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1、1,第五章珠光体转变,2,5.1 研究珠光体型相变的意义,珠光体是渗碳体和铁素体片层相间、交替排列形成的机械混合物。用符号P表示（Pearlite）。,珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程，因此珠光体转变必然发生碳的重新分布和铁的晶格改组。,3,共析钢的动力学曲线和IT图,4,珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变，共析碳钢约在A1500温度之间发生，又称高温转变。,由于相变在较高的温度下进行，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。,5,珠光体转变是钢中重要的相变，同时在热处理实践中也极为重要，因为在钢的退火
2、与正火时所发生的都是珠光体转变。,必须控制珠光体转变产物的形态，以保证所得组织具有所需要的强度、韧塑性等。,要求退火或正火所得组织能满足最终热处理的需要。,6,为了解决上述一系列问题，就必须对珠光体转变过程、转变机理、转变动力学、影响因素以及珠光体转变产物的性能等进行深入的研究。,另外，为使奥氏体能够过冷到低温，使之全部转变为马氏体或贝氏体，就必须要保证奥氏体在冷却过程中不发生珠光体转变。,7,珠光体的组织形态,两种最常见的珠光体组织,5.2 珠光体的组织形态与晶体结构,8,片状珠光体,渗碳体呈片状，是由一层铁素体和一层渗碳体层层紧密堆叠而成。,9,10,珠光体团,在一个原奥氏体晶粒内可形成3
3、5个珠光体团,片层排列方向大致相同的区域，称为珠光体团或珠光体晶粒,在每一个珠光体团中，铁素体和渗碳体片大体上维持相同取向的小区域，称为珠光体领域,11,珠光体的片间距离S0,在片状珠光体中，一片铁素体和一片渗碳体的总厚度或相邻两片渗碳体或铁素体中心之间的距离，称为珠光体的片间距离，用S0表示。,S0与珠光体的形成温度有关，可用下面的经验公式表示：,式中：C=8.02104（K）T过冷度（K）,12,13,珠光体型相变为扩散型相变，铁素体片和渗碳体片的长大是受碳、铁原子的扩散控制的。,当珠光体的形成温度下降时,14,可见，S与T必然存在一定的定量关系。,另一方面，在过冷度T一定的情况下，若S过
4、小，则由于铁素体和渗碳体的相界面的面积增大，导致相变阻力阻力之一的界面能增大；而体系的自由能差保持不变。,结果是相变驱动力过小而相变不易进行。,15,片状珠光体的分类,通常所说的珠光体，是指在光学显微镜下能清楚分辨出片层状态的一类珠光体，而当片间距离小到一定程度后，光学显微镜就无法分辨不出片层的状态了。根据片间距离的大小，通常把珠光体分为普通珠光体P、索氏体S和屈氏体T。,16,17,索氏体（500）,索氏体,18,索氏体（4700）,19,屈氏体（400）,淬火马氏体,屈氏体,20,屈氏体电镜形貌,21,渗碳体呈颗粒状，均匀地分布在铁素体基体上的组织，铁素体呈连续分布。,粒状珠光体,22,针
5、状珠光体,当钢中含有一定数量的Cr，在转变温度较低时，可形成一类特异形态的珠光体，其组织外形呈黑色针状，整体呈冰花状。,23,珠光体的晶体结构,珠光体相变的位向关系,珠光体与奥氏体之间的位向关系,24,珠光体形成时，铁素体与奥氏体之间的位向关系为(110)(112)；112110而在亚共析钢中，先共析铁素体与奥氏体之间的位向关系为(111)(110)；110111这两种位向关系不同，说明珠光体中铁素体与先共析铁素体具有不同的转变特性。珠光体中渗碳体与奥氏体的位向关系比较复杂。,25,存在着一定的晶体学位向关系，这样形成的相界面具有较低的界面能，同时这种界面具有较高的扩散速度，以利于珠光体团的长
6、大。,珠光体形成时，铁素体与渗碳体之间的位向关系有两种类型。第一类(001)cem(2-1-1)100cem01-1 010cem111,珠光体团中的铁素体与渗碳体之间的位向关系,第一类位向关系是珠光体晶核在有先共析渗碳体存在的奥氏体晶界上产生时测得的；,26,第二类(001)cem(52-1-)100cem131-相差236 010cem113 相差236第二类位向关系是珠光体晶核在纯奥氏体晶界上产生时测得的。,珠光体的亚结构,目前认识还不清楚，从珠光体中萃取出来的渗碳体观察到了位错，同时也看到了由均匀刃型位错组成的小角度晶界。,珠光体中渗碳体的亚结构,27,退火状态下的珠光体中的铁素体铁素
7、体内具有位错亚结构，位错密度约107-8/cm2；在一片铁素体中存在有亚晶界，构成许多亚晶粒。退火状态下的粒状珠光体中的铁素体由于在退火时发生了再结晶，位错密度较低，因此不出现亚晶粒。淬火回火的粒状珠光体中的铁素体铁素体基体具有多边化亚结构。,珠光体中铁素体的亚结构,28,5.3 珠光体转变产物的力学性能,29,共析成分珠光体的力学性能,片状珠光体的力学性能,片状珠光体的性能主要取决于奥氏体化温度及珠光体的形成温度,碳含量,30,随着珠光体团直径以及片间距离的减小，珠光体的强度、硬度和塑性均升高。,规律,由于铁素体与渗碳体片薄时，相界面增多，阻碍位错运动。在外力作用下，抵抗塑性变形的能力增高，
8、因而强度和硬度增大；珠光体团直径减小，单位体积内珠光体片层排列方向增多，每一有利塑性变形的尺寸减小，都将使局部发生大量塑性变形所引起的应力集中减少，因而既增高了强度又提高了塑性。,原因,31,工业上，以片状珠光体作为使用的组织状态，比较重要的是“派敦”（Patenting）处理的绳用钢丝、琴钢丝和某些弹簧钢丝。所谓派敦处理，也叫铅淬冷拔工艺。就是将高碳钢奥氏体化后，淬入铅浴（600650）中等温转变，获得细片状珠光体（索氏体）组织，然后再进行深度冷拔。这是目前工业上具有最高强度的组织形态之一。,应用,32,这两个相互矛盾因素的共同作用，使表征冲击韧性的冷脆转变温度与片间距离的关系出现一个极小值
9、.,片间距离对冲击韧性的影响,片间距离对冲击韧性的影响比较复杂。,片间距离的减小将使冲击性能变坏,33,与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。,粒状珠光体的机械性能,34,高碳钢在机加工和热处理前，常要求先经球化退火处理得到粒状珠光体；中低碳钢在机械加工前，则需正火处理，得到更多的伪珠光体，以提高切削加工性能；低碳钢在深冲等冷加工前，为了提高塑性变形能力，常需进行球化退火。,此外，粒状P的可切削性好，对刀具磨损小，冷挤压成型性好，加热淬火时的变形、开裂倾向小。,粒状珠光体的性能，主要取决于碳化物颗粒的大小、形态和分布。一般来说，当钢的化学成分一定时，碳化
10、物颗粒越细小，强度、硬度越高；碳化物越接近等轴状，分布越均匀，塑韧性越好。,35,亚共析钢珠光体转变产物的力学性能,当P量少时，P对强度的贡献不占主要地位，此时，强度的提高主要靠先共析F晶粒的减小，而当P的量趋近100%时，P对强度的贡献就成为主要的，此时强度的提高依靠P片间距离的减小。,先共析F与P的相对量,先共析F的晶粒大小,P的片间距离,36,5.4 珠光体形成机制,珠光体形成的热力学条件,珠光体相变的驱动力同样来自于新旧两相的体积自由能之差；珠光体相变的热力学条件是“要在一定的过冷度下相变才能进行”。,珠光体（P）和奥氏体（）自由能随温度的变化曲线（示意图）,37,片状珠光体的形成机制
11、,珠光体相变的领先相,在共析钢中，渗碳体和铁素体作领先相的趋势是相同的。但是，一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体，其原因如下：,P+F,P,P+K,F,K,？,38,39,奥氏体中未溶解的渗碳体有促进珠光体形成的作用，而先共析铁素体的存在，对珠光体的形成则无明显的影响。,因此，虽然在共析钢中渗碳体和铁素体作领先相的趋势是相同的，但一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体。,40,因此，由奥氏体转变为珠光体，既需要有碳原子的扩散，也需要有晶体结构的变化。,珠光体的形成机理,41,形核,新相产生时引起的应变能较小；片状伸展时获得碳原子的面积增大;碳原子的扩散距离相对缩短。,片状形核的
12、原因,42,由上述珠光体形成过程可知，珠光体形成时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续向奥氏体中延伸；而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。,长大,纵向长大和横向长大机制,43,分枝长大机制,首先在奥氏体晶界上形成Fe3C片晶核；然后Fe3C片依靠其不断的分枝向晶粒内部平行长大；Fe3C片分枝长大的同时使相邻A贫碳，促使F在其两侧长大；结果形成片层相间的两相混合物。,44,粒状珠光体形成机制,在特定的奥氏体化和冷却条件下，奥氏体向珠光体转变也有可能形成粒状珠光体。,粒状珠光体由奥氏体向珠光体转变形成,45,在共析和过共析钢中，粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核，它按球
13、状的形式而长大，最终形成在铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织。,粒状珠光体的形成与片状珠光体的形成情况基本相同，也是一个形核及长大过程；,不过这时的晶核主要来源于非自发晶核。,46,粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球状化获得的。根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度，与其曲率半径有关。靠近非球状渗碳体的尖角处（曲率半径小的部分）的固溶体具有较高的C浓度，而靠近平面处（曲率半径大的部分）的固溶体具有较低的C浓度，这就引起了C的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡。结果导致尖角处的渗碳体溶解，而在平面处析出渗碳体（为了保持C浓度的平衡）。如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的球
14、状渗碳体。,粒状珠光体由片状珠光体球化形成,47,渗碳体片中有位错存在，并可形成亚晶界，在固溶体(A或F)与渗碳体亚晶界接触处则形成凹坑。,在凹坑两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比，具有较小的曲率半径。因此，与坑壁接触的固溶体具有较高的溶解度，将引起C在固溶体中的扩散，并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析出。,片状渗碳体的球化过程,为了保持亚稳定平衡，凹坑两侧的渗碳体尖角将逐渐被溶解，而使曲率半径增大。,48,这样又破坏了此处相界面表面张力(cem-acem-cem)的平衡。为了保持表面张力的平衡，凹坑将因渗碳体继续溶解而加深。,在渗碳体片亚晶界的另一面也发生上述溶解析出过程，如此不断进行直到
15、渗碳体片溶穿，一片成为两截。,渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后，又按尖角溶解、平面析出长大而向球状化转化。,49,因此，在A1温度以下，片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、C的扩散进行的，其过程示意如下,片状珠光体转变为粒状珠光体的实物照片左图为部分球化；右图为全部球化,50,5.5 亚(过)共析钢的珠光体转变和组织形态,非共析钢中的珠光体转变情况，基本上与共析钢相似，但要考虑先共析铁素体(或渗碳体)的析出。,伪共析转变,非共析成分的奥氏体被过冷到伪共析区后，可以不析出先共析相，而直接分解为铁素体和渗碳体的机械混合物，其分解机制和分解产物的组织特征与珠光体转变的完全相同，但其中的铁素体和渗碳
16、体的量则与珠光体的不同,转变产物被称为伪共析组织，一般仍称为珠光体,51,先共析铁素体的形态,亚共析钢中先共析铁素体的析出,先共析铁素体具有三种不同的形态：网状、块状(或称等轴状)和片状(有时也称针状)。,52,先共析铁素体的形成,先共析铁素体的析出也是一个形核及长大过程。先共析铁素体的形核：晶核大都在奥氏体晶界上形成。晶核与一侧的奥氏体晶粒为共格界面，但与另一侧的奥氏体晶粒为非共格界面。,先共析铁素体的长大：晶核形成后，铁素体旁的奥氏体中C%将增加，在奥氏体内形成C的浓度梯度，从而引起碳的扩散，为了保持相界面C%平衡，即恢复界面奥氏体的C的高浓度，必须从奥氏体中继续析出低C的铁素体，从而使铁
17、素体晶核不断长大。,53,先共析铁素体的长大方式,54,另外，如果A晶粒较大且冷速较快，先共析F也可能沿A晶界呈网状析出。,如果原奥氏体的C%较高，铁素体将连成网状；而当奥氏体的C%较低时，铁素体将形成块状；,55,56,共格界面与母相往往有一定的位向关系，为了减小应变能，铁素体呈条状沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长。铁素体彼此平行，或互成60或90度。形成魏氏组织。,57,58,魏氏铁素体,59,过共析钢中先共析渗碳体的形成,过共析钢加热到Acm温度以上，经保温获得均匀奥氏体后，再在Acm点以下、GS延长线以上等温保持或缓慢冷却时，将从奥氏体中析出先共析渗碳体。,60,先共析渗碳体的形态：粒状、
18、网状和针(片)状。,在过共析钢奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，从过冷奥氏体中直接析出粒状渗碳体的可能性是很小的，一般是网状的或针(片)状的。,如果过共析钢具有网状或针片状渗碳体组织，将显著增大钢的脆性。因此，网状或针片状渗碳体应消除,工业上将具有（先共析片状铁素体或先共析针片状渗碳体珠光体）的组织，都称为魏氏体组织。前者称为-Fe魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏体组织,61,62,63,64,65,66,5.6 珠光体转变动力学,珠光体转变的动力学特点,转变开始之前有一个孕育期；温度一定时候，转变速度随时间延长有一极大值；随转变温度的降低，P转变的孕育期有一极小值，此时转变最快；合金元素的影响显
19、著。,共析钢的动力学曲线和IT图,67,珠光体转变的形核率N,形核率由三方面因素所决定：一是体积自由能即相变驱动力G*；二是原子迁移的激活能Q；三是过冷度的大小T。,C：常数G*：临界形核功Q：扩散激活能，原子在新旧相间迁移的激活能,珠光体转变的动力学研究,68,G*与过冷度有关，过冷度越大，G*越小而有利于形核；而原子的迁移能力即扩散系数会随着过冷度增大而减低，过冷度越大，会降低形核率。,大T,69,珠光体转变的线长大速度,70,过冷奥氏体转变为珠光体的动力学参数N和G与转变温度之间都具有极大值的特征。,共析钢（0.78%C、0.63%Mn）的成核率N和晶体长大速度G与转变温度的关系,71,
20、形核率N和转变时间的关系:当转变温度一定时，珠光体转变的形核与等温时间有一定的关系，随着转变时间的延长形核逐渐增加，当达到一定程度后就急剧下降到零，即所谓的位置饱和。长大速度G与转变时间的关系:研究表明等温保持时间对珠光体的长大速度无明显的影响。,形核率N和长大速度G与转变时间的关系,72,影响珠光体转变动力学的因素,73,碳含量的影响,钢的内在因素,碳浓度离共析成分越远，则奥氏体向珠光体的转变越快；相较于合金元素，碳含量对珠光体转变的影响是较小的。,74,除Co和大于2.5的Al以外，所有常用合金元素皆使珠光体的鼻子右移，先共析铁素体的鼻子右移。除Ni以外，所有的常用合金元素皆使这两个鼻子移
21、向高温区。,合金元素对珠光体转变影响的规律,合金元素的影响,75,在常用的合金元素中，按推迟珠光体转变的效果大小排列，其顺序为：Mo Mn W Ni Si另外，强碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb、Ta等在钢中形成难溶的碳化物。如果这些元素在加热时能够溶入奥氏体中，则增大过冷奥氏体的稳定性。但是，即使加热到很高温度，这类碳化物仍然几乎不能完全溶入奥氏体中。因此，当钢中加入强烈形成碳化物元素，奥氏体温度又不很高时，不仅不能增大甚至会降低过冷奥氏体的稳定性。,76,硼元素B很特别：一般认为，钢中加入微量的B，就可以显著降低亚共析钢中先析出铁素体的速度，同时对珠光体的形成也有抑制作用。随着钢中碳含量
22、的增高，B增大过奥氏体稳定性的作用逐渐减小。钢加入微量的B能够降低先共析铁素体和珠光体转变速度的原因：主要是由于B的原子半径的相对大小既不适于形成间隙固溶体，又不适于形成置换固溶体，因而具有富集于晶界的强烈倾向。B吸附在奥氏体晶界上，降低了晶界的能量，从而降低了先共析铁素体和珠光体的成核率。,77,合金元素对珠光体转变产生影响的原因，至今仍未彻底搞清楚，归纳起来可以从以下几个方面考虑。A)合金元素自扩散的影响合金奥氏体的共析分解，除了碳的扩散之外，合金元素也需要进行扩散再分配。由于合金元素具有较低的扩散速度，其扩散系数比C在奥氏体中扩散系数低35个数量级，因而增大了过冷奥氏体转变为珠光体的孕育
23、期、降低了形成速度。,合金元素对珠光体转变产生影响的原因,78,B)合金元素对碳原子扩散的影响合金元素对珠光体转变的影响，还可以通过降低C在奥氏体中的扩散系数而起作用。除Co和小于3的Ni以外，所有合金元素都提高碳在奥氏体中的扩散激活能，从而降低C在A中的扩散系数。合金元素降低C的扩散系数，将增大珠光体转变的孕育期，从而降低转变速度。C)合金元素对铁原子扩散的影响合金元素的加入，还可以影响Fe原子的扩散，通过影响的同素异构转变进程来影响珠光体转变。,79,例如，Ni、Mn、Cr等的加入，都提高了Fe的自扩散激活能，从而降低了Fe原子在奥氏体中的扩散系数，进而影响晶体结构的重建而降低珠光体转变的
24、速度。,D)合金元素改变共析点的位置合金元素的加入，将改变共析点的位置，从而影响临界转变温度而影响珠光体的转变。它主要通过影响体系的自由能和转变的过冷度对珠光体转变产生不同的影响。,80,E)合金元素对/相界面的拖曳作用合金元素的加入，将对/相界面产生拖曳作用，从而降低/相界面的移动速度，进而降低珠光体的形成速度。例如，强碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb、Ta等在钢中形成难溶的碳化物。即使加热到很高温度，这类碳化物仍然不能完全溶入奥氏体中。因此，当钢中加入强烈形成碳化物元素，奥氏体温度又不很高时，这些弥散分布的难溶碳化物质点，将对/相界面的迁移产生阻碍作用，从而降低珠光体的形成速度。,81,
25、钢件在实际加热条件下，奥氏体常常处于不太均匀的状态，有时还可能有少量渗碳体微粒残存。,奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响,奥氏体成分不均匀,未溶解渗碳体的存在,珠光体领先相的晶核,82,奥氏体晶粒度的影响由于钢的化学成分、脱氧剂等的不同，在相同的加热条件下，所获得的奥氏体晶粒度也不尽相同。,同理，细小的奥氏体晶粒，也将促进先共析铁素体和渗碳体的析出。,奥氏体晶粒细小,83,加热温度和保温时间的影响钢的加热温度和保温时间，直接影响钢的奥氏体化均匀性和晶粒大小。,外界影响因素,提高加热温度或延长保温时间,84,应力和塑性变形的影响在奥氏体状态下承受拉应力或进行塑性变形，有加速珠光体转变的作用。压应力作用相反。,拉应力,塑性变形,促进珠光体转变,
