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形變熱處理按形變的溫度范圍分類(lèi)

高溫?zé)崽幚?/P>

是將鋼加熱至穩(wěn)定奧氏體區(qū),保持一段 時(shí)間,在該溫度下變形,隨后立即快冷至一定溫度以獲得所需組織的綜合工藝。如果快冷至貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)后空冷,最后獲得貝氏體組織,則稱(chēng)之為高溫形變貝氏體化。如果快冷至珠光體轉(zhuǎn)變區(qū),獲得鐵素體一珠光體組織,這就是通常所說(shuō)的控制軋制和控制冷卻工藝。

低溫?zé)崽幚?/P>

是將鋼加熱至奧氏體狀態(tài),保持一定時(shí)間,急速冷卻至以下的某一中間溫度(亞穩(wěn)定奧氏體區(qū))進(jìn)行變形,然后快速冷卻至室溫的綜合工藝。快冷后得到馬氏體組織的低溫形變熱處理,稱(chēng)為低溫形變淬火。采用該工 藝的鋼種必須具有比較大的亞穩(wěn)定奧氏體區(qū)域,以便有充分時(shí)間進(jìn)行變形。形變溫度在Ms附近和在之下的形變熱處理工藝分別稱(chēng)為馬氏體相變過(guò)程中的形變熱處理和馬氏體相變以后的形變熱處理。

復(fù)合熱處理

是將兩種或兩種以上不同的形變熱處理 工藝方法聯(lián)合使用的工藝。如將高溫形變淬火與低溫形變淬火相 結(jié)合的復(fù)合形變淬火。

2、與普通熱處理比較,形變熱處理后金屬材料能達(dá)到更好的強(qiáng)度與韌性相配合的機(jī)械性能。有些鋼特別是微合金化鋼,唯有采用形變熱處理才能充分發(fā)揮鋼中合金元素的作用,得到強(qiáng)度高、塑性好的性能。例如09MnNb鋼正常軋制后屈服強(qiáng)度(σs)為39kgf/mm2,-40℃梅氏(Mesnager)沖擊值(αK)為0.63kgf·m/cm2;經(jīng)正火后,-40℃的αK可提高到6~8kgf·m/cm2,而σs下降5kgf/mm2;如采用控制軋制(形變熱處理工藝之一),強(qiáng)度與韌性都可進(jìn)一步提高:αs約45kgf/mm2,-40℃的αK可達(dá)6~12kgf·m/cm2。 由于以上原因,形變熱處理已廣泛應(yīng)用于生產(chǎn)金屬與合金的板材、帶材、管材、絲材,和各種零件如板簧、連桿、葉片、工具、模具等。

形變對(duì)母相組織結(jié)構(gòu)帶來(lái)的變化隨形變條件(形變溫度、道次形變量、總形變量、形變速度……)及金屬材料成分的不同而有差異,根據(jù)對(duì)相變的作用,母相形變后的組織結(jié)構(gòu)基本上屬于三類(lèi):

1、在再結(jié)晶溫度以上形變,道次形變量如超過(guò)再結(jié)晶臨界變形量,則母相發(fā)生動(dòng)態(tài)或靜態(tài)的再結(jié)晶,使晶粒得到細(xì)化;如進(jìn)行多道次形變,則發(fā)生多次再結(jié)晶,母相的晶粒顯著細(xì)化(見(jiàn)回復(fù)和再結(jié)晶)。

2、在材料的再結(jié)晶溫度以下形變,母相不發(fā)生再結(jié)晶,而產(chǎn)生大量晶體缺陷,或僅發(fā)生回復(fù)過(guò)程,形成多邊化亞結(jié)構(gòu)。

3、形變誘發(fā)第二相由母相中析出,析出的第二相又與位錯(cuò)交互作用,使母相的成分與結(jié)構(gòu)皆發(fā)生變化。

形變熱處理中,形變后的母相組織經(jīng)常是以上幾類(lèi)的綜合。現(xiàn)以鋼的奧氏體為例,說(shuō)明形變后的奧氏體對(duì)以后的相變及相變產(chǎn)物的作用。

對(duì)鐵素體-珠光體型相變的作用

形變后產(chǎn)生了再結(jié)晶的細(xì)奧氏體晶粒,使冷卻轉(zhuǎn)變后的鐵素體也相應(yīng)得到細(xì)化。形變后未發(fā)生再結(jié)晶的奧氏體中的大量晶體缺陷,為此后鐵素體的轉(zhuǎn)變提供了大量形核位置,并使鐵素體形核的熱激活過(guò)程更容易進(jìn)行,這兩者使轉(zhuǎn)變后的鐵素體晶粒細(xì)化;此外形變的奧氏體有加速擴(kuò)散過(guò)程,加速鐵素體轉(zhuǎn)變速度,提高鐵素體形成的溫度等作用(見(jiàn)附表中類(lèi)型2)。

如果在奧氏體中存在有形變誘發(fā)析出的第二相,則對(duì)細(xì)化鐵素體晶粒更為有效。低碳,含有微量(〈0.01%)的Nb、V、 Ti合金元素的微合金化鋼,就屬于這類(lèi)情況。形變使奧氏體產(chǎn)生多邊化亞晶,在奧氏體晶界堆積較多的位錯(cuò),形變又誘發(fā)析出Nb(CN)或其他合金元素的碳、氮化物。細(xì)小的第二相首先在奧氏體晶界處及亞晶界上析出,并釘扎亞晶界及晶界,使亞晶的長(zhǎng)大和晶界的遷移都受到阻礙,造成奧氏體再結(jié)晶核心難以在該處產(chǎn)生,即使產(chǎn)生了也不易長(zhǎng)大,從而抑制了奧氏體再結(jié)晶的發(fā)生。只有給予更大變形量,進(jìn)一步提高再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力時(shí),才會(huì)發(fā)生再結(jié)晶,結(jié)果,使再結(jié)晶后的奧氏體晶粒比普通低碳鋼細(xì)小。大約在950℃以下,形變誘發(fā)析出的第二相,能完全阻止奧氏體發(fā)生再結(jié)晶,這樣就相對(duì)地?cái)U(kuò)大了奧氏體未再結(jié)晶的溫度范圍,有利于增大未再結(jié)晶區(qū)的形變量,使奧氏體產(chǎn)生更大量的晶體缺陷。在奧氏體再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)連續(xù)變形,得到的是細(xì)小的奧氏體晶粒及高密度的晶體缺陷。這樣的奧氏體轉(zhuǎn)變后形成的鐵素體晶粒細(xì)小而均勻,生產(chǎn)上可得到 5μm直徑的鐵素體(實(shí)驗(yàn)室可得到2μm直徑的鐵素體)。

僅就晶粒細(xì)化這一項(xiàng),就使鋼的屈服強(qiáng)度提高10~15kgf/mm2,同時(shí)提高鋼的低溫韌性,使韌性-脆性轉(zhuǎn)變溫度下降到-70℃。鐵素體晶粒的細(xì)化還可以抵銷(xiāo)由于相間沉淀及鐵素體中析出的第二相所造成的脆性,保留其沉淀強(qiáng)化作用,在具有良好低溫韌性的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步提高鋼的屈服強(qiáng)度。 對(duì)淬火時(shí)馬氏體、貝氏體相變的作用 再結(jié)晶的奧氏體僅能細(xì)化所轉(zhuǎn)變的馬氏體或貝氏體組織。形變而未再結(jié)晶的奧氏體,對(duì)淬火時(shí)的馬氏體和貝氏體轉(zhuǎn)變的作用卻是多方面的(見(jiàn)附表)中類(lèi)型1、3、5

奧氏體中的大量晶體缺陷使以共格方式長(zhǎng)大的馬氏體、貝氏體晶體長(zhǎng)大受阻,使轉(zhuǎn)變后的組織得到細(xì)化。奧氏體中的晶體缺陷可被其轉(zhuǎn)變的馬氏體、貝氏體所繼承,使轉(zhuǎn)變后的馬氏體或貝氏體組織的位錯(cuò)密度高于一般熱處理形成的馬氏體和貝氏體的位錯(cuò)密度。當(dāng)奧氏體在形變過(guò)程產(chǎn)生形變誘發(fā)第二相析出時(shí),這種現(xiàn)象尤為突出。形變誘發(fā)析出的第二相質(zhì)點(diǎn),釘扎了奧氏體已有的可動(dòng)位錯(cuò);在進(jìn)一步形變時(shí),促進(jìn)奧氏體增殖大量新的位錯(cuò),大大增加奧氏體中的位錯(cuò)密度,相應(yīng)地增加轉(zhuǎn)變后的馬氏體的位錯(cuò)密度。馬氏體、貝氏體中位錯(cuò)密度提高,是形變淬火得以提高鋼的強(qiáng)度的主要原因。這樣的馬氏體組織在回火時(shí),由于位錯(cuò)密度高,為碳化物提供了大量形核位置,結(jié)果使回火馬氏體中的碳化物質(zhì)點(diǎn)更細(xì)小,分布更均勻。形變誘發(fā)由奧氏體中析出第二相,降低奧氏體中碳和合金的含量,有利于減少孿晶馬氏體,增多板條狀馬氏體的數(shù)量。馬氏體組織的細(xì)化、孿晶馬氏體的減少,以及回火時(shí)均勻的碳化物分布,是形變淬火鋼韌性好的原因。

奧氏體形變中形成的亞晶粒,比較穩(wěn)定,不僅可為直接形成的馬氏體所繼承,還能遺傳給重新加熱淬火,再次形成的馬氏體組織,使形變淬火后再加熱淬火的鋼的強(qiáng)度仍高于一般淬火鋼。

形變奧氏體除可以細(xì)化所轉(zhuǎn)變的貝氏體外,還能改變轉(zhuǎn)變的貝氏體組織類(lèi)型。低碳貝氏體鋼未形變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樯县愂象w組織,形變的奧氏體則轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀貝氏體組織,這種組織的塑性、韌性比上貝氏體要好。

形變誘發(fā)馬氏體相變 在Ms~Md溫度范圍內(nèi)形變能誘發(fā)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,而在Ms溫度以上就發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。Md稱(chēng)為形變誘發(fā)馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變點(diǎn)。形變誘發(fā)馬氏體可提高鋼的強(qiáng)度,更重要的是,在奧氏體基體中的應(yīng)力集中,由于形變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生而得以弛豫,避免微裂紋的產(chǎn)生與擴(kuò)展,提高鋼的塑性。

上述奧氏體的形變對(duì)相變的作用的規(guī)律對(duì)于其他合金也基本適用。