第四章珠光體轉(zhuǎn)變選編課件

第四章珠光體相變§4.1珠光體的組織形態(tài)與性能特點(diǎn)Mf

共析碳鋼C曲線高溫中溫低溫一、過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物第四章珠光體相變§4.1珠光體的組織形態(tài)與性能特點(diǎn)Mf珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個(gè)珠光體團(tuán)。（1）高溫轉(zhuǎn)變層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團(tuán)

A1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。共析分解成珠光體----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一注意：珠光體與珠光體類型產(chǎn)物的區(qū)別

亞共析鋼：P+F先共析

共析鋼：P

過共析鋼：P+Fe3CⅡ粒狀珠光體片狀珠光體珠光體類型產(chǎn)物注意：珠光體與珠光體類型產(chǎn)物的區(qū)別亞共析鋼：P+（2）中溫轉(zhuǎn)變

550℃~230℃，C原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不能擴(kuò)散。形成貝氏體----過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。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。下貝氏體：230℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。（2）中溫轉(zhuǎn)變550℃~230℃，C原子可擴(kuò)散，(a)上貝氏體X600(b)下貝氏體X400(a)上貝氏體X600(b)非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。

馬氏體：碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點(diǎn)Ms，終了點(diǎn)Mf。（3）低溫轉(zhuǎn)變非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧(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(X400)(a)低碳鋼中的板條馬氏體(X80二、珠光體的組織形態(tài)（1）片狀珠光體（2）粒狀珠光體鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~200二、珠光體的組織形態(tài)（2）粒狀珠光體(a)(b)(a)片狀珠光體(b)粒狀珠光體(a)(b)(a)片狀珠光體(b)粒狀珠光體片狀珠光體形態(tài)和組織結(jié)構(gòu)特點(diǎn)——鐵素體與滲碳體的機(jī)械混合物，共析組織成分：0.77%C；相構(gòu)成：88%F+12％Fe3C;片狀珠光體形態(tài)和組織結(jié)構(gòu)特點(diǎn)——鐵素體與滲碳體的機(jī)械混合片間距取決于過冷度：——過冷度△T↑，S0↓片間距取決于過冷度：第四章珠光體轉(zhuǎn)變選編課件三、珠光體的片層間距S0

珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，與過冷度成反比。珠光體片層間距S0

三、珠光體的片層間距S0珠光體的片層間距與轉(zhuǎn)變溫度珠光體片層間距及影響因素在片層間距為S0的珠光體單位體積內(nèi)，

F/Fe3C相界面積為2/S0，設(shè)P的體積為V：△F=△FV+△FS+△Fe（可忽略）△F=△FV+V·γ·2/S0≦0Sm=2Vγ/△FV，由于△T↑，△FV↑，

——Sm∝1/△T。

主要因素—過冷度（△T↑，S0↓）原因：若S↑，C的擴(kuò)散難；

S↓，△FS↑——協(xié)調(diào)結(jié)果存在S0

經(jīng)驗(yàn)公式：珠光體片層間距及影響因素在片層間距為S0的珠光體單位體積內(nèi)，

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)ΔGV不變，這會(huì)使相變驅(qū)動(dòng)力降低，也會(huì)使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對(duì)應(yīng)一定的S0

。

原因：③ΔT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，ΔGV會(huì)變大，可以增加較多的界面能，所以S0會(huì)變小。

原奧氏體晶粒大小對(duì)S0

無明顯影響。但原奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體團(tuán)直徑也越細(xì)小。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，四、珠光體的力學(xué)性能

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(duì)位錯(cuò)滑移起阻礙作用，位錯(cuò)最大滑移距離等于片層間距S0。片層間距S0愈小，強(qiáng)度、硬度愈高，符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kS0-1

粒狀珠光體的屈服強(qiáng)度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df），也符合Hall-Petch關(guān)系：σs=σ0+kdf-1/2

四、珠光體的力學(xué)性能片狀珠光體的塑性變形基本上發(fā)400600800800600400200HB片層間距，A鐵素體——90滲碳體——660珠光體——200索氏體——300屈氏體——450共析鋼珠光體片間距與硬度的關(guān)系400600800800600400200S0/μm550600650700

轉(zhuǎn)變溫度，℃00.20.4HRC20304050σb6080100120Ψ/%Kg/mm203050S0σbΨHRCS0/μm550600650（2）粒狀珠光體——主要取決于Fe3C顆粒大小

d↓→F/Fe3C相界面↑,

HB、σb↑,ψ、δ↑；

經(jīng)驗(yàn)公式：①HB=141+0.11S(S意義同上)②σS（σb）=A+Bd-1/2

Hall-Petch公式（2）粒狀珠光體——主要取決于Fe3C顆粒大小（3）片狀、粒狀珠光體性能比較

P粒的相界面﹤P片的相界面→

P粒的HB、σb﹤P片；P粒的ψ、δ﹥P片真實(shí)應(yīng)變?chǔ)拧?002：粒狀珠光體1：片狀珠光體真實(shí)應(yīng)力σ20406080200400600800(MN·m-2)片狀珠光體的強(qiáng)硬度高于粒狀珠光體；粒狀珠光體強(qiáng)硬度較低，塑韌性較高，┕較好的切削加工性、冷變形性、淬火工藝性能（3）片狀、粒狀珠光體性能比較真實(shí)應(yīng)變?chǔ)拧?002：粒狀珠光體類型組織的應(yīng)用工程構(gòu)件鋼使用態(tài)組織：F+P高強(qiáng)度的高碳繩用鋼絲、琴鋼絲、某些彈簧鋼絲采用鉛浴淬火→索氏體→深拉拔→高強(qiáng)度鋼絲派敦處理——獲得細(xì)化與強(qiáng)化的形變珠光體

——見P75：強(qiáng)化機(jī)理：晶粒以及亞晶細(xì)化；位錯(cuò)密度增高粒狀珠光體——高碳鋼切削加工前、淬火前的球化退火組織；中碳、低碳鋼冷擠壓成形前的組織珠光體類型組織的應(yīng)用工程構(gòu)件鋼使用態(tài)組織：F+P思路：①如何形核長(zhǎng)大；②為兩相形核長(zhǎng)大過程，有領(lǐng)先相問題；③片、粒狀珠光體的形成條件之不同。§4.2珠光體轉(zhuǎn)變的機(jī)理思路：§4.2珠光體轉(zhuǎn)變的機(jī)理

一片狀珠光體的形成過程③A晶粒內(nèi)部②相界面處①A晶界尤三叉晶界部位：A1形核2領(lǐng)先相問題

F及Fe3C均可成為領(lǐng)先相，以Fe3C為多，并與成分有一定關(guān)系：過、共析鋼----Fe3C；亞共析鋼----F、Fe3C均可——領(lǐng)先相的析出取決于晶體的結(jié)構(gòu)和成分一片狀珠光體的形成過程③A晶粒內(nèi)部②相界面{110}F//{111}A

；<111>F//<110>AK-S關(guān)系3取向關(guān)系

無論優(yōu)先析出的是滲碳體或鐵素體都與奧氏體母相存在有一定的取向關(guān)系：{110}F//{111}A；<111>F//<1珠光體晶團(tuán)長(zhǎng)大時(shí)非共格界面向奧氏體推進(jìn)，隨著滲碳體的生長(zhǎng)是的滲碳體周圍奧氏體中的含碳量降低，從而從成分上有利于鐵素體的析出，鐵素體在滲碳體旁邊形成。同樣鐵素體的生長(zhǎng)，有利于滲碳體的形成。--相互配合，橫向擴(kuò)散。珠光體晶團(tuán)長(zhǎng)大時(shí)非共格界面向奧氏體推進(jìn)，隨著滲碳體的生長(zhǎng)是的3片狀珠光體晶粒的長(zhǎng)大長(zhǎng)大方式（機(jī)制）主要有二：（1）協(xié)作長(zhǎng)大機(jī)制

F相與Fe3C相縱向（向前）協(xié)作長(zhǎng)大ST1C0C1C2AFe3CFA(C0)C1C2F相與Fe3C相橫向（側(cè)向）協(xié)作長(zhǎng)大3片狀珠光體晶粒的長(zhǎng)大長(zhǎng)大方式（機(jī)制）主要有二：ST1C（2）分枝長(zhǎng)大機(jī)制A晶界形成一片狀Fe3C晶核后，以其為主干分枝向前及側(cè)向長(zhǎng)大，同時(shí)F相在Fe3C枝間形成→層片相間組織；A晶界珠光體分枝形成示意圖A晶界Fe3C（2）分枝長(zhǎng)大機(jī)制A晶界形成一片狀

一個(gè)珠光體晶團(tuán)中只含一個(gè)Fe3C單晶及一個(gè)F單晶。原奧氏體晶界及奧氏體與珠光體相界上形成的多個(gè)Fe3C或F晶核不斷分枝長(zhǎng)成位向不同的多個(gè)珠光體晶團(tuán)?！獙?shí)際中協(xié)作與分枝兩種方式并行，珠光體長(zhǎng)大初期多以協(xié)作長(zhǎng)大方式，隨后為分枝長(zhǎng)大方式一個(gè)珠光體晶團(tuán)中只含一個(gè)Fe3C

二粒狀珠光體的形成1形核部位及領(lǐng)先相問題：未溶

Fe3C質(zhì)點(diǎn)(非均勻形核)2長(zhǎng)大方式：①以未溶Fe3C質(zhì)點(diǎn)為新晶核，球形方式長(zhǎng)大奧氏體成分極不均勻，未溶Fe3C質(zhì)點(diǎn)或高碳區(qū)和低碳區(qū)，A晶內(nèi)析出大量彌散的滲碳體晶核→F基體上分布著球狀Fe3C的粒狀珠光體組織。

——直接形成方式二粒狀珠光體的形成1形核部位及領(lǐng)先相問題：②片狀Fe3C或非球狀Fe3C的球化機(jī)理：

1、P片或(P片+Fe3C網(wǎng)),加熱到A1+20~30℃溫度，→A+未溶Fe3C(凹凸不平、厚薄不均)。

2、第二相顆粒的溶解與R曲率有關(guān)，靠近Fe3C尖角處(R曲率↓)A的C%↑，靠近滲碳體平面處(R曲率↑)A的C%↓。C%差異引起碳由尖角處向平面處的擴(kuò)散，破壞了界面的平衡，由此引起尖角處Fe3C的溶解（↑R）與平面處Fe3C的析出→球化，緩冷后→粒狀珠光體——球化方式(間接方式)②片狀Fe3C或非球狀Fe3C的球化——球化方式

實(shí)際中粒狀珠光體的形成多同時(shí)具有以上兩種機(jī)制。即：

Ⅰ.

富碳區(qū)直接析出球狀Fe3C

→粒狀珠光體；

Ⅱ.

貧碳區(qū)先生成細(xì)片狀珠光體

→保溫或緩冷中球化→粒狀P另：共析轉(zhuǎn)變中形成的片狀P也可依此機(jī)理轉(zhuǎn)化為粒狀珠光體。實(shí)際中粒狀珠光體的形成多同時(shí)具有以上兩種機(jī)制。另：共析轉(zhuǎn)變

要點(diǎn)：

滲碳體的形態(tài)主要決定于奧氏體化的溫度或奧氏體均勻化的程度：

奧氏體均勻→片狀；不均勻→粒狀

滲碳體顆粒或片的大小主要取決于過冷奧氏體轉(zhuǎn)變溫度：轉(zhuǎn)變溫度低，滲碳體顆粒細(xì)小。要點(diǎn)：§4.3珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)§4.3.1形核率

形成溫度較高時(shí)，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時(shí)，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降?！?.3珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)形成溫度較高時(shí)，擴(kuò)散

形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值?！?.3.2長(zhǎng)大速度長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃

長(zhǎng)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。§4.3.2長(zhǎng)大速度長(zhǎng)大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃§4.3.3珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)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：§4.3.3珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線珠光體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線(a)(b)

亞共析鋼(a)和過共析鋼(b)的C曲線(a)(b)亞共析鋼(a)和過共析鋼(b)的C曲線①含碳量亞共析鋼：C%↑，鐵素體形核率↓；另外，相變驅(qū)動(dòng)力ΔGγ-α↓，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，C曲線右移。§4.3.4影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素（1）鋼的化學(xué)成分①含碳量§4.3.4影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素（1

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Fe3CⅡ，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。過共析鋼：若加熱溫度高于Accm：C%↑，滲碳體形核率升高；另

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。

在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。合金元素在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。

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(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶滲碳體的存在，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。（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物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（4）奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間奧氏體化溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，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。（3）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。（4）奧氏體化加熱溫度和保溫時(shí)間（3）奧氏體晶粒度

拉應(yīng)力和塑性變形造成點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。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(kuò)散，同時(shí)點(diǎn)陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。（5）應(yīng)力和塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形造成點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度增高，顯著提高了珠光§4-4先共析鐵素體與先共析滲碳體的形成亞共析鋼、過共析鋼的形成要考慮先析出相。

1先共析相的形態(tài)及對(duì)性能的影響形核：A晶界上或晶內(nèi)；長(zhǎng)大：沿A晶界或晶內(nèi)。具體與化學(xué)成分、過冷度、晶粒度有關(guān)?！煌螒B(tài)。(1)先共析相形態(tài)先共析鐵素體：塊狀、網(wǎng)狀、魏氏組織；先共析滲碳體：同上§4-4先共析鐵素體與先共析滲碳體的形成亞共析鋼、過共析亞共析鋼先共析相組織形態(tài)塊狀網(wǎng)狀魏氏組織（片狀）亞共析鋼先共析相組織形態(tài)塊狀網(wǎng)狀魏氏組織（片狀）過共析鋼先共析相形態(tài)魏氏組織

：在奧氏體晶粒較粗大，冷卻速度適宜時(shí)，鋼中先共析相以針(片)狀形態(tài)與片狀珠光體混合存在，該組織~。網(wǎng)狀魏氏組織過共析鋼先共析相形態(tài)魏氏組織：在奧氏體晶粒較粗大，冷卻速度②先共析相形態(tài)對(duì)性能影響

亞共析鋼中：

小塊狀均勻分布為好。

網(wǎng)狀：強(qiáng)、硬、塑性均低；魏氏體：強(qiáng)、韌、塑性均降低，尤較粗大魏氏體時(shí)；過共析鋼中：

粒狀均勻分布為好。網(wǎng)狀：硬度變化不大，但塑性明顯降低，連續(xù)網(wǎng)狀時(shí)強(qiáng)度也下降。魏氏體：同上。

﹂一般不允許有網(wǎng)狀先共析相出現(xiàn)。②先共析相形態(tài)對(duì)性能影響2形成條件

先共析鐵素體

塊狀：含碳低（C<0.2%）、A晶粒細(xì)、過冷度小；網(wǎng)狀：含碳較高(C>0.5%)、A晶粒較大、過冷度稍大針狀：適當(dāng)C%、A晶粒粗大(0-1級(jí))、過冷度較大。

網(wǎng)狀b)和塊狀c)先共析鐵素體2形成條件先共析鐵素體網(wǎng)狀b)和塊

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。（1）形成溫度較高時(shí)，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側(cè)長(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng)入奧氏體呈塊狀分布。在奧氏體晶界上形成的晶核，一側(cè)為共格，另一側(cè)為（2）形成T較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，非共格晶界不易遷移——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)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)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(zhǎng)，該慣習(xí)面為{111}γ。所以片狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行，或互成60°、90°角——魏氏組織鐵素體。（2）形成T較低時(shí)，鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散，非共格晶界不易遷

先共析滲碳體

粒狀：C含量較低(C<0.9%)，正常冷速與A晶粒度網(wǎng)狀：C(0.9%-1.2%)、冷速稍慢、正常晶粒度A晶針狀：含碳極高(C>1.2%)，粗大A晶粒(0-1級(jí))、大冷速冷速緩慢：Fe擴(kuò)散—網(wǎng)狀F；冷速過快：C來不及擴(kuò)散，抑制F形成總體：奧氏體晶粒粗大、冷速較大時(shí)易形成。先共析滲碳體粒狀：C含量較低(C<0.9%)，正常冷M：形成塊狀先共析相區(qū)域W：形成魏氏組織區(qū)域G：形成網(wǎng)狀先共析相區(qū)域P：形成偽共析組織區(qū)域PM：形成塊狀先P亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體過共析鋼中的魏氏組織滲碳體亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體過共析鋼中的魏氏組織滲碳體1偽共析組織

由鐵-碳相圖知：亞、過共析鋼平衡冷卻條件下珠光體轉(zhuǎn)變前應(yīng)先析出F或Fe3C相，但先共析相的析出量除與碳含量有關(guān)外，還取決于冷卻速度，冷卻速度越大，先共析量越少。當(dāng)冷卻速度足夠大，可不析出先共析相。(1)定義：由偏離共析成分的過冷奧氏體形成的珠光體稱為~。§4-5偽共析組織以