材料工程基础讲稿4.ppt

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1、,第三章 珠光体转变 31 P转变的形态和晶体学 1P形态 共析成分的A过冷到A1以下时，将分解为F和 Fe3C的混合物P。 P团：P片层方向大致相同的区域。 在一个A晶粒内，可以形成几个P团。 P的片层间距S：P团中相邻两片渗碳 体（或F）中心之间的距离。片层 间距的大小主要决定于P的形成温度。 原因：形成温度C扩散速度， 碳原子难以作较大距离的迁移，只能形 成片层间距较小的P；P转变时，新的F 和渗碳体的界面的形成将使界面能增加。片 层间距愈小，增加的界面能愈多，这部分界 面能由A与P的自由焓差来提供,过冷度驱动力。,碳钢中P的片间距与过冷度的关系可用下列经验公式表达： 式中 C8.021

2、04（ K），S0珠光体片层间距（ ），T 过冷度（K）。 片状珠光体光学显微镜下能分辨出片层间距的P，该间距为 150450nm；片间距在80150nm的称为索氏体S，这样尺寸的片 间距光学显微镜已难以分辨；在更低温度下形成的片间距为30 80nm的称为屈氏体T。 渗碳体以颗粒状存在于F基体上时称为球状（粒状）P。,2珠光体的晶体学,1片状珠光体形成机制 1）领先相 P的转变是通过形核长大完成的。由于P是由两个相 组成的，因此存在领先相的问题。 不论那一相领先，当有未溶的渗碳体存在时，将促进P 形成，而先共析F的存在对P的形成速度没有明显影响。 2）片状珠光体形成机制 共析成分的A发生P转变

3、时，可用下式表示： Fe3C 0.77C 0.0218C 6.67C 需C的扩散 fcc bcc 正交点阵 点阵重构 P转变时的形核一般是在A晶界上，原因是晶界处可以 提供形核所需的能量、结构、成分起伏，同时晶界上的缺 陷使原子易于扩散。,32 珠光体形成机制,设共析钢A向P转变时的领先相为渗碳体。 在A晶界上形成一薄片状渗碳体晶核,因为薄片状晶核的 应变能小，且表面积大易于接受的碳原子。薄片状渗碳体 晶核形成后,向前和两侧 长大。渗碳体长大时， 将从周围A中吸收碳原子 而使周围出现贫碳区。 贫碳区的形成为F的形核 提供了成分条件，而F核 又最易在渗碳体两侧的A晶界形成。在渗碳体两侧形成F核

4、后，已形成的渗碳体片不能再向两侧长大，而只能向纵深 发展。新形成的F除了随渗碳体片向纵深发展外，也将向 侧面长大。,珠光体形成时碳的扩散规律 P形成过程中，一直处于三相共存的情况。设转变温度为T，则 界面两侧各相的碳含量可由铁碳相图得出。与F接壤的A的碳含量 为 而与渗碳体接壤的A的碳含量为 在A中形成了碳的浓度梯度，引 起了碳的扩散。扩散破坏了相 界面上的平衡浓度，使得与F接壤 的A中的碳含量，与渗碳体接壤 的A中的碳含量。为了恢复平衡， 与F接壤的A将析出碳含量低的F而 使A的碳含量增加，与渗碳体接壤的A将析出碳含量高的渗碳体而使 A的碳含量下降。其结果就是渗碳体与F均随着碳原子的扩散，同

5、时 往A晶粒纵深长大而形成片状P。,在远离P的A（碳浓度为C）中的碳向与渗碳体接壤的A（碳浓 度为 ）的扩散， 与F接壤的A（碳浓度为 ） 中的碳向远离P的A（C）中扩散。 此外，在已形成的P中，与A接 壤的F的碳浓度为 而与渗碳 体接壤的F的碳浓度为 ， 且 ，故在F内部也有 碳的扩散。 这些都将促进P中的F和渗碳体向A晶粒内长大。 可以看出，片状P团的形成是渗碳体和F横向沿A晶界或沿已形成 的P的团界交替形核和纵向长大的结果。过冷A转变为P时，晶体点 阵的改组是通过铁原子的自扩散完成的。,实验还证实珠光体形成还可以分枝机制进行。即珠光体的片层 形态是由渗碳体分枝形式长大所形成（也可看成是铁

6、素体分枝长 大）。即在渗碳体晶核形成以后，在向前长大的过程中，不断分 枝，而铁素体则协调地在渗碳体枝间形成。,3）球状珠光体形成机制 共析成分的过冷A在A1以下片状P。但在A化温度较低，保温 时间较短，加热转变未充分进行时，A中有许多未溶的残留碳化物 或许多微小的高碳富集区；同时转变为P的等温温度高，等温时间 足够长，或者冷却速度极慢时，就有可能获得球状P。 渗碳体的球化是一个自发过程，在加热过程中片状渗碳体有可能 自发的发生破裂和球化。由胶态平衡理论： 式中 CR小粒子在固溶体中的溶解度，C大粒子在固溶体中 的溶解度，B常数，表面能，R小粒子的半径。 第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，

7、曲率半径愈小，其 溶解度愈高，片状渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度。,这就使得周围的F与渗碳体尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤 处的碳浓度，在F内形成碳的浓度梯度，引起了碳的扩散。扩散的 结果破坏了界面上碳浓度的平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗 碳体平面将向外长大，如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相 近的球状渗碳体。 (p65)片状渗碳体的断裂还与渗碳体片内的晶体缺陷有 关。渗碳体片内存在亚晶界，亚晶界是高能区，A1 附近不稳定，也可以通过尖角溶解，平面堆积的形 式破断，并逐渐球化。在A1以下片状渗碳体的球化 就是通过渗碳体片的破裂，断开而逐渐球化的。 片状P被加热的A1以上时，

8、在A形成过程中，尚未转变的片状渗碳 体也会按上述机构溶断球化。 此外，球状P也可以通过淬火加高温回火获得。,33 亚（过）共析钢的珠光体转变 由Fe-Fe3C状态图可知，GSG和ESE线将Fe-Fe3C状态图划分 为四个区域，GSE区为单相的A区，GSE为伪共析转变区，GSE 为先共析F析出区，ESG为先共析Fe3C析出区。 1伪共析转变 将共析点附近的铁碳合金自A区以 较快的速度冷却，在先共析产物来不 及析出的情况下，A被过冷到GSE线 以下，将从A直接析出F和Fe3C的混合 物。分解机制和分解产物与P转变完 全相同，但其中的Fe3C和F的量则与P 不同，随A中C%而变，C% Fe3C量愈多

9、伪共析转变，转变产 物伪共析组织。一般仍称为P。,2亚共析钢中先共析F的析出 亚共析钢A被过冷到GSE时有先共析F析出。先共析F的析出也是一个形核长大过程，F的晶核大都是在A晶界形成。析出的F的形态、数量决定于A的碳含量、晶粒大小和析出温度（或冷却速度）。碳含量愈高，析出温度愈低，析出的F愈少。先共析F形态有网状、块状（或称等轴状）和片状F。这三种F的形成机制可 能是通过两种不同的机制形成的。 1）网状铁素体 网状F一般是在A中碳含量较高，转变温度较高或冷速较低时形成。先共析F的晶核在A晶界上形成，与一侧的A晶粒存在KS位向关系，两者之间为共格界面，但与另侧的A晶粒则无位向关系，两者为非共格界

10、面。此外，在同一个A晶界上形成的另一个F晶核，可能与该A晶粒无位向关系，而与另一个A晶粒存在KS位向关系。 F晶核形成后，与F晶核接壤的A的碳含量将增加，在A内形成浓度梯度，从而引起碳的扩散。为了保持界面浓度平衡，即恢复界面A的碳的高浓度,必须从A中形成低碳的铁素体，从而使F晶核不断长大。,在转变温度较高时，非共格界面迁移比较容易，故F将向无位向 关系一侧的A长大。由于A中碳量较高，则当A晶界上的F晶核长大 并相互连成网时，剩余A的碳含量接近共析成分，进入ESG区域， 发生伪共析转变。 2）块状（等轴状）铁素体 当A中碳含量较低时，转变温度较高， 先共析F析出时，单位体积需要排除的碳较少，使受

11、碳原子在A中扩 散所控制的非共格界面的迁移更加容易；同时由于原A中的碳含量 较低，先共析F的量也较多，故先共析F可以长入A晶粒内部，形成 块状F。同样，未转变的富碳A进入ESG区后也将发生伪共析转 变。,3）片状铁素体 当A中的碳量在0.20.4%范围，A晶粒粗大，转变 温度较低或相当于空冷的冷速时，碳原子作长距离扩散变得困难， 使非共格界面不易迁移，而共格界面迁移则成为主要的。因此F晶 核将通过共格向与其有位向关系的A晶粒内长大，为减少弹性应变 能，F将呈条片状沿A某一晶面向晶粒内伸长。F的惯习面为111 面。由于同一A晶粒内的111晶面或是相互平行，或是相交一定的 角度，所以片状F体常常呈

12、现彼此平行或互成一定角度。有时可能 是由于形成开始温度较高，最先析出的F沿A晶界成网状，随后温度 降低，再由网状F的一侧以片状向晶粒内长大。这种形态的F称为 魏氏组织铁素体WF，有“V”或“帐篷型”浮凸。 这种WF的形成机制的认识目前还不统一：类似于M相变的切变机制形成和通过台阶滑移形成。 WF是典型的过热组织，其形态呈片状，隔离基体，形成脆弱 面，使钢的强度、韧性降低，同时提高韧脆转折温度，是一种缺陷 组织。,0.2%C-0.6Mn%船用钢板，WF严重时，韧脆转折温度由50 上升为35。45钢严重WF和细化和组织的性能如下表所示： 先共析F的形态主要取决于A的C%量。当C%量大于0.4%主要

13、形 成网状F， C%量小于0.2%主要形成块状F，碳含量在0.20.4%，A 晶粒粗大，冷速相当于空冷，往往容易形成WF。细化A晶粒，过快 或过慢的冷速都将抑制其产生。,魏氏组织形成与那些因素有关系?通过那些方法可以消除魏氏组织？为什么低碳钢渗碳后空冷时极易出现魏氏组织？,魏氏组织,钢中魏氏组织的形成，主要决定于其化学成分(含碳量)、奥氏体的晶粒度和冷却速度(转变温度)。 消除魏氏组织的常用方法是细化奥氏体晶粒的正火、退火以及锻造等。 低碳钢渗碳过程中，由于惨碳温度高，保温时间长，表层含碳且增加，故在渗碳后空冷时极易出现魏氏组织，以致大大地降低其机械性能。,http:/ 随着上述三个参数的变化

14、，先共析铁素体大体上以下列三种金相状态存在，即块状铁素体、魏氏组织铁素体及晶界网状铁素体。它们各自的形成温度范围与成分范围如图下图所示。可以看出，不同碳含量的钢，奥氏体品粒大小不同时，形成魏氏组织的温度也不一致。碳含量越高，奥氏体晶粒越小，就必须有较大的冷却速度(即较大的过冷度或较低的转变温度)才能形成魏氏组织。,ASM Handbook Volume 04 Heat Treating, 1991,冷却速度和晶粒度对铁碳合金合金组织的影响,在连续冷却时，冷却速度和晶粒大小对亚共析钢形成魏氏组织的影响如图所示。 可以看出，在正常奥氏体晶粒度的情况下，只有当合碳量在0.15-0.35%范围以及较高

15、的冷却速度时，才能出现魏氏组织。冷却速度增加，形成魏氏组织的合碳量范围向低碳含量的一侧移动，当奥氏体的晶粒粗大时图55l(a)，即使较小的冷却速度也能出现魏氏组织，且形成魏氏组织的含碳量范围向高碳含量的一侧扩展。 由此可知，各种钢的成分和原始条件不同时，形成魏氏组织的冷却速度也是不一致的。,如前所述，与亚共析钢相似，即使在过共析钢中，当碳合量和冷却条件与奥氏体晶粒较合适时，也可能产生渗碳体的魏氏组织。此时，渗碳体往往以针状或扁片状、条状出现在奥氏体晶粒内部。其组织形态如前面图所示。 一般认为,钢中魏氏组织的存在，虽然对抗拉强度影响不大，但却能显著降低其塑性，特别是冲击韧性将大为降低，有的甚至能

16、降低50一75，因此，希望能通过退火或正火予以消除。后来，一些研究说明，对上述这一结论应重新加以考虑。研究指出，过去一些关于针状铁索体(魏氏组织)使钢的机械性能恶化的结论，都是在与热处理后具有细晶粒组织的钢相比前提下做出的。 实际上，主要是奥氏体晶粒粗大所造成的影响。 正因为魏氏组织常伴随着粗大奥氏体晶粒而出现，从而降低钢的机械性能，因此，生产中常以控制不使魏氏组织的出现作为质量标准。,至于过共析钢中的针状或条状渗碳体魏氏组织，一股都在含碳量很高、热处理加热温度过高、冷却速度较大等综合条件下产生。在实际生产中比较少见。但在低碳钢渗碳过程中，由于惨碳温度高，保温时间长，表层含碳且增加，故在渗碳后空冷时极易出现魏氏组织，以致大大地降低其机械性能。当出现此类情况时，应在渗碳后的热处理以前，先降低加热温度正火，以消除其魏氏组织和网状渗碳体。 消除魏氏组织的常用方法是细化奥氏体晶粒的正火、退火以及锻造等。,