材料工程基础讲稿18.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,4,、过渡亚稳碳化物的转变（回火第三阶段）,1,）高碳,M,的碳化物由低温向高温回火时的转变,高碳钢在,250,以下回火析出的均为亚稳过渡碳化物。在回火温,度高于,250,时，亚稳过渡碳化物将转变为较为稳定的,碳化物，,其组成与,M,5,C,2,相近，可用,-Fe,2,C,5,表示。,碳化物具有复杂斜方,点阵，呈薄片状，惯习面为,112,即片状,M,中的孪晶界面。且,片间距与,M,中孪晶面间距相当。故可认为,碳化物是在孪晶界面析,出的。,碳化物与,之间的位向关系为：,回火温度进一步提高时，,和,碳化物又将转变为稳定的,碳化,物，即渗碳体,Fe,3,C,。,碳化物为正交点阵，惯习面也为,112,，,或,110,。与,相之间保持,Bagaraytski,关系。,碳化物也位于原孪晶界，呈片条状。,碳化物转变可以通过两种方式进行：,一种是在原碳化物的基础上通过成分的改变及点阵的改组逐,渐转化为新碳化物,原位（,insitu,）转变。按此方式转变时，,新旧碳化物具有相同的析出位置与惯习面。,112,孪晶面上的,碳化物就是通过这一方式由,碳化物转化而来的。,新的碳化物通过形核、长大独立形成。由于新碳化物的析出，,使,的碳含量降低，故细小的旧碳化物将重新溶入,相直至消失,独立,(separate),形核长大。由亚稳过渡碳化物转变为,及,碳化,物是通过这一方式进行的。低温析出的亚稳过渡碳化物均匀分布在,基底上，惯习面为,100,，而,及,碳化物则集中于,M,内孪晶界,面，惯习面为,112,。,2,）低碳钢中碳化物的析出,M,中碳含量低于,0.2%,时在,200,以下碳原子仅偏聚于位错线而不析,出碳化物。这是碳原子偏聚于位错线较之析出碳化物更为稳定。当,回火温度高于,200,时，将在碳偏聚区自,M,直接析出,碳化物。由于,低碳,M,的,Ms,点比较高，故在淬成,M,的过程中，在温度降至,200,以,前，有可能在已形成的,M,中发生自回火，析出碳化物。自回火析出,的碳化物均在,M,板条内缠结位错区形核长成。一般呈长约,50,200nm,、直径约,3.5,12nm,的细针状。碳化物针可以呈杂乱分布（称,为草状碳化物），也可呈规律排列成魏氏组织花样。,除针状碳化物外，自回火还,将,析出一些直径为,3,8nm,的细颗粒状,碳化物。经电子衍射证实，低碳,M,自回火析出的碳化物均为,碳化,物。,250,回火时，未发生自回火的,M,将发生回火。在,M,板条内的位,错缠结区析出细针状碳化物。已析出的碳化物将长大，长度增至,250nm,以上，宽度增至,20nm,。电子衍射证实，析出的也是,碳化,物。除在位错缠结区析出碳化物外，还将沿板条,M,条界析出长约,100nm,，宽约,80nm,薄片状,碳化物。进一步提高回火温度，板条界,上的,碳化物薄片在长大的同时发生破碎而成为长,200,300nm,，宽,约,100nm,的短粗针状碳化物。随条界碳化物的长大，条内的细针状,及细颗粒状碳化物将重新溶入,相。回火温度达,500,550,，条内,碳化物已经消失，只剩下分布在界面上的较粗的直径为,200,300nm,的颗粒状碳化物。,3,）中碳钢,M,中碳化物的析出,M,碳含量高于,0.2%,，低于,0.4,0.6%,时，有可能在,200,以下回火,时先析出亚稳碳化物。,超过,0.2,的碳将分布在扁八面体中心，能量较高，很不稳定，,将以碳化物的形式析出。随回火温度升高，将转变为,碳化物，,但不出现,碳化物。由板条,M,析出的碳化物大部分均呈薄片状分布,在条界。这是因为板条,M,的边界上存在高碳,Ar,膜，条界上的碳化物,大部分是由,Ar,分解所得。中碳钢可能有部分孪晶,M,，由孪晶,M,析出碳,化物的过程与高碳,M,相同。,5,相状态的变化和碳化物的聚集及球化,第四阶段,1,）回火对残余应力的影响,淬火时,：,M,转变,导致,位错与孪晶等晶内缺陷的增加,；,表面和中心的温差,引起,的热应力及组织应力,残余应力。,零件内部的应力可按其平衡范围的大小分为三类,:,在零件整体范围内处于平衡的第一类内应力；,在晶粒或亚晶粒范围内处于平衡的第二类内应力；,在一个原子集团范围内处于平衡的第三类内应力。,回火过程中，随回火温度的升高，原子的活动能力增加，晶内缺,陷及各种内应力均将下降。回火时析出的碳化物有可能产生新的晶,内缺陷。但总的趋势仍是随回火温度的升高，将通过回复与再结晶,等而使残余应力及晶内缺陷减少。,第一类内应力的消失,第一类内应力的存在将引起零件变形。如,零件在服役过程中所受外力与第一类内应力方向一致，相互叠加，,则还将使零件提早破坏。只有在外力与内应力方向相反时，第一类,内应,力的存在才是有利的。,淬火后回火，降低第一类内应力。随回火时间的延长，第一类内,应力不断下降。开始时下降很快，超过,2h,后下降变慢。回火温度愈,高，下降愈快，下降程度愈多。经,550,回火，第一类内应力可基,本消除。淬火后在室温长时间停留也可使第一类内应力有所减少，,但下降速度极慢。,第二类内应力的消失,第二类内应力可以用点阵常数的变化,a/a,来表示。在高碳,M,中,a/a,可高达,8,10,3,，折合应力约为,150MPa,。,随回火温度的升高及时间的延长，淬火所造成的第二类内应力将不,断下降。与此同时，碳化物的共格析出又将使第二类内应力增加直,至共格破坏。此外。回火析出的碳化物的体积效应也将使,a/a,有所,增加。但随回火温度的升高，由此而升高的第二类内应力也都不断,下降。当回火温度高于,500,时，,第二类内应力基本消失。,第三类内应力的消失,由于碳原子的,溶入而引起的第三类内应力将随,M,的分,解，碳原子的析出而不断下降。对碳,钢而言，,M,在,300,左右就分解完毕，,第三类内应力也随之消失。,2,）碳化物的聚集、球化,（,400700,）,碳钢中渗碳体颗粒发生聚集并基本失去其原来析出时的针状或片,状形态而逐渐球化。聚集粗化始于,300,400,之间，而球化则一直,继续到,700,。,针片状渗碳体球化的驱动力是表面能的减少。在板条间的界面,和原,A,晶界处的渗碳体会优先长大和球化，因为在这种界面处的扩,散更容易进行。,由于渗碳体的密度小于,F,，当渗碳体向,F,中长大，空位的,扩散（而不是碳原子的扩散）可能是渗碳体长大和球化速,度的控制因素。经过较长时间的回火后，最终得到等轴,F,基体中分布的较粗的球状碳化物。,可以用胶态平衡理论导出第二相在固溶体中的溶解度与第二相粒,子的半径,r,的关系：,式中,M,第二相分子量，,第二相密度，,单位面积界面,能，,R,气体常数。,粒子半径越小，溶解度,C,r,越大。析出的碳化物粒子尺寸不同溶,解度不同，在,基体内形成浓度梯度。碳原子和合金元素原子将向,大颗粒碳化物扩散，结果导致小颗粒溶解，大颗粒长大。,用扩散公式导出了碳化物粒子长大的关系式为：,r,0,长大开始时碳化物粒子的平均半径，,r,时间为,时碳化物,的平均半径，,D,溶质原子在,基底的开始系数，,碳化物与,基底交界面的界面能，,Vm,碳化物摩尔体积，,C,0,溶质原子在,基底,中的浓度。,如碳化物呈针状或薄片状，则由于各部位半径,r,不同，,溶解度也将不同。,r,小的部位将溶解，,r,大的部位将长大，,这将使针或片发生断裂，导致球化。,3,）,相的回复与再结晶,低、中碳钢板条,M,中存在高达,0.3,0.9,10,12,cm,-2,的位错密度,回火,过程中将发生回复与再结晶。,回复初期,：,部分位错，包括小角度晶界，通过滑移与攀移而消失，使位错的,密度,；,部分板条界消失，相邻板条合并成宽的板条。剩下的位错将重新,排列形成位错缠结,转化为胞块。,回复从何温度开始，还未最后弄清。但在,400,以上回火时，回,复已清晰可见。经过回复，板条特征依然存在，只是板条宽度由于,相邻板条的合并而显著增加，在原,M,条内将出现不规则排列的胞,块。,回火温度进一步升高到,600,时，将发生再结晶。一些位错密度,低的胞块将长大成等轴,晶粒。颗粒碳化物均匀分布在,晶粒内。,经过再结晶，板条特征完全消失。组织为回火,S,。,高碳钢淬火所得,M,中的亚结构主要是孪晶。当回火温度,高于,250,时，孪晶开始消失。但沿孪晶界面析出的碳化,物仍显示出孪晶特征。回火温度高于,400,，孪晶全部消,失，出现胞块。但片状,M,特征依然存在。回火温度超过,600,700,时也将发生再结晶而使片状特征消失，得到回,火,S,组织。由于碳化物钉扎晶界，阻止再结晶的进行，故,高碳马氏体,相再结晶温度高于中碳钢。,7,2,合金元素对回火转变的影响,1,对回火第一阶段的影响,合金元素对,M,双相分解没有影响，双相分解时碳原子不需要作长,程扩散，更不需要合金元素原子的扩散，因此合金元素的存在对双,相分解过程基本上不起作用。,合金元素对单相分解有明显影响。单相分解时碳原子需作长距离,的扩散，而合金元素的存在将改变碳在,相中的扩散能力及碳化物,的稳定性。强碳化物形成元素,Cr,、,Mo,、,W,、,V,、,Ti,等与碳的结合力较,Fe,与,C,的结合力强，提高碳在,相中的扩散激活能，降低扩散能,力，使,M,单相分解速度减慢，分解终了温度向高温推移,50,100,。,非碳化物形成元素,Si,和,Co,能溶入碳化物，提高碳化物的稳定性，减,缓碳化物的聚集，延缓,M,的分解。非碳化物形成元素,Ni,及弱碳化,物形成元素,Mn,与碳的结合力和,Fe,与碳的差不多，对碳在,相中的,扩散影响不大，对,M,的单相分解可认为没有影响。,不同成分的钢回火至,c/a,1.003,（含碳约,0.05,）所需,的温度。表中数据表明，合金元素的加入改变了,M,的抗回,火性。,表,7-2,合金元素对,M,单相分解的影响,化学成分，,温度，,C1.4,250,C1.1,Si2,300,C1.97,Zr0.92,325,C1.0,Cr1.5,350,C1.97,Co3.93,400,C1.25,W2.15,375,C1.2,Mo2.0,400,C0.77,V1.92,400,C1.0,Ti1.38,400,2,对残余奥氏体转变的影响,合金元素提高残余,A,的稳定性，使残余,A,具有明显,的等温转变动力学图。高碳高合金钢由于残余,A,量,较多，在回火后冷却过程中发生残余,A,向,M,的转变，,提高钢的硬度，这种现象称为钢的二次淬火。,3,对碳化物转化的影响,1,）对,（,）,转变的影响,在碳钢中加入少量合金元素对回火时的碳化物的析出及,转变的性质没有影响，但可改变碳化物转变的温度范围。,加入,Si,时，由于溶入亚稳碳化物的,Si,降低碳化物微粒的聚,集速度，提高碳化物的稳定性，故能扩大亚稳过渡碳化物,的存在范围，推迟,（,）,转变，还可提高,碳化物,粗化温度。碳化物形成元素,Cr,、,Mo,、,W,等溶入,相后，由,于提高了碳在,相中的扩散激活能，故能将,碳化物的粗,化温度从,300,400,提高到,400,700,。,2,）合金碳化物的形成,Zr,、,Ti,、,Ta,、,Nb,、,V,、,W,、,Mo,、,Cr,等元素所形成的碳化,物均较,碳化物为稳定。但为了形成合金碳化物，必须通,过合金元素原子的扩散，而形成,碳化物只需通过碳原子,的扩散。碳在,Fe,中的扩散激活能远小于合金元素，因,此，在低温下只能形成仅需碳原子扩散的,（,）及,碳化物。随温度的升高，合金元素原子活动能力的增加，,合金元素将溶入,碳化物形成合金渗碳体（,FeM,）,3,C,。,高于,500,时，由于合金元素原子已具有足够的活动能,力，有可能形成合金碳化物。一种合金元素有可能形成,几种不同的碳化物，因此也存在合金碳化物转变问题。合,金碳化物可以从,碳化物原位转变而来，也可以通过独立,形核长大而成。合金碳化物的形核部位可以是,碳化物与,相交界面，也可以是晶内位错及各种界面。其中以在,碳化物与,相交界面形核为多见。由于在晶内位错形核所,形成的碳化物颗粒极细，故在进一步回火时，有其它碳化,物形成及长大时极易溶解。,多数合金元素都能降低碳的扩散速度，因而降低,碳化,物的长大速度。合金碳化物的长大速度决定于合金元素的,扩散，故长大速度较,碳化物慢得多。,4,对,相回复再结晶的影响,合金元素阻止淬火钢各种畸变的消失，推迟,相的回复,再结晶及碳化物的聚集长大，即提高,相的回复再结晶的,温度，提高回火稳定性。,7,3,淬火钢回火时力学性能的变化,金属材料的力学性能决定于材料的组织与结构。对于一般钢来,说，淬火组织主要以,M,为主并有少量残余,A,，其淬火态及回火后的,性能主要也取决于,M,及,M,分解产物的组织。,注意,：,残余,A,及其转变产物在有些情况下，残余,A,的影响很可能是,主要的。,M,硬度,和,强度,，但塑性、韧性,。,M,高硬度高强度来自相变强化、固溶强,化及时效强化。回火时，随回火温度的,升高，,基底的回复与再结晶的进行，,相硬化效应逐渐消失，使硬度与强度不,断下降，塑性、韧性提高。,1,低碳钢回火后的力学性能,低碳钢淬成,M,后在,200,以下回火，硬度与强度下,降不多，塑性与韧性基本不变。,原因是,低碳,M,低温回火时只有碳原子的偏聚，而,无碳化物的析出。,由于偏聚位错碳原子的钉扎作用，使,0.2,有所升,高。当回火温度超过,200,后，弥散细小的针状,碳化物在位错缠结区析出,能,更有效地钉扎位错，进,一步提高,0.2,，使,0.2,在,300,附近达到最高点。,在,M,板条条界析出薄片状,碳化物，使冲击韧,性下降到最低点。延伸率,5,也因此没有增加、回,火温度超过,300,以后，由于,碳化物已充分析,出，且析出的碳化物又将随回火温度的升高而聚集,长大，再加以,基底因回复与再结晶所引起的软,化，使,HRC,、,b,、,0.2,、及,S,K,等均随回火温度的升,高显著下降，而塑性与韧性则不断升高。,低碳合金钢的力学性能在回火时的变化规律与低碳钢基,本一致。但有些低碳合金钢随回火温度的升高强度降低，,断裂韧性,K,1c,及冲击韧性,A,k,不仅不升高反而下降。这是因,为低碳,M,中存在大量位错，虽因碳的偏聚而被钉扎，但钉,扎效果较弱，在外力作用下仍可能脱离碳原子而产生运,动，故韧性很好。在,250,300,回火后，不仅位错密度降,低，且残存的位错又受析出的,碳化物的钉扎。,碳化物,的钉扎效果远大于碳原子，故使塑性及韧性均下降。除此,原因外，低碳合金钢板条,M,间的残余高碳,A,膜分解析出的薄,片状碳化物是使韧性下降的更重要的原因。,综上所述，低碳钢淬火成低碳,M,后不经回火或经低,温回火均可获得很好的综合力学性能。这也是近年,来低碳,A,获得广泛应用的原因所在。但应指出，由,于低碳钢,Ms,点高，,即使,未进行低温回火，实际上也,已发生了自回火。但一般为了降低淬火应力，在淬,成低碳马氏体后常再进行一次低温回火。,2,高碳钢回火后的力学性能,在淬火状态下，高碳,M,的,C%,，亚结构,孪晶，,Ar,。与低碳,M,相比，高碳,M,中的碳原子在偏聚后固溶于,相的碳含量，在,150,以下回火析出亚稳过渡碳化,物，在,200,以下回火时，通过单相分解沿,M,内的孪晶,界面析出片状,及,碳化物；由于,Ar,量较多，,Ar,的转变对,性能的影响也较大。,与低碳钢也还有一些共同点，随回火温度的升高，,碳,化物也将发生聚集长大，,基底也将发生回复与再结晶。,高碳钢淬火后在,300,以下回火时仍硬而脆，静拉伸时,仍为脆性断裂，故,S,、,b,及,S,K,等强度指标均无法测出。,但从硬度的变化中仍可看出,300,以下回火时力学性能的,变化规律。,在,200,以下回火时，随回火温度硬度不下,降，有所升高，,M,碳含量愈高，硬度升高愈明显。,这是因为在,200,以下回火时有碳化物弥散析出，,引起时效硬化，且亚稳过渡碳化物析出后，固溶与,中的碳仍保持在,0.25,0.30%,之间。,回火温度超过,200,后，由于碳的进一步析出，,将使硬度下降。但由于有较多的,Ar,发生了转变，硬,度下降甚慢。在含,Ar,多的钢中，甚至可能使硬度随,回火温度升高。,由于脆断，无法测出,300,以下回火后的,s,，但,从弹性极限,e,的变化中可以看出，抗小塑性变形,的强度指标也与低碳钢一样，在,300,350,附近,出现极大值。这也是因为在,350,以下回火时，随,回火温度升高，位错密度下降，且残存位错被析出,的细小碳化物所钉扎,e,升高。,回火温度高于,300,时，力学性能变化规律与低,碳钢基本相同。,可以看出，高碳钢采用完全淬火时，如回火温度,低于,300,，则仍处于脆性状态；如高于,300,，,则所得综合性能并不比低碳,M,经低温回火好。故高,碳钢一般采用不完全淬火，使溶入,A,中的碳仅,0.5%,左右，淬火后在低温回火下使用以获得高的硬度。,提高钢的碳含量只是为了增加碳化物的数量以提高,耐磨性以及细化,A,晶粒。,3,中碳钢回火后的力学性能,中碳钢回火后得到的板条,M,与片状,M,的混合组织。,中碳钢淬火后回火时的性能变化规律介于低碳钢与,高碳钢之间。由于中碳钢碳含量较高碳钢低，在,200,以下回火时，虽也有碳化物析出，但析出量,较少，析出时硬化效果不大，故不能使硬度升高，,仅能维持硬度不降而已。回火温度超过,200,250,后，随回火温度升高，硬度不断下降。且由于残余,A,体量少，残余,A,的转变也未显示出对硬度的影响。,与低碳钢及高碳钢一样，在,250,以前，随回火温,度升高，,e,和,s,均不断上升，在,250,300,左右,达最高点。,在此期间，塑性指标并不高。当回火温度超过,300,后，与低碳钢一样，随回火温度升高，强度,下降，塑性上升。但与低碳钢不同的是随回火温度,升高，断裂韧性,K,1c,急剧升高。,通过综合分析可知，中碳钢经中温回火可以获得,良好的综合力学性能。所以，用中温回火得到回火,T,组织的,“,硬调质,”,的性能比淬火加高温回火得到,回火,S,组织的调质性能要好。,