《珠光体转变》ppt课件

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1、第四章 珠光体转变,重点： 1.掌握珠光体的组织形态与晶体结构； 2.掌握珠光体的形成机理； 3.掌握珠光体的力学性能； 4.掌握先共析转变； 难点： 1.珠光体（片状和粒状）的形成机理； 2.先共析产物的形成机理。,T、转变温度降低驱动力、Fe、C原子活动能力 4-1 珠光体的组织特征 一、珠光体的组织形态 1.片（层）状珠光体：一层F+一层Fe3C 珠光体团、珠光体领域 片层间距=一片F和一片Fe3C厚度之和 S0=(8.02/ T) 103nm TS0 为什么？ A1650 150450nm 珠光体 650600 80150nm 索氏体 600550 3080nm 屈氏体,高温转变 Fe

2、、C充分扩散 P 中温转变 C能扩散、 Fe不能 B 低温转变 Fe、C均不能扩散 M,三种珠光体组织,2.粒（球）状珠光体： F的基体上分布着Fe3C颗粒 二、珠光体的晶体学 P晶核在纯A晶界上产生时： P晶核在A晶界上有先共析 Fe3C时。 三、珠光体的机械性能 1.片状P： S0 （T）P团直径 S0 、P团直径强度、硬度、塑性 S0 F 、Fe3C变薄 相界面 抗塑变能力 “派敦（登）处理”,45钢球化退火组织,T12球化退火组织,2.粒状P： Fe3C颗粒的大小及分布 颗粒越小相界面硬度、强度 3.比较：成分一定 HB、s 球P片P 塑性 球P片P （F连续分布） 强度相同：疲劳极限

3、 球P片P 球P在淬火时的变形开裂倾向小； 4-2 珠光体转变机制 一、一般概述 二、珠光体的领先相 三、片状珠光体的形成 四、粒状珠光体的形成,一、一般概述,A(面心立方）F（体心立方）Fe3C (复杂斜方） 0.77 0.0218 6.69 特点： 1.热力学条件：需要一定的的过冷度G0 2.形核与长大：形核地点A晶界或A孪晶界 3.原子的扩散：Fe远程自扩散与C远程异扩散 原子扩散点阵重构,二、珠光体转变的领先相,1、Fe3C为领先相 实验依据： 1）P中Fe3C与先共析Fe3C的位向相同，P中的F与先共析F 的位向不同； 2）P中的Fe3C与先共析Fe3C在结构上是连续的；而P中的 F

4、与先共析F在结构是不连续的； 3）游离Fe3C有促进P相变的作用，则它肯定作为晶核存 在，而游离F没有促进P相变的作用，则F肯定不是晶核核心。,2、F为领先相（亚共析钢） 实验依据： 1）当c时，过冷A的稳定性提高不易形核，相对而 言，F先形核（结构相近）； 2）曾发现先共析Fe3C与P中的Fe3C在组织结构上不连续 的实例，但不普遍，对第一观点的连续问题产生怀疑。 3、小结 两者都可以作为P转变的领先相，通常： 亚共析钢F领先形核 过共析钢Fe3C领先形核 共析钢两者皆可,三、片状P的形成,1、过程描述 P优先在过冷奥氏体的晶界上（孪晶界和未熔碳化物的边界上 也可以）形核能量起伏、结构起伏、

5、成分起伏 晶核的形状为片状片状的E（弹性应变能）小 G 小；片状则C原子的来源广，且扩散的路程短。 晶核的形成和长大交替进行： 纵向长大沿着片的长轴方向长大 横向长大在纵向长大的同时，还进行横向形核，纵向长大,2、P交替形核长大机制 Fe3C薄片（形核）纵向长大 横向长大两侧c F片形成纵向长大 横向长大侧面c新Fe3C薄片,F和Fe3C相间的片层,纵向长大机理(C原子的扩散): C/-与F相接处A的碳含量 C /Fe3C-与Fe3C相接处A的碳含量 C/C /Fe3CC原子扩散 C/ C /Fe3C 平衡被破坏为了恢复平衡析出F(C/ ) 析出Fe3C(/Fe3C ) F和Fe3C向A晶粒内

6、部纵向长大,3、P的分枝形成机制 P只是以纵向长大的方式进行，至于横向的展宽，并不是通 过横向重复形核，而是以分岔的方式进行。 Fe3C晶核纵向长大不断分枝 F在枝间形成,片层相间的P,T8钢退火组织,T12钢退火组织,四、粒状P的形成,1.过冷A直接分解形成粒状P 2.由片状P球化而成 3.淬火组织回火,1、过冷A分解形成粒状P 特定条件： 1）奥氏体化温度较低，保温时间较短，加热转变未 充分进行； 2）转变为P的等温温度要高，等温时间足够长，或 者冷却速度极慢。,2、片状P粒状P（胶态平衡理论） 尖角处（曲率半径小）高碳浓度 平面处（曲率半径大）低碳浓度 破坏平衡 曲率半径相近的粒状Fe3

7、C,C原子扩散,尖角处：Fe3C溶解,平面处：Fe3C析出,粒状P的形成： 微观缺陷（亚晶界）处：C原子扩散片状Fe3C破裂 尖角溶解 破裂的Fe3C 小片 粒状碳化物 平面析出 碳化物破裂碳的扩散碳化物析出,45钢球化退火组织,T12球化退火组织,4-3 亚（过）共析钢的珠光体转变 四个区域：GSE-奥氏体单相区； GSE-伪共析转变区；GSE-先共析F区； ESG-先共析Fe3C区 一、伪共析转变 ESE- Fe3C在A中的溶解度曲线 GSG-F在A中的溶解度曲线 亚（过）共析钢自A区快冷，先共析F（ Fe3C）来 不及析出，同时析出F和 Fe3C 伪共析组织由成分偏离共析成分的过冷A分解

8、形 成貌似共析体的组织。 随过冷A转变温度，形成的共析组织的含碳范围 特点：组织特征与P转变完全相同；F和Fe3C的量与P（平衡）不同，A 的碳含量越高， Fe3C量越多。,二、亚共析钢中先共析F的析出 1.相变机构：合金 冷却到T1：A中产生F晶核-CA/FCA-C原子扩散-先共析F长大-CA -进入伪共析转变区 先共析F+伪共析P c、冷速、析出温度先共析F 2.先共析F的形态 1）等轴块状、网状、片状 2）形核：A晶界上-晶核与一侧A晶粒为（半）共格界面，另一侧非共格 3）长大机制： 转变温度较高，以非共格迁移为主 转变温度较低，以共格界面迁移为主：片状F-魏氏组织铁素体,A中c高网状先

9、共析F+伪共析P,A中c低块状先共析F+伪共析P,c0.4% 网状 c0.2% 块状 0.2%c0.4% 魏氏组织,形态决定于碳含量,三、先共析Fe3C的形成 1.相变机构 合金 先共析Fe3C+伪共析组织 当冷速较大或等温温度较低时，先共析Fe3C量降低？ 2.先共析Fe3C的形态：网状、片状 脆性 3.应用：过共析钢毛坯件的退火加热温度必须在Accm以下； 具有网状或针（片）状Fe3C的材料必须加热到Accm以上， 使Fe3C充分溶入A中-快冷先共析Fe3C来不及析出伪共 析P-球化退火,上节课重点内容回顾：,4-3 珠光体转变动力学,一、转变动力学特点 1.转变开始前有一个孕育期； 2.

10、温度一定，转变速度随时间延长有一极大值； 3.随转变温度，孕育期存在最小值； 4.合金元素的影响显著。 二、珠光体转变动力学研究 1.形核率、长大速度与转变温度的关系 N、G随转变温度而升高，在550达到极大值 形核率：T G 驱动力rk形核率 原子活动能力形核率 长大速度： T 扩散速度G S0C浓度梯度G ,存在极大值,存在极大值,2.形核率、长大速度与转变时间的关系 简化模型 假设：均匀形核；N和G不随时间改变；各P 团的G相同 对于选定的N和G值，X和t的关系曲线呈S形 实际：N随时间而变；G在不同的P团中不同，随时间而变 非均匀形核；P团不是真正的球形 形核位置不等效：顶角棱边晶面

11、三、影响珠光体转变动力学的因素 1.奥氏体晶粒度 A晶粒越细单位体积相界面形核率珠光体转变加快,2.含碳量 基本特点：共析成分最稳定，c或，C曲线左移； 与合金元素的影响相比，碳含量的影响较小 亚共析钢： c先共析F析出孕育期、析出速度 P转变孕育 期、析出速度 过共析钢： c Fe3C形核率先共析Fe3C孕育期、析出速度 P转变孕育期 、析出速度 3.合金元素 位置：除Co、2.5Al 非、弱碳化物形成元素：MoMnWNiSi 右移 强碳化物形成元素 右移-溶入A中 左移-未溶碳化物 B的作用显著，微量即可使C曲线右移 B的作用随c而减弱,形状：碳化物形成元素，改变P转变的温度范围C曲线分离

12、 1）改变共析点位置：Ni、Mn降低A1点位置TP形成速度； 2）改变S0： S0T； 3）改变AP的自由能变化； 4）影响N和G； 5）降低碳在A中的扩散速度； 6）合金本身扩散慢； 7）B的影响：吸附在晶界上晶界能量 先共析F、P的形核率 8）降低AF同素异构转变的速度,4.A的均匀化程度： 不均匀（未溶碳化物、夹杂物）促进P转变 5.加热温度和保温时间 T、tA均匀化、晶粒长大P转变速度 6.A的应力状态和塑性变形 拉应力促进P转变，压应力减缓P转变 塑性变形加速P转变，且形变量越大，P转变速度越快,4-5 合金钢中其它类型的奥氏体高温分解转变 一、特殊碳化物珠光体 碳化物形成元素固溶于

13、Fe3C中形成合金渗碳体，当Me-析出碳化物 与普通P转变机理、组织形态、性能相近 二、纤维状碳化物与F的聚合体 形态：球团、平行边界、枞树叶 纤维直径：2050nm 层间距小 c=0.2%时全共析组织 机械性能良好 获得方法：等温处理或控制冷却 三、相间沉淀组织 形态：F中有极细小的合金碳化物的层状弥散析出 1.相间沉淀机理 F析出CA/F抑制F的长大析出碳化物CA/F 温度范围：点以下，转变温度以上-含有、元素的合金钢中,转变温度低，及合金元素可能扩散的距离很小，加之钢中c，单位体 积内可提供的原子数量很少从中在晶界上析出的特殊碳化物只能呈细 小粒状分布。 碳化物是在A/F界面上形核与保持

14、共格或半共格关系并在中长大 台阶长大机制：台阶端面：非共格界面，易于迁移 台阶宽面：（半）共格界面，不易迁移 2.相间沉淀条件 1）等温转变-决定于AF转变进行的温度 温度较高：析出先共析F c至共析成分伪共析体； 温度较低：C原子在A中扩散不充分C在A/F界面的A一侧蓄积未转变 的A的平均成分达不到共析成分析出碳化物 2）连续冷却-取决于冷却速度 冷却速度过慢：在较高温度下通过的时间过长特殊碳化物聚集长大粗化 冷却速度过快：在发生相间析出的温度范围内通过的时间过短细小的特 殊碳化物来不及形成过冷A将转变成先共析F+P或B,3.相间析出产物的形态与性能 1）形态：不规则分布（磨面与界面平行）、点列状排列（磨面与界面垂直） 与P比较：碳化物不是片状，而是细小粒状，分布在有一定间距的平行平面上 “变态珠光体”-degenerate pearlite 面间距离-分布有微粒碳化物的平面彼此之间的距离 影响因素：随c、特殊碳化物形成元素 等温转变温度、冷却速度 2）性能：碳化物颗粒变细、面间距离 强度 3）强化机制：晶界（沉淀）强化、弥散（细晶）强化、固溶强化 4）应用：微合金低碳钢的控制轧制,碳化物颗粒变细、面间距离,四、合金元素对特殊碳化物形态的影响 1.650850-相间沉淀组织 V、Ti、Nb、W钢 C曲线靠左碳及合金元素无法作长距离扩