第三章珠光体转变

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3.2.2 片状珠光体的形成机制
1、珠光体相变的领先相
符合一般的相变规律，是一个形核及核长大过程 。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：
（1）珠光体中的渗碳体与从奥氏体中析出的先共析渗碳体的晶体 位向相同，而珠光体中的铁素体与直接从奥氏体中析出的先共析 铁素体的晶体位向不同； （2）珠光体中的渗碳体与共析转变前产生的渗碳体在组织上常常 是连续的，而珠光体中的铁素体与共析转变前产生的铁素体在组 织上常常是不连续的； （3）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。
（1）试样，φ10×2mm小圆片； （2）每个试样都具有相同的原始组织状态； （3）在相同的条件下进行奥氏体化（具有相同的奥氏 体状态）； （4）选择一系列转变温度； （5）在每一个选定的温度下确定一系列等温时间； （6）到达规定的等温时间后，迅速将试样投入到盐水 中冷却到室温； （7）对每个试样都进行金相组织观察，确定其转变量； （8）作出相应的曲线图。
2) 形核率N和长大速度G与转变时间的关系
曲线呈S型。为什么？
当转变温度一定时，珠光体 转变的形核与等温温度有一定 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。 等温保持时间对珠光体的长 大速度无明显的影响。
3.3.2 珠光体等温转变动力学图
1) C曲线的建立
3、特殊形态的P
当钢中含有一定数量 的合金，形成碳化物 时形态多样。
片状--粒状--针状—纤 维状
3.1.2珠光体的晶体结构
1、位向关系
通常珠光体均在奥氏体晶界上形核， 然后向一侧的奥氏体晶粒内长大成 珠光体团，珠光体团中的铁素体及 渗碳体与被长入的奥氏体晶粒之间 不存在位向关系，形成可动的非共 格界面，但与另一侧的不易长入的 奥氏体晶粒之间则形成不易动的共 格界面，并保持一定的晶体学位向 关系。在一个珠光体团中的铁素体 与渗碳体之间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，同时这种界面可 有较高的扩散速度，以利于珠光体 团的长大。
数D大，以△Gv影响为主。
•（2）、低温时过冷度大，驱动力△Gv大，扩散系
数D小，以D影响为主。
3) 亚（过）共析钢珠光体等温形成图
3.3.3 影响珠光体转变动力学的因素
1、 C
亚共析钢中，随着钢中碳含量增高 , C曲线右移 。
在相同的条件下，随着亚共析钢中碳含量的增加，获得 铁素体晶核的机率减少，铁素体长大时所需扩散离去的 C量增大，因而使铁素体析出速度减慢。 过共析钢，随着钢中碳含量增高 , C曲线左移。 当加热温度在Acm以上使钢完全奥氏体化的情况下，过 共析钢中碳含量越高，提供渗碳体晶核的机率越大，析 出速度增大。
2、 珠光体的亚结构
退火状态下的珠光体中，铁素体内具有位错亚结构， 位错密度约为107~108/cm2，在一片铁素体中存在有亚 晶界，构成许多亚晶粒。
淬火回火的粒状珠光体中，铁素体基体具有多边化 亚结构；退火的粒状珠光体中，铁素体发生了再结晶， 位错密度较低，因此不出现亚晶粒。
珠光体中渗碳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。
c)表示由晶界长出的渗碳体片，伸向 晶粒内后形成了一个珠光体团。
其中a)和b)为离异共析组织。
3.2.3 粒状珠光体形成机制
1) 粒状珠光体的形成 特定条件是：奥氏体化温度 低，保温时间较短，即加热 转变未充分进行，此时奥氏 体中有许多未溶解的残留碳 化物或许多微小的高浓度C的 富集区，
其次是转变为珠光体的等温 温度要高，等温时间要足够 长，或冷却速度极慢，这样 可能使渗碳体成为颗粒（球） 状，即获得粒状珠光体。
片状珠光体的形成时C的扩散示意
（4）珠光体转变的分枝机制
珠光体中的渗碳体，有些以产生枝杈的形式长大。渗碳 体形核后，在向前长大过程中，不断形成分枝，而铁素体 则协调在渗碳体分枝之间不断地形成。这样就形成了渗碳 体与铁素体机械混合的片状珠光体。这种珠光体形成的分 枝机制可能解释珠光体转变中的一些反常现象。
成温度：600-550度，HBS=450。
屈氏体T： S0=300~800 Å，光学显微镜下无法分辨片层结构。形
P、T、S无本质区别，只是S0不同。 规律：△T升高，S0减小， HBS增大。
S0大，S0-1/2小
2、粒状珠光体
粒状珠光体靠热 处理获得，如球 化退火。 渗碳体颗粒的大 小与热处理相关， 渗碳体颗粒的多 少与钢的含碳量 相关。
（5） 第二相形核 （6）离异共析
在某些不正常情况下，片状珠光体形 成时，铁素体与渗碳体不一定交替配 合长大，而出现一些特异的现象。
a)表示在奥氏体晶界上形成的渗碳体 一侧长出一层铁素体，但此后却不再 配合成核长大。
b)表示从晶界上形成的渗ຫໍສະໝຸດ Baidu体中，长 出一个分枝伸向晶粒内部，但无铁素 体与之配合成核，因此形成一条孤立 的渗碳体片。
形状：片状形核。首先在奥氏体晶界上形成一小片渗 碳体，这就可以看成是珠光体转变的晶核。 片状形核的原因是： ①新相产生时引起的应变
能较小；
②片状伸展时获得碳原子 的面积增大； ③片状形核时碳原子的扩
新相几何形状与相对应变能的关系
散距离相对缩短。
（2）长大
片状珠光体的形成过程
（3）珠光体转变时碳的扩散规律
3、 A的晶粒度
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。奥 氏体晶粒细小，单位体积内晶界面积增大，有利于珠 光体成核的部位增多，将促进珠光体形成。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.
4、加热温度和保温时间
钢的加热温度和保温时间，直接影响钢的奥氏体化 情况和晶粒大小。提高加热温度或延长保温时间，由
2) 渗碳体的球化机理 根据吉布斯-汤姆斯效应，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）的母相α 有较高 的C浓度，而靠近平面处（曲率半 径大的部分）较低的C浓度，这就 引起了C的扩散。
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， 片状渗碳体破断球化机理示意图 最后形成了各处曲率半径相近的球 状渗碳体。
对奥氏体施加等向压应力，有降低珠光体形成温度、 共析点移向低碳和减慢珠光体形成速度的作用。这与 等向压应力下原子迁移阻力增大，C、Fe原子扩散、晶 体点阵改组困难有关。
1、片状珠光体：
缓冷所得的珠光体呈层片状，称为片状珠光体
•
珠光体团：片状珠光体 的片层位向大致相同的 区域称为珠光体团，在 一个奥氏体晶粒内，可 有几个珠光体团。 珠光体片间距：珠光体 团中相邻的两片渗碳体 (或铁素体)中心之间的 距离称为珠光体的片间 距S0。
片状珠光体团及珠光体片间距示意图
•
于促进渗碳体的进一步溶解和奥氏体的均匀化，同时
也会使奥氏体晶粒长大，因此减小了珠光体相变的成 核率和晶体长大速度，从而推迟了珠光体相变的进行。
5、应力和塑性变形
在奥氏体状态下承受拉应力或进行塑性变形，有加 速度珠光体转变的作用。这是由于拉应力和塑性变形 造成的晶体点阵畸变和位错密度增高，有利于C和Fe原 子的扩散和晶体点阵改建，所以有促进珠光体晶核形 成和晶体长大的作用。且奥氏体形变温度越低，珠光 体转变速度越大。
珠光体片间距的大小取决于过冷度。过冷度越大，片间距越小。
片状珠光体分类：
普通珠光体P：S0=1500~4500 Å，光学显微镜下能清晰分辨出片
层结构；形成温度：A1-650度，HBS=200。
索氏体S： S0=800~1500 Å，光学显微镜下很难分辨出片层结构；
形成温度：650-600度，HBS=300。
AC1~Acm之间，加热后所获得的组织是不均匀的奥 氏体加残留渗碳体。这种组织状态，具有促进珠光体 的晶核形成和晶体长大的作用，使珠光体形成的孕育 期缩短，转变速度加快。 对于相同碳含量的过共析钢，不完全奥氏体化常常比 完全奥氏体容易发生珠光体转变。 高碳工具钢制件淬火，应该注意珠光体形成的孕育期 很短、转变速度很快这一特性。基于此因，对于高浓 度渗碳、碳氮共渗钢件淬火，表层容易出现屈氏体 （黑色组织的一种）。
2、珠光体的形成机理 （1）形核
γ(0.77%C) → α(~0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （体心立方） （复杂单斜）
条件：同样需要满足系统内的“结构起伏、成分起伏和 能量起伏”。 部位：晶核多半产生在奥氏体的晶界上（晶界的交叉点 更有利于珠光体晶核形成），或其它晶体缺陷（如位错） 比较密集的区域。
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 值和特征。
为什么？
产生上述特征的原因 在其它条件相同的情况下，随着过冷度增大（转变温 度降低），奥氏体与珠光体的自由能差增大。但随着过 冷度的增大，原子活动能力减小，因而，又有使成核率 减小的倾向。N与转变温度的关系曲线具有极大值的变化 趋向就是这种综合作用的结果。 当转变温度降低时，由于原子扩散速度减慢，因而有 使晶体长大速度减慢的倾向，但是，转变温度的降低， 将使靠近珠光体的奥氏体中的 C 浓度差增大，亦即 Cγ-cem 与Cγ-α差值增大，这就增大了C的扩散速度，而有促进晶 体长大速度的作用。 随着转变温度降低，有利于形成薄片状 P 组织。当浓 度差相同时，层间距离越小，C原子扩散距离越短，因而 有增大珠光体长大速度的作用。综合上述因素的影响， 长大速度与转变温度的关系曲线也具有极大值的特征。
2、A成分均匀化和过剩相
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。这种情 况，因钢中含有稳定碳化物形成元素和原始组织比较 粗大而加剧。奥氏体成分的不均匀，将有利于在高碳 区形成渗碳体；在低碳区形成铁素体，并加速C在奥氏 体中的扩散，增大了先共析相和珠光体的形成。未溶 解渗碳体的存在，既可以作为先共析渗碳体的非匀质 晶核，也可以作为珠光体领先相的晶核，因而也加速 了珠光体的转变。
第三章 珠光体转变
本章主要内容
珠光体转变过程 珠光体转变机理
珠光体转变动力学
珠光体转变影响因素 珠光体转变产物的性能等
第一节 珠光体的组织形态及晶体学
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一、珠光体 P (Pearlite) 的形态：
珠光体类转变：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，又称高温转变。 产物为珠光体，是由铁素体和渗碳体两相的机械混合物，其 组成相通常呈片层状 。 珠光体转变是典型的扩散型相变。 钢的退火与正火时所发生的都是珠光体转变。
3.2 珠光体的形成过程
.2.1 珠光体形成的热力学条件 T1(727℃) 时 ， 三 相 平 衡 ， △ T=0，△G=0， 无 相 变 驱 动 力。 温 度 T2 时 ， △ T≠0，△G≠0。 有相变驱动力。 γ 如转变为 F 和 Fe3C，将在剩余 γ 中产生高碳区和低碳区。如 图 3-6 中，温度 T2 时 , 可能有三 组混合相，即 Fe3C 与 d 成分的 γ； c成分的γ与a（GP线）成分的F； Fe3C 与 a′（PQ 线）成分的 F 等。 室温组织：P。
由于其形状具有字 母 “ C” 的 形 状 ， 通 常称为C曲线，或
TTT （Time Temperature Transformation）
曲线。
2) 珠光体等温转变动力学的特点 1、珠光体形成初期有一 孕育期。 2、鼻尖孕育期最短 3、等温转变速度： 慢-快-慢
•过冷A等温转变速度主要影响因素： •新相与母相间的自由能差△Gv和原子的扩散D。 •（1）、高温时过冷度小，驱动力△Gv小，扩散系
3) 片状渗碳体的球化过程
溶断—球化
在固溶体与渗碳体亚晶界接 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。
3.3 珠光体转变动力学
3.3.1 珠光体转变的形核率N及长大速度G 1) 形核率N及长大速度G与转变温度的关系