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课程设计论文
课程设计论文
Mo元素对超细珠光体钢的组织和性能的影响
学院:
理学院
专业:
材料物理
学号:
200907120050
学生姓名:
关洪波
指导教师:
吴开明张莉芹
日期:
2012.6.27
摘要
我国钢铁业的产量已经连续9年居世界之首，但这不表示中国是钢铁强国。
产量的辉煌掩盖不了钢铁业的缺陷。
我国的钢铁的质量都不高，都只能产低中端钢种，高端钢种开发比较少，技术也不成熟。
如何优化钢铁材料的性能一直是我们研究的重要对象。
珠光体是钢铁材料中常见的组织形态，它的组织与性能直接关系到材料的性能和用途。
通过对珠光体的组织和性能的改变从而达到改善金属材料的性能的目的，是提高钢铁材料性能的重要方法。
本实验设计了一个比较全面的研究方案，研究Mo元素对珠光体组织与性能的影响。
实验中采用加入0-5%Mo的合金，把它平均分为六组。
根据成分的变化以及冷却速度分析珠光体转变，通过J-Matpro计算软件计算这些成分的钢种合适冷却速度下得到最佳组织。
得出合金元素Mo的加入，减慢了珠光体的等温转变速率。
关键词：
珠光体；Mo元素；等温转变
Abstract
Theoutputofsteelindustryinourcountryhas9yearsinarowthehighestlevelintheworld,butthisdoesn'tmeanthatChinaisasteelpower.Productionofthebrilliantcannotcoverthesteeldefects.China'ssteelqualityisnothigh,canbeininthelowsteel,high-endsteeldevelopmentisless,technologyandmaturity.Howtooptimizethesteelmaterialperformancehasbeenourresearchimportantobject.Pearlitesteelmaterialiscommonintheformoforganization,itsstructureandpropertiesaredirectlyrelatedtothematerialpropertiesandUSES.Throughtotheorganizationandperformanceofpearlitechangesoitcanimprovetheperformanceofthemetalmaterialofpurpose,istoimprovethematerialpropertiesofsteelimportantmethod.Thisexperimentdesignacomprehensivestudyofthescheme,theMoelementofpearliteorganizationandperformanceinfluence.
Intheexperimentstojoin0-5%ofMoalloy,putitonaverageisdividedintosixgroups.Accordingtothechangeinthecompositionoftheanalysisandthecoolingspeedchangepearlite,throughtheJ-Matprocalculationsoftwarecalculatingthesecomponentsofsteelcoolingspeedrightnexttogetthebestorganization.AlloyelementsthattheMotojoin,slowdownthechangerateofisothermalpearlite.
KeyWords:
pearlite;Moelements;Isothermalchange
目录
1文献综述1
1.1前言1
1.2钢中组织与分类1
1.3珠光体的组织形态与力学性能3
1.3.1珠光体的组织形态3
1.3.2珠光体的力学性能5
1.4珠光体的形成过程6
1.4.1珠光体形成的热力学条件6
1.4.2片状珠光体的形成过程6
1.4.3粒状珠光体形成过程7
1.5本论文的研究内容8
2实验分析与讨论8
2.1片层间距统计8
2.2珠光体屈服强度的计算9
2.3Mo元素对珠光体转变的影响11
2.4结论15
参考文献16
致谢17
1文献综述
1.1前言
钢铁材料在我们的生活中应用极为广泛。
钢铁材料的性能决定了它的用途。
随着科技越来越发达，我们对材料的性能要求也越来越高。
如何优化钢铁材料的性能一直是我们研究的重要对象。
为了改善钢的某些性能，冶炼时特意在碳钢的基础上加入一定合金元素所获得的钢，称为合金钢。
钢的合金化，目的是希望利用合金元素与铁、碳的作用和对铁碳相图及对钢的热处理的影响来改善钢的组织和性能。
珠光体是钢铁材料中常见的组织形态，它的组织与性能直接关系到材料的性能和用途。
通过对珠光体的组织和性能的改变从而达到改善金属材料的性能的目的，是提高钢铁材料性能的重要方法。
一般改变其组织性能的方法有热处理加工工艺和合金化。
我们设计了一个比较全面的研究方案，在基体成分中添加不同微合金元素，研究它对钢铁材料中珠光体的组织性能影响。
1.2钢中组织与分类
钢铁材料中常见的组织有奥氏体、铁素体、渗碳体、珠光体、贝氏体、马氏体等。
奥氏体：
奥氏体是一般钢在高温下的组织，其存在有一定的温度和成分范围。
有些淬火钢能使部分奥氏体保留到室温，这种奥氏体称残留奥氏体。
在合金钢中除碳之外，其他合金元素也可溶于奥氏体中，并扩大或缩小奥氏体稳定区的温度和成分范围。
例如，加入锰和镍能将奥氏体临界转变温度降至室温以下，使钢在室温下保持奥氏体组织，即所谓奥氏体钢。
铁素体：
亚共析成分的奥氏体通过先共析析出形成铁素体。
这部分铁素体称为先共析铁素体或组织上自由的铁素体。
随形成条件不同，共析铁素体具有不同形态，如等轴形、沿晶形、纺锤形、锯齿形和针状等。
铁素体还是珠光体组织的基体在碳钢和低合金钢的热轧（正火）和退火组织中，铁素体是主要组成相；铁素体的成分和组织对钢的工艺性能有重要影响，在某些场合下对钢的使用性能也有影响。
渗碳体：
渗碳体是铁和碳形成的金属化合物，含碳量为6.67%（有些书上为6.69%），具有复杂的斜方晶体结构，熔点为1227℃。
在钢中，渗碳体以不同形态和大小的晶体出现在组织中，对钢的力学性能影响很大。
经3%～5%硝酸酒精溶液侵蚀后呈白亮色,若用苦味酸钠溶液热侵蚀，则被染成黑褐色，而铁素体仍为白色，由此可区别开铁素体和渗碳体。
渗碳体的硬度很高，达到HB800以上，脆性很大，强度和塑性很差。
经过不同的热处理，渗碳体可以成片状、粒状或断续网状。
在一定条件下（如高温长期停留或缓慢冷却），渗碳体可以分解而形成石墨状的自由碳：
Fe3C→3Fe+C（石墨）。
这一过程对于铸铁和石墨钢具有重要意义
珠光体：
珠光体是奥氏体（奥氏体是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体）发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。
得名自其珍珠般（pearl-like）的光泽。
其形态为铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体。
用符号P表示，含碳量为ωc=0.77%。
在珠光体中铁素体占88%,渗碳体占12%,由于铁素体的数量大大多于渗碳体,所以铁素体层片要比渗碳体厚得多.在球化退火条件下,珠光体中的渗碳体也可呈粒状,这样的珠光体称为粒状珠光体。
贝氏体：
钢在奥氏体化后被过冷到珠光体转变温度区间以下，马氏体转变温度区间以上这一中温度区间（所谓“贝氏体转变温度区间”）转变而成的由铁素体及其内分布着弥散的碳化物所形成的亚稳组织，即贝氏体转变的产物。
钢中相形态之一。
钢过冷奥氏体的中温（Ms～550℃）转变产物，α-Fe和Fe3C的复相组织。
用符号B表示。
贝氏体转变温度介于珠光体转变与马氏体转变之间。
在贝氏体转变温度偏高区域转变产物叫上贝氏体（upbai-nite）（350℃～550℃），其外观形貌似羽毛状，也称羽毛状贝氏体。
冲击韧性较差，生产上应力求避免。
在贝氏体转变温度下端偏低温度区域转变产物叫下贝氏体（Ms～350℃）。
其冲击韧性较好。
为提高韧性，生产上应通过热处理控制获得下贝氏体。
上贝氏体由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的条状铁素体和在相邻铁素体条间存在的断续的，短杆状的渗碳体组成。
下贝氏体由含碳过饱和的片状铁素体和其内部析出的微细的碳化物组成。
马氏体：
：
对固态的铁基合金（钢铁及其他铁基合金）以及非铁金属及合金而言，是无扩散的共格切变型相转变，即马氏体转变的产物。
就铁基合金而言，是过冷奥氏体发生无扩散的共格切变型相转变即马氏体转变所形成的产物。
铁基合金中常见的马氏体，就其本质而言，是碳和（或）合金元素在α铁中的过饱和固溶体。
就铁-碳二元合金而言，是碳在α铁中的过饱和固溶体。
1.3珠光体的组织形态与力学性能
珠光体是钢中常见的组织形态。
它是由铁素体和渗碳体组成的两混合物，是在铁碳合金经奥氏体化后缓慢冷却时，具有共析成分的奥氏体在略低于A1的温度分解为铁素体与渗碳体两相组织的共析产物。
1.3.1珠光体的组织形态
珠光体是过冷奥氏体在A1以下的共析转变，是铁素体和渗碳体两相组成的机械混合物。
通常根据渗碳体的形态不同，把珠光体分为片状珠光体、粒状珠光体两种。
（1）片状珠光体片状珠光体中渗碳体呈片状，它是由片层相间的铁素体和渗碳体紧密堆叠而成。
若干具有相同位向的铁素体和渗碳体组成的一个晶体群，称为珠光体团（也叫珠光体群或珠光体晶粒）。
在一个原奥氏体晶粒内可以形成若干未向不同的珠光体团。
珠光体组织的粗细程度（分散度或离散度）是随转变温度而不同。
这可以用珠光体的片间距（S0）来表示。
片间距的定义是相邻两片渗碳体或铁素体中心之间的距离。
S0的大小主要取决于珠光体形成时的过冷度，也就是说它与珠光体的形成温度有关，可用下面的经验公式表示：
式中，C=8.02×
，Å•K（1Å=10
m）；ΔT为过冷度，K0过冷度越大，珠光体的形成温度越低，片间距越小。
除此之外，钢中含碳量及合金元素等对片间距也有一定的影响。
在亚共析钢中，碳含量的降低会引起片间距的增大，但在过共析钢中，珠光体的片间距却稍小于共析钢。
合金元素对片间距也有不同程度的影响。
例如Co、Cr等，尤其是Cr能显著减小珠光体的片间距，而Ni、Mn和Mo则使片间距增大。
这可能和它们对过冷度以及碳的扩散速度等的不同影响有关。
实验证明，奥氏体的晶粒度以及均匀化程度，基本上不影响珠光体的片间距。
根据珠光体片间距的大小，通常把珠光体分为普通珠光体（P）、索氏体（S）和屈氏体（T）。
普通珠光体是指在光学显微镜下能清晰分辨出铁素体和渗碳体层片状组织形态的珠光体。
它的片间距S0约为450～150nm，形成于A1～650℃温度范围内。
索氏体是在650～600℃范围内形成珠光体，其片间距较小，约为150～80nm，只有在高倍的光学显微镜下（放大倍数为800～1500倍时）才能分辩出铁素体和渗碳体的片层形态。
屈氏体是在600～550℃范围内形成的珠光体，其片间距极细，约为80～30nm，在光学显微镜下根本无法分辩其层片状特征，只有在电子显微镜下才能分辩出铁素体和渗碳体的片层形态。
无论珠光体、索氏体还是屈氏体都属于珠光体类型的组织。
它们的本质是相同的，都是铁素体和渗碳体组成的片层相同的机械混合物。
它们的界限也是相对的，它们之间的差别只是片间距不同而已。
只是由于片层的大小不同，也就决定了它们的力学性能各异。
（2）粒状珠光体粒状珠光体是渗碳体呈颗粒状、均匀地分布在铁素体基体上的组织，它同样是铁素体与渗碳体的机械混合物，铁素体呈连续分布。
它一般是经过球化退火得到的或淬火后经中、高温回火得到的。
按渗碳体颗粒的大小，而颗粒珠光体可以分为粗粒状珠光体、粒状珠光体、细粒状珠光体和点状珠光体。
1.3.2珠光体的力学性能
（1）片状珠光体的力学性能片状珠光体的力学性能主要取决于片间距和珠光体团的直径。
珠光体团的直径和片间距越小，钢的强度和硬度越高。
珠光体团和片间距的尺寸愈小，相界面愈大，对位错运动的阻碍也就愈大（亦即对塑性变形的抗力愈大）,因而钢的强度与硬度都增高。
当片间距小于150nm时，随片间距减小，钢的塑性显著增加。
其原因主要是由于渗碳体片很薄时，在外力作用下可以滑移产生塑性变形，也可以产生弯曲。
此外，片间距较小时，珠光体中的层片状渗碳体是不连续的，层片状的铁素体并未完全被渗碳体所隔离，因此使塑性提高。
值得注意的是，如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形成时，转变产物的片间距大小不等，高温形成的珠光体片间距大，低温形成的珠光体片间距较小。
这种片间距不等的珠光体在外力作用下，将引起不均匀的塑性变形，并导致应力集中，从而使钢的强度和塑性都降低。
所以，为了获得片间距离均匀一致，强度高的珠光体，应采用等温处理。
（2）粒状珠光体的力学性能与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。
粒状珠光体硬度、强度稍低的原因，铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体的少，对位错运动的阻力较小。
粒状珠光体的塑性较好，是因为铁素体呈连续分布，渗碳体颗粒均匀地分布在铁素体基体上，位错可以在较大范围内移动，因此，塑性变形量较大。
粒状珠光体的可切削性好，对刀具磨损小，冷挤压成型性好，加热淬火时的变形、开裂倾向小。
因此，高碳钢在机加工和热处理前，常要求先经球化退火处理得到粒状珠光体。
而中低碳钢机械加工前，则需正火处理，得到更多的伪珠光体，以提高切削加工性能。
低碳钢，在深冲等冷加工前，为了提高塑性变形能力，常需进行球化退火。
粒状珠光体的性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态和分布。
一般来说，当钢的化学成分一定时，渗碳体颗粒越细小，钢的强度、硬度越高；渗碳体越接近等轴状，分布越均匀，钢的塑韧性越好。
1.4珠光体的形成过程
1.4.1珠光体形成的热力学条件
珠光体相变的驱动力同样来自于新旧两相的体积自由能之差，相变的热力学条件是“要在一定的过冷度下相变才能进行”。
奥氏体过冷到A1以下，将发生珠光体转变，发生这种转变，需要一定的过冷度，以提供相变时消耗的化学自由能。
由于珠光体转变温度较高，Fe和C原子都能扩散较大距离，珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界成核，相对需要的自由能较小，所以在较小的过冷度下就可以放声相变。
1.4.2片状珠光体的形成过程
片状珠光体的形成，同其它相变一样，也是通过形核和长大两个基本过程进行的。
由于珠光体是由两个相组成，因此成核存在领先相的问题，晶核究竟是铁素体还是渗碳体？
这个问题争论很久，现已基本清楚，两个相都可能成为领先相，如果奥氏体很均匀，渗碳体或铁素体的核心大多在奥氏体晶界上形成。
这是由于晶界上的缺陷多，能量高，原子易于扩散，有利于产生成分、能量和结构起伏，易于满足形核条件。
早期片状珠光体形成机制认为，首先在奥氏体晶界上形成渗碳体核心，核刚形成时可能与奥氏体保持共价关系，为减小形核时的应变能而成片状，渗碳体晶核就造成了其周围奥氏体的碳浓度显著降低，形成贫碳区，于是，为铁素体的形核创造了有利条件。
当贫碳区的碳浓度降低到相当于铁素体的平衡浓度时，就在渗碳体片的两侧形成两小片铁素体。
铁素体形成以后随渗碳体一起向前长大，同时也横向长大。
铁素体横向长大时，必然使其外侧形成奥氏体的富碳区，这就促成了另一片渗碳体的形成，出现了新的渗碳体片。
如此连续进行下去，就形成了许多铁素体-渗碳体相间的片层。
珠光体的横向长大，主要是靠铁素体和渗碳体片不断增多实现的。
这时在晶界的其它部分有可能产生新的晶核（渗碳体小片）。
在奥氏体中已经形成了片层相间的铁素体与渗碳体的集团，继续长大时，在长大着的珠光体与奥氏体的相界上，也有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核，这时在原始奥氏体中，各种不同取向的珠光体不断长大，而在奥氏体晶界上和珠光体—奥氏体相界上，又不断产生新的晶核，并不断长大，直到长大着的各个珠光体晶界相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体转变结束，得到片状珠光体组织。
由上述珠光体形成过程可知，珠光体形成时，纵向长大时渗碳体片和铁素体同时连续上奥氏体中延伸；而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。
实验表明，珠光体形成时，成片形成机制并不是唯一的普遍规律。
仔细观察珠光体组织形态发现，珠光体中的渗碳体，有些以产生枝杈的形式长大。
渗碳体形核后，在向前长大过程中，不断形成分枝，而铁素体则协调在渗碳体分枝之间不断的形成。
这样就形成了渗碳体与铁素体机械混合的片状珠光体。
这种珠光体形成的分枝机制可解释珠光体转变中的一些反常现象。
1.4.3粒状珠光体形成过程
一般情况下奥氏体向珠光体转变总是形成片状，但是在特定的奥氏体化和冷却条件下，也有可能形成粒状珠光体。
所谓特定条件是：
奥氏体化温度低，保温时间较短，即加热转变未充分进行，此时奥氏体中有许多未溶解的残留碳化物或许多微小的高浓度碳的富集区，其次转变为珠光体的等温温度要高，等温时间要足够长，或冷去速度极慢，这样可能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。
粒状珠光体的形成与片状珠光体的形成情况基本相同，也是一个形核及长大的过程，不过这时的晶核来源于非自发晶核。
在共析和过共析钢中，粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核，它按球状的形式长大，成为铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织。
粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球状化获得的。
根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度与其曲率半径有关。
靠近非球状渗碳体的尖角处（曲率半径小的部分）的固溶体具有较高的碳浓度，而靠近平面处（曲率半径大的部分）的固溶体具有较低的碳溶度，这就引起了碳的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡。
结果导致尖角处的渗碳体溶解，而在平面处析出渗碳体（为了保持碳浓度的平衡）。
如此不断进行，最终形成各处曲率半径相近的球状渗碳体。
1.5本论文的研究内容
在微合金元素对珠光体组织与性能方面的研究不少，但是研究者所做的研究都没有系统化，而且还很不完善。
这次实验本是计划在钢中添加一系列微合金元素，研究这些微合金元素对珠光体的组织与性能的影响。
本次论文目前主要是针对钼对珠光体组织与性能的影响做系统研究。
实验中通过，实验中采用加入0-5%Mo的合金，把它平均分为六组。
根据成分的变化以及冷却速度分析珠光体转变。
2实验分析与讨论
2.1片层间距统计
1.成分
Alloy
C
Si
Mn
Mo
Cr
Co
Al
P
S
V
Ni
1
0.78
1.60
2.02
0.24
1.01
3.87
1.37
0.002
0.002
–
–
从图中可以看出，实验的样品600oC下等温5h（图2.1），
图2.1500℃,5h合金1的显微照片
先把图片打印出来，用刻度尺量出图上的比例尺，到图上找几处清晰的地方，取一垂直珠光体分布的线段，量取线段的长度和线段跨过珠光体条数。
比例尺=36nm∶1µm
图上长度（mm）
珠光体条数
片层间距
（nm）
平均片层间距（nm）
1
18
7
71.4
62.7
2
21
10
58.3
3
19
9
58.5
由此可以算出此样品中珠光体片层间距为62.7nm。
2.2珠光体屈服强度的计算
屈服强度预测可由下式估算：
—点阵摩擦阻力，按文献大约为50Mpa。
—固溶强化能力，计算公式采用：
ki为第i元素的固溶强化系数（MPa/wt%），xi为第i组元在固溶体中浓度。
各元素在固溶体中的含量占总加入量的比例为：
Mn,Mo在固溶体中的含量取加入量的90％和70％；而Si,P,Ni取100％。
另外，各合金元素选用系数k
取Si（86），Mn（50），Mo（22），P（470），Ni（20），Cr（30），V（3），Al（0），Ti（80.5）。
预测固溶强化引起的强化项
约为275.12MPa。
=861.60+502.02+220.24+4700.002+301.01
=137.6+101+5.28+0.94+30.3
=275.12MPa
D—位错强化，按位错密度对屈服应力的通用公式估算：
估算位错面密度为1108/mm22108/mm2，＝8104MPa，b＝2.510－7mm，对于立方金属多晶体α为0.5，密排六方金属为1.1。
计算时取＝1.5*108/mm2，α为0.5,因此引起的强化
122.45MPa。
P—析出强化。
取析出质点直径d=20nm，析出物间距l=250nm，估算p99.63MPa。
IN＝间隙原子引起的强化，主要是C,N原子强化，用近似公式IN＝9.4104f，f值在10－3左右（大部分C,N进入析出相），引起强化IN94MPa。
晶粒细化I：
取k为20N/mm-3/2，
取dz2m，由此引起的强化：
估算MPa。
由于在控轧控冷钢中，晶界强化效应与位错强化效应本质上属于同一类型，因此D与I一般不能重复计算，可取其中大的一个。
最终预测s=50+275.12+99.63+94+447.427
=996.177MPa
2.3Mo元素对珠光体转变的影响
本实验使用的六组钢铁材料的化学成分如表2.1（质量分数，％）所示
表2.1六组钢样的化学成分（质量分数wt%）
Alloy
C
Si
Mn
Mo
Cr
1
0.78
1.6
2.02
0
1.01
2
0.78
1.6
2.02
0.1
1.01
3
0.78
1.6
2.02
0.2
1.01
4
0.78
1.6
2.02
0.3
1.01
5
0.78
1.6
2.02
0.4
1.01
6
0.78
1.6
2.02
0.5
1.01
因为有贝氏体转变，认为是亚共析钢或合金钢的过冷奥氏体的CCT曲线。
因为Mo元素不会改变曲线的形状，所以可以选择以钼含量为0.3%合金钢进行代表说明。
图中黑色线表示铁素体析出，随着冷速增大，铁素体析出量越来越少直至为零。
亚共析钢的奥氏体在一定冷速范围连续冷却时，可以形成贝氏体。
冷却速度约0.1℃/S（下临界冷却速度），将全部发生珠光体转变，冷却速度约55℃/S（上临界冷却速度）时，得到的全部是马氏体。
介于两者之间，得到铁素体，珠光体，贝氏体和马氏体的混合组织。
珠光体的“鼻子”约在620℃,贝氏体约在470℃。
铁素体的析出温度为827.7℃，珠光体转变发生在734.9℃，贝氏体则为544.5℃。
马氏体的Ms线在368.8℃，转变50%温度为334.6℃，255.2℃时转变90%。
当钼元素含量分别为0.1%、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%时，一共可以得到5张TTT曲线和5张CCT曲线。
随着M
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