加热金属冷却时的转变

加热金属冷却时的转变第一节珠光体相变一、珠光体及其形成机理1．研究珠光体型相变的意义钢经奥氏体化后，过冷至Ar1以下某一温度范围内等温，或以较慢的冷速连续冷却，均可得到珠光体组织，它是由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，是一种稳定的组织，其中，铁素体为体心立方，硬度低而塑性高；渗碳体为复杂斜方，质硬而脆，两者合理的匹配，可得到良好的综合力学性能，是钢中的重要相变。①由于珠光体具有上述特征，故可作为机加工的中间热处理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工；同时，也可用正火作为最终热处理，获得一定形态的珠光体，使结构件具有良好的综合力学性能；用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处理，为淬火作好组织上的准备。②对于要求高硬度、高强度的构件，则希望获得马氏体，为避免因工艺不当使组织中出现珠光体相，则必须研究珠光体的形成动力学。2．珠光体的类型片状：片层方向大致相同的珠光体称为珠光体团（或领域），在一个奥氏体晶粒内可以形成3～5个珠光体团。片状珠光体：片状珠光体(P)150～450nm光镜可分辨其F、Fe3C的层状分布索氏体(S)80～150nm高倍屈氏体(T)30～80nm光镜下不能分辨形成温度P650～Ar1S600～650（共析碳钢）T550～600球状珠光体珠光体中的渗碳体呈球状分布，其渗碳体的大小形态及分布，对最终热处理后的性能具有直接的影响，是球化退火验收的重要指标。3．珠光体的片层间距S（一片F与一片Fe3C的层数之和）实验结果表明，S与ΔT成反比，且nmTS31002.8，这一关系可定性解释如下：珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，ΔT增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与ΔT成反比关系。在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时ΔGV不变，σS增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S与ΔT必然存在一定的定量关系，但S与原子A晶粒尺寸无关。奥氏体的晶粒尺寸主要影响珠光体团的大小，A晶粒越小P团越细小。4．珠光体的力学性能对于片状珠光体，由于铁素体的塑性变形受到阻碍，位错的移动限于渗碳片之间的铁素体中进行，增加了变形抗力，使强度得到提高。渗碳体片越薄，塑性变形的能力越强，其硬度越高；而厚的渗碳体易在变形中产生断裂。薄片渗碳体却可以承受部分变形，故强度升高的同时，塑性也有所提高。球状珠光体中的渗碳体为球状，其阻碍铁素体变形的能力大为下降，比起片状珠光体，它具有较低的强度以及较高的塑性。至于珠光体团尺寸的减小，则可由Hall-Petch公式σS=σi+Kd-1/2知，强度将有所提高；同时，晶粒的细小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多，从而塑性亦有所提高。5．珠光体的形成机理珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。（1）相变的热力学条件A（0.77%C）→F(0.0218%C)+Fe3C面心立方体心立方复杂斜方欲实现上述共析转变，需要依靠成分起伏达到各组成相成分的要求，依靠结构起伏达到点阵重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、应变能），后一起伏则依靠二相的化学自由能二差以及点阵缺陷的应变能提供，可见，反应必须在A1稍低温度才能开始。在A1以下温度，γ、α、Fe3C的自由能如图所示。在这一温度A转变为α相及Fe3C相的驱动力均相等，所以开始形核时，α相或Fe3C相，从热力学上讲，均可成为领先相。由于形成领先相的驱动力较小，所以起始相往往与母相保持共格关系：{111}γ//{110}α//{011}Fe3C110γ//111α//010Fe3CC→αγFe3CG但是从热力学上讲，形成P的驱动力更大，故在A1以下温度，发生共格反应更为有利。（2）片状珠光体的形成机理珠光体在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。前已述及，从热力学上讲，在γ中优先形成α相或Fe3C相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低产生低碳区更为有利，即有利于α为领先相，但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般认为过共析钢的领先相为Fe3C，而共析钢的领先相为F，共析钢的领先相并不排除F的可能性。珠光体的形核，依靠C原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小），然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其C%下降到该温度下xα/k浓度时，铁素体即在Fe3C—γ相界面上形核并长成片状；随着F的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如果不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。当形成γ—α，γ—cem相界面以后，在γ的相界面上产生浓度差xγ/αxγ/k从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面γ，C浓度的平衡（在γ—α相界面上，浓度低于平衡浓度xγ/α而γ—Fe3C相界面上，浓度则高于xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在γ—α相界面上形成α，γ—cem相界面上形成Fe3C，从而P实现纵向生长。铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，故P片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的P相遇为止。这就形成了层片状的珠咣体。随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。由片状P→S→F。（3）粒状珠光体的形成机理粒状珠光体是由等轴状铁素体和粒状渗碳体混合物组成的，其形成的途径有两种：片状珠光体的球化和由不均匀奥氏体直接形成。①片状珠光体的球化根据汤姆逊—弗雷德利西（Thomson—Frendlich）方程mxxRTIn2x、x半径、新相粒子在溶剂中的饱和浓度m—原子量，—表面能，—密度知，新相粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。对于P中的Fe3C片，由于存在位错，可形成亚晶界，从而在渗碳体亚晶界接触下存在沟槽，在一定的热力学条件下，这种沟槽由于表面张力作用而处于平衡态。而当热力学条件改变（比如球化退火，等温保温）时，碳原子获得一定的能量，可以越过能垒而产生扩散时，尖角处的粒子由于曲率半径较小，从而在α相中的溶解度越大，沟槽处碳化物的溶解引起沟槽的加深，导致表面张力处于不平衡状态。在界面张力的作用下，沟槽不断加深，最后渗碳体断裂。渗碳体片溶断后，按尖角溶解，平面析出的规律逐渐球化。②在不均匀奥氏体中直接形成粒状珠光体富碳区：碳附于未溶渗碳体上呈球状析出，其余区域转变为铁素体。贫碳区：先形成细片状珠光体，其中一部分渗碳体的保温过程中溶解后在邻近粒状渗碳体上析出，其余部分则在保温过程中按上述的机理转变为球状珠光体。③影响珠光体球化的因素奥氏体均匀化程度——成分越均匀，越不易球化，（易形成片状P）。增加钢的含碳量和加入强碳化物形成元素（Ti,Zr,Nb,V,Cr,Mo,W），可增加未溶碳化物粒子，且退火加热温度不易过高。保温时间球化是片状P溶断、碳扩散的过程，这是需要时间的，短时间等温，将使得P的球化不能充分进行。晶体中的缺陷ρ⊥↗，亚晶界↗，退火保温中，碳化物溶断的机会↗，高碳钢和用锻造余热球化退火，即通过塑性变形，引入位错，及亚晶界，从而加速球化过程。6．先共析相的形态（1）亚共析钢中的先共析铁素体V冷↑，Ｆ先％↓，→一定Ｔ，Ｆ先先消失，形成伪共晶组织。（2）过共析钢中的先共析渗碳体粒状网状针片状（正常）（魏氏组织）亚共析：完全退火；过共析：正火（可消除魏氏组织）网状Fe3C，缺陷组织，↗Acm以上，正火后，球化。二、珠光体转变动力学1．形核率N相变对能量的要求，形核时须克服形核功*G)/exp(*RTGN扩散越过能垒，)/exp(RTQN)exp()exp(*RTQRTGcN块状(奥氏体晶粒较小,冷速较慢)网状(奥氏体晶粒较大,冷速较快)针状——魏氏组织（奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成的）　　　，），（形)()(*DQGGTTPA较高）时较小（TT，扩散较易，形核功起主导作用，由于*GT、，故N，至一定温度，扩散影响占优，故NTT，　)(。2．长大线速度DSG1STT，　)(TS1GTG)exp(22RTQTDT故与T的关系曲线亦出现极值。3．珠光体转变动力学曲线)4exp(13btNV形状因子，为球状时，34b为时间指数，由1A～550℃b：4↘2.5动力学亦具有三个特征：)(TT，孕育期缩短。在一定温度下，tV，开始及结束较小，中间较快。τS550℃TA1A`A`→PPT在%50tV后，tV达极大值。4．影响珠光体转变的动力学的因素（1）内部因素a.钢的化学成分①含碳量亚共析钢：C%↗，形成F先%↘，使F先的N，μ↘，而P大多在A/F先的相界面上形核，F先%↘，使P的形核困难，且C%↗，使∣ΔGA→P∣↘，从而μ↘，故C曲线右移。过共析钢：TAcm，C%↗，有利于先共析Fe3C形核长大，且扩散C加速。故Fe3C先加速，故P的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。Ac1～Acm加热C%↗获得不均匀奥氏体及Fe3C残，有利于P的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线右移。故，碳钢中，共析钢的C曲线最靠右。②合金元素除C0以外，只要合金元素溶入A，均使Aˊ稳定性增中，从而减慢A→P，C曲线右移，其中M0作用最大。b.热处理工艺①奥氏体成分的均匀化，减慢珠光体相变T↑，τ↑，成分均匀化程度提高，不易获得相变所需的成分起伏。②奥氏体晶粒的粗化，减缓珠光体相变③奥氏休成分的均匀性奥氏体成分不均匀程度的增加，有利于高碳区形成Fe3C，而低碳区形成F，并加速碳原子的扩散，可加速先共析相及珠光体的形成。未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相Fe3C的晶核，故可加速珠光体的形成。④奥氏体晶粒度奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。(2)外界因素a．加热温度和保温时间T↑，τ↑，奥氏体晶粒尺寸增大，且成分趋于均匀化，减小了珠光体的Nˊ和μ，从而推迟珠光体相变。b．应力和塑性变形拉应力和塑性变形造成晶体的点阵畸变及ρ⊥↑，有的由于Fe,C原子的扩散，从而Nˊ↑，μ↑。形变温度越低，这种作用越明显。c.等向压应力在等向压应力作用下，原子迁移阻力增大，阻碍了Fe,C原子的扩散，及点阵改组的阻力增大。第二节马氏体相变一、马氏体相变的基本特征及其分类马氏体组织并不是洋人的专利，有关马氏体的应用，甚至可追朔到西汉（公元前206～公元23），战国（前425～前221），其出土的钢剑都具有淬火马氏体组织，《史记·天管书》亦载有“水与火合为淬”，也就是说淬火不仅仅指冷却（快速）的过程，同时也含有加热的含义。迄今，存在马氏体相变的材料已从高、中碳钢延伸到多种材料，纯金属、铁合金、低碳钢、有色金属（包括金属间化合物），ZrO2的陶瓷、电介质、铁电材料、半导体、超导材料、非金属化合物，甚至高压He及蛋白质等。不同材料中的马氏体显示不同组织形态、特征和应用价值。1．马氏体相变的基本特征（1）无扩散型相变30年代，应用电阻法就已测得，在高碳型马氏体中形成一片马氏体只需0.5～5×10-7s,相当于1100m/s的形成速率（为金属内声速的1/3），甚至在80K，也达