珠光体相变学习

珠光体相变学习第1页/共50页50-2

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3～5个珠光体团。（1）高温转变第2页/共50页50-3图3-3层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团第3页/共50页50-4（2）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：550℃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。第4页/共50页50-5图3-4(a)上贝氏体X600(b)下贝氏体X400第5页/共50页50-6

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α-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）低温转变第6页/共50页50-7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)第7页/共50页50-8§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。

形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~200第8页/共50页50-9(a)(b)图3-6(a)片状珠光体(b)球状珠光体第9页/共50页50-10§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

第10页/共50页50-11

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ΔGV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ΔT对应一定的S0

。

原因：第11页/共50页50-12

原因：③ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，ΔGV

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。第12页/共50页50-13§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：σs=σ0+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：σs=σ0+kdf-1/2

第13页/共50页50-14图3-5共析碳素钢的珠光体形成温度对片层间距和团直径的影响第14页/共50页50-15图3-6共析碳素钢珠光体团的直径和片层间距对断裂强度的影响第15页/共50页50-16图3-7共析碳素钢珠光体团的直径和片层间距对断面收缩率的影响

珠光体团直径和片层间距越小，强度、硬度越高，塑性也越好。第16页/共50页50-17图3-8共析碳素钢不同组织的应力-应变图1-片状珠光体2-粒状珠光体

在退火状态下，对于相同含碳量的钢料，粒状珠光体的强度、硬度比片状珠光体低，塑性、切削加工性和淬火工艺性等比片状珠光体好。第17页/共50页50-18§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，γ、α、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，γ、α、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。第18页/共50页50-19（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。第19页/共50页50-20（2）珠光体的形成机制图3-3珠光体形成过程示意图形成第20页/共50页50-21①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。γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(体心立方)(复杂斜方)第21页/共50页50-22②珠光体的纵向长大：由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中产生浓度差Cγ-α–Cγ-k

，从而引起碳原子由α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。第22页/共50页50-23图3-4珠光体形成时碳的扩散Cγ-αCγ-k第23页/共50页50-24③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Cα-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。第24页/共50页50-25③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。④在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。第25页/共50页50-26

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Cα-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。§3.2.3球状珠光体的形成机制第26页/共50页50-27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。第27页/共50页50-28图3-7片状渗碳体在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。珠光体的形成第28页/共50页50-29§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。第29页/共50页50-30

形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一极大值。图3-8形核率与转变温度的关系~550℃第30页/共50页50-31§3.3.2长大速度图3-8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。第31页/共50页50-32(a)(b)图3-10亚共析钢(a)和过共析钢(b)的C曲线珠光体转变视频第32页/共50页50-33①含碳量

亚共析钢：

C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。§3.3.3影响珠光体转变动力学的因素（1）钢的化学成分第33页/共50页50-34

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Ac1～Accm：C%↑，获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，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：第34页/共50页50-35

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。第35页/共50页50-36

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第36页/共50页50-37（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。第37页/共50页50-38

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）应力和塑性变形第38页/共50页50-39

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伪共析转变第39页/共50页50-40图3-11先共析相及伪共析组织形成范围第40页/共50页50-41魏氏组织：在奥氏体晶粒较粗大，冷却速度相对较快时，钢中先共析相（先共析铁素体或先共析渗碳体）以针状或片状形态从原奥氏体晶界沿奥氏体一定晶面往晶内平行或规则生长，并与片状珠光体混合存在，该组织称为~。第41页/共50页50-42

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。§3.4.2亚共析钢中的先共析铁素体形态第42页/共50页50-43图3-12网状b)和块状c)先共析铁素体第43页/共50页50-44（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}γ。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。第44页/共50页50-45图3-13一次魏氏组织铁素体d)

二次魏氏组织铁素体e)(1)一次魏氏组织F：从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的F称一次魏氏组织F。

(2)二次魏氏组织F：从原奥氏体晶界上首先析出网状F，再从网状F上长出的片状F称二次魏氏组织F。