第三章 珠光体转变.ppt

1 热处理原理与工艺第三章珠光体转变 2 导读 通过学习本章 重点掌握钢中珠光体的概念 物理本质 组织结构特点 珠光体转变的物理过程 分解动力学特征及C曲线的影响因素 了解珠光体分解热力学 形核长大机理等知识 3 第三章珠光体转变 珠光体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 共析碳钢约在A1 500 温度之间发生 又称高温转变 珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳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 由于相变在较高的温度下进行 铁 碳原子都能进行扩散 所以珠光体转变是典型的扩散型相变 珠光体 Pearlite 4 3 1珠光体的组织特征3 1 1珠光体的组织形态珠光体是过冷奥氏体在A1以下的共析转变产物 是铁素体和渗碳体组成的机械混合物 P 形状分类 片状珠光体 粒状 球状 珠光体和针状珠光体 片状和粒状最常见 1 片状珠光体渗碳体呈片状 是由一层铁素体和一层渗碳体层层紧密堆叠而成 第一节珠光体的组织特征 5 第一节珠光体的组织特征 6 第一节珠光体的组织特征 7 第一节珠光体的组织特征 8 1 珠光体团片层排列方向大致相同的区域 称为珠光体团 珠光体领域或珠光体晶粒 在一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团 2 珠光体的片间距离S0在片状珠光体中 一片铁素体和一片渗碳体的总厚度或相邻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离 用S0表示 S0与珠光体的形成温度有关 可用下面的经验公式表示 第一节珠光体的组织特征 9 第一节珠光体的组织特征 10 S0受哪些因素影响 S0的大小取决于珠光体形成温度 形成温度降低 碳的扩散速度减慢 碳原子难以作较大距离的迁移 故只能形成片间距离较小的珠光体 第一节珠光体的组织特征 在一定的过冷度下 若S0过大 原子所需扩散的距离就要增大 这将使转变发生困难 若S0过小 由于相界面面积增大 使界面能增大 这时 GV不变 这会使相变驱动力降低 也会使相变不易进行 所以一定的 T对应一定的S0 T愈大 碳在奥氏体中的扩散能力愈小 扩散距离变短 另外 GV会变大 可以增加较多的界面能 所以S0会变小 11 3 片状珠光体的分类片间距离的大小 珠光体分为普通珠光体 索氏体和屈氏体 普通珠光体P S0 150 450nm 光学显微镜下能清晰分辨出片层结构 索氏体S S0 80 150nm 光学显微镜下很难分辨出片层结构 屈氏体T S0 30 80nm 光学显微镜下无法分辨片层结构 电子显微镜下只是片间距离不同而已 第一节珠光体的组织特征 12 珠光体 形成温度为A1 650 片层较厚 500倍光镜下可辨 用符号P表示 第一节珠光体的组织特征 13 索氏体形成温度为650 600 片层较薄 800 1000倍光镜下可辨 用符号S表示 第一节珠光体的组织特征 14 托氏体形成温度为600 550 片层极薄 电镜下可辨 用符号T表示 电镜形貌 光镜形貌 第一节珠光体的组织特征 15 索氏体形貌 第一节珠光体的组织特征 16 屈氏体形貌 第一节珠光体的组织特征 17 2 粒状珠光体渗碳体呈颗粒状 均匀地分布在铁素体基体上的组织 同样是铁素体与渗碳体的机械混合物 铁素体呈连续分布 按渗碳颗粒的大小 料状珠光体可以分为粗粒状珠光体 粒状珠光体 细粒状珠光体和点状珠光体 第一节珠光体的组织特征 18 3 针状珠光体当钢中含有一定数量的Cr 在转变温度较低时 可形成一类特异形态的珠光体 其组织外形呈黑色针状 整体呈冰花状 第一节珠光体的组织特征 19 3 1 2珠光体的晶体结构1 珠光体相变的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 第一节珠光体的组织特征 20 3 2 1珠光体形成的热力学条件珠光体相变的驱动力同样来自于新旧两相的体积自由能之差 相变的热力学条件是 要在一定的过冷度下相变才能进行 珠光体 P 和奥氏体 自由能随温度的变化曲线 示意图 3 2珠光体转变机制 第二节珠光体转变机制 21 图3 6自由能 成分曲线 在A1 T1 温度 Fe3C三相的自由能 成分曲线有一共切线 在A1温度以下温度T2 Fe3C三相间可作三条共切线 共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线之上 22 3 2 2片状珠光体的形成机制 0 77 C a 0 02 C Cem 6 67 C 面心立方 体心立方 复杂单斜 珠光体的形成过程 包含着两个过程 一个是碳的扩散 以生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体 另一个是晶体点阵的重构 由面心立方的奥氏体转变为体心立方点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体 第二节珠光体转变机制 23 某些研究认为 珠光体形成的领先相 可以随相变发生的温度和奥氏体成分的不同而异 过冷度小时渗碳体是领先相 过冷度大时铁素体是领先相 亚共析钢中铁素体是领先相 过共析钢中渗碳体是领先相 共析钢中渗碳体和铁素体作领先相的趋势是相同的 但一般认为渗碳体是领先相 24 共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体的原因 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 第二节珠光体转变机制 25 1 形核条件 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 第二节珠光体转变机制 26 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散距离相对缩短 第二节珠光体转变机制 27 2 长大 由上述珠光体形成过程可知 珠光体形成时 纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续向奥氏体中延伸 而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多 第二节珠光体转变机制 28 3 珠光体转变时碳的扩散规律 当珠光体刚刚出现时 在三相共存的情况下 过冷奥氏体的C浓度是不均匀的 C浓度分布情况可由Fe Fe3C相图得到 如图所示 即与铁素体相接的奥氏体C浓度Cr a较高 与渗碳体接触处的奥氏体的C浓度Cr cem较低 因此在奥氏体中就产生了C浓度差 从而引起了C的扩散 其扩散示意图如图所示 结果破坏了相界面的碳浓度平衡 为了恢复碳浓度平衡 渗碳体和铁素体就要向奥氏体中纵向长大 29 4 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以解释珠光体转变中的一些反常现象 第二节珠光体转变机制 30 5 离异共析 了解 自学 正常的片状珠光体形成时 铁素体与渗碳体是交替配合长大的 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 可以是在部分形成粗大珠光体后 再在较低温度下于已形成的粗大珠光体的渗碳体上 从未转变的过冷奥氏体生出分枝渗碳体并向奥氏体中延伸 在分枝的端部长成层片间距较小的珠光体小球 或者在长出的渗碳体分枝两侧 没有铁素体配合成核 而成为一片渗碳体片 第二节珠光体转变机制 31 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碳体中 长出一个分枝伸晶粒内部 但无铁素体与之配合成核 因此形成一条孤立的渗碳体片 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 第二节珠光体转变机制 32 3 2 4粒状珠光体形成机制1 粒状珠光体的形成在一般情况下奥氏体向珠光体转变总是形成片状 但是在特定的奥氏体化和冷却条件下 也有可能形成粒状珠光体 所谓特定条件是 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 第二节珠光体转变机制 33 粒状珠光体的形成与片状珠光体的形成情况基本相同 也是一个形核及长大过程 不过这时的晶核主要来源于非自发晶核 在共析和过共析钢中 粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核 它按球状的形式而长大 成为铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织 第二节珠光体转变机制 34 2 渗碳体的球化机理粒状珠光体中的粒状渗碳体 通常是通过渗碳体球状化获得的 根据胶态平衡理论 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 的固溶体具有较高的C浓度 而靠近平面处 曲率半径大的部分 的固溶体具有较低的C浓度 这就引起了C的扩散 因而打破了碳浓度的胶态平衡 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 最后形成了各处曲率半径相近的球状渗碳体 第二节珠光体转变机制 35 第二节珠光体转变机制 36 片状渗碳体的球化过程 是通过渗碳体的断裂 C的扩散进行的 其过程示意如下图 第二节珠光体转变机制 亚晶界引起 渗碳体片内亚晶界的存在 会产生一界面张力 为保持界面张力平衡 在亚晶界处会出现沟槽 由于沟槽两侧曲率半径较小 此处渗碳体将溶解 而使曲率半径增大 破坏了界面张力的平衡 为恢复平衡 沟槽将进一步加深 直至渗碳体溶断 37 片状珠光体转变为粒状珠光体的实物照片左图为部分球化 右图为全部球化 38 3 2 5亚 过 共析钢的珠光体转变和组织形态亚 过 共析钢中的珠光体转变情况 基本上与共析钢相似 但要考虑先共析铁素体 或渗碳体 的析出 1 伪共析转变非共析成分的奥氏体被过冷到伪共析区后 可以不析出先共析相 而直接分解为铁素体和渗碳体的机械混合物 其分解机制和分解产物的组织特征与珠光体转变的完全相同 但其中的铁素体和渗碳体的量则与珠光体的不同 随奥氏体的C 而变 C 增加 渗碳体量越多 这一转变被称为伪共析转变 转变产物被称为伪共析组织 一般仍称为珠光体 39 2 亚共析钢中先共析铁素体的析出先共析铁素体的形态先共析铁素体具有三种不同的形态 网状 块状 或称等轴状 和片状 有时也称针状 如下图所示 其中a b c 表示铁素体形成时与奥氏体无共格关系 a b 是块状铁素体 c 为网状铁素体 图中d e f 表示铁素体长大时与奥氏体有共格联系 形成的是片状铁素体 40 先共析铁素体的形成先共析铁素体的析出也是一个形核及长大过程 共晶核大都在奥氏体晶界上形成 晶核与一侧的奥氏体晶粒存在K S关系 两者之间为共格界面 但与另一侧的奥氏体晶粒则无位向关系 两者之间是非共格界面 晶核形成后 与铁素体接壤的奥氏体的C 将增加 在奥氏体内形成C的浓度梯度 从而引起碳的扩散 为了保持相界面C 平衡 即恢复界面奥氏体的C的高浓度 必须从奥氏体中继续析出低C的铁素体 从而使铁素体晶核不断长大 41 先共析铁素体的长大方式当转变温度较高时 奥氏体晶粒较细小或冷速较慢时 Fe原子活动能力较强 非共格界面迁移比较容易 故铁素体向无位向关系一侧的奥氏体晶粒长大成球冠状 如果奥氏体的C 较高时 铁素体将连成网状 而当奥氏体的C 较低时 铁素体将形成块状 另外 如果奥氏体晶粒较大 冷却速度较快 先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出 当转变温度较低时 Fe原子扩散困难 非共格界面不易迁移 而共格界面迁移则成为主要的 铁素体将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大 为了减小弹性畸变能 铁素体将呈条片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内伸展 此晶面为 111 A面 另外 如果奥氏体成分均匀 晶粒粗大 冷却速度又比较适中 先共析铁素体有可能呈片状析出 42 一次魏氏组织铁素体二次魏氏组织铁素体 43 3先共析渗碳体的形成先共析渗碳体的形态 可以是粒状 网状和针 片 状 一般是网状的或针 片 状的 网状或针 片 状渗碳体组织 将显著增大钢的脆性 因此 过共析钢件毛坯的退火加热温度 必须在Acm以下 对于具有网状或针 片 状渗碳体的钢料 为了消除网状或针 片 状渗碳体 必须加热到Acm以上 使渗碳体充分溶入奥氏体中 然后快速冷却 使先共析渗碳体来不及析出 形成伪共析或其它组织 再进行球化退火 工业上将具有先共析片状铁素体和针片状渗碳体加珠光体的组织 都称为魏氏体组织 前者称为 Fe魏氏组织 后者称为渗碳体魏氏体组织 44 45 第二节珠光体转变机制 46 47 48 49 50 51 52 53 3 4珠光体转变动力学3 4 1珠光体转变的形核率N及线长大速度V1 形核率N及长大速度V与温度的关系过冷奥氏体转变为珠光体的动力学参数N和V与转变温度之间都具有极大值和特征 0 78 C 0 63 Mn钢珠光体的成核率和晶体长大速度与温度的关系如下图所示 54 C0 常数 Gm 扩散激活能 T 绝对温度 K 波尔茨曼常数 临界形核功 在忽略应变能时 A 常数 奥氏体与旧相的界面能 GV 奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差 速度 形核率 55 理解 原因1 过冷度增大 转变温度降低 A与P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 原因2 当转变温度降低时 原子扩散减慢 有使长大速度减慢的倾向 但转变温度的降低 将使靠近珠光体的奥氏体中的C浓度差增大 就增大了C的扩散速度 而有促进晶体长大速度的作用 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 56 2 形核率N和长大速度V与转变时间的关系研究表明等温保持时间对珠光体的长大速度无明显的影响 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 57 图3 23共析碳钢在680 时珠光体转变形核率与等温时间的关系 58 3 4 2珠光体转变动力学曲线 图3 25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 59 3 4 3珠光体等温转变动力学图用实验方法来测定的 具有字母 C 的形状 通常称为C曲线 或TTT TimeTemperatureTransformation 曲线 1 C曲线的建立以共析碳钢C曲线的建立过程 说明C曲线的建立过程 1 试样 10 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 60 61 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 转变温度降低时 孕育期缩短 某一温度 碳钢约为550 时 孕育期最短 该点称这为C曲线的鼻子点 温度再降低 孕育期重新增加 3 随着时间的增长 转变速度增大 在转变量为50 时 转变速度达到极大值 但转变50 以后 转变速度又逐渐降低 直至转变完成 62 3 亚 过 共析钢珠光体等温形成图对于亚共析钢 在在珠光体等温形成图的左上方 有一条先共析铁素体析出线 如图所示 这种析出线 随着钢中碳含量的增高 逐渐向右下方移动 与此相似 对于过共析钢 如果奥氏体化温度在Acm点以上 在等温转变过程中 于珠光体形成曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线 如图所示 这条析出线 随着钢中碳含量的增高 逐渐向左上方移 63 45钢 0 44 C 0 22 Si 0 66 Mn 0 15 Cr 0 02 V 的过冷奥氏体等温转变图 T10钢 1 03 C 0 17 Si 0 22 Mn 0 07 Cr 0 10 Ni 的过冷奥氏体等温转变图 64 3 4 4影响珠光体转变动力学的因素 重要 1 钢的内在因素 成分 1 碳含量的影响 2 合金元素的影响 65 含碳量亚共析钢 C 铁素体形核率 另外 相变驱动力 G 所以珠光体转变速度下降 C曲线右移 过共析钢 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Fe3C 有利于珠光体的形核 故孕育期缩短 转变加速 C曲线左移 66 1 合金元素对珠光体转变影响的规律Mo显著地增大了过冷奥氏体在珠光体转变区的稳定性 即增长了相变孕育期和减慢了转变速度 Mo特别显著地增大在580 600 温度范围内的过冷奥氏体的稳定性 在共析钢中加入0 8 Mo 可以使过冷奥氏体分解完成时间增长28000倍 在含Mo的共析钢中 Mo含量小于0 5 时 形成的碳化物是渗碳体型的 而含量大于0 5 时 形成的碳化物是特殊碳化物M23C6 由于这种碳化物在共析钢中加热时很难完全溶解 在这种情况下 Mo对珠光体形成时减小长大速度的作用反而减小 为了提高过冷奥氏体的稳定性 钢的Mo含量一般应低于0 5 67 W的影响与Mo相似 当含量按重量百分率计算时 其影响程度约为Mo的一半 Cr的影响 表现在比较强烈地增大过冷奥氏体在600 650 温度范围内的稳定性 Ni Mn都有比较明显提高过冷奥氏体在珠光体转变区稳定的作用 Si对过冷奥氏体转变为珠光体的速度影响较小 稍有增大过冷奥氏体稳定性的作用 Al对珠光体转变的影响很小 68 V Ti Zr Nb Ta等在钢中形成难溶的碳化物 如果 这些元素在加热时能够溶入奥氏体中 则增大过冷奥氏体的稳定性 但是 即使加热到很高温度 这类碳化物仍然几乎不能完全溶入奥氏体中 因此 当钢中加入强烈形成碳化物元素 奥氏体温度又不很高时 不仅不能增大甚至会降低过冷奥氏体的稳定性 69 B元素很特别 微量的B 0 0010 0 0035 显著降低亚共析钢中过冷奥氏体在珠光体转变区析出铁素体的速度 对珠光体的形成也有抑制作用 原因 主要是由于B吸附在奥氏体晶界上 降低了晶界的能量 从而降低了先共析铁素体和珠光体的成核率 为了保持B对珠光体转变的有益作用 必须使B富集在奥氏体晶界上 如果活泼的B元素与钢中的Fe或残留的N O 化合成稳定的夹杂物 或者由于高温奥氏体化 使B向奥氏体晶粒内扩散 而使晶界的有效B减少 这样都使B的有益作用减弱甚至消失 70 Co降低过冷奥氏体在珠光体转变区的稳定性 缩短珠光体转变的孕育期 加速珠光体的转变 从图中可以看出 当合金元素充分溶入奥氏体中的情况下 除Co以外 所有常用合金元素皆使珠光体的鼻子右移 先共析铁素体的鼻子右移 除Ni以外 所有的常用合金元素皆使这两个鼻子移向高温区 71 2 合金元素对珠光体转变产生影响的原因至今仍未彻底搞清楚 合金元素自扩散的影响合金元素具有较低的扩散速度 增长了过冷奥氏体转变为珠光体的孕育期和降低了形成速度 合金元素对碳扩散的影响降低C扩散系数的将增大孕育期和降低转变速度 反之则缩短孕育期和增加转变速度 合金元素改变了 转变速度合金元素可以改变 的同素异构转变速度 改变 Fe的临界形核功 因此 对珠光体的转变产生相应的影响 72 合金元素改变了临界点合金元素的加入 将改变临界点的位置 并使其成为一个温度范围 这样一来 在相同的温度条件下 不同成分的钢其过冷度就不同 对珠光体的转变产生不同的影响 合金元素对 相界面的拖曳作用合金元素的加入 将对g a相界面产生拖曳作用 从而降低g a相界面的移动速度 进而降低珠光体的形成速度 73 3 奥氏体晶粒度的影响由于钢的化学成分 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 74 4 奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响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 75 2 外界影响因素 1 加热温度和保温时间的影响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 76 2 应力和塑性变形的影响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 3 等向压应力的影响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 77 3 5珠光体转变产物的力学性能钢中珠光体的机械性能 主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态 1 片状珠光体的力学性能共析碳钢在获得单一片状珠光体的情况下 其机械性能与珠光体的层间距离 珠光体团的直径 珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸有着密切的关系 珠光体的片间距离主要决定于 珠光体的形成温度 而珠光体团的直径不仅取决于珠光体的形成温度 还与奥氏体的晶粒大小有关 而奥氏体的晶粒大小与奥氏化条件有关 因此 可以说 共析钢片状珠光体的性能主要取决于奥氏体化温度及珠光体的形成温度 78 1 随着珠光体团直径以及片间距离的减小 珠光体的强度 硬度和塑性均升高 图3 29片状珠光体的强度与片间距的关系 图3 30片状珠光体的塑性与片间距的关系 79 2 片状珠光体的塑性与片间距有关 当片间距小于150nm 断面收缩率随片间距减小呈上升趋势 当片间距小于150nm 影响不大 二者关系可见图3 30 片状珠光体的力学性能与珠光体团直径有关 但由于实际情况下 A的晶粒不会很大 P团的直径就没有很大变化 故不再讨论 片层间距S0愈小 强度 硬度愈高 符合Hall Petch关系 s 0 kS0 1 80 片状间距影响强度 塑性的原因 片间距减小 渗碳体与铁素体变薄 相界面增多 铁素体中位错不易滑动 故使塑变抗力增高 另一方面 即使外力足够大 并开动了位错源后 由于片层变薄 塞积位错少 正应力少 不易引起开裂 也就提高了强度 片间距小时 渗碳体片必然变薄 在外力作用下 可以滑移产生塑性变形 也可产生弯曲 致使塑性提高 81 5 片间距离对冲击韧性的影响片间距离对冲击韧的影响比较复杂 因为片间距离的减小 将使冲击性能变坏 而渗碳体变薄又有利于改善冲击韧性 前者是由于强度提高而使冲击变坏 后者则是由于薄的渗碳体片可以弯曲 变形而使断裂成为韧性断裂 从而改善冲击韧性 这两个相互矛盾因素的共同作用 使冲韧性的冷脆转变温度与片间距离的关系出现一个极小值 82 2 粒状珠光体的机械性能与片状珠光体相比 在成分