钢铁热处理组织转变

钢铁热处理组织转变知识梳理，包括加热转变/奥氏体化过程、等温冷却转变、连续转变-CCT、回火转变、回火转变过程等等。

组织转变

• 1. 加热转变/奥氏体化过程
  • 1.1. 奥氏体形成的过程
    • 1. 奥氏体形成条件
      • 1.1. 热力学条件
        • 1.1.1. 热力学第二定律：一切自发过程都是从高自由能向低自由能状态转变
        • 1.1.2. 奥氏体形成的热力学条件
          • 1.1.2.1. 过热
            • 1.1.2.1.1. 过热度越大，驱动力越大，转变速度也越快
    • 2. 奥氏体形成过程
      • 2.1. 奥氏体形核
        • 2.1.1. 形核难度递增顺序为
          • 2.1.1.1. 自由表面-相界-晶界-层错-位错-空位处形核-均匀形核
      • 2.2. 奥氏体长大
      • 2.3. 剩余渗碳体溶解
      • 2.4. 奥氏体均匀化
  • 1.2. 奥氏体转变速度
    • 1. 等温转变速度
      • 1.1. 单位时间在单位体积内形成的奥氏体量（体积分数）
      • 1.2. 大小取决于
        • 1.2.1. 奥氏体形核率
        • 1.2.2. 长大速度
    • 2. 影响转变速度的因素
      • 2.1. 加热温度
        • 2.1.1. 在所有的影响因素中，温度的作用最为强烈
      • 2.2. 原始组织
        • 2.2.1. 原始组织越细，奥氏体转变形成速度越快
          • 2.2.1.1. 奥氏体晶核主要产生于原始组织中铁素体和渗碳体的相界面上。
            • 2.2.1.1.1. 细片状珠光体比粗片状珠光体的奥氏体转变速度要快
              • 2.2.1.1.1.1. e.g.原始组织的珠光体片层间距从0.5um减小至0.1um时，在760℃加热时奥氏体的长大速度增加了近7倍！
        • 2.2.2. 原始组织中碳化物的形状和大小对奥氏体的转变速度也有影响
          • 2.2.2.1. 如果钢的成分相同，片状珠光体和粒状珠光体相比，由于片状珠光体的相界面积较大，奥氏体形核率高，并且片状渗碳体比粒状渗碳体更容易溶解，所以片状珠光体奥氏体化所需要的时间更短。
      • 2.3. 化学成分
        • 2.3.1. 碳含量
          • 2.3.1.1. 亚共析钢
            • 2.3.1.1.1. 碳含量增加，转变速度越快
              • 2.3.1.1.1.1. 碳含量增加，碳化物数量增加，铁素体与渗碳体的相界面增大，因而形核率会增加，
          • 2.3.1.2. 过共析钢
            • 2.3.1.2.1. 碳含量增加，转变速度降低
        • 2.3.2. 合金元素
  • 1.3. 奥氏体晶粒的长大
    • 1.3.1. 奥氏体晶粒度
      • 分为8级
        • GB/T6394
    • 1.3.2. 晶粒度
      • 起始晶粒度
      • 实际晶粒度
        • 钢在某一具体热处理或热加工条件下获得的奥氏体实际晶粒大小
        • 取决于具体的加热温度和保温时间
        • 实际晶粒度对钢热处理后获得的性能有直接的影响
      • 本质晶粒度
    • 1.3.3. 影响奥氏体晶粒长大的因素
      • 加热温度和保温时间
      • 加热速度的影响
      • 含碳量的影响
        • 在一定含碳量范围内，随着含碳量的增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但当含碳量超过某一限度时，奥氏体晶粒反而变得细小。
      • 合金元素的影响
        • Ti, Zr, V, Al, Nb, Ta-细化晶粒
        • Mn, P, S,N-促进奥氏体晶粒长大
  • 1.4. 奥氏体晶粒度的控制
    • 1. 组织遗传
      • 1.1. 消除组织遗传的方法
        • 1.1.1. 退火
        • 1.1.2. 高温回火
        • 1.1.3. 多次正火
• 2. 等温冷却转变
  • 2.1. 扩散型转变-珠光体转变
  • 2.2. 过渡型转变-贝氏体转变
  • 2.3. 非扩散型转变-马氏体转变
    • 2.3.1. 马氏体定义
      • 钢铁或非铁金属中通过无扩散共格切变型转变形成的产物统称为马氏体。
        • 马氏体转变量是温度的函数，与等温时间无关
          • 马氏体转变量是在Ms-Mf温度范围内，通过不断降温来增加的。
          • 在Ms点以下，随温度降低，转变量增加，冷却中断，则转变停止。
      • 最初定义：碳溶于a铁中形成的过饱和固溶体。
        • C<0.2%
          • 体心立方结构
            • 位错型马氏体
              • 高温马氏体
                • 板条状马氏体
        • C>1%
          • 体心正方结构
            • 孪晶型马氏体
              • 低温马氏体
                • 针状马氏体
              • 片状马氏体的空间形态呈双凸透镜形状。
              • 在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体是贯穿整个晶粒的，但一般不穿过晶界，只将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片由于受限制而越来越小，所以针状马氏体的最大尺寸取决于原奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越粗大，马氏体针越大，反之则越细。
                • 当最大尺寸的马氏体针小到光学显微镜无法分辨时，便称为隐晶马氏体。
      • 不可能得到100%的马氏体，即马氏体转变具有不完全性，总是会或多或少的残余奥氏体存在。
        • 标准规定：以含有50%马氏体+50%其他组织作为淬透层深度的计算终点。
        • 钢的淬透性主要是指心部的淬透性。
      • 马氏体转变是连续冷却的产物
        • 马氏体转变是在一个温度范围内连续进行的，如果在此期间保持恒温状态，马氏体量不增多。
    • 2.3.2. 组织形态
      • ＜Ms点
        • “凡是会降低Ms点的合金元素，均会降低Mf点。”
        • Al, Co提高Ms点
        • Si,B不影响Ms点
        • 绝大多数合金元素均不同程度的降低Ms点
          • 碳是强烈降低马氏体开始形成温度Ms点的元素。
      • HRC60-65
      • 低碳钢-<0.2%-体心立方-板条状马氏体
        • 板条内有大量的位错，所以又称为位错马氏体
          • 亚结构-位错
      • 高碳钢-≥1%-体心正方-针状马氏体、片状马氏体-隐晶马氏体、孪晶马氏体
        • 亚结构-孪晶
    • 2.3.3. 性能
      • 马氏体的强度和硬度
        • 固溶强化
          • 过饱和碳引起的固溶强化
        • 相变强化
          • 亚结构引起的强化，晶体内晶格缺陷密度增加，而这些缺陷将阻碍位错运动@位错和孪晶
        • 时效强化
          • 马氏体形成后，在放置一段时间内，碳和其他合金元素原子会向位错线等缺陷处扩散而产生偏聚，使位错难以运动，从而造成马氏体的强化。
        • 晶界强化
          • 原始奥氏体晶粒越细小，所得到的马氏体板条束也越小，而马氏体板条束阻碍位错的运动，使得马氏体得到强化。
    • 2.3.4. 转变特点
      • 切变
        • 在较低温度下Fe原子等置换式原子的扩散速率非常慢，所以转变过程只能通过切变方式进行转变
          • 转变后的马氏体中的置换原子的成分和母相奥氏体相同，这表明置换原子没有发生扩散
      • 降温转变和转变不完全性
        • 如果冷却到室温时，转变不完全会有残余奥氏体存在
      • 马氏体转变可逆
      • 体积膨胀
        • 奥氏体向马氏体转变时，体积膨胀，产生内应力。
    • 2.3.5. 转变速度及影响因素
      • 马氏体转变速度非常快
        • 板条状马氏体
          • 100cm/s
        • 针状马氏体
          • 10E5cm/s
      • 马氏体转变的热力学条件
        • Ms点的物理意义
          • 奥氏体和马氏体间的自由能差（驱动力）达到马氏体转变所需要的化学驱动力时的温度。
            • 相应的过冷度就是马氏体转变所需要的最小过冷度
  • 共析钢等温转变
• 3. 连续转变-CCT
  • 3.1. 含有共析成分的合金不会形成贝氏体，只有珠光体转变和马氏体转变。
    • 3.1.1. 右侧冷却曲线中贝氏体鼻端的存在证明了在连续冷却过程中贝氏体形成的可能性。
    • 3.1.2. 当冷却速度在Vk和Dk之间时，冷却曲线只与转变开始曲线相交而不与转变终了线相交，这意味着过冷奥氏体仅发生了部分转变即告终止，剩余的部分继续冷却到Ms点以下时便转变为马氏体。
  • 3.2. 任何普通碳钢连续冷却转变也不会形成贝氏体，这是因为在达到贝氏体的形成条件以前，所有的奥氏体已经全部转变为珠光体。
    • 3.2.1. 所以基于以上，奥氏体-珠光体转变区域在刚到鼻端处就终止了，如右图kk’线。任何冷却曲线在经过kk’线，相变都会在交点处终止，继续冷却穿过Ms线时，未反应的奥氏体转变为马氏体。
  • 3.3. 对于马氏体相变，TTT和CCT，Ms,M(50),M(90)所对应的温度相同，这是因为马氏体转变的速率非常快，在很短的时间内即完成转变。
    • 3.3.1. 碳含量<0.25%的铁碳合金一般不会通过热处理形成马氏体，因为所需要的淬火速率实在是太快，实际上很难达到。若要使钢通过热处理形成马氏体，必须要加入铬，镍，钼，锰，硅和钨等合金元素，而且这些元素必须在淬火过程中与奥氏体形成固溶体。
• 4. 回火转变
  • 1. 定义
    • 1.1. 工件淬火后，一般必须将其再加热到A1以下的某一温度，经过适当的保温后，在空气中冷却到室温，这种热处理工艺称为回火；
  • 2. 回火原因
    • 2.1. 淬火后得到的马氏体或马氏体与残余奥氏体，在室温下为亚稳定状态，都趋向于向铁素体加渗碳体的问题状态转变。
  • 3. 回火目的
    • 3.1. 降低脆性，减少或消除内应力
    • 3.2. 获得工艺所要求的力学性能
    • 3.3. 稳定工件尺寸
    • 3.4. 对于某些高淬透性合金钢，可降低硬度以便于加工
  • 4. 回火过程
    • 4.1. 回火保温时间
      • 4.1.1. 一般为1-2h
    • 4.2. 回火后的冷却
      • 4.2.1. 一般对钢的组织和性能影响不大，通常采用在空气中冷却的方式。
• 5. 回火转变过程
  • 1. 20-100 ℃，马氏体中碳原子偏聚
    • 1.1. 回火准备阶段
      • 1.1.1. 板条状马氏体中碳原子主要向位错附近偏聚
      • 1.1.2. 针状马氏体碳原子主要向孪晶界附近偏聚
      • 马氏体发生偏聚的主要原因是由于马氏体是高度过饱和固溶体，处于不稳定状态，有析出碳原子的倾向，但是在较低温度<100 ℃时，碳原子的活动能力很弱，只能做短程扩散，此时铁与合金元素尚不能扩散。->碳原子只能就近扩散到临近的位错或孪晶界处。
  • 2. 100-200℃回火，马氏体分解：C以ε碳化物@FexC的形式析出，析出的碳化物以极小的片状分布在马氏体基体上，这种组织成为回火马氏体，用M回表示；
    • 2.1. 马氏体是碳在铁素体中的过饱和固溶体，碳原子的存在会使得铁素体晶体的点阵结构发生明显的晶格畸变，使马氏体处于不稳定的状态。
    • 2.2. 为了降低能量，在100℃左右，碳原子就会偏聚于位错或孪晶界面，或板条界，形成微小的碳的富集区。
    • 2.3. 低温回火时马氏体分解示意图
  • 3. 残余奥氏体分解：200-300℃，残余奥氏体分解为FexC和过饱和α相（低碳马氏体），但组织仍为回火马氏体
  • 4. 碳化物转变：FexC转化为Fe3C：250-400℃，此时回火马氏体转变为在保持马氏体形态的铁素体基体上分布着细粒状渗碳体的组织，称为回火屈氏体；
  • 5. 渗碳体的聚集长大以及α相回复、再结晶：主要发生在400℃以上，此时形成颗粒状的渗碳体，铁素体由针片状转变为多边形，这种组织称为回火索氏体；
• 6. 回火产物
  • 6.1. 高温回火 @ 500-650℃
  • 6.2. 中温回火 @ 350-500℃
  • 6.3. 低温回火 @ 150-250℃
• 7. 回火脆性
  • 7.1. 回火脆产生的原因
    • 7.1.1. 析出理论
      • 碳化物、氮化物、固溶体中的溶质沿晶界析出，促进裂纹的产生
    • 7.1.2. 碳化物转变理论
      • 温度升高合金元素扩散增强，碳化物成分和分布形态改变引起脆性。
    • 7.1.3. 杂质元素晶界偏析理论
      • 杂质元素在晶界偏析，降低晶面间的结合力，微裂纹提供成核和扩展的机会。
  • 7.2. 第一类回火脆性
    • 7.2.1. 250℃-350℃
      • 不可逆
        • 出现在几乎所有的钢中
        • 原因：由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面析出断续的薄壳状碳化物，降低了晶界的断裂强度，使之成为裂纹扩展的路径
        • 如果出现第一类回火脆性，再加热到更高温度回火，可以使冲击韧性重新升高，此后再在此脆化温度区间回火，将不再产生脆性；
        • 回火冷却速度对这类回火脆性没有影响
  • 7.3. 第二类回火脆性
    • 7.3.1. 500℃-600℃
      • 可逆
        • 主要发生在合金结构钢中，碳钢一般不出现
        • 原因：杂质元素P，Sb，Sn等在原奥氏体晶界及显微裂纹表面发生偏聚，并使晶界和裂纹处脆化所致；
        • 这种脆性可以采用重新加热至600℃以上后快速冷却的方法予以消除；
        • 但是消除回火脆性后，如果再次在脆化温度区间回火或在更高温度回火后缓慢冷却，则将重新脆化；
        • Mo-0.2-0.5%/W-0.4-1.0%可以抑制高温回火脆