第三章 珠光體轉(zhuǎn)變.ppt

1 熱處理原理與工藝第三章珠光體轉(zhuǎn)變 2 導(dǎo)讀 通過學(xué)習(xí)本章 重點(diǎn)掌握鋼中珠光體的概念 物理本質(zhì) 組織結(jié)構(gòu)特點(diǎn) 珠光體轉(zhuǎn)變的物理過程 分解動力學(xué)特征及C曲線的影響因素 了解珠光體分解熱力學(xué) 形核長大機(jī)理等知識 3 第三章珠光體轉(zhuǎn)變 珠光體轉(zhuǎn)變是過冷奧氏體在臨界溫度A1以下比較高的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變 共析碳鋼約在A1 500 溫度之間發(fā)生 又稱高溫轉(zhuǎn)變 珠光體轉(zhuǎn)變是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個(gè)新相的機(jī)械混合物的相變過程 因此珠光體轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組 由于相變在較高的溫度下進(jìn)行 鐵 碳原子都能進(jìn)行擴(kuò)散 所以珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變 珠光體 Pearlite 4 3 1珠光體的組織特征3 1 1珠光體的組織形態(tài)珠光體是過冷奧氏體在A1以下的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 是鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物 P 形狀分類 片狀珠光體 粒狀 球狀 珠光體和針狀珠光體 片狀和粒狀最常見 1 片狀珠光體滲碳體呈片狀 是由一層鐵素體和一層滲碳體層層緊密堆疊而成 第一節(jié)珠光體的組織特征 5 第一節(jié)珠光體的組織特征 6 第一節(jié)珠光體的組織特征 7 第一節(jié)珠光體的組織特征 8 1 珠光體團(tuán)片層排列方向大致相同的區(qū)域 稱為珠光體團(tuán) 珠光體領(lǐng)域或珠光體晶粒 在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個(gè)珠光體團(tuán) 2 珠光體的片間距離S0在片狀珠光體中 一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度或相鄰兩片滲碳體或鐵素體中心之間的距離 稱為珠光體的片間距離 用S0表示 S0與珠光體的形成溫度有關(guān) 可用下面的經(jīng)驗(yàn)公式表示 第一節(jié)珠光體的組織特征 9 第一節(jié)珠光體的組織特征 10 S0受哪些因素影響 S0的大小取決于珠光體形成溫度 形成溫度降低 碳的擴(kuò)散速度減慢 碳原子難以作較大距離的遷移 故只能形成片間距離較小的珠光體 第一節(jié)珠光體的組織特征 在一定的過冷度下 若S0過大 原子所需擴(kuò)散的距離就要增大 這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難 若S0過小 由于相界面面積增大 使界面能增大 這時(shí) GV不變 這會使相變驅(qū)動力降低 也會使相變不易進(jìn)行 所以一定的 T對應(yīng)一定的S0 T愈大 碳在奧氏體中的擴(kuò)散能力愈小 擴(kuò)散距離變短 另外 GV會變大 可以增加較多的界面能 所以S0會變小 11 3 片狀珠光體的分類片間距離的大小 珠光體分為普通珠光體 索氏體和屈氏體 普通珠光體P S0 150 450nm 光學(xué)顯微鏡下能清晰分辨出片層結(jié)構(gòu) 索氏體S S0 80 150nm 光學(xué)顯微鏡下很難分辨出片層結(jié)構(gòu) 屈氏體T S0 30 80nm 光學(xué)顯微鏡下無法分辨片層結(jié)構(gòu) 電子顯微鏡下只是片間距離不同而已 第一節(jié)珠光體的組織特征 12 珠光體 形成溫度為A1 650 片層較厚 500倍光鏡下可辨 用符號P表示 第一節(jié)珠光體的組織特征 13 索氏體形成溫度為650 600 片層較薄 800 1000倍光鏡下可辨 用符號S表示 第一節(jié)珠光體的組織特征 14 托氏體形成溫度為600 550 片層極薄 電鏡下可辨 用符號T表示 電鏡形貌 光鏡形貌 第一節(jié)珠光體的組織特征 15 索氏體形貌 第一節(jié)珠光體的組織特征 16 屈氏體形貌 第一節(jié)珠光體的組織特征 17 2 粒狀珠光體滲碳體呈顆粒狀 均勻地分布在鐵素體基體上的組織 同樣是鐵素體與滲碳體的機(jī)械混合物 鐵素體呈連續(xù)分布 按滲碳顆粒的大小 料狀珠光體可以分為粗粒狀珠光體 粒狀珠光體 細(xì)粒狀珠光體和點(diǎn)狀珠光體 第一節(jié)珠光體的組織特征 18 3 針狀珠光體當(dāng)鋼中含有一定數(shù)量的Cr 在轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí) 可形成一類特異形態(tài)的珠光體 其組織外形呈黑色針狀 整體呈冰花狀 第一節(jié)珠光體的組織特征 19 3 1 2珠光體的晶體結(jié)構(gòu)1 珠光體相變的位向關(guān)系通常珠光體均在奧氏體晶界上形核 然后向一側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)長大成珠光體團(tuán) 珠光體團(tuán)中的鐵素體及滲碳體與被長入的奧氏體晶粒之間不存在位向關(guān)系 形成可動的非共格界面 但與另一側(cè)的不易長入的奧氏體晶粒之間則形成不易動的共格界面 并保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系 在一個(gè)珠光體團(tuán)中的鐵素體與滲碳體之間存在著一定的晶體學(xué)位向關(guān)系 這樣形成的相界面 具有較低的界面能 同時(shí)這種界面可有較高的擴(kuò)散速度 以利于珠光體團(tuán)的長大 第一節(jié)珠光體的組織特征 20 3 2 1珠光體形成的熱力學(xué)條件珠光體相變的驅(qū)動力同樣來自于新舊兩相的體積自由能之差 相變的熱力學(xué)條件是 要在一定的過冷度下相變才能進(jìn)行 珠光體 P 和奧氏體 自由能隨溫度的變化曲線 示意圖 3 2珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 21 圖3 6自由能 成分曲線 在A1 T1 溫度 Fe3C三相的自由能 成分曲線有一共切線 在A1溫度以下溫度T2 Fe3C三相間可作三條共切線 共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上 22 3 2 2片狀珠光體的形成機(jī)制 0 77 C a 0 02 C Cem 6 67 C 面心立方 體心立方 復(fù)雜單斜 珠光體的形成過程 包含著兩個(gè)過程 一個(gè)是碳的擴(kuò)散 以生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體 另一個(gè)是晶體點(diǎn)陣的重構(gòu) 由面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方點(diǎn)陣的鐵素體和復(fù)雜單斜點(diǎn)陣的滲碳體 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 23 某些研究認(rèn)為 珠光體形成的領(lǐng)先相 可以隨相變發(fā)生的溫度和奧氏體成分的不同而異 過冷度小時(shí)滲碳體是領(lǐng)先相 過冷度大時(shí)鐵素體是領(lǐng)先相 亞共析鋼中鐵素體是領(lǐng)先相 過共析鋼中滲碳體是領(lǐng)先相 共析鋼中滲碳體和鐵素體作領(lǐng)先相的趨勢是相同的 但一般認(rèn)為滲碳體是領(lǐng)先相 24 共析鋼中珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相是滲碳體的原因 1 珠光體中的滲碳體與從奧氏體中析出的先共析滲碳體的晶體位向相同 而珠光體中的鐵素體與直接從奧氏體中析出的先共析鐵素體的晶體位向不同 2 珠光體中的滲碳體與共析轉(zhuǎn)變前產(chǎn)生的滲碳體在組織上常常是連續(xù)的 而珠光體中的鐵素體與共析轉(zhuǎn)變前產(chǎn)生的鐵素體在組織上常常是不連續(xù)的 3 奧氏體中未溶解的滲碳體有促進(jìn)珠光體形成的作用 而先共析鐵素體的存在 對珠光體的形成則無明顯的影響 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 25 1 形核條件 同樣需要滿足系統(tǒng)內(nèi)的 結(jié)構(gòu)起伏 成分起伏和能量起伏 部位 晶核多半產(chǎn)生在奧氏體的晶界上 晶界的交叉點(diǎn)更有利于珠光體晶核形成 或其它晶體缺陷 如位錯(cuò) 比較密集的區(qū)域 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 26 形狀 片狀形核 首先在奧氏體晶界上形成一小片滲碳體 這就可以看成是珠光體轉(zhuǎn)變的晶核 片狀形核的原因是 1 新相產(chǎn)生時(shí)引起的應(yīng)變能較小 2 片狀伸展時(shí)獲得碳原子的面積增大 3 片狀形核時(shí)碳原子的擴(kuò)散距離相對縮短 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 27 2 長大 由上述珠光體形成過程可知 珠光體形成時(shí) 縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時(shí)連續(xù)向奧氏體中延伸 而橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 28 3 珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律 當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)時(shí) 在三相共存的情況下 過冷奧氏體的C濃度是不均勻的 C濃度分布情況可由Fe Fe3C相圖得到 如圖所示 即與鐵素體相接的奧氏體C濃度Cr a較高 與滲碳體接觸處的奧氏體的C濃度Cr cem較低 因此在奧氏體中就產(chǎn)生了C濃度差 從而引起了C的擴(kuò)散 其擴(kuò)散示意圖如圖所示 結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡 為了恢復(fù)碳濃度平衡 滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長大 29 4 轉(zhuǎn)變的分枝機(jī)制珠光體中的滲碳體 有些以產(chǎn)生枝杈的形式長大 滲碳體形核后 在向前長大過程中 不斷形成分枝 而鐵素體則協(xié)調(diào)在滲碳體分枝之間不斷地形成 這樣就形成了滲碳體與鐵素體機(jī)械混合的片狀珠光體 這種珠光體形成的分枝機(jī)制可以解釋珠光體轉(zhuǎn)變中的一些反?，F(xiàn)象 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 30 5 離異共析 了解 自學(xué) 正常的片狀珠光體形成時(shí) 鐵素體與滲碳體是交替配合長大的 在某些不正常情況下 片狀珠光體形成時(shí) 鐵素體與滲碳體不一定交替配合長大 而出現(xiàn)一些特異的現(xiàn)象 可以是在部分形成粗大珠光體后 再在較低溫度下于已形成的粗大珠光體的滲碳體上 從未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體生出分枝滲碳體并向奧氏體中延伸 在分枝的端部長成層片間距較小的珠光體小球 或者在長出的滲碳體分枝兩側(cè) 沒有鐵素體配合成核 而成為一片滲碳體片 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 31 a 表示在奧氏體晶界上形成的滲碳體一側(cè)長出一層鐵素體 但此后卻不再配合成核長大 b 表示從晶界上形成的滲碳體中 長出一個(gè)分枝伸晶粒內(nèi)部 但無鐵素體與之配合成核 因此形成一條孤立的滲碳體片 c 表示由晶界長出的滲碳體片 伸向晶粒內(nèi)后形成了一個(gè)珠光體團(tuán) 其中a 和b 為離異共析組織 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 32 3 2 4粒狀珠光體形成機(jī)制1 粒狀珠光體的形成在一般情況下奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變總是形成片狀 但是在特定的奧氏體化和冷卻條件下 也有可能形成粒狀珠光體 所謂特定條件是 奧氏體化溫度低 保溫時(shí)間較短 即加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行 此時(shí)奧氏體中有許多未溶解的殘留碳化物或許多微小的高濃度C的富集區(qū) 其次是轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的等溫溫度要高 等溫時(shí)間要足夠長 或冷卻速度極慢 這樣可能使?jié)B碳體成為顆粒 球 狀 即獲得粒狀珠光體 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 33 粒狀珠光體的形成與片狀珠光體的形成情況基本相同 也是一個(gè)形核及長大過程 不過這時(shí)的晶核主要來源于非自發(fā)晶核 在共析和過共析鋼中 粒狀珠光體的形成是以未溶解的滲碳體質(zhì)點(diǎn)作為相變的晶核 它按球狀的形式而長大 成為鐵素體基體上均勻分布粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 34 2 滲碳體的球化機(jī)理粒狀珠光體中的粒狀滲碳體 通常是通過滲碳體球狀化獲得的 根據(jù)膠態(tài)平衡理論 第二相顆粒的溶解度 與其曲率半徑有關(guān) 靠近非球狀滲碳體的尖角處 曲率半徑小的部分 的固溶體具有較高的C濃度 而靠近平面處 曲率半徑大的部分 的固溶體具有較低的C濃度 這就引起了C的擴(kuò)散 因而打破了碳濃度的膠態(tài)平衡 結(jié)果導(dǎo)致尖角處的滲碳體溶解 而在平面處析出滲碳體 為了保持C濃度的平衡 如此不斷進(jìn)行 最后形成了各處曲率半徑相近的球狀滲碳體 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 35 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 36 片狀滲碳體的球化過程 是通過滲碳體的斷裂 C的擴(kuò)散進(jìn)行的 其過程示意如下圖 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 亞晶界引起 滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在 會產(chǎn)生一界面張力 為保持界面張力平衡 在亞晶界處會出現(xiàn)溝槽 由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小 此處滲碳體將溶解 而使曲率半徑增大 破壞了界面張力的平衡 為恢復(fù)平衡 溝槽將進(jìn)一步加深 直至滲碳體溶斷 37 片狀珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)榱钪楣怏w的實(shí)物照片左圖為部分球化 右圖為全部球化 38 3 2 5亞 過 共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變和組織形態(tài)亞 過 共析鋼中的珠光體轉(zhuǎn)變情況 基本上與共析鋼相似 但要考慮先共析鐵素體 或滲碳體 的析出 1 偽共析轉(zhuǎn)變非共析成分的奧氏體被過冷到偽共析區(qū)后 可以不析出先共析相 而直接分解為鐵素體和滲碳體的機(jī)械混合物 其分解機(jī)制和分解產(chǎn)物的組織特征與珠光體轉(zhuǎn)變的完全相同 但其中的鐵素體和滲碳體的量則與珠光體的不同 隨奧氏體的C 而變 C 增加 滲碳體量越多 這一轉(zhuǎn)變被稱為偽共析轉(zhuǎn)變 轉(zhuǎn)變產(chǎn)物被稱為偽共析組織 一般仍稱為珠光體 39 2 亞共析鋼中先共析鐵素體的析出先共析鐵素體的形態(tài)先共析鐵素體具有三種不同的形態(tài) 網(wǎng)狀 塊狀 或稱等軸狀 和片狀 有時(shí)也稱針狀 如下圖所示 其中a b c 表示鐵素體形成時(shí)與奧氏體無共格關(guān)系 a b 是塊狀鐵素體 c 為網(wǎng)狀鐵素體 圖中d e f 表示鐵素體長大時(shí)與奧氏體有共格聯(lián)系 形成的是片狀鐵素體 40 先共析鐵素體的形成先共析鐵素體的析出也是一個(gè)形核及長大過程 共晶核大都在奧氏體晶界上形成 晶核與一側(cè)的奧氏體晶粒存在K S關(guān)系 兩者之間為共格界面 但與另一側(cè)的奧氏體晶粒則無位向關(guān)系 兩者之間是非共格界面 晶核形成后 與鐵素體接壤的奧氏體的C 將增加 在奧氏體內(nèi)形成C的濃度梯度 從而引起碳的擴(kuò)散 為了保持相界面C 平衡 即恢復(fù)界面奧氏體的C的高濃度 必須從奧氏體中繼續(xù)析出低C的鐵素體 從而使鐵素體晶核不斷長大 41 先共析鐵素體的長大方式當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí) 奧氏體晶粒較細(xì)小或冷速較慢時(shí) Fe原子活動能力較強(qiáng) 非共格界面遷移比較容易 故鐵素體向無位向關(guān)系一側(cè)的奧氏體晶粒長大成球冠狀 如果奧氏體的C 較高時(shí) 鐵素體將連成網(wǎng)狀 而當(dāng)奧氏體的C 較低時(shí) 鐵素體將形成塊狀 另外 如果奧氏體晶粒較大 冷卻速度較快 先共析鐵素體可能沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出 當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí) Fe原子擴(kuò)散困難 非共格界面不易遷移 而共格界面遷移則成為主要的 鐵素體將通過共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長大 為了減小彈性畸變能 鐵素體將呈條片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)伸展 此晶面為 111 A面 另外 如果奧氏體成分均勻 晶粒粗大 冷卻速度又比較適中 先共析鐵素體有可能呈片狀析出 42 一次魏氏組織鐵素體二次魏氏組織鐵素體 43 3先共析滲碳體的形成先共析滲碳體的形態(tài) 可以是粒狀 網(wǎng)狀和針 片 狀 一般是網(wǎng)狀的或針 片 狀的 網(wǎng)狀或針 片 狀滲碳體組織 將顯著增大鋼的脆性 因此 過共析鋼件毛坯的退火加熱溫度 必須在Acm以下 對于具有網(wǎng)狀或針 片 狀滲碳體的鋼料 為了消除網(wǎng)狀或針 片 狀滲碳體 必須加熱到Acm以上 使?jié)B碳體充分溶入奧氏體中 然后快速冷卻 使先共析滲碳體來不及析出 形成偽共析或其它組織 再進(jìn)行球化退火 工業(yè)上將具有先共析片狀鐵素體和針片狀滲碳體加珠光體的組織 都稱為魏氏體組織 前者稱為 Fe魏氏組織 后者稱為滲碳體魏氏體組織 44 45 第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制 46 47 48 49 50 51 52 53 3 4珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)3 4 1珠光體轉(zhuǎn)變的形核率N及線長大速度V1 形核率N及長大速度V與溫度的關(guān)系過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的動力學(xué)參數(shù)N和V與轉(zhuǎn)變溫度之間都具有極大值和特征 0 78 C 0 63 Mn鋼珠光體的成核率和晶體長大速度與溫度的關(guān)系如下圖所示 54 C0 常數(shù) Gm 擴(kuò)散激活能 T 絕對溫度 K 波爾茨曼常數(shù) 臨界形核功 在忽略應(yīng)變能時(shí) A 常數(shù) 奧氏體與舊相的界面能 GV 奧氏體與舊相之間單位體積自由能之差 速度 形核率 55 理解 原因1 過冷度增大 轉(zhuǎn)變溫度降低 A與P的自由能差增大 但隨著過冷度的增大 原子活動能力減小 因而 又有使成核率減小的傾向 原因2 當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度降低時(shí) 原子擴(kuò)散減慢 有使長大速度減慢的傾向 但轉(zhuǎn)變溫度的降低 將使靠近珠光體的奧氏體中的C濃度差增大 就增大了C的擴(kuò)散速度 而有促進(jìn)晶體長大速度的作用 綜合上述因素的影響 長大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系曲線也具有極大值的特征 56 2 形核率N和長大速度V與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系研究表明等溫保持時(shí)間對珠光體的長大速度無明顯的影響 當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度一定時(shí) 珠光體轉(zhuǎn)變的形核與等溫溫度有一定的關(guān)系 隨著轉(zhuǎn)變時(shí)間的延長形核逐漸增加 當(dāng)達(dá)到一定程度后就急劇下降到零 即所謂的位置飽和 57 圖3 23共析碳鋼在680 時(shí)珠光體轉(zhuǎn)變形核率與等溫時(shí)間的關(guān)系 58 3 4 2珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線 圖3 25珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)曲線 當(dāng)N G不隨轉(zhuǎn)變時(shí)間改變時(shí) Johnson Mehl方程 當(dāng)N隨轉(zhuǎn)變時(shí)間改變時(shí) Avrami方程 59 3 4 3珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖用實(shí)驗(yàn)方法來測定的 具有字母 C 的形狀 通常稱為C曲線 或TTT TimeTemperatureTransformation 曲線 1 C曲線的建立以共析碳鋼C曲線的建立過程 說明C曲線的建立過程 1 試樣 10 2mm小圓片 2 每個(gè)試樣都具有相同的原始組織狀態(tài) 3 在相同的條件下進(jìn)行奧氏體化 具有相同的奧氏體狀態(tài) 4 選擇一系列轉(zhuǎn)變溫度 5 在每一個(gè)選定的溫度下確定一系列等溫時(shí)間 6 到達(dá)規(guī)定的等溫時(shí)間后 迅速將試樣投入到鹽水中冷卻到室溫 7 對每個(gè)試樣都進(jìn)行金相組織觀察 確定其轉(zhuǎn)變量 8 作出相應(yīng)的曲線圖 60 61 2 珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)的特點(diǎn) 1 珠光體形成初期有一孕育期 2 轉(zhuǎn)變溫度降低時(shí) 孕育期縮短 某一溫度 碳鋼約為550 時(shí) 孕育期最短 該點(diǎn)稱這為C曲線的鼻子點(diǎn) 溫度再降低 孕育期重新增加 3 隨著時(shí)間的增長 轉(zhuǎn)變速度增大 在轉(zhuǎn)變量為50 時(shí) 轉(zhuǎn)變速度達(dá)到極大值 但轉(zhuǎn)變50 以后 轉(zhuǎn)變速度又逐漸降低 直至轉(zhuǎn)變完成 62 3 亞 過 共析鋼珠光體等溫形成圖對于亞共析鋼 在在珠光體等溫形成圖的左上方 有一條先共析鐵素體析出線 如圖所示 這種析出線 隨著鋼中碳含量的增高 逐漸向右下方移動 與此相似 對于過共析鋼 如果奧氏體化溫度在Acm點(diǎn)以上 在等溫轉(zhuǎn)變過程中 于珠光體形成曲線的左上方有一條先共析滲碳體析出線 如圖所示 這條析出線 隨著鋼中碳含量的增高 逐漸向左上方移 63 45鋼 0 44 C 0 22 Si 0 66 Mn 0 15 Cr 0 02 V 的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖 T10鋼 1 03 C 0 17 Si 0 22 Mn 0 07 Cr 0 10 Ni 的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖 64 3 4 4影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素 重要 1 鋼的內(nèi)在因素 成分 1 碳含量的影響 2 合金元素的影響 65 含碳量亞共析鋼 C 鐵素體形核率 另外 相變驅(qū)動力 G 所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降 C曲線右移 過共析鋼 若加熱溫度高于Accm C 滲碳體形核率升高 另外 碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大 從而使珠光體的孕育期縮短 轉(zhuǎn)變加速 C曲線左移 若加熱溫度在Ac1 Accm C 獲得不均勻奧氏體及Fe3C 有利于珠光體的形核 故孕育期縮短 轉(zhuǎn)變加速 C曲線左移 66 1 合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變影響的規(guī)律Mo顯著地增大了過冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)的穩(wěn)定性 即增長了相變孕育期和減慢了轉(zhuǎn)變速度 Mo特別顯著地增大在580 600 溫度范圍內(nèi)的過冷奧氏體的穩(wěn)定性 在共析鋼中加入0 8 Mo 可以使過冷奧氏體分解完成時(shí)間增長28000倍 在含Mo的共析鋼中 Mo含量小于0 5 時(shí) 形成的碳化物是滲碳體型的 而含量大于0 5 時(shí) 形成的碳化物是特殊碳化物M23C6 由于這種碳化物在共析鋼中加熱時(shí)很難完全溶解 在這種情況下 Mo對珠光體形成時(shí)減小長大速度的作用反而減小 為了提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性 鋼的Mo含量一般應(yīng)低于0 5 67 W的影響與Mo相似 當(dāng)含量按重量百分率計(jì)算時(shí) 其影響程度約為Mo的一半 Cr的影響 表現(xiàn)在比較強(qiáng)烈地增大過冷奧氏體在600 650 溫度范圍內(nèi)的穩(wěn)定性 Ni Mn都有比較明顯提高過冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)穩(wěn)定的作用 Si對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的速度影響較小 稍有增大過冷奧氏體穩(wěn)定性的作用 Al對珠光體轉(zhuǎn)變的影響很小 68 V Ti Zr Nb Ta等在鋼中形成難溶的碳化物 如果 這些元素在加熱時(shí)能夠溶入奧氏體中 則增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性 但是 即使加熱到很高溫度 這類碳化物仍然幾乎不能完全溶入奧氏體中 因此 當(dāng)鋼中加入強(qiáng)烈形成碳化物元素 奧氏體溫度又不很高時(shí) 不僅不能增大甚至?xí)档瓦^冷奧氏體的穩(wěn)定性 69 B元素很特別 微量的B 0 0010 0 0035 顯著降低亞共析鋼中過冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)析出鐵素體的速度 對珠光體的形成也有抑制作用 原因 主要是由于B吸附在奧氏體晶界上 降低了晶界的能量 從而降低了先共析鐵素體和珠光體的成核率 為了保持B對珠光體轉(zhuǎn)變的有益作用 必須使B富集在奧氏體晶界上 如果活潑的B元素與鋼中的Fe或殘留的N O 化合成穩(wěn)定的夾雜物 或者由于高溫奧氏體化 使B向奧氏體晶粒內(nèi)擴(kuò)散 而使晶界的有效B減少 這樣都使B的有益作用減弱甚至消失 70 Co降低過冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)的穩(wěn)定性 縮短珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期 加速珠光體的轉(zhuǎn)變 從圖中可以看出 當(dāng)合金元素充分溶入奧氏體中的情況下 除Co以外 所有常用合金元素皆使珠光體的鼻子右移 先共析鐵素體的鼻子右移 除Ni以外 所有的常用合金元素皆使這兩個(gè)鼻子移向高溫區(qū) 71 2 合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響的原因至今仍未徹底搞清楚 合金元素自擴(kuò)散的影響合金元素具有較低的擴(kuò)散速度 增長了過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期和降低了形成速度 合金元素對碳擴(kuò)散的影響降低C擴(kuò)散系數(shù)的將增大孕育期和降低轉(zhuǎn)變速度 反之則縮短孕育期和增加轉(zhuǎn)變速度 合金元素改變了 轉(zhuǎn)變速度合金元素可以改變 的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變速度 改變 Fe的臨界形核功 因此 對珠光體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)生相應(yīng)的影響 72 合金元素改變了臨界點(diǎn)合金元素的加入 將改變臨界點(diǎn)的位置 并使其成為一個(gè)溫度范圍 這樣一來 在相同的溫度條件下 不同成分的鋼其過冷度就不同 對珠光體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)生不同的影響 合金元素對 相界面的拖曳作用合金元素的加入 將對g a相界面產(chǎn)生拖曳作用 從而降低g a相界面的移動速度 進(jìn)而降低珠光體的形成速度 73 3 奧氏體晶粒度的影響由于鋼的化學(xué)成分 脫氧劑等的不同 在相同的加熱條件下 所獲得的奧氏體晶粒度也不盡相同 奧氏體晶粒細(xì)小 單位體積內(nèi)晶界面積增大 有利于珠光體成核的部位增多 將促進(jìn)珠光體形成 同理 細(xì)小的奧氏體晶粒 也將促進(jìn)先共析鐵素體和滲碳體的析出 74 4 奧氏體成分均勻性和過剩相溶解情況的影響鋼件在實(shí)際加熱條件下 奧氏體常常處于不太均勻的狀態(tài) 有時(shí)還可能有少量滲碳體微粒殘存 這種情況 因鋼中含有穩(wěn)定碳化物形成元素和原始組織比較粗大而加劇 奧氏體成分的不均勻 將有利于在高碳區(qū)形成滲碳體 在低碳區(qū)形成鐵素體 并加速C在奧氏體中的擴(kuò)散 增大了先共析相和珠光體的形成 未溶解滲碳體的存在 既可以作為先共析滲碳體的非勻質(zhì)晶核 也可以作為珠光體領(lǐng)先相的晶核 因而也加速了珠光體的轉(zhuǎn)變 75 2 外界影響因素 1 加熱溫度和保溫時(shí)間的影響鋼的加熱溫度和保溫時(shí)間 直接影響鋼的奧氏體化情況和晶粒大小 提高加熱溫度或延長保溫時(shí)間 由于促進(jìn)滲碳體的進(jìn)一步溶解和奧氏體的均勻化 同時(shí)也會使奧氏體晶粒長大 因此減小了珠光體相變的成核率和晶體長大速度 從而推遲了珠光體相變的進(jìn)行 76 2 應(yīng)力和塑性變形的影響在奧氏體狀態(tài)下承受拉應(yīng)力或進(jìn)行塑性變形 有加速度珠光體轉(zhuǎn)變的作用 這是由于拉應(yīng)力和塑性變形造成的晶體點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高 有利于C和Fe原子的擴(kuò)散和晶體點(diǎn)陣改建 所以有促進(jìn)珠光體晶核形成和晶體長大的作用 且奧氏體形變溫度越低 珠光體轉(zhuǎn)變速度越大 3 等向壓應(yīng)力的影響對奧氏體施加等向壓應(yīng)力 有降低珠光體形成溫度 共析點(diǎn)移向低碳和減慢珠光體形成速度的作用 這與等向壓應(yīng)力下原子遷移阻力增大 C Fe原子擴(kuò)散 晶體點(diǎn)陣改組困難有關(guān) 77 3 5珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能鋼中珠光體的機(jī)械性能 主要決定于鋼的化學(xué)成分和熱處理后所獲得的組織形態(tài) 1 片狀珠光體的力學(xué)性能共析碳鋼在獲得單一片狀珠光體的情況下 其機(jī)械性能與珠光體的層間距離 珠光體團(tuán)的直徑 珠光體中鐵素體片的亞晶粒尺寸有著密切的關(guān)系 珠光體的片間距離主要決定于 珠光體的形成溫度 而珠光體團(tuán)的直徑不僅取決于珠光體的形成溫度 還與奧氏體的晶粒大小有關(guān) 而奧氏體的晶粒大小與奧氏化條件有關(guān) 因此 可以說 共析鋼片狀珠光體的性能主要取決于奧氏體化溫度及珠光體的形成溫度 78 1 隨著珠光體團(tuán)直徑以及片間距離的減小 珠光體的強(qiáng)度 硬度和塑性均升高 圖3 29片狀珠光體的強(qiáng)度與片間距的關(guān)系 圖3 30片狀珠光體的塑性與片間距的關(guān)系 79 2 片狀珠光體的塑性與片間距有關(guān) 當(dāng)片間距小于150nm 斷面收縮率隨片間距減小呈上升趨勢 當(dāng)片間距小于150nm 影響不大 二者關(guān)系可見圖3 30 片狀珠光體的力學(xué)性能與珠光體團(tuán)直徑有關(guān) 但由于實(shí)際情況下 A的晶粒不會很大 P團(tuán)的直徑就沒有很大變化 故不再討論 片層間距S0愈小 強(qiáng)度 硬度愈高 符合Hall Petch關(guān)系 s 0 kS0 1 80 片狀間距影響強(qiáng)度 塑性的原因 片間距減小 滲碳體與鐵素體變薄 相界面增多 鐵素體中位錯(cuò)不易滑動 故使塑變抗力增高 另一方面 即使外力足夠大 并開動了位錯(cuò)源后 由于片層變薄 塞積位錯(cuò)少 正應(yīng)力少 不易引起開裂 也就提高了強(qiáng)度 片間距小時(shí) 滲碳體片必然變薄 在外力作用下 可以滑移產(chǎn)生塑性變形 也可產(chǎn)生彎曲 致使塑性提高 81 5 片間距離對沖擊韌性的影響片間距離對沖擊韌的影響比較復(fù)雜 因?yàn)槠g距離的減小 將使沖擊性能變壞 而滲碳體變薄又有利于改善沖擊韌性 前者是由于強(qiáng)度提高而使沖擊變壞 后者則是由于薄的滲碳體片可以彎曲 變形而使斷裂成為韌性斷裂 從而改善沖擊韌性 這兩個(gè)相互矛盾因素的共同作用 使沖韌性的冷脆轉(zhuǎn)變溫度與片間距離的關(guān)系出現(xiàn)一個(gè)極小值 82 2 粒狀珠光體的機(jī)械性能與片狀珠光體相比 在成分