Me对过冷奥氏体转变的影响 金属材料学教学课件

含碳量的影响
Me 对 过 冷
A
与共析钢C曲线相比，亚共析钢的C曲线上多 出一条先共析铁素体析出线。亚共析钢C曲线 中的F—P转变部分和B转变随奥氏体中含碳 量的增加逐渐向右移。 先析F析出线
转
变
的
影
响
与共析钢相比，过共析钢C曲线同样出现一条
Me 先析渗碳体的析出线。珠光体转变线则随含碳
对 过
当A过冷到A1以下时，首先在奥氏体晶界上产生渗碳体
晶核，通过原子扩散，渗碳体依靠其周围奥氏体不断地
供应碳原子而长大。同时，由于渗碳体周围奥氏体含碳
量不断降低，从而为铁素体形核创造了条件，使这部分
奥氏体转变为铁素体。由于铁素体溶碳能力低
（<0.0218%C），所以又将过剩的碳排挤到相邻的奥
氏体中，使相邻奥氏体含碳量增高，这又为产生新的渗
珠
珠光体
光
体
转
变
的
索氏体
屈氏体
影
响
Me 对
珠光体片层间距S0——珠光体团中相邻的两片 渗碳体(或铁素体)之间的距离
珠 光
它是用来衡量珠光体组织粗细程度的一个主要
指标。 S0的大小主要取决于过冷度，即珠光体 的形成温度。过冷度越大，珠光体的形成温度
体 越低，片间距越小，组织的硬度
转 越高，屈氏体的硬度高于索氏体，
的。
2）片状珠光体形成
Me
γ → α + Fe3C
对 晶体结构： 面心立方 体心立方 复杂正交
珠
C%：
0.77% 0.0218% 6.69%
光 珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳
体 转
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，由于相变在较高温度下发生，铁、碳原子
变 能有效地提高过冷A的稳定性。
的
影
响
Co和Cr同时加入时，Co反而增加γ相中Fe原子 间的结合力，提高转变激活能，推迟γ→α转变。
转 变
选区电子衍射表明：一个珠光体领域中所有Fe3C晶体取 向相同。说明在一个珠光体领域内的Fe3C或α是一个连
的 贯的晶粒，即一个珠光体领域是由一个Fe3C 或α晶粒相
影 互穿插而成。
响 一般在金相显微镜下看不到连续Fe3C （分枝长大）形
貌的原因是Fe3C片的分枝处不易恰好为试样磨面所剖取。
Me对过冷奥氏体转变的影响
1.6 Me对过冷奥氏体转变的影响
Me
奥氏体在临界点以下是不稳定组织。过冷奥氏 体的转变有三类：
对
高温的珠光体转变：
过
A→P＋Fe3C（过共析成分）
冷 或 A→P＋F（亚共析成分）
A
特点：此时Fe原子、C原子均能充分扩散
转 中温的贝氏体转变：（ Bain，美国物理冶金学家）
量的增加逐渐向左移，贝氏体转变线随含碳量 增加右移。
冷
A
转
变 先析Fe3C 的
影
响
Me 对 珠 光 体 转 变 的 影 响
1.6.1 Me对珠光体转变的影响
珠光体转变温度范围：A1以下至550℃左右的温度范 围内，过冷奥氏体转变产物是珠光体。
珠光体的组织形态：铁素体与渗碳体两相组成的相间 排列的层片状的机械混和物组织，依据渗碳体形态可 分为片状珠光体和粒状珠光体两种。
变
奥氏体转变速度增大，在550℃左右共析钢的
的
孕育期最短，转变速度最快。此后，随等温温
影
度下降，孕育期又不断增加，转变速度减慢。
响
在孕育期最短的温度区域，C-曲线向左凸，俗
称C-曲线的鼻子。
1、Me对C曲线的影响
Me 1）除Co和Al(Al％>2.5％)以外的所有合金元
对
素，溶入奥氏体中都增加过冷奥氏体的稳定性， 使C曲线向右移，并使Ms点降低。 C曲线右移
冷 的稳定区，即
A 形成两个C曲线。
转
变
强碳化物
的
形成元素
影
响
Cr、Mn等中弱碳化物形成元素强烈推迟B转变，
Me 降低B转变的温度范围，而对P转变影响较小， 对 同样使P和B两种转变温度范围相互分离，形 过 成两个鼻子，其间出现了一个过冷奥氏体的稳 冷 定区，即也形成
A 两个C曲线。 转 变 的 影 响
碳体创造了条件。如此反复进行，奥氏体最终全部转变
为铁素体和渗碳体片层相 间的珠光体组织。
C
α
C
珠光体转变是一种扩散型转变， 即铁原子和碳原子均进行扩散。 Fe3C
Cγ
C C
Me
对
珠
光
A
体
转
变
的
A
影
响
A
P A→F
共析钢P转变示意 图
亚共析钢P转变 示意图
F+P
A→Fe3C
过共析钢P转 变示意图
P+ Fe3C
2、Me对P转变的影响
Me 合金钢中珠光体转变包括孕育期、碳化物形核 对 长大和α相形核长大。在孕育期内进行合金元 珠 素和C的重新分配，保证新相形核所必须的浓 光 度起伏和能量起伏。 体 1）合金元素对珠光体转变时碳化物形核的影响 转 含强碳化物形成元素(V、W、Mo)的过冷A，首 变 先形成特殊碳化物。
的
钒钢中的VC在700～450℃范围生成；
影 响
钨钢中的Fe21W2C6在700～590℃范围生成； 钼钢中的Fe21Mo2C6在680～620℃范围生成
含中强碳化物形成元素Cr的钢，当Cr/C比高时，
Me
在珠光体转变时直接生成特殊碳化物Cr23C6或
对
Cr7C3。当Cr/C比低时，可形成富Cr合金渗碳
体 构起伏、成分起伏三个条件。
转 变
▪ 关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论，现在
的
认为都有可能成为领先相。
影 响
▪ 一般：亚共析钢的领先相是F（有先析出F），
过共析钢的领先相是Fe3C（有先析出Fe3C），
共析钢的领先相是F和Fe3C。
Me 对 珠 光 体 转 变 的 影 响
②长大（以Fe3C为领先相）
近代研究表明，片层珠光体形成的原因是渗碳体以分枝
Me 形式长大的结果——分枝长大机制
对 过冷A发生珠光体转变时，形核后基本上不发生侧向长
珠 大，而是以一片Fe3C为主干，然后以Fe3C分枝形式向
光 前长大。 Fe3C分枝长大的同时，与其相邻的奥氏体中
体
贫碳，促使α在Fe3C的枝间形核、长大。最终形成Fe3C 和α片层相间的珠光体组织。
响 体转变的作用大于在低碳钢中。
Me 2）Me对γ→α转变的影响
对 在珠光体转变中，γ→α转变是通过扩散进行的。
珠 光
Me对γ→α转变的影响主要是提高α相形核功或 转变的激活能。
体 转
Cr、Mn、Ni强烈推迟γ→α转变，W和Si也推迟 γ→α转变；而Co则促进γ→α转变。
变 Ni主要是增加α相的形核功，Cr、W、Mo、Si 的 都能提高γ-Fe原子自扩散激活能，推迟γ→α转
珠
体。
光 Cr/C＝2时，在650～600℃范围生成w(Cr)r8%~10%的
体 合金渗碳体； Cr/C＝3时，在680℃直接生成
转
w(Cr)=16%~17%的合金渗碳体，为钢中平均含Cr的4～ 6倍。
变
的 含弱碳化物形成元素Mn的钢中，珠光体转变时
影 只能直接形成富Mn的合金渗碳体，其含Mn量
响 是钢中平均含量的4倍。
变
的 远高于粗珠光体。
影
响
Me
对 珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠
珠 光
光体团”、“珠光体领域”或珠光体晶粒。一 个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。
体
转
原A晶界
变
的
影
响
P团
Me 片状珠光体的机械性能主要决定于片间距和珠
对
光体团的直径。
珠 珠光体团的直径和片间距越小，钢的强度和硬
A
转 变
2）碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V、Ti 等）溶入奥氏体中除在不同程度上推迟珠光体
的
和贝氏体的转变，使C曲线向右移动外，还能
影
改变其形状。
响
Mo、W、Nb、V、Ti强烈推迟P转变，并升高P
Me 转变的温度范围，同时降低B转变的温度范围，
对 使珠光体和贝氏体两种转变温度范围相互分离， 过 形成两个鼻子，其间出现了一个过冷奥氏体
A
转
F形成元素——升高A3线，使转变温度↑ →过
变
冷度增大→转变驱动力↑
的
影 ▪ 集中体现：对“C曲线”的影响，使其位置和
响形
状发生变化
Me
C曲线——过冷奥氏体等温转变曲线（TTT曲 线）
对
过
转变开始线：反映过冷奥氏体相应于一定温度开始转 变为其它组织的时间
冷
A 转变终了线：反映了过冷
转
奥氏体相应于一定温度转 变为其它组织的终了时间
变 都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散
的 型相变，过冷奥氏体转变为珠光体时，晶格的
影 重构是由铁原子自扩散完成的。
响 珠光体转变的实质：碳的重新分布和铁的晶格
改组。片状珠光体的形成：形核和长大
Me ①形核：
对 形核位置
珠 a、奥氏体晶界；b、奥氏体晶内（奥氏体晶内
光
有不均匀或未溶Fe3C时）。满足能量起伏、结
转 与Fe3C呈层片状，电镜下清晰观察到F与Fe3C的
变 片层，形成温度：650~600℃
的 屈氏体—T：S0= 30～80nm ，是极细的珠光体。 影 光镜下无法分辨F与Fe3C的层片(呈黑球状)，电 响 镜下清晰观察到F与Fe3C的片层，形成温度：
600~550℃
Me 对
珠光体、索氏体、屈氏体3种组织的电子显微 图像
影 变；Co单独加入时可使Fe的自扩散系数增大，
响 促进了γ→α转变。
Hale Waihona Puke Me 几种合金同时加入对γ→α转变影响更大，合金
对
钢采用多元少量合金化原则，可最有效地发挥
珠
各种合金元素提高钢的淬透性的作用。
光
体 转
若以Cr-Ni、Cr-Ni-Mo或Cr-Ni-W合金化时， 可同时提高α相形核功和提高γ→α转变激活能，
珠光休显微组织（T8钢退火）×580
T8钢× 7000
1）珠光体分类
Me 根据珠光体片层间距S0的大小，可将珠光体分 对 为三类：
珠 光
珠光体—P：S0= 150～450nm。光镜下观察到F 与Fe3C呈层片状，形成温度：A1~650℃
体 索氏体—S：S0= 80～150nm。光镜下难以区分F
光
度越高。这是因为珠光体团和片间距的尺寸减
体
小，相界面增多，对位错运动的阻碍增大，塑
转
性变形抗力增大，故强度、硬度提高。
变 当片间距小于150 nm时，随片间减小，钢的
的
塑性显著增加。片间距减小能提高塑性，这是
影
因为渗碳体片很薄时，在外力作用下可以滑移，
响
产生塑性变形，也可以产生弯曲。此外，片间 距较小时，珠光体中的层片状渗碳体是不连续
影
响
非碳化物形成元素
Me
对 非碳化物形成元素Ni、Co在钢中只能形成渗碳 珠 体，其中的Ni、Co含量都为平均含量，即渗碳
光 体形核和长大不取决于Ni、Co的扩散。
体
转 含Si、Al的钢中，珠光体转变生成的渗碳体是不
变 含Si、Al的，即在渗碳体形核和长大的区域， Si
的 影
和Al的原子必须扩散开去才能有利于渗碳体形核 和长大，这是Si、Al能够提高过冷A稳定性的原 因之一，也可以说明Si和Al在高碳钢中推迟珠光
过 的结果，降低了钢的临界冷却速度，提高了钢
冷 的淬透性。
A 转
Mo的影响最强烈，W、Mn和Ni的影响也很明 显； Si和Al的影响较小。
变
的
影
响
钢中加入微量的B可以明显地提高过冷奥氏体
Me
的稳定性，但随含碳量的增加，B的作用逐渐
对
减小。
过 Co降低过冷奥氏体的稳定性，使过冷奥氏体
冷
等温转变曲线向左移动。
3）Si、Al等非碳化物形成元素推迟P和B转变，
Me 对B转变作用更强烈。但P和B转变之间没有出
对
现过冷奥氏体稳定存在区域，即C曲线没有分
过
离。
冷
A
转
变
的
影
响
Me 注意 对 过 合金元素只有溶入奥氏体中才会对过冷奥氏体 冷 的转变产生重要影响。如碳化物形成元素未溶
A 入奥氏体，不但不会增加过冷奥氏体的稳定性， 转 反而由于存在未溶的碳化物起到非均匀晶核的 变 作用，促进过冷奥氏体的转变，使C曲线向左移。 的 影 响
Me 对
在含碳化物形成元素的钢中，珠光体转变碳化 物形核时，直接生成特殊碳化物或合金渗碳体，
珠 光 体
不仅需要碳的扩散和重新分布，还需要Me在A 中的扩散和重新分布，而Me在A中的扩散速度 远低于碳的扩散速度，阻碍了碳化物的形成，
转 变 的
进而推迟珠光体转变。碳化物形成元素扩散慢 是珠光体转变时碳化物形核的控制因素。
变
A→B上 A→B下 A→B粒
的
特点：Fe原子难以扩散，C原子尚能扩散
影 低温的马氏体转变：A→M （ Marten，德国著名冶 响 金学家）
特点：Fe原子、C原子都已不能扩散
Me
Me对过冷奥氏体转变的影响表现在对“临界 点”的影响上：
对
过
A形成元素——降低A3线，使转变温度↓→过
冷
冷度减小 →转变驱动力↓
变
的 MS—马氏体转变开始温度
影
Mf—马氏体转变结束温度 转变开始线
响 A1线表示奥氏体与珠光体
转变终了线
的平衡温度
Me 在A1温度以下，过冷奥氏体转变开始线与纵坐
对
标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的
过
孕育期，孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性
冷 的高低。
A
转 A1以下，随等温温度降低，孕育期缩短，过冷