珠光体转变图形和案例

1、珠光体转变图形和案例2-1 钢的冷却转变概述 图2-1 TTT 曲线IT图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-转变量三者之间的关系。图2-2 共析碳钢 IT图Mf高温中温低温 Ar1550 ，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。 高温转变图2-3 层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团 中温转变 550 220 ，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。 形成贝氏体-过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。 上贝氏体：55

2、0 稍下形成，羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。 下贝氏体：220 稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。图2-4 (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 。 低温转变图2-5 (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)IT图形式的变化图2-6 珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化(a) 部分相重叠 （b) 彼此分离 （c) 一前一后C

3、T 图过冷奥氏体连续冷却转变图，Continuous Cooling Transformation （CCT）图，CT曲线，CCT曲线。 一般采用快速膨胀仪测定。图2-7 共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线 cc 线为珠光体转变中止线 转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解。 临界冷却速度 VC （Vk）：是指使过冷奥氏体不发生分解，得到完全马氏体组织（包括AR ）的最低冷却速度。2-2 珠光体的组织和性能珠光体的组织形态片状珠光体球状珠光体 铁素体基体上分布着球状渗碳体。 形成温度() 片层间距 (nm)珠光体 P Ar1 650 500 700索氏体 S 650 600 300 400屈

4、氏体 T 600 550 100 200(a)(b)图2-8 (a) 片状珠光体 (b) 球状珠光体 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2-9 珠光体片层间距S0 原因： 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 。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，

5、珠光体团直径也越细小。 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 。 球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 。 相同碳含量的球状珠光体强度和硬度低于片状珠光体，但塑性、断裂强度和疲劳抗力高于片状珠光体，韧脆转化温度也较低。 碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响 同一碳含量的钢处理成不同组织时，马氏体的强度和硬度最高、塑形和韧性

6、最低，珠光体则相反，贝氏体介于中间。珠光体组织最适合切削加工。HB170-250。图2-10 碳含量对亚共析钢性能的影响碳含量/wt%图2-11 碳含量对钢的韧性的影响试验温度/ 2-3 珠光体转变机理图2-12 自由能-成分曲线珠光体转变是以扩散为基础并受扩散所控制，属形核长大型。珠光体形成的热力学 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。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

7、领先相。 珠光体的长大方式图2-13 共析碳钢珠光体形成过程示意图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。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，同时，由于C-C, C C-k，也会有碳原子离开铁素体与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由奥氏体内向渗碳体和奥氏体界面扩散。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。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

8、到C-k时，在Fe3C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。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，会出现分岔长大现象。2-4 珠光体转变的动力学珠光体转变动力学特点转变开始之前有一个孕育期；温度一定时，转变速度随时间延长有一极大值；随温度降低，转变孕育期有一极小值，此温度下，转变最快；合金元素影响显著。 转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，形核功下降，故形核率增加。

9、转变温度降至一定温度时，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。 形核率图2-15 形核率与转变温度的关系550长大速度图2-16 长大速度与转变温度的关系550 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。影响珠光体转变动力学的因素 除温度和时间外，以下各因素也对珠光体转变产生影响。 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。钢的化学成分 过共析钢： 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

10、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。在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。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。影响的原因 有：改变共析点的位置；图2-17 合金元素对共析点位置的影响改变珠光体片层间距，而片层间距则与珠光体转变温度直接有关，如图3-18所示；图2-18 合金元素对珠光体片层间距的影响1-12%Co; 2-0.26%M; 3-0.46%Mn; 4-0.630.80%Mn

11、;5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mn改变奥氏体向珠光体转变的自由能；降低珠光体的形核率（除钴外）；降低珠光体的长大速度； 降低碳在奥氏体中的扩散系数（除钴和小于3%的镍以外）；合金元素本身扩散很慢；硼易富集于晶界，降低了界面能，形核变得困难；降低同素异构转变速度，从而降低珠光体转变速度。奥氏体的均匀化程度和残余渗碳体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。未溶残余渗碳体的存在，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。奥氏体晶粒度奥氏体晶粒的

12、细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。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。应力和塑性变形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。2-5 先共析转变 非共析钢在发生珠光体转变前，先析出铁素体或渗碳体的转变称为先共

13、析转变。 伪共析转变 如果将奥氏体快冷到SE线 和SG线以下的阴影区时，则 会同时对铁素体和渗碳体所过 饱和而直接进行珠光体转变。 非共析成分的奥氏体不经过先 共析转变而直接进行的珠光体 转变，称为伪共析转变。图2-19 伪共析转变区域 先共析转变条件 奥氏体只有在Ar1以下、SE线以左或Ar1以下、SG线以右范围内时，才能有先共析相析出。 不同形态析出相的温度-成分示意图见图2-20。图2-20 不同形态析出相的温度-成分区 先共析相的形态 先共析铁素体形态 在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为非共格。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

14、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。 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。 这种先共析片状铁素体通常称为魏氏铁素体。图2-21 亚共析钢中的魏氏铁素体 先共析渗碳体形态网状渗碳体； 片状渗碳体-魏氏渗碳体。图2-22 过共析钢中的魏氏渗碳体图2-23 铝元素对先共析渗碳体的影响(a)魏氏铁素体形成条件等

15、温或连续冷却均可形成；等温条件下，魏氏组织的形成上限温度Ws点随碳含量和晶粒度不同而改变，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws点愈低；连续冷却的冷速过快过慢均有碍形成；粗晶奥氏体中易形成；碳含量超过0.6%时，难于形成；铬、硅、钼阻碍形成；锰促进形成。魏氏铁素体对性能的影响魏氏铁素体引起钢的强度、韧性和塑性降低，韧脆转化温度升高。消除办法采用退火或正火。2-6 合金钢中其他类型的奥氏体高温分解转变特殊碳化物与铁素体组成的珠光体钢中的碳化物形成元素起先固溶于渗碳体中形成合金渗碳体，当其含量增加到一定值时，从奥氏体中便可直接析出碳化物。以Cr为例，含0.2%C,5%Cr的钢在700750转变时，珠光体中的

16、碳化物是Cr7C3;铬含量11%12%时，珠光体中的碳化物是Cr23C6。特殊碳化物珠光体和普通珠光体转变机理及组织形态均相同，性能也相近。为形成特殊碳化物珠光体而加入大量合金元素毫无实际意义。纤维状碳化物与铁素体的聚合物 聚合物形态珠光体球团；直接从奥氏体长出具有大体平行的边界；枞树叶状，纤维以一个中轴对称排列。 图2-23 0.2C-4Mo钢在650 转变后的组织纤维直径约为2050nm，其间距至少比普通珠光体组织小一个数量级，在碳含量为0.2%时，钢就具有全共析组织。纤维状组织具有很好的机械性能，例如，钢在600650 转变后，屈服强度770MPa。等温处理或控冷处理。 纤维状碳化物可以

17、是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等。相间沉淀组织 合金钢等温转变铁素体中有极细小的合金碳化物以层状弥散析出，称相间沉淀或相间析出。碳化物直径小于10nm，层间距离约在550nm间变化；特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；图2-24 0.02C-0.032Nb钢在600等温40min后NbC相间沉淀的分布与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转 变为强化铁素体的经济方法，高强度低合金钢的发展和应用与相间沉淀的研究密切相关。钒钢、钛钢、铌钢、钨钢在650850 温度范围内，基本上只生成相间沉淀组织；钼钢在600850 温度范围内，

18、可同时观察到纤维状碳化物和相间沉淀碳化物；铬钢在600800 温度范围内，可出现以上三种碳化物组织。高温区直接转变产物的机械性能 含强碳化物形成元素的低合金钢在高温区直接转变后，其强化机理有三个，即晶界强化、固溶强化和弥散强化。晶界强化是通过控制热轧和弥散分布的碳化物钉扎晶界，以防止再结晶和晶粒长大，是晶粒显著细化而实现的。固溶强化的作用不大，因为碳和合金元素都用于形成碳化物了。弥散强化是相间沉淀组织对强度的贡献。当微粒足够细小、数量足够多时，弥散强化可使屈服强度提高500600MPa，远远高于其他机理对铁素体强化的贡献。大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生的，因此，任何

19、阻止位错运动的因素都可以成为提高金属材料强度的途径。 固溶强化 当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。图2-25 CuNi固溶体的机械性能与成分的关系图2-26 AlMg固溶体的应力应变曲线b 固溶强化的实质：晶体结构中的弹性交互作用、电交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。Cotrell气团模型：溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量（它对位错有“钉扎”作用）。图2-27 不同溶质原子在位错周围的分布状态晶界强化 合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。晶界强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能量高这一特点，对材料进行强化。 双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍