第三章-鋼的珠光體轉(zhuǎn)變

第三章鋼的珠光體轉(zhuǎn)變本章內(nèi)容提要：珠光體(P)的組織形態(tài)、晶體結(jié)構(gòu)珠光體形成的熱力學(xué)條件、形成過程、形成機(jī)制亞(過)共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變、先共析相的析出條件珠光體的力學(xué)性能、影響力學(xué)性能的因素奧氏體冷卻過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變按發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度范圍可分為：高溫轉(zhuǎn)變：Fe，C原子能充分?jǐn)U散（珠光體轉(zhuǎn)變）中溫轉(zhuǎn)變：Fe難以擴(kuò)散，C原子能擴(kuò)散（貝氏體轉(zhuǎn)變）低溫轉(zhuǎn)變：Fe、C原子均不能充分?jǐn)U散（馬氏體轉(zhuǎn)變）3.1珠光體的組織特征

鐵素體和滲碳體兩相的含碳量、晶體結(jié)構(gòu)相差懸殊且與奧氏體截然不同，轉(zhuǎn)變時必然發(fā)生C的擴(kuò)散和晶格的改組，因此珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。根據(jù)奧氏體化溫度和奧氏體化程度不同，過冷奧氏體可形成片狀珠光體和粒狀珠光體，前者滲碳體呈片狀，后者滲碳體呈粒狀。珠光體的發(fā)現(xiàn)HenryCliftonSorby1864年，Sorby首先在炭素鋼中觀察到。珠光體組織一、片狀珠光體

共析成分的奧氏體冷卻到A1以下時，將分解為鐵素體與滲碳體的混合物，稱為珠光體。

1.概念片狀珠光體：過冷奧氏體緩冷所得的鐵素體與滲碳體呈層片相間組織；

珠光體團(tuán)：片狀珠光體的片層位向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團(tuán)，在一個奧氏體晶粒內(nèi)，可有幾個珠光體團(tuán)。

珠光體片間距：珠光體團(tuán)中相鄰的兩片滲碳體(或鐵素體)中心之間的距離稱為珠光體的片間距，用S0表示。P團(tuán)原A晶界圖3-2S0Fe3Cα圖3-1片狀珠光體金相形態(tài)電鏡形態(tài)

①珠光體（P）:

Pearlite片間距約為450～150nm，形成于A1～650℃溫度范圍內(nèi)。在光學(xué)顯微鏡下可清晰分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。光鏡形貌電鏡形貌珠光體形貌像

2、片狀珠光體分類生產(chǎn)上根據(jù)珠光體片間距的大小，可將珠光體類型組織分為三種:

②索氏體(S):Sorbite

片間距約為150～80nm，形成于650～600℃溫度范圍內(nèi)。只有在800倍以上光學(xué)顯微鏡下觀察才能分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。細(xì)片狀P－索氏體。光鏡形貌電鏡形貌索氏體形貌像

③屈氏體（T）:Troostite

片間距約為80～30nm，形成于600～550℃溫度范圍內(nèi)。在光學(xué)顯微鏡下已很難分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。極細(xì)片狀的P-屈氏體。電鏡形貌光鏡形貌

屈氏體形貌像珠光體、索氏體和屈氏體比較珠光體索氏體屈氏體

珠光體、索氏體、屈氏體之間無本質(zhì)區(qū)別，都是出鐵素體和滲碳體片層相間組織，其形成溫度也無嚴(yán)格界線，只是其片層厚薄和片間距不同。3影響珠光體片間距的因素珠光體片層間距S0的大小，取決于過冷度ΔT而與原奧氏體晶粒尺寸大小無關(guān)。

原因：1.在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。2.若S0過小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時ΔGV不變，這會使相變驅(qū)動力降低，也會使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對應(yīng)一定的S0。位向關(guān)系鐵素體與奧氏體位向關(guān)系亞共析鋼中先共析鐵素體與奧氏體位向關(guān)系（K-S關(guān)系）滲碳體與奧氏體位向關(guān)系比較復(fù)雜

二、粒（球）狀珠光體

粒狀珠光體：滲碳體以粒狀分布于鐵素體基體中。它一般通過特定的熱處理獲得。滲碳體顆粒大小、形狀與所采用的熱處理工藝有關(guān)。滲碳體顆粒的多少與WC有關(guān)。在高碳鋼中按滲碳體顆粒大小將粒狀珠光體分為粒狀P、細(xì)粒狀P、點狀P。其他類型的珠光體，如碳化物呈纖維狀和針狀。

3.2珠光體轉(zhuǎn)變的機(jī)理一、珠光體形成的兩個基本過程珠光體轉(zhuǎn)變過程包括兩個同時進(jìn)行的過程：（1）通過碳原子的擴(kuò)散使奧氏體分解為高碳的Fe3C和低碳的F；（2）通過鐵原子的擴(kuò)散發(fā)生晶體結(jié)構(gòu)的改組。過程如下（A冷至Ar1以下）：

A→P（F＋Fe3C）面心體心復(fù)雜斜方0.77%0.0218%6.69%

二、珠光體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相珠光體轉(zhuǎn)變是有奧氏體分解為鐵素體與滲碳體，必然存在一個先析出相。珠光體形成的領(lǐng)先相取決于化學(xué)成分。亞共析鋼－F（因為P中的F與F先的位向相同）過共析鋼－Fe3C（因為Ｐ中Fe3C和Fe3C先位向相同且組織上連續(xù)）共析鋼－Fe3C（A中未溶Fe3C將促進(jìn)P的形成，而先共析F存在則無明顯影響）過冷度小，滲碳體是領(lǐng)先相；過冷度大，鐵素體是領(lǐng)先相。

一、片狀珠光體形成過程共析成分的奧氏體，在臨界點以下發(fā)生如下轉(zhuǎn)變：A→F+Fe3C片狀珠光體形成依賴于擴(kuò)散，以得到所需要的濃度變化以及結(jié)構(gòu)變化，轉(zhuǎn)變也是一個形核和長大的過程。

3.2.2珠光體的形成過程

1.形核一般情況下在奧氏體晶界處奧氏體化溫度低時，可在奧氏體晶內(nèi)形核Fe3C形狀：小薄片（應(yīng)變能小，表面積大，容易接受到Ｃ原子）新相形狀與彈性應(yīng)變能之間關(guān)系2、長大Fe3C薄片向縱向、橫向長大，不斷吸收周圍碳原子→在Fe3C兩側(cè)或奧氏體晶界上貧碳區(qū)，形成F核→Fe3C縱向長大(橫向已不可能)，F(xiàn)縱向長大、橫向長大，于F側(cè)的同一位向形成Fe3C，在同一位向交替形成F與Fe3C，形成一個珠光體團(tuán)。在不同位向形成另一個珠光體團(tuán)→珠光體團(tuán)互相接觸，轉(zhuǎn)變結(jié)束。

片狀P的長大方式：（1）交替形核、縱向長大；（2）橫向長大；（3）分枝形式長大。3、片狀珠光體長大碳的擴(kuò)散機(jī)制CA/F：F/A界面上A一側(cè)的碳濃度CA/Fe3c：Fe3C/A界面上A一側(cè)的碳濃度CA：原A中的碳濃度CF/A：F/A界面上F一側(cè)的碳濃度CF/Fe3c

：F/Fe3C界面上F一側(cè)的碳濃度

CFe3c

：Fe3C的碳濃度為6.69%

CA/FFe3CFA1CACA/F

T

CFe3cF△TACA/Fe3cCF/ACF

/Fe3cACA/Fe3C<由于各相間的濃度差，造成了如下擴(kuò)散：

（a）界面擴(kuò)散在t1溫度時，奧氏體中CA/F>CA/Fe3C，造成碳從A/F界面擴(kuò)散到A/Fe3C界面，這便破壞了界面平衡，使CA/F↘,CA/Fe3C↗，進(jìn)而導(dǎo)致F長大(使CA/F↗)，F(xiàn)e3C長大(使CA/Fe3C↘)。

（b）由遠(yuǎn)離P區(qū)擴(kuò)散因為CA/F>CA>CA/Fe3C，F(xiàn)前沿的碳將向遠(yuǎn)處擴(kuò)散，而遠(yuǎn)處的碳(濃度為CA)將擴(kuò)散至Fe3C前，使F、Fe3C長大。（c）鐵素體中C的擴(kuò)散如圖，因為CF/A>CF/Fe3C，這就造成F內(nèi)部的碳的擴(kuò)散，使F前沿碳濃度下降，有利于F長大，F(xiàn)e3C長大。

由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中產(chǎn)生濃度差Cγ-α–Cγ-k，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿擴(kuò)散，擴(kuò)散的結(jié)果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復(fù)碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長大。珠光體的縱向長大：

4、鐵原子的自擴(kuò)散

珠光體轉(zhuǎn)變時，晶體點陣的改組是通過鐵原子自擴(kuò)散完成的。綜上所述，珠光體轉(zhuǎn)變時珠光體團(tuán)的形成是鐵素體與滲碳體橫向沿奧氏體晶界或沿已形成的珠光體團(tuán)界交替形核、縱向長大的結(jié)果。

二、粒狀珠光體形成機(jī)制

粒狀珠光體一般通過特定的熱處理獲得。生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用的球化退火、淬火＋高溫回火，即通過下述方法得到粒狀珠光體。

(1)低的奧氏體化溫度，短的保溫時間，加熱轉(zhuǎn)變未充分，有較多的未溶滲碳體粒子。(2)A→P臨界點下高的等溫溫度，長的等溫保溫時間，冷卻速度極慢，以得到粒狀珠光體。（3）淬火＋高溫回火（調(diào)質(zhì)處理）特定的熱處理條件是：4.3珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理二.粒狀珠光體的形成機(jī)制

片狀P長時間保溫略低于A1粒狀P球化退火片狀P加熱略高于A1A＋未溶Fe3C保溫A＋粒狀Fe3C緩冷粒狀P球化條件：加熱時：A化溫度低，保溫時間短冷卻時：P化溫度高，保溫時間長?Growthofpearlitefromaustenite:?ReactionrateincreaseswithDT.EUTECTOIDTRANSFORMATIONRATE~DT?Eutectoidcomposition,Co=0.77wt%C?BeginatT>727C?Rapidlycoolto625Candholdisothermally.?CoolingtolowertemperaturesresultsinfinermicrostructuresEX:COOLINGHISTORYFe-CSYSTEM?TtransfjustbelowTE

--LargerT:diffusionisfaster--Pearliteiscoarser.Twocases:?TtransfwellbelowTE

--SmallerT:diffusionisslower--Pearliteisfiner.PEARLITEMORPHOLOGY?Reactionrateisaresultofnucleationandgrowthofcrystals.?Examples:NUCLEATIONANDGROWTHNucleationrateincreaseswithDTGrowthrateincreaseswithT一、先共析相的析出條件Fe-Fe3C相圖中GS、ES線的延長線SG’、SE’具有一定的意義，GSG’、ESE’線把相圖分成四個區(qū)：GSE以上為A區(qū)GSE’以左為先共析F析出區(qū)ESG’以右為先共析Fe3C析出區(qū)E’SG’以下為偽共析P析出區(qū)。右圖為先共析相及偽共析組織形成范圍3.2.3亞（過）共析鋼的Ｐ轉(zhuǎn)變一、偽共析轉(zhuǎn)變定義：非共析成分的Ａ被過冷到ES延長線SE‘與GS延長線SG’，可以不先析出先共析相而直接分解為F與Fe3C混合物—與共析轉(zhuǎn)變相似。轉(zhuǎn)變條件：亞共析鋼或過共析鋼快冷并在ES延長線E‘與GS延長線SG’區(qū)保溫組織：也稱為Ｐ特點：分解機(jī)制和分解產(chǎn)物的組織特征與Ｐ轉(zhuǎn)變完全相同。但Ｆ和Fe3C量與Ｐ不同，隨Ｃ％升高，F(xiàn)e3C量增加。先共析F析出：三.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變

A在SE′與GS所包圍區(qū)域內(nèi)析出先析F相。

A1C%TT1GSEE′G′偽共析先析F先析Fe3C先共析滲碳體析出：先共析轉(zhuǎn)變完成后，在SE′——SG′內(nèi)剩余A發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變ⅠⅡT2ⅢA在SG′與ES所包圍區(qū)域內(nèi)析出先析Fe3C。PPPT2T2T2Fe3C+PPF+PT1T1T1轉(zhuǎn)變產(chǎn)物轉(zhuǎn)變溫度合金Ⅲ合金Ⅱ合金Ⅰ成分偽共析轉(zhuǎn)變應(yīng)用：1）加快冷速，提高P偽量，有助提高低碳鋼的強(qiáng)度。2）通過快冷抑制過共析鋼中網(wǎng)狀滲碳體的析出冷速越快，轉(zhuǎn)變溫度越低，先析相越少，P偽越多。亞共析鋼先共析F的形態(tài)過共析鋼先共析Fe3C的形態(tài)網(wǎng)狀片狀等軸狀（塊狀）網(wǎng)狀片狀A(yù)晶粒細(xì)小，轉(zhuǎn)變溫度較高（或慢冷）A晶粒粗大，轉(zhuǎn)變溫度較低（或快冷）A晶粒粗大，冷速適中魏氏組織片（針）狀F（或Fe3C）＋P顯著降低鋼的力學(xué)性能，特別是塑韌性，

必須消除——采用細(xì)化晶粒的正火，退火或鍛造必須消除四、鋼中的魏氏組織工業(yè)上將具有先共析片(針)狀鐵素體或針(片)狀滲碳體加珠光體的組織，都稱為魏氏組織。前者稱為鐵素體（α-Fe）魏氏組織，后者稱為滲碳體魏氏組織。某低碳鋼氣焊熱影響區(qū)過熱段出現(xiàn)的粗大針狀魏氏鐵素體組織3.3珠光體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)§3.3.1形核率

形成溫度較高時，擴(kuò)散較易，形核功起主導(dǎo)作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時，擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，溫度降低，擴(kuò)散困難，形核率下降。

形核率隨轉(zhuǎn)變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。圖3-8形核率與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃§3.3.2長大速度圖3-8長大速度與轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系~550℃長大速度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低也是先增后減，在550℃附近也有一極大值。形核率和長大速度隨T↘，先↗后↘。原因：（1）T↘，△T↗，驅(qū)動力△Gv↗，有利P形核長大；（2）T↘，△T↗，A中濃度梯度↗，P片間距↘，有利P形核長大；（3）T↘，△T↗，原子活動能力↘，不利形核。以上三者共同作用，曲線出現(xiàn)極值。3.形核率和長大速度與轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度一定時，珠光體的形核率I與轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系如圖所示，隨轉(zhuǎn)變時間延長，形核率I逐漸增大。而等溫保持時間對珠光體的長大速度G則無明顯的影響。三、影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素1.化學(xué)成分的影響(1)C%a)亞共析鋼：C%增加，先析F形核率降低，F(xiàn)長大需要擴(kuò)散離去的C%增高，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期增大，導(dǎo)致珠光體轉(zhuǎn)變速度降低。b)過共析鋼：C%增加，F(xiàn)e3C的形核率增加，孕育期減小，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的孕育期減小，導(dǎo)致奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的轉(zhuǎn)變速度提高。(2)合金成分的影響除Co、Al外，合金元素的加入均不同程度的降低珠光體的轉(zhuǎn)變速度。①Ni：減低G與N,過冷度較小時，影響較大。②Cr：過冷度較大時顯著降低G，使Tn↑③Mo(W)：劇烈降低G與N，使Tn明顯上移。④Mn：△T較小時，對G影響不明顯；△T較大時，顯著降低G⑤Co：N↑、G↑2.加熱溫度和時間的影響（影響A成分和狀態(tài)）

奧氏體成分不均勻，珠光體轉(zhuǎn)變的形核率高，C原子擴(kuò)散速度高，長大速度快；未溶Fe3C多，可作為領(lǐng)先相晶核存在使珠光體轉(zhuǎn)變的形核率提高，加速其長大速度。奧氏體化溫度高時間長，奧氏體晶粒粗大且奧氏體化均勻，使“C”曲線右移，珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期、形核率和長大速度均降低，珠光體形成速度降低。3.奧氏體晶粒度的影響奧氏體晶粒細(xì)小，單位體積內(nèi)晶界面積增大，珠光體形核部位增多，促進(jìn)珠光體形成。亦促進(jìn)先共析鐵素體和先共析滲碳體的析出。4.應(yīng)力和塑性變形的影響奧氏體化時拉應(yīng)力或塑性變形，易使點陣畸變和位錯增高，促進(jìn)C、Fe原子擴(kuò)散及點陣重構(gòu)，促進(jìn)珠光體的形核長大。奧氏體化時壓應(yīng)力，原子遷移阻力增大，C、Fe原子擴(kuò)散困難，減慢珠光體形成速度。3.4P轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能與成分和熱處理工藝有關(guān)－各相的含量和組織形態(tài);對于片狀P，由層片間距決定；不同形態(tài)P，性能不同;先共析F和Fe3C含量不同，性能不同。3.4.1共析成分P的力學(xué)性能與P的片間距、P團(tuán)直徑、P中F的亞結(jié)構(gòu)有關(guān)－由A化溫度和P形成溫度決定。P片間距越小，強(qiáng)度、硬度、塑性均升高（為什么？）P團(tuán)直徑越小，強(qiáng)度、塑性如何變化？問題：連續(xù)冷卻發(fā)生P轉(zhuǎn)變時，是否對性能有利？1片狀P1、片狀珠光體

屈服強(qiáng)度:σs=139+46.4S-1

斷裂強(qiáng)度:σf=436.5+98.1S-1

珠光體的力學(xué)性能

片間距↘，強(qiáng)度和硬度↗，同時塑性和韌性有所改善在成分相同的條件下，與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低，而塑性較高。其主要原因是：粒狀珠光體中鐵素體與滲碳體的相界面較片狀珠光體少，強(qiáng)度和硬度稍低；而鐵素體呈連續(xù)分布，滲碳體呈粒狀分散在鐵素體基體上，對位錯運動的阻礙作用較小，使塑性提高。滲碳體分布愈細(xì)，硬度強(qiáng)度愈高，分布愈均勻，韌性愈好.2粒狀珠光體3.4.2亞、過共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能亞共析鋼完全奧氏體化后冷卻，隨著鋼中碳含量下降，先共析鐵素體量增加；當(dāng)碳含量一定時，隨著冷卻速度的加大，或轉(zhuǎn)變溫度的降低，先共析鐵素體量減少，珠光體量增加，但珠光體中的含碳量下降。與珠光體和鐵素體的相對含量有關(guān)。為了獲得最佳沖擊性能，應(yīng)使用細(xì)晶粒、含硅、含碳低的鋼。細(xì)化鐵素體晶粒、細(xì)化珠光體團(tuán)對韌性是有益的，而固溶強(qiáng)化對韌性是有害的。1.亞共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能屈服強(qiáng)度主要取決于鐵素體晶粒尺寸大小，隨珠光體量增加，它對強(qiáng)度的影響減小。越接近共析成分，珠光體對強(qiáng)度的影響就越大，珠光體片層間距的作用就愈明顯。屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度隨鐵素體量和珠光體量的變化是非線性的。塑性隨珠光體量的增多而下降，