加热金属冷却时的转变

加热金属冷却时的转变第一节 珠光体相变一、珠光体及其形成机理1．研究珠光体型相变的意义钢经奥氏体化后，过冷至 Ar1以下某一温度范围内等温，或以较慢的冷速连续冷却，均可得到珠光体组织，它是由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，是一种稳定的组织，其中，铁素体为体心立方，硬度低而塑性高；渗碳体为复杂斜方，质硬而脆，两者合理的匹配，可得到良好的综合力学性能，是钢中的重要相变① 由于珠光体具有上述特征，故可作为机加工的中间热处理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工；同时，也可用正火作为最终热处理，获得一定形态的珠光体，使结构件具有良好的综合力学性能；用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处理，为淬火作好组织上的准备 ② 对于要求高硬度、高强度的构件，则希望获得马氏体，为避免因工艺不当使 组织中出现珠光体相，则必须研究珠光体的形成动力学 2．珠光体的类型 片状：片层方向大致相同的珠光体称为珠光体团（或领域） ，在一个奥氏体晶粒内可以形成 3～5 个珠光体团片状珠光体：片状珠光体(P) 150～450nm 光镜可分辨其 F、Fe3C 的层状分布 索氏体(S) 80～150nm 高倍屈氏体(T) 30～80nm 光镜下不能分辨形成温度 P 650～Ar1 S 600～650 （共析碳钢）T 550～600 球状珠光体 珠光体中的渗碳体呈球状分布，其渗碳体的大小形态及分布，对 最终热处理后的性能具有直接的影响，是球化退火验收的重要指标。

3．珠光体的片层间距 S（一片 F 与一片 Fe3C 的层数之和）实验结果表明，S 与 ΔT 成反比，且，这一关系可定性解nmTS31002. 8释如下： 珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的当珠光体的形成 温度下下降时，ΔT 增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩 短原子的扩散距离） ，所以 S 与 ΔT 成反比关系在一定的过冷度下，若 S 过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困 难；若 S 过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时 ΔGV 不变， σS 增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行可见，S 与 ΔT 必然存 在一定的定量关系，但 S 与原子 A 晶粒尺寸无关奥氏体的晶粒尺寸主要影响 珠光体团的大小，A 晶粒越小 P 团越细小 4．珠光体的力学性能 对于片状珠光体，由于铁素体的塑性变形受到阻碍，位错的移动限于渗碳片之间的铁素体中进行，增加了变形抗力，使强度得到提高渗碳体片越薄，塑性变形的能力越强，其硬度越高；而厚的渗碳体易在变形中产生断裂薄片渗碳体却可以承受部分变形，故强度升高的同时，塑性也有所提高。

球状珠光体中的渗碳体为球状，其阻碍铁素体变形的能力大为下降，比起片状珠光体，它具有较低的强度以及较高的塑性 至于珠光体团尺寸的减小，则可由 Hall-Petch 公式 σS=σi+Kd-1/2知，强度将 有所提高；同时，晶粒的细小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多， 从而塑性亦有所提高 5．珠光体的形成机理 珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型1）相变的热力学条件A（0.77%C）→F(0.0218%C)+Fe3C面心立方 体心立方 复杂斜方欲实现上述共析转变，需要依靠成分起伏达到各组成相成分的要求，依靠结构起伏达到点阵重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、应变能） ，后一起伏则依靠二相的化学自由能二差以及点阵缺陷的应变能提供，可见，反应必须在 A1 稍低温度才能开始在 A1 以下温度，γ、α、Fe3C 的自由能如图所示在这一温度 A 转变为α 相及 Fe3C 相的驱动力均相等，所以开始形核时，α 相或 Fe3C 相，从热力学上讲，均可成为领先相由于形成领先相的驱动力较小，所以起始相往往与母相保持共格关系：{111}γ//{110}α//{011}Fe3CC→αγFe3CGγ//α// Fe3C 但是从热力学上讲，形成 P 的驱动力更大，故在 A1 以下温度，发生共格反应更为有利。

2）片状珠光体的形成机理珠光体在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核前已述及，从热力学上讲，在 γ 中优先形成 α 相或 Fe3C 相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低产生低碳区更为有利，即有利于 α 为领先相，但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析 Fe3C 相，或存在未溶 Fe3C 微粒，故一般认为过共析钢的领先相为 Fe3C，而共析钢的领先相为 F，共析钢的领先相并不排除 F 的可能性珠光体的形核，依靠 C 原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小） ，然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其 C%下降到该温度下 xα/k 浓度时，铁素体即在 Fe3C—γ 相界面上形核并长成片状；随着 F 的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如果不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。

形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散当形成 γ—α，γ—cem 相界面以后，在 γ 的相界面上产生浓度差xγ/α>xγ/k 从而引起碳原子由 α 前沿向 Fe3C 前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面 γ，C 浓度的平衡（在 γ—α 相界面上，浓度低于平衡浓度 xγ/α 而γ—Fe3C 相界面上，浓度则高于 xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在 γ—α 相界面上形成 α，γ—cem 相界面上形成 Fe3C，从而 P 实现纵向生长铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，故 P 片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的 P相遇为止这就形成了层片状的珠咣体随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短由片状P→S→F3）粒状珠光体的形成机理粒状珠光体是由等轴状铁素体和粒状渗碳体混合物组成的，其形成的途径有两种：片状珠光体的球化和由不均匀奥氏体直接形成① 片状珠光体的球化根据汤姆逊—弗雷德利西（Thomson—Frendlich）方程m xxRTIn2、半径、新相粒子在溶剂中的饱和浓度xx—原子量，—表面能，—密度m知，新相粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。

对于 P 中的 Fe3C 片，由于存在位错，可形成亚晶界，从而在渗碳体亚晶界接触下存在沟槽，在一定的热力学条件下，这种沟槽由于表面张力作用而处于平衡态而当热力学条件改变（比如球化退火，等温保温）时，碳原子获得一定的能量，可以越过能垒而产生扩散时，尖角处的粒子由于曲率半径较小，从而在 α 相中的溶解度越大，沟槽处碳化物的溶解引起沟槽的加深，导致表面张力处于不平衡状态在界面张力的作用下，沟槽不断加深，最后渗碳体断裂渗碳体片溶断后，按尖角溶解，平面析出的规律逐渐球化② 在不均匀奥氏体中直接形成粒状珠光体富碳区：碳附于未溶渗碳体上呈球状析出，其余区域转变为铁素体贫碳区：先形成细片状珠光体，其中一部分渗碳体的保温过程中溶解后在邻近粒状渗碳体上析出，其余部分则在保温过程中按上述的机理转变为球状珠光体③ 影响珠光体球化的因素奥氏体均匀化程度——成分越均匀，越不易球化， （易形成片状 P） 增加钢的含碳量和加入强碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W） ，可增加未溶碳化物粒子，且退火加热温度不易过高保温时间 球化是片状 P 溶断、碳扩散的过程，这是需要时间的，短时间等温，将使得 P 的球化不能充分进行。

晶体中的缺陷 ρ⊥↗，亚晶界↗，退火保温中，碳化物溶断的机会↗，高碳钢和用锻造余热球化退火，即通过塑性变形，引入位错，及亚晶界，从而加速球化过程6．先共析相的形态（1）亚共析钢中的先共析铁素体V 冷↑，Ｆ先％↓，→一定Ｔ，Ｆ先先消失，形成伪共晶组织2）过共析钢中的先共析渗碳体粒状 网状 针片状（正常） （魏氏组织）亚共析：完全退火；过共析：正火（可消除魏氏组织）网状 Fe3C，缺陷组织，↗Acm 以上，正火后，球化二、珠光体转变动力学1．形核率N&相变对能量的要求，形核时须克服形核功 *G)/exp(*RTGN&扩散 越过能垒， )/exp(RTQN&块状块状 (奥氏体晶粒较小奥氏体晶粒较小,冷速较冷速较 慢慢)网状网状 (奥氏体晶粒较大奥氏体晶粒较大,冷速较冷速较 快快)针状针状————魏氏组织魏氏组织 （奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成（奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成 的）的）)exp()exp(*RTQ RTGcN&，），（形)()(*DQGGTTPA，扩散较易，形核功起主导作用，由于，较高）时较小（TT*GT、故，至一定温度，扩散影响占优，故。

N&NTT&， )(2．长大线速度DSG1STT， )(TS1GTG)exp(22 RTQTDT故与的关系曲线亦出现极值T3．珠光体转变动力学曲线)4exp(13b tNV&形状因子，为球状时，34为时间指数，由～550℃b1A：4 ↘ 2.5b动力学亦具有三个特征：，孕育期缩短)(TTτS550℃TA1A`A`→PPT在一定温度下，，开始及结束较小，中间较快tV在后，达极大值50tVtV4．影响珠光体转变的动力学的因素（1）内部因素a. 钢的化学成分① 含碳量亚共析钢：C%↗，形成 F 先%↘，使 F 先的 N，μ↘，而 P 大多在 A/F 先的相界面上形核，F 先%↘，使 P 的形核困难，且 C%↗，使∣ΔGA→P∣↘，从而μ↘，故 C 曲线右移过共析钢：T>Acm，C%↗，有利于先共析 Fe3C 形核长大，且扩散 C 加速故 Fe3C 先加速，故 P 的孕育期缩短，转变加速，C 曲线左移Ac1～Acm 加热 C%↗获得不均匀奥氏体及 Fe3C 残，有利于 P 的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线右移。

故，碳钢中，共析钢的 C 曲线最靠右② 合金元素除 C0 以外，只要合金元素溶入 A ，均使 Aˊ稳定性增中，从而减慢 A→P，C 曲线右移，其中 M0 作用最大b.热处理工艺① 奥氏体成分的均匀化，减慢珠光体相变T↑，τ↑，成分均匀化程度提高，不易获得相变所需的成分起伏② 奥氏体晶粒的粗化，减缓珠光体相变③奥氏休成分的均匀性奥氏体成分不均匀程度的增加，有利于高碳区形成 Fe3C，而低碳区形成F，并加速碳原子的扩散，可加速先共析相及珠光体的形成未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相 Fe3C 的晶核，故可加速珠光体的形成④ 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成2)外界因素a．加热温度和保温时间T↑，τ↑，奥氏体晶粒尺寸增大，且成分趋于均匀化，减小了珠光体的Nˊ和 μ，从而推迟珠光体相变b．应力和塑性变形拉应力和塑性变形造成晶体的点阵畸变及 ρ⊥↑，有的由于 Fe,C 原子的扩散，从而 Nˊ↑，μ↑形变温度越低，这种作用越明显c. 等向压应力在等向压应力作用下，原子迁移阻力增大，阻碍了 Fe,C 原子的扩散，及点。