第四章珠光体转变选编课件.ppt

第四章 珠光体相变,4.1 珠光体的组织形态与性能特点,一、过冷奥氏体转变产物,珠光体团(或领域)-片层方向大致相同的珠光体，在一个奥氏体晶粒内可以形成35个珠光体团。,（1）高温转变,A1 550，Fe、C原子均可扩散。共析分解成珠光体-铁素体与渗碳体两相层片状机械混合物。,注意：珠光体与珠光体类型产物的区别,亚共析钢：P+F先共析 共 析 钢：P 过共析钢：P+Fe3C,粒状珠光体,片状珠光体,珠光体类型产物,（2）中温转变,(a)上贝氏体 X600(b)下贝氏体 X400,非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马氏体与原奥氏体成分相同。马氏体：碳在-Fe中的过饱和固溶体。马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms，终了点 Mf。,（3）低温转变,(a)低碳钢中的板条马氏体(X80)(b)高碳钢中的针状(片状)马氏体(X400),二、珠光体的组织形态（1）片状珠光体,（2）粒状珠光体 铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。,片状珠光体形态和组织结构特点,铁素体与渗碳体的机械混合物，共析组织 成分：0.77%C；相构成：88%F+12Fe3C;,片间距取决于过冷度：过冷度T，S0,三、珠光体的片层间距 S0,珠光体的片层间距与转变温度有关，与过冷度成反比。,珠光体片层间距S0,珠光体片层间距及影响因素,在片层间距为S0的珠光体单位体积内，F/Fe3C相界面积为2/S0，设 P 的体积为V：F=FV+FS+Fe（可忽略）F=FV+V2/S00 Sm=2V/FV，由于T，FV，Sm 1/T。,主要因素过冷度（T，S0）,原因：若S，C的扩散难；S，FS协调结果存在S0,经验公式：,在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要增大，这将使转变发生困难。若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这时GV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不易进行。所以一定的T对应一定的 S0。,原因：,T 愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，GV 会变大，可以增加较多的界面能，所以 S0 会变小。,原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团直径也越细小。,四、珠光体的力学性能,片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S0。片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch 关系：s=0+kS0-1,粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径 df），也符合Hall-Petch 关系：s=0+kdf-1/2,共析钢珠光体片间距与硬度的关系,（2）粒状珠光体,主要取决于Fe3C颗粒大小 d F/Fe3C相界面,HB、b,、；,经验公式：HB=141+0.11S(S 意义同上)S（b）=A+B d-1/2 Hall-Petch 公式,（3）片状、粒状珠光体性能比较 P粒的相界面 P 片的相界面 P粒的HB、b P 片；P粒的、P 片,片状珠光体的强硬度高于粒状珠光体；粒状珠光体强硬度较低，塑韧性较高，较好的切削加工性、冷变形性、淬火工艺性能,珠光体类型组织的应用,工程构件钢使用态组织：F+P高强度的高碳绳用钢丝、琴钢丝、某些弹簧钢丝采用铅浴淬火索氏体深拉拔高强度钢丝 派敦处理获得细化与强化的形变珠光体 见 P75：强化机理：晶粒以及亚晶细化；位错密度增高粒状珠光体高碳钢切削加工前、淬火前的球化退火组织；中碳、低碳钢冷挤压成形前的组织,思路：如何形核长大；为两相形核长大过程，有领先相问题；片、粒状珠光体的形成条件之不同。,4.2 珠光体转变的机理,一 片状珠光体的形成过程,A 晶粒内部,相界面处,A 晶界尤三叉晶界,部位：,1 形核,2 领先相问题 F 及Fe3C 均可成为领先相，以Fe3C为多，并与成分有一定关系：过、共析钢-Fe3C；亚共析钢-F、Fe3C 均可,领先相的析出取决于晶体的结构和成分,110F/111A；F/A K-S关系,3 取向关系,无论优先析出的是渗碳体或铁素体都与奥氏体母相存在有一定的取向关系：,长大时非共格界面向奥氏体推进，随着渗碳体的生长是的渗碳体周围奥氏体中的含碳量降低，从而从成分上有利于铁素体的析出，铁素体在渗碳体旁边形成。同样铁素体的生长，有利于渗碳体的形成。-相互配合，横向扩散。,3 片状珠光体晶粒的长大,长大方式（机制）主要有二：（1）协作长大机制 F 相与 Fe3C 相纵向（向前）协作长大,F 相与 Fe3C 相横向（侧向）协作长大,（2）分枝长大机制,A 晶界形成一片状 Fe3C 晶核后，以其为主干分枝向前及侧向长大，同时 F 相在 Fe3C 枝间形成层片相间组织；,珠光体分枝形成示意图,Fe3C,一个珠光体晶团中只含一个 Fe3C 单晶 及一个 F 单晶。原奥氏体晶界及奥氏体与珠光体相界上形成的多个Fe3C 或 F 晶核不断分枝长成位向不同的多个珠光体晶团。,实际中协作与分枝两种方式并行，珠光体长大初期多以协作长大方式，随后为分枝长大方式,二 粒状珠光体的形成,1 形核部位及领先相问题：未溶 Fe3C 质点(非均匀形核)2 长大方式：以未溶 Fe3C 质点为新晶核，球形方式长大 奥氏体成分极不均匀，未溶Fe3C质点或高碳区和低碳区，A 晶内析出大量弥散的渗碳体晶核 F 基体上分布着球状 Fe3C 的粒状珠光体组织。直接形成方式,片状 Fe3C 或非球状 Fe3C 的球化 机理：1、P片或(P片+Fe3C网),加热到A1+2030 温度，A+未溶 Fe3C(凹凸不平、厚薄不均)。2、第二相颗粒的溶解与R曲率有关，靠近Fe3C尖角处(R曲率)A 的C%，靠近渗碳体平面处(R曲率)A 的C%。C%差异引起碳由尖角处向平面处的扩散，破坏了界面的平衡，由此引起尖角处 Fe3C 的溶解（R）与平面处 Fe3C 的析出 球化，缓冷后 粒状珠光体,球化方式(间接方式),实际中粒状珠光体的形成多同时具有以上两种机制。即：.富碳区直接析出球状Fe3C 粒状珠光体；.贫碳区先生成细片状珠光体 保温或缓冷中球化粒状 P,另：共析转变中形成的片状 P 也可依此机理转化为粒状珠光体。,要点：渗碳体的形态主要决定于奥氏体化的温度或奥氏体均匀化的程度：奥氏体均匀片状；不均匀粒状 渗碳体颗粒或片的大小主要取决于过冷奥氏体转变温度：转变温度低，渗碳体颗粒细小。,4.3 珠光体转变的动力学4.3.1 形核率,形成温度较高时，扩散较易，形核功起主导作用，由于温度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定温度时，扩散起主导作用，温度降低，扩散困难，形核率下降。,形核率随转变温度的降低先增后减，在550附近有一极大值。,4.3.2 长大速度,长大速度随转变温度的降低也是先增后减，在550附近也有一极大值。,4.3.3 珠光体转变动力学曲线,珠光体转变的动力学曲线,当N、G不随转变时间改变时，Johnson-Mehl方程：,当N随转变时间改变时，Avrami方程：,含碳量 亚共析钢：C%，铁素体形核率；另外，相变 驱动力G-，所以珠光体转变 速度下降，C 曲线右移。,4.3.4 影响珠光体转变动力学的因素,（1）钢的化学成分,若加热温度高于Accm：C%，渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。若加热温度在Ac1Accm：C%，获得不均匀奥氏体及Fe3C，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。,过共析钢：,合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。,在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。,奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。,（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物,（4）奥氏体化加热温度和保温时间 奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。,（3）奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。,拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增 大，阻碍了 Fe、C 原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。,（5）应力和塑性变形,4-4 先共析铁素体与先共析渗碳体的形成,亚共析钢、过共析钢的形成要考虑先析出相。1 先共析相的形态及对性能的影响 形核：A 晶界上或晶内；长大：沿 A 晶界或晶内。具体与化学成分、过冷度、晶粒度有关。不同形态。(1)先共析相形态 先共析铁素体：块状、网状、魏氏组织；先共析渗碳体：同上,亚共析钢先共析相组织形态,块状,网状,魏氏组织（片状）,过共析钢先共析相形态,魏氏组织：在奥氏体晶粒较粗大，冷却速度适宜时，钢中先共析相以针(片)状形态与片状珠光体混合存在，该组织。,网状,魏氏组织,先共析相形态对性能影响 亚共析钢中：小块状均匀分布为好。网状：强、硬、塑性均低；魏氏体：强、韧、塑性均降低，尤较粗大魏氏体时；过共析钢中：粒状均匀分布为好。网状：硬度变化不大，但塑性明显降低，连续网状时强度也下降。魏氏体：同上。一般不允许有网状先共析相出现。,2 形成条件,先共析铁素体 块状：含碳低（C0.5%)、A 晶粒较大、过冷度稍大 针状：适当 C%、A 晶粒粗大(0-1级)、过冷度较大。,网状 b)和块状 c)先共析铁素体,在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为非共格。（1）形成温度较高时，非共格晶界易迁移，向奥氏体晶粒一侧长成球冠状。若原奥氏体含碳量较高，析出的铁素体量较少，则铁素体易长成网状。若原奥氏体含碳量较低，析出的铁素体量较多，且单位体积排出的碳原子较少，非共格界面更易迁移，铁素体长入奥氏体呈块状分布。,（2）形成T较低时，铁原子不易作长距离扩散，非共格晶界不易迁移主要依靠共格界面迁移。铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，为减小应变能，铁素体呈片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长，该惯习面为 111。所以片状铁素体常常呈现为彼此平行，或互成60、90角魏氏组织铁素体。,先共析渗碳体,粒状：C 含量较低(C1.2%)，粗大 A 晶粒(0-1 级)、大冷速 冷速缓慢：Fe扩散网状F；冷速过快：C来不及扩散，抑制F形成 总体：奥氏体晶粒粗大、冷速较大时易形成。,M：形成块状先 共析相区域 W：形成魏氏组 织区域G：形成网状先 共析相区域P：形成伪共析 组织区域,P,亚共析钢中的魏氏组织铁素体,过共析钢中的魏氏组织渗碳体,1 伪共析组织,由铁-碳相图知：亚、过共析钢平衡冷却条件下珠光体转变前应先析出 F 或 Fe3C 相，但先共析相的析出量除与碳含量有关外，还取决于冷却速度，冷却速度越大，先共析量越少。当冷却速度足够大，可不析出先共析相。(1)定义：由偏离共析成分的过冷奥氏体形成的珠光体称为。,4-5 伪共析组织以及相间沉淀,(2)形成条件：过冷度在铁碳系准平衡图中SE-SG区间。过冷奥氏体转变温度愈低，形成伪共析组织的含碳范围愈宽。,(3)应用,工程构件用结构钢使用状态为正火态，为提高 使用强度，热轧后通过水冷或喷雾冷却，获得伪珠光体组织，使先共析铁素体的量减少，增加P%，从而提高了b；,碳含量大于0.9%的过共析钢其退火态组织中，先共析渗碳体呈网状存在，降低了钢的加工性能，通过提高V冷，（正火代替退火），形成伪共析组织，抑制并减少先共析Fe3C的析出，从而可消除网状碳化物。,2 碳化物的相间沉淀 低碳、低铌、低钒高强度钢强化机理：先共析铁素体中包含大量细小碳氮化合物 析出强化，沉淀强化 在奥氏体铁素体相界面上形成相间沉淀,析出强化效果取决于等温温度或冷却速度的控制 T,碳化物粗化；T，碳化物析不出,*所有固态相变都包含形核与长大两个基本过程；*固态相变中晶格的改组与成分的变化是通过各元素的长程扩散来实现的，这种相变过程称为扩散型相变。*珠光体转变为奥氏体的相变为纯扩散型相变,本章启示：,人有了知识，就会具备各种分析能力，明辨是非的能力。所以我们要勤恳读书，广泛阅读，古人说“书中自有黄金屋。”通过阅读科技书籍，我们能丰富知识，培养逻辑思维能力；通过阅读文学作品，我们能提高文学鉴赏水平，培养文学情趣；通过阅读报刊，我们能增长见识，扩大自己的知识面。有许多书籍还能培养我们的道德情操，给我们巨大的精神力量，鼓舞我们前进。,