金屬熱處理原理-3.ppt

金屬熱處理原理,南京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院,第三章珠光體轉(zhuǎn)變,前言,珠光體轉(zhuǎn)變即加熱鋼在冷卻過(guò)程中由奧氏體向珠光體（+Fe3C）的共析轉(zhuǎn)變。共析轉(zhuǎn)變是一種典型的擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為符合相圖的平衡組織。共析轉(zhuǎn)變?cè)跓崽幚韺?shí)踐中極為重要，無(wú)論是金屬材料還是陶瓷材料都可以發(fā)生共析轉(zhuǎn)變。因此，研究珠光體轉(zhuǎn)變的過(guò)程及其規(guī)律具有十分重要的意義。,前言,研究珠光體轉(zhuǎn)變的規(guī)律，不僅與為了獲得珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的退火、正火、索氏體化處理等熱處理工藝有關(guān)，而且與為了避免產(chǎn)生珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的淬火、等溫淬火等熱處理工藝也有密切的關(guān)系。本章主要討論珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織形態(tài)、形成過(guò)程、力學(xué)性能及其影響規(guī)律。,前言,本章學(xué)習(xí)重點(diǎn)：掌握珠光體的組織形態(tài)和晶體結(jié)構(gòu)；了解珠光體的形成機(jī)理；掌握珠光體的力學(xué)性能。本章學(xué)習(xí)難點(diǎn)：珠光體的形成機(jī)理；珠光體的力學(xué)性能。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),一、珠光體的定義,共析鋼加熱保溫并完全奧氏體化后緩慢冷卻，在稍低于A1溫度下發(fā)生共析分解，其產(chǎn)物為與Fe3C的混合物，稱為珠光體。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),轉(zhuǎn)變溫度,珠光體轉(zhuǎn)變是過(guò)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，共析鋼約在A1550溫度之間發(fā)生，故又稱為高溫轉(zhuǎn)變。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),二、珠光體的形態(tài),按照滲碳體的形態(tài)，珠光體可分為：,片狀珠光體粒狀珠光體,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),1、片狀珠光體由一層鐵素體片和滲碳體片交替緊密堆砌而成（質(zhì)量分?jǐn)?shù)：滲碳體占12%，鐵素體88%）。片層間距一對(duì)鐵素體片和滲碳體片的總厚度，以S0來(lái)表示。珠光體團(tuán)若干具有大致相同位向的鐵素體和滲碳體組成的一個(gè)晶體群，也稱“珠光體晶粒”。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),珠光體片層間距,珠光體團(tuán),第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),根據(jù)珠光體片層間距的大小不同,又細(xì)分為珠光體、索氏體和托氏體三種。,三維珠光體如同放在水中的包心菜,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),珠光體：形成溫度為A1650，片層間距150400nm，500倍光鏡下可辨，用符號(hào)P表示.,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),電鏡形貌,光鏡形貌,形成溫度為650600,片層間距80150nm，8001000倍光鏡下可辨，用符號(hào)S表示。,索氏體,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),光鏡形貌,托氏體形成溫度為600550，片層間距3080nm，電鏡下可辨，用符號(hào)T表示。,電鏡形貌,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),珠光體、索氏體、托氏體三種組織并無(wú)本質(zhì)區(qū)別，只是形態(tài)上的粗細(xì)之分，因此其界限也是相對(duì)的。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),片狀珠光體的力學(xué)性能主要取決與其片層間距和珠光體團(tuán)的直徑片間距越小，鋼的強(qiáng)度、硬度越高，而塑性和韌性略有改善。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),影響珠光體片層間距的因素,溫度（過(guò)冷度）：是影響的主要因素。冷卻速度越大，形成溫度越低，過(guò)冷度增大，C在奧氏體中的擴(kuò)散能力減小，C擴(kuò)散距離變小，只能形成片層間距小的珠光體。共析鋼的片層間距S0與過(guò)冷度T之間的關(guān)系可用如下經(jīng)驗(yàn)公式來(lái)表達(dá)：,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),如果過(guò)冷奧氏體是在一個(gè)連續(xù)的冷卻過(guò)程分解，則高溫段所形成的珠光體層間距較厚，而低溫段形成的珠光體層間距較薄，這種粗細(xì)不勻的組織將引起珠光體的力學(xué)性能不均勻，在外力作用下，將引起不均勻的塑性變形而導(dǎo)致應(yīng)力集中，使鋼的強(qiáng)度和塑性都下降，可能并對(duì)切削加工性能產(chǎn)生不利的影響。因此對(duì)結(jié)構(gòu)鋼一般采取等溫退火的方法，來(lái)獲得粗細(xì)較接近的珠光體組織。,轉(zhuǎn)變過(guò)程中溫度突變對(duì)珠光體片層間距的影響,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),C含量：亞共析鋼，C含量增加，間距減?。贿^(guò)共析鋼，C含量增加，間距減?。还参鲣撻g距大于過(guò)共析鋼。合金元素：Co、Cr顯著減小間距，Cr的作用更明顯。Ni、Mn、Mo增大間距（原因可能與這些元素對(duì)過(guò)冷度及碳的擴(kuò)散影響有關(guān)）；奧氏體晶粒大小及均勻程度：基本上不影響間距。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),下表所列數(shù)據(jù)表明，當(dāng)奧氏體晶粒度由2級(jí)減小到89級(jí)時(shí)，珠光體片層間距未發(fā)生明顯的變化，但影響了珠光體團(tuán)的大小。,0.78C%，0.63Mn%鋼奧氏體晶粒度對(duì)珠光體層間距離的影響,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),2、粒狀珠光體工業(yè)用鋼中也可見(jiàn)到在鐵素體基體上彌散分布粒狀滲碳體的組織，稱為“粒狀珠光體”或“球狀珠光體”，一般是經(jīng)過(guò)球化退火或淬火后經(jīng)中、高溫回火而得到的。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),粒狀珠光體的力學(xué)性能：主要取決于滲碳體顆粒的大小、形態(tài)和分布。一般來(lái)說(shuō)，當(dāng)成分一定時(shí)，滲碳體顆粒越細(xì)，相界面越多，強(qiáng)度和硬度越高；碳化物越接近等軸狀、分布越均勻，則鋼的韌性越好。在成分相同的條件下，粒狀珠光體較片狀珠光體的硬度略低，而塑性更好。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),粒狀珠光體的應(yīng)用：在硬度相同的條件下，粒狀珠光體與片狀珠光體相比較，具有良好的拉伸性能，同時(shí)還具有良好的切削加工性、冷加工成型性及淬火工藝性。因此，許多重要的機(jī)器零件都要通過(guò)熱處理獲得碳化物呈顆粒狀的回火索氏體組織。,在鉬鋼發(fā)現(xiàn)了纖維狀珠光體，由纖維狀Mo2C分布于鐵素體基體上形成。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),3、纖維狀珠光體,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),三、珠光體的晶體結(jié)構(gòu),雖然珠光體有多種形態(tài)，但本質(zhì)上都是鐵素體和滲碳體的混合物。電子顯微鏡觀察表明，退火狀態(tài)下的珠光體，鐵素體中的位錯(cuò)密度較低，滲碳體中的位錯(cuò)密度更低，而鐵素體與滲碳體兩相交界處位錯(cuò)密度較高。在鐵素體片中還有亞晶界，構(gòu)成亞許多晶粒。,第一節(jié)珠光體的組織與晶體結(jié)構(gòu),珠光體形成時(shí)，新相（鐵素體和滲碳體）與母相（奧氏體）之間有著一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，使新相與母相在界面處能較好地匹配。其中鐵素體和奧氏體的位向關(guān)系為：（110）（112）112110亞共析鋼中，先共析鐵素體中和奧氏體的位向關(guān)系為：（111）（110）110111,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,一、珠光體形成的熱力學(xué)條件,奧氏體過(guò)冷到A1溫度以下將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變的進(jìn)行需要一定的過(guò)冷度，以提供相變時(shí)消耗的化學(xué)自由能。由于珠光體轉(zhuǎn)變的溫度較高，鐵原子和碳原子都能擴(kuò)散較大距離，珠光體是在晶體缺陷較多的晶界處形核，因而相變需要的自由能較小，即在較小的過(guò)冷度下便可發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,如圖表示了Fe-C合金中、和Fe3C三個(gè)相在A1點(diǎn)以下的自由能狀態(tài)。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,根據(jù)各相自由能水平和體系總的自由能變化分析，可以得出：在A1溫度以下，鐵素體加滲碳體混合組織是自由能最低狀態(tài)。在轉(zhuǎn)變過(guò)程中，奧氏體也可轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體加高碳濃度奧氏體或過(guò)飽和鐵素體的過(guò)渡狀態(tài)。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,二、珠光體的形成機(jī)理,當(dāng)共析鋼由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，是由含碳0.77%的均勻固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)楹己芨?6.69%)的滲碳體和含碳很低(0.021%)的鐵素體的混合物。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,珠光體是與Fe3C兩相所組成的，珠光體轉(zhuǎn)變也是形核與長(zhǎng)大的過(guò)程，因此就有形核領(lǐng)先相的問(wèn)題。許多研究證實(shí)，領(lǐng)先相隨轉(zhuǎn)變溫度和奧氏體的成分不同而異。過(guò)冷度小滲碳體，過(guò)冷度大鐵素體；亞共析鋼鐵素體，過(guò)共析鋼滲碳體，而共析鋼鐵素體、滲碳體幾率相同。,1、珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,但是，一般認(rèn)為共析鋼中的領(lǐng)先相是滲碳體，理由如下：,P中的Fe3C與從奧氏體中先共析的Fe3C晶體學(xué)位向相同；而P中的與先共析晶體學(xué)位向不相同；P中的Fe3C與轉(zhuǎn)變前產(chǎn)生的Fe3C在組織上常常是連續(xù)的；而而P中的與轉(zhuǎn)變前產(chǎn)生的不連續(xù)；奧氏體中的未溶Fe3C有促進(jìn)P形成的作用，而先共析的存在對(duì)P形成無(wú)明顯影響。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,合金元素對(duì)珠光體形成的領(lǐng)先亦有一定的影響除了Ni、Mn降低A1點(diǎn)外，其他合金元素均提高A1點(diǎn)，而幾乎所有的合金元素都使鋼的共析碳濃度降低。,合金元素對(duì)共析溫度和共析碳含量的影響,2、珠光體的形成過(guò)程,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,當(dāng)共析碳鋼由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，將由均勻固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)辄c(diǎn)陣結(jié)構(gòu)與母相截然不同的滲碳體和鐵素體的兩相混合物，即：相組成：+Fe3C碳含量：0.77%0.02%6.69%點(diǎn)陣結(jié)構(gòu):面心立方體心立方復(fù)雜斜方,片狀珠光體的形成過(guò)程,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,因此珠光體的形成包含著同時(shí)進(jìn)行的兩個(gè)過(guò)程：,通過(guò)碳原子的擴(kuò)散形成低碳的鐵素體和高碳的滲碳體；晶體點(diǎn)陣的重構(gòu)由面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的鐵素體和復(fù)雜斜方的滲碳體。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,珠光體的形核：多數(shù)在奧氏體的晶界上，也可在晶粒內(nèi)晶體缺陷比較集中的區(qū)域形核。原因：這些部位易于產(chǎn)生能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏，新相晶核容易在在這些高能量、接近滲碳體碳含量并類似滲碳體點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的區(qū)域產(chǎn)生。但當(dāng)奧氏體中的碳濃度分布很不均勻或存在較多的未溶碳化物時(shí)，珠光體晶核也可能在奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,片狀珠光體的核過(guò)程（Fe3C為領(lǐng)先相）示意如下：,問(wèn)題：珠光體縱向長(zhǎng)大還是橫向長(zhǎng)大？目前認(rèn)為，初期縱向和橫向都長(zhǎng)大，后期按分枝長(zhǎng)大機(jī)制進(jìn)行。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,珠光體長(zhǎng)大時(shí)，縱向長(zhǎng)大是滲碳體片和鐵素體片同時(shí)連續(xù)地向奧氏體內(nèi)延伸，而橫向長(zhǎng)大是滲碳體片和鐵素體片交替堆疊。隨著珠光體轉(zhuǎn)變溫度的降低，滲碳體片和鐵素體片逐漸變薄縮短，同時(shí)兩側(cè)的連續(xù)形成速度和縱向長(zhǎng)大速度都發(fā)生了變化，珠光體群的輪廓也逐漸由塊狀變?yōu)樯刃?，繼而為輪廓不光滑的團(tuán)絮狀，即逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w和托氏體。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,C,C,當(dāng)共析成分過(guò)冷奧氏體（平均碳濃度為C）在A1點(diǎn)稍下溫度T1剛剛形成珠光體時(shí)，在三相（、Fe3C和）共存的情況下，奧氏體中的碳濃度是不均勻的，可由狀態(tài)圖確定。,T1,與鐵素體接觸的奧氏體碳濃度為C-較高，與滲碳體接觸的奧氏體碳濃度C-c較低，因此與和分別接觸的奧氏體部位產(chǎn)生碳濃度差C-C-c，從而引起界面附近奧氏體中碳原子的擴(kuò)散。碳原子擴(kuò)散的結(jié)果是導(dǎo)致鐵素體前沿奧氏體的碳濃度C-降低，滲碳體前沿奧氏體的碳濃度C-c升高，破壞了T1溫度下奧氏體與鐵素體核計(jì)滲碳體界面碳濃度的平衡。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,為了維持這一平衡，鐵素體前沿的奧氏體必須析出鐵素體，使其碳濃度增高并恢復(fù)到C-；滲碳體前沿奧氏體必須析出滲碳體，使其碳濃度降低并恢復(fù)到C-c。這樣，珠光體便縱向長(zhǎng)大，直至過(guò)冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,與此同時(shí)，由于奧氏體中存在碳濃度差C-C和C-C-c，還將發(fā)生遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體（碳濃度為C）中的碳向與滲碳體接觸的奧氏體界面處（碳濃度為C-c）擴(kuò)散，以及與鐵素體接觸的奧氏體界面處（碳濃度為C-）的碳向遠(yuǎn)離珠光體的奧氏體中擴(kuò)散。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,此外，已經(jīng)形成的珠光體，其中鐵素體的碳濃度在奧氏體界面處為C-，在滲碳體界面處為C-c，兩者也存在一個(gè)濃度差C-C-c，因此在珠光體中的鐵素體內(nèi)也要發(fā)生碳的擴(kuò)散，這些擴(kuò)散都促使鐵素體和滲碳體不斷長(zhǎng)大，即促進(jìn)了過(guò)冷奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，其晶體點(diǎn)陣重構(gòu)是由部分鐵原子自擴(kuò)散來(lái)實(shí)現(xiàn)的。,粒狀珠光體的形成過(guò)程,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,粒狀珠光體是通過(guò)片狀珠光體中滲碳體的球化來(lái)獲得的（適用于過(guò)共析鋼）。若將片狀珠光體加熱到略高于A1的溫度，則得到奧氏體加未完全溶解滲碳體的混合組織，此時(shí)滲碳體已不再保持完整的片狀，而是凹凸不平、厚薄不勻，部分已經(jīng)斷開(kāi)。在此溫度下保溫，將使片狀滲碳體球化。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二相顆粒在基體中的溶解度與其曲率半徑r有關(guān)，與非球狀滲碳體的尖角處（r較小）相接觸的奧氏體具有較高的碳濃度，而與滲碳體的平面處（r較大）相接觸的奧氏體具有較低的碳濃度，即在與滲碳體接觸處產(chǎn)生了區(qū)域的碳濃度差。因此奧氏體中碳原子將從滲碳體尖角部位向滲碳體的平坦處擴(kuò)散，其結(jié)果是破壞了-Fe3C界面的碳濃度平衡。,片狀滲碳體球化的原因：,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,為了恢復(fù)界面的碳濃度平衡，滲碳體尖角處將溶解而使其曲率半徑增大，而滲碳體的平坦處將長(zhǎng)大而使其曲率半徑減小，以至逐漸成為各處曲率半徑相近的顆粒狀滲碳體，即得到在奧氏體基體上分布顆粒狀滲碳體的組織。然后緩慢冷卻到A1溫度下，奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。此時(shí)，領(lǐng)先相滲碳體不僅可以在奧氏體晶界處形核，更多的是從已存在的顆粒狀滲碳體上長(zhǎng)出，但已不能長(zhǎng)成片狀，最后得到顆粒狀的珠光體。,片狀珠光體斷裂機(jī)制示意圖,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,片滲碳體中有位錯(cuò)存在，可形成亞晶界或高密度位錯(cuò)區(qū)，在其與基體（稍低于A1溫度時(shí)為鐵素體）相接觸處則出現(xiàn)凹坑，如圖所示。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,凹坑兩側(cè)的滲碳體具有較小的曲率半徑，則與其相接觸的基體具有更高的碳濃度從而將引起基體中碳原子的擴(kuò)散，并以滲碳體的形式在原平坦處析出。為了維持界面平衡，滲碳體凹坑兩側(cè)的尖角會(huì)不斷被溶解，使其r增大，但這樣又破壞了界面處的表面張力的平衡（cem/vs.cem/cem）,為了維持平衡，凹坑繼續(xù)溶解而加深。如此不斷進(jìn)行，直至滲碳體片溶穿而斷裂。斷裂后的滲碳體又按尖角溶解、平面析出的長(zhǎng)大方式來(lái)進(jìn)一步球狀化。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,對(duì)組織為片狀珠光體的鋼進(jìn)行塑性變形，將增大其中鐵素體和滲碳體的位錯(cuò)密度和亞晶界數(shù)量，有促進(jìn)滲碳體球化的作用。上述使片狀滲碳體球狀化，獲得粒狀珠光體的熱處理工藝稱為“球化退火”。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,三、亞（過(guò)）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變,亞（過(guò)）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變基本上與共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變相似，但需要考慮偽共析轉(zhuǎn)變、先共析鐵素體析出和先共析滲碳體析出等問(wèn)題。,先共析相的析出溫度范圍,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,1、偽共析轉(zhuǎn)變,右圖是Fe-Fe3C相圖的左下部分，GSE線以上為單相奧氏體區(qū)，GPS為先共析鐵素體區(qū)，ES線以右為先共析滲碳體區(qū)。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,由圖可知，亞共析鋼緩慢冷卻時(shí)，將沿GS線析出先共析鐵素體。隨著鐵素體的析出，剩余奧氏體的碳濃度將逐漸向工細(xì)點(diǎn)（S）靠近，最后具有共析成分的奧氏體在A1溫度以下轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,如果將亞共析鋼（合金）或過(guò)共析鋼（合金）自?shī)W氏體區(qū)較快冷卻冷卻下來(lái)，在先共析鐵素體和先共析滲碳體來(lái)不及析出的情況下，奧氏體被過(guò)冷到T1溫度，由于GSG線和ESE線分別為鐵素體與滲碳體在奧氏體中的溶解度曲線，合金與合金在T1溫度下保溫將同時(shí)析出鐵素體和滲碳體。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,在這種情況下，過(guò)冷奧氏體將全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織，但合金的成分并非共析成分，鐵素體和滲碳體的相對(duì)含量也與共析成分的珠光體不同，而是隨奧氏體碳含量的變化而變化。這種轉(zhuǎn)變稱之為“偽共析轉(zhuǎn)變”，轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物稱“偽共析組織”，ESG線以下的陰影區(qū)域稱“偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)”。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,2、亞（過(guò)）共析鋼先共析相的析出,先共析相的析出是與碳在奧氏體中的擴(kuò)散密切相關(guān)的。亞共析鋼或過(guò)共析鋼奧氏體化后冷卻到先共析鐵素體區(qū)（GSE線以左區(qū)域)或先共析滲碳體區(qū)(ESG線以右區(qū)域）時(shí),將有先共析鐵素體或先共析滲碳體析出。析出的先共析相的數(shù)量決定于奧氏體的含碳量、析出溫度及冷卻速度。含碳量越高、析出溫度越低、冷卻速度越快，則析出的先共析鐵素體越少。對(duì)先共析滲碳體，含碳量的作用剛好相反。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,先析出鐵素體的典型形態(tài),仿晶界型先共析相在母相晶界上形核，并延晶界平滑長(zhǎng)大，最終可能形成網(wǎng)狀。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,先析出鐵素體從母相晶界開(kāi)始，向一側(cè)的晶內(nèi)發(fā)展，長(zhǎng)成片狀或針狀。魏氏組織：晶界或晶內(nèi)形核，在晶內(nèi)特定晶面上形核，并延一定位向長(zhǎng)大成片狀或針狀的組織。,魏氏組織型側(cè)向片狀或針狀,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,從仿晶型發(fā)展而來(lái)的二級(jí)側(cè)向片狀組織。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,魏氏組織型鋸齒狀界面呈三角形，從母相晶界發(fā)展而成。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,等軸狀絕大多數(shù)從母相晶內(nèi)形成。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,晶內(nèi)魏氏體型片狀或針狀在母相晶內(nèi)形成。(a)晶內(nèi)鐵素體片(b)晶內(nèi)滲碳體片,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,塊狀其它形態(tài)的先共析相（如等軸狀）長(zhǎng)大時(shí)相遇而成的等軸多晶體。,亞共析鋼的先共析鐵素體形態(tài)示意圖,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,亞共析鋼,在亞共析鋼中，當(dāng)奧氏體晶粒較細(xì)、等溫溫度較高或冷卻較緩慢時(shí)，鐵原子可充分?jǐn)U散，所形成的先共析鐵素體一般呈等軸狀。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,當(dāng)奧氏體晶粒較粗大、冷卻速度較快時(shí)，先共析鐵素體將沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出。塊狀和網(wǎng)狀鐵素體形成時(shí)與奧氏體無(wú)共格關(guān)系。當(dāng)奧氏體成分均勻、晶粒粗大、冷卻速度又比較適中時(shí)，先共析鐵素體可能呈針（片）狀，沿一定晶面向奧氏體晶內(nèi)析出。此時(shí)鐵素體與奧氏體有共格關(guān)系。,先共析鐵素體網(wǎng)和珠光體,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,先共析塊狀鐵素體與珠光體（0.35%C）,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,過(guò)共析鋼,在過(guò)共析鋼中，先共析滲碳體的形態(tài)可以是粒狀、網(wǎng)狀或針（片）狀。但在奧氏體成分均勻、晶粒粗大的情況下，析出粒狀滲碳體的可能很小而一般呈網(wǎng)狀或針（片）狀，并顯著增大鋼的脆性。因此過(guò)共析鋼的退火必須在Acm點(diǎn)以下以避免網(wǎng)狀滲碳體的形成。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,網(wǎng)狀滲碳體和珠光體,為了消除已形成的網(wǎng)狀或針（片）狀滲碳體，應(yīng)當(dāng)加熱到Acm點(diǎn)以上，使?jié)B碳體全部溶解到奧氏體中，然后快速冷卻，使先共析滲碳體來(lái)不及析出而發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變，得到偽共析組織，然后再球化退火。正火+球化退火,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,3、魏氏組織,工業(yè)上將具有針（片）狀的鐵素體或滲碳體加珠光體的組織稱為魏氏組織，前者稱為魏氏組織鐵素體，后者稱為魏氏組織滲碳體。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,魏氏組織的形成特點(diǎn)：符合形核與長(zhǎng)大的相變規(guī)律；魏氏組織鐵素體與母相奧氏體之間有一定的取向關(guān)系：(111)(110)110111鐵素體在奧氏體中的慣習(xí)面是111魏氏組織形成時(shí)，磨光的表面有浮凸。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,影響鋼中魏氏組織形成的因素,鋼的化學(xué)成分：碳含量高，晶粒度小，需要較大的過(guò)冷度才能形成魏氏組織。奧氏體晶粒大?。涸谡＞Я６确秶鷥?nèi)，只有當(dāng)碳含量在0.15-0.35%范圍內(nèi)并且以較高速度冷卻時(shí)才能出現(xiàn)魏氏組織。冷卻速度：當(dāng)奧氏體晶粒較大時(shí)，即使較小的冷卻速度也能出現(xiàn)魏氏組織，且形成魏氏組織的含碳量向高碳含量的一側(cè)擴(kuò)展。,魏氏組織對(duì)鋼的性能的影響,一般認(rèn)為，鋼中魏氏組織的存在，雖然對(duì)抗拉強(qiáng)度影響不大，但卻能顯著降低鋼的塑性，特別是沖擊韌性大為降低，也使鋼的冷脆轉(zhuǎn)化溫度升高。實(shí)驗(yàn)證明，不能籠統(tǒng)地把魏氏組織視為降低鋼的機(jī)械性能的原因，魏氏組織常出現(xiàn)在晶粒粗大的奧氏體晶粒中，鋼的機(jī)械性能變差，不僅是魏氏組織的影響，更主要是粗大的奧氏體晶粒造成的。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,魏氏組織以及經(jīng)常與其伴生的粗大晶粒使鋼的機(jī)械性能。因此生產(chǎn)實(shí)踐中必須消除這種組織，常用的方法有退火、細(xì)化晶粒退火、鍛造等。,第二節(jié)珠光體的形成機(jī)理,消除魏氏組織對(duì)鋼的方法,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),珠光體轉(zhuǎn)變也是形核和長(zhǎng)大的過(guò)程，轉(zhuǎn)變速度也取決于形核率和長(zhǎng)大速率。因此珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)也可用結(jié)晶規(guī)律來(lái)分析和闡述。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),在均勻形核的條件下，珠光體的形核率I與轉(zhuǎn)變溫度T之間有如下關(guān)系：式中：C常數(shù)；Q擴(kuò)散激活能；k玻爾茲曼常數(shù)；G臨界形核功。,一、珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度,1、形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),討論：,隨著轉(zhuǎn)變溫度T的降低，原子擴(kuò)散能力減弱，而Q基本不變，上式中第一項(xiàng)將減小，結(jié)果使I減小。另一方面，隨著轉(zhuǎn)變溫度T的降低，過(guò)冷度增大，與P的自由能差增大，即相變驅(qū)動(dòng)力增大，使臨界形核功G減小，上式中第二項(xiàng)將增大，使I增大。其綜合結(jié)果，珠光體的形核率對(duì)轉(zhuǎn)變溫度有極大值。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),2、長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系,研究證明，在轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，珠光體團(tuán)長(zhǎng)大成等軸狀，各方向上的長(zhǎng)大速度v基本相同，可表達(dá)為如下公式：,式中：K常數(shù)，包含濃度梯度C/-C/c的影響；S0珠光體片層間距；碳在中的擴(kuò)散系數(shù)。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),由于片層間距S0反比于過(guò)冷度T，而K正比于過(guò)冷度T，故上式可改寫為：,討論：,隨著轉(zhuǎn)變溫度T的降低，過(guò)冷度增大，使靠近珠光體的奧氏體碳濃度差C/-C/c增大，加速了碳原子的擴(kuò)散速度，而片層間距S0的減小，使碳原子的擴(kuò)散距離縮短，這些因素都促進(jìn)使v的增大。另一方面，隨著轉(zhuǎn)變溫度T的降低，使碳原子的擴(kuò)散系數(shù)減小，其結(jié)果使v降低。其綜合結(jié)果，珠光體的長(zhǎng)大速度對(duì)轉(zhuǎn)變溫度也有極大值。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),共析鋼形核率、晶體長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),共析鋼形核率I、晶體長(zhǎng)大速度v與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系都具有極大值特征，其極大值約處于550左右。,3、形核率、長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),共析鋼珠光體形核率與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系,當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度一定時(shí)，共析鋼形核率I與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系如圖所示，即隨時(shí)間延長(zhǎng)，形核率逐漸增大。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),早期認(rèn)為：珠光體的形成是奧氏體體積擴(kuò)散的結(jié)果。后來(lái)認(rèn)為：珠光體的形成是界面擴(kuò)散的結(jié)果。,而等溫保持時(shí)間對(duì)長(zhǎng)大速度無(wú)明顯影響，即溫度一定則v為定值。珠光體的長(zhǎng)大速度受過(guò)冷奧氏體中碳重新分配速度的影響，又是通過(guò)碳在珠光體奧氏體之間的擴(kuò)散速度來(lái)控制的。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),在含Mn共析鋼中測(cè)得的珠光體長(zhǎng)大速度與按體積擴(kuò)散或按界面擴(kuò)散的計(jì)算結(jié)果都不相符。因此，珠光體長(zhǎng)大時(shí)，碳的重新分配實(shí)際上是一部分通過(guò)體積擴(kuò)散，一部分通過(guò)界面擴(kuò)散來(lái)進(jìn)行的。,共析鋼珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),二、珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖,綜合不同溫度下珠光體轉(zhuǎn)變形核率I與長(zhǎng)大速度與時(shí)間的關(guān)系，共析鋼珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線如右圖所示。虛線表示貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線和馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),分析：,各溫度下珠光體等溫轉(zhuǎn)變前都有一個(gè)“孕育期”。隨著等溫溫度的降低，孕育期逐漸縮短，至某一溫度，孕育期最短。然后溫度進(jìn)一步降低，孕育期反而延長(zhǎng)。共析鋼在550時(shí)孕育期最短，轉(zhuǎn)變速度最快，此即TTT曲線的“鼻尖”。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),三、先共析相的長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué),1、亞共析鋼,在亞共析鋼中，先共析鐵素體在奧氏體晶界上的長(zhǎng)大方向有兩個(gè)：一是沿奧氏體晶界長(zhǎng)大（長(zhǎng)度方向），二是向奧氏體晶內(nèi)長(zhǎng)大（厚度方向）。用熱發(fā)射顯微鏡直接觀察含碳量0.1%的Fe-C合金的鐵素體厚度方向長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)，。發(fā)現(xiàn)其厚度與轉(zhuǎn)變時(shí)間呈拋物線關(guān)系，見(jiàn)下式：,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),式中，S鐵素體片的厚度；t鐵素體長(zhǎng)大的時(shí)間；系數(shù)。先共析鐵素體的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線也呈“C型”，通常位于珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線的左上方，且隨鋼中碳含量的增加，鐵素體析出線向右下方移動(dòng)。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),2、過(guò)共析鋼,對(duì)于過(guò)共析鋼，如果奧氏體轉(zhuǎn)化溫度在Acm點(diǎn)以上，則在珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線的左上方也有一條先共析滲碳體析出線，該析出線隨鋼中碳含量的增加，逐漸移向左上方。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),四、影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素,影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素概括起來(lái)可分為兩類：,鋼本身內(nèi)在的因素，如化學(xué)成分、組織結(jié)構(gòu)狀態(tài)等；外界施加因素，如加熱溫度、保溫時(shí)間等。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),（一）、鋼的內(nèi)在因素,1、碳含量的影響,亞共析鋼，隨著奧氏體中碳含量的增高，析出先共析鐵素體的孕育期增長(zhǎng)，析出速度減慢；同時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期也增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度減慢。原因：在相同轉(zhuǎn)變條件下，隨著奧氏體中碳含量的增高，鐵素體的形核率減少，鐵素體長(zhǎng)大需擴(kuò)散離開(kāi)的碳原子量增大，使鐵素體析出速度減慢。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),過(guò)共析鋼，在完全奧氏體化（加熱溫度超過(guò)Acm）情況下，隨著奧氏體中碳含量的增高，碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度加快，滲碳體的形核率增大，析出先共析滲碳體的孕育期縮短，析出速度增大；而珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期也縮短，轉(zhuǎn)變速度增大。故相對(duì)而言，共析鋼的過(guò)冷奧氏體最穩(wěn)定。如果不完全奧氏體化（加熱溫度在A1Acm之間），加熱組織為奧氏體+殘余碳化物，則具有促進(jìn)珠光體形核和晶粒長(zhǎng)大作用，使珠光體轉(zhuǎn)變?cè)杏诳s短，轉(zhuǎn)變速度加快。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),2、奧氏體成分均勻性和過(guò)剩相溶解情況的影響,在生產(chǎn)實(shí)踐中，鋼件的奧氏體常處于不太均勻的狀態(tài)，有時(shí)還有少量滲碳體微粒殘存（這種情況因鋼中含有穩(wěn)定碳化物元素或晶粒粗大而加?。W氏體成分不均勻，將有利于滲碳體在高碳區(qū)形核、鐵素體在低碳區(qū)形核，并加快了碳在奧氏體中的擴(kuò)散，促進(jìn)先共析相和珠光體的形成。未溶滲碳體既可作為先共析滲碳體的非勻質(zhì)晶核，也可作珠光體領(lǐng)先相的晶核，也加快了珠光體的轉(zhuǎn)變。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),3、奧氏體晶粒度的影響,鋼材的化學(xué)成分不盡相同，采用的脫氧劑也各異，在相同的加熱條件下獲得的奧氏體晶粒度也不相同。奧氏體晶粒細(xì)小，單位體積內(nèi)的晶界面積增大，珠光體的形核部位增多，將促進(jìn)珠光體的形成。同理，細(xì)小的奧氏體晶粒也將促進(jìn)先共析鐵素體和先共析滲碳體的析出。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),（二）、外在影響因素,1、加熱溫度和保溫時(shí)間,加熱溫度和保溫時(shí)間主要是通過(guò)改變奧氏體成分和組織狀態(tài)來(lái)影響珠光體轉(zhuǎn)變的。提高加熱溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間相當(dāng)于增加奧氏體中的碳與合金元素的含量，使奧氏體的成分更均勻、晶粒更粗大，使珠光體的形核減少，降低形核率和長(zhǎng)大速度，這些都使珠光體延長(zhǎng)轉(zhuǎn)變的孕育期增長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度減慢。,第三節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué),2、應(yīng)力和塑性變形,對(duì)奧氏體施加拉應(yīng)力或進(jìn)行塑性變形，將造成晶體點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增加，有利于碳和鐵原子擴(kuò)散及點(diǎn)陣重構(gòu)，所以促進(jìn)珠光體的形核與長(zhǎng)大。奧氏體塑性變形溫度越低，珠光體轉(zhuǎn)變速度越快。對(duì)奧氏體施加壓應(yīng)力，將使原子遷移阻力增大，使碳和鐵原子擴(kuò)散及點(diǎn)陣重構(gòu)困難，將降低珠光體形核率，減慢珠光體形成速度。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,一、影響珠光體力學(xué)的因素,共析鋼在獲得單一片狀珠光體的情況下，其力學(xué)性能與片層間距S0、珠光體團(tuán)直徑、珠光體中的鐵素體的亞晶粒尺寸以及原始奧氏體晶粒大小都有密切的關(guān)系。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,1、片層間距,珠光體的片層間距S0主要取決于形成溫度，隨形成溫度的降低而減小。隨著S0的減小，珠光體的強(qiáng)度、硬度和塑性均提高。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,珠光體的片層間距減小時(shí)，鐵素體片和滲碳體片都變薄，相界面增多，抗塑性變形能力增強(qiáng)。同時(shí)，在外力作用下，這種薄片組織易通過(guò)滑移的方式產(chǎn)生塑性變形（參與變形的片層數(shù)多，變形越均勻，使在斷裂前發(fā)生較大的塑性變形），使鋼的塑性提高。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,如果珠光體是在鋼件連續(xù)冷卻過(guò)程中形成的，則不同部位片層間距的大小不等（高溫段形成的S0大而低溫段形成的S0?。?，其結(jié)果是使鋼的強(qiáng)度與塑性不均勻。片層間距較大的區(qū)域，在外力作用下，往往產(chǎn)生過(guò)量的塑性變形，導(dǎo)致局部應(yīng)力集中而產(chǎn)生破裂結(jié)構(gòu)件宜采用等溫退火工藝。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,2、珠光體團(tuán),珠光體團(tuán)的直徑不僅取決于形成溫度，還與奧氏體晶粒大小有關(guān)，隨形成溫度的降低和奧氏體晶粒的細(xì)化而減小。隨著珠光體團(tuán)直徑的減小，珠光體的強(qiáng)度、硬度和塑性也均提高。但形成溫度對(duì)S0影響遠(yuǎn)較珠光體團(tuán)顯著，故片層間距對(duì)力學(xué)的作用更為主要。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,珠光體團(tuán)的直徑減小，表明單位體積內(nèi)片層排列的方向增多，使局部發(fā)生大量塑性變形而引起的應(yīng)力集中的可能性減小，使鋼的塑性變形性提高。另一方面，珠光體團(tuán)的直徑減小也意味著珠光體的晶粒度減小，具有細(xì)晶強(qiáng)化的效果，因而既提高了強(qiáng)度也提高了塑性。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,3、珠光體的形態(tài),在成分相同的條件下，與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低而塑性更好。原因：粒狀珠光體團(tuán)中鐵素體與滲碳體的相界面較片狀珠光體少，使其強(qiáng)度下降。另一方面，鐵素體呈連續(xù)分布而滲碳體以粒狀分散在鐵素體基體上，對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用小，使鋼的塑性提高。,粒狀珠光體的切削加工性好，使刀具的磨損；冷擠壓時(shí)其成形性也好；加熱淬火時(shí)的變形開(kāi)裂傾向小。所以：高碳鋼在切削加工和最終熱處理前常常要求獲得粒狀珠光體組織；中、低碳鋼的冷擠壓成形加工也要求具有粒狀碳化物的原始組織。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,粒狀珠光體的性能還取決于碳化物的形態(tài)、大小和分布狀態(tài)。一般說(shuō)來(lái)，在成分一定的情況下，碳化物的顆粒越細(xì)小，其強(qiáng)度和硬度就越高；碳化物顆粒愈接近等軸狀，分布愈均勻，其韌性就愈好。粒狀珠光體的疲勞強(qiáng)度比片狀珠光體有所提高。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,二、鐵素體+珠光體的力學(xué)性能,前面已介紹，亞共析鋼經(jīng)珠光體轉(zhuǎn)變后得到的產(chǎn)物既取決于鋼的含碳量，也取決于奧氏體化溫度和冷卻速度。在鋼的成分一定時(shí)，隨著冷卻速度的增大，先共析鐵素體量減少，珠光體量增多；在完全奧氏體化的情況下，隨著鋼的含碳量增高，先共析鐵素體量減少，珠光體量增多。珠光體量越多，鋼的強(qiáng)度、韌性越高。,第四節(jié)珠光體的力學(xué)性能,鐵素體+珠光體組織的力學(xué)性能取決