第五章鋼的退火

第五章鋼的退火與正火

5.1鋼的退火5.2典型合金鋼退火組織及分析5.3鋼的退火基本類型5.4鋼的正火5.5鑄鐵的石墨化退火和正火

5．1Annealingofsteel

5.1.1TransformationduringheatingCriticalT:

A1

A3

Acm

Superheating,undercoolingCriticalpointsforFe-Calloys(heatingandcoolingratesareboth0.124K/S)

1.FormationprocessofAustenite(1)NucleationofA(2)Growthofnucleus(3)SolutionofremainedCMintoA(4)HomogenizationofAA:AusteniteCM:CementiteF:FerriteM:MartensiteB:BainiteP:PearliteNucleationofA

CompositionsofphaseswhenAisformed(a)andconcentrationprofile(b)Location:F/CMinterfaceComposition&structurefluctuationNucleationfrequencyincreaseswithT

GrowthofAnucleus/grainsCMAFThethicknessesofFandCMareinthesamemagnitudeorderalthoughthatofFislarger.Fordiffusion-controlledgrowth,therateofgrowthisinverseproportionaltothecompositiondifference.TherateofgrowthofAtoFisfarlargerthanthattoCM.AgrowsintoFandCM,butmuchfastertoF.Foreutectoidsteel,Fdisappearsfirstly.FluxconservationSolutionofremainedCM,homogenizationofA碳元素的含量在A不同位置不均勻，有濃度梯度,只有繼續(xù)保溫，通過碳原子擴(kuò)散，A才會均勻。一般情況下，滲碳體的完全溶解是在鐵素體溶解完成之后。---共析鋼偏離共析點時（亞共析、過共析），A形成的基本過程與共析鋼一樣，只是殘余相及量不同。FortheeutectoidFe-Calloy,ifannealingcontinues,theremainedCMwilldissolveafterFdisappears.注意：以上形成模式只適合加熱速度不太高的情況，對于高速加熱的早期階段，鋼中奧氏體轉(zhuǎn)變以位移型轉(zhuǎn)變—貝氏體型轉(zhuǎn)變?yōu)橹?ReferredtoW.J.Kalubaetal.,ActaMater.,46(1998),5917-27(Athighheatingrate!)Atearlystageforhighheatingrate:Step1:

Superheatingcauselocalsupersaturateofcarbonanddiffusionalonggrainboundaryofferrite.Step2:

LathformationofAStep3:

CoalescenceoftheAlathMicrostructuralfeatures:(1)Lath-likeproductsatearlystageofformation;(2)Directformationatferritegrainboundaries;(3)Kurdjumov-Sachsorientationrelationshipwiththeparentgrainofferrite;(K-S)(4)Lateralgrowthofthesheavesofaustenitebyside-bysidecoalescence.(Athighheatingrate!)2.KineticsforAformationatIsothemalconditionTTT

map

forAformationineutectoidsteelFactorsaffectingtheformationrateofA(1)Temperature:mainfactor!HigherTleadstofastergrowth(2)Composition:

F/CMinterface,diffusion,homogenized?

MoreCresultsinfasterformation,Otheralloyingelementsdonotaffectthebasicprocessbutexertmuchinfluenceontherate.AndmostelementsreduceCdiffusionanddiffusemuchslowerthanC(severalmagnitudes!),Carbidesandnon-carbidesdistributions.(3)Primarymicrostructures:constituentphases,grainsize,shapeofthephasesetc.(4)Heatingrate:

Continuousheatinginplant.FasterheatingleadstofasterformationofA.ThereallyformationTincreasesathigherheatingrate.

3．GrainsizeofA

1)

GrowthofAgrain

AfterAformation,thegrainswillgrowifannealingcontinues.Thislookslikerecrystallization.Thebiggergrainsswallowupthesmallerones.ThisactuallybeginsduringhomogenizationofA.

Growthrate:

DTDatHot-rolledT

影響奧氏體晶粒長大及最終晶粒大小的因素

1)奧氏體起始晶粒度:大小均勻？細(xì)？粗？F/CM界面積2)TemperatureanddurationforAformation

3)加熱方式：形核率隨溫度增加更快。長大時間是否充分？慢熱？快熱？4)鋼的成分：含碳量→合金元素。Mn，P增大晶粒長大傾向易導(dǎo)致粗晶。5)Refiningmethod:

脫氧制度（鋁脫氧生成細(xì)小的Al4N3和Al2O3，Mn、P脫氧無彌散析出相）。本質(zhì)粗/細(xì)晶粒鋼，10級。930OC6)原始組織：細(xì)粗均勻？片、粒狀；CM分布。某些合金鋼中粗大非平衡組織或魏氏組織易導(dǎo)致粗晶。鐵軌用彈簧鋼60Si2MnA:Fe-0.6C-1.74Si-0.7Mn-0.011P-0.006S-0.12Cr,TreatedatdifferentTfor1.5hr.(a)850℃(h)Hot-rolled(g)1150℃(f)1100℃(e)1050℃(d)1000℃(c)950℃(b)900℃（2）A的實際晶粒度鋼在實際熱處理或加工條件下獲得的A的晶粒大小稱為A的實際晶粒度。一般來說，實際晶粒尺寸遠(yuǎn)大于起始晶粒尺寸。在熱處理中，無論隨后何種熱處理工藝，希望獲得細(xì)小晶粒尺寸的A。粗晶鋼淬火時易開裂。晶粒度：1~4級粗，5~8級細(xì)。過熱與過燒的處理？---待續(xù)！?。---晶粒度；n---每平方英寸內(nèi)的晶粒數(shù)5.1.2Transformationsduringcoolingofsteel1.Temperature-Time-Transformation(TTT)PearliteBainiteMartensiteA(P)(B)MHowtoget?TTTmapfortheeutectoidcarbonsteelMsMfTransformationproductsofundercooledA:

HT-Pearlitetype3,MT-Bainite2,LT-Martenite.The3fieldsmayoverlap!Text:P1443typesofPmicrostructureintheeutectoidcarbonsteel.(a)P,500x;(b)S,2500x;(c)T,15000xA1~550OC:Ptypemicrostructure.Lamellar&granular!

P:>0.5m;S:0.4~0.2m;T:<0.1mPearliteinFe-0.4Ccooledat100K/Min,500XWhatisthis?Thecharacteristic?2.Factorsinfluencingthe“C”curve

(1)含碳量的影響：有/無先析出相的作用只在鼻子以上才有先析出相以下易出現(xiàn)偽共析：過冷導(dǎo)致先析出相受阻位置移動（碳對珠光體、貝氏體作用不同。C不利于B）(2)合金元素的影響：鈷除外，其余增加奧氏體穩(wěn)定性。合金元素含量較高時有可能使P與B轉(zhuǎn)變線分開(3)奧氏體化溫度和保溫時間的影響晶粒度、均勻性、未溶相對珠光體形成的影響對貝氏體轉(zhuǎn)變部分基本無影響改變“C”曲線形狀Effectofcarboncontenton“C”curvea

共析鋼

b

亞共析鋼

hypoeutectoidHypereutectoid過/亞共析鋼的”C”曲線Effectofalloyingelements幾種類型的C曲線TTTforS410003．CCTmapofA:practical,welding

與TTT圖相比：偏右下方；共析鋼和過共析鋼無B轉(zhuǎn)變，原因在于C可遠(yuǎn)距離擴(kuò)散。在A3/Acm以上A化的鋼Ms不為水平線。CCTmapfortheeutectoidcarbonsteel4．Criticalcoolingrate:

Hereforsteelincontinuouscooling，nopre-eutecoidForCMforming.Higherrateofcooling:

theminimalcoolingrateinordertoobtainoverallMmicrostructure----Criticalquenching

Lowerrateofcooling:

themaximumcoolingratetoobtainoverallPmicrostructure

5．ApplicationsofTTTorCCT

作為制定熱處理工藝及分析熱處理后鋼件組織和性能的重要依據(jù)。冷速、等溫溫度→組織、性能；反之亦然CCT圖可供分析焊接熱影響區(qū)組織和性能時參考。比較不同鋼種的過冷奧氏體穩(wěn)定性及Ms點，作為按性能及熱處理要求合理選用鋼種的參考。C曲線對于制定形變熱處理工藝有重要的指導(dǎo)作用。

TTT、CCT圖反映不同的冷卻方式、冷卻速度下A的轉(zhuǎn)變規(guī)律和動力學(xué)以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物與性能變化。應(yīng)用：冷卻曲線與C曲線重疊找相交點，估計產(chǎn)物與實際有差異Forexample:Coolingcurveb:(P)+M+(A)rem.Coolingcurved:(P)CCTmapfortheeutectoidcarbonsteel5.1.3FormationofPearliteinsteelduringeutectoidtransformation

1．Mechanism/ProcessofPformation

形核：核心、領(lǐng)先相，受C擴(kuò)散控制

長大：側(cè)向生長、端向生長過程包括：碳的重新分布、晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變(bcc)+Fe3CTxBBA(fcc)由一相分解為多相（固態(tài)）一般產(chǎn)物交替排列。有例外Insteel,PshowslamellarstructureSchematicprocessforpearliteformation晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變碳元素的重新分布一般情況，晶界優(yōu)先形核；也可能在其它不均勻處形核。但無法確定鐵素體或滲碳體誰先形核。長大：端向、側(cè)向LateralgrowthCopinggrowthCdiffusioncontrolstheAformation奧氏體分別與滲碳體和鐵素體平衡，但由于在P或CM的端向含C量差異，在珠光體前沿出現(xiàn)濃度梯度。碳從奧氏體進(jìn)入滲碳體，并使失碳的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。端向長大AFCM珠光體端向長大（續(xù)）側(cè)向長大機制：鐵素體和滲碳體交替形成與長大；分枝/搭橋。同一P領(lǐng)域內(nèi)，CM和F具有相同的結(jié)晶學(xué)位向，不可能為交替形核與長大，而應(yīng)是分枝或搭橋沿側(cè)向形成。形核功、原子擴(kuò)散2．Relationshipofcrystallographicorientationinpearlitetransformation

(1)珠光體與奧氏體的結(jié)晶學(xué)關(guān)系：珠光體長大具有方向性，共格與非共格電鏡觀察：(110)A//(112)F[112]Ａ//[110]F

(2)滲碳體與鐵素體的位向關(guān)系究竟為何種取向關(guān)系取決于形核的位置：純凈A晶界、先共析滲碳體-(001)CM//(521)F[100]CM//[131]F[010]CM//[113]F[010]CM//(111)F[001]CM//(011)F(001)CM//(211)FD=2.6°D=2.6°-----3．Nucleationandgrowthrateofpearlite

形核率：結(jié)構(gòu)敏感轉(zhuǎn)變溫度或過冷度、奧氏體晶粒大小，奧氏體均勻化程度，未溶碳化物及其分布、鋼的化學(xué)成分、奧氏體化前鋼的原始組織。其中A化溫度與時間影響最大長大速度：結(jié)構(gòu)較不敏感，P領(lǐng)域可大于A晶粒。取決于溫度影響P尺寸：片層間距、珠光體領(lǐng)域、球EM:

共格關(guān)系會阻礙長大，亞晶界的位錯可以阻礙滲碳體片長大Influenceoftemperatureonnucleationandgrowth

Thetransformationrateisstronglyrelatedtothenucleationandgrowthrates.4．Lamellardistance

在顯微鏡下，由于不同領(lǐng)域P

與拋光面位向不同，可能片層間距不同。等溫轉(zhuǎn)變與連續(xù)冷卻中P尺寸也不同。5．Mechanicalpropertiesofpearlite片層組織的粗細(xì)：片層間距珠光體領(lǐng)域大小珠光體球的大小尺寸小提高塑性變形能力，既提高強度又提高塑性。工藝：轉(zhuǎn)變溫度，球化作用球狀珠光體較片狀珠光體綜合力學(xué)性能好T：TroostiteS:SorbiteP6．TTTforpearlitictransformation

完成轉(zhuǎn)變所需的時間tf凡影響奧氏體晶粒大小和珠光體長大速度的因素均影響珠光體轉(zhuǎn)變。

共析碳鋼P的等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)----D為A晶粒平均直徑。這可解釋原始A對P轉(zhuǎn)變影響。7．DecompositionofundercooledAinothersteels

(1)

先共析F或CM的形態(tài)

塊狀鐵素體（晶界/晶內(nèi)）網(wǎng)狀鐵素體（晶界）魏氏組織鐵素體（片狀）

W：位相關(guān)系形成

(Widmanst?ttenstructure)一次W：沿A晶界向晶內(nèi)生長，分布特殊而呈片狀（截面呈針狀）二次W：由網(wǎng)狀F發(fā)展為片狀。先共析滲碳體只有兩種形態(tài):網(wǎng)狀,W針狀(2)DecompositionproductsofA

1)MassiveFerrite＋pearlite條件：含碳量很低（中、低C）A晶粒細(xì)小冷速較低或等溫溫度高近乎等軸，短、粗，既可在A內(nèi)也可在A晶界；可能幾個晶粒構(gòu)成。2)Net-likemicrostructure+pearlite（P162-163）條件：共析成分附近、緩冷。量少危害：Itisharmfultothemechanicalperformance,e.g.decreasesthefatiguepropertyofsteels.網(wǎng)狀F降低抗疲勞性，網(wǎng)狀CM使鋼變脆。3)W-typestrucutre：W’sForCM+P=Wstructure條件：遠(yuǎn)離共析成分、A晶粒粗大、成分不均、冷速中等。0.15~0.5%Cor>0.8%C.Castingorhot-forgingorwelding.Itreducetheplasticityandmaymakethesteelbrittle,especiallyreducethetoughness.Fe-0.12C-3.28Ni:PrimaryF,ElongatedTriangularPyramidsW----Itype,650℃for2s.Fe-0.12C-3.28Ni:SecondaryF,Plate/lathW----IItype,650℃for4.5s.DifferentshapesoftheproeutectoidFinWmicrostructure,ByDubéFiguresofproeutectoidFClassifiedbyAronsonetal.4)Pseudo-eutectoid

共析點附近，較快冷速Formsofproductsinsteelsofdifferentcompositionafterannealed反常：成分不均且冷速小可導(dǎo)致粗厚CM或游離FExtension:

離異共析（DivorcedEutectoidMicrostrucutre---DEM）SuchDEMforms,especiallyinthehigh-carbonsteelsuchas1.5%C.TheDEMintheFe-1.5Csteelafteracertaintreat-treatment.MicrostructureofS40900afterannealed.MainlyconsistsofFcontainingdispersoidnitrideand/orcarbide.5.2典型合金鋼退火組織及分析2507255220522052304(highN)(lowN)Cr/NiinequilibriumstateCr2205型雙相不銹鋼在F固溶線以下退火組織。Cr,Mo,W等偏聚于F；Ni,C,N,Cu等偏聚于A。NiMoN5.3Annealingprocessofsteels:4types

1．完全退火“完全”：全部重結(jié)晶兩種工藝（右圖）組織：均勻應(yīng)用：亞共析鋼的鑄件、鍛件、熱軋鋼等作用：細(xì)化晶粒改善組織（粗、W、帶狀等）提高韌性冷拉彈簧鋼65Mn：冷拉前，500-550OC等溫退火，獲得偽共析的T。Completeannealing:(1)(2)coolingleadtodifferentsize

2．不完全退火和球化退火

(1)亞共析鋼的不完全退火

退火溫度：加熱Ac1-Ac3，保溫？緩冷

目的：降低硬度以改善切削性能組織細(xì)化（F？）、降低硬度、消除內(nèi)應(yīng)力

(2)過共析鋼的不完全退火和球化退火

退火溫度：加熱Ac1-Accm，較慢冷卻組織結(jié)構(gòu)？（細(xì)化、消除網(wǎng)狀相、降硬、消內(nèi)應(yīng)力）

目的：過共析鋼不能采用完全退火要求不高時用不完全退火工模具需粒狀珠光體—球化退火球化退火的工藝：0.7~1.4%C熱加工后，處理網(wǎng)狀碳化物，為后續(xù)淬火作組織準(zhǔn)備。一方面，含碳量高的過共析鋼熱加工后空氣中冷卻易形成粗片狀珠光體和網(wǎng)狀滲碳體；另一方面，過共析鋼正常淬火溫度為Ac1+(30-50)OC，無法消除已生成的網(wǎng)狀滲碳體。雖然正火可以消除網(wǎng)狀物，但對于后續(xù)需要機加工的產(chǎn)品硬度太高；即使不考慮機加工，在隨后的淬火加熱時組織粗化。Question:TrytoanalyzethechangeofmicrostructureofT12steelduringthewholeprocessofannealing.Ac1Ar退火前后顯微組織的變化(P169)網(wǎng)狀滲碳體和片狀珠光體→粒狀珠光體球化機理：CM界面能減小—球化退火前的冷加工和熱加工的影響滲碳體碎化缺陷增多若原始組織中滲碳體過厚、過粗，不能變形時，應(yīng)采用周期球化退火或正火。工具鋼、軸承鋼淬火前用。特殊要求的亞共析鋼也用。

5.4．鋼的正火

正火與完全退火的區(qū)別：