珠光体相变详解.ppt

(1)珠光体型转变：高温区（在临界点A1以下）、过冷度小，珠光体型组织转变区，A→P；产物为珠光体，珠光体是由铁素体和渗碳体两相的机械混合物，碳原子和铁原子都扩散，珠光体转变为扩散型相变。 (2)贝氏体型转变：中温区（在A1以下、MS以上），过冷度增大，发生贝氏体转变的区域，A→B。贝氏体是由铁素体和碳化物两相的机械混合物，碳原子发生扩散，铁原子不扩散，贝氏体转变是半扩散型相变。 (3)马氏体型转变：低温区（在MS以下）、过冷度很大，发生A→M马氏体转变的区域；马氏体是单相组织，无原子的扩散，马氏体转变是非扩散型相变。 粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径 df ） 也符合Hall-Petch 关系： σs = σ0 + kdf-1/2 同一成分的钢，P粒相界面比P片少，强度低，塑性好（∵F呈联系分布）。 P粒的性能主要表现在： （1）切削加工性能好； （2）冷塑性变形性能好； （3）加热时变形或开裂倾向小。 §3.2 珠光体转变的机理 P形成的两个基本过程： （1）通过碳原子的扩散使A分解为高碳的Fe3C和低碳的F；　 （2）通过铁原子的扩散发生晶体结构的改组。过程如下 （A冷至Ar1以下）：　　 　　　　　　　　 A → F ＋ Fe3C　　　　　 　　　　　 fcc bcc 正交晶格　　　　　　　 　 0.77% 0.0218% 6.69% §3.3.4 影响珠光体转变动力学的因素 过共析钢： （2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物 （5）应力和塑性变形 §3.4 先共析铁素体和渗碳体的形成 §3.4.1 伪共析转变 §3.4.2 亚共析钢中的先共析铁素体形态 §3.4.3 过共析钢中的渗碳体形态 形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一极大值。 图3-8 形核率与转变温度的关系 ~550℃ §3.3.2 长大速度 图3-8 长大速度与转变温度的关系 ~550℃ 长大速度随转变温度的降低也是先增后减，在550℃附近也有一极大值。 §3.3.3 珠光体转变动力学曲线 图3-9 珠光体转变的动力学曲线 当N、G不随转变时间改变时，Johnson-Mehl方程： 当N随转变时间改变时，Avrami方程： (a) (b) 图3-10 亚共析钢(a)和过共析钢(b)的C曲线 ① 含碳量 亚共析钢： C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变 驱动力ΔGγ-α↓ ，所以珠光体转变 速度下降，C 曲线右移。 即：随含碳量增加，奥氏体趋于更稳定 （1）钢的化学成分 若加热温度高于Accm： C% ↑ ，渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。 若加热温度在Ac1～Accm：C%↑，获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。 即：随含碳量降低，奥氏体趋于更稳定 合金元素 除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中 ，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。 在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。 奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。 未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。 （4）奥氏体化加热温度和保温时间 奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。 （3）奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。（使C曲线左移） 拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。 （应用：轧钢中加入特定的合金元素，稳定奥氏体，使之在低温 下转变，提高强度。） 在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增 大，阻碍了 Fe、C 原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。（应用：控制轧制） 在A3 、Acm线以下先形成铁素