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1、第三章 珠光体转变,退火： 将钢加热至临界点Ac1以上或以下温度，保温后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。 目的： （1）消除组织缺陷； （2）均匀化学成分及组织，细化晶粒，提高钢的力学性能，减少残 余应力； （3）降低硬度，提高塑性和韧性，改善切削加工性能。,获得珠光体组织的热处理工艺,各种退火加热温度范围,正火： 将钢加热至Ac3或Acm以上适当温度，保温后在空气中冷却得到珠光体类组织的热处理工艺。 与完全退火不同点：正火冷却速度较快，转变温度较低，因此获得的珠光体组织较细，钢的强度和硬度也较高。 目的： （1）改善钢的切削加工性能； （2）消除热加工缺陷组织，均匀组织，细化
2、晶粒，消除内应力； （3）消除过共析钢的网状碳化物，便于球化处理； （4）提高普通结构零件的机械性能。,应用：一般作为预备热处理，也可作大型或形状复杂零件的终热处理。,珠光体转变在热处理（退火与正火）实践中极为重要： 退火与正火可以作为最终热处理。即工件经退火或正火后直接交付使用，因此在退火与正火时必须控制珠光体转变产物的形态，以保证退火与正火后所得到的组织具有所需的强度、塑性和韧性等。 退火与正火也可以作为预备热处理。即为最终热处理最好准备，这就要求退火或正火所得的组织能满足最终热处理的需要。 保证不发生珠光体转变。为使奥氏体能过冷到低温，使之转变为马氏体或贝氏体，必须要保证奥氏体在冷却过程
3、中不发生珠光体转变。 珠光体转变的过程、转变机理、转变动力学、影响因素、珠光体转变产物性能。,学习珠光体转变的意义：,珠光体的组织形态、晶体结构； 珠光体的形成过程、形成机制以及形成的热力学条件； 亚（过）共析钢的珠光体转变、先共析相的析出条件； 珠光体转变动力学和影响因素； 珠光体的力学性能、影响力学性能的因素；,本章知识点：,何为珠光体? 珠光体是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体。 何为珠光体转变？,共析相变,平衡相变,扩散型相变,3.1 珠光体的组织特征,典型形态：片状或层状 是铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体，如图所示。,图3-1 共析碳钢的片
4、状珠光体组织,符号：P （Pearlite） 含碳量c0.77；,珠光体,珠光体间距： 在片状珠光体组织中，一对铁素体片和渗碳体片的总厚度称为“珠光体片层间距”，以S0表示。 珠光体团： 片层方向大致相同的区域称为“珠光体团”或“珠光体晶粒” 。,片状珠光体示意图,片层间距大小和珠光体团影响因素： 珠光体的片层间距大小主要取决于珠光体的形成温度。在连续冷却条件下，冷却速度愈大，珠光体的形成温度愈低，即过冷度愈大，则片层间距S0就愈小。,片状珠光体的分类：,屈氏体,珠光体,索氏体,屈氏体,T12A钢的粒状珠光体组织,球状珠光体的组织特征,组成：铁素体基体粒状渗碳体,典型形态：球状或粒状,3.2
5、珠光体转变机制,2珠光体转变时的领先相,1珠光体的形成过程,3亚（过）共析钢的珠光体转变,2珠光体的形成过程,（1）片状珠光体的形成过程,相组成： （ + Fe3C ）,碳含量： 0.77% 0.02% 6.69%,点阵结构：面心立方 体心立方 复杂斜方,珠光体的形核,形核部位,条件： 能量、成分和结构起伏,奥氏体晶界,奥氏体晶内（温度较低）,珠光体转变时的领先相:,过冷度小时渗碳体是领先相，过冷度大时铁素体是领先相； 在亚共析钢中铁素体是领先相，在过共析钢中渗碳体是领先相； 在共析钢中两者为领先相的几率相同，但一般认为领先相是渗碳体。,珠光体,铁素体,渗碳体,领先相？（相变温度和奥氏体成分）
6、,领先相Fe3C形状:,横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。 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；,片状珠光体形成过程示意图,G,E,S,P,温度,碳含量,C/cem,C,C/,C/,C/cem,C%,B,A,C/,C/,C%,C,S,C%,B,A ,Fe3C,C%,C,S ,Ccem/,C/cem,珠光体形成时碳的扩散过程：,A,S,Fe3C,A,S ,B ,B,珠光体转变过程,（2）粒状珠光体的形成过程,渗碳体片存在内部缺陷，在亚晶界处出现沟槽,片状渗碳体破断、球化过程示意图,片状渗碳体破断、球化过程,获得粒状珠光体的途径：,获得粒状珠光体的途径：,（二） 片状珠光
7、体的低温退火 界面能减小的自发趋势（片状球化和析出相长大）。,获得粒状珠光体的途径：,300500 C,500650 C,获得粒状珠光体的途径：,（四）形变球化： 若在稍高于临界点Ar3施加大应变量形变，形变后等温或缓冷处理，可以直接获得铁素体加细小弥散渗碳体的球化组织。,3 亚（过）共析钢的珠光体转变,（1）伪共析转变,亚共析钢缓慢冷却时，先共析铁素体+珠光体。 过共析钢缓慢冷却时，先共析渗碳体+珠光体。,亚（或过）共析钢较快速度冷却时，奥氏体中同时析出铁素体和渗碳体，即珠光体组织，成分并非共析成分伪共析转变。,(2) 亚（过）共析钢先共析相的析出,先共析相量的影响： 先共析相的量的影响因素
8、：碳在奥氏体中的扩散（碳含量，析出温度，冷却速度）。 碳含量 (或)，冷却速度 ，析出温度，先共析量 。,先共析相形貌的影响： A，亚共析钢： 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。,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。,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。,B，过共析钢： 先共析渗碳体的形态可以是粒状、网状或针（片）状。 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
9、或针（片）状渗碳体，此时将显著增大钢的脆性。,组织控制： 工业上，片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织。 魏氏组织晶粒粗大机械性能（尤其塑性和冲击性能）显著降低钢的脆性转折温度升高； 魏氏组织采用细化晶粒的正火、退火以及锻造等等。,3.3 珠光体转变动力学 1珠光体的形核率I和长大速度G 2珠光体转变动力学图 3先共折相的长大动力学 4影响珠光体转变动力学的因素,1珠光体的形核率I和长大速度G,（1）形核率与转变温度T 在均匀形核：,一方面： 随转变温度T降低，过冷度增大，奥氏体与珠光体的自由能差增大，即相变驱动力Gv增大，使临界形核功W减小, 使形核率I增大。中间出现最大值；
10、另一方面： 随转变温度T降低，原子扩散能力减弱，因Q基本不变，使形核率I减小。,两者都具有极大值特征，其极大值约在550左右。,共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系,（2）长大速度G与转变温度T,转变温度较高时珠光体团一般长大成等轴类球形，各个方向上的长大速度G基本相等，可由下式表示：,S0 为珠光体的片层间距； Dc为C在奥氏体中的扩散系数； K为常数。,由于S0反比于过冷度T，而K正比于T，所以式可改写为,T , T, S0 ,C扩散距离，G ； T , Dc , G ；,两者都具有极大值特征，其极大值约在550左右。,共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系,（3）形核率I和
11、长大速度G与转变时间的关系,当转变温度一定时，随转变时间延长，形核率I逐渐增大。 等温保持时间对珠光体的长大速度G则无明显的影响。,共析钢珠光体形核率与转变时间的关系,2珠光体转变动力学图,根据不同温度下珠光体的形核率和长大速度与时间的关系，共析钢的珠光体等温转变动力学曲线如图中实线所示：,共析钢的珠光体等温转变动力学曲线,3先共折相的长大动力学,亚共析钢（先共析铁素体在奥氏体晶界上的长大方向有两个）： 一是沿奥氏体晶界长大（长度方向）； 二是向奥氏体晶内长大（厚度方向）：,式中，S为铁素体片的半厚度；t为铁素体长大时间；为系数。,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
12、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。,4影响珠光体转变动力学的因素,加热温度和保温时间 碳含量 合金元素 奥氏体晶粒度 应力和塑性变形,（1）加热温度和保温时间的影响, 奥氏体不均匀有利于珠光体的转变。 （低C区形成铁素体，高C区形成渗碳体，加速C的扩散，促进P形成） 未溶解的渗碳体，可以作为共析相的非均匀成核或领先相。 如奥氏体化温度提高，保温时间延长，导致 (P转变速度降
13、低)： 降低加热温度，缩短保温时间，加速珠光体的转变！,（2）碳含量的影响 对于亚共析钢，奥氏体中碳含量，析出先共析铁素体的孕育期 ，析出速度减慢 。珠光体转变的孕育期 ，转变速度减慢 。 对于过共析钢，在完全奥氏体化情况下，随着钢中碳含量 ，先共析渗碳体析出的孕育期 ，析出速度增大 。珠光体转变的孕育期 ，转变速度增大 。 如果不完全奥氏体化（加热温度在A1和Acm之间），加热组织为不均匀奥氏体加残余碳化物，则具有促进珠光体形核和晶体长大的作用，使珠光体转变时的孕育期 ，转变速度,（3）合金元素的影响 常用合金元素（除Co 外）使钢的TTT曲线右移； 常用合金元素（除Ni、Mn外）使珠光体转
14、变的“鼻尖”温度移向高温。,影响机制: 合金元素自扩散的影响 观点1：合金元素在转变后期间接影响着珠光体的转变，主要影响了碳在奥氏体中的扩散速度以及相变临界点引起的。 观点2：转变初期就受合金元素的扩散所控制，合金元素较低的扩散速度降低了珠光体的转变速度。 观点3：当转变温度较高和合金元素含量较高，转变初期受合金元素的扩散所控制，因此使得珠光体转变速度降低。, 合金元素对碳扩散的影响 大多数降低碳的扩散，Co则提高了扩散速度； 合金元素对的影响 如 Co则提高了的转变速度； 合金元素对相变临界点的影响 Ni，Mn降低A1，减小过冷度，珠光体转变速度降低；而Co提高了A1，增 大过冷度，珠光体转
15、变速度加快； 合金元素对界面移动的拖拽作用 Mn和Mo在界面聚集，阻止了界面移动的拖拽作用，从而降低先共析铁素体的长大速度，降低珠光体的形成速度。,（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。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，加速珠光体的转变。 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，促进珠光体的形核和晶体长大，加速珠光体的转变。变形温度越低，珠光体转变速度就越大。 对奥氏体施加等向压应力，减慢珠光体的形成速度。
16、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。,3.4 珠光体转变产物的机械性能,机械性能与成分和热处理工艺有关： 不同形态P，性能不同； 对于片状P，由层片间距决定； 先共析F和Fe3C含量不同，性能不同。,影响因素：片层间距和珠光体团的直径,* 片层间距以及珠光体团直径减小，珠光体的强度、塑性均提高： 片层间距， 层片变薄，相界面，抗塑性变形能力； 层片变薄，可通过滑移或弯曲产生塑性变形，塑性变形能力； 珠光体团直径 ， 单位体积片层排列方向，局部发生大量变形引起的应力集中可能性，强度和塑性；,连续冷却珠光体组织： 强度和塑性降低,(
17、2) 粒状珠光体的力学性能 强度、硬度稍低于片状P，塑性较高。 原因： 粒状珠光体中铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体少，强度和硬度稍低； 渗碳体呈粒状分散在连续的铁素体基体上，对位错运动的阻碍作用较小， 使塑性提高； 碳化物颗粒越细小，硬度和强度就越高； 碳化物颗粒越接近等轴状，分布越均匀，韧性越好。 粒状珠光体组织的加工性能： 切削性好，冷挤压成形性好，加热淬火时变形和开裂倾向性小。,2铁素体加珠光体的机械性能 机械性能影响因素：珠光体和铁素体的相对含量，铁素体晶粒大小，珠光体片层间距，铁素体化学成分。 强度和韧性：珠光体量增加对钢的强度和韧性的作用增大。 钢的成分一定，随冷却速度增大，先
18、共析铁素体量减少，珠光体量增多； 完全奥氏体化情况下，钢中碳含量增高，先共析铁素体量减少，而珠光体量增多； 屈服强度：主要取决于铁素体晶粒尺寸的大小,随珠光体量增加，铁素体晶粒尺寸大小对强度的影响减小。 越接近共析成分，珠光体对强度的影响就越大，珠光体片层间距的作用就愈明显。,脆性转折温度随珠光体量增加而升高。 随钢中碳含量增加（珠光体量增加），脆性转折温度升高，韧性状态下的冲击功显著下降。,碳含量（珠光体含量）对正火钢的韧脆转化温度和冲击功的影响,总结：铁素体加珠光体的力学性能,珠光体量增加对钢的强度和塑性作用增大： P增加，强度和硬度增加，脆性转变温度增加； F增加，晶粒细化，塑性增加，冲
19、击韧性增加；,3形变珠光体的机械性能,派登（Patenting）处理，就是使高碳钢获得细珠光体（索氏体）组织，再经过深度冷拔而获得高强度钢丝。 应用：绳用钢丝，琴钢丝和某些弹簧钢丝；（铅浴淬火冷拔） 索氏体组织的特点： 索氏体组织片层间距较小，滑移可沿最短途径进行，具有良好的冷拔性能； 渗碳体片很薄，在强烈塑性变形时能够弯曲，故塑性变形能力增强； 冷塑性变形可使亚晶粒细化，形成许多由位错网组成的位错壁，而且随变形量增大这种位错壁之间的距离减小，同时强化程度增大。,珠光体组织进行塑性变形加工，可以大幅度提高钢的强度，主要由于：塑性变形引起的位错密度增大，亚晶粒细化和残余相变位错。,600形成的片状珠光体的抗拉强度与冷拔变形量的关系。,A区：位错密度增高的贡献； B区：亚晶粒细化的贡献； C区：残存的相变位错的贡献,作 业,珠光体的定义，组织特征，性能。 试述形成珠光体时钢中碳的扩散情况和片状珠光体的形成过程，结合示意图说明。 提高珠光体钢力学性能的方法和原理？ 影响珠光体转变动力学因素，影响情况和原因？,