工程材料及成型技术基础-金属材料的凝固与固态相变ppt

来源:金属热处理标准应用手册作者:薄鑫涛

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第二章  金属材料的凝固与固态相变
凝固与结晶的概念
结晶的现象与规律
同素异晶(构)转变
金属的铸锭组织
一、 凝固与结晶的概念
   研究目的:铸造生产过程直接影响机件的晶体质量。而铸态组织(凝固得到)也影响工件锻造、轧制的各种性能。
1、金属的结晶
(1)结晶:
      结晶是指从原子不规则排列的液态转变为原子规则排列的晶体状态的过程。或从原子的近程有序排列过渡到远程有序排列。
      从广义上讲,金属从一种原子排列状态(晶态或非晶态)过渡到另一种原子排列状态(晶态)的转变均属结晶。
故金属从液态过渡为固体晶态的转变为一次结晶;而金属从一种固态过渡为另一种固体晶态的转变为二次结晶。
(2)理论结晶温度:原子由近程有序到远程有序排列共存的固定温度(Tm)。纯金属都有一定的熔点,在熔点温度时液体和固体共存。因此,金属熔点又称平衡结晶温度或理论结晶温度。
二、 结晶的现象与规律
一).结晶的一般过程 1)纯金属结晶时的冷却曲线
 将待测的纯金属在坩埚内加热熔化,用热电偶测温,然后停止加热缓慢冷却。每隔一段时间记录一次温度。用所得数据绘制液态金属在冷却时的温度和时间的关系曲线,称此曲线为冷却曲线。
2).结晶潜热
      通过冷却曲线可以看出,当液态金属下降到一定温时,在冷却曲线上出现了平台。产生这种现象的原因是液态金属结晶时释放出了热量,称此热量为结晶潜热。冷却曲线上往往会出现一个平台,这是由于液态金属结晶时放出的潜热与散失的热量相等,使得坩埚内的温度保持不变。
如图,金属冷到低于平衡结晶温度(T1)后才开始结晶,有一过冷度ΔT(ΔT =T1 —T0)。
在平衡结晶温度下,液态金属与其晶体处于平衡状态。这时,液体中的原子结晶为晶体的速度与晶体溶入液体的速度相等。从宏观上看,既不结晶也不溶解。只有冷到低于理论结晶温度T0才能有效地进行结晶。
过冷现象
过冷度
                 ΔT = T0 – T1
过冷是结晶的必要条件。
二).结晶的一般规律
形核
长大
  实践证明,结晶总是从形成一些微小的晶体(晶核)开始,然后晶核不断长大;同时液体中不断产生新的晶核并不断长大,直到每个晶粒长大到相互接触、液体消失为止——结晶的普遍规律(形核——长大) (图)。
1. 形核
       液态金属中原子排列呈现短程有序,这些短程有序的原子团尺寸各异,时聚时散,称为晶胚。当晶胚的尺寸大于某一临界值时,晶胚就能自发地长大而成为晶核。
⑴ 形核方式  
       液态金属结晶时,有两种形核方式:一种是均匀形核,另一种是非均匀形核。
晶核形成的形式:
   *自发形核   △T = 200℃
   *非自发形核 △T = 20℃
 ⑵ 形核率    
     是指单位时间内单位体积液体中形成晶核的数量。用N表示。
2. 长大  
      结晶过程的进行一方面要依靠新晶核连续不断地产生,另一方面还要依靠巳有晶核的不断长大。
⑴ 长大方式
      晶核长大初期外形比较规则,但随着晶核的长大,晶体形成棱角。由于棱角处散热速度快,因而优先长大,如树枝一样先形成枝干,称一次晶轴,然后再形成分枝,称为二次晶轴,依此类推。晶核的这种成长方式称为树枝状长大(图)。
⑵ 长大速率:
    是指单位时间内晶核生长的线长度。用G表示。
晶核的长大方式—树枝状
晶核的长大方式—树枝状
3.影响晶核的形核率和晶体长大率的因素
过冷度的影响
形核率和长大速率都随过冷度的增大而增大。但两者的增加速率不同,形核率的增长率大于长大速率的增长率,如图所示。在通常金属结晶时的过冷度范围内,过冷度越大,则N/G比值越大,因而晶粒越细小。
三)细化晶粒的途径
   人们通常希望金属材料晶粒细小均匀,因为晶粒越小,材料的强度越高,塑性和韧性越好。晶粒的大小称为晶粒度,通常用晶粒的平均面积或平均直径来表示。晶粒的大小取决于形核率和长大速率的相对大小,即N/G比值越大,晶粒越细小。可见,凡是能促进形核、抑制长大的因素,都能细化晶粒。
在工业生产中通常采用如下几种方法:
1.提高冷却速度
  增加过冷度的方法是提高液态金属的冷却速度。例如,选用吸热和导热性较强的铸型材料(用金属型代替砂型);采用水冷铸型;降低浇注温度等。但这些措施只对小型或薄壁的铸件有效
2. 变质处理
       是在浇注前往液态金属中加入某些难熔的固态粉末(变质剂),促进非均匀形核来细化晶粒。例如在铝和铝合金以及钢中加入钛、锆等。但是铝硅合金中加入钠盐不光是起形核作用,主要作用是阻止硅的长大来细化合金晶粒。
3. 振动、搅拌
       对正在结晶的金属进行振动或搅动,一方面可依靠外部输入的能量来促进形核,另一方面也可使成长中的枝晶破碎,使晶核数目显著增加。在实际生产中,液态金属被注入到铸型模具中成型得到铸件,若注入铸造模具中而得到铸锭。
3、金属的同素异构转变
     有些金属如Fe、Mn、Ti、Co等具有两种或几种晶体结构,即具有多晶型性。当外部的温度和压强改变时,这些金属会由一种晶体结构向另一种晶体结构转变,称之为同素异构转变,又称为多晶型转变。
 例如, 纯铁在912C以下是体心立方晶体,在912C-1394C之间是面心立方晶体,而在1394C和1538C(熔点)之间是体心立方晶体。
  纯铁的同素异晶转变反应式:
当发生多晶型转变时,材料的许多性能如密度、塑性、强度、磁性、导电性等将发生突变。多晶型转变对于材料能否通过热处理来改变其性能具有重要的意义。
纯铁的冷却曲线
四、金属的铸锭组织 
1. 铸锭(件)三晶区的形成 
      不论是铸件,还是铸锭, 其宏观组织通常由三部分组成(图3-28):
1.1 表层细晶区
       在浇注时,由于铸型模壁温度较低,有强烈地吸热和散热作用,使靠近模壁的一层液体产生很大的过冷度,加上模壁的表面可以作为非均匀形核的核心,因此,在此表层液体中立即产生大量的晶核,并同时向各个方向生长,而形成表面很细的等轴晶粒区。   
1.2 柱状晶区
       在表层细晶区形成后,型壁被熔液加热至很高温度,使剩余液体的冷却变慢,并且由于细晶区结晶时释放潜热,故细晶区前沿液体的过冷度减小,使继续形核变得困难,只有己形成的晶体向液体中生长。但是,此时热量的散失垂直于型壁,故只有沿垂直于型壁的方向,晶体才能得到优先生长,即已有的晶体沿着与散热相反的方向择优长而形成柱状晶区。
1.3 中心等轴晶区
      柱状晶区形成时也释放大量潜热,使已结晶的固相层温度继续升高,散热速度进一步减慢,导致柱状晶体也停止长大。当心部液体全部冷至实际结晶温度Tm以下时,在杂质作用下以非均匀形核方式形成许多尺寸较大的等轴晶粒。
2. 铸锭组织的控制 
      合金的铸锭一般都具有明显的三个晶区,但当浇注条件发生变化时,其三个晶区所占的比例也往往不同, 甚至获得只由两个晶区或一个晶区所组成的铸锭。
通常有利于柱状晶区发展的因素有:快的冷却速度、高的浇注温度、定向的散热等。
而有利于等轴晶区发展的因素有:
   慢的冷却速度、低的浇注温度、均匀散热、变质处理以及一些物理方法(如机械或电磁的搅拌、超声波振动等)。 
概述
纯金属虽然具有良好的导热性导电性和很好的塑性,但强度低,如纯铁屈服强度仅有100-170MPa,纯铝也仅有45-50MPa,远远不能满足大多数工程需要,必须要通过合金化(金属中加入别的金属元素或/和非金属元素)来提高其机械性能.
(一)、合金的基本概念
    由两种或两种以上的金属元素或金属元素与非金属元素组成的具有金属特性的物质,称为合金。    组成合金的最基本的、独立的物质叫做组元。组元通常是纯元素,但也可以是稳定的化合物。根据组成合金组元数目的多少,合金可以分为二元合金、三元合金和多元合金。
    合金中,具有同一化学成分且结构相同的均匀部分叫做相。合金中相与相之间有明显的界面。液态合金通常都为单相液体。固态下,由一个固相组成时称为单相合金,由两个以上固相组成时称为多相合金。
    合金的性能一般都是由组成合金的各相成分、结构、形态、性能和各相的组合情况——组织所决定的。
(二)、合金的相结构
      由于组元间相互作用不同,固态合金的相结构可分为固溶体和金属化合物两大类。
  1、固溶体
     合金在固态下,组元间能够互相溶解而形成的均匀相称为固溶体。
不管溶质原子处于溶剂原子的间隙中或者代替了溶剂原子都会使固溶体的晶格发生畸变,使塑性变形抗力增大,结果使金属材料的强度、硬度增高。这种通过溶入溶质元素形成固溶体,使金属材料的强度、硬度升高的现象,称为固溶强化。
固溶强化是提高金属材料力学性能的重要途径之一。实践表明,适当控制固溶体中的溶质含量,可以在显著提高金属材料的强度、硬度的同时,仍能保持良好的塑性和韧性。因此,对综合力学性能要求较高的结构材料,都是以固溶体为基体的合金。
      2、金属化合物
     金属化合物的晶格类型与形成化合物各组元的晶格类型完全不同,一般可用化学分子式表示。钢中渗碳体(Fe3C)是由铁原子和碳原子所组成的金属化合物,它具有复杂的晶格形式。
     金属化合物的性能不同于任一组元,其溶点一般较高、硬而脆。当它呈细小颗粒均匀分布在固溶体基体上时,将使合金的强度、硬度和耐磨性明显提高,这一现象称为弥散强化。金属化合物在合金中常作为强化相存在,它是许多合金钢、有色金属和硬质合金的重要组成相。
     绝大多数合金的组织都是固溶体与少量金属化合物组成的混合物,其性质取决于固溶体与金属化合物的数量、大小、形态和分布状况。
二元合金相图
       合金在成分、温度变化时,其状态可能发生变化。合金相图就是用图解的方法表示不同成分、温度下合金中相的平衡关系。由于相图是在极其缓慢的冷却条件下测定的,又称为平衡相图。
根据相图可以了解不同成分合金在温度变化时的相变及组织形成规律。二元相图都是由一种或几种基本类型的相图组成的。基本类型的二元相图有:匀晶、共晶和包晶相图。
1. 二元合金相图的建立
       建立相图的方法有实验测定和理论计算两种。但目前使用的相图绝大部分都是通过实验测定方法获得的。例如热分析法。以Cu-Ni合金为例来说明相图的建立方法及主要步骤(图):
热  分  析  法
配制一系列成分的合金
    (例如,①30%Ni+70%Cu; ② 50%Ni+50%Cu;③ 70%Ni+30%Cu);
 测出上述合金的冷却曲线;
 根据各冷却曲线上的转折点确定合金的临界点;
 将这些临界点标在相图坐标系中的相应位置上,最后把各意义相同的临界点联起来。
2.匀晶相图与合金组织 
         匀晶相图是指两组元在液态和固态均能无限互溶时形成的相图。例如Cu-Ni、Fe-Cr、Ag-Au、W-Mo以及陶瓷材料中的Al2O3-Cr2O3相图。下面以Cu-Ni合金相图为例进行分析。
2.1. 相图分析
2.2 合金平衡结晶过程
    合金结晶过程冷却曲线如图4-11所示。当合金从高温缓慢冷却至与液相线相交的t1温度时,开始从液相L1中结晶出成分为α1的固溶体。随着温度的下降,固溶体相不断增多,液相不断减少,并且固溶体相的成分沿着固相线变化,液相的成分沿着液相线变化。
当冷却至t2温度时,固溶体α2和液相L2达到平衡。当合金由t2冷至t3时,液相消失,结晶完毕,得到成分为α3的单相固溶体。当合金继续冷至室温过程中,不再发生相和成分的变化。所以合金在室温下的组织为单相α固溶体。
2.3. 合金非平衡结晶过程
    在实际生产条件下,一般冷却速度都较快,固溶体中原子扩散过程不能充分进行。因此先结晶的枝晶主轴含高熔点组元较多,后结晶的分枝含低熔点组元较多。这种在一个枝晶范围内成分不均匀的现象叫枝晶偏析,或晶内偏析(图4-13,4-14)。
晶内偏析的存在将使合金的塑性、韧性显著下降。因此通常把具有晶内偏析的合金加热到高温进行长时间的保温,使合金元素进行充分的扩散来消除枝晶偏析,称这种处理为扩散退火
3.共晶相图
(两组元在液态无限互溶,固态有限互溶)
3.1. 相图分析
结晶产物为共晶体。共晶体的显微组织特征是两相交替分布,其形态与合金的特性及冷却速度有关,通常呈片层状。
3.2.典型合金平衡结晶过程及组织
最终的室温显微组织为α+βII
室温组织为100%的共晶体。
室温显微组织为α+ (α+β)+βII  (α在图中呈黑色)。其中,α、(α+β)、βII 均称为合金的组织组成物,是合金显微组织的独立部分。这种标注方法阐明了合金的具体结晶过程,反映了相的析出顺序。
4. 包晶相图与合金组织 (略)
       两组元在液态无限互溶,在固态下有限溶解,并发生包晶转变的二元合金系相图,称为包晶相图。例如二元合金系Pt-Ag、Sn-Sb、Cu-Sn、Cu-Zn等。
这类相图的特点是,相图上有一恒温反应(图4-14): LC + αp → βD 即在一定温度下, 由一定成分的液相LC与一定成分的固相αp转变为另一种固相βD。由于两相反应从相界面处开始,即βD相必然包着αp相形成,故称包晶反应。相图及合金结晶过程分析方法均与上述方法类似。
第三节铁碳相图
                        一、 概述
工程材料中又以钢铁(铁碳合金)材料应用最广。钢铁中含碳量其室温平衡组织和性能有巨大影响。
前一章介绍了二元相图的几种基本类型。由于铁碳合金是应用最多的工程材料,下面将学习Fe-C相图。
Fe- C相图
Fe-C相图很复杂,但实用的部分只0~6.69%C(重量百分比)的部分,如图5-1所示。其中右端(6.69%C)是属化合物Fe3C。我们来分析这部分相图(这段相图称为Fe-Fe3C相图)。 就只是这部分相图,也由三个基本类型的相图组成 :
二 、  Fe- Fe3C相图的组元和基本相
1.组元
      Fe-Fe3C相图顾名思义其组元一为Fe(纯铁), 二为Fe3C(此处又叫渗碳体)
   纯铁 : 纯铁熔点为1538℃,具有同素异构转变,α-Fe → γ-Fe → δ-Fe 。固态下的同素异构转变与液态结晶相似,也要经历形核和长大过程。为了与液态结晶相区别,将这种固态下的相变过程称为重结晶 。 低温下的铁具有铁磁性,770℃以上铁磁性消失。
渗碳体 :具有复杂的斜方结构,无同素异构转变,属于硬脆相。它的数量、形状、分布对钢的性能影响很大,是钢中的主要强化相。
2.基本组织(除液相外)
1).铁素体 ( F ) 
     碳固溶于体心立方晶格的α-Fe中形成的间隙固溶体,用α或者F表示。碳在其中的固溶度很小,最大溶解度是727℃时的0.0218%,因此α相区在相图中区域很小。
高温铁素体 :碳固溶于体心立方晶格的δ-Fe中形成的间隙固溶体,用δ表示。碳在其中的固溶度也很小,最大溶解度是1495℃时的0.09%,因此δ相区在相图中区域也很小。
奥氏体组织金相图
渗碳体组织金相图
4)珠光体 ( P )
5).莱氏体 ( Ld )
一、铁碳相图分析
1、相图中点的含义
2. 五个单相区(α,γ,δ ,液相L,及Fe3C)和七个两相区;
3. 固相线AHJECF  , 液相线ABCD ;
4. 三条水平线 (恒温转变线):
HJB水平线(包晶反应线)  
ECF水平线(共晶反应线)
PSK水平线(共析反应线)
5. 三条曲线
GS线  
ES线  
PQ线    
五个重要的成份点: P、S、E、C、K。
四条重要的线: EF、ES、GS、FK。
两个重要转变: 共晶转变反应式、共析转变反应式。
两个重要温度: 1148 ℃ 、727 ℃ 。
Fe - Fe3C 相图
       Fe - Fe3C 相图
       Fe - Fe3C 相图
二、铁碳合金的分类
铁碳合金根据其含碳量可分为碳钢和铸铁。
碳钢是指含有0.02%~2.11%C的铁碳合金。
铸铁是指含大于2.11%C的铁碳合金。
 
按钢中含碳量的不同:
碳钢又分为亚共析钢(含有0.02%~0.77%C),共析钢(含有0.77%C)和过共析钢(含有0.77%~2.11%C);
 铸铁又分为亚共晶白口铁(含有2.11%~4.3%C),共晶白口铁(含有4.3%C)和过共晶白口铁(含有4.3%~6.69%C)。
        上述不同种类的钢在平衡条件下有不同的相变过程,其室温平衡组织也不同。
 
三.典型铁碳合金的结晶过程分析
工业纯铁    ( ingot iron )
共析钢      ( eutectoid steel )
亚共析钢    ( hypoeutectoid steel )
过共析钢    ( hypereutectoid steel )
共晶白口铁  ( eutectoid white iron )
亚共晶白口铁( hypoeutectoid white iron )
过共晶白口铁( hypereutectoid white iron )
1.工业纯铁 ( Wc < 0.0218% )
2. 共析钢 ( Wc = 0.77% )
共析钢在平衡条件下的固态相变及组织 (忽略从液相到固相的结晶过程)
      共析钢(成分为S点—共析点对应的成分,0.77%C)在S点温度以上,钢的组织为单相奥氏体 。当冷却到S点温度时, 奥氏体将发生共析反应,从奥氏体中同时长出交替排列的片层状铁素体和渗体,这种组织称为珠光体 。
随着温度继续下降,将从铁素体中析出三次渗碳体。由于三次渗碳体数量少,通常可忽略不计。因此,共析钢在室温下的平衡组织为100%的珠光体 。
共析钢组织金相图
3.亚共析钢 ( Wc = 0.45% )
亚共析钢组织金相图
4.过共析钢 ( Wc = 1.2% )
过共析钢组织金相图
5.共晶白口铁 ( Wc = 4.3% )
         共晶白口铁组织金相图
6.亚共晶白口铁 ( Wc = 3.0% )
   亚共晶白口铁组织金相图
7.过共晶白口铁 ( Wc = 5.0% )
        过共晶白口铁组织金相图
四、含碳量对碳钢平衡组织和性能的影响 以上分析表明,碳钢在室温下的平衡组织皆由铁素体(F )和渗碳体(Fe3C)两相组成。
    随着含碳量的增加,碳钢中铁素体的数量逐渐减少,渗碳体的数量逐渐增多,从而使得组织按下列顺序发生变化:
       F →F + P → P →P + Fe3C II
铁素体是软韧相,渗碳体是硬脆相。珠光体由铁素体和渗碳体所组成,渗碳体以细片状分布在铁素体的基体上,起了强化作用,因此,珠光体有较高的强度和硬度,但塑性较差。
随着含碳量升高,钢的强度、硬度增加,塑性下降。当钢中的含碳量超过1.0%以后,钢的硬度继续增加,而强度开始下降,这主要是由于脆性的二次渗碳体沿奥氏体晶界呈网状析出所致。
亚共析钢(0.2%C)(铁素体组织+珠光体两相组织(黑色))
亚共析钢(0.45%C)(铁素体组织+更多的珠光体组织(黑色))
共析钢(0.77%C)(几乎100%珠光体组织,在较大的放大倍数下可分辨交替排列的层片状铁素体相和渗碳体相)
过共析钢(1.45%C)(珠光体组织和沿原奥氏体晶界析出的网状二次渗碳体组织)
 五、  Fe - Fe3C 相图的应用
1.选择材料方面的应用
建筑结构和各种型钢需用塑性、韧性好的材料,因此选用碳含量较低的钢材。
各种机械零件需用强度、塑性及韧性都较好的材料。应选用碳含量适中的中碳钢。各种工具需用硬度高和耐磨性好的材料,则选碳含量高的钢种。
纯铁磁导率高,可作软磁材料使用,例如做电磁铁的铁心等。
白口铸铁硬度高、脆性大,不能切削加工,也不能锻造,但其耐磨性好,铸造性能优良,适用于作要求耐磨、不受冲击、形状复杂的铸件,例如拔丝模、冷轧辊、货车轮、犁铧、球磨机的磨球等。
钢铁的冶炼
1.炼铁的冶金反应特点:
 2.炼钢的冶金反应特点:
钢在加热时的转变过程
(1) 奥氏体的形成
     以共析钢为例,说明奥氏体的形成过程。共析钢的原始组织为片状珠光体。当加热到Ac1以上保温时,将全部转变为奥氏体。
这一过程包括四个阶段。
① 奥氏体形核  
② 奥氏体长大  
③ 剩余渗碳体溶解  
④ 奥氏体成分均匀化
① 奥氏体形核
       奥氏体晶核优先在铁素体与渗碳体相界面处形成。这是由于此处原子排列紊乱,位错、空位浓度较高,容易满足形成奥氏体所需的能量和碳浓度所致。
② 奥氏体长大
     奥氏体晶核形成之后,它一面与渗碳体相接,另一面与铁素体接触。这使得在奥氏体中出现了碳的浓度梯度,即奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量较低,而靠近渗碳体一侧含碳量较高, 引起碳在奥氏体中由高浓度一侧向低浓度一侧扩散。
随着碳在奥氏体中的扩散,破坏了原先相界面处碳浓度的平衡,即造成奥氏体中靠近铁素体一侧的碳浓度增高,靠近渗碳体一侧碳浓度降低。
为了恢复原先碳浓度的平衡,势必促使铁素体向奥氏体转变以及渗碳体的溶解。这样,奥氏体中与铁素体和渗碳体相界面处碳平衡浓度的破坏与恢复的反复循环过程,就使奥氏体逐渐向铁素体和渗碳体两方向长大,直至铁素体全部转变为奥氏体为止。
③剩余渗碳体溶解
          铁素体消失以后,随着保温时间延长或继续升温,剩余渗碳体通过碳原子的扩散,不断溶入奥氏体中,使奥氏体的碳浓度逐渐接近共析成分。这一阶段一直进行到渗碳体全部消失为止。
④奥氏体成分均匀化
          当剩余渗碳体全部溶解后,奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的,原来存在渗碳体的区域碳浓度较高,只有继续延长保温时间,才能得到成分均匀的单相奥氏体。
(2) 奥氏体晶粒度及其影响因素
     奥氏体的晶粒大小对钢随后的冷却转变及转变产物的组织和性能都有重要影响。通常,粗大的奥氏体晶粒冷却后得到粗大的组织,其力学性能指标较低。需要了解奥氏体晶粒度的概念以及影响奥氏体晶粒度的因素。
① 奥氏体晶粒度的概念。 
     奥氏体晶粒的大小是用晶粒度来度量的。晶粒度的评定一般采用比较法,即金相试样在放大100倍的显微镜下,与标准的图谱相比。钢的奥氏体晶粒度分为8级,1级最粗,8级最细 。奥氏体晶粒度的概念有以下三种:
              •a. 起始晶粒度  
              •b. 实际晶粒度  
              •c. 本质晶粒度
a.起始晶粒度:
       奥氏体转变刚刚完成,即奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的奥氏体晶粒大小称为起始晶粒度。通常情况下,起始晶粒度总是比较细小、均匀的。
b. 实际晶粒度:
     钢在某一具体的加热条件下实际获得的奥氏体晶粒的大小称为实际晶粒度。热处理后所获得的奥体晶粒的大小。实际晶粒一般总比起始晶粒大。
c. 本质晶粒度:
         根据YB27-64试验方法,即在930±10℃保温3~8h后测定的奥氏体晶粒大小称为本质晶粒度。如晶粒度为1~4级,称为本质粗晶粒钢,晶粒度为5~8级,则为本质细晶粒钢。本质晶粒度表示在规定的加热条件下,奥氏体晶粒长大的倾向性大小。而不能认为本质细晶粒钢在任何加热条件下晶粒都不粗化 。度量钢本身晶粒在930℃以下,随温度升高,晶粒长大的程度。
②影响晶粒长大的因素
 a.钢的化学成分:
         钢的本质晶粒度与钢的成分和冶炼时的脱氧方法有关。一般用Al脱氧或者含有Ti、V、Mo、W等元素的钢都是本质细晶粒钢,因为这些元素能够形成难熔于奥氏体的细小碳化物质点,阻止奥氏体晶粒长大。只用硅、锰脱氧的钢或者沸腾钢一般都为本质粗晶粒钢。
钢中随着含碳量的增加,奥氏体晶粒长大倾向增大,但是,当含碳量超过某一限度时,奥氏体晶粒长大倾向又减小。这是因为随着含碳量的增加,碳在钢中的扩散速度以及铁的自扩散速度均增加,故加大了奥氏体晶粒的长大倾向。但碳含量超过一定限度后,钢中出现二次渗碳体,对奥氏体晶界的移动有阻碍作用,故奥氏体晶粒反而细小。
b.加热温度和保温时间:  
      温度的影响最显著。在一定温度下,随保温时间延长,奥氏体晶粒长大。
c.加热速度:  
       加热速度越大,奥氏体转变时的过热度越大,奥氏体的形核率越高,起始晶粒越细,加之在高温下保温时间短,奥氏体晶粒来不及长大。
         实际生产中经常采用快速加热,短时保温的办法来获得细小晶粒。
(3)奥氏体晶粒大小对钢的力学性能的影响
2.钢在冷却时的转变
      热处理生产中,钢在奥氏体化后的冷却方式通常分为两种:一种是连续冷却,即将奥氏体化的钢连续冷却到室温 ;另一种是等温处理,即将奥氏体化的钢迅速冷却到临界温度下的某一温度保温,以进行等温转变 。
但奥氏体冷至临界温度以下时,如果还未转变,称为过冷奥氏体。过冷奥氏体在一定的时间后发生分解,形成稳定相。这是一个晶格改组和碳原子扩散再分配的过程。
根据转变温度的高低、转变机理和产物的不同,过冷奥氏体的转变可分为三种基本类型,即珠光体转变(扩散型转变)、贝氏体转变(过渡型或半扩散型转变)和马氏体转变(无扩散型转变)。
(1) 过冷奥氏体等温转变曲线图
将一批经奥氏体化的试样急冷至临界点(A1)以下某一温度,并在该温度下等温,然后测定转变量和时间的关系。以温度(℃)为纵坐标,时间(s)为横坐标(对数坐标),分别将各温度下过冷奥氏体转变开始和转变终了时间点连接起来,可以得到两条曲线,这就是过冷奥氏体等温转变曲线图,通常简称为等温转变图或TTT图。由于图中的曲线形似“C”字母,故也称C曲线。
共析碳钢 TTT 曲线建立过程示意图
A1以下不同温度时的孕育期长短标志着过冷奥氏体的稳定性。以共析钢C曲线为例,在550℃附近,即C曲线“鼻尖”部分,孕育期最短,过冷奥氏体稳定性最差。过冷奥氏体等温转变可分为三类:
  “鼻尖”以上的高温转变区为珠光体类型转变;
  “鼻尖”至Ms之间的中温转变区为贝氏体转变;
   Ms以下的低温转变区为马氏体转变。
2) 转变产物的组织与性能
(1)珠光体类型组织与性能
    珠光体类转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变,又称高温转变,是典型的扩散型相变。
珠光体是铁素体和渗碳体两相的机械混合物。其组成相通常呈片层状。根据珠光体片间距的大小,可将珠光体类型组织分为三种:
   1)珠光体  
   2)索氏体  
   3)屈氏体
1)珠光体:  (P)
      片间距约为450~150nm,形成于A1~650℃范围内。在光学显微镜下可清晰分辨出铁素体和渗碳体片层状组织形态。P ; 5~25HRC;
2)索氏体: (S) 
      片间距约为150~80nm,形成于650~600℃范围内。只有在800倍以上光学显微镜下观察才能分辨出铁素体和渗碳体片层状组织形态。细片状P; 25~36HRC。
3)屈氏体: (T) 
      片间距约为80~30nm,形成于600~550℃范围内。在光学显微镜下已很难分辨出铁素体和渗碳体片层状组织形态。极细片状P; 35~40HRC。
珠 光 体 形 貌 像
         索 氏 体 形 貌 像
   屈 氏 体 形 貌 像
珠光体、索氏体、屈氏体之间无本质区别,其形成温度也无严格界线,只是其片层厚薄和间距不同。珠光体类组织的机械性能主要取决于片层间距的大小。通常情况下,片层间距愈小,其强度、硬度愈高,同时塑性、韧性也有所改善。
珠光体组织中层片间距离越小,相界面越多,则塑性变形的抗力愈大,强度和硬度愈高,同时由于渗碳体片变薄,易与铁素体一起变形而不脆断,使塑性和韧性逐渐提高。这就是冷拔钢丝要求具有索氏体组织才容易变形而不至因拉拔而断裂的原因。
(2)贝氏体类型转变及其组织   过冷奥氏体在550℃ ~ Ms点温度范围内等温保温时,将转变为贝氏体组织,用符号B表示。由于过冷度较大,贝氏体转变时只发生碳原子扩散,铁原子不扩散,因此,贝氏体转变为半扩散型转变。贝氏体是由含饱和碳的铁素体与弥散分布的渗碳体组成的非层状两相组织。
上贝氏体组织金相图
下贝氏体组织金相图
  上贝氏体脆性较大,这是因为在上贝氏体组织中,渗碳体分布在铁素体条间,使条间容易脆性断裂。因此,基本上它无实用价值。而下贝氏体组织中的针状铁素体细小且无方向性,碳的过饱和程度大,而且渗碳体沉淀在针状铁素体内,弥散度大,因此它具有较高的强度、硬度、塑性和韧性相配合的优良的机械性能。因此生产中常采用等温淬火来获得下贝氏体组织
(3)马氏体转变   如果将奥氏体自A1线以上快速冷却到Ms以下,使其冷却曲线不与C曲线相遇,则将发生马氏体转变。   由于马氏体转变温度极低,过冷度度很大,形成速度极快,因此,铁、碳原子都不能进行扩散,奥氏体只能发生非扩散性的晶格转变,由γ-Fe的面心立方晶格转变为α-Fe的体心立方晶格,α-Fe最大溶碳量为ωC=0.0218%,这样奥氏体将直接转变成一种含碳过饱和的α固溶体,称为马氏体,用符号M表示。
     马氏体的组织形态主要有板条状和片状两种。碳含量<0.2%的低碳马氏体在光学显微镜下呈现为平行成束分布的板条状组织。在每个板条内存在有高密度位错,因此板条状马氏体又称为位错马氏体。碳含量>1.0%的高碳马氏体呈针片状,每个针片内有着大量孪晶,因此片状马氏体也称为孪晶马氏体。碳含量介于两者之间的马氏体,则为板条状马氏体与片状马氏体的混合组织。
马氏体的强度和硬度主要取决于马氏体中的碳含量,随马氏体碳含量的增加,晶格畸变增大,马氏体的强度、硬度也随之增高。当ωC≥0.6%时,强度和硬度的变化趋于平缓。 马氏体的塑性和韧性随碳含量增高而急剧降低。
高碳片状马氏体碳含量高,晶格畸变大,淬火内应力大,存在许多显微裂纹,同时微细孪晶破坏了滑移系,也使脆性增大,所以塑性和韧性都很差,性能特点表现为硬度高而脆性大。
高碳针片状马氏体组织金相图
低碳板条马氏体碳的过饱和程度小,淬火内应力低,不存在显微裂纹,位错密度分布不均匀,存在低密度区,为位错提供了活动余地,因此板条状低碳马氏体具有较高的塑性和韧性,是一种强韧性很好的组织。此外,低碳马氏体还具有较高的断裂韧度和较低的韧脆转变温度,因此在生产中已广泛采用低碳钢和低碳合金钢进行淬火的热处理工艺
低碳板条状马氏体组织金相图
马氏体转变是在一个温度范围MS~Mf内形成的。如在MS~Mf某一温度等温,马氏体量并不明显增多,只有继续降温,才有新的马氏体形成。马氏体形成时一般不穿过奥氏体晶界,后形成的马氏体又不能穿过先形成的马氏体,因此马氏体量的增加不是靠已经形成的马氏体片的不断长大,而是靠新的马氏体片的不断形成,冷却到Mf点温度,转变停止.但此时仍有一部分过冷奥氏体未转变成马氏体,称为残余奥氏体.
由于MS和Mf点随奥氏体碳含量的增加而降低,因此残余奥氏体量也就随碳含量的增加而增多。 当冷却至Mf点,马氏体转变结束,工业上也常用冷处理方法来获得稳定的马氏体组织。
四) 影响TTT曲线的因素 1) 碳含量     下图为亚共析碳钢、共析碳钢和过共析碳钢的TTT曲线比较。由图可见,它们都具有奥氏体转变开始线与转变终止线,但在亚共析碳钢和过共析碳钢的C曲线上多出一条先析线。
亚共析钢的TTT曲线
      过共析钢的TTT曲线
  此外,碳是稳定奥氏体的元素,奥氏体中碳含量不同,C曲线位置不同。随奥氏体碳含量的增加,过冷奥氏体等温转变孕育期增长,C曲线向右移动。但一般对过共析碳钢不进行全奥氏体化(正常加热温度是在Ac1~Accm之间),未溶二次渗碳体增加了过冷奥氏体的形核率,反而使孕育期缩短,C曲线又向左移动。因此,共析碳钢的C曲线最靠右。所以,碳含量既影响C曲线的位置,又影响其形状,规律如下:
 (1) 当C<0.77%时,随碳含量增加,C曲线右移; (2) 当C>0.77%时,随碳含量增加,C曲线左移; (3) MS随奥氏体碳浓度升高而明显下降,MS也随之降低; (4)二者C曲线的形状均比共析碳钢C曲线在鼻尖上部多出一条先析相转变开始线。随碳含量的增加,亚共析碳钢的先析相开始线向右下方移动,过共析碳钢的先析相开始线则向左上方移动。
2)合金元素     除Co外,所有溶入奥氏体当中的合金元素都增大过冷奥氏体的稳定性,使C曲线右移;强碳化物形成元素(如Cr、W、Mo、V、Ti等)还使C曲线的形状发生变化,即珠光体转变与贝氏体转变各自形成一个独立的C曲线,二者之间出现一个奥氏体相当稳定的区域。
3)加热温度和保温时间     加热温度愈高或保温时间愈长,奥氏体晶粒愈粗大,成分也愈均匀,碳化物溶解愈完全。这些都降低过冷奥氏体转变的形核率,增加其稳定性,使C曲线右移。
    实际热处理生产中,过冷A的转变大多是在连续冷却过程中进行的。     共析碳钢连续冷却转变曲线,也称为连续冷却C曲线,又称为CCT曲线。
  C --- continuous
 C --- cooling
 T --- transformation
 CCT曲线有以下一些主要特点:   
1) CCT曲线只有上半部分,而无下半部分。
2) CCT曲线P转变区有三条曲线构成。
3)与CCT曲线相切的冷却速度线,是保证过冷A在连续冷却过程中不发生分解而全部过冷到M区的最小冷却速度,称为M临界冷却速度,用vk表示。
一) 共析碳钢 CCT 曲线建立过程示意图

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