,并且剩余碳化物数量增多,导致奥氏体基体的平均碳含量降低.加热速度快、保温时间短、对于亚共析钢将导致淬火后得到碳含量低于平均成分的马氏体和尚未完全转变的铁素体及碳化物,对于高碳钢则会出现碳含量低于共析成分的低,中碳马氏体及剩余碳化物.
(5)奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化超快速加热时相变过热度很大,除铁素体和碳化物的相界面以外,奥氏体也可在铁素体内的亚晶界上形核.据测定,铁素体亚晶界处的碳浓度可达0.2~0.3,在800~840℃以上可能形成奥氏体晶核.所以,超快速加热时奥氏体的形核率急剧增大,并且加热时间极短、奥氏体晶粒来不及长大,经适时淬火后可获得超细化的原始奥氏体晶粒,并获得超细化的淬火马氏体组织.综上所述,在连续加热时,随加热速度增大,奥氏体的形成温度升高,使奥氏体的起始晶粒细化;同时,剩余碳化物数量增多,使奥氏体基体的平均碳含量降低.这两个因素都可以使淬火马氏体获得韧化和强化.近年发展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬火等强韧化处理新工艺均是建立在这个理论基础上的.
9.1.4 奥氏体晶粒长大及其控制
1.奥氏体晶粒度
2.奥氏体晶粒长大原理
3.影响奥氏体晶粒长大的因素奥氏体化的目的是获得成分均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织.多数情况下希望获得细小的奥氏体晶粒,有时也需要得到较大的奥氏体晶粒.因此,为获得所期望的奥氏体晶粒尺度,必须了解奥氏体晶粒的长大规律,掌握控制奥氏体晶粒度的方法.Hall-Petch公式可以用奥氏体晶粒直径或单位面积中奥氏体晶粒数目来表示奥氏体晶粒大小.为了方便起见、实际生产上习惯用奥氏体晶粒度来表示奥氏体晶粒大小.奥氏体晶粒度级别N与奥氏体晶粒大小的关系为式中、n为放大100倍的视野中每平方英寸(6.45cm2)所含的平均奥氏体晶粒数目.奥氏体晶粒愈细小,n就愈大,N也就愈大.奥氏体晶粒度级别N通常分为8级标准评定,l级最粗,8级最细,超过8级以上者称为超细晶粒.表9.3 晶粒度级别对照表
0.0783
0.0553
0.0391
0.0267
0.0196
0.0138
0.0098
0.0156
0.0110
0.0625
0.0312
0.0078
0.0039
0.00195
0.00098
0.00049 弦平均长晶粒平均直径d平均每个晶粒所占面积放大100倍时每平方英寸面积内晶粒数n晶粒度级别N
奥氏体晶粒度有三种:
①起始晶粒度:在临界温度以上,奥氏体形成刚刚完成,其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小.
②实际晶粒度:在某一加热条件下所得到的实际奥氏体晶粒大小.
③本质晶粒度:根据标准试验方法,在930±10℃保温足够时间(3~8小时)后测得的奥氏体晶粒大小.此时,奥氏体晶粒度5~8级者称为本质细晶粒钢,而奥氏体晶粒度在1~4级者称为本质粗晶粒钢.本质晶粒度只是表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性,与实际晶粒度不尽相同.例如,对于本质细晶粒钢,当加热温度超过950~1000℃时也可能得到十分粗大的实际晶粒.而对于本质粗晶粒钢,当加热温度略高于临界点时也可能得到比较细小的奥氏体晶粒.但在一般情况下,本质细晶粒钢热处理后获得的实际晶粒往往是细小的.图9.10 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响单位面积内的奥氏体晶粒数目n与I和G之间的关系可用下式表示)(IKn=式中、K为系数.可见、IG值愈大,n就愈大,即奥氏体晶粒就愈细小.这说明增大形核率I或降低长大速度G是获得细小奥氏体晶粒的重要途径.为了减少总的晶界面积,在一定温度条件下奥氏体晶粒会发生相互吞并而使晶粒长大的现象.所以,奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程.奥氏体晶粒是晶粒长大动力和晶界推移阻力相互作用的结果.
(1)晶粒长大动力奥氏体晶粒的长大动力是奥氏体晶粒大小的不均匀性.理想状态的晶界如图9.11所示.晶粒呈六边形,晶界成直线,三条晶界相交于一点并且互成120o角,在二维平面上每个晶粒均有六个邻接晶粒.处于这种状态下的奥氏体晶粒不易长大.图9.11 二维金属中晶粒的稳定形状实际上,奥氏体晶粒的大小是不均匀的.因此,直径小于平均晶粒直径的晶粒,其邻接晶粒数可能小于6;而直径大于平均晶粒直径的晶粒,其邻接晶粒数可能大于
6. 为了保持界面张力平衡,相交于一点的三条晶界应互成120o角.因此,在一定温度条件下,由于界面张力平衡作用,凡邻接晶粒数小于6的晶粒的晶界将弯曲成正曲率弧,使晶界面积增大,界面能升高.而为了减少晶界面积以降低界面能,晶界有由曲线(曲面)变成直线(平面)的自发趋势,因此,将导致该晶粒缩小,直至消失;而邻接晶粒数大于6的晶粒的晶界也因界面张力平衡而弯曲成负曲率弧,同样为了减少界面面积,降低界面能,该晶粒将长大,从而吞并小晶粒.聚集再结晶进一步提高加热温度或延长保温时间,大晶粒将继续长大.所以,奥氏体晶粒长大就是这种无数个小晶粒被吞并和大晶粒长大的综合结果.这种长大过程称为奥氏体的聚集再结晶.RFσ2奥氏体晶粒的长大驱动力F与晶粒大小和界面能大小有关,可用下式表示式中、σ为单位面积晶界界面能(比界面能);R为晶界曲率半径,若晶粒为球形时R即为其半径.可见、若比界面能愈大,晶粒尺寸愈小,则奥氏体晶粒长大的驱动力F就愈大,即晶粒长大的倾向性就愈大,晶界愈容易迁移.
(2)晶界推移阻力实际材料中、在晶界或晶内往往存很多细小难溶的第二相沉淀析出粒子.推移中的晶界遇到第二相粒子时将发生弯曲,导致晶界面积增大,界面能升高,因此这些第二相粒子将阻碍晶界迁移,起着钉扎晶界的作用.如图9.12所示.图9.12 晶界移动时与第二相粒子的交互作用示意图
第二相粒子附近的晶界发生弯曲,导致晶界面积增大,界面能升高.弥散析出的
第二相粒子愈细小,粒子附近晶界的弯曲曲率就愈大,晶界面积的增大就愈多,因此界面能的增大也就愈多.这个使系统自由能增加的过程是不可能自发进行的.所以,沉淀析出的第二相粒子的存在是晶界推移的阻力.
第二相粒子对晶界推移的最大阻力Fm与粒子半径r及单位体积中粒子的数目f之间有如下关系fFm23σ・可见、当第二相粒子的体积百分数一定时,粒子尺寸愈小,单位体积中粒子数目愈多(即分散度愈大),则其对晶界推移的阻力就愈大.由上述可知,在有第二相粒子存在的情况下,奥氏体的长大过程要受到弥散析出的
第二相粒子的阻碍作用.随奥氏体晶粒长大过程的进行、奥氏体总的晶界面积逐渐减小,晶粒长大动力逐渐降低,直至晶粒长大动力和第二相弥散析出粒子的阻力相平衡时奥氏体晶粒便停止长大.一定温度下,奥氏体晶粒的平均极限半径RLim取决于第二相沉淀析出粒子的半径r及其单位体积中的数目f,即RLim3
4 当温度过高时,阻止晶粒长大的难溶第二相粒子发生聚合长大或溶解于奥氏体中、失去了抑制晶粒长大的作用,奥氏体晶粒便迅速长大.由于沉淀析出粒子的分布是不均匀的,所以晶粒长大的阻力亦是不均匀的,往往可能在局部区域晶界推移阻力很小,晶粒异常长大,出现晶粒大小极不均匀的现象,即所谓的混晶.由于混晶造成的晶粒大小不均
匀、又导致晶粒长大驱动力的增大,当晶粒长大驱动力超过晶界推移阻力时,其中较大的晶粒将吞并周围较小的晶粒而长大,形成更为粗大的晶粒.总之,奥氏体晶粒长大是一种自发过程,其主要表现为晶界的推移,高度弥散的难溶第二相粒子对晶粒长大起很大的抑制作用.为了获得细小的奥氏体晶粒,必须保证钢中含有足够数量和足够细小的难溶第二相粒子.
3.影响奥氏体晶粒长大的因素形核率I与长大速度G之比值IG愈大,奥氏体的起始晶粒就愈细小.在起始晶粒形成之后,实际晶粒度则取决于奥氏体晶粒在继续保温或升温过程中的长大倾向.而起始晶粒愈细小,大小愈不均匀、界面能愈高,则奥氏体晶粒长大的倾向就愈大.晶粒长大主要表现为晶界迁移,实质上是原子在晶界附近的扩散过程,它将受到诸多因素的影响.
(1)加热温度和保温时间的影响加热温度愈高,保温时间愈长,奥氏体晶粒将愈粗大,如图9.13所示.由图中可见、在每个温度下都有一个加速长大期,当奥氏体晶粒长到一定尺寸后,长大过程将减慢直至停止长大.加热温度愈高,奥氏体晶粒长大进行得就愈快.图9.13 奥氏体晶粒大小与加热温度和保温时间的关系奥氏体晶粒长大速度u与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比、即DRT式中、K为常数;R为气体常数;T为绝对温度;Qm为晶界移动激活能或原子扩散跨越晶界激活能,σ为比界面能,D为奥氏体晶粒直径.
(9.10可见、随着加热温度升高,晶粒长大速度u呈指数函数关系迅速增大.同时,晶粒愈细小,界面能愈高,晶粒长大速度u就愈大.但当晶粒长大到一定程度后,由于D增大,晶粒长大速度将减慢,这与图9.13的结果一致.
(2)加热速度的影响加热速度愈大,过热度就愈大,即奥氏体实际形成温度就愈高,奥氏体的形核率与长大速度之比值IG增大(表9.1),所以快速加热时可以获得细小的奥氏体起始晶粒.而且、加热速度愈快、奥氏体起始晶粒就愈细小.长大速度但由于起始晶粒细小,加之温度较高,奥氏体晶粒很容易长大,因此不宜长时间保温,否则晶粒反而更加粗大.所以,在保证奥氏体成分均匀的前提下,快速加热并短时保温能获得细小的奥氏体晶粒.悬挂式热处理生产线(3)钢中碳含量的影响钢中碳含量不足以形成过剩碳化物的情况下,加热时奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大.这是因为、钢中碳含量增加时,C原子在奥氏体中的扩散速度及Fe原子的自扩散速度均增大,故奥氏体晶粒长大的倾向增大.但是,当碳含量超过一定限度时,由于形成未溶解的二次渗碳体,反而阻碍奥氏体晶粒的长大.在这种情况下,随钢中碳含量的增加,二次渗碳体的数量增加,奥氏体晶粒反而细化.通常、过共析钢在Acl~Accm之间加热时可以保持较为细小的晶粒,而在相同加热温度下,共析钢的晶粒长大倾向(即过热敏感度)最大,这是因为共析钢的加热组织中不含有过剩碳化物.
(4)合金元素的影响钢中加入适量形成难溶化合物的合金元素如等、将强烈地阻碍奥氏体晶粒长大,使奥氏体晶粒粗化温度显著升高.上述合金元素在钢中形成熔点高,稳定性强、不易聚集长大的等化合物,它们弥散分布于奥氏体基体中、阻碍晶粒长大,从而保持细小的奥氏体晶粒.形成易溶化合物的合金元素如W,Mo,Cr等也阻碍奥氏体晶粒的长大,但其影响程度为中等.不形成化合物的合金元素如Si和Ni对奥氏体晶粒长大的影响很小,Cu和Co几乎没有影响.Mn,P,O和含量在一定限度以下的C可增大奥氏体晶粒长大的倾向.
(5)冶炼方法的影响用Al脱氧的钢,奥氏体晶粒长大倾向较小,属于本质细晶粒钢.Al细化奥氏体晶粒的主要原因是钢中形成大量难溶的六方点阵结构的AlN,它们弥散析出、阻碍奥氏体晶粒长大.但当钢中残余Al(固溶Al)含量超过一定限度时反而会引起奥氏体晶粒粗化.用Si,Mn脱氧的钢,因为不形成弥散析出的高熔点第二相粒子,没有阻碍奥氏体晶粒长大的作用,所以奥氏体晶粒长大倾向较大,属于本质粗晶粒钢.
(6)原始组织的影响原始组织主要影响奥氏体起始晶粒度.一般来说,原始组织愈细,碳化物弥散度愈大,所得到的奥氏体起始晶粒就愈细小.钢中的珠光体转变是最具代表性的共析相变,在热处理实践中极为重要.研究珠光体转变的规律,不仅与为了获得珠光体转变产物的退火和正火等热处理工艺有关,而且与为了避免产生珠光体转变产物的淬火和等温淬火等热处理工艺也有密切的联系.共析碳钢加热奥氏体化后缓慢冷却,在稍低于A1温度时奥氏体将分解为铁素体与渗碳体的,称为珠光体,其典型形态呈片状或层状,如图
9.14所示. 片状珠光体是由一层铁素体与一层渗碳体交替紧密堆叠而成的.图9.14 共析碳钢的片状珠光体组织珠光体组织珠光体光镜下形貌电镜下形貌片状珠光体组织中、一对铁素体片和渗碳体片的总厚度称为珠光体片层间距、以S0表示(如图9.15(a)所示).片层方向大致相同的区域称为珠光体团或珠光体晶粒(如图9.15(b)所示).一个奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团.图9.15 片状珠光体示意图随着珠光体转变温度下降、片状珠光体的片层间距S0将减小.按照S0的大小,工业上常将奥氏体分解为呈片层状交替紧密堆叠的铁素体和渗
碳体的组织分为:片状珠光体,其S0约为150~450nm;索氏体,其S0约为80~150nm;屈氏体,其S0约为30~80nm.珠光体的片层间距大小主要取决于珠光体的形成温度.在连续冷却条件下,冷却速度愈大,珠光体的形成温度愈低,即过冷度愈大,则片层间距就愈小,如图
9.16所示.其原因是:由于形成温度降低,C原子的扩散能力下降、不易进行较大距离的迁移,因而只能形成片层间距较小的珠光体.图9.16 T12钢珠光体片层间距与过冷度的关系一定过冷度下,有一定的片层间距.随着过冷度增大,珠光体片层间距减小.碳钢中珠光体片层间距S0与过冷度△T的关系可以用下面经验公式表示×珠光体,索氏体,托氏体珠光体索氏体托氏体索氏体光镜形貌电镜形貌托氏体电镜形貌光镜形貌若过冷奥氏体在连续冷却过程中分解,珠光体是在一个温度范围内形成的,则在高温形成的珠光体较粗,低温形成的珠光体较细.这种珠光体组织的不均匀将导致机械性能的不均匀、从而影响钢的切削加工性能.因此,应采用一定温度的等温处理(等温正火或等温退火)的方法,来获得粗细相近的珠光体组织,以提高钢的切削性能.试验证明,奥氏体晶粒大小对珠光体的片层间距没有明显影晌、但影响珠光体团的大小.随珠光体片层间距的减小,珠光体中渗碳体片的厚度减薄.而且、当珠光体的片层间距相同时,随钢中碳含量的降低,渗碳体片也将变薄.工业用钢中也可见到如图9.17 所示的在铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织,称为粒状珠光体或球状珠光体,一般是经过球化退火处理后获得的.图9.17 T12A钢的粒状珠光体组织虽然珠光体有多种形态、但本质上都是铁素体与渗碳体的机械.电镜观察表明,在退火状态下珠光体铁素体中的位错密度较低,渗碳体中的位错密度更低,而铁素体与渗碳体两相交界处的位错密度较高.在铁素体片中还有亚晶界、构成许多亚晶粒.珠光体形成时,新相(铁素体和渗碳体)与母相(奥氏体)之间存在一定的晶体学位向关系,使新相和母相的原子在界面上能够较好地匹配、其中铁素体与奥氏体的位向关系为(110)γ(112)α[112] γ[110]α而在亚共析钢中、先共析铁素体与奥氏体的位向关系为(111)γ(110) α[110]γ[111]α这两种位向关系不同、说明珠光体中铁素体与先共析铁素体具有不同的转变特性.实验分析表明,在一个珠光体团中、铁素体与渗碳体之间也存在一定的位向关系.
这种位向关系通常有两类:
第一类αcem
第二类cem(相差2o36);
1.珠光体转变时的领先相
2.珠光体的形成过程
3.亚(过)共析钢的珠光体转变由于珠光体是由铁素体和渗碳体两相所组成的,因此就有领先相的问题.珠光体转变时的晶核究竟是铁素体还是渗碳体,很难通过实验直接验证、所以目前尚无定论.许多研究证实,珠光体形成时的领先相随相变发生的温度和奥氏体成分的不同而异.过冷度小时渗碳体是领先相、过冷度大时铁素体是领先相;亚共析钢中铁素体是领先相、在过共析钢中渗碳体是领先相;共析钢中两者为领先相的几率相同.共析钢中的领先相一般认为共析钢中珠光体形成时的领
先相是渗碳体,其理由如下:
(1)珠光体中渗碳体与从奥氏体中析出的先共析渗碳体的晶体学位向相同、而珠光体中铁素体与直接从奥氏体中析出的先共析铁素体的晶体学位向不同;
(2)珠光体中渗碳体与共析转变前产生的渗碳体在组织上常常是连续的,而珠光体中铁素体与共析转变前产生的铁素体在组织上常常是不连续的;
(3)奥氏体中未溶解的渗碳体有促进珠光体形成的作用,而先共析铁素体的存在对珠光体形成无明显影响.合金元素对珠光体形成的领先相亦有一定的影响.图9.18表示合金元素对A1点和共析碳浓度的影响.可见、除Ni,Mn降低A1点以外,其他合金元素均提高A1点、而几乎所有合金元素皆使钢的共析碳浓度降低.图9.18 合金元素对共析温度和共析合金元素改变A1点、若转变温度相同则过冷度就不同、从而改变相变驱动力的大小,并影响珠光体片层间距.而共析碳浓度的改变导致先共析铁素体或先共析渗碳体的析出、并影响珠光体转变的领先相.
(1)片状珠光体的形成过程奥氏体过冷到A1点以下将发生珠光体转变.由于珠光体转变温度较高,Fe原子和C原子都能长距离扩散,珠光体在晶界上形核、形核功较小,所以在较小的过冷度下就可以发生珠光体转变.当共析碳钢由奥氏体转变为珠光体时,将由均匀固溶体(奥氏体)转变为点阵结构与母相截然不同的碳含量很低的铁素体和碳含量很高的渗碳体的两相,即碳的扩散低碳铁素体高碳渗碳体晶体点阵重构铁素体(体心立方点阵)渗碳体(复杂斜方点阵)
相组成:γ→(αFe3C )
碳含量:0.77% 0.02% 6.69%
点阵结构:面心立方体心立方复杂斜方Fe3C晶格Fe3C的晶格共析钢过冷奥氏体发生珠光体转变时,多半在奥氏体晶界上形核、也可在晶体缺陷比较密集的区域形核.这是由于这些部位有利于产生能量,成分和结构起伏,新相晶核易在这些高能量,接近渗碳体碳含量和类似渗碳体晶体点阵的区域产生.但当奥氏体中碳浓度很不均匀或有较多未溶渗碳体存在时,珠光体晶核也可在奥氏体晶粒内产生.图9.19 为以渗碳体为领先相、片状珠光体的形成过程示意图珠光体形成时,纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体中延伸、而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多.珠光体转变过程随珠光体形成温度降低,渗碳体片和铁素体片逐渐变薄缩短、同时两侧连续形成速度及其纵向长大速度都发生改变,珠光体群的轮廓也由块状逐渐变为扇形,继而为轮廓不光滑的团絮状,即由片状珠光体逐渐变为索氏体或屈氏体.当共析成分过冷奥氏体(平均碳浓度为Cγ)在A1点稍下温度T1刚刚形成珠光体时,在三相(奥氏体,渗碳体,铁素体)共存情况下,奥氏体中的碳浓度是不均匀的,如图9.20(a)所示.即与铁素体相接触的奥氏体碳浓度Cγα较高,与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度Cγcem较低,因此在与铁素体和渗碳体相接触的奥氏体中产生碳浓度差(Cγα-Cγcem),从而引起界面附近奥氏体中碳的扩散,其扩散情况如图9.20(b)所示.图9.20 片状珠光体形成时碳的扩散示意图碳在奥氏体中扩散的结果,导致铁素体前沿奥氏体的碳浓度Cγα降低,渗碳体前沿奥氏体的碳浓度Cγcem增高,破坏了T1温度下奥氏体与铁素体及渗碳体界面碳浓度的平衡.为维持这一平衡,铁素体前沿的奥氏体必须析出铁素体,使其碳浓度增高恢复至平衡浓度Cγα;渗碳体前沿的奥氏体必须析出渗碳体,使其碳浓度降低恢复至平衡浓度Cγcem.这样,珠光体便纵向长大,直至过冷奥氏体全部转变为珠光体为止.同时,由于奥氏体中碳浓度差(Cγ-Cγcem)和(Cγα-Cγ)的存在,还将发生远离珠光体的奥氏体中的碳向与渗碳体相接触的奥氏体界面处的扩散,以及与铁素体相接触的奥氏体界面处的碳向远离珠光体的奥氏体中的扩散,如图9.20(c)所示.此外,已形成的珠光体,其中铁素体的碳浓度在奥氏体界面处为Cαγ,在渗碳体界面处为Cαcem,也形成碳的浓度差(Cαγ-Cαcem),所以在铁素体中也要产生碳的扩散.这些扩散都促使珠光体中的渗碳体和铁素体不断长大,即促进了过冷奥氏体向珠光体的转变.过冷奥氏体转变为珠光体时,晶体点阵重构是由部分Fe原子的自扩散完成的.
(2)粒状珠光体的形成过程粒状珠光体是通过片状珠光体中渗碳体的球状化而获得的.若将片状珠光体加热至略高于A1点的温度,则得到奥氏体加未完全溶解渗碳体的混合组织.此时,渗碳体已不保持完整片状,而是凹凸不平,厚薄不匀、部分已经断开.此温度下保温将使片状渗碳体球状化.
片状渗碳体球状化的原因是:由于第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径有关,所以与非球状渗碳体尖角处(曲率半径较小部位)相接触的奥氏体具有较高的碳浓度,而与渗碳体平面处(曲率半径较大部位)相接触的奥氏体具有较低的碳浓度,在渗碳体界面附近的奥氏体中存在浓度差.因此界面附近奥氏体中的C原子将从渗碳体的尖角处向渗碳体的平面处扩散.这种扩散的结果,破坏了界面处的碳浓度平衡.为恢复界面碳浓度平衡,渗碳体的尖角处将溶解而使其曲率半径增大,而渗碳体的平面处将长大而使其曲率半径减小,以至逐渐成为各处曲率半径相近的颗粒状渗碳体,从而得到在奥氏体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织.然后缓慢冷却至A1点以下时,奥氏体将转变为珠光体.此时,领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界上形核、而且也可以从已存在的颗粒状渗碳体上长出、但这时已不能长成片状,最后得到渗碳体呈颗粒状分布的粒状珠光体.图9.21片状渗碳体断裂机制示意图另外,由于片状渗碳体中有位错存,并可形成亚晶界或高位错密度区、在其与基体相接触处则形成凹坑,如图9.21所示.在凹坑两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比、具有较小的曲率半径.因此,与凹坑相接触的基体中具有较高碳浓度,将引起C在基体中的扩散,并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析出.为维持界面平衡,凹坑两侧的渗碳体尖角将逐渐被溶解,而使曲率半径增大.这样又破坏了此处相界表面张力(σcemα与σcemcem)的平衡.为了维持表面张力平衡,凹坑将因渗碳体继续溶解而加深.在渗碳体片的另一面也可发生上述溶解过程,如此不断进行、直至渗碳体片溶穿而断裂.而后,断裂的渗碳体片又按尖角处溶解,平面处析出长大方式而球状化.对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形,将增大珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量,有促进渗碳体球状化的作用.球化退火使片状渗碳体球状化,获得球状珠光体的热处理工艺称为球化退火.各种退火加热温度范围亚(过)共析钢的珠光体转变基本上与共析钢的珠光体转变相似,但需要考虑伪共析转变,先共析铁素体析出和先共析渗碳体析出等问题.
(1)伪共析转变图9.22是Fe-Fe3C平衡状态图的左下部分示意图,图中GSE线以上为奥氏体区、GS线以左为先共析铁素体区、ES线以右为先共析渗碳体
区. 图9.22 伪共析转变的温度范围亚共析钢自奥氏体区缓慢冷却时,将沿GS线析出先共析铁素体.随着铁素体的析出、奥氏体的碳浓度逐渐向共析成分(S点)接近,最后具有共析成分的奥氏体在A1点以下转变为珠光体.过共析钢的情况与此类似,只不过析出的先共析相为渗碳体.如果将亚共析钢或过共析钢(如合金Ⅰ或Ⅱ)自奥氏体区以较快速度冷却下来,在先共析铁素体或先共析渗碳体来不及析出的情况下,奥氏体被过冷到T1温度以下区域,由于GSG线和ESE线分别为铁素体和渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线,在此温度以下保温时,将自奥氏体中同时析出铁素体和渗碳体.这种情况下,过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织,但合金的成分并非共析成分,并且其中铁素体和渗碳体的相对含量也与共析成分珠光体不同、随奥氏体的碳含量变化而变化.这种转变称为伪共析转变,其转变产物称为伪共析组织,ESG线以下的阴影区域称为伪共析转变区.由图可见、过冷奥氏体转变温度越低,其伪共析转变的成分范围就越大.
(2)亚(过)共析钢先共析相的析出亚共析钢或过共析钢(如图9.22中合金Ⅰ或Ⅱ)奥氏体化后冷却到先共析铁素体区或先共析渗碳体区时,将有先共析铁素体或先共析渗碳体析出.析出的先共析相的量决定于奥氏体碳含量和析出温度或冷却速度.碳含量愈高(或愈低),冷却速度愈大,析出温度愈低,则析出的先共析铁素体(或先共析渗碳体)的量就愈少.图9.22 先共析相的析出温度范围亚共析钢中、当奥氏体晶粒较细小,等温温度较高或冷却速度较慢时,Fe原子可以充分扩散,所形成的先共析铁素体一般呈等轴块状,如图9.23(a)所示.C钢的组织含0.45%C钢的组织含0.20%C钢的组织含0.60%C钢的组织当奥氏体晶粒较粗大,冷却速度较快时,先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出、如图9.23(b)所示.当奥氏体成分均匀、晶粒粗大,冷却速度又比较适中时,先共析铁素体有可能呈片(针)状,沿一定晶面向奥氏体晶内析出、此时铁素体与奥氏体有共格关系,如图9.23(c),(d)所示.过共析钢中、先共析渗碳体的形态可以是粒状,网状或针(片)状.但过共析钢在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下,渗碳体一般呈网状或针(片)状渗碳体,此时将显著增大钢的脆性.因此,过共析钢的退火加热温度必须在Acm点以下,以避免网状渗碳体的形成.为了消除已经形成的网状或针(片)状渗碳体,应当加热到Acm点以上,使渗碳体全部溶于奥氏体中、然后快速冷却,使先共析渗碳体来不及析出而发生伪共析转变,得到伪共析组织,然后再进行球化退火处理.工业上将具有片(针)状铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织,前者称为魏氏组织铁素体,后者称为魏氏组织渗碳体.魏氏组织及经常与其伴生的粗大晶粒组织会使钢的机械性能,尤其是塑性和冲击性能显著降低,并使钢的脆性转折温度升高.在这种情况下,必须消除魏氏组织以及粗大晶粒组织.常用方法是采用细化晶粒的正火、退火以及锻造等等.
1.珠光体的形核率I和长大速度G
2.珠光体转变动力学图
3.先共折相的长大动力学
4.影响珠光体转变动力学的因素珠光体转变也是形核和长大过程,转变速度也取决于形核率和长大速度,因此,珠光体等温转变动力学也符合Johnson-Mehl方程或Avrami方程.
(1)形核率I与转变温度T的关系均匀形核条件下,珠光体的形核率I与转变温度T之间有如下关系WC-・=(9.12)可见、随转变温度T降低,原子扩散能力减弱,因Q基本不变,式(9.12)中的第一项将减小,使形核率I减小;另一方面,随转变温度T降低,过冷度增大,奥氏体与珠光体的自由能差增大,即相变驱动力△Gv增大,使临界形核功W减小,式(9.12)中的
第二项将增大,使形核率I增大.其综合作用的结果,导致珠光体的形核率I对转变温度T有极大值.
(2)长大速度G与转变温度T的关系转变温度较高时珠光体团一般长大成等轴类球形,各个方向上的长大速度G基本相等、可由下式表示DKGcγ・式中、S0为珠光体的片层间距;Dcγ为C在奥氏体中的扩散系数;K为常数(包含浓度梯度Cγα-Cγcem的影响).
(9.13)由于S0反比于过冷度△T,而K正比于
△T,所以式(9.13)可改写为ccDTKG・・=・=2(9.14)可见、随转变温度T降低,过冷度△T增大,使靠近珠光体的奥氏体中的碳浓度差(Cγα-Cγcem)增大,加速了C原子的扩散速度,而且珠光体的片层间距S0减小,使C原子的扩散距离缩短、这些因素都促使长大速度G增大;另一方面,随转变温度T降低,C原子的扩散系数Dcγ减小,使长大速度G减小.因此,综合上述因素的影响、珠光体团的长大速度G对转变温度T也有极大值.图9.24 共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系两者都具有极大值特征、其极大值约在550℃左右.
(3)形核率I和长大速度G与转变时间的关系当转变温度一定时,珠光体的形核率I与转变时间的关系如图9.25所示、随转变时间延长,形核率I逐渐增大.而等温保持时间对珠光体的长大速度G则无明显的影响.图9.25 共析钢珠光体形核率与转变时间的关系综合不同温度下珠光体的形核率和长大速度与时间的关系,共析钢的珠光体等温转变动力学曲线如图9.26中实线所示.虚线表示贝氏体转变动力学曲线以及马氏体相变开始温度(后述).图9.26 共析钢的珠光体等温转变动力学曲线
由图中实线可知:各温度下珠光体等温转变开始前都有一段孕育期,随等温温度降低,孕育期逐渐缩短、至某一温度时,孕育期最短、而后随温度降低,孕育期反而增长.一般在550℃时孕育期最短、转变速度最快、此处即为TTT曲线的鼻尖温度.亚共析钢中、先共析铁素体在奥氏体晶界上的长大方向有两个,一是沿奥氏体晶界长大(长度方向),二是向奥氏体晶内长大(厚度方向).其厚度与转变时间呈抛物线关系,即atS=式中、S为铁素体片的半厚度;t为铁素体长大时间;α为系数.先共析铁素体的转变动力学曲线也呈C字形,通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方.并且随着钢中碳含量的增高,先共析铁素体的析出线移向右下方.对于过共析钢,若奥氏体化温度在Acm点以上,则在等温转变过程中于珠光体转变动力学曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线.这条先共析渗碳体析出线,随钢中碳含量的增高,逐渐移向左上方.凡是影响珠光体形核率和长大速度的因素,都影响珠光体转变动力学.
(1)化学成分的影响1)碳含量的影响对于亚共析钢,随着奥氏体中碳含量的增高,析出先共析铁素体的孕育期增长,析出速度减慢.同时,珠光体转变的孕育期亦随之增长,转变速度减慢.这是因为、在相同转变条件下,随着奥氏体中碳含量的增高,铁素体的形核率减少,铁素体长大时所需扩散离去的碳原子的量增大,因而使铁素体析出速度减慢.对于过共析钢,在完全奥氏体化情况下,随着钢中碳含量的增高,先共析渗碳体析出的孕育期缩短、析出速度增大.珠光体转变的孕育期亦随之缩短、转变速度增大.相对来说,共析钢的过冷奥氏体最稳定.如果不完全奥氏体化(加热温度在A1和Acm之间),加热组织为不均匀奥氏体加残余碳化物,则具有促进珠光体形核和晶体长大的作用,使珠光体转变时的孕育期缩短、转变速度加快.2)合金元素的影响钢中的合金元素充分固溶于奥氏体中的情况下,除了Co以外,其他所有的常用合金元素皆使钢的TTT曲线右移,珠光体转变孕育期增长,即推迟珠光体转变的进行;除了Ni,Mn以外,其他所有的常用合金元素皆使珠光体转变的鼻尖温度移向高温.3)合金元素的影响机制
①合金元素自扩散的影响如前所述,珠光体形成时要求碳在铁素体和渗碳体之间进行扩散和再分配.若钢中含有合金元素时,是否也要在铁素体和渗碳体之间发生扩散和再分配
一种观点认为:含有合金元素的奥氏体,珠光体转变初期形成的碳化物均是渗碳体,不涉及合金元素的扩散和再分配、只是在转变后期才通过合金元素的扩散使渗碳体转变为合金渗碳体甚至特殊碳化物.所以,合金元素对珠光体转变的影响不是直接的,而是间接的,即由于改变了碳在奥氏体中的扩散速度以及相变临界点而引起的.
另一种观点认为:合金奥氏体转变为珠光体时,一开始就形成合金元素含量较高的合金渗碳体或特殊碳化物,即合金元素通过扩散进行了再分配、珠光体转变受合金元素的扩散所控制.因为合金元素的扩散速度低,所以使珠光体的转变速度降低.一般认为、当转变温度较高以及合金元素含量较高时,转变一开始就可能形成特殊碳化物及合金渗碳体.即合金元素在转变一开始时就通过扩散进行了再分配、而合金元素的扩散系数远远小于碳的扩散系数,因此使珠光体的转变速度大大减慢.
②合金元素对碳扩散的影响大多数合金元素的存在降低了碳在奥氏体中的扩散速度,使珠光体的转变速度下降.而Co则相反、提高碳在奥氏体中的扩散速度,使珠光体的转变加速.
③合金元素对γ→α转变的影响合金元素的加入改变了γ→α转变的速度,例如Co提高γ→α的转变速度,从而加速珠光体的转变.合金元素对相变临界点的影响加入合金元素将改变相变临界点、在转变温度相同时将改变过冷例如,Ni和Mn降低A1点、减小过冷度,使珠光体转变速度降低.Co提高A1点、增大过冷度,使珠光体转变速度加快.
⑤合金元素对γα界面移动的拖曳作用含Mn,Mo的铁碳合金的先共析铁素体析出过程中、在γα界面聚集了Mn和Mo的原子,起到了阻止界面移动的拖曳作用,从而降低了先共析铁素体的长大速度.这种作用也可以降低珠光体的形成速度.
(2)加热温度和保温时间的影响加热温度和保温时间主要是通过改变奥氏体的成分和组织状态来影响珠光体转变的.若奥氏体成分不均匀、则有利于在高碳区形成渗碳体,在低碳区形成铁素体,并加速碳在奥氏体中的扩散,促进先共析相和珠光体的形成.钢中存在的未溶渗碳体,既可以作为先共析渗碳体的非均匀晶核、也可以作为珠光体领先相的晶核、因而也加速珠光体转变.所以,提高加热温度或延长保温时间,相当于增加奥氏体中碳和合金元素的含量,都使珠光体转变的孕育期增长,转变速度降低.另一方面,随着温度升高和保温时间延长,奥氏体的成分愈加均匀、奥氏体晶粒也愈加粗大.这些都导致珠光体的形核位置减少,降低形核率和长大速度,从而推迟珠光体转变.
(3)奥氏体晶粒度的影响奥氏体晶粒细小,单位体积内的晶界面积增大,珠光体的形核部位增多,将促进珠光体的形成.同理,细小的奥氏体晶粒也将促进先共析铁素体和先共析渗碳体的析出.
(4)应力和塑性变形的影响对奥氏体施加拉应力或进行塑性变形,将造成晶体点阵畸变和位错密度增高,有利于C和Fe原子的扩散及晶体点阵重构,所以促进珠光体的形核和晶体长大,加速珠光体的转变.奥氏体塑性变形的温度越低,珠光体转变速度就越大.对奥氏体施加等向压应力、将使原子迁移阻力增大,C和Fe原子的扩散及晶体点阵重构困难,将降低珠光体的形成温度,减慢珠光体的形成速度.
9.2.4 珠光体转变产物的机械性能
1.珠光体的机械性能
2.铁素体加珠光体的机械性能
3.形变珠光体的机械性能共析碳钢(单一片状珠光体)的机械性能与珠光体的片层间距、珠光体团直径,珠光体中铁素体亚晶粒尺寸以及原奥氏体晶粒大小有密切的关系.珠光体的片层间距主要取决于珠光体的形成温度,随形成温度降低而减小.而珠光体团直径不仅与形成温度有关,还与奥氏体晶粒大小有关,随形成温度降低以及奥氏体晶粒细化而减小.所以共析钢珠光体的机械性能主要取决于奥氏体化温度和珠光体形成温度.随珠光体的片层间距以及珠光体团直径减小,珠光体的强度,硬度以及塑性提高.随着珠光体形成温度的变化,珠光体片层间距的变化远大于珠光体团直径的变化,因此片层间距的影响更为重要.
珠光体的强度,硬度和塑性升高的原因是:珠光体的片层间距减小时,铁素体片与渗碳体片都变薄,相界面增多,在外力作用下,抗塑性变形能力增大.而且由于铁素体和渗碳体片很薄,在外力作用下可以滑移而产生塑性变形,也可以产生弯曲,使钢的塑性变形能力增大.珠光体团直径的减小,表明单位体积内片层排列方向增多,使局部发生大量塑性变形而引起应力集中的可能性减少,因而既提高了强度又提高了塑性.如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形成的,珠光体的片层间距大小不等、高温形成的大,低温形成的小,则使抗塑性变形的能力不均匀.珠光体片层间距较大的区域,抗塑性变形能力较小,在外力作用下,往往首先在这些区域产生过量变形,出现应力集中而破裂,使钢的强度和塑性都降低.成分相同的条件下,与片状珠光体相比、粒状珠光体的强度,硬度稍低,而
塑性较高,其主要原因是:粒状珠光体中铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体少,强度和硬度稍低;而铁素体呈连续分
布、渗碳体呈粒状分散在铁素体基体上, 对位错运动的阻碍作用较小,使塑性提高.粒状珠光体的切削性好,对刀具的磨损小,冷挤压时的成形性也好,加热淬火时的变形和开裂的倾向性小,所以,高碳钢在机械加工和热处理前常常要求获得粒状珠光体组织.中碳和低碳钢的冷挤压成形加工也要求具有粒状碳化物的原始组织.粒状珠光体的性能还取决于碳化物颗粒的形态、大小和分布.一般来说,当钢的成分一定时,碳化物颗粒愈细小,硬度和强度就愈高;碳化物颗粒愈接近等轴状,分布愈均匀、韧性愈好.在相同抗拉强度下,粒状珠光体比片状珠光体的疲劳强度有所提高.亚共析钢经珠光体转变后得到的转变产物取决于钢中的碳含量,奥氏体化温度及冷却速度.在钢的成分一定时,随冷却速度增大,先共析铁素体量减少,珠光体量增多.完全奥氏体化情况下,随钢中碳含量增高,先共析铁素体量减少,而珠光体量增多,珠光体对钢的强度和韧性的作用增大.铁素体加珠光体组织的性能取决于铁素体及珠光体的相对量,铁素体晶粒大小,珠光体片层间距以及铁素体化学成分等等.设,fα为铁素体体积百分数,fα13为铁素体量;d为铁素体晶粒平均直径(mm);S0为珠光体平均片层间距(mm);13)为珠光体的量;
(Mn),(N),(Si)分别表示锰,氮,硅的重量百分含量.这些因素与强度之间的经验公式如下)}{ασ}NSiSfdMnfMPas上述公式适用于所有具有铁素体加珠光体组织的亚共析钢,直至全部为珠光体的共析钢.屈服强度主要取决于铁素体晶粒尺寸大小,随珠光体量增加,它对强度的影响减小.越接近共析成分,珠光体对强度的影响就越大,珠光体片层间距的作用就愈明显.当珠光体的片层间距相同时,随珠光体量增加,各种强化机制对屈服强度的贡献如图9.27所示.图9.27不同珠光体含量时各强化机制对屈服强度的贡献
中、高碳的铁素体加珠光体的钢中、脆性转折温度Td与各组织因素和成分之间的关系可由下式给出_2dNSitpSfdfCT×-= αα式中、p为珠光体团尺寸(mm);t为珠光体中渗碳体片厚度(mm);(Nf)为固溶状态氮的重量百分含量;可见、脆性转折温度随珠光体量增加而升高.细化铁素体晶粒和珠光体团尺寸、降低硅含量和碳含量对韧性是有益的,而固溶强化对韧性是有害的.如图
9.28所示、随钢中碳含量增加(珠光体量增加),脆性转折温度升高,韧性状态下的冲击功显著下降.图9.28 碳含量(珠光体含量)对正火钢的韧脆转化温度和冲击功的影响珠光体组织在工业上的重要应用之一是派敦(Patenting)处理的绳用钢丝、琴钢丝和某些弹簧钢丝.所谓派敦处理,就是使高碳钢获得细珠光体(索氏体)组织,再经过深度冷拔而获得高强度钢丝.索氏体组织由于片层间距较小,滑移可沿最短途径进行、因而具有良好的冷拔性能.同时由于渗碳体片很薄,在强烈塑性变形时能够弯曲,故塑性变形能力增强.冷塑性变形可使亚晶粒细化,形成由许多由位错网组成的位错壁、而且随变形量增大这种位错壁之间的距离减小,同时强化程度增大.对珠光体组织进行塑性变形加工,可以大幅度提高钢的强度,并且细片状珠光体具有较高的塑性变形强化效果.如图
9.29所示、冷塑性变形使片状珠光体强化,主要是由于塑性变形引起的位错密度增大(图中A区)和亚晶粒细化(图中B区)所贡献的.图℃形成的片状珠光体的抗拉强度与冷拔变形量的关系.
A区:位错密度增高的贡献;B区:亚晶粒细化的贡献;
C区:残存的相变位错的贡献铬钢的强度高于锰钢,这是因为铬钢的共析温度较高,过冷度增大,从而使片状珠光体的片层间距减小.同时,铬钢的亚晶粒细化引起的强化作用也大于锰钢.此外,由于含铬奥氏体的转变温度较低,相变后在铁素体中出现相变位错,也可引起一定的强化作用(图中C区).

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