材料工程基礎(chǔ)講稿

材料工程基礎(chǔ)講稿第1頁(yè)/共44頁(yè)2．珠光體的晶體學(xué)

第2頁(yè)/共44頁(yè)1．片狀珠光體形成機(jī)制1）領(lǐng)先相

P的轉(zhuǎn)變是通過(guò)形核－長(zhǎng)大完成的。由于P是由兩個(gè)相組成的，因此存在領(lǐng)先相的問題。

不論那一相領(lǐng)先，當(dāng)有未溶的滲碳體存在時(shí)，將促進(jìn)P形成，而先共析F的存在對(duì)P的形成速度沒有明顯影響。

2）片狀珠光體形成機(jī)制共析成分的A發(fā)生P轉(zhuǎn)變時(shí)，可用下式表示：

γ→α＋

Fe3C0.77C<0.0218C6.67C需C的擴(kuò)散

fccbcc正交點(diǎn)陣

點(diǎn)陣重構(gòu)

P轉(zhuǎn)變時(shí)的形核一般是在A晶界上，原因是晶界處可以提供形核所需的能量、結(jié)構(gòu)、成分起伏，同時(shí)晶界上的缺陷使原子易于擴(kuò)散。§3－2珠光體形成機(jī)制第3頁(yè)/共44頁(yè)

設(shè)共析鋼A向P轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相為滲碳體。在A晶界上形成一薄片狀滲碳體晶核,因?yàn)楸∑瑺罹Ш说膽?yīng)變能小，且表面積大易于接受的碳原子。薄片狀滲碳體晶核形成后,向前和兩側(cè)長(zhǎng)大。滲碳體長(zhǎng)大時(shí)，將從周圍A中吸收碳原子而使周圍出現(xiàn)貧碳區(qū)。貧碳區(qū)的形成為F的形核提供了成分條件，而F核又最易在滲碳體兩側(cè)的A晶界形成。在滲碳體兩側(cè)形成F核后，已形成的滲碳體片不能再向兩側(cè)長(zhǎng)大，而只能向縱深發(fā)展。新形成的F除了隨滲碳體片向縱深發(fā)展外，也將向側(cè)面長(zhǎng)大。第4頁(yè)/共44頁(yè)珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律

P形成過(guò)程中，一直處于三相共存的情況。設(shè)轉(zhuǎn)變溫度為T，則界面兩側(cè)各相的碳含量可由鐵碳相圖得出。①與F接壤的A的碳含量為

而與滲碳體接壤的A的碳含量為

在A中形成了碳的濃度梯度，引起了碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散→破壞了相界面上的平衡濃度，使得與F接壤的A中的碳含量↓，與滲碳體接壤的A中的碳含量↑。為了恢復(fù)平衡，與F接壤的A將析出碳含量低的F而使A的碳含量增加，與滲碳體接壤的A將析出碳含量高的滲碳體而使A的碳含量下降。其結(jié)果就是滲碳體與F均隨著碳原子的擴(kuò)散，同時(shí)往A晶?？v深長(zhǎng)大而形成片狀P。

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②在遠(yuǎn)離P的A（碳濃度為Cγ）中的碳向與滲碳體接壤的A（碳濃度為

）的擴(kuò)散，③與F接壤的A（碳濃度為）中的碳向遠(yuǎn)離P的A（Cγ）中擴(kuò)散。④此外，在已形成的P中，與A接壤的F的碳濃度為而與滲碳體接壤的F的碳濃度為，且>，故在F內(nèi)部也有碳的擴(kuò)散。

這些都將促進(jìn)P中的F和滲碳體向A晶粒內(nèi)長(zhǎng)大?？梢钥闯觯瑺頟團(tuán)的形成是滲碳體和F橫向沿A晶界或沿已形成的P的團(tuán)界交替形核和縱向長(zhǎng)大的結(jié)果。過(guò)冷A轉(zhuǎn)變?yōu)镻時(shí)，晶體點(diǎn)陣的改組是通過(guò)鐵原子的自擴(kuò)散完成的。

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實(shí)驗(yàn)還證實(shí)珠光體形成還可以分枝機(jī)制進(jìn)行。即珠光體的片層形態(tài)是由滲碳體分枝形式長(zhǎng)大所形成（也可看成是鐵素體分枝長(zhǎng)大）。即在滲碳體晶核形成以后，在向前長(zhǎng)大的過(guò)程中，不斷分枝，而鐵素體則協(xié)調(diào)地在滲碳體枝間形成。

第7頁(yè)/共44頁(yè)3）球狀珠光體形成機(jī)制共析成分的過(guò)冷A在A1以下——片狀P。但在A化溫度較低，保溫時(shí)間較短，加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行時(shí)，A中有許多未溶的殘留碳化物或許多微小的高碳富集區(qū)；同時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镻的等溫溫度高，等溫時(shí)間足夠長(zhǎng)，或者冷卻速度極慢時(shí)，就有可能獲得球狀P。滲碳體的球化是一個(gè)自發(fā)過(guò)程，在加熱過(guò)程中片狀滲碳體有可能自發(fā)的發(fā)生破裂和球化。由膠態(tài)平衡理論：式中CR－小粒子在固溶體中的溶解度，C∞－大粒子在固溶體中的溶解度，B－常數(shù)，γ－表面能，R－小粒子的半徑。

第二相質(zhì)點(diǎn)的溶解度與質(zhì)點(diǎn)的曲率半徑有關(guān)，曲率半徑愈小，其溶解度愈高，片狀滲碳體的尖角處的溶解度高于平面處的溶解度。第8頁(yè)/共44頁(yè)

這就使得周圍的F與滲碳體尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳濃度，在F內(nèi)形成碳的濃度梯度，引起了碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面上碳濃度的平衡，滲碳體尖角處將進(jìn)一步溶解，滲碳體平面將向外長(zhǎng)大，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。

(p65)片狀滲碳體的斷裂還與滲碳體片內(nèi)的晶體缺陷有關(guān)。滲碳體片內(nèi)存在亞晶界，亞晶界是高能區(qū)，A1附近不穩(wěn)定，也可以通過(guò)尖角溶解，平面堆積的形式破斷，并逐漸球化。在A1以下片狀滲碳體的球化就是通過(guò)滲碳體片的破裂，斷開而逐漸球化的。片狀P被加熱的A1以上時(shí)，在A形成過(guò)程中，尚未轉(zhuǎn)變的片狀滲碳體也會(huì)按上述機(jī)構(gòu)溶斷球化。此外，球狀P也可以通過(guò)淬火加高溫回火獲得。第9頁(yè)/共44頁(yè)§3－3亞（過(guò)）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變由Fe-Fe3C狀態(tài)圖可知，GSG’和ESE’線將Fe-Fe3C狀態(tài)圖劃分為四個(gè)區(qū)域，GSE區(qū)為單相的A區(qū)，G’SE’為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)，GSE’為先共析F析出區(qū)，ESG’為先共析Fe3C析出區(qū)。

1．偽共析轉(zhuǎn)變將共析點(diǎn)附近的鐵碳合金自A區(qū)以較快的速度冷卻，在先共析產(chǎn)物來(lái)不及析出的情況下，A被過(guò)冷到G’SE’線以下，將從A直接析出F和Fe3C的混合物。分解機(jī)制和分解產(chǎn)物與P轉(zhuǎn)變完全相同，但其中的Fe3C和F的量則與P不同，隨A中C%而變，C%↑→Fe3C量愈多——偽共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物——偽共析組織。一般仍稱為P。第10頁(yè)/共44頁(yè)2．亞共析鋼中先共析F的析出亞共析鋼A被過(guò)冷到GSE’時(shí)——有先共析F析出。先共析F的析出也是一個(gè)形核長(zhǎng)大過(guò)程，F(xiàn)的晶核大都是在A晶界形成。析出的F的形態(tài)、數(shù)量決定于A的碳含量、晶粒大小和析出溫度（或冷卻速度）。碳含量愈高，析出溫度愈低，析出的F愈少。先共析F形態(tài)有——網(wǎng)狀、塊狀（或稱等軸狀）和片狀F。這三種F的形成機(jī)制可能是通過(guò)兩種不同的機(jī)制形成的。

1）網(wǎng)狀鐵素體

網(wǎng)狀F一般是在A中碳含量較高，轉(zhuǎn)變溫度較高或冷速較低時(shí)形成。先共析F的晶核在A晶界上形成，與一側(cè)的A晶粒存在K－S位向關(guān)系，兩者之間為共格界面，但與另側(cè)的A晶粒則無(wú)位向關(guān)系，兩者為非共格界面。此外，在同一個(gè)A晶界上形成的另一個(gè)F晶核，可能與該A晶粒無(wú)位向關(guān)系，而與另一個(gè)A晶粒存在K－S位向關(guān)系。

F晶核形成后，與F晶核接壤的A的碳含量將增加，在A內(nèi)形成濃度梯度，從而引起碳的擴(kuò)散。為了保持界面濃度平衡，即恢復(fù)界面A的碳的高濃度,必須從A中形成低碳的鐵素體，從而使F晶核不斷長(zhǎng)大。第11頁(yè)/共44頁(yè)

在轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，非共格界面遷移比較容易，故F將向無(wú)位向關(guān)系一側(cè)的A長(zhǎng)大。由于A中碳量較高，則當(dāng)A晶界上的F晶核長(zhǎng)大并相互連成網(wǎng)時(shí)，剩余A的碳含量接近共析成分，進(jìn)入E’SG’區(qū)域，發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。2）塊狀（等軸狀）鐵素體當(dāng)A中碳含量較低時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度較高，先共析F析出時(shí)，單位體積需要排除的碳較少，使受碳原子在A中擴(kuò)散所控制的非共格界面的遷移更加容易；同時(shí)由于原A中的碳含量較低，先共析F的量也較多，故先共析F可以長(zhǎng)入A晶粒內(nèi)部，形成塊狀F。同樣，未轉(zhuǎn)變的富碳A進(jìn)入E’SG’區(qū)后也將發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。第12頁(yè)/共44頁(yè)3）片狀鐵素體當(dāng)A中的碳量在0.2~0.4%范圍，A晶粒粗大，轉(zhuǎn)變溫度較低或相當(dāng)于空冷的冷速時(shí)，碳原子作長(zhǎng)距離擴(kuò)散變得困難，使非共格界面不易遷移，而共格界面遷移則成為主要的。因此F晶核將通過(guò)共格向與其有位向關(guān)系的A晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，為減少?gòu)椥詰?yīng)變能，F(xiàn)將呈條片狀沿A某一晶面向晶粒內(nèi)伸長(zhǎng)。F的慣習(xí)面為{111}γ面。由于同一A晶粒內(nèi)的{111}晶面或是相互平行，或是相交一定的角度，所以片狀F體常常呈現(xiàn)彼此平行或互成一定角度。有時(shí)可能是由于形成開始溫度較高，最先析出的F沿A晶界成網(wǎng)狀，隨后溫度降低，再由網(wǎng)狀F的一側(cè)以片狀向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大。這種形態(tài)的F稱為魏氏組織鐵素體WF，有“V”或“帳篷型”浮凸。這種WF的形成機(jī)制的認(rèn)識(shí)目前還不統(tǒng)一：類似于M相變的切變機(jī)制形成和通過(guò)臺(tái)階滑移形成。

WF是典型的過(guò)熱組織，其形態(tài)呈片狀，隔離基體，形成脆弱面，使鋼的強(qiáng)度、韌性降低，同時(shí)提高韌脆轉(zhuǎn)折溫度，是一種缺陷組織。第13頁(yè)/共44頁(yè)

0.2%C-0.6Mn%船用鋼板，WF嚴(yán)重時(shí)，韌脆轉(zhuǎn)折溫度由－50℃上升為－35℃。45鋼嚴(yán)重WF和細(xì)化和組織的性能如下表所示：

先共析F的形態(tài)主要取決于A的C%量。當(dāng)C%量大于0.4%主要形成網(wǎng)狀F，C%量小于0.2%主要形成塊狀F，碳含量在0.2~0.4%，A晶粒粗大，冷速相當(dāng)于空冷，往往容易形成WF。細(xì)化A晶粒，過(guò)快或過(guò)慢的冷速都將抑制其產(chǎn)生。45鋼σb(Mpa)σs(MPa)δ%ψ%akJ/cm2嚴(yán)重WF5243379.517.512.7細(xì)化后66944226.151.551.9第14頁(yè)/共44頁(yè)魏氏組織形成與那些因素有關(guān)系?通過(guò)那些方法可以消除魏氏組織？為什么低碳鋼滲碳后空冷時(shí)極易出現(xiàn)魏氏組織？魏氏組織第15頁(yè)/共44頁(yè)

鋼中魏氏組織的形成，主要決定于其化學(xué)成分(含碳量)、奧氏體的晶粒度和冷卻速度(轉(zhuǎn)變溫度)。消除魏氏組織的常用方法是細(xì)化奧氏體晶粒的正火、退火以及鍛造等。低碳鋼滲碳過(guò)程中，由于慘碳溫度高，保溫時(shí)間長(zhǎng)，表層含碳且增加，故在滲碳后空冷時(shí)極易出現(xiàn)魏氏組織，以致大大地降低其機(jī)械性能。第16頁(yè)/共44頁(yè)第17頁(yè)/共44頁(yè)/jpkc2007/gccl/class/chap3/sec2.asp第18頁(yè)/共44頁(yè)/jpkc2007/gccl/class/chap3/sec2.asp第19頁(yè)/共44頁(yè)第20頁(yè)/共44頁(yè)第21頁(yè)/共44頁(yè)第22頁(yè)/共44頁(yè)第23頁(yè)/共44頁(yè)第24頁(yè)/共44頁(yè)第25頁(yè)/共44頁(yè)第26頁(yè)/共44頁(yè)鋼中魏氏組織的形成，主要決定于其化學(xué)成分(含碳量)、奧氏體的晶粒度和冷卻速度(轉(zhuǎn)變溫度)。隨著上述三個(gè)參數(shù)的變化，先共析鐵素體大體上以下列三種金相狀態(tài)存在，即塊狀鐵素體、魏氏組織鐵素體及晶界網(wǎng)狀鐵素體。它們各自的形成溫度范圍與成分范圍如圖下圖所示?？梢钥闯觯煌己康匿?，奧氏體品粒大小不同時(shí)，形成魏氏組織的溫度也不一致。碳含量越高，奧氏體晶粒越小，就必須有較大的冷卻速度(即較大的過(guò)冷度或較低的轉(zhuǎn)變溫度)才能形成魏氏組織。ASMHandbookVolume04HeatTreating,1991第27頁(yè)/共44頁(yè)冷卻速度和晶粒度對(duì)鐵碳合金合金組織的影響

在連續(xù)冷卻時(shí)，冷卻速度和晶粒大小對(duì)亞共析鋼形成魏氏組織的影響如圖所示?？梢钥闯?，在正常奧氏體晶粒度的情況下，只有當(dāng)合碳量在0.15-0.35%范圍以及較高的冷卻速度時(shí)，才能出現(xiàn)魏氏組織。冷卻速度增加，形成魏氏組織的合碳量范圍向低碳含量的一側(cè)移動(dòng)，當(dāng)奧氏體的晶粒粗大時(shí)[圖5—5l(a)]，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范圍向高碳含量的一側(cè)擴(kuò)展。由此可知，各種鋼的成分和原始條件不同時(shí)，形成魏氏組織的冷卻速度也是不一致的。第28頁(yè)/共44頁(yè)如前所述，與亞共析鋼相似，即使在過(guò)共析鋼中，當(dāng)碳合量和冷卻條件與奧氏體晶粒較合適時(shí)，也可能產(chǎn)生滲碳體的魏氏組織。此時(shí)，滲碳體往往以針狀或扁片狀、條狀出現(xiàn)在奧氏體晶粒內(nèi)部。其組織形態(tài)如前面圖所示。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，但卻能顯著降低其塑性，特別是沖擊韌性將大為降低，有的甚至能降低50一75％，因此，希望能通過(guò)退火或正火予以消除。后來(lái)，一些研究說(shuō)明，對(duì)上述這一結(jié)論應(yīng)重新加以考慮。研究指出