《固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第6章淬火钢的回火转变6.1 Fe-C马氏体的回火》由会员分享，可在线阅读，更多相关《固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第6章淬火钢的回火转变6.1 Fe-C马氏体的回火（29页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、6.1 Fe-C马氏体的回火,1、新鲜马氏体在低温回火时性能的变化,为了研究Fe-C马氏体回火脱溶贯序的全过程，尤其是脱溶初期的行为，首先要获得一个“新鲜”的即未发生任何脱溶的马氏体。对于Fe-C系来说，并非易事。 自20世纪60年代以来，进行了一系列的特殊试验，研究表明碳原子的偏聚团是马氏体回火时脱溶的贯序之首。,超高速、深冷淬火时Fe-C马氏体的硬度,S.Ansell设计了一种超高速深冷淬火装置，可以104/s冷速淬火，冷却0（冰水）后迅速转入195，并且在低温下测定硬度。 得到了新鲜马氏体，硬度测定表明新鲜马氏体的硬度低于一般(老)马氏体的硬度，以及回热到室温后硬度又上升的现象。,高速淬
2、冷的Fe-C马氏体硬度与淬冷速度的关系,低速、高速得到的硬度（ H1， H2）,低碳钢的淬冷硬度保持低水平，且H-v曲线为水平的,如0.1%C的碳素钢。 中、高碳钢的淬冷硬度，在低速淬冷时，硬度高；在高速淬冷时，硬度变低。低速的代表值v1约为1500/s。在此冷速范围，马氏体的硬度（H1）与一般工业淬火硬度没有什么差异。高速（v2）的代表值约为23000/s。用此速度或更快的速度淬冷，得到的硬度（H2）显然较低，而且保持恒定。,0,3%C碳素钢超高速淬冷到-196，再热至室温20），放置时间与硬度的关系 。,证明H是碳原子的偏聚造成的,（1）将不同成分的Fe-Ni-C合金试样奥氏体化，然后在液
3、氮中淬火，得到“新鲜”马氏体。 （2）在-100到100回火3小时，再冷却到-195，测量硬度变化，其结果如图6-2。 （3）从图可见，含碳量0.02的马氏体从195到100之间，硬度没有变化，而0.23以上的马氏体在高于-100时，硬度均有升高，表明室温到-100发生了沉淀硬化过程。,图中有4种Fe-Ni-C合金，马氏体点均为-35左右。,“新鲜”马氏体回火时电阻率的变化,碳原子偏聚与电阻率,图中，含碳量小于0.08%C时，在40至100区间内，（ 2 1 ）0,表明电阻率升高，说明此时没有碳化物析出。但此时马氏体中发生的碳原子的均匀偏聚过程,即形成了碳原子偏聚区，即弘津气团。,2、碳原子的
4、偏聚 团,马氏体中的碳原子选择性地占据同一晶向（如001）八面体间隙，形成晶格的正方性。 弘津首先指出处于同一晶向八面体间隙的碳原子进一步发生偏聚，可以形成小片状的碳原子团。称为弘津气团。,位置的表示,（a）某碳原子（几率1.00）周围出现其它碳原子的几率；（b）碳原子偏聚团的外形尺寸,“弘津气团”的形状,弘津气团，该碳原子偏聚团，仅仅包含24个碳原子。呈透镜状。法向最大尺寸约等于铁素体的晶格常数a，径向约为2a。 惯习面为100。后来也有人认为是102严格地说，这么一个小尺寸的聚集物，难以称为通常意义上的成分偏聚，很接近均匀固溶，将其称为“弘津气团”。,柯垂尔（Cottrell）气团,在淬火
5、态，碳原子已经处于位错偏聚态，0.2%C可使马氏体中的位错完全饱和。碳原子偏聚于位错线上，使它对合金的电阻率的贡献大大减少（与均匀固溶态相比）。 低碳马氏体的电阻率与完全的位错偏聚态基本相同。但是 Fe-C马氏体的电阻率随着含碳量增加而变大。,马氏体脱溶的第一阶段偏聚,工业条件下或者一般试验条件下所获得的马氏体，碳原子已经完成了脱溶的第一阶段偏聚，一部分以柯垂尔（Cottrell）气团存在，另一部分以弘津偏聚团形式出现。马氏体中的含碳量超过0.2%越多，则弘津气团的数量越多 。,3、偏聚区、过渡相、-Fe3C,马氏体回火析出贯序,小于0.2%C的Fe-C低碳马氏体，200以下回火时，只形成碳原
6、子的位错气团，高于200时，析出平衡相渗碳体。 中碳马氏体200以下回火时，形成碳原子的位错气团和弘津气团。100300之间形成（或）碳化物。 高碳马氏体形成过程较为复杂，随着回火温度的升高，析出贯序(温度贯序)为：Dc（或）XFe3C。,表62 碳化物的晶体学参数,低碳的板条状马氏体的脱溶贯序,200以下回火时不析出碳化物，只有碳原子偏聚团。200以上，直接析出平衡相Fe3C。,由于析出过渡相-Fe2C或- Fe2.4C，需要扩散富集较高的含碳量,这对于低碳马氏体来说较为困难。Dc碳原子的位错气团可以吸纳大量碳原子（0.2%C），较为稳定，难以再提供多余的碳原子来析出过渡相。,细小的渗碳体颗
7、粒自马氏体板条上析出。,板条马氏体间的残留奥氏体,（a）板条状马氏体；（b）回火托氏体，铁素体开始回复-再结晶。,高碳片状孪晶马氏体的脱溶贯序：,高碳马氏体，温度高于100即开始析出过渡相-Fe2C或-Fe2.4C，呈极细小的片状； 温度高于200时，-Fe2C（或- Fe2.4C）开始回溶，同时析出另一个过渡相XFe5C2，并且迅即开始平衡相Fe3C的析出。 在一个相当宽的温度范围内，X Fe5C2与Fe3C共存，直到450以上XFe5C2消失,全部转变为Fe3C。,中碳马氏体中存在位错和孪晶两种亚结构， 其析出贯序 :,从碳原子气团Hc,Dc状态于100即开始析出过渡相-Fe2C或-Fe2
8、.4C，温度高于200时，即有Fe3C的析出。即在位错气团基础上直接析出平衡相。 100300范围内析出的-Fe2C或-Fe2.4C则是孪晶型马氏体贯序的环节。 至今未见中碳马氏体析出XFe5C2的报导。,-Fe2.4C,过渡相-Fe2.4C是20世纪50年代初测定的。 70年代以后测定出-Fe2C，认为-Fe2.4C就是-Fe2C，因而出现六方和正交之争。 目前，人们还在不同钢中进行逐一测定，尚不能作出普遍性的结论。,-Fe2C是20 世纪70年代弘津测定的。其晶胞结构，如图：,XFe5C2的晶体结构与Fe3C很相似，同属所谓三棱柱型的间隙化合物。,4、准平衡的Fe3C,低碳的板条状马氏体2
9、00以下回火时不存在过渡相,200以上，直接析出平衡相Fe3C。低温时，铁原子自扩散能力很弱，位错对于形核起决定性作用。试验观察表明，形核初期具有位错形核特征。 在位错处形核属于非均匀形核，但是由于位错密度大，分布也可以算是均匀的。 温度升高时，处于板条界面和原奥氏体晶界处的Fe3C，由于界面扩散速度快，而迅速长大，其尺寸显著超过晶内，这时组织不均匀了。,高碳片状孪晶马氏体中的 Fe3C于300析出,高碳片状孪晶马氏体中的Fe3C于300析出. 若将XFe5C2纳入Fe3C脱溶的一个阶段，则其析出的开始温度仍为200。,1)一般认为，高碳片状孪晶马氏体中X过程中X相的形核，以及中碳孪晶马氏体过
10、程中的的形核，都是异位的。 2)相自+X状态的形成则是原位的。 3)经常观察到的Fe3C处于孪晶面上。由于其惯习面与马氏体的孪晶面112相同，因而形成沿着孪晶界的小片状的Fe3C集群。 含碳量越高，孪晶界上的Fe3C小片的密度越大。 4）Fe-C马氏体析出Fe3C后，马氏体脱溶结束，变成铁素体+ Fe3C的整合组织。马氏体脱溶结束。,高碳工具钢淬火后低温回火得到回火马氏体组织。,回火马氏体基体上分布着颗粒状碳化物,淬火马氏体经过低温、中温、高温的回火处理，分别得到回火马氏体、回火托氏体、回火索氏体。 （1）回火马氏体：低温回火得到的相Fe2C（或）等相组成的整合组织，称为回火马氏体。 （2）回火托氏体：中温回火得到的尚保留着马氏体形貌特征的铁素体和片状（或细小颗粒）渗碳体的整合组织，称为回火托氏体。以往文献中称其为回火屈氏体。如果贝氏体回火时也得到这些相和具有同样的形貌特征，也称为回火托氏体。 （3）回火索氏体：高温回火得到的等轴状铁素体较大颗粒状(或球状)的碳化物的整合组织，称为回火索氏体。回火索氏体中的铁素体已经完成再结晶，失去了马氏体和贝氏体的条片状特征。在工厂中，合金马氏体在高温回火时，铁素体往往难以再结晶，仍然保持条片状形貌，其上分布着粒状碳化物，这种组织也经常被称为回火索氏体。,
