第3章 珠光体转变14

第三章珠光体转变珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变。钢铁材料在退火、正火时，都要求发生珠光体转变。在淬火或等温淬火时，则力求避免发生珠光体转变。1第一节珠光体的组织形态及晶体学第二节珠光体转变机制第三节先共析转变和伪共析转变第四节光体转变动力学第五节珠光体的力学性能第六节钢中碳化物的相间沉淀主要内容2第一节珠光体的组织形态及晶体学一、珠光体的组织形态珠光体：铁素体和渗碳体的双态组织。珠光体在光学显微镜下，呈现珍珠般的光泽，所以称为珠光体。按渗碳体的形态，珠光体可分为片状珠光体、颗粒状珠光体和特殊形态的珠光体。31.片状珠光体片状珠光体由相间的铁素体和渗碳体片组成。珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体组成的一个珠光体领域。4珠光体的片间距S0：珠光体中渗碳体θ与铁素体α片厚之和称为。5片间距是用来衡量片状珠光体组织粗细程度的一个主要指标。珠光体，S0：150-450nm；A1~650℃

光学显微镜下可见索氏体，S0：80-150nm；650~600℃

800倍以上的光学显微镜下可见屈氏体，S0：30-80nm；600~550℃

光学显微镜下很难观察到6过冷度与片间距的关系过冷度越大，即转变温度越低，珠光体的片间距越小。原因：转变温度越低，碳的扩散速度越慢，碳原子难以作较大距离的迁移，所以只能形成片间距较小的珠光体。珠光体形成时，由于新的铁素体与渗碳体界面的形成将使界面能增加，这部分界面能是由奥氏体与珠光体的自由能差提供的，过冷度越大，所提供的自由能越大，能够增加的界面能也越多，所以片间距有可能越小。72.颗粒状珠光体在铁素体基体中分布着颗粒状渗碳体的组织称为颗粒状珠光体，或球状珠光体。获得途径：通过球化退火处理（将钢加热到略高于Ac1温度，保温后随炉缓冷至600ºC，出炉空冷）等一些特定的热处理获得的。83.特殊形态的珠光体当钢中加入合金元素时，碳化物形成元素的原子M可能取代渗碳体中部分铁原子，形成（Fe，M）3C合金渗碳体，也可能形成MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6等合金碳化物，即特殊碳化物。这些碳化物的形状多样因此得到的珠光体的的形态也比较多——不详细介绍9二、片状珠光体的晶体学片状珠光体一般在两个奥氏体γ1和γ2的晶界上形核，然后向与其没有特定取向关系的奥氏体γ2晶粒内长大，形成珠光体团。珠光体中的铁素体及渗碳体与被长入的奥氏体晶粒之间不存在位向关系，形成可动的非共格界面；与另一侧的不易长入的奥氏体γ1晶粒之间则形成不易移动的共格界面，并保持一定的位相关系。铁素体和渗碳体存在一定的位向关系12无位向关系有位向关系有位相关系10铁素体α与不易长入的奥氏体γ1之间保持K-S关系：渗碳体θ则与不易长入的奥氏体γ1之间保持Pitsch关系，该关系接近于：一个珠光体团内的铁素体和渗碳体之间也存在着一定的位相关系，即Pitsch-Ptech关系：11第二节珠光体转变机制珠光体转变的热力学条件片状珠光体的形成机制粒状珠光体的形成机制

12一、珠光体转变的热力学条件珠光体转变温度：共析成分奥氏体过冷至A1点以下，将发生珠光体转变。注：由于珠光体转变温度较高，原子能够长距离扩散，珠光体又是在晶界形核，形核所需的驱动力较小，所以在较小的过冷度下即可发生珠光体转变。13二、片状珠光体的形成机制珠光体转变时，共析成分的奥氏体将转变为铁素体和渗碳体的双相组织，这一反应可用下式表示：A→P（α＋Fe3C）晶体结构：面心体心复杂斜方碳含量：0.77%0.02%6.67%珠光体的形核，包含着两个同时进行的过程，一个是C的扩散，以生成高C的Fe3C和低C的F；另一个是晶体点阵的重构，由面心立方的A转变为体心立方的F和复杂斜方的Fe3C14珠光体转变的领先相珠光体转变是有奥氏体分解为铁素体与渗碳体，必然存在一个先析出相——领先相。珠光体形成的领先相取决于化学成分和珠光体的过冷度。一般认为：亚共析钢以F为领先相；过共析钢以Fe3C为领先相；共析钢中领先相可以是F，也可以是Fe3C过冷度小时，渗碳体为领先相；过冷度大时，铁素体为领先相。15珠光体的长大过程Fe3C薄片向纵向、横向长大，不断吸收周围碳原子在Fe3C两侧或奥氏体晶界上贫碳区，形成F核Fe3C纵向长大(横向已不可能)，F纵向长大、横向长大在同一位向交替形成F与Fe3C，形成一个珠光体团在不同位向形成另一个珠光体团珠光体团互相接触，转变结束16片状珠光体长大过程受碳原子扩散控制共析钢转变成珠光体Cr-a>Cr-C存在浓度差原子扩散打破C原子平衡相变保持平衡两处界面推进17分支长大渗碳体片在向前长大的过程中，有可能不断分枝，而铁素体则协调地在渗碳体枝间形成。这样形成的珠光体团中的渗碳体是一个单晶体，渗碳体间的铁素体也是一个单晶体，即一个珠光体团是由一个渗碳体晶粒和一个铁素体晶粒互相穿插起来而形成的。渗碳体主干分支长大的原因之一，很可能是前沿奥氏体中塞积位错引起的。18上述珠光体形成机制仅涉及碳原子在奥氏体内的扩散，所以又被称为体扩散机制。实际上，在珠光体转变的过程中同时存在着体扩撒和界面扩散两种扩散，①过冷度小时很可能以体扩散为主，②过冷度大时很可能以界面扩散为主。对合金钢，考虑到合金元素的空位扩散，其珠光体相变很可能也以界面扩散为主。19三、粒状珠光体形成机制粒状珠光体一般通过球化退火、淬火＋高温回火（调质）热处理获得。奥氏体化工艺条件：奥氏体温度很低（一般仅比AC1高10-20℃），保温时间较短。冷却工艺条件：冷却速度极慢，或者过冷奥氏体等温温度足够高（一般仅比AC1低20-30℃），等温时间要足够长。球化退火工艺条件：20普通球化退火工艺等温球化退火工艺21球化退火的物理机制温度低时间短残留碳化物富碳区晶内渗碳体核粒状渗碳体低碳奥氏体铁素体各向长大22如果加热前的原始组织为片状珠光体，则在加热过程中片状渗碳体有可能按照片状组织的球化机制自发的发生破裂和球化。对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形，会使渗碳体片断开、碎化、溶解，会增加珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量，故有促进渗碳体球化的作用。如高碳钢的高温形变球化退火，可使球化速度加快。23有网状碳化物的过共析钢在Ac1-Accm之间加热时，网状碳化物也会发生断裂和球化，但所得碳化物颗粒较大，且往往呈多角形、“一”字形或“人”字形。由于网状碳化物为先共析相，采用正常的球化退火无法消除网状碳化物。为使其断裂、球化所需的加热温度应高于正常球化退火温度。因此，对有网状碳化物的过共析钢，一般应先进行正火以消除网状碳化物，然后再进行球化退火。24调质处理颗粒状珠光体的形核长大钢淬成马氏体后，通过高温退火，从马氏体析出的碳化物经聚集、长大成颗粒状碳化物，均匀分布在铁素体基体中，成为粒状珠光体。25第三节先共析转变和伪共析转变先共析转变魏氏组织伪共析转变26工程上使用的钢大多是亚（过）共析钢，它们在实际冷却条件下的珠光体转变基本上与共析钢相似，只是在珠光体转变之前还有先共析转变，析出铁素体（或渗碳体），并且随后发生珠光体转变。先共析铁素体析出区先共析渗碳体析出区单相奥氏体区伪共析区27一、先共析转变先共析转变：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变。根据C含量的不同可分为：亚共析和过共析281.亚共析钢先共析铁素体的析出影响先共析铁素体的析出量的因素：①②奥氏体的冷却速度奥氏体的碳含量碳含量越高，先共析铁素体的析出量越少。冷却速度越大，先共析铁素体的析出量越少。29先共析铁素体的形核位置：奥氏体的晶界先共析铁素体的析出经历、两个过程。形核长大先共析铁素体的形态有、和三 种。块状网状片状30a.块状（或等轴状）F的析出当P转变温度高，Fe原子自扩散充分便利，且晶粒较细时，F在晶界形核后，由于CA-F>CA，引起碳的扩散，为保持相界面平衡，即CA-F的高浓度，只有继续析出F，以至长成块状F。31块状先共析铁素体32b.网状F的析出当转变温度较高，或冷速较大、奥氏体晶粒粗大时，Fe自扩散能力下降，F易沿晶界析出并连成网状。此时晶内碳浓度不断升高,达伪共析成分时转变为珠光体。33网状先共析铁素体34c.片状F的析出当转变温度较低，奥氏体中成分均匀，晶粒粗大时，F向与其有位向关系的奥氏体中长大，就使得同一晶粒中F呈片状且相互平行。通常将这种先共析铁素体称为魏氏组织铁素体。35片状先共析铁素体362.过共析钢先共析渗碳体的析出先共析渗碳体的形态有、和三种。粒状网状片状奥氏体晶粒粗大成分不均匀网状或片状铁素体魏氏组织渗碳体37粒状先共析渗碳体38网状先共析渗碳体39网状先共析渗碳体40片状先共析渗碳体41二、魏氏组织魏氏组织的形态和分布特征魏氏组织的形成条件魏氏组织的形成机制魏氏组织的力学性能421.魏氏组织的形态和分布特征魏氏组织的形态：1.针状2.沿特定晶面析出——有惯习面魏氏组织的形态和分布特征定义：沿母相特定晶面析出的针状组织魏氏组织渗碳体：魏氏组织铁素体：魏氏组织中的先共析渗碳体魏氏组织中的先共析铁素体按先共析相分：43一次魏氏组织：二次魏氏组织：从奥氏体中直接析出的针状先共析渗碳体从网状铁素体中长出的针状先共析渗碳体按析出方式分：44魏氏组织铁素体的惯习面为：(111)γ魏氏组织铁素体与母相奥氏体的位相关系：K-S关系(110)α//(111)γ，[111]α//[110]γ

魏氏组织渗碳体与母相奥氏体的位相关系：

魏氏组织渗碳体的惯习面为：

{227}γ

{001}θ//{311}γ,<100>θ//<112>γ魏氏组织位向关系452.魏氏组织的形成条件碳含量为0.2%-0.4%的亚共析钢；碳含量较大的过共析钢魏氏组织的形成条件46影响魏氏组织铁素体形成的因素：合金元素：钢中加入锰，会促进魏氏组织铁素体的形成加入钼、铬、硅等会阻碍魏氏组织的形成原奥氏体晶粒大小：晶粒越大，越容易形成魏氏组织铁素体晶粒越小，越不容易形成47原奥氏体晶粒越小，越不容易形成魏氏组织铁素体上线温度Ws48连续冷却时，只有当钢的含碳量和过冷度都在适当的范围内才会形成魏氏组织。当奥氏体晶粒大小适中时，只有在含碳量ωc为0.15%-0.32%的较窄范围内，且冷却速度大于140℃/s时才会形成魏氏组织。当奥氏体晶粒较粗大时，在ωc为0.15%-0.5%（特别是ωc为0.3%-0.5%）之间的亚共析钢，在较慢的冷速下就会形成魏氏组织。493.魏氏组织的形成机制先共析铁素体的析出经历、两个过程。形核长大切变机制：浮凸魏氏组织的形成机制受原子扩散控制切变形核50奥氏体晶粒细小在晶界形核扩散距离短快速富C处理温度高于WS抑制W形成块状网状片状奥氏体晶粒越细小越不容易形成W51只有适当的冷却速度下才能形成W冷却速度太慢在高温停留时间长Fe原子的扩散速度较快易形成网状铁素体冷却速度太快在高温停留时间短C原子的扩散速度较慢抑制W铁素体形成524.魏氏组织的力学性能魏氏组织的力学性能对材料性能的影响：采取的措施：采用退火、正火或锻造等方法细化晶粒，消除魏氏组织以恢复性能。使钢的强度，尤其是塑形和冲击韧性显著降低，还会使钢的韧脆转变温度升高。

注意：当奥氏体晶粒较小，只有少量魏氏组织铁素体时，并不会明显降低钢的力学性能，在某些情况下仍可使用。53伪共析转变的条件：①冷却速度：②转变区域：较快E'S'G伪共析转变产物：铁素体与渗碳体的混合组织-珠光体三、伪共析转变非共析成分合金在一定条件下发生共析反应，称为伪共析转变，伪共析转变的组织称为伪共析组织54伪共析转变与共析转变的对比：相同之处：分解机制和分解产物的组织特征相同不同之处：其中的渗碳体和铁素体的量则与共析成分的珠光体中的量不同：与奥氏体的碳含量有关，碳含量越高，渗碳体量越多。

55影响伪共析转变条件的因素：①碳含量：②过冷度：含碳量越接近于共析成分，越易发生伪共析转变

过冷度越大，越容易发生伪共析转变

56第四节珠光体转变动力学珠光体的形核率及长大速度珠光体等温转变动力学曲线珠光体等温转变动力学图影响珠光体转变动力学的因素57一、珠光体的形核率及长大速度珠光体的形核率、长大速度与温度的关系珠光体转变的N、ν与时间关系581.珠光体的形核率、长大速度与温度的关系温度降低驱动力增加增加N、v浓度梯度增加扩散加快增加v扩散速度降低减小N、v592.珠光体转变的N、v与时间关系形核率N与时间的关系：曲线呈S形开始时，N随时间增加，但是形核位置是有限的，因此随着保温时间的增加，形核的持续进行，使得形核位置减少，从而降低N原因？？？60线长大速度ν与等温时间的关系：温度一定时，线长大速度ν近似为定值。61二、珠光体等温转变动力学曲线均匀形核：形核率和长大速度不变Johnson-Mehl方程：P的体积分数形核率长大速度保温时间P的体积分数随着保温时间的增加快速增加62实际上，不均匀形核形核率和长大速度都会变化Avrami方程：保温时间常数63孕育期：

转变速度：50%附近最大64三、珠光体等温转变动力学图动力学图的绘制：在一定温度条件下等温退火不同时间后测试珠光体的含量，当珠光体的含量为5%时即为转变开始时间，珠光体含量为95%时为转变终止时间，将不同体积分数的珠光体所需时间练成光滑曲线就得到等温动力学曲线。将不同温度的等温动力学曲线的开始时间和终止时间连成光滑曲线就是综合动力学图即C曲线65时间存在孕育期孕育期随温度增加先降低后增加转变速度随时间增加先增加后降低，在转变分数50%时最大伪共析珠光体有一条先共析相曲线，曲线随C含量变化而移动先共析铁素体随C增加向右下偏移，先共析渗碳体随C增加向左上偏移66亚共析钢珠光体等温转变动力学图

67四、影响珠光体转变动力学的因素奥氏体中碳含量的影响奥氏体中合金元素影响奥氏体晶粒度的影响奥氏体成分均匀性的影响奥氏体中过剩相的影响原始组织的影响加热温度和保温时间的影响应力的影响塑性变形的影响亚共析过共析C↑→↓形核率→↓C↑→↑形核率→↑晶粒↓→↑形核部位→↑速度。不均匀→↑形核和扩散→↑过剩相→↑形核→↑原始组织↑→↓溶解和均化→↑形核→↑温度时间↑→↑均匀化→↑孕育期→↓拉应力：压应力：加速珠光体转变。推迟珠光体转变。增加缺陷，加速珠光体转变68除钴孕育期加长，转变速度减慢除镍转变温度范围升高69通常，珠光体的强度、硬度高于铁素体，而低于贝氏体、渗碳体和马氏体，塑性和韧性则高于贝氏体、渗碳体和马氏体。还与成分和热处理有关等温温度/℃组织硬度HBW720-680珠光体170-250680-600索氏体250-320600-550托氏体320-400550-400上贝氏体400-460400-240下贝氏体460-560240-室温马氏体580-650表3-30.84C、0.29Mn钢经不同温度等温处理后的组织与硬度第五节珠光体的力学性能70片状珠光体的力学性能颗粒状珠光体的力学性能铁素体+珠光体的力学性能形变珠光体的力学性能71片状珠光体的力学性能硬度：160-280HBW抗拉强度：784-882MPa伸长率：20-25%力学性能片间距珠光体团的直径铁素体片的亚晶粒尺寸P形成温度A晶粒尺寸A形成温度控制困难范围较小决定性因素72片间距减小相界面增多塞积位错少位错阻力增加铁素体薄增加抗力提高强度产生的正应力小提高外力使渗碳体断裂强度随片间距降低而增加73片间距减小塑性随片间距降低而增加渗碳体片变薄位错切过引起滑移渗碳体片弯曲增加塑性74片间距冷脆温度冷脆温度随片间距增加先降低后增加片间距减小提高强度降低冲击韧性片间距减小渗碳体变薄韧性断裂75如果片状珠光体是在连续冷却过程中，在一定的温度范围内形成的。先形成的珠光体由于形成温度较高，片间距较大，强度较低；后形成的珠光体形成温度较低，片间距较小，则强度较高。在外力作用下，将引起不均匀塑性变形，并导致应力集中，从而使得强度和塑性都下降。因此，为提高强度和塑性，应采用等温处理以获得片层厚度均匀的珠光体。76颗粒状珠光体的力学性能颗粒状珠光体的获得方法：球化退火或调质处理。强度（硬度）比片状的稍低塑性较好界面相对较少铁素体连续，位错运动阻力较小77粒状珠光体的疲劳强度比片状的高78颗粒状珠光体的性能还取决于碳化物颗粒的大小、形态与分布。一般来说，碳化物颗粒越细、形态越接近等轴、分布越均匀，韧性越好。79铁素体+珠光体的力学性能先共析铁素体：强度和硬度低，塑性和韧性高。影响整体的性能塑性随铁素体的增加而增加80韧脆转变温度先共析铁素体的分数铁素体直径珠光体片间距渗碳体片厚度Si含量溶解的N含量亚共析钢随C含量的增加，冷脆温度会逐渐增加81形变珠光体的力学性能派登脱（Patenting）或称铅浴处理：将高碳钢或中碳钢经奥氏体化处理后，先在Ar1以下适当温度（大约500℃）的铅浴中等温，获得索氏体（或主要是索氏体）组织。这种组织适于深度冷拔，经冷拔后可获得优异的强韧性配合。索氏体经塑性变形可以大幅度提高材料的强韧性。深度冷变形位错密度增加亚晶粒细化点阵畸变增大渗碳体碎化增加固溶强化渗