材料工程基础讲稿

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1、4、过渡亚稳碳化物的转变（回火第三阶段）1）高碳M的碳化物由低温向高温回火时的转变高碳钢在250℃以下回火析出的均为亚稳过渡碳化物。在回火温度高于250℃时，亚稳过渡碳化物将转变为较为稳定的χ碳化物，其组成与M5C2相近，可用χ-Fe2C5表示。χ碳化物具有复杂斜方点阵，呈薄片状，惯习面为{112}α’,即片状M中的孪晶界面。且片间距与M中孪晶面间距相当。故可认为χ碳化物是在孪晶界面析出的。χ碳化物与α’之间的位向关系为：回火温度进一步提高时，ε和χ碳化物又将转变为稳定的θ碳化物，即渗碳体Fe3C。θ碳化物

2、为正交点阵，惯习面也为{112}α’，或{110}α’。与α’相之间保持Bagaraytski关系。θ碳化物也位于原孪晶界，呈片条状。碳化物转变可以通过两种方式进行：①一种是在原碳化物的基础上通过成分的改变及点阵的改组逐渐转化为新碳化物——原位（insitu）转变。按此方式转变时，新旧碳化物具有相同的析出位置与惯习面。{112}α‘孪晶面上的θ碳化物就是通过这一方式由χ碳化物转化而来的。②新的碳化物通过形核、长大独立形成。由于新碳化物的析出，使α的碳含量降低，故细小的旧碳化物将重新溶入α相直至消失——独立(

3、separate)形核长大。由亚稳过渡碳化物转变为χ及θ碳化物是通过这一方式进行的。低温析出的亚稳过渡碳化物均匀分布在α基底上，惯习面为{100}α，而χ及θ碳化物则集中于M内孪晶界面，惯习面为{112}α。2）低碳钢中碳化物的析出M中碳含量低于0.2%时在200℃以下碳原子仅偏聚于位错线而不析出碳化物。这是碳原子偏聚于位错线较之析出碳化物更为稳定。当回火温度高于200℃时，将在碳偏聚区自M直接析出θ碳化物。由于低碳M的Ms点比较高，故在淬成M的过程中，在温度降至200℃以前，有可能在已形成的M中发生自回火

4、，析出碳化物。自回火析出的碳化物均在M板条内缠结位错区形核长成。一般呈长约50～200nm、直径约3.5～12nm的细针状。碳化物针可以呈杂乱分布（称为草状碳化物），也可呈规律排列成魏氏组织花样。除针状碳化物外，自回火还将析出一些直径为3～8nm的细颗粒状碳化物。经电子衍射证实，低碳M自回火析出的碳化物均为θ碳化物。250℃回火时，未发生自回火的M将发生回火。在M板条内的位错缠结区析出细针状碳化物。已析出的碳化物将长大，长度增至250nm以上，宽度增至20nm。电子衍射证实，析出的也是θ碳化物。除在位错缠结

5、区析出碳化物外，还将沿板条M条界析出长约100nm，宽约80nm薄片状θ碳化物。进一步提高回火温度，板条界上的θ碳化物薄片在长大的同时发生破碎而成为长200～300nm，宽约100nm的短粗针状碳化物。随条界碳化物的长大，条内的细针状及细颗粒状碳化物将重新溶入α相。回火温度达500～550℃，条内碳化物已经消失，只剩下分布在界面上的较粗的直径为200～300nm的颗粒状碳化物。3）中碳钢M中碳化物的析出M碳含量高于0.2%，低于0.4～0.6%时，有可能在200℃以下回火时先析出亚稳碳化物。超过0.2％的碳

6、将分布在扁八面体中心，能量较高，很不稳定，将以碳化物的形式析出。随回火温度升高，将转变为θ碳化物，但不出现χ碳化物。由板条M析出的碳化物大部分均呈薄片状分布在条界。这是因为板条M的边界上存在高碳Ar膜，条界上的碳化物大部分是由Ar分解所得。中碳钢可能有部分孪晶M，由孪晶M析出碳化物的过程与高碳M相同。5．α相状态的变化和碳化物的聚集及球化——第四阶段1）回火对残余应力的影响淬火时：M转变导致位错与孪晶等晶内缺陷的增加；表面和中心的温差引起的热应力及组织应力——残余应力↑↑。零件内部的应力可按其平衡范围的大小

7、分为三类:在零件整体范围内处于平衡的第一类内应力；在晶粒或亚晶粒范围内处于平衡的第二类内应力；在一个原子集团范围内处于平衡的第三类内应力。回火过程中，随回火温度的升高，原子的活动能力增加，晶内缺陷及各种内应力均将下降。回火时析出的碳化物有可能产生新的晶内缺陷。但总的趋势仍是随回火温度的升高，将通过回复与再结晶等而使残余应力及晶内缺陷减少。第一类内应力的消失第一类内应力的存在将引起零件变形。如零件在服役过程中所受外力与第一类内应力方向一致，相互叠加，则还将使零件提早破坏。只有在外力与内应力方向相反时，第一类内

8、应力的存在才是有利的。淬火后回火，降低第一类内应力。随回火时间的延长，第一类内应力不断下降。开始时下降很快，超过2h后下降变慢。回火温度愈高，下降愈快，下降程度愈多。经550℃回火，第一类内应力可基本消除。淬火后在室温长时间停留也可使第一类内应力有所减少，但下降速度极慢。第二类内应力的消失第二类内应力可以用点阵常数的变化△a/a来表示。在高碳M中△a/a可高达8×10－3，折合应力约为150MPa。随回火温度的升