鋼中珠光體轉(zhuǎn)變研究進展

鋼中珠光體轉(zhuǎn)變研究進展

在稱量鋼（含碳量比為0.77%的鋼）的條件下，將其加熱到旭光體轉(zhuǎn)換的臨界冷卻速度以下（727）至約550的溫度范圍內(nèi)，等待等溫度后，保持相同的溫度，并隨這些溫度變化，以獲得珠光體的組織。珠光體轉(zhuǎn)變的典型反應(yīng)式為:奧氏體γ(fcc)→[鐵素體α(bcc)+滲碳體Fe3C(正交晶體結(jié)構(gòu))](1)它屬典型的擴散型共析轉(zhuǎn)變。式(1)中奧氏體γ也稱為母相。共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物[α+Fe3C]稱為珠光體。亞共析鋼(含碳質(zhì)量分數(shù)<0.77%)和過共析鋼(含碳質(zhì)量分數(shù)>0.77%)在發(fā)生(1)式珠光體轉(zhuǎn)變前先要析出先共析鐵素體和先共析滲碳體。珠光體轉(zhuǎn)變在熱處理實踐中相當重要。一般碳鋼和合金鋼的退火與正火時發(fā)生的轉(zhuǎn)變都為珠光體轉(zhuǎn)變。相當多的鋼制件的預備熱處理(如退火和正火)發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。而且,有少量鋼制件的最終熱處理也發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,如鋼琴的琴弦和一些彈簧鋼絲等。1組織形式鋼中珍珠光體1.1鋼中珠光體的晶體結(jié)構(gòu)鋼中珠光體一般為鐵素體α和滲碳體Fe3C的機械混合物,最為常見的組織形態(tài)為鐵素體薄層(片)與碳化物(包括滲碳體)薄層(片)交替重迭組成,常稱為片層狀珠光體(圖1)。片狀珠光體中片層方向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團或珠光體領(lǐng)域。圖2表示珠光體片層,珠光體領(lǐng)域和珠光體團與原奧氏體晶粒的關(guān)系。珠光體團(nodules)在原奧氏體晶界和晶界相交處形核可以減少相變所需的自由能。每個珠光體團包含幾個與母相奧氏體晶粒保持特定位向關(guān)系的片狀珠光體領(lǐng)域(colony)(或稱亞單元)。珠光體領(lǐng)域之間的位向差較小。鋼中珠光體領(lǐng)域中鐵素體和碳化物(滲碳體或合金滲碳體)呈薄片(lamella)交替組成。珠光體團中相鄰兩片滲碳體(或鐵素體)中心之間的距離稱為珠光體的片間距S。片間距的大小主要取決于轉(zhuǎn)變溫度T,低于A1(或TE)的溫度稱過冷度ΔT。當轉(zhuǎn)變溫度T降低,即ΔT增加,鐵的自擴散和碳在奧氏體中的擴散速度減小,原子難以遷移較大的距離。片層狀珠光體生長前沿碳的擴散現(xiàn)象的示意圖如圖3。Marder等指出珠光體片間距S和轉(zhuǎn)變溫度T之間的關(guān)系如圖4,它們的關(guān)系式為:S=A/(TE-T)=A/△T(2)式中A為決定于Fe-C體系的熱力學常數(shù),TE為727℃。一般所稱的片狀珠光體,是指在光學顯微鏡下能分辨片層結(jié)構(gòu)的珠光體,此時的S值約為150～450nm,也有稱粗片狀珠光體的。如在光鏡下放大600倍以上尚能分辨片層的,S值介于80～150nm的珠光體稱為索氏體。S值介于30～80nm的,在光學金相顯微鏡下已無法分辨片層狀的珠光體稱為屈氏體。1.2片的深刻性—珠光體的退化(1)球狀珠光體:珠光體保持在足夠高的溫度,片層狀組織將轉(zhuǎn)變成更有利的能量狀態(tài)的組織結(jié)構(gòu),減小界面/體積比率,滲碳體將以球狀形式存在于鐵素體基體上。球狀珠光體要通過一定的球化熱處理才能獲得,以達到軟化和韌性改進的要求。片狀滲碳體在A1以下溫度發(fā)生球化的示意圖示于圖5。滲碳體片內(nèi)的晶體缺陷等有利于片的斷裂,出現(xiàn)部分溝槽的曲面。在曲面處的曲率半徑較小的滲碳體部位,與之接觸的鐵素體中碳濃度較高,這部分碳向與平面滲碳體相鄰的碳濃度較低的鐵素體區(qū)域擴散,改變了相應(yīng)區(qū)域的碳濃度平衡。為了保持平衡,曲率半徑較小的滲碳體部位要溶解一些,增高其周圍鐵素體中的碳濃度;平面滲碳體部位相應(yīng)長起一點,降低與之相鄰處鐵素體中的碳濃度;如此重復上述的碳擴散。這種碳的擴散過程,促使?jié)B碳體片溶穿,尖角處的溶解和平面凸出,逐漸球化成球狀或顆粒狀。依據(jù)球狀滲碳體的大小,均勻程度,可分粗粒狀、粒狀、細粒狀和點狀珠光體幾種。(2)分離共析轉(zhuǎn)變:在共析溫度以下的冷速足夠緩慢,滲碳體有時相對于鐵素體出現(xiàn)不協(xié)同生長。以分離析出形式直接由共析成分的奧氏體轉(zhuǎn)變成超細的球狀滲碳體顆粒分布于細晶粒鐵素體基體上。這種類型轉(zhuǎn)變稱分離共析轉(zhuǎn)變DET(divorcedeutectoidtransformation)。2珠光體形成機制和組織2.1相界面中的碳的擴散珠光體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力是奧氏體γ與珠光體P之間的體積自由能差,轉(zhuǎn)變的阻力為珠光體/奧氏體之間的界面能和應(yīng)變能。發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變,整個體系的自由能改變ΔG<0。圖6表示Fe-C系合金的奧氏體、鐵素體和滲碳體三個相在T1和T2(T2<T1)溫度時吉布斯自由能-成分曲線圖。其中a)為T1(即A1)時三個相的自由能同處于一條公切線上,說明該溫度上珠光體(αp+Fe3C)和奧氏體γs的體積自由能相等,即三相處于平衡狀態(tài)。b)為溫度下降至T2時,奧氏體、鐵素體和滲碳體三個相的自由能曲線。相應(yīng)作三個相自由能曲線的公切線,可以找到在T2時相應(yīng)的γ、α、和Fe3C相界面處的平衡成分。設(shè)在奧氏體γ1和γ2交界面上出現(xiàn)片層狀珠光體領(lǐng)域,并向γ2中生長,如圖3示,在α相生長前沿的成分為Cαγ,在α相生長前沿的奧氏體的成分為Cγα;在片層式Fe3C生長前沿的奧氏體中碳的濃度為Cγc,Fe3C與α界面上的碳濃度為Cαc。因為Cγα>Cγc,生長前沿的奧氏體中發(fā)生碳的擴散,Cγα降低,Cγc增加,將使α和Fe3C長大一點,使鐵素體α前沿奧氏體中碳濃度提高一點,同時使?jié)B碳體前沿奧氏體中碳濃度降低一點,達到新的平衡;新的平衡又促使碳重復發(fā)生上述擴散。另外,在珠光體生長前沿鐵素體中碳的擴散(見圖3)也促使珠光體不斷長大,如此反復進行的擴散,破壞了相界面處的C原子的平衡,促使珠光體向奧氏體γ2的長大(圖3),直至奧氏體的消失。這樣,共析成分合金原來在奧氏體γ上的Z點處的自由能和成分為Cαc的鐵素體與滲碳體公切線上y點自由能之間的差值即為該溫度T2下的奧氏體與珠光體間體積自由能的差值。2.2顯微非共析材料的晶粒共析鋼珠光體形核于奧氏體晶界上(圖7a)。為了降低形核能壘,該核心與原先的奧氏體晶粒γ1具有一定的位向關(guān)系。如首先形成的相是滲碳體Fe3C,它與γ1形成半共格、可動性低的界面(圖7(a)(i))。正交晶系滲碳體Fe3C與γ1之間的位向關(guān)系接近于:(100)Fe3C//(11ˉ1)γ?(01ˉ0)Fe3C//(110)γ?(001)Fe3C//(11ˉ2)γ(100)Fe3C//(11ˉ1)γ?(01ˉ0)Fe3C//(110)γ?(001)Fe3C//(11ˉ2)γ。它與另一奧氏體晶粒γ2形成非共格的可動性的界面。同時,在滲碳體周圍出現(xiàn)貧碳,增加鐵素體析出的驅(qū)動力,從而形成鐵素體F核心(圖7(a)(ii)和(iii)),F與γ1也保持位向關(guān)系,為kurdjumov-Sachs關(guān)系,這過程重復進行使珠光體領(lǐng)域沿奧氏體晶界向兩邊擴展。它能向γ2長大是由于非共格面的移動而進行。圖7(a)(iv)表示形成新片的分枝機制。鐵素體F長大排斥出來的碳在奧氏體中擴散至滲碳體的前沿(圖3)。如果是鐵素體F首先形核,它與奧氏體γ1的位向關(guān)系是kurdjumov-Sachs關(guān)系:{110}F//{111}γ,<111>F//<110>γ其余情況與上述相類似。至于究竟哪個相先在奧氏體晶界上形核則與晶界的結(jié)構(gòu)和成分有關(guān)。還要指明的是,在滲碳體片和鐵素體片之間的交界面是半共格的,在珠光體向奧氏體母相生長時不會發(fā)生片層的粗化。圖7b)表示在奧氏體晶界上存在先共析相時珠光體形核和向非共格一邊長大的情況。圖示為存在先共析滲碳體的過共析鋼的情況,這先共析滲碳體與γ1晶粒傾向于近于Bagaryatski位向關(guān)系:Fe3C//[01ˉ1]γ?Fe3C//[11ˉ1ˉ]γ?(001)Fe3C//(211)γFe3C//[01ˉ1]γ?Fe3C//[11ˉ1ˉ]γ?(001)Fe3C//(211)γ。當共析溫度達到時,在其可動的非共格界面邊首先形成鐵素體核心,它與先共析滲碳體具有不同的位向關(guān)系。對亞共析鋼,在奧氏體晶界上存在鐵素體。它與γ1晶粒傾向于近于Kurdjumov-Sachs關(guān)系。當達到共析溫度時,其上形成珠光體領(lǐng)域。圖7(c)表示長成的一個珠光體領(lǐng)域。一般是由形核起始點長成的球徑體。近年來,國內(nèi)有的高校教材上已引用這種觀點。2.3在偏離平衡條件下，對鋼的珍珠光體變化進行了區(qū)域分析亞(過)共析鋼在平衡冷卻條件下發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變見前面章節(jié)。偏離平衡條件下的轉(zhuǎn)變闡述如下。(1)偽共析珠光體的制備圖8畫出的是Fe-Fe3C狀態(tài)圖的左下角,延長ES線至E′點,延長GS線至G′點,這樣可得到四個區(qū)域:GSE以上區(qū)域為單相奧氏體γ區(qū),E′SG′為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū),GSE′和ESG′分別為先共析鐵素體α區(qū)和先共析Fe3C區(qū)。如將離開共析成分不是太大的亞共析鋼Ⅰ或過共析鋼Ⅱ以較快速度冷卻至T1溫度,分別析出先共析鐵素體或先共析Fe3C,待余下的奧氏體成分落入E′SG′內(nèi),開始同時析出鐵素體和滲碳體Fe3C。當以更快速度冷卻至E′S或SG′線以下,則同時析出鐵素體和Fe3C。也就是說,非共析成分的奧氏體在冷卻過程中進入E′SG′區(qū)后,將直接分解為鐵素體和滲碳體Fe3C的混合物。分解機制和產(chǎn)物與上述珠光體轉(zhuǎn)變完全相同,只是兩相的相對數(shù)量與共析成分的珠光體不同,其中奧氏體的含碳量愈高,分解后獲得的Fe3C愈多。這一轉(zhuǎn)變稱為偽共析轉(zhuǎn)變,產(chǎn)物為偽共析珠光體。注意,偏離平衡條件下,先共析相的相對量均低于平衡條件下析出的量;偽共析珠光體中片層狀F或Fe3C的相對量與平衡條件下的相對量不同。(2)金相組織的鐵素體亞共析鋼在圖8的GSE′區(qū)域。先共析α析出,其形態(tài)有網(wǎng)狀、塊狀(或等軸狀)和片狀(魏氏組織鐵素體)三種。通過兩種完全不同的轉(zhuǎn)變機制形成,相應(yīng)示意說明于圖9中。先共析鐵素體大都在奧氏體晶界上形核,晶核與一側(cè)的奧氏體晶粒γ1存在K-S關(guān)系,之間形成可動性低的半共格界面,與另一側(cè)奧氏體晶粒γ2無位向關(guān)系,之間形成可動性的非共格界面。當然,也會形成與γ2成半共格界面和與γ1成非共格界面的α晶粒。當原奧氏體晶界上全部形成鐵素體α(即網(wǎng)狀鐵素體)后,奧氏體的碳濃度進入E′SG′區(qū)則發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變(圖9a)。當鋼的含碳量較低,原奧氏體晶界上形成的鐵素體α核的非共格界面向與α無位向關(guān)系的奧氏體晶粒長大成球冠狀或塊狀(也有稱等軸狀的),待余下的奧氏體成分進入E′SG′區(qū)后,經(jīng)偽共析轉(zhuǎn)變得到塊狀鐵素體α+偽共析珠光體組織(圖9b)。當轉(zhuǎn)變溫度較低時,鐵原子作較長距離擴散變得困難,這時非共格界面不能遷移,半共格界面的遷移起主要作用。在原奧氏體晶界上形成的鐵素體α核心通過半共格界面向與其具有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長大。為減少彈性能,α呈條片狀沿奧氏體某一晶面(慣習面為{111}γ)生長,獲得彼此平行或交互成60°、90°的魏氏組織鐵素體(圖9c)。有時可能析出溫度較高,最先析出的鐵素體呈網(wǎng)狀,隨后隨溫度下降,再有網(wǎng)狀鐵素體上向一側(cè)以片狀鐵素體向奧氏體晶粒內(nèi)長大(圖9d)。有報導,魏氏組織鐵素體引起的浮突效應(yīng)成“Λ”形,與呈“N”形的浮突的馬氏體轉(zhuǎn)變不同。先共析鐵素體的這幾種形態(tài),首先決定于鋼的含碳量,見圖10。當>0.4%C時主要形成網(wǎng)狀鐵素體GBA;<0.2%C時主要形成塊狀鐵素體M;介于0.2%～0.4%C時主要形成魏氏組織鐵素體W。N區(qū)域為偽共析區(qū)。當成分一定時,鐵素體形態(tài)決定于轉(zhuǎn)變溫度(等溫溫度或連續(xù)冷卻時的冷卻速度)。注意,魏氏組織鐵素體只能在一定范圍的冷速下形成,冷速過慢或過快都會抑制它(圖10),在粗晶粒鋼中存在的區(qū)域較寬些。(3)顯微組織照片對過共析鋼在ESG′區(qū)域,先共析滲碳體Fe3C析出,其形態(tài)有網(wǎng)狀和片狀(魏氏組織滲碳體)兩種。析出機制和以上敘述的相類似。圖11(d)為魏氏組織滲碳體的顯微組織照片。它與奧氏體之間具有Pitsch位向關(guān)系:(100)C//(55ˉ4)γ,(010)C//(110)γ?(001)C//(2ˉ25)γ(100)C//(55ˉ4)γ,(010)C//(110)γ?(001)C//(2ˉ25)γ。圖上原奧氏體晶界上存在網(wǎng)狀滲碳體。過共析鋼中出現(xiàn)網(wǎng)狀和魏氏組織滲碳體情況可見圖10