《合金鋼中的相變》PPT課件.ppt

Chapter 5 合金鋼中相變,第一節(jié) 合金元素對(duì)鋼加熱時(shí)轉(zhuǎn)變的影響 第二節(jié) 合金元素對(duì)過冷奧氏體分解的影響 第三節(jié) 合金元素對(duì)淬火鋼回火轉(zhuǎn)變的影響,主要內(nèi)容,第一節(jié) 合金元素對(duì)鋼在加熱時(shí)轉(zhuǎn)變的影響 合金鋼加熱時(shí)奧氏體化過程包括： 1轉(zhuǎn)變； 2碳化物、氮化物或金屬間化合物在奧氏體中的溶解； 3奧氏體晶粒的再結(jié)晶。 奧氏體的形成可以按兩種相互競(jìng)爭(zhēng)的相變機(jī)制進(jìn)行： 1晶體學(xué)無序機(jī)制： 相新晶粒的形成相對(duì)于原始相來說，改變了大小和取向。 2晶體學(xué)有序機(jī)制： 相以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)橄啵詢上嗟拇笮『腿∠蛴幸欢ǖ年P(guān)系。,決定相變機(jī)制的主要因素是： 原始組織的類型以及它們之間精確的晶體學(xué)有序性。 一、原始無序組織（鐵素體碳化物）,原始無序的組織發(fā)生無序的重結(jié)晶機(jī)制。奧氏體形成的無序機(jī)制如圖所示。,二、原始有序組織（馬氏體、貝氏體）鋼中的組織遺傳性 對(duì)原始有序組織加熱高于Ac3，可能導(dǎo)致形成的奧氏體晶粒與原始晶粒具有相同的形狀、大小和取向，稱為鋼的組織遺傳性。,合金化和加熱速度對(duì)出現(xiàn)組織遺傳性的影響如下：,鋼的合金化程度越高，加熱速度越快，越容易在鋼中出現(xiàn)組織遺傳性。 原始有序組織在加熱和冷卻時(shí)，鋼的重結(jié)晶示意圖如圖所示。,由圖可見： 1當(dāng)足夠快地加熱淬火鋼時(shí)，將按晶體學(xué)有序機(jī)制形成奧氏體，得到粗晶組織。 2在中等加熱速度下，馬氏體完全分解發(fā)生在過渡之前，不會(huì)出現(xiàn)組織遺傳性。這時(shí)的過渡與再結(jié)晶過程重合，晶粒得到細(xì)化。 3當(dāng)加熱溫度高于Tp，發(fā)生再結(jié)晶，此時(shí)奧氏體晶粒形態(tài)發(fā)生變化。,碳化物和氮化物在奧氏體中的溶解規(guī)律 各種碳化物和氮化物在奧氏體中的溶解度與1/T的關(guān)系如圖所示：,最穩(wěn)定的化合物的溶解度最低。由圖可知： 1強(qiáng)碳化物形成元素組成的穩(wěn)定碳化物，如TiC、NdC、VC等只有在高溫下才溶于奧氏體。 2碳化物的溶解度隨溫度的降低而下降，因此，如果有足夠數(shù)量的合金元素存在的話，合金碳化物將在隨后的冷卻過程中發(fā)生沉淀。 弱的碳化物形成元素可降低強(qiáng)碳化物的穩(wěn)定性，加速其溶解，如錳加入含Nd、V、Ti的鋼中，能促進(jìn)強(qiáng)碳化物的溶解。,奧氏體晶粒長(zhǎng)大 合金元素對(duì)奧氏體晶粒的影響如下： 1機(jī)械阻礙論 由于晶界上有眾多的高度彌散的化合物質(zhì)點(diǎn)，這些質(zhì)點(diǎn)機(jī)械地阻礙了奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。 這些高度彌散的化合物可以是一些穩(wěn)定的碳化物、也可以是一些氮化物、或者是非金屬夾雜物。 2合金元素對(duì)奧氏體界面能的影響 合金元素溶入奧氏體之后，改變了奧氏體的界面能，因而改變了奧氏體的長(zhǎng)大傾向。,3合金元素對(duì)原子間結(jié)合強(qiáng)度的影響 合金元素溶入奧氏體后改變了原子間的結(jié)合強(qiáng)度，從而引起了激活能和鐵的自擴(kuò)散系數(shù)的變化。 綜合上述三個(gè)理論，則能夠較好地解釋下列事實(shí)： 1單相的晶粒比晶粒易于長(zhǎng)大。 Fe原子結(jié)合強(qiáng)度小于Fe，因而Fe的自擴(kuò)散系數(shù)大于Fe的自擴(kuò)散系數(shù)，因此單相的相晶粒比相晶粒易于長(zhǎng)大。 2C、B的溶入奧氏體，促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大。 C、B的溶入顯著地降低了Fe點(diǎn)陣的結(jié)合力，增加了Fe原子的自擴(kuò)散系數(shù)，所以促進(jìn)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。 3碳化物形成元素（Ti V Zr Nb W Mo） 碳化物形成元素與碳結(jié)合成碳化物，使碳保持在固溶體之外，從而削弱了C降低點(diǎn)陣結(jié)合力的影響，所以阻礙奧氏體晶粒的粗化。,第二節(jié) 合金元素對(duì)過冷奧氏體分解的影響,一、合金元素對(duì)過冷奧氏體穩(wěn)定性的影響 合金元素對(duì)C曲線的影響分為以下兩種： 1合金元素加入后，C曲線仍然保持與碳鋼相同的形式，只是位置有所改變。 非碳化物形成元素屬于這種類型：Ni、Al、Si、Cu、Co 2合金元素加入后，不僅使C曲線位置移動(dòng)，而且使C曲線的形狀改變。 碳化物形成元素屬于這種類型：Cr、Mo、W、V等。,過冷奧氏體的等溫分解曲線可分為六種基本類型：,a）碳素鋼以及不含碳化物形成元素的低合金鋼。 特點(diǎn)：珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變沒有分開。 b，d）含碳化物形成元素的合金鋼。 特點(diǎn)：分解曲線分成珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變兩部分。b圖對(duì)應(yīng)于含碳量為0.4-0.5%的結(jié)構(gòu)鋼；d圖對(duì)應(yīng)于含碳量較高的工具鋼。 c）CrNiMo和CrNiW含碳量在0.15-0.25%。 特點(diǎn)：珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，過冷奧氏體十分穩(wěn)定，圖上不出現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，而在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，穩(wěn)定性很小。 e）高Cr鋼 特點(diǎn)：只有珠光體轉(zhuǎn)變，不出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變。 f）高合金奧氏體鋼 特點(diǎn)：不出現(xiàn)珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變。,二、合金元素對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變的影響 珠光體轉(zhuǎn)變是典型的形核和長(zhǎng)大過程。不同的合金元素可以對(duì)形核率N和長(zhǎng)大速率G產(chǎn)生不同的影響。例如：Mo和Ni同時(shí)降低N和G；而Co和Al同時(shí)提高N和G。 為了完成合金奧氏體的共析分解，除了C的擴(kuò)散以外，還需要合金元素的擴(kuò)散再分配。也就是在滲碳體和鐵素體與奧氏體之間的界面上，合金元素產(chǎn)生再分配。 即在滲碳體中固溶度高的那些合金元素將擴(kuò)散到滲碳體中去，而非碳化物形成元素不存在此情況。 說明： 1當(dāng)合金元素的成分達(dá)到臨界含量，滲碳體將被其合金碳化物所取代。 2強(qiáng)碳化物形成元素Nb、Ti、V當(dāng)其含量低于0.1%時(shí)也可能優(yōu)先形成合金碳化物。,三、合金元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的影響 合金鋼中貝氏體組織中的碳化物是合金碳化物，而且其合金元素的平均含量接近于奧氏體中合金元素的含量，所以，貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)只有碳原子的擴(kuò)散，而沒有合金元素的擴(kuò)散。 合金元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的影響主要通過以下兩個(gè)途徑： 1對(duì)碳原子擴(kuò)散速度的影響。 2對(duì)轉(zhuǎn)變速度的影響。 根據(jù)不同合金元素的作用特點(diǎn)，可以分為以下幾種情況： 1Cr、Mn、Ni等合金元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的滯緩作用（孕育期延長(zhǎng)）。（如下圖a所示） 原因：1.這三種元素降低轉(zhuǎn)變溫度； 2.降低和間的自由能差，從而減慢其轉(zhuǎn)變速度。,2. Mo、W、V對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的滯緩作用較弱。（如下圖b所示） 原因：1.雖然這三種元素升高轉(zhuǎn)變溫度，而且還加大和間的自由差； 2.但是降低了碳原子的擴(kuò)散速度，所以其滯緩作用并不明顯。,合金元素對(duì)1.0%C碳鋼的影響,四、合金元素對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變的影響 除Co、Al以外，大多數(shù)固溶于奧氏體的合金元素均降低馬氏體轉(zhuǎn)變溫度。,Ms和Mf點(diǎn)的下降，使得室溫下將保留更多的殘余奧氏體量。,合金元素對(duì)1.0%C碳鋼1150淬火后殘余奧氏體含量的影響,第三節(jié) 合金元素對(duì)淬火鋼回火轉(zhuǎn)變的影響 回火是將淬火鋼加熱到臨界點(diǎn)Ac1以下某一溫度，保溫后以適當(dāng)方式冷卻至室溫的一種熱處理工藝。 鋼的淬火組織是馬氏體殘余奧氏體，均為亞穩(wěn)定狀態(tài)。馬氏體是C在相中的過飽和固溶體，隨回火溫度的升高，C要從馬氏體中析出形成碳化物及其聚集長(zhǎng)大；殘余奧氏體處于過冷狀態(tài)，趨于向鐵素體和滲碳體（碳化物）的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化。淬火鋼回火時(shí)，進(jìn)行： 一、馬氏體的分解 馬氏體的分解實(shí)際上就是C在過飽和的固溶體中的脫溶，所以，合金元素對(duì)馬氏體分解的影響就是影響C在固溶體中的活度。,如圖所示，碳化物形成元素（Cr、W、V、Nb）強(qiáng)烈推遲馬氏體的分解（即從中析出碳）。其原因是由于這些元素降低了碳在固溶體中的活度。 非碳化物形成元素和弱碳化物形成元素對(duì)馬氏體的分解影響較弱。,（1）碳鋼，（2）含非碳化物形成元素的鋼，（3）含碳化物形成元素的鋼中，碳從馬氏體中析出的基本規(guī)律,二、特殊碳化物的形成及其聚集長(zhǎng)大； 馬氏體回火時(shí)，隨回火溫度的升高，合金元素發(fā)生明顯擴(kuò)散時(shí)，非碳化物形成元素離開碳化物，碳化物形成元素向滲碳體富集，形成合金滲碳體。合金碳化物的形成方式一般有兩種： 1在預(yù)先存在的合金滲碳體顆粒處原位形核。 碳化物形成元素向滲碳體富集，當(dāng)其濃度超過在合金滲碳體中的溶解度時(shí)，合金滲碳體就在原位轉(zhuǎn)變成特殊碳化物。 原位形核的條件是：滲碳體中必須溶解較多的合金元素，從而保證特殊碳化物的形成。由于Cr在滲碳體中的溶解度高達(dá)20，因此在Cr鋼中合金碳化物的原位形核較常見。,（M馬氏體；0回火馬氏體；MxCy特殊碳化物）,2在鐵素體基體中直接形核。 含強(qiáng)碳化物形成元素的鋼中，在回火過程中直接從相中析出特殊碳化物，同時(shí)伴隨著滲碳體的溶解，可使HRC和強(qiáng)度提高（二次硬化效應(yīng)）。 如 V，Nb, Ti等都屬于此類型。,M 淬火馬氏體;,0 回火馬氏體.,下圖為質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.3%C和2.1%V的釩鋼1250淬火，不同溫度回火2小時(shí)，碳化物成分、結(jié)構(gòu)和硬度的變化：,從圖中可以看出： 1溫度低于500時(shí)，V仍固溶于馬氏體，強(qiáng)烈阻礙馬氏體的分解。 2溫度高于500時(shí)，直接從馬氏體基體相中析出VC，直到700度時(shí)VC全部析出，F(xiàn)e3C全部溶解。,三、殘余奧氏體的分解 降低馬氏體轉(zhuǎn)變溫度的合金元素，均增加淬火鋼中的殘余奧氏體量；而升高馬氏體轉(zhuǎn)變溫度的合金元素，則降低殘余奧氏體量。 如圖所示為40CrNiMo和30CrMo鋼淬火態(tài)試樣中的少量殘余奧氏體量與溫度的關(guān)系。,從圖中可以看出：殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變僅發(fā)生在高于200 ，并且在300 左右轉(zhuǎn)變完成，更高溫度回火后，滲碳體變?yōu)轱@微組織中的重要組成。,在淬火的高合金鋼中，殘余奧氏體可能在回火冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。 在回火過程中從殘余奧氏體中析出合金碳化物，從而貧化殘余奧氏體中的碳和合金元素，導(dǎo)致其馬氏體轉(zhuǎn)變溫度高于室溫，因而在冷卻的過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。這種現(xiàn)象稱為二次淬火。,四、相的回復(fù)與再結(jié)晶 淬火鋼隨著回火溫度的提高，發(fā)生位錯(cuò)的重新分布與消失，位錯(cuò)形成網(wǎng)絡(luò)，構(gòu)成亞晶界，產(chǎn)生多邊化亞結(jié)構(gòu)并開始再結(jié)晶。 五、彌散強(qiáng)化 淬火鋼回火時(shí)，有兩個(gè)相反的因素影響強(qiáng)度： 1馬氏體的分解，導(dǎo)致弱化。 2. 特殊碳化物質(zhì)點(diǎn)的彌散析出導(dǎo)致強(qiáng)化（彌散質(zhì)點(diǎn)可有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)）。,淬火鋼回火時(shí)，（1）彌散碳化物質(zhì)點(diǎn)析出和（2）馬氏體的分解 及其（3）總效果 a） b） a） 圖： ，鋼的強(qiáng)度的總變化存在強(qiáng)度上升的峰值。 b）圖： ，鋼的強(qiáng)度的總變化不存在峰值，只能觀察到緩慢的弱化過程。,對(duì)某種相組成的彌散質(zhì)點(diǎn)，其強(qiáng)化與弱化的作用取決于形成彌散相所含的合金元素量。,如圖所示： 1V0時(shí)，無VC析出，所以VC0。 2V0.25%時(shí)， 因而500600 回火后曲線幾乎為水平線。 3. V0.25%時(shí)， 曲線上可觀察到強(qiáng)度的上升，稱為二次硬化峰。,彌散硬化：彌散質(zhì)點(diǎn)數(shù)量很多時(shí)，強(qiáng)度曲線上的二次強(qiáng)化峰很明顯，這種現(xiàn)象稱為彌散硬化。 彌散強(qiáng)化：彌散質(zhì)點(diǎn)數(shù)量較少時(shí)，強(qiáng)度曲線出現(xiàn)緩慢下降，這種現(xiàn)象稱為彌散強(qiáng)化。 注意：二次硬化峰也與回火時(shí)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（二次淬火）相聯(lián)系，這樣，二次硬化峰常?？赡苡蓮浬?qiáng)化和二次淬火所決定。,六、合金鋼的回火脆性 （一）第一類回火脆性 淬火鋼在250400 回火后出現(xiàn)的脆性，稱為低溫回火脆性，又叫第一類回火脆性。 產(chǎn)生第一類回火脆性的原因： 1由于馬氏體分解時(shí)沿馬氏體板條或片的界面析出斷續(xù)的碳化物，降低晶界的斷裂強(qiáng)度； 2雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界的偏聚，使晶界強(qiáng)度進(jìn)一步降低； 3板條相界殘余奧氏體薄膜的失穩(wěn)分解。 抑制第一類回火脆性的方法： 1推遲Fe3C的形核與長(zhǎng)大； 2減少雜質(zhì)元素的含量或改變其分布； 3. 增加殘余奧氏體的穩(wěn)定性。,（二）第二類回火脆性 在450650