第二章珠光體轉(zhuǎn)變

1、第二章第二章 珠光體轉(zhuǎn)變（珠光體轉(zhuǎn)變（6課時課時)2-1 鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述鋼的冷卻轉(zhuǎn)變概述 圖2-1 TTT 曲線IT圖圖過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。反映溫度-時間-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。圖2-2 共析碳鋼 IT圖Mf高溫高溫中溫中溫低溫低溫n Ar1550 ，F(xiàn)e、C原子均可擴散。n 共析分解成珠光體 - 鐵素體與 滲碳體兩相層片狀機械混合物。n 珠光體團(或領(lǐng)域) - 片層方向 大致相同的珠光體，在一個奧氏 體晶粒內(nèi)可以形成35個珠光體 團。 高溫轉(zhuǎn)變高溫轉(zhuǎn)變圖2-3 層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界原奧氏體晶界珠光體團珠光體團 中溫轉(zhuǎn)變中溫轉(zhuǎn)變n 550 22

2、0 ，C 原子可擴散，F(xiàn)e原子不能擴散。n 形成貝氏體-過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀 混合物。n 上貝氏體：550 稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。n 下貝氏體：220 稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細小滲碳體。圖2-4 (a) 上貝氏體 X600 (b) 下貝氏體 X400n非擴散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴散，生成的馬 氏體與原奧氏體成分相同。n 馬氏體：碳在-Fe中的過飽和固溶體。n 馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點 Ms ，終了點 Mf 。 低溫轉(zhuǎn)變低溫轉(zhuǎn)變圖2-5 (a) 低碳鋼中的板條馬氏體 (X80) (b) 高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體

3、 (X400)IT圖形式的變化圖形式的變化圖2-6 珠光體和貝氏體兩轉(zhuǎn)變曲線的位置變化(a) 部分相重疊 （b) 彼此分離 （c) 一前一后CT 圖圖n 過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，Continuous Cooling Transformation （CCT）圖，CT曲線，CCT曲線。n 一般采用快速膨脹儀測定。圖2-7 共析碳鋼的CCT圖珠光體轉(zhuǎn)變中止線珠光體轉(zhuǎn)變中止線n cc 線為珠光體轉(zhuǎn)變中止線 轉(zhuǎn)變并未最后完成，但過冷奧氏體已停止分解。n 臨界冷卻速度 VC （Vk）：是指使過冷奧氏體不發(fā)生分解，得到完全馬氏體組織（包括AR ）的最低冷卻速度。2-2 珠光體的組織和性能珠光體的組織和性能

4、珠光體的組織形態(tài)珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體片狀珠光體球狀珠光體球狀珠光體 鐵素體基體上分布著球狀滲碳體。 形成溫度() 片層間距 (nm)珠光體 P Ar1 650 500 700索氏體 S 650 600 300 400屈氏體 T 600 550 100 200(a)(b)圖2-8 (a) 片狀珠光體 (b) 球狀珠光體 珠光體的片層間距珠光體的片層間距 S0 n 珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過冷度成反比。圖2-9 珠光體片層間距S0 原因：原因： 在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴散的距離就要增大，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GV不變

5、，這會使相變驅(qū)動力降低，也會使相變不易進行。所以一定的T對應(yīng)一定的 S0 。T愈大，碳在奧氏體中的擴散能力愈小，擴散距離變短。另外，GV 會變大，可以增加較多的界面能，所以 S0 會變小。n 原奧氏體晶粒大小對 S0 無明顯影響。但原奧氏體晶粒越細小，珠光體團直徑也越細小。 珠光體的力學(xué)性能珠光體的力學(xué)性能n 片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)生在鐵素體片層 內(nèi)，滲碳體對位錯滑移起阻礙作用，位錯最大滑移距離等于片層間距S0 。n 片層間距S0 愈小，強度、硬度愈高，符合Hall-Petch 關(guān)系：s = 0 + kS0-1 。 n 球狀珠光體的屈服強度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑 df ），也符合H

6、all-Petch 關(guān)系：s = 0 + kdf-1/2 。n 相同碳含量的球狀珠光體強度和硬度低于片狀珠光體，但塑性、斷裂強度和疲勞抗力高于片狀珠光體，韌脆轉(zhuǎn)化溫度也較低。 n 碳含量對鐵素體-珠光體鋼性能的影響 n 同一碳含量的鋼處理成不同組織時，馬氏體的強度和硬度最高、塑形和韌性最低，珠光體則相反，貝氏體介于中間。珠光體組織最適合切削加工。HB170-250。圖2-10 碳含量對亞共析鋼性能的影響碳含量/wt%圖2-11 碳含量對鋼的韌性的影響試驗溫度/ 2-3 珠光體轉(zhuǎn)變機理珠光體轉(zhuǎn)變機理圖2-12 自由能-成分曲線珠光體轉(zhuǎn)變是以擴散為基礎(chǔ)并受珠光體轉(zhuǎn)變是以擴散為基礎(chǔ)并受擴散所控制，屬

7、形核長大型。擴散所控制，屬形核長大型。珠光體形成的熱力學(xué)珠光體形成的熱力學(xué)n 在A1（T1）溫度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲線有一共切線。n 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。珠光體形成時的領(lǐng)先相珠光體形成時的領(lǐng)先相 從熱力學(xué)上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領(lǐng)先相。n 共析與過共析鋼中，滲碳體為領(lǐng)先相。n 亞共析鋼中，鐵素體為領(lǐng)先相。 珠光體的長大方式珠光體的長大方式圖2-13 共析碳鋼珠光體形成過程示意圖珠光體的形核珠光體的形核在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長成片狀是為了減少應(yīng)變能），通過鄰近奧氏體不斷供應(yīng)碳原子而長

8、大。珠光體的縱向長大珠光體的縱向長大由于形成了/，/Fe3C相界面，在相界面前沿相中產(chǎn)生濃度差C- C-k ，從而引起碳原子由前沿向Fe3C前沿擴散，同時，由于C-C, C C-k，也會有碳原子離開鐵素體與奧氏體界面向奧氏體內(nèi)擴散，也會有碳原子由奧氏體內(nèi)向滲碳體和奧氏體界面擴散。擴散的結(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。珠光體的橫向生長珠光體的橫向生長nFe3C的橫向生長使周圍奧氏體產(chǎn)生貧碳區(qū)，當(dāng)碳濃度下降到C-k時，在Fe3C兩側(cè)通過點陣重構(gòu)，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長也將產(chǎn)生富碳區(qū)，這又促使?jié)B碳體片的形核生長。如此協(xié)調(diào)地交替

9、形核生長，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。n鐵素體片由于其兩側(cè)滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長亦然，故珠光體的橫向生長很快就停止。n 在珠光體生長的后期，會出現(xiàn)分岔長大現(xiàn)象。2-4 珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)特點珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)特點n 轉(zhuǎn)變開始之前有一個孕育期；n 溫度一定時，轉(zhuǎn)變速度隨時間延長有一極大值；n 隨溫度降低，轉(zhuǎn)變孕育期有一極小值，此溫度下，轉(zhuǎn)變最快；n 合金元素影響顯著。n 轉(zhuǎn)變溫度較高時，擴散容易，形核功起主導(dǎo)作用；溫度降低，形核功下降，故形核率增加。轉(zhuǎn)變溫度降至一定溫度時，擴散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴散困難，形核率下降。n 形

10、核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550附近有一極大值。 形核率形核率圖2-15 形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系550長大速度長大速度圖2-16 長大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系550)exp(112200RTQTDTGTSTGDSGGn 長大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550附近也有一極大值。影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素 除溫度和時間外，以下各因素也對珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響。 含碳量含碳量亞共析鋼： 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。鋼的化學(xué)成分鋼的化學(xué)成分 過共析鋼：n 若加熱溫度高于Accm： C% ，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧

11、氏體中的擴散系數(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。n 若加熱溫度在Ac1Accm：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。n 在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。曲線最靠右。合金元素合金元素 除Co以外，只要 合金元素溶入奧氏 體中 ，均使奧氏體 的穩(wěn)定性增大，從 而減慢奧氏體分解 為珠光體，C曲線 右移。影響的原因 有：n改變共析點的位置；圖2-17 合金元素對共析點位置的影響n 改變珠光體片層間距，而片層間距則與珠光體轉(zhuǎn)變溫度直接有關(guān)，如圖3-18所示；圖2-18 合金元素對珠光

12、體片層間距的影響1-12%Co; 2-0.26%M; 3-0.46%Mn; 4-0.630.80%Mn;5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mnn 改變奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的自由能；n 降低珠光體的形核率（除鈷外）；n 降低珠光體的長大速度； n 降低碳在奧氏體中的擴散系數(shù)（除鈷和小于3%的鎳以外）；n 合金元素本身擴散很慢；n 硼易富集于晶界，降低了界面能，形核變得困難；n 降低同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變速度，從而降低珠光體轉(zhuǎn)變速度。奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體奧氏體的均勻化程度和殘余滲碳體n 奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴散

13、，從而加速先共析相及珠光體的形成。n 未溶殘余滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度n 奧氏體晶粒的細化，可增加珠光體的形核位置，從而促進珠光體的形成。奧氏體化加熱溫度和保溫時間奧氏體化加熱溫度和保溫時間n 奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。應(yīng)力和塑性變形應(yīng)力和塑性變形n 拉應(yīng)力和塑性變形造成點陣畸變和位錯密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度

14、越大，這種加速作用越顯著。n 在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增大，阻礙了 Fe、C 原子的擴散，同時點陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。2-5 先共析轉(zhuǎn)變先共析轉(zhuǎn)變 非共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變前，先析出鐵素體或滲碳體的轉(zhuǎn)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。 偽共析轉(zhuǎn)變偽共析轉(zhuǎn)變 如果將奧氏體快冷到SE線 和SG線以下的陰影區(qū)時，則 會同時對鐵素體和滲碳體所過 飽和而直接進行珠光體轉(zhuǎn)變。 非共析成分的奧氏體不經(jīng)過先 共析轉(zhuǎn)變而直接進行的珠光體 轉(zhuǎn)變，稱為偽共析轉(zhuǎn)變。圖2-19 偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)域 先共析轉(zhuǎn)變條件先共析轉(zhuǎn)變條件 奧氏體只有在Ar1以下、SE線以左或Ar1以下、SG線以右范圍內(nèi)時，才能有先共

15、析相析出。 不同形態(tài)析出相的溫度-成分示意圖見圖2-20。圖2-20 不同形態(tài)析出相的溫度-成分區(qū) 先共析相的形態(tài)先共析相的形態(tài) 先共析鐵素體形態(tài)先共析鐵素體形態(tài) 在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。n 形成溫度較高時，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長成球冠狀。 若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長成網(wǎng)狀。 若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長入奧氏體呈塊狀分布。n 形成溫度較低時，鐵原子不易作長距離擴散，使非共格晶界不易遷移，這時主要依靠共格界面遷移。 鐵素體晶核將通過共格界面向與其有位向關(guān)

16、系的奧氏體晶粒內(nèi)長大，為減小應(yīng)變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長。 這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏鐵素體。圖2-21 亞共析鋼中的魏氏鐵素體 先共析滲碳體形態(tài)先共析滲碳體形態(tài)n 網(wǎng)狀滲碳體； n 片狀滲碳體-魏氏滲碳體。圖2-22 過共析鋼中的魏氏滲碳體圖2-23 鋁元素對先共析滲碳體的影響(a)魏氏鐵素體形成條件魏氏鐵素體形成條件n 等溫或連續(xù)冷卻均可形成；n 等溫條件下，魏氏組織的形成上限溫度Ws點隨碳含量和晶粒度不同而改變，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws點愈低；n 連續(xù)冷卻的冷速過快過慢均有礙形成；n 粗晶奧氏體中易形成；n 碳含量超過0.6%時，難于形成；n 鉻、硅、鉬阻礙

17、形成；錳促進形成。魏氏鐵素體對性能的影響魏氏鐵素體對性能的影響n 魏氏鐵素體引起鋼的強度、韌性和塑性降低，韌脆轉(zhuǎn)化溫度升高。n 消除辦法采用退火或正火。2-6 合金鋼中其他類型的奧氏體合金鋼中其他類型的奧氏體高溫分解轉(zhuǎn)變高溫分解轉(zhuǎn)變特殊碳化物與鐵素體組成的珠光體特殊碳化物與鐵素體組成的珠光體n 鋼中的碳化物形成元素起先固溶于滲碳體中形成合金滲碳體，當(dāng)其含量增加到一定值時，從奧氏體中便可直接析出碳化物。以Cr為例，含0.2%C,5%Cr的鋼在700750轉(zhuǎn)變時，珠光體中的碳化物是Cr7C3;鉻含量11%12%時，珠光體中的碳化物是Cr23C6。n 特殊碳化物珠光體和普通珠光體轉(zhuǎn)變機理及組織形態(tài)均

18、相同，性能也相近。n 為形成特殊碳化物珠光體而加入大量合金元素毫無實際意義。纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物纖維狀碳化物與鐵素體的聚合物 聚合物形態(tài)聚合物形態(tài)n 珠光體球團；n 直接從奧氏體長出具有大體平行的邊界；n 樅樹葉狀，纖維以一個中軸對稱排列。 圖2-23 0.2C-4Mo鋼在650 轉(zhuǎn)變后的組織 纖維直徑約為2050nm，其間距至少比普通珠光體組織小一個數(shù)量級，在碳含量為0.2%時，鋼就具有全共析組織。 纖維狀組織具有很好的機械性能，例如，0.2C-4Mo鋼在600650 轉(zhuǎn)變后，屈服強度770MPa。 等溫處理或控冷處理。 纖維狀碳化物可以是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等

19、。相間沉淀組織相間沉淀組織 合金鋼等溫轉(zhuǎn)變鐵素體中有極細小的合金碳化物以層狀彌散析出，稱相間沉淀或相間析出。n 碳化物直徑小于10nm，層間距離約在550nm間變化；n 特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；圖2-24 0.02C-0.032Nb鋼在600等溫40min后NbC相間沉淀的分布n 與淬火加回火相比，相間沉淀提供了一種直接由奧氏體轉(zhuǎn) 變?yōu)閺娀F素體的經(jīng)濟方法，高強度低合金鋼的發(fā)展和應(yīng)用與相間沉淀的研究密切相關(guān)。 釩鋼、鈦鋼、鈮鋼、鎢鋼在650850 溫度范圍內(nèi)，基本上只生成相間沉淀組織； 鉬鋼在600850 溫度范圍內(nèi)，可同時觀察到纖維狀

20、碳化物和相間沉淀碳化物； 鉻鋼在600800 溫度范圍內(nèi)，可出現(xiàn)以上三種碳化物組織。高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機械性能高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機械性能 含強碳化物形成元素的低合金鋼在高溫區(qū)直接轉(zhuǎn)變后，其強化機理有三個，即晶界強化、固溶強化和彌散強化。 晶界強化是通過控制熱軋和彌散分布的碳化物釘扎晶界，以防止再結(jié)晶和晶粒長大，是晶粒顯著細化而實現(xiàn)的。 固溶強化的作用不大，因為碳和合金元素都用于形成碳化物了。 彌散強化是相間沉淀組織對強度的貢獻。當(dāng)微粒足夠細小、數(shù)量足夠多時，彌散強化可使屈服強度提高500600MPa，遠遠高于其他機理對鐵素體強化的貢獻。n 大部分金屬材料屬于塑性材料，其塑性變形是靠位錯的運

21、動而發(fā)生的，因此，任何阻止位錯運動的因素都可以成為提高金屬材料強度的途徑 當(dāng)合金由單相固溶體構(gòu)成時，隨溶質(zhì)原子含量的增加，其塑性變形抗力大大提高，表現(xiàn)為強度和硬度上升，塑性和韌性值下降。圖2-25 CuNi固溶體的機械性能與成分的關(guān)系圖2-26 AlMg固溶體的應(yīng)力應(yīng)變曲線b 晶體結(jié)構(gòu)中的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用。其中最主要的是：溶質(zhì)原子與位錯的彈性交互作用阻礙了位錯的運動。溶質(zhì)原子與位錯彈性交互作用的結(jié)果，使溶質(zhì)原子趨于聚集在位錯的周圍，以減小點陣畸變，降低體系的能量（它對位錯有“釘扎”作用）。圖2-27 不同溶質(zhì)原子在位錯周圍的分布狀態(tài)合金的晶粒越細小，內(nèi)部的晶粒和晶界的數(shù)目就越多。晶界強化利用晶界