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金屬學與熱處理

放大字體  縮小字體 發布日期:2013-10-22  瀏覽次數:4540
    熱處理就是將鋼在固態下通過加熱、保溫和不同的冷卻方式,改變金屬內部組織結構,從而獲得所需性能的操作工藝,
作用:它不改變工件的形狀和尺寸,只改變工件的性能,如提高材料的強度和硬度,增加耐磨性,或者改善材料的塑性、韌性和加工性等。       
第一節 熱處理的基本原理
  一、鋼在加熱時的組織轉變
  (一)鋼在加熱和冷卻時的相變溫度
    鐵碳合金相圖中的A1、A3和Acm 線是反映不同含碳量的鋼在極為緩慢加熱或冷卻時的相變溫度。但鋼在實際加熱和冷卻時不可能非常緩慢,因此,鋼中的相轉變不能完全按鐵碳合金相圖中的A1、A3和Acm線,而有一定的滯后現象,即出現過熱(加熱時)或過冷(冷卻時)現象。加熱或冷卻時的速度越大, 組織轉變偏離平衡臨界點的程度也越大。為區別起見,把冷卻時的臨界點記作Ar1、 Ar3 、Arcm;加熱時的臨界點記作Ac1、A1c3、Accm。
    例如,共析鋼在平衡狀態下珠光體和奧氏體的轉變溫度為A1;冷卻時奧氏體轉變為珠光體的溫度為Ar1; 加熱時珠光體轉變為奧氏體的溫度為Ac1。 這些臨界點是正確選擇鋼在熱處理時的加熱溫度和冷卻時結構發生變化的溫度的主要依據。
    (二)奧氏體的形成
    共析鋼在常溫時具有珠光體組織,加熱到Ac1以上溫度時, 珠光體開始轉變為奧氏體。只有使鋼呈奧氏體狀態,才能通過不同的冷卻方式轉變為不同的組織,從而獲得所需要的性能。鋼在加熱時的組織轉變,主要包括奧氏體的形成和晶粒長大兩個過程。
  在鐵素體和滲碳體的相界面上首先出現許多奧氏體晶核。這是因為鐵素體與滲碳體是兩個具有不同晶體結構的相,在二相界面上有晶格扭曲或原子排列紊亂等缺陷,原子處于高能量狀態,有利于奧氏體核形成。
    奧氏體晶核形成后,便開始長大。它是依靠鐵素體向奧氏體繼續轉變和滲碳體不斷溶入而進行的。鐵素體向奧氏體轉變的速度比滲碳體溶解快,因此,鐵素體消失后,仍有部分殘余滲碳體,它將隨著時間的延長,繼續不斷地向奧氏體溶解直至全部消失。在剛形成的奧氏體晶粒中,由于原是滲碳體層地方的碳濃度高于原是鐵素體層地方的碳濃度,必須繼續保溫通過碳原子擴散才能獲得均勻的奧氏體組織。
    亞共析鋼與過共析鋼加熱時的組織轉變過程與共析鋼相似,其差別在于:當亞共析鋼被加熱到Ac1~Ac3之間溫度時,尚有一部分未溶的鐵素體存在。過共析鋼被加熱到Ac1~Accm之間溫度時, 尚有一部分未溶的二次滲碳體存在,即不完全奧氏體化。只有進一步加熱到Ac3或Accm以上并保溫一定時間, 才能獲得單一奧氏體組織。由此可見,保溫不僅是為了使工件熱透,即工件心部達到與表面同樣的溫度,還為了獲得均勻一致的奧氏體組織,以便在冷卻時得到良好的組織和性能。
  (三)奧氏體晶粒的長大
由于珠光體層比較細密,在向奧氏體轉變時形成的晶粒較多,因此,當珠光體剛全部轉變為奧氏體時,奧氏體晶粒還是很細小的。這和加熱前珠光體晶粒的大小無關。此時將奧氏體冷卻后得到的組織晶粒也細小。如果在形成奧氏體后繼續升溫或延長保溫時間,都會使奧氏體晶粒逐漸長大。晶粒的長大是依靠較大晶粒吞并較小晶粒和晶界遷移的方式進行的。此時將奧氏體冷卻后得到的組織必然是粗大的。
  二、鋼在冷卻時的組織轉變
   實際生產中,鋼的熱處理工藝有兩種冷卻方式:
一是等溫冷卻——將加熱到奧氏體的鋼迅速冷卻到臨界溫度以下的某一溫度保溫,進行等溫轉變,然后再冷到室溫,如等溫退火、等溫淬火等。
  二是連續冷卻——將加熱到奧氏體的鋼,在溫度連續下降的過程中發生組織轉變,如水冷、空冷、爐冷等,如圖19-6所示。
    等溫冷卻方式對研究冷卻過程中的組織轉變較為方便。現以共析鋼為例分析奧氏體在等溫冷卻時的轉變。
  (一)過冷奧氏體等溫轉變曲線
    圖19-7為共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線圖,又稱C曲線曲線。在等溫轉變開始線的左邊為過冷奧氏體區,處于尚未轉變而準備轉變階段,這段時間稱為“孕育期”。在不同等溫溫度下,孕育期的長短不同。對共析鋼來講,過冷奧氏體在等溫轉變的“鼻尖”(約550℃)附近等溫時,孕育期最短, 即說明過冷奧氏體最不穩定,易分解,轉變速度最快。 在高于或低于550℃時,孕育期由短變長,即過冷奧氏體穩定性增加,轉變速度較慢。轉變終了線右邊為轉變結束區,兩條C曲線之間為轉變過渡區。 在C曲線下面還有兩條水平線:一條是馬氏體開始轉變線Ms, 一條是馬氏體轉變終了線Mf,在兩條水平線之間為馬氏體轉變區。
  (二)過冷奧氏體等溫轉變產物的組織及性能
    根據共析鋼過冷奧氏體在不同溫度區域內轉變產物和性能的不同,可分為高溫、中溫及低溫轉變區,即珠光體型、貝氏體型和馬氏體型的轉變。
1、 高溫等溫轉變區——珠光體型轉變
    共析鋼的過冷奧氏體在Ar1 ~550℃(鼻溫)溫度范圍內,將發生奧氏體向珠光體轉變。由于轉變溫度較高,原子有足夠的擴散能力,能全部等溫分解,最終形成鐵素體+滲碳體組成的機械混合物,即珠光體型組織。在此溫度范圍內,由于過冷度不同,所得到珠光體的層片厚薄、性能也有不同。為區別起見分為以下三類:
(1)在Ar1~650℃之間,由于過冷度較高, 轉變產物為粗片狀鐵素體+粗片狀滲碳體,即珠光體組織。           
  (2)在650~600℃之間,由于過冷度較大,生核較多, 轉變產物為層片較薄的鐵素體和滲碳體交替而成的珠光體,只有在高倍(1000倍左右)光學顯微鏡下才能分辨出片層。這種組織為細珠光體,也稱為索氏體,用符號S表示
    (3)在600~550℃之間,過冷度更大。轉變的產物為層片極薄的鐵素體和滲碳體交替而成的珠光體,即使在高倍光學顯微鏡下也無法分辨出珠光體,也稱為屈氏體,
珠光體、索氏體和屈氏體實際上都是鐵素體和滲碳體的機械混合物,僅片層粗細不同,并無本質差異。
其力學性能主要取決于片層間距離。片層間距越小,則強度、硬度越高,塑性和韌性也有所改善。
  2.中溫等溫轉變區——貝氏體型轉變
    轉變溫度在C曲線鼻尖至Ms點之間,即550~230 ℃的溫度范圍。轉變特點是過冷度大,雖有α-Fe晶格結構, 但由于轉變溫度較低,碳擴散能力減弱,轉變產物由含碳量過飽和鐵素體和微小的滲碳體混合而成。這種組織稱為貝氏體,用符號B表示。
在貝氏體轉變區域,根據轉變溫度不同,可分為上和下貝氏體兩種。
    (1)在550~350℃之間,轉變產物在光學顯微鏡下呈羽毛狀,如圖19-9(a)所示。鐵素體形成許多密集而互相平行的扁片,其間斷斷續續分布著滲碳體顆粒,但強度低,塑性差,脆性大,生產上很少采用。
    (2)在350℃~Ms之間,轉變產物在光學顯微鏡下呈黑色竹葉狀,如圖19-9(b)所示。鐵素體形成竹葉狀,其內分布著極細小的滲碳體顆粒,這種組織為下貝氏體(B下,)
    總之,貝氏體的碳化物不是連續分布,而是由許多細顆粒或薄片呈斷續分布。其次,貝氏體中的鐵素體碳濃度高于珠光體,呈過飽和固溶狀態。
    與上貝氏體比較,下貝氏體有較高的硬度和強度,同時塑性、韌性也較好,并有高的耐磨性。因此,生產中常采用等溫淬火的方法來獲得下貝氏體組織。
  3.低溫轉變區——馬氏體型轉變
    轉變溫度在Ms及Mf之間。轉變特點是:過冷度極大,轉變溫度很低,碳原子和鐵原子的動能很小,都不能擴散。所以,奧氏體向馬氏體轉變,只發生γ-Fe→α-Fe的晶格改組,即鐵原子作短距離的移動,而無碳原子的擴散,全部被迫過量地固溶在α-Fe 晶格中。碳在α-Fe中的溶解度很小,常溫只有0.008?,從而形成一種過飽和的固溶組織。這種碳在α-Fe中的過飽和固溶體稱為馬氏體,用符號M表示。,熱處理中的淬火就是為了得到這種組織。
共析鋼奧氏體過冷到230℃(Ms)時,開始轉變為馬氏體, 隨著溫度下降,馬氏體逐漸增多,過冷奧氏體不斷減少,直至-50℃(Mf)時,過冷奧氏體才全部轉變成馬氏體。所以Ms與Mf 之間的組織為馬氏體和殘余奧氏體。
三、等溫轉變曲線在連續冷卻轉變中的應用
    在熱處理生產中,通常采用連續冷卻的方式,如爐冷、空冷、水冷等。因為連續冷卻轉變曲線測定較難,生產中常用等溫轉變曲線定性地估計連續冷卻轉變,即將連續冷卻時的冷卻速度線畫在等溫曲線圖上。
    根據冷卻速度線和等溫曲線相交位置,大致可估計出產物可能得到的組織和性能,對制定熱處理工藝有重要意義。圖19-11為共析鋼等溫轉變曲線圖上,估計連續冷卻轉變的情況。
圖中V1<V2<V3<V4,它們分別表示不同冷卻速度的冷卻曲線。
V1——相當于爐冷(退火)情況。它與C曲線相交于700~650℃,估計轉變產物為粗片狀珠光體。
V2——相當于空冷(正火)情況。它與C曲線相交于650~600℃,估計轉變后產物為細片狀珠光體,即索氏體。
V3——相當于油冷(淬火)情況,它只與C 曲線開始轉變線相交于鼻尖附近,隨后又與Ms線相交,估計轉變產物為屈氏體和馬氏體。
    V4——相當于水冷(淬火)情況,它不與C曲線相交,而直接與Ms 相交并繼續冷卻,估計它的組織為馬氏體和殘余奧氏體。
    Vk(V臨)——冷卻速度曲線恰恰與C曲線相切, 這是由奧氏體直接得到馬氏體的最小冷卻速度,稱為臨界冷卻速度。凡是大于Vk的冷卻速度都可以轉變為馬氏體組織。
    連續冷卻轉變由于是在一個溫度范圍內進行的,往往得到混合組織,如珠光體+索氏體,屈氏體+馬氏體等。而過冷奧氏體在等溫轉變時只轉變為單一的組織。
 
第二節 退火與正火
 
    在工廠里各種機器零件和工具一般都要經過如下的過程:
    選原料——鍛造——預先熱處理——機械加工——最后熱處理
退火和正火經常作為鋼的預先熱處理工序,安排在鑄造、鍛造和焊接之后或粗加工之前,以消除前一工序所造成的某些組織缺陷及內應力,為隨后的切削加工及熱處理作好組織準備。對于某些不太重要的工件,退火和正火也可作為最終熱處理工序。
  一、退火
    退火是將鋼加熱到高于或低于臨界溫度,保溫一段時間后,然后緩慢冷卻(如隨爐或埋入導熱性能較差的介質中),從而獲得接近于平衡組織的一種熱處理工藝。
    由于退火可獲得接近平衡狀態的組織,故與其它熱處理工藝比較,退火鋼的硬度最低,內應力可全部消除,可提高鋼材冷變形后的塑性,又由于退火過程中發生重結晶,故可細化晶粒,改善組織,所以退火可以達到各個不同的目的。
    根據鋼的成分和退火目的不同,主要的退火工藝有:完全退火、球化退火和去應力退火等。
  1.完全退火
    將亞共析鋼工件加熱到Ac3以上(30~50)℃,保溫一定時間, 然后緩慢冷卻下來的熱處理工藝稱為完全退火,又稱為重結晶退火。
    由于奧氏體進行全部的重結晶,故稱為完全退火。它是應用最廣泛的退火方法,主要用于亞共析鋼的鑄件、鍛件、熱軋件有時也用于焊件。其目的是通過重結晶使晶粒細化,均勻組織,消除應力,降低硬度,以利于切削加工。
    完全退火不能用于過共析鋼,因為加熱到Accm以上再緩慢冷卻時會析出網狀滲碳體,使鋼的機械性能變壞。
  2.球化退火
    是將過共析鋼工件加熱到Ac1以上(20~30)℃,保溫后, 以極慢的冷速通過A1,使P中的滲碳體和二次滲碳體成為球狀或粒狀, 球化退火加熱時,未完全奧氏體化,因此屬于不完全退火。
    由于硬而脆的網狀滲碳體存在,在切削加工時,對刀具磨損很大,同時還增加了淬火時變形及開裂的傾向。因此球化退火可使鋼中碳化物呈球狀化,以降低硬度,改善切削加工性能,并為以后的淬火做好組織準備。
    為了便于球化過程的進行,對于網狀嚴重的過共析鋼,應在球化退火之前進行一次正火,以消除網狀滲碳體。
  3.去應力退火
    如果只是單純為了消除內應力,則用去應力退火,又稱低溫退火,消除鑄件、鍛件、焊接件、熱軋件、冷拉件等的殘余內應力,以避免在使用或隨后的加工過程中產生變形或開裂。
    去應力退火的加熱溫度為(500~650)℃,經適當保溫后,隨爐緩冷到(200~300)℃以下,最后出爐在空氣中冷卻。由此可見,去應力退火是在A1以下進行的,組織并未發生變化,主要的作用是在緩慢冷卻的過程中,使工件各部分均勻冷卻和收縮,這樣就不會產生內應力了。
  二、正火
    正火是將鋼加熱到Ac3(亞共析鋼)或Accm(過共析鋼)以上(30~50)℃的溫度,保溫后從爐中取出在空氣中冷卻的一種操作方法。
    正火的冷卻速度較退火快些,所得到的組織較細,即珠光體組織的片層間距較小,強度和硬度較高。因此正火對于亞共析鋼主要是細化晶粒,均勻組織,提高機械性能,對于力學性能要求不高的普通結構零件,正火可作為最終熱處理;對于低中碳結構鋼,由于硬度偏低,在切削加工時易產生“粘刀”現象,增大表面粗糙度,正火的主要目的是提高硬度,改善切削加工性能,高碳鋼則應采用退火;對于過共析鋼,由于正火冷卻速度較快,使鋼中滲碳體沿晶界析出不能形成連續的網狀結構,而是呈斷續的鏈條狀分布,有利于球化退火,為淬火作組織準備。
此外,正火是在爐外冷卻,不占用加熱設備,生產周期比退火短,生產效率高,能量消耗少,工藝簡單、經濟,所以,低碳鋼多采用正火來代替退火。
    各種退火和正火的加熱溫度范圍如圖19-12所示。
 
 
 

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