第三章珠光体相变ppt课件.ppt

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1、,1,第三章 珠光体相变,3.1 珠光体的组织形态与性能特点3.1.1 过冷奥氏体转变,图3-1 TTT 曲线,过冷奥氏体等温转变动力学图，TTT曲线，C曲线，IT曲线。 反映温度-时间-转变量三者之间的关系。,2,3,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。 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,4,5,（2）中温转变,6,图3-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400,7,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。

2、 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,8,图3-5 (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),9,3.1.2 珠光体的组织形态（1）片状珠光体,（2）球状珠光体 铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。,10,11,3.1.3 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。,图3-1 珠光体片层间距S0,12,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

3、，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：,13,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。,14,3.1.4 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

4、 ）， 也符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kdf-1/2,15,3.2 珠光体转变的机理 3.2.1 珠光体形成的热力学,图3-2 自由能-成分曲线,在A1（T1）温度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共切线。 在A1温度以下温度T2 ， 、Fe3C 三相间可作三条共切线，共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线之上。,16,（1）珠光体形成时的领先相 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。 亚共析钢中，铁素体为领先相。,3.2.2 片状珠光体的形成机制,珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。,17,（2）珠光体的形成机制,图3-3

5、 珠光体形成过程示意图,18, 珠光体的形核：在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。,(0.77%C) (0.0218%C) + Fe3C(6.69%C)(面心立方) (体心立方) (复杂斜方),19, 珠光体的纵向长大：由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相中产生浓度差C- C-k ，从而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面的碳浓度平衡，为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大。,20,21, 珠光体的横向生长：Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度下降到C-k时，在Fe3C

6、两侧通过点阵重构，形成两小片铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区，这又促使渗碳体片的形核生长。如此协调地交替形核生长，从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织。,22, 珠光体的横向生长：铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚，渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止。 在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。,23,3.2.3 球状珠光体的形成机制,由界面热力学，汤姆逊-佛鲁德里西（Thomson-Freundlich）公式：,Cr - 与半径为r的第二相颗粒相平衡的母相溶解度。C - 与片状（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。,M - 第二相摩尔质量，- 比界面能

7、，- 第二相密度。,24,由于片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体，在球化退火时，将会自发球化。 与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度 C-k 大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内将引起碳原子扩散，结果界面碳浓度平衡被打破，为维持碳浓度平衡，渗碳体尖角处会溶解，而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体。,25,图3-6 片状渗碳体溶断机制,渗碳体片内亚晶界的存在，会产生一界面张力，为保持界面张力平衡，在亚晶界处会出现沟槽。由于沟槽两侧曲率半径较小，此处渗碳体将溶解，而使曲率半径增大，破坏了界面张力的平衡，为恢复平衡，沟槽将进一步加深，直至渗碳体溶断。,26,图3-7 片状渗碳体

8、在 A1 温度以下球化过程示意图,当奥氏体化不充分时，也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，直接形成球状珠光体。,27,3.3 珠光体转变的动力学3.3.1 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。,28,形核率随转变温度的降低先增后减，在550附近有一极大值。,29,3.3.2 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。,30,3.3.3 珠光体转变动力学曲线,图3-9 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

9、：,当N随转变时间改变时，Avrami方程：,31,32, 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。,3.3.4 影响珠光体转变动力学的因素,（1）钢的化学成分,33,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：,34,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

10、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。,35,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,36,（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

11、珠光体的形成。,37,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,38,在A3 、Acm线以下先形成铁素体或渗碳体。 到达A1线发生珠光体相变。 随冷速加快，将出现伪共析组织，且珠光体量增多，而先共析量减少。,3.4 先共析铁素体和渗碳体的形成,3.4.1 伪共析转变,39,40,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）

12、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。,3.4.2 亚共析钢中的先共析铁素体形态,41,图3-12 网状 b) 和块状 c) 先共析铁素体,42,（2）形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁移，这时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。 这种先共析片状铁素体通常称为魏氏组织铁素体。,43,图3-13 一次魏氏组织铁素体 d) 二次魏氏组织铁素体 e),44,图3-14 亚共析钢中的魏氏组织铁素体,45,图3-15 过共析钢中的魏氏组织渗碳体,46,粒状渗碳体； 网状渗碳体； 片状渗碳体-魏氏组织。,3.4.3 过共析钢中的渗碳体形态,47,