固态相变 刘宗昌第7章合金的沉淀与时效 7.4低碳钢的时效新.pptVIP

7.4 低碳钢的时效 概述 严格地讲，工业上钢的退火状态并非真正的平衡态。碳在α－Fe中的溶解度，在A1点时为0.0218%(218PPm)，室温时降低到0.0001%以下(1PPm)。 工业上的冷却速度，铁素体在室温下是过饱和固溶体。但是这种铁素体不存在正方度，碳原子进入α－Fe三套八面体间隙亚点阵的几率相同,或其他晶体缺陷处。 一般认为，铁素体中的过饱和碳原子大多处于各种晶体缺陷的张应力区，如位错、晶界和亚晶界等处。 C、N在α－Fe中脱溶 所谓低碳钢的时效，是间隙原子C、N在α－Fe中脱溶或准脱溶行为及其引发的性能变化。 含有C、N的过饱和的α－Fe的时效包含两类过程。第一类与Al-Cu合金时效相似，具有“偏聚区－过渡相－平衡相”的脱溶贯序，是由化学力驱动的相变过程。 第二类是由溶质原子与α－Fe晶体缺陷的相互作用，由畸变能驱动，形成C、N原子位错气团。 1、Fe-N系过饱和α固溶体的脱溶 贾克（Jack）确定的脱溶贯序为：N原子偏聚区→过渡相（ -Fe16N2）→平衡相（ - Fe4N）。 Fe-N过饱和固溶体α→ → 贯序已经 被普遍承认。 N原子偏聚区 无序分布的溶解态的N原子扩散迁移到α-Fe晶格三套八面体间隙亚点阵（a，b，c）中的任何一套之中，偏聚在一个平面上，形成N原子片状偏聚区。 在低温时效的情况下，N原子不能长程扩散，因而在一个α晶粒中可以形成a、b、c三个方向的N原子偏聚区。 由于N原子的尺寸大于八面体间隙，垂直于N原子偏聚区惯习面方向的邻近的晶格将发生压缩，晶面间距减小。透射电子束会发生衍衬效应。 图7－27是Fe-N(0.1%)过饱和固溶体在室温（21℃）时效16小时的透射电镜衍衬像。从中可以估计出N原子偏聚区的直径和片间距都约为50nm。 Fe-N(0.1%)过饱和固溶体N原子偏聚区的衍衬相 N原子继续向富N区扩散输送，将使该区的厚度增加。当层数增加到两层以上时，畸变能因素将使N原子分布有序化。 有序化过程沿着C方向继续发展，达到一定厚度以后，就会形成超结构点阵衍射花样，此即 -Fe16N2。其晶体点阵结构如图7－28所示。 -Fe16N2。其晶体点阵结构如图 贾克认为， -Fe16N2的形成，无需Fe原子的长程扩散，新相晶格的形成是N原子改变位置的结果。 -Fe16N2相是具有一定厚度的、Fe-N定比的、有序排列的N原子偏聚团。 -Fe16N2和 完全共格。 -Fe16N2为体心正方系。 -Fe16N2 和α－Fe完全共格。 在 -Fe16N2 与N偏聚区共存时，很难在衍射图上将二者区分。 面心立方的 -Fe4N。 当 相中氮含量逐渐增加，原位地通过“扩散－有序化”机制演化，形成面心立方的 -Fe4N。N原子位于面心立方的八面体间隙。 2．低碳钢的时效动力学 低碳钢即使在空冷后也能得到C、N所过饱和的固溶体。 锻轧材水冷得到过饱和的α－Fe，在室温或稍高温度经过不同时间，硬度将升高，发生时效现象。 硬度升高的实质是从过饱和的α－Fe中析出弥散的碳氮化合物相造成的。 在0℃，C、N原子迁移0.2nm时，需要1分钟至1小时，这意味着C、N原子在相邻八面体间隙之间每分钟可跃迁一次。如果N原子偏聚区之间的间隙为100nm，这需要单向跃迁500次，因而，可以估计，在零度下形成上述分散度的偏聚区是可能的。 图7－30是一种低碳钢经过固溶处理再时效处理，硬度变化曲线。 0.06%C的低碳钢时效硬化曲线 第一类曲线 这些曲线可以分为两类：第一类是在有限时间内硬化始终保持上升趋势，不产生过时效，这是由于N原子偏聚区和 的脱溶造成的。完全共格的偏聚区和 的尺寸取决于脱溶温度，基本上不随着时间的延长而长大。 时间的延长，只引起偏聚区和数量的增多，不断提高硬度，不发生软化。 第二类曲线 第二类是具有硬化极大值的。极大值表明共格相产生的畸变已经达到极限。 当共格遭到破坏时，就开始软化。或者析出相颗粒长大而软化。如图中的60～100℃时效曲线。 第二类曲线的时效称为“温时效”。 低碳铁素体时效的应用价值 1）高碳钢盘条冷拔前的时效处理，提高冷拔性能。 2）某些合金钢高温回火后屈强比太高，不利于应用，低温时效可降低屈服强度，降低屈强比。 * * α-Fe *