第五章 合金钢中的相变.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,*,Chapter 5,合金钢中,相变,第一节 合金元素对钢加热时转变的影响,第二节 合金元素对过冷奥氏体分解的影响,第三节 合金元素对淬火钢回火转变的影响,主要内容,第一节 合金元素对钢在加热时转变的影响,合金钢加热时奥氏体化过程包括：,1,转变；,2碳化物、氮化物或金属间化合物在奥氏体中的溶解；,3奥氏体晶粒的再结晶。,奥氏体的形成可以按两种相互竞争的相变机制进行：,1晶体学无序机制：,相新晶粒的形成相对于原始,相来说，改变了大小和取向。,2晶体学有序机制：,相以切变的方式转变为,相，所以两相的大小和取向有一定的关系。,决定相变机制的主要因素是：,原始组织的类型以及它们之间精确的晶体学有序性。,一、原始无序组织（铁素体碳化物）,原始无序的组织发生无序的重结晶机制。奥氏体形成的无序机制如图所示。,二、原始有序组织（马氏体、贝氏体）钢中的组织遗传性,对原始有序组织加热高于,Ac3，,可能导致形成的奥氏体晶粒与原始晶粒具有相同的形状、大小和取向，称为,钢的组织遗传性,。,快速加热,中速加热,缓慢加热,高合金钢,合金钢,低合金钢和碳钢,合金化和加热速度对出现组织遗传性的影响如下：,钢的合金化程度越高，加热速度越快，越容易在钢中出现组织遗传性。,原始有序组织在加热和冷却时，钢的重结晶示意图如图所示。,由图可见：,1当足够快地加热淬火钢时，将按晶体学有序机制形成奥氏体，得到粗晶组织。,2在中等加热速度下，马氏体完全分解发生在,过渡之前，不会出现组织遗传性。这时,的过渡与再结晶过程重合，晶粒得到细化。,3,当加热温度高于,Tp,，,发生再结晶，此时奥氏体晶粒形态发生变化。,碳化物和氮化物在奥氏体中的溶解规律,各种碳化物和氮化物在奥氏体中的溶解度与1/,T,的关系如图所示：,最稳定的化合物的溶解度最低,。由图可知：,1强碳化物形成元素组成的稳定碳化物，如,TiC、NdC、VC,等只有在高温下才溶于奥氏体。,2碳化物的溶解度随温度的降低而下降，因此，如果有足够数量的合金元素存在的话，合金碳化物将在随后的冷却过程中发生沉淀。,弱的碳化物形成元素可降低强碳化物的稳定性，加速其溶解，如锰加入含,Nd、V、Ti,的钢中，能促进强碳化物的溶解。,奥氏体晶粒长大,合金元素对奥氏体晶粒的影响如下：,1机械阻碍论,由于晶界上有众多的高度弥散的化合物质点，这些质点机械地阻碍了奥氏体晶粒的长大。,这些高度弥散的化合物可以是一些稳定的碳化物、也可以是一些氮化物、或者是非金属夹杂物。,2合金元素对奥氏体界面能的影响,合金元素溶入奥氏体之后，改变了奥氏体的界面能，因而改变了奥氏体的长大倾向。,3合金元素对原子间结合强度的影响,合金元素溶入奥氏体后改变了原子间的结合强度，从而引起了激活能和铁的自扩散系数的变化。,综合上述三个理论，则能够较好地解释下列事实：,1单相的,晶粒比,晶粒易于长大。,Fe,原子结合强度小于,Fe，,因而,Fe,的自扩散系数大于,Fe,的自扩散系数，因此单相的,相晶粒比,相晶粒易于长大。,2,C、B,的溶入奥氏体，促进晶粒长大。,C、B,的溶入显著地降低了,Fe,点阵的结合力，增加了,Fe,原子的自扩散系数，所以促进奥氏体晶粒的长大。,3,碳化物形成元素（,Ti V,Zr,Nb,W Mo,）,碳化物形成元素与碳结合成碳化物，使碳保持在固溶体之外，从而削弱了,C,降低点阵结合力的影响，所以阻碍奥氏体晶粒的粗化。,第二节 合金元素对过冷奥氏体分解的影响,一、合金元素对过冷奥氏体稳定性的影响,合金元素对,C,曲线的影响分为以下两种：,1合金元素加入后，,C,曲线仍然保持与碳钢相同的形式，只是位置有所改变。,非碳化物形成元素属于这种类型：,Ni、Al、Si、Cu、Co,2,合金元素加入后，不仅使,C,曲线位置移动，而且使,C,曲线的形状改变。,碳化物形成元素属于这种类型：,Cr、Mo、W、V,等。,过冷奥氏体的等温分解曲线可分为六种基本类型：,a）,碳素钢以及不含碳化物形成元素的低合金钢。,特点,：,珠光体和贝氏体转变没有分开。,b，d,）,含碳化物形成元素的合金钢。,特点,：,分解曲线分成珠光体和贝氏体转变两部分。,b,图对应于含碳量为0.4-0.5%的结构钢；,d,图对应于含碳量较高的工具钢。,c）,CrNiMo,和,CrNiW,含碳量在0.15-0.25%。,特点,：,珠光体转变区，过冷奥氏体十分稳定，图上不出现珠光体转变区，而在贝氏体转变区，稳定性很小。,e）,高,Cr,钢,特点：,只有珠光体转变，不出现贝氏体转变。,f）,高合金奥氏体钢,特点：,不出现珠光体和贝氏体转变。,二、合金元素对珠光体转变的影响,珠光体转变是典型的形核和长大过程。不同的合金元素可以对形核率,N,和长大速率,G,产生不同的影响。例如：,Mo,和,Ni,同时降低,N,和,G；,而,Co,和,Al,同时提高,N,和,G。,为了完成合金奥氏体的共析分解，除了,C,的扩散以外，还需要合金元素的扩散再分配。也就是在渗碳体和铁素体与奥氏体之间的界面上，合金元素产生再分配。,即在渗碳体中固溶度高的那些合金元素将扩散到渗碳体中去，而非碳化物形成元素不存在此情况。,说明：,1当合金元素的成分达到临界含量，渗碳体将被其合金碳化物所取代。,2强碳化物形成元素,Nb,、Ti、V,当其含量低于0.1%时也可能优先形成合金碳化物。,三、合金元素对贝氏体转变的影响,合金钢中贝氏体组织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奥氏体中合金元素的含量，所以，,贝氏体转变时只有碳原子的扩散，而没有合金元素的扩散。,合金元素对贝氏体转变的影响主要通过以下两个途径：,1对碳原子扩散速度的影响。,2对,转变速度的影响。,根据不同合金元素的作用特点，可以分为以下几种情况：,1,Cr、Mn、Ni,等合金元素对贝氏体转变有较大的滞缓作用（孕育期延长）。（如下图,a,所示）,原因：1.这三种元素降低,转变温度；,2.降低,和,间的自由能差，从而减慢其转变速度。,2.,Mo、W、V,对贝氏体转变的滞缓作用较弱。（如下图,b,所示）,原因：1.虽然这三种元素升高,转变温度，而且还加大,和,间的自由差；,2.但是降低了碳原子的扩散速度，所以其滞缓作用并不明显。,合金元素对,1.0%C,碳钢的影响,四、合金元素对马氏体转变的影响,除,Co,、,Al,以外，大多数固溶于奥氏体的合金元素均降低马氏体转变温度。,M,s,和,M,f,点的下降，使得室温下将保留更多的残余奥氏体量。,合金元素对,1.0%C,碳钢,1150,淬火后残余奥氏体含量的影响,第三节 合金元素对淬火钢回火转变的影响,回火是将淬火钢加热到临界点,Ac1,以下某一温度，保温后以适当方式冷却至室温的一种热处理工艺。,钢的淬火组织是马氏体残余奥氏体，均为亚稳定状态。,马氏体是,C,在,相中的过饱和固溶体,，随回火温度的升高，,C,要从马氏体中析出形成碳化物及其聚集长大；残余奥氏体处于过冷状态，趋于向铁素体和渗碳体（碳化物）的稳定状态转化。淬火钢回火时，进行：,一、马氏体的分解,马氏体的分解实际上就是,C,在过饱和的,固溶体中的脱溶，所以，合金元素对马氏体分解的影响就是影响,C,在固溶体中的活度。,如图所示，碳化物形成元素（,Cr、W、V、,Nb,）,强烈推迟马氏体的分解（即从中析出碳）。其原因是由于这些元素降低了碳在固溶体中的活度。,非碳化物形成元素和弱碳化物形成元素对马氏体的分解影响较弱。,（1）碳钢，（2）含非碳化物形成元素的钢，（3）含碳化物形成元素的钢中，碳从马氏体中析出的基本规律,二、特殊碳化物的形成及其聚集长大；,马氏体回火时，随回火温度的升高，合金元素发生明显扩散时，非碳化物形成元素离开碳化物，碳化物形成元素向渗碳体富集，形成合金渗碳体。合金碳化物的形成方式一般有两种：,1在预先存在的合金渗碳体颗粒处原位形核。,碳化物形成元素向渗碳体富集，当其浓度超过在合金渗碳体中的溶解度时，合金渗碳体就在原位转变成特殊碳化物。,原位形核的条件是：,渗碳体中必须溶解较多的合金元素，从而保证特殊碳化物的形成。由于,Cr,在渗碳体中的溶解度高达20，因此在,Cr,钢中合金碳化物的原位形核较常见。,（,M,马氏体；,0,回火马氏体；,MxCy,特殊碳化物）,2在铁素体基体中直接形核。,含强碳化物形成元素的钢中，在回火过程中直接从,相中析出特殊碳化物，同时伴随着渗碳体的溶解，可使,HRC,和强度提高（二次硬化效应）。如,V,，,Nb,Ti,等都属于此类型。,M,淬火马氏体,;,0,回火马氏体,.,下图为质量分数分别为0.3%,C,和2.1%,V,的钒钢1250淬火，不同温度回火2小时，碳化物成分、结构和硬度的变化：,从图中可以看出：,1温度低于500,时，,V,仍固溶于马氏体，强烈阻碍马氏体的分解。,2温度高于500,时，直接从马氏体基体,相中析出,VC，,直到700度时,VC,全部析出，,Fe3C,全部溶解。,三、残余奥氏体的分解,降低马氏体转变温度的合金元素，均增加淬火钢中的残余奥氏体量；而升高马氏体转变温度的合金元素，则降低残余奥氏体量。,如图所示为40,CrNiMo,和30,CrMo,钢淬火态试样中的少量残余奥氏体量与温度的关系。,从图中可以看出：残余奥氏体的转变仅发生在高于,200,，并且在,300,左右转变完成，更高温度回火后，渗碳体变为显微组织中的重要组成。,在淬火的高合金钢中，残余奥氏体可能在回火冷却过程中转变为马氏体。,在回火过程中从残余奥氏体中析出合金碳化物，从而贫化残余奥氏体中的碳和合金元素，导致其马氏体转变温度高于室温，因而在冷却的过程中转变为马氏体。这种现象称为,二次淬火,。,四、,相的回复与再结晶,淬火钢随着回火温度的提高，发生位错的重新分布与消失，位错形成网络，构成亚晶界，产生多边化亚结构并开始再结晶。,五、弥散强化,淬火钢回火时，有两个相反的因素影响强度：,1马氏体的分解，导致弱化。,2.特殊碳化物质点的弥散析出导致强化（弥散质点可有效阻碍位错运动）。,淬火钢回火时，（1弥散碳化物质点析出和（2）马氏体的分解,及其（3）总效果,a）b）,a）,图：，钢的强度的总变化存在强度上升的峰值。,b）,图：，钢的强度的总变化不存在峰值，只能观察到缓慢的弱化过程。,对某种相组成的弥散质点，其强化与弱化的作用取决于形成弥散相所含的合金元素量。,如图所示：,1,V0,时，无,VC,析出，所以,VC,0。,2V0.25%,时，因而500600,回火后曲线几乎为水平线。,3.V,0.25%,时，曲线上可,观察到强度的上升，称为二次硬化峰。,弥散硬化,：弥散质点数量很多时，强度曲线上的二次强化峰很明显，这种现象称为弥散硬化。,弥散强化,：弥散质点数量较少时，强度曲线出现缓慢下降，这种现象称为弥散强化。,注意,：二次硬化峰也与回火时残余奥氏体转变为马氏体（二次淬火）相联系，这样，二次硬化峰常常可能由弥散强化和二次淬火所决定。,六、合金钢的回火脆性,（一）第一类回火脆性,淬火钢在250400,回火后出现的脆性，称为低温回火脆性，又叫第一类回火脆性。,产生第一类回火脆性的原因：,1由于马氏体分解时沿马氏体板条或片的界面析出断续的碳化物，降低晶界的断裂强度；,2杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚，使晶界强度进一步降低；,3板条相界残余奥氏体薄膜的失稳分解。,抑制第一类回火脆性的方法：,1推迟,Fe3C,的形核与长大；,2减少杂质元素的含量或改变其分布；,3.增加残余奥氏体的稳定性。,（二）第二类回火脆性,在450650,温度范围内出现的回火脆性称为高温回火脆性，也叫第二类回火脆性。,产生第二类回火脆性的原因：,杂质元素在脆化处理时，向原奥氏体晶界偏聚，减弱了晶界上原子间的结合力，从而降低晶界断裂强度，增大产生回火脆性的倾向。,抑制第二类回火脆性的方法：,1高温回火后快速冷却，抑制杂质元素向晶界偏聚。,2降低钢中的杂质含量。,3在钢中加入适量的,Mo（0.5%）,或,W（1%），,抑制杂质元素向晶界偏聚。,4加入能细化奥氏体的元素（,Nb,、V、Ti），,增加晶界面积，降低单位面积上杂质元素的偏聚量。,