哈工大金屬學與熱處理課件9.ppt

第八章鋼的熱處理原理 本章目的 1闡明鋼的熱處理的基本原理 2揭示鋼在熱處理過程中工藝 組織 性能的變化規(guī)律 本章重點 1 C曲線的實質 分析和應用 2 過冷奧氏體冷卻轉變及回火轉變的各種組織的本質 形態(tài)和性能特點 3 馬氏體高強度高硬度的本質 一熱處理的定義及作用1熱處理的定義 金屬或合金在固態(tài)下于一定介質中加熱到一定溫度 保溫一定時間 以一定速度冷卻下來的一種綜合工藝 2熱處理工藝曲線四個重要參數(shù) V加熱 T保溫 t保溫 V冷卻 三個基本過程 加熱 保溫 冷卻 8 1熱處理概述 2熱處理的意義及作用 意義 應用廣泛 效果顯著 汽車零件80 工模具 軸承100 例 45 鋼 840 加熱 不同方式冷卻 作用 1 顯著提高材料的使用性能 2 改善加工性能 切削 熱處理 二熱處理的條件 有固態(tài)相變加熱時溶解度顯著變化的合金 L L L 為什么鋼能熱處理 固態(tài)相變 有相變重結晶 C溶解度顯著變化 可固溶強化熱處理溫度區(qū)間 A1 T TNJEF熱處理第一步 加熱奧氏體化 8 2鋼在加熱時的轉變 一奧氏體形成的機理1奧氏體組織結構和性能 定義 C及合金元素固溶于面心立方結構的 Fe中形成的固溶體 C溶于 相八面體間隙中 R間隙 0 535A Rc 0 77A 晶格畸變 并非所有晶胞均可溶碳 1148 2 5個晶胞溶一個C原子 性能 順磁性 比容最小 塑性好 線膨脹系數(shù)較大 奧氏體化中成分組織結構的變化以共析鋼為例F Fe3C A 727 成分 C 0 02186 690 77結構體心立方復雜斜方面心立方 說明奧氏體化中須兩個過程 C成分變化 C的擴散 鐵晶格改組 Fe擴散 3奧氏體形成熱力學條件熱力學條件 T A1原因 以珠光體與奧氏體的體積自由能之差來提供驅動力以克服新相晶核的表面能及彈性能 影響過熱度主要因素 V加熱 V加熱 過熱度 T T T實際 存在過熱度 T T實際 T理論 同理 冷卻過程的固態(tài)相變需過冷度鋼的熱處理中六個重要的溫度參數(shù) A1A3Acm Ac1Ac3Accm 加熱過程Ar1Ar3Arcm 冷卻過程 4奧氏體形成過程 共析鋼 4 奧氏體中C的擴散均勻化 萬秒 3 剩余Fe3C的溶解 千秒 2 奧氏體向F及Fe3C兩側長大 幾百秒 四個階段 1 奧氏體在F Fe3C界面上形核 10秒 任何固態(tài)相變均需形核與長大過程 形核需要 三個起伏條件 成分起伏 結構起伏 能量起伏 故晶界或缺陷處易形核 5亞共析鋼 過共析鋼的奧氏體化過程 亞共析鋼 F P F A A過共析鋼 Fe3C P Fe3C A A 例 球化退火 要求獲得粒狀珠光體 要求A中C不均勻 控制第三 四階段 奧氏體化的目的 獲成分均勻 晶粒細小的奧氏體晶粒 實際熱處理中須控制奧氏體化程度 三奧氏體晶粒度及影響因素 1奧氏體晶粒度概念奧氏體晶粒度表示奧氏體晶粒大小 工業(yè)上一般分為8級 1 4級粗 0 1 5 8級細 8級以上極細 計算式 n 2N 1N 晶粒度級別n 1平方英寸視場中所包含的平均晶粒數(shù) 100X 標準晶粒度級別圖 標準晶粒度級別圖 奧氏體有三種不同概念的晶粒度 1 初始晶粒度 奧氏體轉變剛結束時的晶粒大小 通常極細小 2 實際晶粒度 具體加熱條件下獲得的奧氏體晶粒大小 與具體熱處理工藝有關 熱處理溫度 時間 晶粒長大 與晶粒是否容易長大有關 引入本質晶粒度概念 3 本質晶粒度指鋼在特定的加熱條件下 奧氏體晶粒長大的傾向性 分為本質粗晶粒度和本質細晶粒度 測定方法 加熱至930 10 保溫8h 若A晶粒1 4級 本質粗晶粒度鋼 5 8級 本質細晶粒度鋼 關于本質晶粒度概念的要點 表征該鋼種在通常的熱處理條件下A晶粒長大的趨勢 不代表真實 實際晶粒大小 本質粗晶粒度鋼實際晶粒度并非一定粗大 本質細晶粒度鋼實際晶粒度并非一定細小 而與具體的熱處理工藝有關 本質晶粒度主要與成分或冶煉條件有關機理 難溶粒子的機械阻礙作用Al脫氧鎮(zhèn)靜鋼含V Ti Nb Zr鋼 機理 難溶粒子的機械阻礙作用例如 AlN VN TiN NbN ZrN 本質細晶粒鋼 本質粗晶粒鋼 是確定熱處理工藝參數(shù)以及熱處理質量的重要依據(jù) 過熱 熱處理加熱中A晶粒顯著粗化本質粗晶粒鋼 須嚴格控制加熱T t 需熱處理件盡可能選擇本質細晶粒鋼 例如 滲C用鋼20MnVB 20CrMnTi 本質細晶粒度鋼 2影響奧氏體晶粒長大的因素 加熱溫度和保溫時間T t A晶粒長大 T的影響遠大于t 加熱速度 常規(guī)加熱速度下影響不大 快速加熱 短時保溫的超細化工藝如高頻加熱 激光加熱等 成分強烈阻礙 Al V Ti Zr Nb原因 機械阻礙理論 形成難溶碳 氮化物中等阻礙 Cr W Mo促進長大 Mn P 溶入A的C 降低鐵原子的結合力 促進鐵的擴散 8 3鋼在冷卻時的轉變 冷卻過程 熱處理工藝的關鍵部分 對控制熱處理以后的組織與性能起著極大作用 不同的冷卻速度獲不同的組織與性能 1高溫轉變產物 Fe C均擴散亞共析鋼 F P 共析鋼 P 過共析鋼 P Fe3C 珠光體類型化學成分與晶格類型的轉變均靠擴散實現(xiàn) 擴散類型 2中溫轉變產物 Fe不擴散 C部分擴散 C過飽和的 Fe3C的機械混合物 貝氏體類型 B 化學成分的變化靠擴散實現(xiàn)晶格類型的轉變非擴散性 半擴散性 3低溫轉變產物 Fe C均不擴散 非擴散型得C在 Fe中的過飽和固溶體 馬氏體 馬氏體類型 M 熱處理的兩種冷卻方式 等溫冷卻 過冷奧氏體等溫轉變動力學曲線連續(xù)冷卻 過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學曲線 一過冷奧氏體等溫轉變動力學曲線 Temperature Time Transformation T A1 Ms Mf A M M AR A過冷 A B A P A P B 700 500 200 孕 HRC 15 40 45 55 60 1 10 102 103 104 105 過冷奧氏體與奧氏體的區(qū)別 C曲線 產物 P 珠光體B 貝氏體M 馬氏體鼻點 2要點 不同溫度下轉變產物不同 高溫轉變產物 A1 550 珠光體 P 擴散型中溫轉變產物 550 MS 貝氏體 B 半擴散型低溫轉變產物 MS Mf 馬氏體 M 非擴散型 存在孕育期 過冷奧氏體等溫分解所需的準備時間 代表A過冷穩(wěn)定性 存在鼻點 孕育期最短 A過冷最不穩(wěn)定 T轉 產物硬度 馬氏體是過冷奧氏體連續(xù)冷卻中的一種轉變組織 非等溫轉變產物 將其畫入 使過冷奧氏體等溫轉變曲線更完備 實用 亞共析鋼 過共析鋼C曲線 亞共析鋼 過共析鋼C曲線 以珠光體轉變?yōu)槔?亞共析鋼珠光體型轉變式 A F先共析 P過共析鋼珠光體型轉變式 A Fe3C先共析 P 多一條先共析相析出線 先共析相量隨轉變溫度下降而減少 鼻點溫度以下無先共析相析出 轉變溫度的降低會抑制先共析相的析出 當轉變溫度足夠低 先共析相的析出被完全抑制 由非共析成分獲得的共析組織稱為偽共析體 二影響C曲線的因素 與奧氏體狀態(tài)有關1化學成分 1 含碳量 理論 奧氏體中C C曲線右移 F相難析出 珠光體轉變難進行 實際 亞共析鋼 C C曲線右移 過共析 C 左移 未溶Fe3C 指溶入奧氏體中的C 0 9 C 0 9C 0 5Mn 0 9C 1 2Mn 0 9 2 8Mn T T 0 5C 0 5C 2 Cr 0 5C 4 Cr 0 5C 8 Cr 2 合金元素 除Co Al WAl 2 5 外 其它合金元素隨Me C曲線右移 須溶入A中 T Ms Co Al Ni Si Cu Mn Si Ni Cu Mn Co Al外所有合金元素 非碳化物形成元素 只改變C曲線位置Co Al Ni Cu Si 強碳化物形成元素W Mo V Ti Nb等的影響 改變C曲線位置和形態(tài) 碳化物形成元素改變C曲線位置和形狀Cr W Mo V Ti Nb Zr等 對Ms點的影響 Co Al使Ms 其它合金元素使Ms 2奧氏體組織 愈細 成分及組織愈不均勻 未溶第二相愈多 左移 T t 晶粒粗大 成分 組織均勻 A穩(wěn)定性 右移 其它 應力和塑性變形 三過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線 ContinousCoolingTransformation CCT Vc 連續(xù)冷卻中全部A過 M的最小V冷 臨界淬火速度 上臨界冷卻速度VC 連續(xù)冷卻中全部A過 P的最大V冷 下臨界冷卻速度 P M P M 冷卻速度對轉變產物類型的影響 可用VC VC 判斷 當V VC時 A過冷 M 當V VC 時 A過冷 P 當VC V VC時 A過冷 P M 實際中由于CCT曲線測量難 可用TTT曲線代替CCT曲線作定性分析 判斷獲得M的難易程度 連續(xù)冷卻的VC值是等溫冷卻C曲線中與鼻點相切的VC的1 5倍 故可用等溫冷卻C曲線中VC代替或估算 四鋼的珠光體轉變 1珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體與球 粒 狀珠光體 1 片狀珠光體按層片間距不同又分為 粗珠光體 S0 0 6 1 0 m 索氏體 S S0 0 25 0 3 m 屈氏體 T S0 0 1 0 15 m 取決于過冷度 過冷度 T S0 B上 B下 球 粒 狀珠光體珠光體的形態(tài)取決于加熱時奧氏體化的程度 奧氏體成分較均勻時 片狀 不均勻時 球 粒 狀 F Fe3C相界面多少 Fe3C形態(tài)分布 P粒的HB b P片 P粒的 P片 2珠光體的性能 3偽共析組織 通過加快鋼冷卻速度 可獲得強硬度較好的偽共析組織 1 定義 偏離共析成分的A過冷形成的珠光體 2 形成條件 下圖紅線區(qū) 3 應用 亞共析鋼熱軋后即水冷或噴霧冷卻 F先 P b V冷 正火代替退火 抑制Fe3C先 消除網(wǎng)狀滲碳體 五鋼的馬氏體轉變 V VK轉變式 A f c c 0 77C M b c corb c t 0 77C 只有晶格改組而無成分變化 1馬氏體晶體結構馬氏體 C在 Fe中的過飽和固溶體 單相 亞穩(wěn) 正方度 c a c a 1 0 046C 馬氏體 體心立方 C 1另 體心斜方 C 1 4 c a 1 b a 1 2馬氏體組織特征 1 板條狀馬氏體 單元體 單晶體 板條狀組合特征 一些位向相同的板條晶構成馬氏體束 原奧氏體晶粒中含3 5個位向不同的M束 塊狀馬氏體 主要存在于低碳鋼中 C 0 2 低碳馬氏體形成溫度較高 高溫馬氏體 片狀馬氏體 組織形態(tài)及特點 單元體 片狀 中間厚 兩邊薄 凸透鏡狀或針狀 組合特征 片與片之間不平行 約呈60 晶粒大小不等 先大后小 先形成的M片貫穿A晶粒 亞結構 平行的細小孿晶 孿晶馬氏體 形成的溫度較低 低溫馬氏體高碳鋼中常出現(xiàn) 高碳馬氏體 孿晶 其它形態(tài)馬氏體閃電狀 蝴蝶狀等 4 工業(yè)用鋼中淬火馬氏體金相形態(tài) 低碳鋼 C1 0 片狀 淬火馬氏體金相形態(tài)影響因素 實質取決于轉變溫度 高于200 板條狀馬氏體 低于200 片狀馬氏體因C Ms及Mf 形態(tài)與C 關系 低碳 板條狀 高碳 片狀 Ms A強度低 210Mpa 易孿生 所需應力小 孿晶 片狀 分界溫度大約為200 200 本質 奧氏體變形方式的分界溫度 3馬氏體的性能 1 硬度和強度特點 總體 高硬度 高強度注意 硬度 強度主要取決于C Me影響小 C 馬氏體HRC 須注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異 C 淬火鋼HRC 0 6 C后基本趨于定值 注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異 Fe3C AR 鋼中馬氏體強化機制 C的固溶強化 相變強化 亞結構強化 高密度位錯 孿晶 層錯 時效 沉淀 強化 C向缺陷處擴散偏聚或析出 釘扎位錯 低碳M 自回火 2 塑性與韌性 片狀M 硬而脆 板條M 強而韌 與亞結構有關板條M塑韌性好的原因 含碳量低 過飽和度小 淬火內應力小 形成微裂紋的敏感度小 高碳片狀M塑韌性差的原因 C過飽和度高 畸變大 淬火內應力大 形成微裂紋的敏感度高 4馬氏體轉變的特點 無擴散性 切變共格 不完全性 轉變在一定溫度范圍內進行 存在殘余奧氏體 轉變快速性 M形成速度極快 10 5 10 7S 1 形成原因 比容因素 M的形成為體積膨脹過程 淬火溫度通常高于Mf中高碳鋼 合金鋼的Mf 室溫 5殘余奧氏體及其控制因素 0 6 2 影響A殘 的因素主要取決于MS 化學成分 C AR 604020 0 50 70 91 1 經(jīng)驗式 MS 535 317wc 33wMn 28wCr 17wNi 11 wSi wMo wW 注 非簡單迭加 須固溶入A中 C Me MS Mf AR 1 C使MS 約300 3 殘余奧氏體的作用及控制 有害作用 組織不穩(wěn)定 尺寸不穩(wěn)定 軟 耐磨性差 有益作用 適量AR可一定程度提高韌性 例如 軸承鋼中保留適量AR控制方法 熱處理分解冷處理轉變?yōu)镸 40 60 1組織形態(tài) 上貝氏體 550 350 組織構成 C Fe3C鐵素體 碳過飽和 0 03 成束 板條狀平行排列 位錯 108 109cm 2 滲碳體 粒狀或短桿狀分布在F板條之間 六鋼的貝氏體轉變 下貝氏體 350 230 組織 C FexC鐵素體 碳過飽和 0 3 針 片狀 互不平行 更高密度位錯 滲碳體 粒狀或短桿狀平行分布在F相內部 3貝氏體的機械性能 1 強度和硬度鐵素體 取決于晶粒大小 C及Me固溶強化 位錯密度碳化物 取決于彌散度 數(shù)量 s B上 s B下 2 韌性ak B下 ak B上 原因 B上中碳化物分布條間 有明顯方向性 尺寸較大 4魏氏組織及性能 魏氏組織 在奧氏體晶粒較粗大 冷卻速度相對較快時 鋼中先共析相 先共析鐵素體或先共析滲碳體 以針狀或片狀形態(tài)從原奧氏體晶界沿奧氏體一定晶面往晶內平行或規(guī)則生長 并與片狀珠光體混合存在 該組織稱為 形成條件 A晶粒粗大 冷速適當緩慢 Fe擴散 網(wǎng)狀F 過快 C來不及擴散 抑制F形成總體 冷速較大時易形成魏氏組織的機械性能 韌性 消除方法 正火 珠光體 貝氏體 馬氏體轉變特點比較 七鋼的回火轉變 淬火 鋼加熱到AC3或AC1以上 保溫 V V臨界 M或B 回火 淬火鋼加熱到低于臨界點A1的某溫度 保溫后以適當方式冷卻到室溫的熱處理工藝 目的 1 調整鋼強硬度與塑韌性的配合 獲要求的性能 2 降低內應力 防止工件變形或開裂 3 穩(wěn)定組織 防尺寸變化 1回火過程中的組織轉變 M AR 不穩(wěn)定組織 C的析出 四個過程 馬氏體分解 250 M FexC x 2 4 過飽和 彌散 共格 亞穩(wěn) 回火馬氏體 2 殘余奧氏體分解 200 300 3 碳化物類型的轉變 250 400 Fe5C2 Fe3C 4 相回復與再結晶 碳化物聚集長大 400 650 相等軸化 相球化回復態(tài) 相 相 Fe3C 回火屈氏體再結晶 相 球化與聚集長大的 Fe3C 回火索氏體 2回火鋼的機械性能 1 硬強度及塑韌性 回火T 強硬度 塑韌性 但ak有低谷 回火脆性 強硬度 塑韌性 的原因 C脫溶 相過飽和度 或 位錯密度 或孿晶消失 碳化物的聚集長大 相的回復 再結晶畸變片狀晶 平衡等軸晶 2 內應力變化 自學 回火溫度 100200300400500600700 AR 內應力 M中C 滲碳體尺寸 3 回火脆性 分類 第一類回火脆性 低溫 250 400 不可逆性 第二類回火脆性 高溫 450 650 可逆性 定義 隨回火溫度提高 淬火鋼韌性在某些溫度區(qū)間顯著下降的現(xiàn)象 低溫回火脆性形成原因及防止方法形成原因 片狀碳化物沉淀理論 雜質偏聚 防止方法 a