材料工程基礎(chǔ)講稿4課件

第三章

珠光體轉(zhuǎn)變§3－1P轉(zhuǎn)變的形態(tài)和晶體學(xué)

1．P形態(tài)

共析成分的A過冷到A1以下時(shí)，將分解為F和Fe3C的混合物——P。

P團(tuán)：P片層方向大致相同的區(qū)域。在一個(gè)A晶粒內(nèi)，可以形成幾個(gè)P團(tuán)。P的片層間距S：P團(tuán)中相鄰兩片滲碳體（或F）中心之間的距離。片層間距的大小主要決定于P的形成溫度。原因：形成溫度↓→C擴(kuò)散速度↓，碳原子難以作較大距離的遷移，只能形成片層間距較小的P；P轉(zhuǎn)變時(shí)，新的F和滲碳體的界面的形成將使界面能增加。片層間距愈小，增加的界面能愈多，這部分界面能由A與P的自由焓差來提供,過冷度↑→驅(qū)動(dòng)力↑。碳鋼中P的片間距與過冷度的關(guān)系可用下列經(jīng)驗(yàn)公式表達(dá)：式中C＝8.02×104（·K），S0－珠光體片層間距（），△T

－過冷度（K）。

片狀珠光體——光學(xué)顯微鏡下能分辨出片層間距的P，該間距為150～450nm；片間距在80～150nm的稱為索氏體S，這樣尺寸的片間距光學(xué)顯微鏡已難以分辨；在更低溫度下形成的片間距為30～80nm的稱為屈氏體T。

滲碳體以顆粒狀存在于F基體上時(shí)稱為球狀（粒狀）P。

2．珠光體的晶體學(xué)

設(shè)共析鋼A向P轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相為滲碳體。在A晶界上形成一薄片狀滲碳體晶核,因?yàn)楸∑瑺罹Ш说膽?yīng)變能小，且表面積大易于接受的碳原子。薄片狀滲碳體晶核形成后,向前和兩側(cè)長(zhǎng)大。滲碳體長(zhǎng)大時(shí)，將從周圍A中吸收碳原子而使周圍出現(xiàn)貧碳區(qū)。貧碳區(qū)的形成為F的形核提供了成分條件，而F核又最易在滲碳體兩側(cè)的A晶界形成。在滲碳體兩側(cè)形成F核后，已形成的滲碳體片不能再向兩側(cè)長(zhǎng)大，而只能向縱深發(fā)展。新形成的F除了隨滲碳體片向縱深發(fā)展外，也將向側(cè)面長(zhǎng)大。珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律

P形成過程中，一直處于三相共存的情況。設(shè)轉(zhuǎn)變溫度為T，則界面兩側(cè)各相的碳含量可由鐵碳相圖得出。①與F接壤的A的碳含量為

而與滲碳體接壤的A的碳含量為

在A中形成了碳的濃度梯度，引起了碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散→破壞了相界面上的平衡濃度，使得與F接壤的A中的碳含量↓，與滲碳體接壤的A中的碳含量↑。為了恢復(fù)平衡，與F接壤的A將析出碳含量低的F而使A的碳含量增加，與滲碳體接壤的A將析出碳含量高的滲碳體而使A的碳含量下降。其結(jié)果就是滲碳體與F均隨著碳原子的擴(kuò)散，同時(shí)往A晶?？v深長(zhǎng)大而形成片狀P。

②在遠(yuǎn)離P的A（碳濃度為Cγ）中的碳向與滲碳體接壤的A（碳濃度為

）的擴(kuò)散，③與F接壤的A（碳濃度為）中的碳向遠(yuǎn)離P的A（Cγ）中擴(kuò)散。④此外，在已形成的P中，與A接壤的F的碳濃度為而與滲碳體接壤的F的碳濃度為，且>，故在F內(nèi)部也有碳的擴(kuò)散。

這些都將促進(jìn)P中的F和滲碳體向A晶粒內(nèi)長(zhǎng)大?？梢钥闯?，片狀P團(tuán)的形成是滲碳體和F橫向沿A晶界或沿已形成的P的團(tuán)界交替形核和縱向長(zhǎng)大的結(jié)果。過冷A轉(zhuǎn)變?yōu)镻時(shí)，晶體點(diǎn)陣的改組是通過鐵原子的自擴(kuò)散完成的。

3）球狀珠光體形成機(jī)制共析成分的過冷A在A1以下——片狀P。但在A化溫度較低，保溫時(shí)間較短，加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行時(shí)，A中有許多未溶的殘留碳化物或許多微小的高碳富集區(qū)；同時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镻的等溫溫度高，等溫時(shí)間足夠長(zhǎng)，或者冷卻速度極慢時(shí)，就有可能獲得球狀P。滲碳體的球化是一個(gè)自發(fā)過程，在加熱過程中片狀滲碳體有可能自發(fā)的發(fā)生破裂和球化。由膠態(tài)平衡理論：式中CR－小粒子在固溶體中的溶解度，C∞－大粒子在固溶體中的溶解度，B－常數(shù)，γ－表面能，R－小粒子的半徑。

第二相質(zhì)點(diǎn)的溶解度與質(zhì)點(diǎn)的曲率半徑有關(guān)，曲率半徑愈小，其溶解度愈高，片狀滲碳體的尖角處的溶解度高于平面處的溶解度。

這就使得周圍的F與滲碳體尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳濃度，在F內(nèi)形成碳的濃度梯度，引起了碳的擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面上碳濃度的平衡，滲碳體尖角處將進(jìn)一步溶解，滲碳體平面將向外長(zhǎng)大，如此不斷進(jìn)行，最后形成了各處曲率半徑相近的球狀滲碳體。

(p65)片狀滲碳體的斷裂還與滲碳體片內(nèi)的晶體缺陷有關(guān)。滲碳體片內(nèi)存在亞晶界，亞晶界是高能區(qū)，A1附近不穩(wěn)定，也可以通過尖角溶解，平面堆積的形式破斷，并逐漸球化。在A1以下片狀滲碳體的球化就是通過滲碳體片的破裂，斷開而逐漸球化的。片狀P被加熱的A1以上時(shí)，在A形成過程中，尚未轉(zhuǎn)變的片狀滲碳體也會(huì)按上述機(jī)構(gòu)溶斷球化。此外，球狀P也可以通過淬火加高溫回火獲得?！?－3亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變由Fe-Fe3C狀態(tài)圖可知，GSG’和ESE’線將Fe-Fe3C狀態(tài)圖劃分為四個(gè)區(qū)域，GSE區(qū)為單相的A區(qū)，G’SE’為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)，GSE’為先共析F析出區(qū)，ESG’為先共析Fe3C析出區(qū)。

1．偽共析轉(zhuǎn)變將共析點(diǎn)附近的鐵碳合金自A區(qū)以較快的速度冷卻，在先共析產(chǎn)物來不及析出的情況下，A被過冷到G’SE’線以下，將從A直接析出F和Fe3C的混合物。分解機(jī)制和分解產(chǎn)物與P轉(zhuǎn)變完全相同，但其中的Fe3C和F的量則與P不同，隨A中C%而變，C%↑→Fe3C量愈多——偽共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物——偽共析組織。一般仍稱為P。

在轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，非共格界面遷移比較容易，故F將向無位向關(guān)系一側(cè)的A長(zhǎng)大。由于A中碳量較高，則當(dāng)A晶界上的F晶核長(zhǎng)大并相互連成網(wǎng)時(shí)，剩余A的碳含量接近共析成分，進(jìn)入E’SG’區(qū)域，發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。2）塊狀（等軸狀）鐵素體當(dāng)A中碳含量較低時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度較高，先共析F析出時(shí)，單位體積需要排除的碳較少，使受碳原子在A中擴(kuò)散所控制的非共格界面的遷移更加容易；同時(shí)由于原A中的碳含量較低，先共析F的量也較多，故先共析F可以長(zhǎng)入A晶粒內(nèi)部，形成塊狀F。同樣，未轉(zhuǎn)變的富碳A進(jìn)入E’SG’區(qū)后也將發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。3）片狀鐵素體當(dāng)A中的碳量在0.2~0.4%范圍，A晶粒粗大，轉(zhuǎn)變溫度較低或相當(dāng)于空冷的冷速時(shí)，碳原子作長(zhǎng)距離擴(kuò)散變得困難，使非共格界面不易遷移，而共格界面遷移則成為主要的。因此F晶核將通過共格向與其有位向關(guān)系的A晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，為減少?gòu)椥詰?yīng)變能，F(xiàn)將呈條片狀沿A某一晶面向晶粒內(nèi)伸長(zhǎng)。F的慣習(xí)面為{111}γ面。由于同一A晶粒內(nèi)的{111}晶面或是相互平行，或是相交一定的角度，所以片狀F體常常呈現(xiàn)彼此平行或互成一定角度。有時(shí)可能是由于形成開始溫度較高，最先析出的F沿A晶界成網(wǎng)狀，隨后溫度降低，再由網(wǎng)狀F的一側(cè)以片狀向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大。這種形態(tài)的F稱為魏氏組織鐵素體WF，有“V”或“帳篷型”浮凸。這種WF的形成機(jī)制的認(rèn)識(shí)目前還不統(tǒng)一：類似于M相變的切變機(jī)制形成和通過臺(tái)階滑移形成。

WF是典型的過熱組織，其形態(tài)呈片狀，隔離基體，形成脆弱面，使鋼的強(qiáng)度、韌性降低，同時(shí)提高韌脆轉(zhuǎn)折溫度，是一種缺陷組織。

0.2%C-0.6Mn%船用鋼板，WF嚴(yán)重時(shí)，韌脆轉(zhuǎn)折溫度由－50℃上升為－35℃。45鋼嚴(yán)重WF和細(xì)化和組織的性能如下表所示：

先共析F的形態(tài)主要取決于A的C%量。當(dāng)C%量大于0.4%主要形成網(wǎng)狀F，C%量小于0.2%主要形成塊狀F，碳含量在0.2~0.4%，A晶粒粗大，冷速相當(dāng)于空冷，往往容易形成WF。細(xì)化A晶粒，過快或過慢的冷速都將抑制其產(chǎn)生。45鋼σb(Mpa)σs(MPa)δ%ψ%akJ/cm2嚴(yán)重WF5243379.517.512.7細(xì)化后66944226.151.551.9

鋼中魏氏組織的形成，主要決定于其化學(xué)成分(含碳量)、奧氏體的晶粒度和冷卻速度(轉(zhuǎn)變溫度)。消除魏氏組織的常用方法是細(xì)化奧氏體晶粒的正火、退火以及鍛造等。低碳鋼滲碳過程中，由于慘碳溫度高，保溫時(shí)間長(zhǎng)，表層含碳且增加，故在滲碳后空冷時(shí)極易出現(xiàn)魏氏組織，以致大大地降低其機(jī)械性能。冷卻速度和晶粒度對(duì)鐵碳合金合金組織的影響

在連續(xù)冷卻時(shí)，冷卻速度和晶粒大小對(duì)亞共析鋼形成魏氏組織的影響如圖所示。可以看出，在正常奧氏體晶粒度的情況下，只有當(dāng)合碳量在0.15-0.35%范圍以及較高的冷卻速度時(shí)，才能出現(xiàn)魏氏組織。冷卻速度增加，形成魏氏組織的合碳量范圍向低碳含量的一側(cè)移動(dòng)，當(dāng)奧氏體的晶粒粗大時(shí)[圖5—5l(a)]，即使較小的冷卻速度也能出現(xiàn)魏氏組織，且形成魏氏組織的含碳量范圍向高碳含量的一側(cè)擴(kuò)展。由此可知，各種鋼的成分和原始條件不同時(shí)，形成魏氏組織的冷卻速度也是不一致的。如前所述，與亞共析鋼相似，即使在過共析鋼中，當(dāng)碳合量和冷卻條件與奧氏體晶粒較合適時(shí)，也可能產(chǎn)生滲碳體的魏氏組織。此時(shí)，滲碳體往往以針狀或扁片狀、條狀出現(xiàn)在奧氏體晶粒內(nèi)部。其組織形態(tài)如前面圖所示。一般認(rèn)為,鋼中魏氏組織的存在，雖然對(duì)抗拉強(qiáng)度影響不大，但卻能顯著降低其塑性，特別是沖擊韌性將大為降低，有的甚至能降低50一75％，因此，希望能通過退火或正火予以消除。后來，一些研究說明，對(duì)上述這一結(jié)論應(yīng)重新加以考慮。研究指出，過去一些關(guān)于針狀鐵索體(魏氏組織)使鋼的機(jī)械性能惡化的結(jié)論，都是在與熱處理后具有細(xì)晶粒組織的鋼相比前提下做出的。實(shí)際上，主要是奧氏體晶粒粗大所造成的影響。正因?yàn)槲菏辖M織常伴隨著粗大奧氏體晶粒而出現(xiàn)，從而降低鋼的機(jī)械性能，因此，生產(chǎn)中常以控制不