材料工程基础讲稿18

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1、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M5C2相近，可用-Fe2C5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Fe3C。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

2、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.

3、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3.512nm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38nm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

4、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200300nm，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500550，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200300nm 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

5、%，低于0.40.6%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

6、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

7、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8103，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

8、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300400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

9、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Cr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：r0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，C0溶质原子在基底 中的浓度。如

10、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0.30.91012cm-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

11、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 600700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。72 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

12、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50100。 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

13、相分解可认为没有影响。不同成分的钢回火至c/a1.003（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， C1.4250 C1.1,Si2300 C1.97,Zr0.92325 C1.0,Cr1.5350 C1.97,Co3.93400 C1.25,W2.15375 C1.2,Mo2.0400 C0.77,V1.92400 C1.0,Ti1.384002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

14、， 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300400提高到400700。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

15、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）3C。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

16、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。73 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