固态相变原理第三章 珠光体的形成

固态相变原理第三章珠光体的形成珠光体——(近)平衡组织，双相组织，光学显微镜下呈珠光般光泽而得名。一般情况下是“中间组织”，也可以是“终态组织”1珠光体的组织特征共析碳钢γ化后缓冷，在稍低于A1温度时γ将分解为α与cem的混合物，称为珠光体，其典型形态呈片状或层状，是由一层α与一层cem交替紧密堆叠而成的。组织特点：层片状，粒状，有F和cem组成片状P中，一对α片和cem片的总厚度称为“P片层间距”，以S0 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 示。片层方向大致相同的区域称为“珠光体团”或“珠光体晶粒”。在一个γ晶粒内可以形成几个珠光体团。片状珠光体S0有何意义？影响S0的因素？片状珠光体，其S0约为150～450nm；索氏体，其S0约为80～150nm；屈氏体，其S0约为30～80nm。S0主要取决于P的形成温度。过冷度愈大，形成温度愈低则片层间距就愈小。为什么？形核率？屈氏体珠光体索氏体屈氏体或托氏体在连续冷却条件下，珠光体的组织特点是什么？对性能（切削）有何影响？应采取什么措施？等温正火或等温退火奥氏体晶粒大小对珠光体的片层间距有影响吗？影晌不明显，只影响珠光体团的大小。P片层间距相同时，随钢中碳含量的降低，渗碳体片将变薄。粒状（球状）珠光体在铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织可在特定的奥氏体化工艺条件和特定冷却工艺条件下得到，也可由片状珠光体经球化退火处理获得。T12A钢的粒状珠光体组织虽然珠光体有多种形态，但本质上都是铁素体与渗碳体的有机混合体。铁素体与渗碳体的组成方式不一样，性能就不一样。2珠光体转变机制珠光体的形成过程亚（过）共析钢的珠光体转变珠光体转变热力学三相平衡，三相的自由能—成分曲线存在一条共切线三条共切线珠光体转变热力学珠光体的形成过程γ0.77→α0.0218+Fe3C6.69点阵重构和碳的重新分布铁素体的溶碳量低，奥氏体中多余的碳必须以渗碳体的形式脱溶出来。由于珠光体是由铁素体和渗碳体两相所组成的，因此就有领先相的问题。有理论意义，无实用价值。奥氏体中总是存在贫碳区和富碳区，贫碳区有利于铁素体析出，富碳区有利于渗碳体析出。（1）片状珠光体的形成过程γ晶界上，或晶体缺陷比较密集的区域形核。这是由于这些部位有利于产生“三大起伏”，新相晶核易在这些高能量、接近渗碳体碳含量和类似渗碳体晶体点阵的区域产生。纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体中延伸；横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。横向和纵向两种方式同时生长F与cem协调合作，交替形核长大——相依为命片状珠光体形成时碳的扩散示意图假设C是财富，平衡条件下C是如何重新分配的？如何实现平均分配？（2）粒状珠光体的形成过程不完全A化，A中尚存在许多微小的富碳区甚至未溶解的剩余cem。缓慢冷却到A1以下，或在稍低于A1温度下长时间保温。过冷奥氏体直接分解成粒状P将片状珠光体加热至略高于A1点的温度，保温一定时间后，冷至Ar1以下20ºC等温。片状P球化退火形成粒状P使片状cem球状化，获得球状P的热处理工艺称为球化退火。片状cem球状化的原因：根据胶态平衡理论，第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径有关，曲率半径越小，溶解度越大。在cem界面附近的A中存在浓度差。cem尖角处将溶解，使曲率半径增大，平面处曲率半径减小，直至各处曲率半径相近。片状渗碳体中可能存在位错或亚晶界，与基体相接触处形成凹坑，如图所示。在凹坑两侧的渗碳体具有较小的曲率半径，具有较高碳浓度，将引起C在基体中的扩散。对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形，将增大珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量，有促进渗碳体球状化的作用。亚（过）共析钢的珠光体转变基本上与共析钢的珠光体转变相似，但需要考虑伪共析转变、先共析铁素体析出和先共析渗碳体析出等问题。亚（过）共析钢的珠光体转变（1）伪共析转变在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细小，等温温度较高或冷却速度较慢时，Fe原子可以充分扩散，所形成的先共析铁素体一般呈等轴块状，如图(a)所示。（2）先共析铁素体当奥氏体晶粒较粗大，冷却速度较快时，先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出，如图(b)所示。当奥氏体成分均匀、晶粒粗大、冷却速度又比较适中时，先共析铁素体有可能呈片（针）状，沿一定晶面向奥氏体晶内析出，此时铁素体与奥氏体有共格关系，如图(c)、(d)所示。在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒状、网状或针（片）状。但过共析钢在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，渗碳体一般呈网状或针（片）状渗碳体，此时将显著增大钢的脆性。过共析钢的退火加热温度必须在Acm点以下，以避免网状cem的形成。为了消除已经形成的网状或针（片）状cem，应加热到Acm点以上，cem全部溶于A中，然后快冷，使先共析cem来不及析出而发生伪共析转变，得到伪共析组织，然后再进行球化退火处理。工业上将具有片（针）状F或cem加P的组织称为魏氏组织，前者称为魏氏组织铁素体，后者称为魏氏组织渗碳体。魏氏组织及经常与其伴生的粗大晶粒组织会使钢的塑性和冲击性能显著降低，脆性转折温度升高。消除方法是采用细化晶粒的正火、退火以及锻造等等。珠光体转变动力学1．珠光体的形核率I和长大速度G2．珠光体转变动力学图3．影响珠光体转变动力学的因素P转变也是形核和长大过程，转变速度也取决于形核率和长大速度，因此，珠光体等温转变动力学也符合Johnson-Mehl方程或Avrami方程。1．P形核率I和长大速度G第一项C1exp(-Q/kT)受扩散控制，第二项C2exp(-W/kT)受驱动力控制。其综合作用的结果，导致珠光体的形核率I对转变温度T有极大值。V=dx/dt=D/|ΔCα/γ|×（∂Cγ/∂x）x0珠光体团各方向上的长大速度G基本相等随转变温度下降，ΔT增加，Dγc减小。两者都具有极大值特征，其极大值约在550℃左右。共析钢2．珠光体转变动力学图共析钢的P等温转变动力学曲线如图中实线所示。虚线表示B转变动力学曲线以及M相变开始温度共析钢的珠光体等温转变动力学曲线各温度下珠光体等温转变开始前都有一段孕育期，等温温度降低，孕育期逐渐缩短，至某一温度时，孕育期最短，而后孕育期反而增长。一般在550℃时孕育期最短，转变速度最快，此处为“鼻尖”温度。先共析铁素体的转变动力学曲线也呈“C”字形，通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方。并且随着钢中碳含量的增高，先共析铁素体的析出线移向右下方。对于过共析钢，若奥氏体化温度在Acm点以上，则在等温转变过程中于珠光体转变动力学曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线。这条先共析渗碳体析出线，随钢中碳含量的增高，逐渐移向左上方。亚共析钢过共析钢亚共析钢，共析钢，过共析钢C曲线的位置？4．影响珠光体转变动力学的因素影响珠光体形核率和长大速度的因素，都影响珠光体转变动力学。“两个凡是”：凡是稳定过冷A的因素都使C曲线右移；凡是扩大A区的因素都使C曲线下移。（1）内因：化学成分的影响1）碳含量的影响对于亚共析钢，随着A中C%的增高，P转变速度减慢。为什么？对于过共析钢，完全A化时，随着钢中C%增高，P转变速度增大。为什么？共析钢的过冷奥氏体最稳定。不完全A化（加热温度在A1和Acm之间）时，P转变时的孕育期缩短，转变速度加快。2）合金元素的影响在钢中的合金元素充分固溶于A中的情况下，除了Co以外，其他所有的常用合金元素皆使钢的TTT曲线右移，P转变孕育期增长，即推迟P转变的进行；除了Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使P转变的“鼻尖”温度移向高温。合金元素的影响机制①合金元素自扩散的影响如前所述，珠光体形成时要求碳在铁素体和渗碳体之间进行扩散和再分配。若钢中含有合金元素时，是否也要在铁素体和渗碳体之间发生扩散和再分配？一种观点认为：在珠光体转变初期形成的碳化物均是渗碳体，不涉及合金元素的扩散和再分配，只是在转变后期才通过合金元素的扩散使渗碳体转变为合金渗碳体甚至特殊碳化物。所以，合金元素对珠光体转变的影响不是直接的，而是间接的，即由于改变了碳在奥氏体中的扩散速度以及相变临界点而引起的。另一种观点认为：合金奥氏体转变为珠光体时，一开始就形成合金元素含量较高的合金渗碳体或特殊碳化物，即合金元素通过扩散进行了再分配，珠光体转变受合金元素的扩散所控制。因为合金元素的扩散速度低，所以使珠光体的转变速度降低。一般认为，当转变温度较高以及合金元素含量较高时，转变一开始就可能形成特殊碳化物及合金渗碳体。即合金元素在转变一开始时就通过扩散进行了再分配，而合金元素的扩散系数远远小于碳的扩散系数，因此使珠光体的转变速度大大减慢。②合金元素对碳扩散的影响大多数合金元素的存在降低了碳在奥氏体中的扩散速度，使珠光体的转变速度下降。而Co则相反，提高碳在奥氏体中的扩散速度，使珠光体的转变加速。③合金元素对γ→α转变的影响合金元素的加入改变了γ→α转变的速度，例如Co提高γ→α的转变速度，从而加速珠光体的转变。④合金元素对相变临界点的影响（理论不完善）加入合金元素将改变相变临界点，在转变温度相同时将改变过冷度。例如，Ni和Mn降低A1点，减小过冷度，使珠光体转变速度降低。Co提高A1点，增大过冷度，使珠光体转变速度加快。1.扩散；2.改变新旧相的自由能差⑤合金元素对γ/α界面移动的拖曳作用在含Mn、Mo的铁碳合金的先共析铁素体析出过程中，在γ/α界面聚集了Mn和Mo的原子，起到了阻止界面移动的拖曳作用，从而降低了先共析铁素体的长大速度。这种作用也可以降低珠光体的形成速度。（2）外因：T和保温τ的影响主要是通过改变奥氏体的成分和组织状态来影响珠光体转变的。若奥氏体成分不均匀，则有利于在高碳区形成渗碳体，在低碳区形成铁素体，并加速碳在奥氏体中的扩散，促进先共析相和珠光体的形成。钢中存在的未溶渗碳体，既可以作为先共析渗碳体的非均匀晶核，也可以作为珠光体领先相的晶核，因而也加速珠光体转变。所以，提高加热温度或延长保温时间，相当于增加奥氏体中碳和合金元素的含量，都使珠光体转变的孕育期增长，转变速度降低。另一方面，随着温度升高和保温时间延长，奥氏体的成分愈加均匀，奥氏体晶粒也愈加粗大。这些都导致珠光体的形核位置减少，降低形核率和长大速度，从而推迟珠光体转变。（3）奥氏体晶粒度的影响奥氏体晶粒细小，单位体积内的晶界面积增大，珠光体的形核部位增多，将促进珠光体的形成。同理，细小的奥氏体晶粒也将促进先共析铁素体和先共析渗碳体的析出。（4）应力和塑性变形的影响对奥氏体施加拉应力或进行塑性变形，将造成晶体点阵畸变和位错密度增高，有利于C和Fe原子的扩散及晶体点阵重构，所以促进珠光体的形核和晶体长大，加速珠光体的转变。奥氏体塑性变形的温度越低，珠光体转变速度就越大。对奥氏体施加等向压应力，将使原子迁移阻力增大，C和Fe原子的扩散及晶体点阵重构困难，将降低珠光体的形成温度，减慢珠光体的形成速度。5.珠光体的力学性能可以认为珠光体是一种复合材料，是塑性较好的铁素体和硬而脆的渗碳体的有机复合。所以其力学性能与复合状态密切相关，而复合状态又与化学成分和热处理工艺有关。形态，尺寸，先共析相等片状珠光体的力学性能取决于珠光体的层间距和珠光体团的尺寸霍尔-佩奇关系式：σs=σi+KS-1/3层间距和珠光体团的尺寸取决于什么？粒状珠光体的力学性能与片状珠光体相比，在相同成分条件下，粒状珠光体的强度、硬度稍低，塑性、韧性较高。颗粒增强与纤维增强复合材料相同强度条件下，粒状珠光体的疲劳强度比片状珠光体的高。非共析钢的力学性能过共析钢一般都要球化处理，而亚共析钢珠光体转变后得到先共析铁素体加珠光体。形变珠光体的力学性能为什么会有形变珠光体的概念？所谓派敦处理，是首先将高碳钢进行索氏体化处理，再经过深度冷拔。索氏体的层间距小，塑性好，具有良好的冷拔能力。高碳钢经派敦处理后所能达到的强度水平，是目前生产条件下，钢能够达到的最高水平。4000MPa除晶须外，已知的最强金属是冷拔珠光体钢。铝合金：500MPa航空结构用的钢：1500MPa超高强度钢：≥1400MPa冷拔珠光体钢：4000MPa纳米碳管：30-50GPa——天梯缺点：制备大尺寸构件困难珠光体钢钢轨钢：足够高的硬度，抗拉强度和疲劳强度，冲击韧性，耐磨性及抗大气腐蚀冷拔高强度钢丝用钢：要求超过90%截面收缩率的变形珠光体耐热钢：450～620℃范围内各种耐热结构材料。（1）珠光体是铁素体和渗碳体的复合体，可分为片状和粒状两种形态。随温度的下降，形成的珠光体的层间距减小。而粒状珠光体既可以是特定条件下过冷奥氏体直接分解的产物，也可以通过球化退火获得。（2）珠光体的形成包含两个基本过程，碳的重新分配和点阵重构，其中晶体点阵的重构由铁的同素异构本性所决定的。（3）珠光体的形核率和长大速度由驱动力和扩散激活能两个控制因素共同决定，随着转变温度的不同，驱动力和扩散激活能所起的主导作用会发生变化，从而导致I和G与过冷度的关系曲线上存在极大值，也造成珠光体转变动力学图呈“C”形。（4）凡是稳定过冷奥氏体的因素，都导致C曲线右移。（5）珠光体是铁素体和渗碳体的复合材料，其力学性能与复合状态密切相关，而复合状态又与化学成分和热处理工艺有关。