钢的相变

钢的相变第十四章铁碳合金相图Fe的同素异构相转变：1394℃912℃δ－Fe（体心立方）——γ－Fe（面心立方）——α－Fe（体心立方）平衡相图:HJB包晶线L＋δ→γECD共晶线L→γ＋Fe3C（渗碳体）PSK共析线γ→α＋Fe3C构成铁碳相图的基本相：1）铁素体（α）：碳溶于体心立方α-Fe中所形成的间隙固溶体（C%﹤0.0218)2）奥氏体（γ）：碳溶于面心立方γ-Fe中所形成的间隙固溶体（0.0218﹤C%﹤2.11)3）高温铁素体（δ）：碳溶于体心立方δ-Fe中所形成的间隙固溶体4)渗碳体（Fe3C）：铁与碳形成的间隙化合物，正交晶系5）珠光体（α+Fe3C）：铁素体和渗碳体形成的片状机械混合物AFPC先共析相的析出温度和成分范围：过共析钢0.77﹤C%﹤2.11亚共析钢0.0218﹤C%﹤0.77共析钢C%=0.77伪共析钢在A3、Acm线以下先形成铁素体或渗碳体。到达A1线发生珠光体相变。伪共析转变随冷速加快，将出现伪共析组织，且珠光体量增多，而先共析量减少。以0.125℃/min加热和冷却时，Fe-C相图中临界点的移动加热时临界点加注c：Ac1Ac3Accm冷却时临界点加注r：Ar1Ar3Arcm钢中典型的相变可归类为：1、加热过程中的奥氏体转变；2、冷却过程中的珠光体、贝氏体及马氏体转变；3、发生马氏体转变后的再加热(回火)转变。钢的加热转变第一节α+Fe3C两相转变开始：加热温度﹥临界温度Al奥氏体珠光体碳溶解在γ-Fe中的间隙固溶体转变结束：亚共析钢的A3、过共析钢的Acm面心立方体心立方重结晶特点：塑性好！成分、结构均改变在A1温度（727℃）：α+Fe3CγC%0.02186.692.11结构BCC复杂斜方FCC奥氏体的形成为形核长大型、扩散型相变自由能和温度关系图相变必须在一定的过热度∆T下，使得∆GV0，才能得到∆G0。所以相变必须在高于A1的某一温度下才能发生，奥氏体才能开始形核。珠光体奥氏体一、奥氏体形成的热力学条件相变驱动力：V∆Gv，新旧相间自由能差奥氏体的形成过程可分成四个阶段：（1）奥氏体的形核（2）奥氏体的长大（3）渗碳体的溶解（4）奥氏体的均匀化二、奥氏体的形成机理鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求。②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度，况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由BCC改组成FCC。1、奥氏体的形核-----形核位置相界面上的碳浓度及扩散2、奥氏体的长大∵Gγ→α﹥Gγ→C∴铁素体先消失，而渗碳体有剩余奥氏体形成的四个阶段珠光体向奥氏体转变动力学曲线等温温度-时间-奥氏体化图，简称TTA(Temprature—Time—Austenitization)1、奥氏体转变开始线(以0.5%奥氏体转变量表示)2、奥氏体转变完成线(以99.5%奥氏体转变量表示)3、碳化物完全溶解线4、奥氏体中碳浓度梯度消失线连续加热\等温形加热成的奥氏体形成动力学基本类似！一般加热速度越快，过热度越大奥氏体的实际形成温度越高，形核率和长大速度越快，碳化物的溶解速度亦相应加快。3、奥氏体长大、转变的影响因素（1）转变温度与保温时间（2）加热速度（3）钢的原始组织状态（4）钢的化学成分转变温度高，过热度大，促进奥氏体转变。形成温度升高，N的增长速率高于G的增长速率，N/G增大，可获得细小的起始晶粒度（加热温度升高时，保温时间应相应缩短）。形成温度升高，Gγ→α/Gγ→C增大，铁素体消失时，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。（1）转变温度与保温时间奥氏体晶粒大小与加热温度、保温时间的关系奥氏体形成是在一个温度范围内完成的。随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变速度则增大。随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度之比（N/G）随之增大，可以获得细小的起始晶粒度。（2）加热速度（3）钢的原始组织状态原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。片状珠光体快于粒状珠光体。平衡组织与非平衡组织平衡组织（珠光体）→球团状奥氏体→晶粒细小非平衡组织（马、贝、魏）→“组织遗传”易生成针状奥氏体→奥氏体晶粒粗大与母相保持一定晶体学取向关系在快速(100℃/s)或很慢速度(50℃/min)加热两种速度之间的较快速加热不仅可以抑制组织遗传现象发生，如果反复进行这种处理，可以得到超细化的奥氏体晶粒。（4）钢的化学成分1）含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大，形成速度增大。使奥氏体晶粒易长大。2）合金元素影响碳的扩散速度：强碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，减小形成速度，细化奥氏体晶粒。影响奥氏体的均匀化，合金元素扩散速度慢Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度。AlTiZrVWMoCrSiNiCu阻碍作用强阻碍作用弱控制奥氏体晶粒大小（2）加热速度（3）钢的碳含量（4）合金元素（5）钢的原始组织（1）加热温度和保温时间快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度！碳含量↓合金元素含量↑珠光体平衡组织过冷奥氏体的转变第二节过冷奥氏体高温分解转变A1-550℃中温分解转变550℃-220℃，低温转变珠光体（平衡态）贝氏体（非平衡）马氏体（非平衡）α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。过饱和铁素体与渗碳体的非层片状混合物碳在α-Fe中的过饱和固溶体（扩散型）结构、化学组成变化（半扩散型）结构、化学组成变化（非扩散型）只结构发生变化Fe、C原子均可扩散C原子可扩散，Fe原子不能扩散。Fe、C原子均不发生扩散碳溶解在γ-Fe中的间隙固溶体APMB奥氏体的冷却方式：1）连续冷却“奥氏体等温连续曲线”2）等温冷却“奥氏体等温转变曲线”P226图9.13过冷奥氏体等温转变动力学图(TTT曲线;C曲线;IT曲线)一、过冷奥氏体的等温转变转变开始转变终了孕育期鼻子孕育期转变开始线与纵坐标轴之间的距离，表示在各不同温度下过冷奥氏体等温分解所需的准备时间。鼻子----C曲线上转变开始线的突出部，孕育期最短的部位。共析钢过冷度对相变驱动力和原子扩散的作用相矛盾而导致C曲线！1、珠光体的与贝氏体的转变曲线部分重叠，在上半部分，珠光体优先转变，下半部分贝氏体优先转变。2、均存在转变孕育期，C-曲线顶端所对应温度下的孕育期最短。珠光体孕育期随温度降低而缩短，而贝氏体则延长。3、转变初期慢，中期快，后又减缓，转变达到50%最快。4、珠光体的转变孕育期以共析钢的为最短。TTT图的特点分析：（1）碳含量珠光体转变：亚共析钢中，随碳含量的上升，C曲线右移；过共析钢中，随碳含量的上升，C曲线左移。碳含量越偏离共析点，过冷奥氏体向珠光体转变越快！贝氏体转变：随碳含量的上升,C曲线均右移。随碳含量的上升,Ms和Mf逐渐降低。影响C曲线的因素碳含量增加对渗碳体析出形核所需的碳浓度起伏有利碳含量增加，碳重新分布时间延长合金元素对C曲线位置及形状的影响（2）合金元素除Co、Al以外，合金元素均使C曲线右移，即增加过冷奥氏体的稳定性。（3）加热条件奥氏体化温度越高，保温时间越长，则形成的奥氏体晶粒越粗大，成分也越均匀，同时也有利于难溶碳化物的溶解。所有这些都降低奥氏体分解时的形核率，增加奥氏体的稳定性，使C曲线右移。（4）塑性形变cc’线为珠光体转变中止线。转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解。上临界冷却速度Vc下临界冷却速度Vc′﹥Vc马氏体﹤Vc′珠光体Vc′﹤V﹤Vc马氏体+珠光体CCT曲线ContinuousCoolingTransformation二、过冷奥氏体连续冷却转变图图6-5共析碳钢的CCT曲线珠光体转变中止线中了开始共析钢亚共析钢的CCT图向下折过共析钢的CCT图向上折先析出铁素体，产生富碳区先析出渗碳体，产生贫碳区冷却速度在Vc′～Vc之间连续发生四种类型的转变，依次形成铁素体/渗碳体、珠光体、贝氏体、马氏体①产物为不均匀的混合组织：连续冷却过程是在一个温度范围内发生组织转变，要连续经过几个转变温度区，往往重叠出现几种转变。②共析、过共析钢的CCT图上无贝氏体转变区：由于碳含量较高，使贝氏体相变需要扩散更多的碳原子，转变速度太慢，从而在连续冷却条件下，转变难以实现。③CCT曲线位于C曲线的右下方连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。④MS线发生曲折有部分贝氏体相变时，贝氏体铁素体先析出，提高了A中的碳含量，MS↓，向下曲折。有部分珠光体相变时，渗碳体是领先相，使A的C%↓，MS↑，向上曲折。CCT图的特点分析：珠光体转变第三节γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(体心立方)(复杂斜方)珠光体转变——奥氏体的高温分解转变转变温度：A1-550℃相变类型：扩散型固态平衡相变（铁、碳均可扩散迁移）同样要经历形核与长大过程珠光体：α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。1、珠光体的组织形态（2）球状珠光体铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。（1）片状珠光体转变条件：片状珠光体的形成条件是，过冷奥氏体是处于被完全奥氏体化的状态，即为均匀的单相γ—固溶体。转变条件：球(粒)状珠光体的形成，通常是在共析及过共析钢的非完全奥氏体化状态，即在奥氏体中尚存未完全溶解的细小渗碳体(或碳化物)的质点条件下进行。珠光体形成时的领先相：从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。亚共析钢中，铁素体为领先相。2、片状珠光体珠光体形成时碳的扩散Cγ-αCγ-k形核+横向长大+纵向长大原奥氏体晶界珠光体团层片状珠光体示意图片层间距愈小：强度、硬度愈高晶团直径减小：强度、塑性都提高形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~200片状珠光体的力学性能：(a)(b)片状珠光体3、球状珠光体温度高，渗碳体呈球状温度低，渗碳体呈粒状力学性能：渗碳体的体积分布越大，直径越小，钢的强度、硬度大，塑性差；渗碳体的体积分布越少，直径越大，钢的强度、塑性越好。球状珠光体小结:珠光体:α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。珠光体转变：扩散型固态平衡相变形成条件力学特性片状珠光体过冷奥氏体处于完全奥氏体化的状态，为均匀的单相γ－F固溶体层间距↓强度↑晶团直径↓强度↑塑性↑球状珠光体非完全奥氏体化状态下，即存在未完全溶解的细小渗碳体条件下1）Wc%↑强度↑韧性↓2）颗粒粒径↑强度↓韧性↑4、影响珠光体转变动力学的因素（1）钢的化学成分碳具有延缓珠光体的形成作用。除铝、钴以外几乎所有合金元素溶入奥氏体中均延缓珠光体的形成。（3）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。（5）应力和塑性变形：拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物（4）奥氏体化加热温度和保温时间：奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。贝氏体相变第四节γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(体心立方)(复杂斜方)贝氏体相变——奥氏体的中温分解转变转变温度：550℃-MS相变类型：半扩散型非平衡固态相变（碳可扩散迁移、铁不扩散）贝氏体：