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金屬材料組織和效能的控制

本章介紹金屬材料組織和效能的影響因素及其控制方法,包括純金屬的結晶、合金的結晶、金屬的塑性加工、鋼的熱處理、鋼的合金化、表面技術等內容。

純金屬的結晶部分主要介紹純金屬結晶的條件和結晶過程,同素異構轉變,細化鑄態金屬晶粒的措施。
合金的結晶部分主要介紹發生勻晶反應的合金的結晶過程和發生共晶反應的合金的結晶過程。 
鐵碳合金的結晶部分主要介紹鐵碳相圖、典型鐵碳合金的平衡結晶過程。並介紹鐵碳合金的成分-組織-效能關係。 
金屬的塑性加工部分主要介紹金屬塑性變形的微觀機理、塑性變形對金屬組織和效能的影響,以及再結晶對金屬組織和效能的影響。
 
  鋼的熱處理部分主要介紹熱處理的原理和熱處理工藝(退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學熱處理),以及鋼的熱處理新技術。 
鋼的合金化部分主要介紹合金元素在鋼中的作用,合金元素對鋼的熱處理、鋼的機械效能、工藝效能的影響。
表面技術部分介紹電刷鍍、熱噴塗、氣相沉積、雷射表面改性等新技術。

學習目標:

   本章是工程材料課程的重點章。著重掌握以下內容:鐵碳相圖、典型鐵碳合金的平衡結晶過程,杠杆定律,鐵碳合金的成分-組織-效能關係。過冷奧氏體的等溫轉變(C曲線)、過冷奧氏體的連續冷卻轉變,鋼的淬透性、淬硬性。退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學熱處理等熱處理工藝。合金元素在鋼中的作用,合金元素對鋼的熱處理、鋼的機械效能的影響。
   熟悉純金屬、合金的結晶、金屬的塑性加工、再結晶對金屬組織和效能的影響規律。
   表面技術部分作一般瞭解。

學習建議:

   1. 本章闡述了金屬材料組織與效能的影響因素和規律,是工程材料學的基本理論基礎。本章是課程的重點,需要扎扎實實地學習好,掌握金屬材料組織與效能的主要影響因素和規律,為後面學習金屬材料知識打好基礎。
   2. 本章內容多,按排學習學時應多一些。本章中有一些難點和重點,要著重理解。學習時可以安排幾次討論。
   3. 若有條件,參觀機械廠、熱處理廠,以便對金屬材料的生產和加工過程有所瞭解。理論聯繫實際,學習效果會更好。
   4. 瀏覽相關網站,收集資料生產和加工新技術有關資料,拓寬知識面。
   5.建議本章學時:8-10學時 

2.1 金屬的結晶

   金屬材料冶煉後,澆鑄到錠模或鑄模中,通過冷卻,液態金屬轉變為固態金屬,獲得一定形狀的鑄錠或鑄件。固態金屬處於晶體狀態,囙此金屬從液態轉變為固態(晶態)的過程稱為結晶過程。廣義上講,金屬從一種原子排列狀態轉變為另一種原子規則排列狀態(晶態)的過程均屬於結晶過程。通常把金屬從液態轉變為固體晶態的過程稱為一次結晶,而把金屬從一種固體晶態轉變為另一種固體晶態的過程稱為二次結晶或重結晶。

2.1.1 純金屬的結晶

   什麼是金屬的結晶

   工程上使用的金屬材料通常要經過液態和固態的加工過程。例如製作機器零件的鋼材,要經過冶煉、注錠、軋製、鍛造、機加工和熱處理等工藝過程。生產上將金屬的凝固叫做結晶。

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冶煉、注錠                            液態金屬結構                 固態金屬結構

液態金屬中,金屬原子作不規則運動。但在小範圍內,原子會出現規則排列。這些小範圍內的規則排列稱短程有序。這種短程有序的原子集團是不穩定的,暫態出現暫態消失。

通常的固態金屬屬於晶體材料,金屬原子是規則排列,也叫長程有序。

從本質上講,金屬從一種原子排列狀態(晶態或非晶態)到另一種原子規則排列狀態(晶態)的轉變叫金屬的結晶。金屬從液態過渡到固體晶態的轉變稱為一次結晶。

一.  純金屬結晶的條件                              

通過實驗,測得液體金屬在結晶時的溫度-時間曲線稱為冷卻曲線。絕大多數純金屬(如銅、鋁、銀等)的冷卻曲線如下圖所示。

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   純銅的冷卻曲線中T0為純銅的熔點(又稱理論結晶溫度),Tn為開始結晶溫度。曲線中abc段為液態金屬逐漸冷卻,bc段溫度低於理論結晶溫度, 這種現象稱為過冷現象。理論結晶溫度T0與開始結晶溫度Tn之差叫做過冷度,用ΔT表示。
                          
ΔT =T0– Tn
   冷卻速度越大,則開始結晶溫度越低, 過冷度也就越大。
cde段表示金屬正在結晶,此時金屬液體和金屬晶體共存。de段出現一個平臺,表示結晶時溫度保持不變,為恒溫過程。這是由於由液態原子無序狀態轉變為有序狀態時放出結晶潛熱,抵消了向外界散發的熱量,而保持結晶過程溫度不變。在非常緩慢冷卻的條件下,平臺溫度與理論結晶溫度相差很小。ef段表示金屬全部轉變為固態晶體後, 固態金屬逐漸冷卻。
   自然界的一切自發轉變過程,總是由一種較高能量狀態趨向於能量最低的穩定狀態。在一定溫度條件下,只有那些引起體系自由能(即能够對外作功的那部分能量)降低的過程才能自發進行。
   液態金屬和固態金屬的自由能-溫度關係曲線中,兩條曲線交點所對應的溫度
T0即為理論結晶溫度或熔點。液態金屬要結晶,溫度必須低於T0,也就是說要有一定的過冷度。此時金屬在液態和固態之間存在一個自由能差(ΔF)。ΔF就是液態金屬結晶的動力。

二.純金屬的結晶過程

   金屬的結晶包括兩個基本過程:形核與長大。

 1.形核

   液態金屬內部生成一些極小的晶體作為結晶的覈心。生成的覈心叫做晶核。形核有兩種方式。

 (1)自發形核

在液態金屬中,存在大量尺寸不同的短程有序的原子集團。當溫度降到結晶溫度以下時,短程有序的原子集團變得穩定,不再消失,成為結晶覈心。這個過程叫自發形核。這種由液態金屬內部為金屬原子自發形成的晶核叫自發晶核。

(2)非自發形核

實際金屬內部往往含有許多其它雜質。當液態金屬降到一定溫度後,有些雜質可附著金屬原子,成為結晶覈心,這個過程叫非自發形核。這種依附於雜質而形成的晶核叫做非自發晶核。

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自發性核                     非自發形核

2.晶體的長大

晶體的長大有兩種方式:

(1)平面長大

當冷卻速度較慢時,金屬晶體以其表面向前平行推移的管道長大。晶體長大時,不同晶面的垂直方向上的長大速度不同。沿密排面的垂直方向上的長大速度最慢,而非密排面的垂直方向上的長大速度較快。平面長大的結果,晶體獲得表面為密排面的規則形狀。

 (2)樹枝狀長大

當冷卻速度較快時,晶體的棱角和棱邊的散熱條件比面上的優越,因而長大較快,成為伸入到液體中的晶枝。優先形成的晶枝稱一次晶軸,在一次晶軸增長和變粗的同時,在其側面生出新的晶枝,即二次晶軸。其後又生成三次晶軸、四次晶軸。結晶後得到具有樹枝狀的晶體。實際金屬結晶時,晶體多以樹枝狀長大管道長大

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平面長大                               樹枝狀長大

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平面長大的規則形狀晶體

樹枝狀長大的樹枝狀晶體

2.1.2同素異構轉變

    許多金屬在固態下只有一種晶體結構,如鋁、銅、銀等金屬在固態時無論溫度高低,均為面心立方晶格。鎢、鉬、釩等金屬則為體心立方晶格。但有些金屬在固態下,存在兩種或兩種以上的晶格形式,如鐵、鈷、鈦等。這類金屬在冷卻或加熱過程中,其晶格形式會發生變化。金屬在固態下隨溫度的改變,由一種晶格轉變為另一種晶格的現象,稱為同素異構轉變

    純鐵的結晶過程

    液態純鐵在1538℃進行結晶,得到具有體心立方晶格的δ-Fe。繼續冷卻到1394℃時發生同素異構轉變,成為面心立方晶格的 γ –Fe。再冷卻到912℃時又發生一次同素異構轉變,成為體心立方晶格的α –Fe

  δ-Fe(體心立方晶格)—– γ –Fe(面心立方晶格)—– α –Fe(體心立方晶格)

    以不同晶體結構存在的同一種金屬的晶體稱為該金屬的同素异晶體。上式中的δ-Fe  γ –Fe α –Fe均是純鐵的同素异晶體

    金屬的同素異構轉變與液態金屬的結晶過程相似,故稱為二次結晶或重結晶。在發生同素異構轉變時金屬也有過冷現象,也會放出潛熱,並具有固定的轉變溫度。新同素异晶體的形成也包括形核和長大兩個過程。同素異構轉變是在固態下進行,囙此轉變需要較大的過冷度。由於晶格的變化導致金屬的體積發生變化,轉變時會產生較大的內應力。例如  γ –Fe轉變為α –Fe時,鐵的體積會膨脹約1%。它可引起鋼淬火時產生應力,嚴重時會導致工件變形和開裂。

    適當提高冷卻速度,可以細化同素異構轉變後的晶粒,從而提高金屬的機械效能。

2.1.3細化鑄態金屬晶粒的措施              重點內容

    金屬結晶後,獲得由大量晶粒組成的多晶體。一個晶粒是由一個晶核長成的晶體,實際金屬的晶粒在顯微鏡下呈顆粒狀。晶粒大小可用晶粒度來表示,晶粒度號越大晶粒越細。 

        晶粒度錶

晶粒度

1

2

3

4

5

6

7

8

組織面積晶粒數(個/mm2

16

32

64

128

256

512

1024

2048

晶粒平均直徑(mm)

0.250

0.177

0.125

0.088

0.062

0.044

0.031

0.022

    在一般情况下,晶粒越小,則金屬的强度,塑性和韌性越好。工程上使晶粒細化,是提高金屬機械效能的重要途徑之一。這種方法稱為細晶强化。細化鑄態金屬晶粒有以下措施。

    1.增大金屬的過冷度

    一定體積的液態金屬中,若成核速率N(組織時間組織體積形成的晶核數,個/m3·s)越大,則結晶後的晶粒越多,晶粒就越細小;晶體長大速度G(組織時間晶體長大的長度,m/s)越快,則晶粒越粗。

   隨著過冷度的新增,形核速率和長大速度均會增大。但當過冷度超過一定值後,成核速率和長大速度都會下降。這是由於液體金屬結晶時成核和長大,均需原子擴散才能進行。當溫度太低時,原子擴散能力减弱,因而成核速率和長大速度都降低。對於液體金屬,一般不會得到如此大的過冷度,通常處於曲線的左邊上升部分。所以,隨著過冷度的增大,成核速率和長大速度都增大,但前者的增大更快,因而比值N/G也增大,結果使晶粒細化。

20170417131400 69531 - 金屬材料組織和效能的控制

成核速率、長大速度與過冷度的關係

   增大過冷度的主要辦法是提高液態金屬的冷卻速度,採用冷卻能力較强的模子。例如採用金屬型鑄模,比採用砂型鑄模獲得的鑄件晶粒要細小。

    超高速急冷科技可獲得超細化晶粒的金屬、亞穩態結構的金屬和非晶態結構的金屬。非晶態金屬具有特別高的强度和韌性、優异的軟磁效能、高的電阻率、良好的抗蝕性等。

    2.變質處理

    變質處理就是在液體金屬中加入孕育劑或變質劑,以細化晶粒和改善組織。變質劑的作用在於新增晶核的數量或者阻礙晶核的長大。例如,在鋁合金液體中加入鈦、鋯;鋼水中加入鈦、釩、鋁等,都可使晶粒細化。

    3.振動 

    在金屬結晶的過程中採用機械振動、超聲波振動等方法,可以破碎正在生長中的樹枝狀晶體,形成更多的結晶覈心,獲得細小的晶粒。

    4.電磁攪拌

    將正在結晶的金屬置於一個交變電磁場中,由於電磁感應現象,液態金屬會翻滾起來,沖斷正在結晶的樹枝狀晶體的晶枝,新增結晶覈心,從而可細化晶粒。

2.1.4鑄錠的結構

一.鑄錠結構

   鑄錠分為三個各具特徵的晶區:

20170417131400 32025 - 金屬材料組織和效能的控制

(1)細晶區;(2)柱狀晶區;(3)等軸晶區

鑄錠結構

    ①細等軸晶區 液體金屬注入錠模時,由於錠模溫度不高,傳熱快,外層金屬受到激冷,過冷度大,生成大量的晶核。同時模壁也能起非自發晶核的作用。結果,在金屬的表層形成一層厚度不大、晶粒很細的細晶區。

    ②柱狀晶區 細晶區形成的同時,錠模溫度升高,液體金屬的冷卻速度降低,過冷度减小,生核速率降低,但此時長大速度受到的影響較小。結晶時,優先長大方向(即一次晶軸方向)與散熱最快方向(一般為往外垂直模壁的方向)的反方向一致的晶核向液體內部平行長大,結果形成柱狀晶區。

    ③粗等軸晶區 隨著柱狀晶區的發展,液體金屬的冷卻速度很快降低,過冷度大大减小,溫度差不斷降低,趨於均勻化;散熱逐漸失去方向性,所以在某個時候,剩餘液體中被推來和漂浮來的、以及從柱狀晶上被沖下的二次晶枝的碎塊,可能成為晶核,向各個方向均勻長大,最後形成一個粗大的等軸晶區。

二.鑄錠晶粒形狀的影響因素

    柱狀是由外往裏順序結晶的,晶質較緻密。但柱狀晶的接觸面由於常有非金屬夾雜或低熔點雜質而為弱面,在熱軋、鍛造時容易開裂,所以對於熔點高和雜質多的金屬,例如鐵、鎳及其合金,不希望生成柱狀晶;但對於熔點低,不含易熔雜質,塑性較好的金屬,即使全部為柱狀晶,也能順利地進行熱軋、熱鍛,所以鋁、銅等有色金屬及合金,反而希望鑄錠得到柱狀晶結構。

   柱狀晶的效能具有明顯的方向性,沿柱狀晶晶軸方向的强度較高。對於那些主要受單向載荷的機器零件,例如汽輪機葉片等,柱狀晶結構是非常理想的。

    金屬加熱溫度高,冷卻速度大,鑄造溫度高和澆注速度大等,有利於在鑄錠或鑄件的截面上保持較大的溫度梯度,獲得較發達的柱狀晶。結晶時單向散熱,有利於柱狀晶的生成。

   為了獲得柱狀晶結構,可採用定向結晶的方法。具有細長柱狀晶的鋁鎳鈷永磁合金即是用這種方法生產的。

    等軸晶沒有弱面,其晶枝彼此嵌入,結合較牢,效能均勻,無方向性,是一般情况下的金屬特別是鋼鐵鑄件所要求的結構。鑄造溫度低,冷卻速度小等,有利於截面溫度的均勻性,促進等軸晶的形成。

    用機械振動、電磁攪拌等方法,可破壞柱狀晶的形成,有利於等軸晶的形成。若冷卻速度很快,可全部獲得細小的等軸晶,砂型鑄造往往得到較粗的等軸晶。

2.1.5單晶的制取

   單晶是電子元件和雷射元件的重要原料。金屬單晶也開始應用於某些特殊場合如噴氣發動機葉片等。

   根據結晶理論,製備單晶的基本要求是液體結晶時只存在一個晶核,要嚴格防止另外形核。

20170417131400 20205 - 金屬材料組織和效能的控制    

單晶制取

    想一想  根據製備單晶的基本要求請設計一種單晶制取方法

單晶的制取

   根據結晶理論,製備單晶的基本要求是液體結晶時只存在一個晶核,並且嚴格防止另外形核。

   單晶可用下列兩種方法制取。

    1.尖端形核法

    將原料放入一個尖底的園柱形坩堝中加熱熔化,然後讓坩堝緩慢地向冷卻區下降,底部尖端的液體首先達到過冷狀態,開始形核。恰當控制各種因素,就可能形成一個晶核。隨著坩堝的繼續緩慢下降,晶體不斷長大而獲得單晶。

    2.垂直提拉法

    先將坩堝中原料加熱熔化,並使其溫度保持在稍高於資料的熔點之上。將籽晶夾在籽晶杆上。然後讓籽晶與熔體接觸。將籽晶一面轉動一面緩慢地拉出,即長成一個單晶。這種方法廣泛地用於制取電子工業中應用的單晶矽。

2.2  合金的結晶

   合金的結晶過程較為複雜通常運用合金相圖來分析合金的結晶過程。

    相圖是表明合金系中各種合金相的平衡條件和相與相之間關係的一種簡明示圖,也稱為平衡圖或狀態圖。

    平衡  是指在一定條件下合金系中參與相變過程的各相的成分和相對重量不再變化所達到一種狀態。此時合金系的狀態穩定,不隨時間而改變。合金在極其緩慢冷卻的條件下的結晶過程,一般可以認為是平衡的結晶過程。

   在常壓下,二元合金的相狀態决定於溫度和成分。囙此二元合金相圖可用溫度成分坐標系的平面圖來表示。

    銅鎳二元合金相圖是一種最簡單的基本相圖。圖中的每一點表示一定成分的合金在一定溫度時的穩定相狀態。

例如,A點表示,含30%Ni的銅鎳合金在1200℃時處於液相L+固相α的兩相狀態B點表示60%Ni的銅鎳合金在1000℃時處於單一α固相狀態。

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2.2.1  二元合金的結晶

一.發生勻晶反應的合金的結晶

   Cu-Ni相圖為典型的勻晶相圖。

   相圖中acb線為液相線,該線以上合金處於液相;adb 為固相線,該線以下合金處於固相。液相線和固相線表示合金系在平衡狀態下冷卻時結晶的始點和終點以及加熱時熔化的終點和始點。

    單相區

    L為液相,是CuNi形成的液溶體; 

   α為固相,是CuNi組成的無限固溶體。

    雙相區: L +α 相區。

   Fe-Cr、Au-Ag合金也具有勻晶相圖。

    以b點成分的合金(Ni含量為b%)為例分析結晶過程

   在1點溫度以上,合金為液相L。緩慢冷卻至1-2溫度之間時,合金發生勻晶反應: Lα,從液相中逐漸結晶出α固溶體。2點溫度以下,合金全部結晶為α固溶體,其它成分合金的結晶過程也完全類似。

勻晶結晶特點

    1.與純金屬一樣, α 固溶體從液相中結晶出來的過程中,也包括有生核與長大兩個過程,但固溶體更趨於呈樹枝狀長大。

    2.固溶體結晶在一個溫度區間內進行,即為一個變溫結晶過程。

    3.在兩相區內,溫度一定時,兩相的成分(即Ni含量)是確定的。確定相成分的方法是:過指定溫度T1作水平線,分別交液相線和固相線於a1c1點,則a1c1點成分軸上的投影點即相應為L相和α 相的成分。隨著溫度的下降,液相成分沿液相線變化,固相成分沿固相線變化。到溫度T2時,  L相成分及α相成分分別為a2c2點在成分軸上的投影。

    4.在兩相區內,溫度一定時,兩相的重量比是一定的,如在T1溫度時,兩相的重量比可用下式表達:

 20170417131401 55288 - 金屬材料組織和效能的控制

 式中, QLL相的重量; Qαα相的重量;b1c1a1b1 為線段長度,可用其濃度座標上的數位來度量。

   上式可寫成     

   這個式子與力學中的杠杆定律相似,因而亦被稱作杠杆定律。由杠杆定律不難算出合金中液相和固相在合金中所占的相對質量,即質量百分數(簡稱相對質量)分別為:

       20170417131401 82488 - 金屬材料組織和效能的控制

    運用杠杆定律時要注意,它只適用於相圖中的兩相區,並且只能在平衡狀態下使用。杠杆的兩個端點為給定溫度時兩相的成分點,而支點為合金的成分點。

              杠杆定律證明(2nd1)

    5.固溶體結晶時成分是變化的,緩慢冷卻時由於原子的擴散能充分進行,形成的是成分均勻的固溶體。如果冷卻較快,原子擴散不能充分進行,則形成成分不均勻的固溶體。先結晶的樹枝晶軸含高熔點組元較多,後結晶的樹枝晶枝幹含低熔點組元較多。結果造成在一個晶粒內化學成分的分佈不均。這種現象稱為枝晶偏析。枝晶偏析對資料的機械效能、抗腐蝕效能、工藝效能都不利。生產上為了消除其影響,常把合金加熱到高溫(低於固相線100左右),並進行長時間保溫,使原子充分擴散,獲得成分均勻的固溶體,這種處理稱為擴散退火。

20170417131401 77447 - 金屬材料組織和效能的控制    

                          Cu-Ni合金枝晶偏析示意圖

二.發生共晶反應的合金的結晶

    Pb-Sn合金相圖中有三種相,  

   Pb與Sn形成的液溶體L相,              

   Sn溶於Pb中的有限固溶體α相, 

   Pb溶於Sn中的有限固溶體β相。

   相圖中有三個單相區:  L、α 、β 

   三個雙相區:L+α L+β、α+β   

   一條L+α+β的三相共存線(水平線cde)。這種相圖稱為共晶相圖。

    (Al-Si、Ag-Cu合金也具有共晶相圖。

  20170417131402 12748 - 金屬材料組織和效能的控制

Pb-Sn合金相圖

 

    d點為共晶點,表示此點成分(共晶成分)的合金冷卻到此點所對應的溫度(共晶溫度)時, 共同結晶出c點成分的α相和e點成分的β相。  

   一種液相在恒溫下同時結晶出兩種固相的反應叫做共晶反應。所生成的兩相混合物叫共晶體。發生共晶反應時有三相共存,它們各自的成分是確定的, 反應在恒溫下平衡地進行。水平線cde為共晶反應線,成分在ce之間的合金平衡結晶時都會發生共晶反應。 

    cf線為Sn在Pb中的溶解度線(或α相的固溶線)。溫度降低,固溶體的溶解度下降。Sn含量大於f點的合金從高溫冷卻到室溫時,從α相中析出β相以降低α相中Sn含量。從固態α相中析出的β相稱為二次β寫作βII 。這種二次結晶可表達為:α→ βII

    eg線為Pb在Sn中溶解度線(或β相的固溶線)。Sn含量小g點的合金,冷卻過程中同樣發生二次結晶,析出二次α  

1.合金I的平衡結晶過程

合金I的結晶過程

    液態合金冷卻到1點溫度以後,發生勻晶結晶過程,至2點溫度合金完全結晶成α固溶體,隨後的冷卻(2-3點間的溫度),α相不變。從3點溫度開始,由於Sn在α中的溶解度沿cf線降低,從α中析出βII到室溫時α中Sn含量逐漸變為f點。最後合金得到的組織為α+βII 。其組成相是f點成分的α相和g點成分的β相。運用杠杆定律,兩相的相對重量為:

20170417131402 54931 - 金屬材料組織和效能的控制

    合金室溫組織由α和β組成,α和βII即為組織組成物。組織組成物是指合金組織中那些具有確定本質,一定形成機制的特殊形態的組成部分。組織組成物可以是單相,或是兩相混合物。

    合金I的室溫組織組成物α和βII 皆為單相,所以它的組織組成物的相對重量與組成相的相對重量相等。

20170417131402 33597 - 金屬材料組織和效能的控制

2. 合金II的結晶過程

    共晶合金的結晶過程示意圖  

   合金II為共晶合金。合金從液態冷卻到1點溫度後,發生共晶反應:Lα+β) ,經一定時間到1¢時反應結束,全部轉變為共晶體α+β。從共晶溫度冷卻至室溫時,共晶體中的α和β均發生二次結晶,從α中析出二次β從β中析出二次α。α的成分由c點變f點,β的成分由e點變為g點,兩種相的相對重量依杠杆定律變化。由於析出的二次β和二次α 都相應地同β和α相連在一起,共晶體的形態和成分不發生變化。合金的室溫組織全部為共晶體,即只含一種組織組成物;其組成相仍為α和β相。

 20170417131403 94241 - 金屬材料組織和效能的控制

  共晶合金組織的形態

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3.合金的結晶過程

    亞共晶合金的結晶過程示意圖              

    合金亞共晶合金,合金冷卻到1點溫度後,由勻晶反應生成α固溶體,叫初生α固溶體。從1點到2點溫度的冷卻過程中,按照杠杆定律,初生α的成分沿ac線變化,液相成分沿ad線變化;初生α逐漸增多,液相逐漸减少。當剛冷卻到2點溫度時,合金由c點成分的初生α 相和d點成分的液相組成。然後液相進行共晶反應,但初生α相不變化。經一定時間到2¢點共晶反應結束時,合金轉變為α+(α+β。從共晶溫度繼續往下冷卻,初生α中不斷析出成分由c點降至f點;共晶體形態、成分和總量保持不變。合金的室溫組織為初生α+ +二次β +(α+β),合金的組成相為α 和β它們的相對重量為:

20170417131404 89165 - 金屬材料組織和效能的控制

    成分在cd之間的所有亞共晶合金的結晶過程與合金相同,僅組織組成物和組成相的相對重量不同,成分越靠近共晶點,合金中共晶體的含量越多。

   合金的組織組成物相對質量可應用杠杆定律求得

   位於共晶點右邊,成分在de之間的合金為過共晶合金(例如圖中的合金),結晶過程與亞共晶合金相似,室溫組織為初生β+二次α+(α+β

20170417131404 15748 - 金屬材料組織和效能的控制

20170417131404 93688 - 金屬材料組織和效能的控制

  亞共晶合金組織

 過共晶合金組織

     做一做:分析過共晶合金的結晶過程。   

20170417131405 65075 - 金屬材料組織和效能的控制

難點2-2  亞共晶合金組織組成物的品質分數

[老師提示] 

   亞共晶合金組織組成物的品質分數可兩次應用杠杆定律求得。

  20170417131402 12748 - 金屬材料組織和效能的控制  

   亞共晶合金的組織組成物為:初生αβII和共晶體α+β

   根據結晶過程分析,先求合金在剛冷到2點溫度而尚未發生共晶反應時αL相的品質分數相對重量。

   其中,液相在共晶反應後全部轉變為共晶體α+β),囙此這部分液相的品質分數就是室溫組織中共晶體α+β的品質分數。

   初生αc冷卻不斷析出βII到室溫後轉變為αfβII。按照杠杆定律,可求出αfβIIαfβII的品質分數(注意,杠杆支點在c點),再乘以初生αc在合金中的品質分數,求得αfβII占合金的品質分數。

   得到合金III在室溫下的三種組織組成物的品質分數為

20170417131405 21470 - 金屬材料組織和效能的控制

三.發生包晶反應的合金的結晶 

   Pt-Ag、Ag-Sn、Sn-Sb合金具有包晶相圖。

   Pt-Ag合金相圖中存在三種相: 

   Pt與Ag形成的液溶體L相; 

   Ag溶於Pt中的有限固溶體α相;

   Pt溶於Ag中的有限固溶體β。 

  e點為包晶點,e點成分的合金冷卻到 e點所對應的溫度(包晶溫度)時發生包晶反應L+α→β。 發生包晶反應時三相共存,它們的成分確定, 反應在恒溫下平衡地進行。水平線ced為包晶反應線。 

   cf為Ag在α中的溶解度線,eg為Pt在β中的溶解度線。 20170417131405 21198 - 金屬材料組織和效能的控制

              Pt-Ag合金相圖 

合金I的結晶過程    合金冷卻到1點溫度以下時結晶出α固溶體,α相成分沿ac線變化,L相成分沿ad線變化。合金剛冷到2點溫度而尚未發生包晶反應前,由 c點成分的α 相與d點成分的L相組成。此兩相在e點溫度時發生包晶反應,L相包圍α 相而形成β。反應結束後,L相與α 相正好全部反應耗盡,形成e點成分的β固溶體。溫度繼續下降,從β中析出二次α 。最後室溫組織為β+二次α。其組成相和組織組成物的成分和相對重量可根據杠杆定律來確定。

四. 發生共析反應的合金的結晶         

   下圖中的下半部為共析相圖, 其形狀與共晶相圖類似。

20170417131406 77155 - 金屬材料組織和效能的控制

共析相圖

   d點成分(共析成分)的合金從液相經過勻晶反應生成γ相後,繼續冷卻到d點溫度(共析溫度)時, 在此恒溫下發生共析反應:γ→ α+β)         

   由一種固相轉變成完全不同的兩種相互關聯的固相, 此兩相混合物稱為共析體。共析相圖中各種成分合金的結晶過程的分析與共晶相圖相似, 但因共析反應是在固態下進行的,所以共析產物比共晶產物要細密得多。

五.含有穩定化合物的合金的結晶  

   在某些二元合金中, 常形成一種或幾種穩定化合物。這些化合物具有一定的化學成分、固定的熔點,且熔化前不分解,也不發生其它化學反應。例如Mg-Si合金, 就能形成穩定化合物Mg2Si。Mg-Si合金相圖屬於含有穩定化合物的相圖。

20170417131406 82843 - 金屬材料組織和效能的控制

   含有穩定化合物的相圖

    在分析這類相圖時,可把穩定化合物看成為一個獨立的組元, 並將整個相圖分割成幾個簡單相圖。囙此,Mg-Si相圖可分為Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si兩個相圖來進行分析。     

    老師提示   合金的效能取決於它的成分和組織, 相圖則可反映不同成分的合金在室溫時的平衡組織。囙此,具有平衡組織的合金的效能與相圖之間存在著一定的對應關係。

2.2.2合金的效能與相圖的關係  

一.合金的使用效能與相圖的關係  

   具有勻晶相圖、共晶相圖的合金的機械效能和物理性能隨成分而變化的一般規律見下圖。 

   固溶體的效能與溶質元素的溶入量有關,溶質的溶入量越多, 晶格畸變越大,則合金的强度、硬度越高,電阻越大。當溶質原子含量大約為50%時,晶格畸變最大,而上述效能達到極大值, 所以效能與成分的關係曲線具有透鏡狀。

   兩相組織合金的機械效能和物理性能與成分呈直線關係變化, 兩相單獨的效能已知後,合金的某些效能可按組成相效能依百分含量的關係疊加的辦法求出。

   例如硬度: 

               

               

   對組織較敏感的某些效能如强度等, 與組成相或組織組成物的形態有很大關係。組成相或組織組成物越細密,强度越高(見圖中虛線)。當形成化合物時, 則在效能一成分曲線上於化合物成分處出現極大值或極小值。  

20170417131406 91219 - 金屬材料組織和效能的控制

合金的使用效能與相圖的關係示意圖 

二.合金的工藝效能與相圖的關係  

   合金的鑄造效能與相圖的關係:

   純組元和共晶成分的合金的流動性最好,縮孔集中,鑄造效能好。相圖中液相線和固相線之間距離越小,液體合金結晶的溫度範圍越窄,對澆注和鑄造質量越有利。合金的液、固相線溫度間隔大時,形成枝晶偏析的傾向性大;同時先結晶出的樹枝晶阻礙未結晶液體的流動,而降低其流動性, 增多分散縮孔。所以,鑄造合金常選共晶或接近共晶的成分。

   單相合金的鍛造性能好。合金為單相組織時變形抗力小,變形均勻,不易開裂,因而變形能力大。雙相組織的合金變形能力差些,特別是組織中存在有較多的化合物相時,因為它們都很脆。 

20170417131407 24225 - 金屬材料組織和效能的控制

 合金的鑄造效能與相圖的關係示意圖 

2.2.3鐵碳合金的結晶

.鐵碳相圖                                   老師提示:重點內容

   鐵碳相圖是研究鋼和鑄鐵的基礎,對於鋼鐵資料的應用以及熱加工和熱處理工藝的制訂也具有重要的指導意義。

   鐵和碳可以形成一系列化合物,如Fe3C、Fe2C、FeC等,有實用意義並被深入研究的只是Fe-Fe3C部分,通常稱其為Fe-Fe3C相圖,此時相圖的組元為Fe和Fe3C。

  20170417131407 54362 - 金屬材料組織和效能的控制    

 Fe-Fe3C相圖

              Fe-Fe3C相圖中各點的溫度、碳含量及含義

符號

溫度,

碳含量

ω(C)%

含義

A

1538

0

純鐵的熔點

B

1495

0.53

包晶轉變時液態合金的成分

C

1148

4.30

     共晶點Lc   AE+Fe3C

D

1227

6.69

Fe3C的熔點

E

1148

2.11

碳在γ-Fe中的最大溶解度

F

1148

6.69

Fe3C的成分

G

912

0

 α-Fe γ-Fe同素異構轉變點(A3

H

1495

0.09

碳在δ-Fe中的最大溶解度

J

1495

0.17

包晶點LB+δH  AJ

K

727

6.69

Fe3C的成分

N

1394

0

 γ-Fe  δ-Fe同素異構轉變點(A4

P

727

0.0218

碳在α-Fe中的最大溶解度

S

727

0.77

共析點(A1)AsFP+Fe3C

Q

600

0.0057

600時碳在α-Fe中的溶解度

(室溫)

(0.0008)

 

1.鐵碳合金的組元

   (1)Fe 鐵是過渡族元素,熔點或凝固點為1538相對密度是7.87g/cm3。純鐵從液態結晶為固態後,繼續冷卻到1394及912時,先後發生兩次同素異構轉變

     純鐵是如何結晶的

   工業純鐵的機械效能特點是强度低、硬度低、塑性好。主要機械效能如下:

   抗拉强度極限 σb       180MPa~230MPa

   抗拉屈服極限σ0.2     100MPa~170MPa 

   延伸率 δ                30%~50% 

   斷面收縮率ψ           70%~80%

   衝擊韌性ak               1.6×106J/m2~2×106J/m2

   硬度                     50HB~80HB

    (2)Fe3C  Fe3C是Fe與C的一種具有複雜結構的間隙化合物,通常稱為滲碳體,用Cm表示。

    滲碳體的機械性能特點是硬而脆,大致效能如下:

抗拉强度極限 σb

延伸率

δ     

斷面收縮率ψ   

衝擊韌性

 ak    

硬度

30MPa

0

0

0

800 HB

20170417131407 29673 - 金屬材料組織和效能的控制

2.鐵碳合金中的相

    Fe-Fe3C相圖中存在五種相。

    液相L 液相L是鐵與碳的液溶體。

     δδ相又稱高溫鐵素體,是碳在 δ-Fe中的間隙固溶體,呈體心立方晶格,在1394以上存在,在1495時溶碳量最大,為0.09%。

     α相 α相也稱鐵素體,用符號 F α表示,是碳在   α-Fe中的間隙固溶體,呈體心立方晶格。鐵素體中碳的固溶度極小,室溫時約為0.0008%,600時為0.0057%,在727時溶碳量最大,為0.0218%。鐵素體的性能特點是强度低、硬度低、塑性好。其機械效能與工業純鐵大致相同。

     γ相  相常稱奧氏體,用符號 A γ表示,是碳在 γ-Fe中的間隙固溶體,呈面心立方晶格。奧氏體中碳的固溶度較大,在1148時溶碳量最大達2.11%。奧氏體的强度較低,硬度不高,易於塑性變形。

    Fe3C Fe3C相是一個化合物相,其晶體結構和效能已於前述,滲碳體根據生成條件不同有條狀、網狀、片狀、粒狀等形態,對鐵碳合金的機械效能有很大影響。

3.相圖中重要的點和線 

重要的點

   J為包晶點。合金在平衡結晶過程中冷卻到1495時,B點成分的L與H點成分的 δ發生包晶反應,生成J點成分的A。

    C點為共晶點。合金在平衡結晶過程中冷卻到1148℃時,C點成分的L發生共晶反應, 生成E點成分的A和Fe3C。共晶反應在恒溫下進

行,反應過程中L、A、Fe3C三相共存。

    共晶反應的產物是奧氏體與滲碳體的共晶混和物,稱萊氏體,以符號Le表示。

    萊氏體中的滲碳體稱共晶滲碳體。在顯微鏡下萊氏體的形態是:塊狀或粒狀A(室溫時轉變成珠光體)分佈在滲碳體基體上。

    S點為共析點。合金在平衡結晶過程中冷卻到727時,S點成分的A發生共析反應,生成P點成分的F和Fe3C。共析反應在恒溫下進行,反應過程中,A、F、Fe3C三相共存。

    共析反應的產物是鐵素體與滲碳體的共析混合物,稱珠光體,以符號P表示。

     珠光體中的滲碳體稱共析滲碳體。在顯微鏡下珠光體的形態呈層片狀。在放大倍數很高時,可清楚看到相間分佈的滲碳體片(窄條)與鐵素體片(寬條)。

    珠光體的强度較高,塑性、韌性和硬度介於滲碳體和鐵素體之間,其機械效能如下: 

抗拉强度極限σb

衝擊韌性

ak

延伸率

δ 

硬度 

770MPa

3×105J/m2 4×105J/m2 

20%~35%

180HB

Fe-Fe3C相圖中重要的線:

   水平線HJB為包晶反應線。碳含量0.09%~0.53%的鐵碳合金在平衡結晶過程中均發生包晶反應。

   水平線ECF為共晶反應線。碳含量在2.11%~6.69%之間的鐵碳合金,在平衡結晶過程中均發生共晶反應。

   水平線PSK為共析反應線。碳含量0.0218%~6.69%的鐵碳合金,在平衡結晶過程中均發生共析反應。PSK線亦稱A1線。

   GS是合金冷卻時自A中開始析出F的臨界溫度線,通常稱A3線。

    ES是碳在A中的固溶線,通常叫做Acm線。由於在1148時A中溶碳量最大可達2.11%,而在727時僅為0.77%,囙此碳含量大於0.77%的鐵碳合金自1148冷至727的過程中,將從A中析出Fe3C。析出的滲碳體稱為二次滲碳體(Fe3CII)。 Acm線亦為從A中開始析出Fe3CII的臨界溫度線。

    PQ線是碳在F中固溶線。在727℃時F中溶碳量最大可達0.0218%,室溫時僅為0.0008%,囙此碳含量大於0.0008%的鐵碳合金自727℃冷至室溫的過程中將從F中析出Fe3C。析出的滲碳體稱為三次滲碳體(Fe3CIIIPQ線亦為從F中開始析出Fe3CIII的臨界溫度線。Fe3CIII數量極少往往予以忽略。

.典型鐵碳合金的平衡結晶過程

      根據Fe-Fe3C相圖,鐵碳合金可分為三類:

    (1)工業純鐵[ω(C)0.0218%]

    (2)[0.0218%<ω(C)2.11%    亞共析鋼 0.0218%<ω(C)<0.77%

                                  共析鋼   ω(C)= 0.77%

                                  過共析鋼 0.77%<ω(C)≤2.11%

   (3)白口鑄鐵[2.11%<ω(C)<6.69%]亞共晶白口鑄鐵 2.11%<ω(C)<4.3%

                                  共晶白口鑄鐵   ω(C)= 4.3%

                                  過共晶白口鑄鐵 4.3%<ω(C)<6.69%

    幾種碳鋼的鋼號和碳含量

類型

亞共析鋼

共析鋼

過共析鋼

鋼號

20   45   60

T8

T10   T12

碳品質分數/%

0.20 0.45  0.60

0.80

1.00   1.20

下麵分別對圖中七種典型鐵碳合金的結晶過程進行分析

20170417131407 15145 - 金屬材料組織和效能的控制 

典型鐵碳合金在Fe-Fe3C相圖中的位置

    1.工業純鐵(C0.0218%)

    以碳品質分數為0.01%的鐵碳合金為例,其平衡結晶過程為:

    合金在1點以上為液相L。冷卻至稍低於1點時,開始從L中結晶出δ至2點合金全部結晶為δ

   從3點起,δ逐漸轉變為A,至4點全部轉變完了。

   4-5點間A冷卻不變,自5點始,從A中析出FF在A晶界處生核並長大,至6點時A全部轉變為F

   在6-7點間F冷卻不變。

   在7-8點間,從F晶界析出Fe3CIII

   囙此合金的室溫平衡組織為F+ Fe3CIII。F呈白色塊狀;Fe3CIII量極少,呈小白片狀分佈於F晶界處。若忽略Fe3CIII,則組織全為F。

純鐵的室溫平衡組織

20170417131408 40162 - 金屬材料組織和效能的控制

  鐵素體 

20170417131408 54835 - 金屬材料組織和效能的控制

2.共析鋼(C=0.77%)                      老師提示:重點內容  

    碳品質分數為0.77%的鋼為共析鋼,其平衡結晶過程為:

   合金冷卻時,於1點起從L中晶出A,至2點全部結晶完了。

   在2-3點間A冷卻不變。

   至3點時,A發生共析反應生成P。從3¢繼續冷卻至4點,P不發生轉變。囙此共析鋼的室溫平衡組織全部為P。P呈層片狀。

20170417131408 60911 - 金屬材料組織和效能的控制 

  共析鋼的室溫組織

    共析鋼的室溫組織組成物全部是P,而組成相為F和Fe3C,它們的品質分數為:

    20170417131408 71327 - 金屬材料組織和效能的控制

    

20170417131409 40745 - 金屬材料組織和效能的控制

 

3.亞共析鋼(0.0218%<C<0.77%)

    以碳品質分數為0.4%的鐵碳合金為例,平衡結晶過程

    合金冷卻時,從1點起自L中結晶出δ至2點時,L成分變為0.53%C,δ變為0.09%C,發生包晶反應生成A0.17 。反應結束後尚有多餘的L

   2¢點以下,自L中不斷結晶出至3點合金全部轉變為A

   在3-4點間A冷卻不變,從4點起,冷卻時由A中析出F,F在A晶界處優先生核並長大,而A和F的成分分別沿GSGP線變化。

   至5時,A的成分變為0.77%C,F的成分變為0.0218%C。此時A發生共析反應,轉變為P,F不變化。

   從5¢繼續冷卻至6點,合金組織不發生變化,囙此室溫平衡組織為F+P。F呈白色塊狀;P呈層片狀,放大倍數不高時呈黑色塊狀。碳含量大於0.6%的亞共析鋼,室溫平衡組織中的F常呈白色網狀,包圍在P周圍。

   含0.4%C的亞共析鋼的組織組成物為F和P,它們的品質分數為:

      20170417131409 45322 - 金屬材料組織和效能的控制

       

      

  

   鋼的組成相為F和Fe3C,它們的品質分數為:

      20170417131410 62750 - 金屬材料組織和效能的控制

   

     

 

   亞共析鋼的碳品質分數可由其室溫平衡組織來估算。若將F中的碳含量忽略不計,則鋼中的碳含量全部在P中,囙此由鋼中P的品質分數可求出鋼的碳品質分數:

C%=P%×0.77%

式中,C%表示鋼的碳品質分數,P%表示鋼中P的品質分數。由於P和F的密度相近,鋼中P和F的品質分數可以近似用P和F的面積百分數來估算。 

20170417131410 25702 - 金屬材料組織和效能的控制

 

45鋼的室溫平衡組織

20170417131410 30456 - 金屬材料組織和效能的控制

 鐵素體+珠光體 

4.過共析鋼(0.77%<C2.11%)   

   以碳品質分數為1.2%的鐵碳合金為例,其平衡結晶過程為:

    合金冷卻時,從1點起自L中結晶出A,至2點全部結晶完了。在2-3點間A冷卻不變,從3點起,由A中析出Fe3CII,Fe3CII呈網狀分佈在A晶界上。至4點時A的碳含量降為0.77%,4-4¢發生共析反應轉變為P,而Fe3CII不變化。在4¢-5點間冷卻時組織不發生轉變。囙此室溫平衡組織為Fe3CII+P。在顯微鏡下, Fe3CII呈網狀分佈在層片狀P周圍。 

    含1.2%C的過共析鋼的組成相為F和Fe3C; 組織組成物為Fe3CII和P,它們的品質分數為:

          20170417131411 89953 - 金屬材料組織和效能的控制 

                       

20170417131411 66478 - 金屬材料組織和效能的控制

5.共晶白口鑄鐵(C=4.3%)

    合金在1點發生共晶反應,由L轉變為(高溫)萊氏體Le[即(A+Fe3C)]。1¢-2點間,Le中的A不斷析出Fe3CII。Fe3CII與共晶Fe3C相連,在顯微鏡下無法分辨,但此時的萊氏體由A+ Fe3CII+ Fe3C組成。由於Fe3CII的析出,至2點時A的碳含量降為0.77%,並發生共析反應轉變為P;高溫萊氏體Le轉變成低溫萊氏體Le¢(P+ Fe3CII+ Fe3C)。從2¢至3點組織不變化。所以室溫平衡組織仍為Le¢,由黑色條狀或粒狀P和白色Fe3C基體組成。

    共晶白口鑄鐵的組織組成物全長為Le¢,而組成相還是F和Fe3C。 

20170417131411 24343 - 金屬材料組織和效能的控制

   共晶白口鑄鐵室溫平衡組織130×    

    6.亞共晶白口鑄鐵(2.11%<C<4.3%)

    以碳含量為3%的鐵碳合金為例。

    合金自1點起,從L中結晶出初生A,至2點時L的成分變為含4.3%C(A的成分變為含2.11%C),發生共晶反應轉變為Le,而A不參與反應,在2¢-3點間繼續冷卻時,初生A不斷在其晶界上析出Fe3CII,同時Le中的A也析出Fe3CII。至3點溫度時,所有A的成分均變為0.77%C,初生A發生共析反應轉變為P;高溫萊氏體Le也轉變為低溫萊氏體Le¢。在3¢點以下到4點,冷卻不引起轉變。囙此室溫平衡組織為P+ Fe3CII+Le¢。網狀Fe3CII分佈在粗大塊狀P的周圍,Le¢則由條狀或粒狀P和Fe3C基體組成。

    亞共晶白口鑄鐵的組成相為F和Fe3C;組織組成物為P、Fe3CII和Le¢。  

    

20170417131411 58400 - 金屬材料組織和效能的控制

20170417131412 24925 - 金屬材料組織和效能的控制

 亞共晶白口鑄鐵室溫平衡組織 130× 

 過共晶白口鑄鐵室溫平衡組織130×

   7.過共晶白口鑄鐵(4.3%<C<6.69%)

   過共晶白口鑄鐵的室溫平衡組織為Fe3CI+Le¢。Fe3CI呈長條狀,Le¢由黑色條狀或粒狀P和白色Fe3C基體組成。

根據以上對鐵碳合金結晶過程的分析將組織標注在鐵碳相圖中 

        20170417131412 58686 - 金屬材料組織和效能的控制

 標注組織的Fe-Fe3C相圖 

三.鐵碳合金的成分—組織—效能關係    

   按照鐵碳相圖, 鐵碳合金在室溫下的組織都由F和Fe3C兩相組成,兩相的品質分數由杠杆定律確定。隨碳含量的新增,F的量逐漸變少, 由100%按直線關係變至0%(含6.69%C時);Fe3C的量則逐漸增多, 由0%按直線關係變至100%。 

   在室溫下,碳含量不同時,不僅F和Fe3C的相對重量變化, 而且兩相相互組合的形態即合金的組織也在變化。隨碳含量增大,組織按下列順序變化: 

       F、F+P、P、P+Fe3CII、P+Fe3CII+Le’、Le’、Le’+Fe3CIFe3C

   各個區間的組織組成物的品質分數用杠杆定律求出,。碳品質分數小於0.0218%的合金的組織全部為F;0.77%C時全部為P; 4.3%C時全部為Le’;6.69%C時全部為Fe3C。在上述碳含量之間,則為相應組織組成物的混合物。  

 20170417131412 65302 - 金屬材料組織和效能的控制 

鐵碳合金的成分一組織一效能的對應關係 

相圖的形狀與合金的效能之間存在一定的對應關係。

   硬度主要决定於組織中組成相或組織組成物的硬度和品質分數,隨碳含量的新增,由於硬度高的Fe3C增多,硬度低的F减少,合金的硬度呈直線關係增大, 由全部為F的硬度約80HB增大到全部為Fe3C時的約800HB。

   强度是一個對組織形態很敏感的效能。隨碳含量的新增, 亞共析鋼中P增多而F减少。P的强度比較高,其大小與細密程度有關。組織越細密, 則强度值越高。F的强度較低。所以亞共析鋼的强度隨碳含量的增大而增大。但當碳品質分數超過共析成分之後,由於强度很低的Fe3CII沿晶界出現,合金强度的增高變慢,到約0.9%C時, Fe3CII沿晶界形成完整的網,强度迅速降低,隨著碳品質分數的進一步新增,强度不斷下降,到2.11%C後,合金中出現Le時, 强度已降到很低的值。再新增碳含量時,由於合金基體都為脆性很高的Fe3C,强度變化不大且值很低,趨於Fe3C的强度(約20MPa~30MPa)。

   塑性鐵碳合金中Fe3C是極脆的相, 沒有塑性。合金的塑性變形全部由F提供。所以隨碳含量的增大,F量不斷减少時,合金的塑性連續下降。到合金成為白口鑄鐵時, 塑性就降到近於零值了。

   亞共析鋼的硬度、强度和塑性可根據成分或組織作如下的估算:

      硬度80×ω(F)+180×ω(P) (HB)

      或硬度80×ω(F)+800×ω(Fe3C) (HB)

      强度( σb230×ω(F)+770×ω(P) (MPa)

      延伸率(δ50×ω(F)+20×ω(P) (%)

   式中的數位相應為FP或Fe3C的大概硬度、强度和延伸率;符號相應表示組織中F、P或Fe3C的品質分數。 

實驗二鐵碳合金平衡組織觀察和分析

四.Fe- Fe3C相圖的應用

    Fe- Fe3C相圖在生產中具有巨大的實際意義,主要應用在鋼鐵資料的選用和加工工藝的制訂兩個方面。

    1.在鋼鐵資料選用方面的應用 Fe- Fe3C相圖所表明的成分-組織-效能的規律,為鋼鐵資料的選用提供了根據。

    建築結構和各種型鋼需用塑性、韌性好的資料,選用碳含量較低的鋼材。

    機械零件需要强度、塑性及韌性都較好的資料,應選用碳含量適中的中碳鋼。    

    工具要用硬度高和耐磨性好的資料,則選碳含量高的鋼鐘。

    純鐵的强度低,不宜用做結構資料,但由於其導磁率高,矯頑力低,可作軟磁材料使用,例如做電磁鐵的鐵芯等。

   白口鑄鐵硬度高、脆性大,不能切削加工,也不能鍛造,但其耐磨性好,鑄造性能優良,適用於作要求耐磨、不受衝擊、形狀複雜的鑄件,例如拔絲模、冷軋輥、貨車輪、犁鏵、球磨機的磨球等。 

    2.在鑄造工藝方面的應用 根據Fe- Fe3C相圖可以確定合金的澆注溫度。澆注溫度一般在液相線以上50~100。從相圖上可看出,純鐵和共晶白口鑄鐵的鑄造效能最好,它們的凝固溫度區間最小,因而流動性好,分散縮孔少,可以獲得緻密的鑄件,所以鑄鐵在生產上總是選在共晶成分附近。在鑄鋼生產中,碳含量規定在0.15-0.6%之間,因為這個範圍內鋼的結晶溫度區間較小,鑄造效能較好。

    3.在熱鍛、熱軋工藝方面的應用 鋼處於奧氏體狀態時强度較低,塑性較好,囙此鍛造或軋製選在單相奧氏體區進行。一般始鍛、始軋溫度控制在固相線以下100200℃範圍內。一般始鍛溫度為11501250℃終鍛溫度為750850℃

    4.在熱處理工藝方面的應用 Fe- Fe3C相圖對於制訂熱處理工藝有著特別重要的意義。一些熱處理工藝如退火、正火、淬火的加熱溫度都是依據Fe- Fe3C相圖確定的。這將在熱處理一節中詳細闡述。

    在運用Fe-Fe3C相圖時應注意以下兩點:

    Fe-Fe3C相圖只反映鐵碳二元合金中相的平衡狀態,如含有其它元素,相圖將發生變化。

    Fe-Fe3C相圖反映的是平衡條件下鐵碳合金中相的狀態,若冷卻或加熱速度較快時,其組織轉變就不能只用相圖來分析了。

2.3 金屬的塑性加工 

2.3 .1金屬的塑性變形 

   金屬材料通過冶煉、鑄造,獲得鑄錠後,可通過塑性加工的方法獲得具有一定形狀、尺寸和機械效能的型材、板材、管材或線材,以及零件毛坯或零件。

   塑性加工包括鍛壓、軋製、 擠壓、拉拔、衝壓等方法。

   金屬在承受塑性加工時, 產生塑性變形,這對金屬的組織結構和效能會產生重要的影響。  

20170417131412 67406 - 金屬材料組織和效能的控制

       (a)軋製       (b)擠壓        (c)拉拔       (d)鍛壓      (e)衝壓 

 壓力加工方法示意圖

一.單晶體的塑性變形 

   單晶體的塑性變形的基本管道有兩種:滑移和孿生。 

1.滑移滑移是晶體在切應力的作用下, 晶體的一部分沿一定的晶面(滑移面)上的一定方向(滑移方向)相對於另一部分發生滑動。

 20170417131413 61205 - 金屬材料組織和效能的控制

   滑移的觀察

   滑移特點:

    ①滑移只能在切應力作用下才會發生, 不同金屬產生滑移的最小切應力(稱滑移臨界切應力)大小不同。鎢、鉬、鐵的滑移臨界切應力比銅、鋁的要大。

    ②滑移是晶體內部位錯在切應力作用下運動的結果。滑移並非是晶體兩部分沿滑移面作整體的相對滑動,而是通過位錯的運動來實現的。 在切應力作用下,一個多餘半原子面從晶體一側到另一側運動,即位錯自左向右移動時,晶體產生滑移。 

20170417131413 25143 - 金屬材料組織和效能的控制

比特借運動造成滑移

    ③由於位錯每移出晶體一次即造成一個原子間距的變形量, 囙此晶體發生的總變形量一定是這個方向上的原子間距的整數倍。 

   ④滑移總是沿著晶體中原子密度最大的晶面(密排面)和其上密度最大的晶向(密排方向)進行, 這是由於密排面之間、密排方向之間的間距最大,結合力最弱。囙此滑移面為該晶體的密排面, 滑移方向為該面上的密排方向。一個滑移面與其上的一個滑移方向組成一個滑移系。如體心立方晶格中,(110)和[111]即組成一個滑移系。滑移系越多, 金屬發生滑移的可能性越大,塑性就越好。滑移方向對滑移所起的作用比滑移面大,所以面心立方晶格金屬比體心立方晶格金屬的塑性更好。 

滑移面的轉動 滑移方向的轉動

金屬三種常見晶格的滑移系

晶格體心立方晶格面心立方晶格密排六方晶格 滑移 {110}×6 {111}×4 {0001}×1 滑移方向 <111>×2 <110>×3 < >×3滑移系6×2 = 12 4×3 = 12 1×3 = 3

2.孿生

   在切應力作用下晶體的一部分相對於另一部分沿一定晶面(孿生面)和晶向(孿生方向)發生切變的變形過程稱孿生。發生切變、位向改變的這一部分晶體稱為孿晶。孿晶與未變形部分晶體原子分佈形成對稱。孿生所需的臨界切應力比滑移的大得多。孿生只在滑移很難進行的情况下才發生。體心立方晶格金屬(如鐵)在室溫或受衝擊時才發生孿生。而滑移系較少的密排六方晶格金屬如鎂、鋅、鎘等, 則比較容易發生孿生。 

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孿晶中的晶格位向變化 

二.多晶體的塑性變形 
   工程上使用的金屬絕大部分是多晶體.。多晶體中每個晶粒的變形基本管道與單晶體相同。但由於多晶體資料中,各個晶粒位向不同,且存在許多晶界,囙此變形要複雜得多。 

20170417131413 92225 - 金屬材料組織和效能的控制

多晶體的塑性變形 

   1.多晶體中,由於晶界上原子排列不很規則,阻礙位錯的運動, 使變形抗力增大。金屬晶粒越細,晶界越多,變形抗力越大,金屬的强度就越大。 

   2.多晶體中每個晶粒位向不一致。一些晶粒的滑移面和滑移方向接近於最大切應力方向(稱晶粒處於軟位向), 另一些晶粒的滑移面和滑移方向與最大切應力方向相差較大(稱晶粒處於硬位向)。在發生滑移時,軟位向晶粒先開始。當位錯在晶界受阻逐漸堆積時,其它晶粒發生滑移。囙此多晶體變形時晶粒分批地逐步地變形,變形分散在資料各處。晶粒越細,金屬的變形越分散,减少了應力集中,延后裂紋的形成和發展,使金屬在斷裂之前可發生較大的塑性變形,囙此使金屬的塑性提高。 由於細晶粒金屬的强度較高,塑性較好,所以斷裂時需要消耗較大的功,因而韌性也較好。囙此細晶强化是金屬的一種很重要的強韌化手段。

三.塑性變形對金屬組織和效能的影響     老師提示:重點內容
1.塑性變形對金屬組織結構的影響 

   ①金屬發生塑性變形後,晶粒發生變形,沿形變方向被拉長或壓扁。當變形量很大時,晶粒變成細條狀(拉伸時), 金屬中的夾雜物也被拉長,形成纖維組織。 

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20170417131414 69333 - 金屬材料組織和效能的控制

 變形前後晶粒形狀變化示意圖 

   ②亞結構形成金屬經大的塑性變形時,由於位錯的密度增大和發生交互作用, 大量位錯堆積在局部地區,並相互纏結,形成不均勻的分佈,使晶粒分化成許多位向略有不同的小晶塊,而在晶粒內產生亞晶粒。 

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金屬經變形後的亞結構

    ③形變織構產生 金屬塑性變形到很大程度(70%以上)時,由於晶粒發生轉動, 使各晶粒的位向趨近於一致,形成特殊的擇優取向,這種有序化的結構叫做形變織構。形變織構一般分兩種:二種是各晶粒的一定晶向平行於拉拔方向,稱為絲織構, 例如低碳鋼經高度冷拔後,其<100>平行於拔絲方向;另一種是各晶粒的一定晶面和晶向平行於軋製方向,稱為板織構, 低碳鋼的板織構為{001}<110>。

  20170417131414 22598 - 金屬材料組織和效能的控制

 形變織構示意圖 

2. 塑性變形對金屬效能的影響

    ①金屬發生塑性變形,隨變形度的增大,金屬的强度和硬度顯著提高, 塑性和韌性明顯下降。這種現象稱為加工硬化,也叫形變强化

   產生加工硬化的原因是:金屬發生塑性變形時,位錯密度新增,位錯間的交互作用增强, 相互纏結,造成位錯運動阻力的增大,引起塑性變形抗力提高。另一方面由於晶粒破碎細化, 使强度得以提高。在生產中可通過冷軋、冷拔提高鋼板或鋼絲的强度。 

   ②由於纖維組織和形變織構的形成,使金屬的效能產生各向異性。如沿纖維方向的强度和塑性明顯高於垂直方向的。用有織構的板材沖制筒形零件時, 即由於在不同方向上塑性差別很大,零件的邊緣出現“制耳”。在某些情况下,織構的各向異性也有好處。製造變壓器鐵芯的矽鋼片,因沿[100]方向最易磁化, 採用這種織構可使鐵損大大减小,因而變壓器的效率大大提高。 

20170417131414 12684 - 金屬材料組織和效能的控制

因形變織構造成深沖製品的制耳示意圖 

   ③塑性變形可影響金屬的物理、化學效能。如使電阻增大, 耐腐蝕性降低。 

④由於金屬在發生塑性變形時,金屬內部變形不均勻, 位錯、空位等晶體缺陷增多,金屬內部會產生殘餘內應力。即外力去除後,金屬內部會殘留下來應力。殘餘內應力會使金屬的耐腐蝕效能降低,嚴重時可導致零件變形或開裂。齒輪等零件,如表面通過噴丸處理,可產生較大的殘餘壓應力,則可提高疲勞強度。

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2.3.2 塑性變形後的金屬在加熱時組織和效能的變化 
   金屬經塑性變形後,組織結構和效能發生很大的變化。如果對變形後的金屬進行加熱,金屬的組織結構和效能又會發生變化。隨著加熱溫度的提高,變形金屬將相繼發生回復、再結晶和晶粒長大過程。  

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 變形金屬加熱時組織和效能變化示意圖 

一.回復 

   變形後的金屬在較低溫度進行加熱,會發生回復過程。產生回復的溫度T回復為 T回復=(0.25~0.3)T熔點式中T熔點表示該金屬的熔點,組織為絕對溫度(K)。由於加熱溫度不高,原子擴散能力不很大, 只是晶粒內部位錯、空位、間隙原子等缺陷通過移動、複合消失而大大减少,而晶粒仍保持變形後的形態, 變形金屬的顯微組織不發生明顯的變化。此時資料的强度和硬度只略有降低,塑性有增高,但殘餘應力則大大降低。工業上常利用回復過程對變形金屬進行 去應力退火、以降低殘餘內應力,保留加工硬化效果。

二.再結晶 

   1.再結晶過程及其對金屬組織、效能的影響

    變形後的金屬在較高溫度加熱時,由於原子擴散能力增大,被拉長(或壓扁)、破碎的晶粒通過重新生核、長大變成新的均勻、細小的等軸晶。這個過程稱為再結晶。變形金屬進行再結晶後,金屬的强度和硬度明顯降低,而塑性和韌性大大提高,加工硬化現象被消除, 此時內應力全部消失,物理、化學效能基本上恢復到變形以前的水准。再結晶生成的新的晶粒的晶格類型與變形前、變形後的晶格類型均一樣。 

   2.再結晶溫度 

   變形後的金屬發生再結晶的溫度是一個溫度範圍,並非某一恒定溫度。一般所說的再結晶溫度指的是最低再結晶溫度(T再), 通常用經大變形量(70%以上)的冷塑性變形的金屬,經一小時加熱後能完全再結晶的最低溫度來表示。最低再結晶溫度與該金屬的熔點有如下關係: 

T=(0.35~0.4)T熔點 

式中的溫度組織為絕對溫度(K)。 最低再結晶溫度與下列因素有關: 

   ①預先變形度:金屬再結晶前塑性變形的相對變形量稱為預先變形度。預先變形度越大, 金屬的晶體積缺陷就越多,組織越不穩定,最低再結晶溫度也就越低。當預先變形度達到一定大小後,金屬的最低再結晶溫度趨於某一穩定值。   

   ②金屬的熔點:熔點越高,最低再結晶溫度也就越高。 

   ③雜質和合金元素:由於雜質和合金元素特別是高熔點元素,阻礙原子擴散和晶界遷移, 可顯著提高最低再結晶溫度。如高純度鋁(99.999%)的最低再結晶溫度為80℃, 而工業純鋁(99.0%)的最低再結晶溫度提高到了290℃。 

   ④加熱速度和保溫時間:再結晶是一個擴散過程, 需要一定時間才能完成。提高加熱速度會使再結晶在較高溫度下發生,而保溫時間越長,再結晶溫度越低。

3. 再結晶後晶粒的晶粒度晶粒大小影響金屬的强度、塑性和韌性,囙此生產上非常重視控制再結晶後的晶粒度,特別是對那些無相變的鋼和合金。 影響再結晶退火後晶粒度的主要因素是加熱溫度和預先變形度。 

   加熱溫度加熱溫度越高,原子擴散能力越强,則晶界越易遷移, 晶粒長大也越快。 

   預先變形度變形度的影響主要與金屬變形的均勻度有關。變形越不均勻, 再結晶退火後的晶粒越大。變形度很小時,因不足以引起再結晶,晶粒不變。當變形度達到2-10%時,金屬中少數晶粒變形,變形分佈很不均勻,所以再結晶時生成的晶核少,晶粒大小相差極大,非常有利於晶粒發生吞併過程而很快長大,結果得到極粗大的晶粒。使晶粒發生异常長大的變形度稱作臨界變形度。生產上應儘量避免臨界變形度的加工。超過臨界變形度之後,隨變形度的增大,晶粒的變形更加强烈和均勻,再結晶覈心越來越多,囙此再結晶後的晶粒越來越細小。但是當變形度過大(約≥90%)時, 晶粒可能再次出現异常長大,一般認為它是由形變織構造成的。

   由於塑性變形後的金屬加熱發生再結晶後,可消除加工硬化現象,恢復金屬的塑性和韌性,囙此生產中常用再結晶退火工藝來恢復金屬塑性變形的能力,以便繼續進行形變加工。例如生產鐵鉻鋁電阻絲時,在冷拔到一定的變形度後,要進行氫氣保護再結晶退火,以繼續冷拔獲得更細的絲材。 

   為了縮短處理時間,實際採用的再結晶退火溫度比該金屬的最低再結晶溫度要高100~200℃。 

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三.晶粒長大 

   再結晶完成後的晶粒是細小的,但如果繼續加熱, 加熱溫度過高或保溫時間過長時,晶粒會明顯長大,最後得到粗大晶粒的組織,使金屬的强度、硬度、塑性、韌性等機械效能都顯著降低。

   一般情况下晶粒長大是應當避免發生的現象。

   當金屬變形較大,產生織構,含有較多的雜質時, 晶界的遷移將受到阻礙,因而只會有少數處於優越條件的晶粒(例如尺寸較大,取向有利等)優先長大, 迅速吞食周圍的大量小晶粒,最後獲得晶粒异常粗大的組織。這種不均勻的長大過程類似於再結晶的生核(較大穩定亞晶粒生成)和長大(吞食周圍的小亞晶粒)的過程, 所以稱為二次再結晶,它大大降低金屬的機械效能。

2.3.3 金屬材料的熱加工與冷加工 

   金屬塑性變形的加工方法有熱加工和冷加工兩種。熱加工和冷加工不是根據變形時是否加熱來區分,而是根據變形時的溫度處於再結晶溫度以上還是以下來劃分的。 

一.金屬的熱加工及其對組織、效能的影響 

   在金屬的再結晶溫度以上的塑性變形加工稱為熱加工,例如鋼材的熱鍛和熱軋。由於溫度處於再結晶溫度以上,金屬材料發生塑性變形後,隨即發生再結晶過程。囙此塑性變形引起的加工硬化效應隨即被再結晶過程的軟化作用所消除,使資料保持良好的塑性狀態。

   熱加工對金屬的組織和效能的影響:

   ①熱加工能使鑄態金屬中的氣孔、疏鬆、微裂紋焊合,提高金屬的致密度;減輕甚至消除樹枝晶偏析和改善夾雜物、第二相的分佈等;明顯提高金屬的機械效能,特別是韌性和塑性。 

   ②熱加工能打碎鑄態金屬中的粗大樹枝晶和柱狀晶,並通過再結晶獲得等軸細晶粒,而使金屬的機械效能全面提高。但這與熱加工的變形量和加工終了溫度關係很大,一般來說變形量應大些,加工終了溫度不能太高。  

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金屬在熱軋時變形和再結晶的示意圖 

   ③熱加工能使金屬中殘存的枝晶偏析、可變形夾雜物和第二相沿金屬流動方向被拉長,形成纖維組織(或稱“流線”),使金屬的機械效能特別是塑性和韌性具有顯的方向性,縱向上的效能顯著大於橫向上的。囙此熱加工時應力求工件流線分佈合理。

   鍛造曲軸的合理流線分佈,可保證曲軸工作時所受的最大拉應力與流線一致,而外加剪切應力或衝擊力與流線垂直,使曲軸不易斷裂。切削加工製成的曲軸,其流線分佈不合理,易沿軸肩發生斷裂。 

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(a)鍛造曲軸  

 (b) 切削加工曲軸 

曲軸流線分佈 

   由於熱加工可使金屬的組織和效能得到顯著改善,所以受力複雜、載荷較大的重要工件,一般都採用熱加工方法來製造。

二.金屬的冷加工及其對組織、效能的影響 

   在金屬的再結晶溫度以下的塑性變形加工稱為冷加工。如低碳鋼的冷軋、冷拔、冷沖等。

   由於加工溫度處於再結晶溫度以下, 金屬材料發生塑性變形時不會伴隨再結晶過程。囙此冷加工對金屬組織和效能的影響即是前面的所述塑性變形的影響規律。

   與冷加工前相比,金屬材料的强度和硬度升高,塑性和韌性下降,即產生加工硬化的現象。加工硬化具有極重要的實際意義。

       想一想 : 加工硬化有什麼重要的實際意義?

 

 

2.4 鋼的熱處理

    

   熱處理是將固態金屬或合金在一定介質中加熱、保溫和冷卻,以改變資料整體或表面組織,從而獲得所需效能的工藝。熱處理可大幅度地改善金屬材料的工藝效能和使用效能,絕大多數機械零件必須經過熱處理。

   熱處理工藝中,鋼在奧氏體化後,冷卻的管道通常有兩種:
(1)等溫處理 即將鋼迅速冷卻到臨界點以下的給定溫度,進行保溫,使其在該溫度下恒溫轉變。
(2)連續冷卻 即鋼以某種速度連續冷卻,在臨界點以下變溫連續轉變。

 2.4.1 鋼在加熱時的轉變

一.鋼在加熱時的臨界溫度

   大多數熱處理工藝都要將鋼加熱到臨界溫度以上,獲得全部或部分奧氏體組織,即進行奧氏體化。實際熱處理中,加熱時相變溫度偏向高溫,冷卻時偏向低溫,且加熱和冷卻速度愈大偏差愈大。通常將加熱時的臨界溫度標為Ac1、Ac3、Accm;冷卻時標為Ar1、Ar3、Arcm

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二.鋼在加熱時的組織轉變 

   共析鋼加熱到Ac1以上時,珠光體將轉變為奧氏體。這包括奧氏體晶核的形成、奧氏體晶核的長大、剩餘滲碳體的溶解及奧氏體成分的均勻化四個基本過程。亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同, 但必須加熱到Ac3(亞共析鋼)或Accm(過共析鋼)以上時才獲得單一的奧氏體組織。

   影響奧氏體轉變速度的因素:
   
加熱溫度隨加熱溫度的提高,奧氏體化速度加快。 

   加熱速度加熱速度越快,發生轉變的溫度越高,轉變所需的時間越短。 

   鋼中碳含量碳含量新增,鐵素體和滲碳體的相介面增大,轉變速度加快。

   合金元素  鈷、鎳等加快奧氏體化過程;鉻、鉬、釩等减慢奧氏體化過程;矽、鋁、錳等不影響奧氏體化過程。由於合金元素的擴散速度比碳慢得多,所以合金鋼的熱處理加熱溫度一般較高,保溫時間更長。 

   原始組織 原始組織中滲碳體為片狀時奧氏體形成速度快,且滲碳體間距越小,轉變速度越快,同時奧氏體晶粒中碳濃度梯度也大,所以長大速度更快。

三.鋼的奧氏體晶粒度

    一般根據標準晶粒度等級圖確定鋼的奧氏體晶粒大小。標準晶粒度等級分為8級,1~4級為粗晶細微性,5~8級為細晶細微性。 

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 標準晶粒度等級(100×)

1.實際晶粒度和本質晶粒度
   某一具體熱處理或熱加工條件下的奧氏體的晶粒度叫實際晶粒度,它决定鋼的效能。 

   鋼在加熱時奧氏體晶粒長大的傾向用本質晶粒度來表示。鋼加熱到930℃±10℃、保溫8小時、冷卻後測得的晶粒度叫本質晶粒度。如果測得的晶粒細小,則該鋼稱為本質細晶粒鋼,反之叫本質粗晶粒鋼。

2.影響奧氏體晶粒度的因素
①加熱溫度和保溫時間 

    隨加熱溫度升高晶粒將逐漸長大。溫度愈高,或在一定溫度下,保溫時間越長,奧氏體晶粒也越粗大。

②鋼的成分

    奧氏體中碳含量增高,晶粒長大傾向增大。未溶碳化物則阻礙晶粒長大。

   鋼中加入鈦、釩、鈮、鋯、鋁等元素,有利於得到本質細晶粒鋼,因為碳化物、氧化物和氮化物彌散分佈在晶界上,能阻礙晶粒長大。錳和磷促進晶粒長大。

2.4.2 鋼奧氏體化後冷卻中的轉變
   當溫度在A
1以上時,奧氏體是穩定的。當溫度降到A1以下後,奧氏體即處於過冷狀態,這種奧氏體稱為過冷奧氏體。過冷A是不穩定的,會轉變為其它的組織。鋼在冷卻時的轉變,實質上是過冷A的轉變。

一.過冷奧氏體的等溫轉變
1.共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變
   共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變過程和轉變產物可用其等溫轉變曲線(可簡稱為TTT曲線、C曲線)圖來分析。

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共析鋼過冷A的等溫轉變曲線圖

共析鋼過冷奧氏體等溫轉變包括二個轉變區。

(1)高溫轉變在A1~550℃之間,過冷奧氏體的轉變產物為珠光體型組織, 此溫區稱珠光體轉變區。

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20170417131418 21326 - 金屬材料組織和效能的控制

(a)珠光體 3800× 

(b)索氏體 8000×

(c)屈氏體 8000

 珠光體型組織

   珠光體型組織是鐵素體和滲碳體的機械混合物, 滲碳體呈層片狀分佈在鐵素體基體上,轉變溫度越低,層間距越小,可將珠光體型組織按層間距大小分為珠光體(P)、索氏體(S)和屈氏體(T)。奧氏體向珠光體的轉變為擴散型的生核、長大過程, 是通過碳、鐵的擴散和晶體結構的重構來實現的。

(2)中溫轉變

   在550℃~Ms之間,過冷奧氏體的轉變產物為貝氏體型組織, 此溫區稱貝氏體轉變區。
   貝氏體是滲碳體分佈在碳過飽和的鐵素體基體上的兩相混合物。奧氏體向貝氏體的轉變屬於半擴散型轉變,鐵原子不擴散而碳原子有一定擴散能力。
   過冷奧代體在550℃~350℃之間轉變形成的產物稱
上貝氏體(上B)。上B呈羽毛狀, 小片狀的滲碳體分佈在成排的鐵素體片之間。

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20170417131418 76325 - 金屬材料組織和效能的控制

(a)光學顯微照片 1300× 

(b)電子顯微照片 5000×

上貝氏體形態

   過冷奧氏體在350℃~Ms之間的轉變產物稱下貝氏體(下B)。下B在光學顯微鏡下為黑色針狀, 在電子顯微鏡下可看到在鐵素體針內沿一定方向分佈著細小的碳化物(Fe2.4C)顆粒。
   上貝氏體中鐵素體片較寬,塑性變形抗力較低;同時滲碳體分佈在鐵素體片之間,容易引起脆斷,囙此强度和韌性都較差。下貝氏體中鐵素體針細小,無方向性,碳的過飽和度大,位錯密度高,且碳化物分佈均勻、彌散度大,所以硬度高,韌性好,具有較好的綜合機械效能

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(a)光學顯微照片 500×

(b)電子顯微照片 12000×

 下貝氏體形態

2.亞共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變
   亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉變曲線與共析鋼C曲線不同的是, 在其上方多了一條過冷奧氏體轉變為鐵素體的轉變開始線。亞共析鋼隨著含碳量的减少,C曲線位置往左移,同時M
s、Mf線住上移。
   亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉變過程與共析鋼類似。只是在高溫轉變區過冷奧氏體將先有一部分轉變為鐵素體,剩餘的過冷奧氏體再轉變為珠光體型組織。

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45鋼過冷A等溫轉變曲線 

3.過共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變   

   過共析鋼過冷A的C曲線的上部為過冷A中析出二次滲碳體(Fe3CII)開始線。當加熱溫度為Ac1以上30~50℃時,過共析鋼隨著含碳量的新增,C曲線位置向左移, 同時Ms、Mf線往下移。
   過共析鋼的過冷A在高溫轉變區,將先析出Fe
3CII,其餘的過冷A再轉變為珠光體型組織。

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 T10鋼過冷A的等溫轉變曲線

二.過冷奧氏體的連續冷卻轉變

1.共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變

(1)轉變產物

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   在共析鋼過冷A的連續冷卻轉變曲線(CCT曲線)中,共析鋼以大於Vk(上臨界冷卻速度)的速度冷卻時, 得到的組織為馬氏體。冷卻速度小於(下臨界冷卻速度)時,鋼將全部轉變為珠光體型組織。共析鋼過冷A在連續冷卻轉變時得不到貝氏體組織。

   與共析鋼的TTT曲線相比, 共析鋼的CCT曲線稍靠右靠下一點,表明連續冷卻時,奧氏體完成珠光體轉變的溫度較低,時間更長。

共析鋼過冷A的連續冷卻轉變組織

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(2)馬氏體轉變特點                            老師提示:重點內容
   過冷A轉變為馬氏體是低溫轉變過程, 轉變溫度在M
s~Mf之間,該溫區稱馬氏體轉變區。
   
①過冷A轉變為馬氏體是一種非擴散型轉變,鐵和碳原子都不能進行擴散。鐵原子沿奧氏體一定晶面,集體地(不改變相互位置關係)作一定距離的移動(不超過一個原子間距), 使面心立方晶格改組為體心正方晶格,碳原子原地不動,過飽和地留在新組成的晶胞中;增大了其正方度c/a。

   馬氏體晶胞與母相奧氏體的關係

   馬氏體就是碳在αFe中的過飽和固溶體。過飽和碳使αFe的晶格發生很大畸變,產生很强的固溶强化。

   ②馬氏體的形成速度很快, 奧氏體冷卻到Ms點以下後,無孕育期,暫態轉變為馬氏體。隨著溫度下降,過冷A不斷轉變為馬氏體,是一個連續冷卻的轉變過程。

   ③馬氏體轉變是不徹底的,總要殘留少量奧氏體。殘餘奧氏體的含量與MS、Mf的位置有關。奧氏體中的碳含量越高,則MS、Mf越低,殘餘A含量越高。只在碳含量少於0.6%時, 殘餘A可忽略。
   ④馬氏體形成時體積膨脹,在鋼中造成很大的內應力, 嚴重時導致開裂。

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(3)馬氏體的形態與特點
   
馬氏體形態

   含碳量在0.25%以下時,基本上是板條馬氏體(亦稱低碳馬氏體),板條馬氏體在顯微鏡下為一束束平行排列的細板條。在高倍透射電鏡下可看到板條馬氏體內有大量位錯纏結的亞結構,所以也稱位錯馬氏體。

   當碳含量大於1.0%時,則大多數是針狀馬氏體。針狀馬氏體在光學顯微鏡中呈竹葉狀或凸透鏡狀,在空間形同鐵餅。馬氏體針之間形成一定角度(60°)。高倍透射電鏡分析表明,針狀馬氏體內有大量孿晶,囙此亦稱孿晶馬氏體。

   碳含量在0.25~1.0%之間時,為板條馬氏體和針狀馬氏體的混和組織。

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低碳馬氏體的組織形態    

 高碳馬氏體的組織形態

   ②馬氏體的特點

   a.硬度很高。                碳含量對馬氏體硬度有什麼樣的影響
  
 b.馬氏體的塑性和韌性與其碳含量(或形態)密切相關。高碳馬氏體由於過飽和度大、內應力高和存在孿晶結構,所以硬而脆,塑性、韌性極差,但晶粒細化得到的隱晶馬氏體卻有一定的韌性。而低碳馬氏體,由於過飽和度小,內應力低和存在位錯亞結構,則不僅强度高,塑性、韌性也較好。

   c.馬氏體的比容比奧氏體大,當奧氏體轉變為馬氏體時,體積會膨脹。馬氏體是鐵磁相,而奧氏體為順磁相。馬氏體晶格畸變嚴重,囙此電阻率高。

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2.亞共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變
   亞共析鋼過冷A在高溫時有一部分將轉變為F,在中溫轉變區會有少量貝氏體(上B)產生。如油冷的產物為F+T+上B+M,但F和上B量很少,有時可忽略。

   亞共析鋼過冷A的連續冷卻轉變 

3.過共析鋼過冷奧氏體的連續冷卻轉變    

    過共析鋼過冷A在高溫區,將首先析出二次滲碳體, 而後轉變為其它組織。由於奧氏體中碳含量高,所以油冷、水冷後的組織中應包括殘餘奧氏體。與共析鋼一樣,其冷卻過程中無貝氏體轉變。

   過共析鋼過冷A的連續冷卻轉變

    老師提示   綜上所述,鋼在冷卻時,過冷奧氏體的轉變產物根據其轉變溫度的高低可分為高溫轉變產物珠光體、索氏體、屈氏體,中溫轉變產物上貝氏體、下貝氏體,低溫轉變產物馬氏體等幾種。隨著轉變溫度的降低,其轉變產物的硬度增高,而韌性的變化則較為複雜。

   共析鋼不同轉變溫度轉變產物的硬度和衝擊韌性

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2.4.3 鋼的普通熱處理
一.退火

    將組織偏離平衡狀態的鋼加熱到適當溫度,保溫一定時間,然後緩慢冷卻(一般為隨爐冷卻),以獲得接近平衡狀態組織的熱處理工藝叫做退火
   鋼的退火分為
完全退火等溫退火球化退火擴散退火去應力退火等。

   碳鋼各種退火和正火工藝規範示意圖

1.完全退火
   完全退火又稱重結晶退火,是把鋼加熱至A
c3以上20℃~30℃, 保溫一定時間後緩慢冷卻(隨爐冷卻或埋入石灰和砂中冷卻),以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。完全退火一般用於亞共析鋼。

   完全退火的目的在於,通過完全重結晶,使熱加工造成的粗大、不均勻的組織均勻化和細化,以提高效能;或使中碳以上的碳鋼和合金鋼得到接近平衡狀態的組織,以降低硬度,改善切削加工效能。由於冷卻速度緩慢,還可消除內應力。
2.等溫退火
   等溫退火是將鋼件加熱到高於A
c3(或Ac1)的溫度,保溫適當時間後,較快地冷卻到珠光體區的某一溫度, 並等溫保持,使奧氏體等溫轉變,然後緩慢冷卻的熱處理工藝。

   等溫退火的目的與完全退火相同,能獲得均勻的預期組織; 對於奧氏體較穩定的合金鋼,可大大縮短退火時間。
3.球化退火
   球化退火為使鋼中碳化物球狀化的熱處理工藝。目的是使二次滲碳體及珠光體中的滲碳體球狀化(退火前正火將網狀滲碳體破碎),以降低硬度,改善切削加工效能;並為以後的淬火作組織準備。球化退火主要用於共析鋼和過共析鋼。
   過共析鋼球化退火後的顯微組織為在鐵素體基體上分佈著細小均勻的球狀滲碳體。球化退火的加熱溫度略高於A
c1。球化退火需要較長的保溫時間來保證二次滲碳體的自發球化。保溫後隨爐冷卻。
4.擴散退火
   為减少鋼錠、鑄件或鍛坯的化學成分和組織不均勻性,將其加熱到略低於固相線(固相線以下100℃~200℃)的溫度,長時間保溫(10h~15h),並進行緩慢冷卻的熱處理工藝,稱為擴散退火或均勻化退火。
擴散退火後鋼的晶粒很粗大,囙此一般再進行完全退火或正火處理。
5.去應力退火
   為消除鑄造、鍛造、焊接和機加工、冷變形等冷熱加工在工件中造成的殘留內應力而進行的低溫退火,稱為去應力退火。去應力退火是將鋼件加熱至低於Ac1的某一溫度(一般為500℃~650℃),保溫後隨爐冷卻, 這種處理可以消除約50%~80%的內應力,不引起組織變化。

20170417131422 21934 - 金屬材料組織和效能的控制

二.正火(常化)
   鋼材或鋼件加熱到A
c3(對於亞共析鋼)和Accm(對於過共析鋼)以上30℃~50℃,保溫適當時間後, 在自由流動的空氣中均勻冷卻的熱處理稱為正火。正火後的組織:亞共析鋼為F+S,共析鋼為S,過共析鋼為S+Fe3CII
   正火的目的是使鋼的組織正常化,亦稱常化處理,一般應用於以下方面:
   
1.作為最終熱處理 正火可以細化晶粒,使組織均勻化,减少亞共析鋼中鐵素體含量,使珠光體含量增多並細化,從而提高鋼的强度、硬度和韌性。 

   2.作為預先熱處理 截面較大的合金結構鋼件,在淬火或調質處理(淬火加高溫回火)前常進行正火, 以消除魏氏組織和帶狀組織,並獲得細小而均勻的組織。對於過共析鋼可减少二次滲碳體量,並使其不形成連續網狀,為球化退火作組織準備。
   
3. 改善切削加工效能 

三.淬火
   將鋼加熱到相變溫度以上(亞共析鋼為A
c3以上30℃~50℃;共析鋼和過共析鋼為Ac1以上30℃~50℃),保溫一定時間後快速冷卻以獲得馬氏體組織的熱處理工藝稱為淬火

20170417131422 36925 - 金屬材料組織和效能的控制

常用的冷卻介質是水和油。為了减少零件淬火時的變形,可用鹽浴作介質。
   
常用的淬火方法有單介質淬火,雙介質淬火,分級淬火和等溫淬火等。

20170417131423 88499 - 金屬材料組織和效能的控制

1.鋼的淬透性  

     鋼接受淬火時形成馬氏體的能力叫做鋼的淬透性

      鋼的淬透性可用末端淬火法測定。

   影響淬透性的因素
   
 ①碳含量 在碳鋼中,共析鋼的臨界冷速最小,淬透性最好;亞共析鋼隨碳含量减少,臨界冷速新增,淬透性降低;過共析鋼隨碳含量新增,臨界冷速新增,淬透性降低。
   
②合金元素除鈷以外,其餘合金元素溶於奧氏體後,降低臨界冷卻速度,使C曲線右移,提高鋼的淬透性,囙此合金鋼往往比碳鋼的淬透性要好。
   
③奧氏體化溫度提高奧氏體化溫度,將使奧氏體晶粒長大、成分均勻,可减少珠光體的生核率,降低鋼的臨界冷卻速度,新增其淬透性。
   
④鋼中未溶第二相鋼中未溶入奧氏體中的碳化物、氮化物及其它非金屬夾雜物,可成為奧氏體分解的非自發覈心,使臨界冷卻速度增大,降低淬透性。
   鋼材經調質處理後,淬透性好的鋼棒整個截面都是回火索氏體, 機械效能均勻,强度高,韌性好,而淬透性差的鋼心部為片狀索氏體+鐵素體,只表層為回火索氏體,心部强韌性差。

20170417131423 82018 - 金屬材料組織和效能的控制

(a)完全淬透;(b)淬透較大厚度; (c)淬透較小厚度

 淬透性不同的鋼調質後機械效能的比較

2.鋼的淬硬性 鋼淬火後能够達到的最高硬度叫鋼的淬硬性,它主要决定於M的碳含量。  

 做一做:比較T10 、20CrMnTi、40Cr三種鋼的淬透性和淬硬性的高低。 

難點2-4  

鋼的淬透性測定及淬透性曲線的應用   

1.鋼的淬透性測定 

20170417131423 41607 - 金屬材料組織和效能的控制     

用末端淬火法測定鋼的淬透性

   淬透性可用末端淬火法來測定GB225-63)。將標準試樣(Φ25×100mm)加熱奧氏體化後迅速放入末端淬火試驗機的冷卻孔中噴水冷卻。規定噴水管內徑12.5mm,水柱自由高度65±5mm,水溫20-30℃。圖2-84(a)為末端淬火法示意圖。顯然噴水端冷卻速度最大距末端沿軸向距離增大冷卻速度逐漸减小其組織及硬度亦逐漸變化。在試樣測面沿長度方向磨一深度0.2-0.5mm的窄條平面然後從末端開始每隔一定距離量測一個硬度值即可測得試樣沿長度方向上的硬度變化所得曲線稱為淬透性曲線

   實驗測出的各種鋼的淬透性曲線均收集在有關手册中。同一牌號的鋼,由於化學成分和晶粒度的差异,淬透性曲線實際上為有一定波動範圍的淬透性帶。

             根據GB225-63規定,鋼的淬透性值用 20170417131424 88430 - 金屬材料組織和效能的控制表示。其中J表示末端淬火的淬

透性,d表示距水冷端的距離,HRC為該處的硬度。例如,淬透性值20170417131424 26398 - 金屬材料組織和效能的控制,即表示距水冷端5mm試樣硬度為42HRC。 

             在實際生產中,往往要測定淬火工件的淬透層深度,所謂淬透層深度即是從試樣表面至半馬氏體區(馬氏體和非馬氏體組織各占一半)的距離。在同樣淬火條件下,淬透層深度越大,則反映鋼的淬透性越好。

20170417131424 14893 - 金屬材料組織和效能的控制

淬火試樣斷面上馬氏體量和硬度的變化


2.淬透性曲線的應用             

20170417131424 72048 - 金屬材料組織和效能的控制

 利用淬透性曲線比較鋼的淬透性

             利用淬透性曲線,可比較不同鋼種的淬透性。淬透性是鋼材選用的重要依據之一。利用半馬氏體硬度曲線和淬透性曲線,找出鋼的半馬氏體區所對應的距水冷端距離。該距離越大,則淬透性越好。圖中可知40Cr鋼的淬透性比45鋼要好。

             淬透性不同的鋼材經調質處理後,沿截面的組織和機械效能差別很大。圖中40CrNiMo鋼棒整個截面都是回火索氏體,機械效能均勻,强度高,韌性好。而40Cr、40鋼的都為片狀索氏體+鐵素體,表層為回火索氏體,心部强韌性差。截面較大、形狀複雜以及受力較苛刻的螺栓、拉杆、鍛模、錘杆等工件,要求截面機械效能均勻,應選用淬透性好的鋼。而承受彎曲或扭轉載荷的軸類零件、外層受力較大,心部受力較小,可選用淬透性較低的鋼種。

20170417131423 82018 - 金屬材料組織和效能的控制 

a)完全淬透;(b)淬透較大厚度;(c)淬透較小厚度

 淬透性不同的鋼調質後機械效能的比較    

四.回火

   鋼件淬火後,為了消除內應力並獲得所要求的組織和效能, 將其加熱到Ac1以下某一溫度,保溫一定時間, 然後冷卻到室溫的熱處理工藝叫做回火
1.低溫回火

   回火溫度為150℃~250℃。在低溫回火時,從淬火馬氏體內部會析出碳化物薄片(Fe2.4C),馬氏體的過飽和度减小。部分殘餘奧氏體轉變為下貝氏體, 但量不多。所以低溫回火後組織為回火馬氏體+殘餘奧氏體。下貝氏體可忽略。
   低溫回火的目的是降低淬火應力,提高工件韌性,保證淬火後的高硬度(一般為58HRC~64HRC)和高耐磨性。

2.中溫回火

   回火溫度為350℃~500℃,得到鐵素體基體與大量彌散分佈的細粒狀滲碳體的混合組織,叫做回火屈氏體(回火T)。鐵素體仍保留馬氏體的形態,滲碳體比回火馬氏體中的碳化物粗。

   回火屈氏體具有高的彈性極限和屈服强度,同時也具有一定的韌性,硬度一般為35HRC~45HRC。

3.高溫回火

   回火溫度為500℃~650℃,得到粒狀滲碳體和鐵素體基體的混和組織, 稱回火索氏體

20170417131425 89799 - 金屬材料組織和效能的控制

 回火索氏體

   回火索氏體(回火S)綜合機械效能最好, 即强度、塑性和韌性都比較好,硬度一般為25HRC~35HRC。通常把淬火加高溫回火稱為調質處理

   鋼在回火時會產生回火脆性現象,即在250℃~400℃和450℃~650℃兩個溫度區間回火後, 鋼的衝擊韌性明顯下降。

   鋼回火時效能的變化:

   鋼的硬度隨回火溫度的變化             40鋼機械效能與回火溫度的關係

20170417131425 10996 - 金屬材料組織和效能的控制

淬火鋼中馬氏體的碳含量、殘餘奧氏體量、

內應力及碳化物粒子大小與回火溫度的關係

20170417131425 85499 - 金屬材料組織和效能的控制20170417131426 27310 - 金屬材料組織和效能的控制

2.4.4 鋼的表面熱處理 

   僅對鋼的表面加熱、冷卻而不改變其成分的熱處理工藝稱為表面熱處理, 也叫表面淬火。
一.感應加熱表面熱處理

1.感應加熱的基本原理

   感應線圈中通以交流電時,即在其內部和周圍產生一與電流相同頻率的交變磁場。若把工件置於磁場中,則在工件內部產生感應電流,並由於電阻的作用而被加熱。由於交流電的集膚效應,靠近工件表面的電流密度大,而中心幾乎為零。工件表面溫度快速升高到相變點以上,而心部溫度仍在相變點以下。感應加熱後,採用水、乳化液或聚乙烯醇水溶液噴射淬火,淬火後進行180-200℃低溫回火,以降低淬火應力,並保持高硬度和高耐磨性。

20170417131426 49066 - 金屬材料組織和效能的控制

20170417131426 32305 - 金屬材料組織和效能的控制

感應加熱表面淬火

感應加熱表面淬火示意圖

   表面淬火一般用於中碳鋼和中碳低合金鋼,如45、40Cr、40MnB鋼等。用於齒輪、軸類零件的表面硬化,提高耐磨性。
2.感應加熱表面熱處理的特點:
   (1) 高頻感應加熱時,鋼的奧氏體化是在較大的過熱度(A
c3以上80℃~150℃)進行的,囙此晶核多, 且不易長大。
   (2)表面層淬得馬氏體後, 由於體積膨脹在工件表面層造成較大的殘餘壓應力,顯著提高工件的疲勞強度。
   (3) 因加熱速度快,沒有保溫時間,工件的氧化脫碳少。另外,由於內部未加熱,工件的淬火變形也小。
   (4) 加熱溫度和淬硬層厚度(從表面到半馬氏體區的距離)容易控制,便於實現機械化和自動化。

二.火焰加熱表面淬火

   火焰加熱表面淬火是用乙炔-氧或煤氣-氧等火焰加熱工件表面,進行淬火。
   火焰加熱表面淬火和高頻感應加熱表面淬火相比,具有設備簡單,成本低等優點。但生產率低,零件表面存在不同程度的過熱,品質控制也比較困難。囙此主要適用於單件、小批量生產及大型零件(如大型齒輪、軸、軋輥等)的表面淬火。

20170417131426 22513 - 金屬材料組織和效能的控制

火焰加熱表面淬火示意圖

2.4.5 鋼的化學熱處理

   化學熱處理是將鋼件置於一定溫度的活性介質中保溫,使一種或幾種元素滲入它的表面,改變其化學成分和組織,達到改進表面效能,滿足科技要求的熱處理過程。
一.滲碳
(1)工藝 為了新增表層的碳含量和獲得一定碳濃度梯度, 鋼件在滲碳介質中加熱和保溫,使碳原子滲入表面的工藝稱為滲碳。將工件裝在密封的滲碳爐中,加熱到900℃~950℃,向爐內滴入煤油、苯、甲醇等有機液體,或直接通入煤氣、石油液化氣等氣體,通過化學反應產生活性碳原子,使鋼件表面滲碳。滲碳使低碳(0.15~0.30%)鋼件表面獲得高碳濃度(約1.0%)。

20170417131427 72429 - 金屬材料組織和效能的控制

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氣體滲碳爐

氣體滲碳裝置示意圖

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低碳鋼滲碳緩冷後的顯微組織

(2)滲碳後的熱處理
   直接淬火滲碳後直接淬火,由於滲碳溫度高,奧氏體晶粒長大,淬火後馬氏體較粗, 殘餘奧氏體也較多,所以耐磨性較低,變形較大。為了减少淬火時的變形,滲碳後常將工件預冷到830℃~850℃後淬火。

20170417131427 29253 - 金屬材料組織和效能的控制

    一次淬火是在滲碳緩慢冷卻之後, 重新加熱到臨界溫度以上保溫後淬火,心部組織要求高時一次淬火的加熱溫度略高於Ac3。對於受載不大但表面效能要求較高的零件, 淬火溫度應選用Ac1以上30℃~50℃,使表層晶粒細化,而心部組織無大的改善, 效能略差一些。
   
二次淬火 對於機械效能要求很高或本質粗晶粒鋼, 應採用二次淬火。第一次淬火是為了改善心部組織,加熱溫度為Ac3以上30℃~50℃。第二次淬火是為細化表層組織, 獲得細馬氏體和均勻分佈的粒狀二次滲碳體,加熱溫度為Ac1以上30℃~50℃。
   
滲碳、淬火後進行低溫(150℃~200℃)回火,以消除淬火應力和提高韌性。
(3)鋼滲碳、淬火、回火後的效能:
表面硬度高,達58HRC~64HRC以上,耐磨性較好;。心部韌性較好, 硬度較低,可達30~45HRC。
疲勞强度高。表層體積膨脹大,心部體積膨脹小,結果在表層中造成壓應力,使零件的疲勞強度提高。

二.氮化
   氮化就是向鋼件表面滲入氮的工藝。氮化的目的在於更大地提高鋼件表面的硬度和耐磨性,提高疲勞強度和抗蝕性。常用的氮化鋼有35CrAlA,38CrMoAlA, 38CrWVAlA等。

(1)工藝
   現時廣泛應用的是氣體氮化。氨被加熱分解出活性氮原子(2NH3→3H2+2[N]),氮原子被鋼吸收並溶入表面,在保溫過程中向內擴散, 形成滲氮層。
    ①氮化溫度  一般為500℃~600℃。氮化時間長,一般為20h~50h,

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氮化前零件須經調質處理 目的是改善機加工效能和獲得均勻的回火索氏體組織, 保證較高的强度和韌性。對於形狀複雜或精度要求高的零件,在氮化前精加工後還要進行消除內應力的退火,以减少氮化時的變形。
(2)組織和效能:

    ①鋼件氮化後具有很高的硬度(1000HV~1100HV), 且在600℃~650℃下保持不下降, 所以具有很高的耐磨性和熱硬性。氮化後,工件的最外層為一白色ε或γ相的氮化物薄層,很脆。常用精磨磨去;中間是暗黑色含氮共析體(α+γ′)層;心部為原始回火索氏體組織。

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20170417131428 37681 - 金屬材料組織和效能的控制

 Fe-N相圖

38CrMoAl鋼氮化層的顯微組織 400×

   鋼氮化後,滲層體積增大,造成表面壓應力, 使疲勞強度大大提高。
   
氮化溫度低,零件變形小。
   
氮化後表面形成緻密的化學穩定性較高的ε相層,所以耐蝕性好, 在水中、過熱蒸氣和鹼性溶液中均很穩定。

三.碳氮共滲
   碳氮共滲就是同時向零件表面滲入碳和氮的化學熱處理工藝,也稱氰化。一般採用高溫或低溫兩種氣體碳氮共滲。低溫碳氮共滲以氮為主,實質為軟氮化。
1.高溫碳氮共滲工藝
將工件放入密封爐內,加熱到共滲溫度830℃~850℃,,向爐內滴入煤油,同時通以氨氣,經保溫1h~2h後,共滲層可達0.2mm~0.5mm。高溫碳氮共滲主要是滲碳,但氮的滲入使碳濃度很快提高,從而使共滲溫度降低和時間縮短。碳氮共滲後淬火, 再低溫回火。
2.碳氮共滲後的機械效能
   (1)共滲及淬火後,得到的是含氮馬氏體, 耐磨性比滲碳更好。
   (2)共滲層具有比滲碳層更高的壓應力,因而疲勞強度更高, 耐蝕性也較好。

2.4.6 鋼的熱處理新技術
   為了提高零件機械效能和表面質量,節約能源,降低成本,提高經濟效益, 以及减少或防止環境污染等,發展了許多熱處理新技術、新工藝。
一.可控氣氛熱處理 

   在爐氣成分可控制的爐內進行的熱處理稱為可控氣氛熱處理
   把燃料氣(瓦斯、都市煤氣、丙烷)按一定比例空氣混合後,通入發生器進行加熱,或者靠自身的燃燒反應而製成的氣體。也可用液體有機化合物(如甲醇、乙醇、丙酮等)滴入熱處理爐內所得到氣氛,用於滲碳、碳氮共滲、軟氮化、保護氣氛淬火和退火等。
二.真空熱處理
   在真空中進行的熱處理稱為
真空熱處理。它包括真空淬火、真空退火、真空回火和真空化學熱處理等。真空熱處理具有如下優點:
(1)可以减少變形 在真空中加熱,升溫速度很慢,工件變形小。 
(2)可以淨化表面在高真空中,表面的氧化物、油污發生分解, 工件可得光亮的表面,提高耐磨性、疲勞強度。防止工件表面氧化。
(3)脫氣作用有利於改善鋼的韌性, 提高工件的使用壽命。
三.離子滲擴熱處理

20170417131428 48978 - 金屬材料組織和效能的控制

1-真空容器;2-直流電源; 3-測溫裝置系統; 

4-真空泵;5-滲劑氣體調節裝置; 6-待處理工件
離子滲擴示意圖

1.離子氮化
   離子氮化所用介質一般為氨氣, 壓強保持在1.3×102~1.3×103Pa,溫度為500℃~560℃,滲層為Fe
2N、Fe4N等氮化物,具有很高的耐磨性、耐蝕性和耐疲勞性。

離子氮化的優點:滲速是氣體滲氮的3~4倍。滲層具有一定的韌性。處理後變形小, 表面銀白色,質量好。能量消耗低,滲劑消耗少,對環境幾乎無污染。
離子滲氮可用於輕載、高速條件下工作的需要耐磨耐蝕的零件及精度要求較高的細長杆類零件, 如鏜床主軸,精密機床絲杠、閥杆、閥門等。
2. 離子氮碳共滲+離子滲硫複合處理

   先進行離子氮碳共滲,介質為氨氣+丙酮蒸汽, 共滲溫度為530℃~580℃,後再進行離子滲硫。W18Cr4V鋼經複合處理後,次表層為Fe2-3(N,C)化合物層,表層主要由FeS、Fe3S4組成。由於硫化物具有自潤滑效能,囙此降低了摩擦係數, 同時表面硫化物的存在還提高了工件的抗咬合效能。

   次表層高硬度的氮碳化合物具有很高的耐磨性, 囙此這種複合滲層抗摩耐磨性好,適於模具、刃具的表面處理,以提高它們的使用壽命。

20170417131428 80138 - 金屬材料組織和效能的控制

 W18Cr4V鋼離子氮碳共滲

+離子滲硫複合處理滲層組織

  2.5鋼的合金化        老師提示:重點內容

   在鋼中加入合金元素後,鋼的基本組元鐵和碳與加入的合金元素會發生交互作用。鋼的合金化目的是希望利用合金元素與鐵、碳的相互作用和對鐵碳相圖及對鋼的熱處理的影響來改善鋼的組織和效能。 
2.5.1 合金元素與鐵、碳的相互作用
   合金元素加入鋼中後,主要以三種形式存在鋼中。即:與鐵形成固溶體;與碳形成碳化物;在高合金鋼中還可能形成金屬間化合物。
1.溶於鐵中
   幾乎所有的合金元素(除Pb外)都可溶入鐵中, 形成合金鐵素體或合金奧氏體,按其對α-Fe或γ-Fe的作用,可將合金元素分為擴大奧氏體相區和縮小奧氏體相區兩大類。
   
擴大γ相區的元素—亦稱奧氏體穩定化元素,主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它們使A3點(γ-Feα-Fe的轉變點)下降,A4點(γ-Fe的轉變點)上升,從而擴大γ-相的存在範圍。其中Ni、Mn等加入到一定量後, 可使γ相區擴大到室溫以下,使α相區消失,稱為完全擴大γ相區元素。另外一些元素(如C、N、Cu等),雖然擴大γ相區, 但不能擴大到室溫, 故稱之為部分擴大γ相區的元素。

20170417131429 54949 - 金屬材料組織和效能的控制

縮小γ相區元素——亦稱鐵素體穩定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它們使A3點上升,A4點下降(鉻除外,鉻含量小於7%時,A3點下降; 大於7%後,A3點迅速上升),從而縮小γ相區存在的範圍, 使鐵素體穩定區域擴大。按其作用不同可分為完全封閉γ相區的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分縮小γ相區的元素(如B、Nb、Zr等)。

20170417131429 72027 - 金屬材料組織和效能的控制

2.形成碳化物
   合金元素按其與鋼中碳的親和力的大小, 可分為碳化物形成元素和非碳化物形成元素兩大類。 
   常見
非碳化物形成元素有:Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B等。它們基本上都溶於鐵素體和奧氏體中。常見碳化物形成元素有:Mn、Cr、W、V、Nb、Zr、Ti等(按形成的碳化物的穩定性程度由弱到强的次序排列),它們在鋼中一部分固溶於基體相中,一部分形成合金滲碳體, 含量高時可形成新的合金碳化合物。 

 鋼中常見碳化物的類型及基本特性

錶2-14  鋼中常見碳化物的類型及基本特性  

 

碳化物類型

常見碳化物

硬度,HV

熔點/攝氏度

在鋼中溶解的溫度範圍/攝氏度

含有此類碳化物的鋼種

M3C

Fe3C

900~1050

~1650

Ac1950~1000

碳鋼

(Fe,Mc)3C*

稍大於900~1050

Ac11050~1200

低合金鋼

M23C6

Cr23C6

1000~1100

1550

950~1100

高合金工具鋼及不銹鋼、耐熱鋼

M7C3

Cr7C3

1600~1800

1665

大於950,

直到熔點

少數高合金工具鋼

M2C

W2C

回火時析出大於650~700時轉變為M6C

高合金工具鋼

如高速鋼,Cr12MoV,

3Cr2W8V

Mo2C

M6C

Fe3W3C

1200~1300

1150~1300

同上

Fe3Mo3C

MC

VC

1800~3200

2830

大於1100~1150

含釩大於0.3%的含釩合金鋼

NbC

3500

 幾乎不溶解

幾乎所有含鈮、鈦鋼種

TiC

3200

 

2.5.2 合金元素對Fe-Fe3C相圖的影響
1. 對奧氏體和鐵素體存在範圍的影響 

   擴大或縮小γ相區的元素均同樣擴大或縮小Fe-Fe3C相圖中的γ相區,且同樣Ni或Mn的含量較多時, 可使鋼在室溫下得到單相奧氏體組織(如1Cr18Ni9奧氏體不銹鋼和ZGMn13高錳鋼等),而Cr、Ti、Si等超過一定含量時, 可使鋼在室溫獲得單相鐵素體組織(如1Cr17Ti高鉻鐵素體不銹鋼等)。

2. 對Fe-Fe3C相圖臨界點(S和E點)的影響 

   擴大γ相區的元素使Fe-Fe3C相圖中的共析轉變溫度下降,縮小γ相區的元素則使其上升, 並都使共析反應在一個溫度範圍內進行。幾乎所有的合金元素都使共析點(S)和共晶點(E)的碳含量降低,即S點和E點左移, 强碳化物形成元素的作用尤為强烈。

2.5.3 合金元素對鋼熱處理的影響
   合金元素的加入會影響鋼在熱處理過程中的組織轉變。
1. 合金元素對加熱時相轉變的影響合金元素影響加熱時奧氏體形成的速度和奧氏體晶粒的大小。
(1)對奧氏體形成速度的影響:Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素與碳的親合力大, 形成難溶於奧氏體的合金碳化物,顯著减慢奧氏體形成速度;Co、Ni等部分非碳化物形成元素,因增大碳的擴散速度, 使奧氏體的形成速度加快;Al、Si、Mn等合金元素對奧氏體形成速度影響不大。
(2)對奧氏體晶粒大小的影響:大多數合金元素都有封锁奧氏體晶粒長大的作用, 但影響程度不同。强烈阻礙晶粒長大的元素有:V、Ti、Nb、Zr等;中等阻礙晶粒長大的元素有:W、Mn、Cr等;對晶粒長大影響不大的元素有:Si、Ni、Cu等;促進晶粒長大的元素:Mn、P等。
2. 合金元素對過冷奧氏體分解轉變的影響
   除Co外,幾乎所有合金元素都增大過冷奧氏體的穩定性, 延后珠光體類型組織的轉變,使C曲線右移,即提高
鋼的淬透性。常用提高淬透性的元素有:Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。必須指出, 加入的合金元素,只有完全溶於奧氏體時,才能提高淬透性。如果未完全溶解,則碳化物會成為珠光體的覈心,反而降低鋼的淬透性。另外, 兩種或多種合金元素的同時加入(如,鉻錳鋼、鉻鎳鋼等),比單個元素對淬透性的影響要强得多。

20170417131429 90019 - 金屬材料組織和效能的控制

   除Co、Al外,多數合金元素都使Ms和Mf點下降。其作用大小的次序是:Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最强, Si實際上無影響。Ms和Mf點的下降, 使淬火後鋼中殘餘奧氏體量增多。殘餘奧氏體量過多時,可進行冷處理(冷至Mf點以下),以使其轉變為馬氏體;或進行多次回火, 這時殘餘奧氏體因析出合金碳化物會使Ms、Mf點上升,並在冷卻過程中轉變為馬氏體或貝氏體(即發生所謂二次淬火)。

3. 合金元素對回火轉變的影響
   (1)提高回火穩定性合金元素在回火過程中延后馬氏體的分解和殘餘奧氏體的轉變(即在較高溫度才開始分解和轉變),提高鐵素體的再結晶溫度, 使碳化物難以聚集長大,囙此提高了鋼對回火軟化的抗力,即提高了鋼的回火穩定性。提高回火穩定性作用較强的合金元素有:V、Si、Mo、W、Ni、Co等。
   (2)產生二次硬化一些Mo、W、V含量較高的高合金鋼回火時,硬度不是隨回火溫度升高而單調降低,而是到某一溫度(約400℃)後反而開始增大, 並在另一更高溫度(一般為550℃左右)達到峰值。這是回火過程的二次硬化現象,它與回火析出物的性質有關。當回火溫度低於450℃時, 鋼中析出滲碳體;在450℃以上滲碳體溶解,鋼中開始沉澱出彌散穩定的難熔碳化物Mo2C、W2C、VC等,使硬度重新升高, 稱為沉澱硬化。回火時冷卻過程中殘餘奧氏體轉變為馬氏體的二次淬火所也可導致二次硬化。

   試一試:碳品質分數為0.35%的鉬鋼的回火溫度與硬度的關係

產生二次硬化效應的合金元素

產生二次硬化的原因

合 金 元

殘餘奧氏體的轉變

沉澱硬化

Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co、V

V、Mo、W、Cr、Ni、Co

①僅在高含量並有其他合金元素存在時,由於能生成彌散分佈的金屬間化合物才有效。

   (3)增大回火脆性和碳鋼一樣,合金鋼也產生回火脆性, 而且更明顯。這是合金元素的不利影響。在450℃-600℃間發生的第二類回火脆性(高溫回火脆性) 主要與某些雜質元素以及合金元素本身在原奧氏體晶界上的嚴重偏聚有關,多發生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金鋼中。這是一種可逆回火脆性, 回火後快冷(通常用油冷)可防止其發生。鋼中加入適當Mo或W(0.5%Mo,1%W)也可基本上消除這類脆性。

鉻鎳鋼的韌性與回火溫度的關係

20170417131430 29839 - 金屬材料組織和效能的控制


2.5.4 合金元素對鋼的機械效能的影響

   提高鋼的强度是加入合金元素的主要目的之一。欲提高强度, 就要設法增大位錯運動的阻力。金屬中的强化機制主要有固溶强化、位錯强化、細晶强化、第二相(沉澱和彌散)强化。合金元素的强化作用, 正是利用了這些强化機制。
1. 對退火狀態下鋼的機械效能的影響 

   結構鋼在退火狀態下的基本相是鐵素體和碳化物。合金元素溶於鐵素體中, 形成合金鐵素體,依靠固溶强化作用,提高强度和硬度,但同時降低塑性和韌性。
2.對退火狀態下鋼的機械效能的影響  

   由於合金元素的加入降低了共析點的碳含量、使C曲線右移, 從而使組織中的珠光體的比例增大,使珠光體層片距離减小,這也使鋼的强度新增,塑性下降。但是在退火狀態下,合金鋼沒有很大的優越性。
   由於過冷奧氏體穩定性增大, 合金鋼在正火狀態下可得到層片距離更小的珠光體,或貝氏體甚至馬氏體組織,從而强度大為新增。Mn、Cr、Cu的强化作用較大, 而Si、Al、V、Mo等在一般含量(例如一般結構鋼的實際含量)下影響很小。
3. 對淬火、回火狀態下鋼的機械效能的影響 

   合金元素對淬火、回火狀態下鋼的强化作用最顯著, 因為它充分利用了全部的四種强化機制。淬火時形成馬氏體,回火時析出碳化物,造成强烈的第二相强化,同時使韌性大大改善, 故獲得馬氏體並對其回火是鋼的最經濟和最有效的綜合强化方法。
   合金元素加入鋼中,首要的目的是提高鋼的淬透性, 保證在淬火時容易獲得馬氏體。其次是提高鋼的回火穩定性,使馬氏體的保持到較高溫度,使淬火鋼在回火時析出的碳化物更細小、均勻和穩定。這樣,在同樣條件下, 合金鋼比碳鋼具有更高的强度。

2.5.5 合金元素對鋼的工藝效能的影響
1. 合金元素對鋼鑄造效能的影響 

   固、液相線的溫度愈低和結晶溫區愈窄, 其鑄造效能愈好。合金元素對鑄造效能的影響,主要取決於它們對Fe-Fe3C相圖的影響。另外,許多元素, 如Cr、Mo、V、Ti、Al等在鋼中形成高熔點碳化物或氧化物質點,增大鋼的粘度,降低流動性,使鑄造效能惡化。
2
.合金元素對鋼塑性加工效能的影響 

   塑性加工分熱加工和冷加工。合金元素溶入固溶體中, 或形成碳化物(如Cr、Mo、W等),都使鋼的熱變形抗力提高和熱塑性明顯下降而容易鍛裂。一般合金鋼的熱加工工藝效能比碳鋼要差得多。
3. 合金元素對鋼焊接效能的影響 

   合金元素都提高鋼的淬透性,促進脆性組織(馬氏體)的形成, 使焊接效能變壞。但鋼中含有少量Ti和V,可改善鋼的焊接效能。
4. 合金元素對鋼切削效能的影響切削效能與鋼的硬度密切相關, 鋼是適合於切削加工的硬度範圍為170HB~230HB。一般合金鋼的切削效能比碳鋼差。但適當加入S、P、Pb等元素可以大大改善鋼的切削效能。
5. 合金元素對鋼熱處理工藝效能的影響 

   熱處理工藝效能反映鋼熱處理的難易程度和熱處理產生缺陷的傾向。主要包括淬透性、過熱敏感性、回火脆化傾向和氧化脫碳傾向等。合金鋼的淬透性高, 淬火時可以採用比較緩慢的冷卻方法,可减少工件的變形和開裂傾向。加入錳、矽會增大鋼的過熱敏感性。

2.6 表面技術

   簡述
1.表面技術的定義
   資料表面工程技術是指通過一些物理、化學工藝方法使資料表面具有與基體資料不同的組織結構、化學成分和物理狀態,從而使經過處理後的表面具有與基體資料不同的效能。經過表面處理後的資料,其基體資料的化學成分和力學性能並未發生變化(或未發生大的變化),但其表面卻具有一些特殊效能,如高的耐磨性、耐蝕性、抗氧化性、耐熱性、導電性、電磁特性、光學效能等。
2.表面技術的分類
   表面工程技術的種類繁多,可以按表面技術的工藝特點分為以下幾類:
   表面熱處理
   表面機械强化處理

電鍍、化學鍍
    
熱噴塗
    
氣相沉積鍍膜
    
高能束表面處理等。

2.6.1電刷鍍
1.普通電鍍過程的步驟 
(1)金屬的水合離子或絡離子從溶液內部遷移到陰極介面;
(2)金屬水合離子脫水或絡離子解離,金屬離子在陰極上得到電子發生還原反應生成金屬原子;
(3)還原的原子進入晶格結點。
2.電刷鍍

   電刷鍍是電鍍的一種特殊管道,不用鍍槽,只需在不斷供應電解液的條件下,用一支鍍筆在工件表面上進行擦拭,從而獲得電鍍層,所以,電刷鍍又稱無槽鍍或塗鍍。

3.電刷鍍過程
   電刷鍍工作過程的示意圖。直流電源的正極通過導線與鍍筆相聯,負極通過導線和工件相聯,當電流方向由鍍筆流向工件時為正向電流,正向電流接通時發生電沉積;電流方向從工件流向鍍筆時為反向電流,反向電流接通時工件表面發生溶解。

20170417131430 20709 - 金屬材料組織和效能的控制

1—工件2—刷鍍液3—注液管 4—包套 

5—刷鍍筆6—電源7—陽極 8—集液盤
電刷鍍工作過程的示意圖

20170417131430 56454 - 金屬材料組織和效能的控制

4.電刷鍍的特點
   ① 鍍層結合强度高,在鈦、鋁、銅、鉻、高合金鋼和石墨上也具有很好的結合强度;
   ②設備簡單、工藝靈活、操作方便, 可以在現場工作;
   ③可對某些重量重、體積大的零件實行局部電鍍;
   ④ 生產效率高。電刷鍍的速度是一般槽鍍的10~15倍;輔助時間少;且可節約能源,是槽鍍耗電量的幾十分之一;
   ⑤操作安全,刷鍍液可迴圈使用, 耗量小,對環境污染小。
5.電刷鍍的主要應用

   用於機械設備的維修,或改善零部件的表面理化效能。如滾動軸承的修理;軸頸、孔類零件的修理;平面、鍵槽的維修。低應力鎳、鈷、鋅、鋼等電刷鍍層可用於防腐;鋁電刷鍍堿銅可以實現鋁和其它金屬的釺焊等。

2.6.2 熱噴塗技術
   將金屬或非金屬固體資料加熱至熔化或半熔軟化狀態,然後將它們高速噴射到工件表面上,形成牢固塗層的表面加工方法稱為
熱噴塗技術
1.熱噴塗技術的分類
   根據熱源的不同,可分為火焰噴塗、等離子噴塗、電弧噴塗、雷射噴塗等
2.熱噴塗技術的主要特點
(1)塗層和基體資料廣泛 
(2)熱噴塗工藝靈活, 噴塗層、噴焊層的厚度可以在較大範圍內變化。
(3) 熱噴塗時基體受熱程度低,一般不會影響基體資料的組織和效能。
(4)噴焊時,母材對塗層的稀釋率較低,有利於噴塗合金材料的充分利用。

(5)熱噴塗有著較高的生產效率成本低,效益顯著。

20170417131430 57965 - 金屬材料組織和效能的控制

熱噴塗

20170417131430 23569 - 金屬材料組織和效能的控制

3.熱噴塗的工藝過程
   
熱噴塗的工藝過程包括噴塗資料加熱熔化階段、熔滴的霧化階段、粒子的飛行階段、粒子的噴塗階段、塗層形成過程等。
4.噴焊
   熱噴塗技術也包含噴焊工藝。噴焊是指用熱源將噴塗層加熱到熔化,使噴塗層的熔融合金與基材金屬互溶、擴散,形成類似釺焊的冶金結合,這樣所得到的塗層稱為噴焊層。

5.等離子噴塗
   等離子噴塗是以等離子弧為熱源,以噴塗粉末資料為主的熱噴塗方法。

①等離子噴塗的步驟
   等離子噴塗時,在陰極和陽極(噴嘴)之間產生一直流電弧,該電弧把導入的工作氣體加熱電離成高溫电浆並從噴嘴噴出形成等離子焰。粉末由送粉氣體送入火焰中被熔化、加速、噴射到基體資料上形成膜。工作氣體可用氬氣、氮氣,或由這些氣體中再摻入氫氣,也可採用氬和氦的混合氣體。
②等離子噴塗的特點
等離子噴塗具有以下特點
(1)能够噴塗多種噴塗資料,尤其能噴塗熔點高的難熔資料,如難熔金屬、陶瓷、金屬陶瓷及其它特殊功能資料;
(2)可以選擇惰性為工作介質,减少噴塗粒子在飛行過程中的氧化反應;

(3)塗層的結合强度高,氣孔率低;能通過控制工藝參數製備精細塗層。
③等離子噴塗的主要設備

   包括噴塗槍、送粉機构、整流電流、供氣系統、水冷系統及控制系統。

20170417131431 84367 - 金屬材料組織和效能的控制

    等離子噴塗設備總圖
1-主電源;2-直流電源;3-冷卻水泵;4-水冷器;5-預熱器;

6-壓力計;7-流量計;8-載粉氣;9-送粉器;10-控制台;

11-等離子槍;12-工作氣體

2.6.3氣相沉積科技
1.氣相沉積科技簡介
   
氣相沉積科技是指在真空下用各種方法獲得的氣相原子或分子在基體資料表面沉積以獲得薄層鍍膜的科技。它既適合於製備超硬、耐蝕、耐熱、抗氧化的機械薄膜,又適合於製備磁記錄、資訊存儲、光敏、熱敏、超導、光電轉換等功能薄膜,還可用於製備裝潢性鍍膜。
    氣相沉積科技的分類
      
物理氣相沉積PVD(Physical Vapour Deposition)
      
化學氣相沉積CVD(Chemical Vapour Deposition)
   
 氣相沉積的基本步驟
     
  提供氣相鍍料
       
鍍料向所鍍制的基體資料的輸送
       
鍍料在基體資料上沉積成膜
    常用的超硬耐磨塗層
        
 TiCTiNTi(C,N)(Ti,Al)NCr7C3Al2O3C-BN等。

2. 物理氣相沉積
   在沉積環境中,以各種物理方法產生的原子或分子沉積在基體上,形成薄膜或塗層的過程稱為物理氣相沉積(PVD)。
(1)真空蒸鍍
   在高真空中使金屬合金或化合物蒸發,然後凝聚在基體表面上的方法稱為真空蒸鍍。
   1)
影響真空蒸鍍膜質量的主要因素 基材表面狀態、基材溫度、蒸鍍溫度、基材表面粗糙度、表面顯微組織等
   2)
真空蒸鍍時所用熱源的種類 電阻加熱源、電子束加熱源、高頻感應加熱源、雷射加熱源、離子蒸鍍源 
(2) 陰極濺射沉積
   陰極濺射沉積是用荷能粒子轟擊某一靶材(陰極)使靶材表層原子以一定的能量逸出,然後在基材表面沉積成膜的過程。
陰極濺射沉積的主要特點:結合力高,容易得到高熔點物質的薄膜, 可以在較大面積上得到均一的薄膜,可以控制膜的組成,制出合金膜,可以長時間地連續運轉,有良好的再現性,幾乎可以製造一切物質的薄膜。
(3) 磁控濺射沉積
   磁控濺射沉積的特點是在陰極靶面建立了一個環形磁場,以控制二次電子的運動,離子轟擊靶面所產生的二次電子在陰極暗區被電場加速之後飛向陽極。

20170417131431 48534 - 金屬材料組織和效能的控制

陰極濺射沉積系統簡圖

(4)離子鍍
   在鍍膜的同時,採用帶能離子轟擊基材表面和鍍膜層的鍍膜科技稱為離子鍍。離子轟擊的目的在於改善膜層的效能。
   1)
離子鍍科技種類

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(a)高頻放電離子鍍(b)空心陰極放電離子鍍(HCD) (c)感應加工離子鍍
主要的離子鍍科技示意圖

   2)離子鍍的特點粘著力强、均鍍能力好、被鍍基體資料和鍍層資料可廣泛搭 配、工藝無污染。
(5) 多弧離子鍍

20170417131432 30300 - 金屬材料組織和效能的控制

多弧離子鍍工藝示意圖

   該法的蒸發金屬靶用水冷卻,裡面裝有磁鐵。靶上接正負電壓,使之在圓盤狀靶上進行電弧放電,電弧電流可達105~107A/cm2, 使金屬被蒸發,並且由於電弧放電中電子的衝擊使蒸發到弧柱中的金屬電離成為等離子狀態,在具有負壓的基體上發生沉積。
   
多弧離子鍍的特點
    1)蒸發源多,膜厚分佈均勻
    2)有效地利用真空室
    3)靶材輻射熱被水冷,可使工件保持低溫
    4)电浆密度高,表面可被離子轟擊潔淨,而且可增大偏壓,所以結合力好。

3. 化學氣相沉積(CVD)
   利用氣態化合物或化合物的混合物在基體資料表面(通常為熱表面)上發生氣相化學反應,從而在基材表面上形成鍍膜的科技稱為化學氣相沉積。
   ① CVD主要的過程
   產生揮發性化合物
   把揮發性化合物運到沉積區
   發生化學反應生成固態產物
   ② 电浆增强化學氣相沉積(PCVD)
   利用直流或射頻放電等離子體內的高能電子啟動反應氣體分子使之離解或電離,從而獲得在化學上非常活潑的激發分子、離子、原子或大量活性原子團等,並在基體表面上沉積鍍膜。通常CVD法使氣態物質處於高溫,經化學反應製備塗層,而PCVD法借助於电浆作用,使化學反應得以進行。

2.6.4 雷射表面改性
   雷射表面改性是將雷射束照到工件的表面,用以去除或熔化資料以及改變資料表面效能的加工方法。
1. 雷射表面改性的特點
   (1) 高功率密度雷射能量集中,與工件表面作用時間短,適於局部表面處理,對工件正體熱影響小,囙此熱變形很小。
   (2) 工藝操作靈活簡便,柔性大,改性層有足够厚度,適於工程要求。
   (3) 結合良好,改性層內部、改性層和基體間呈冶金結合,不易剝落。
2. 雷射表面處理科技
(1)雷射淬火(雷射相變硬化)

   以高能量的雷射束快速掃描工件,使資料表面極薄一層的局部社區域內快速吸收能量而使溫度急劇上升(升溫速度可達105℃/s~106℃/s),此時工件基體仍處於冷態,雷射離去後,由於熱傳導的作用,此局部區域內的熱量迅速傳遞到工件其它部位,冷卻速度可達105℃/s以上,使該局部區域在瞬間進行自冷淬火,因而使資料表面發生相變硬化。

20170417131432 69298 - 金屬材料組織和效能的控制

雷射表面處理

(2) 雷射表面合金化
   雷射表面合金化是指在高能雷射束作用下,將一種或多種合金元素與基材表面快速熔凝,使資料表層獲得具有預定的高合金特性的科技。
(3)雷射表面熔覆
   雷射表面熔覆是指利用雷射加熱基材表面以形成一個較淺的熔池,同時送入預定成份的合金粉末一起熔化後迅速凝固、或者是將預先塗敷在基材表面的塗層與基材一起熔化後迅速凝固,以得到一層新的熔覆層。

20170417131432 91513 - 金屬材料組織和效能的控制

同步注粉式雷射表面熔覆處理示意圖

(4)雷射上釉
   雷射束(功率密度高達104W/cm
2~105W/cm2)在金屬表面迅速掃描時,雷射束使厚度為1mm~10mm的金屬表層快速熔化,表層與基體間形成很大的溫度梯度;表層的冷卻速度高達105℃/s,熔化層凝固後形成極細乃至超細的晶體結構,甚至形成非晶層。

小結

    1. 金屬結晶的條件是要有一定的過冷度,金屬結晶的推動力是固態金屬和液態金屬之間的自由能差。結晶由生核和長大二個過程組成。某些金屬會發生同素異構轉變。生產中可以採取措施細化鑄態金屬的晶粒。
   2. 固態合金有二種類型的相:固溶體和金屬化合物。合金的結晶可以用相圖來分析。常用的有勻晶相圖和共晶相圖。鐵碳相圖中包含5種相,鐵碳合金的平衡結晶過程用鐵碳相圖來分析,鐵碳合金室溫平衡組織中的組成相和組織組成物的品質分數可以用杠杆定律求出。

   3.金屬的塑性變形機理有滑移和孿生二種。塑性變形使金屬晶粒變形(拉長或壓扁),位錯密度新增,產生殘餘內應力,大的變形量可產生形變織構。冷塑性變形使金屬產生加工硬化現象(形變强化)。再結晶形成新的等軸晶,可以消除加工硬化。T再結晶=(0.35 ~0.4)T熔點

    4.過冷奧氏體的轉變產物可用等溫轉變曲線(C曲線)進行分析。過冷奧氏體的轉變產物有:珠光體(P)、索氏體(S)、屈氏體(T)、上貝氏體(上B)、下貝氏體(下B)、馬氏體(M)。
   鋼的
熱處理工藝有:退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學熱處理。影響淬透性高低的主要因素是合金元素,影響淬硬性高低的主要因素是碳的品質分數。

   5.合金元素在鋼中的作用有:提高鋼的淬透性,細化晶粒,提高鋼的回火穩定性,防止回火脆性,二次硬化,固溶强化,第二相强化(彌散强化),新增韌性,提高鋼的耐蝕性或耐熱性。不同的合金元素在不同的鋼中的作用是不一樣。

   6.表面處理新技術包括電刷鍍、熱噴塗、氣相沉積和雷射强化等。表面技術可以大大提高工程材料的耐蝕、耐磨、耐疲勞效能,延長工件的使用壽命,具有重要的經濟意義。

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