金属热处理原理-3.ppt

金属热处理原理,南京航空航天大学材料科学与技术学院,第三章珠光体转变,前言,珠光体转变即加热钢在冷却过程中由奥氏体向珠光体（+Fe3C）的共析转变。共析转变是一种典型的扩散型转变，其转变产物为符合相图的平衡组织。共析转变在热处理实践中极为重要，无论是金属材料还是陶瓷材料都可以发生共析转变。因此，研究珠光体转变的过程及其规律具有十分重要的意义。,前言,研究珠光体转变的规律，不仅与为了获得珠光体转变产物的退火、正火、索氏体化处理等热处理工艺有关，而且与为了避免产生珠光体转变产物的淬火、等温淬火等热处理工艺也有密切的关系。本章主要讨论珠光体转变产物的组织形态、形成过程、力学性能及其影响规律。,前言,本章学习重点：掌握珠光体的组织形态和晶体结构；了解珠光体的形成机理；掌握珠光体的力学性能。本章学习难点：珠光体的形成机理；珠光体的力学性能。,第一节珠光体的组织与晶体结构,第一节珠光体的组织与晶体结构,一、珠光体的定义,共析钢加热保温并完全奥氏体化后缓慢冷却，在稍低于A1温度下发生共析分解，其产物为与Fe3C的混合物，称为珠光体。,第一节珠光体的组织与晶体结构,转变温度,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，共析钢约在A1550温度之间发生，故又称为高温转变。,第一节珠光体的组织与晶体结构,二、珠光体的形态,按照渗碳体的形态，珠光体可分为：,片状珠光体粒状珠光体,第一节珠光体的组织与晶体结构,1、片状珠光体由一层铁素体片和渗碳体片交替紧密堆砌而成（质量分数：渗碳体占12%，铁素体88%）。片层间距一对铁素体片和渗碳体片的总厚度，以S0来表示。珠光体团若干具有大致相同位向的铁素体和渗碳体组成的一个晶体群，也称“珠光体晶粒”。,第一节珠光体的组织与晶体结构,珠光体片层间距,珠光体团,第一节珠光体的组织与晶体结构,根据珠光体片层间距的大小不同,又细分为珠光体、索氏体和托氏体三种。,三维珠光体如同放在水中的包心菜,第一节珠光体的组织与晶体结构,珠光体：形成温度为A1650，片层间距150400nm，500倍光镜下可辨，用符号P表示.,第一节珠光体的组织与晶体结构,电镜形貌,光镜形貌,形成温度为650600,片层间距80150nm，8001000倍光镜下可辨，用符号S表示。,索氏体,第一节珠光体的组织与晶体结构,光镜形貌,托氏体形成温度为600550，片层间距3080nm，电镜下可辨，用符号T表示。,电镜形貌,第一节珠光体的组织与晶体结构,珠光体、索氏体、托氏体三种组织并无本质区别，只是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。,第一节珠光体的组织与晶体结构,片状珠光体的力学性能主要取决与其片层间距和珠光体团的直径片间距越小，钢的强度、硬度越高，而塑性和韧性略有改善。,第一节珠光体的组织与晶体结构,影响珠光体片层间距的因素,温度（过冷度）：是影响的主要因素。冷却速度越大，形成温度越低，过冷度增大，C在奥氏体中的扩散能力减小，C扩散距离变小，只能形成片层间距小的珠光体。共析钢的片层间距S0与过冷度T之间的关系可用如下经验公式来表达：,第一节珠光体的组织与晶体结构,如果过冷奥氏体是在一个连续的冷却过程分解，则高温段所形成的珠光体层间距较厚，而低温段形成的珠光体层间距较薄，这种粗细不匀的组织将引起珠光体的力学性能不均匀，在外力作用下，将引起不均匀的塑性变形而导致应力集中，使钢的强度和塑性都下降，可能并对切削加工性能产生不利的影响。因此对结构钢一般采取等温退火的方法，来获得粗细较接近的珠光体组织。,转变过程中温度突变对珠光体片层间距的影响,第一节珠光体的组织与晶体结构,C含量：亚共析钢，C含量增加，间距减小；过共析钢，C含量增加，间距减小；共析钢间距大于过共析钢。合金元素：Co、Cr显著减小间距，Cr的作用更明显。Ni、Mn、Mo增大间距（原因可能与这些元素对过冷度及碳的扩散影响有关）；奥氏体晶粒大小及均匀程度：基本上不影响间距。,第一节珠光体的组织与晶体结构,第一节珠光体的组织与晶体结构,下表所列数据表明，当奥氏体晶粒度由2级减小到89级时，珠光体片层间距未发生明显的变化，但影响了珠光体团的大小。,0.78C%，0.63Mn%钢奥氏体晶粒度对珠光体层间距离的影响,第一节珠光体的组织与晶体结构,2、粒状珠光体工业用钢中也可见到在铁素体基体上弥散分布粒状渗碳体的组织，称为“粒状珠光体”或“球状珠光体”，一般是经过球化退火或淬火后经中、高温回火而得到的。,第一节珠光体的组织与晶体结构,粒状珠光体的力学性能：主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态和分布。一般来说，当成分一定时，渗碳体颗粒越细，相界面越多，强度和硬度越高；碳化物越接近等轴状、分布越均匀，则钢的韧性越好。在成分相同的条件下，粒状珠光体较片状珠光体的硬度略低，而塑性更好。,第一节珠光体的组织与晶体结构,粒状珠光体的应用：在硬度相同的条件下，粒状珠光体与片状珠光体相比较，具有良好的拉伸性能，同时还具有良好的切削加工性、冷加工成型性及淬火工艺性。因此，许多重要的机器零件都要通过热处理获得碳化物呈颗粒状的回火索氏体组织。,在钼钢发现了纤维状珠光体，由纤维状Mo2C分布于铁素体基体上形成。,第一节珠光体的组织与晶体结构,3、纤维状珠光体,第一节珠光体的组织与晶体结构,三、珠光体的晶体结构,虽然珠光体有多种形态，但本质上都是铁素体和渗碳体的混合物。电子显微镜观察表明，退火状态下的珠光体，铁素体中的位错密度较低，渗碳体中的位错密度更低，而铁素体与渗碳体两相交界处位错密度较高。在铁素体片中还有亚晶界，构成亚许多晶粒。,第一节珠光体的组织与晶体结构,珠光体形成时，新相（铁素体和渗碳体）与母相（奥氏体）之间有着一定的晶体学位向关系，使新相与母相在界面处能较好地匹配。其中铁素体和奥氏体的位向关系为：（110）（112）112110亚共析钢中，先共析铁素体中和奥氏体的位向关系为：（111）（110）110111,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,一、珠光体形成的热力学条件,奥氏体过冷到A1温度以下将发生珠光体转变，转变的进行需要一定的过冷度，以提供相变时消耗的化学自由能。由于珠光体转变的温度较高，铁原子和碳原子都能扩散较大距离，珠光体是在晶体缺陷较多的晶界处形核，因而相变需要的自由能较小，即在较小的过冷度下便可发生珠光体转变。,第二节珠光体的形成机理,如图表示了Fe-C合金中、和Fe3C三个相在A1点以下的自由能状态。,第二节珠光体的形成机理,根据各相自由能水平和体系总的自由能变化分析，可以得出：在A1温度以下，铁素体加渗碳体混合组织是自由能最低状态。在转变过程中，奥氏体也可转变为铁素体加高碳浓度奥氏体或过饱和铁素体的过渡状态。,第二节珠光体的形成机理,二、珠光体的形成机理,当共析钢由奥氏体转变为珠光体时，是由含碳0.77%的均匀固溶体转变为含碳很高(6.69%)的渗碳体和含碳很低(0.021%)的铁素体的混合物。,第二节珠光体的形成机理,珠光体是与Fe3C两相所组成的，珠光体转变也是形核与长大的过程，因此就有形核领先相的问题。许多研究证实，领先相随转变温度和奥氏体的成分不同而异。过冷度小渗碳体，过冷度大铁素体；亚共析钢铁素体，过共析钢渗碳体，而共析钢铁素体、渗碳体几率相同。,1、珠光体转变时的领先相,第二节珠光体的形成机理,但是，一般认为共析钢中的领先相是渗碳体，理由如下：,P中的Fe3C与从奥氏体中先共析的Fe3C晶体学位向相同；而P中的与先共析晶体学位向不相同；P中的Fe3C与转变前产生的Fe3C在组织上常常是连续的；而而P中的与转变前产生的不连续；奥氏体中的未溶Fe3C有促进P形成的作用，而先共析的存在对P形成无明显影响。,第二节珠光体的形成机理,合金元素对珠光体形成的领先亦有一定的影响除了Ni、Mn降低A1点外，其他合金元素均提高A1点，而几乎所有的合金元素都使钢的共析碳浓度降低。,合金元素对共析温度和共析碳含量的影响,2、珠光体的形成过程,第二节珠光体的形成机理,当共析碳钢由奥氏体转变为珠光体时，将由均匀固溶体转变为点阵结构与母相截然不同的渗碳体和铁素体的两相混合物，即：相组成：+Fe3C碳含量：0.77%0.02%6.69%点阵结构:面心立方体心立方复杂斜方,片状珠光体的形成过程,第二节珠光体的形成机理,因此珠光体的形成包含着同时进行的两个过程：,通过碳原子的扩散形成低碳的铁素体和高碳的渗碳体；晶体点阵的重构由面心立方的奥氏体转变为体心立方的铁素体和复杂斜方的渗碳体。,第二节珠光体的形成机理,珠光体的形核：多数在奥氏体的晶界上，也可在晶粒内晶体缺陷比较集中的区域形核。原因：这些部位易于产生能量、结构和成分起伏，新相晶核容易在在这些高能量、接近渗碳体碳含量并类似渗碳体点阵结构的区域产生。但当奥氏体中的碳浓度分布很不均匀或存在较多的未溶碳化物时，珠光体晶核也可能在奥氏体晶粒内产生。,第二节珠光体的形成机理,片状珠光体的核过程（Fe3C为领先相）示意如下：,问题：珠光体纵向长大还是横向长大？目前认为，初期纵向和横向都长大，后期按分枝长大机制进行。,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,珠光体长大时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体内延伸，而横向长大是渗碳体片和铁素体片交替堆叠。随着珠光体转变温度的降低，渗碳体片和铁素体片逐渐变薄缩短，同时两侧的连续形成速度和纵向长大速度都发生了变化，珠光体群的轮廓也逐渐由块状变为扇形，继而为轮廓不光滑的团絮状，即逐渐转变为索氏体和托氏体。,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,C,C,当共析成分过冷奥氏体（平均碳浓度为C）在A1点稍下温度T1刚刚形成珠光体时，在三相（、Fe3C和）共存的情况下，奥氏体中的碳浓度是不均匀的，可由状态图确定。,T1,与铁素体接触的奥氏体碳浓度为C-较高，与渗碳体接触的奥氏体碳浓度C-c较低，因此与和分别接触的奥氏体部位产生碳浓度差C-C-c，从而引起界面附近奥氏体中碳原子的扩散。碳原子扩散的结果是导致铁素体前沿奥氏体的碳浓度C-降低，渗碳体前沿奥氏体的碳浓度C-c升高，破坏了T1温度下奥氏体与铁素体核计渗碳体界面碳浓度的平衡。,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,为了维持这一平衡，铁素体前沿的奥氏体必须析出铁素体，使其碳浓度增高并恢复到C-；渗碳体前沿奥氏体必须析出渗碳体，使其碳浓度降低并恢复到C-c。这样，珠光体便纵向长大，直至过冷奥氏体全部转变。,第二节珠光体的形成机理,与此同时，由于奥氏体中存在碳浓度差C-C和C-C-c，还将发生远离珠光体的奥氏体（碳浓度为C）中的碳向与渗碳体接触的奥氏体界面处（碳浓度为C-c）扩散，以及与铁素体接触的奥氏体界面处（碳浓度为C-）的碳向远离珠光体的奥氏体中扩散。,第二节珠光体的形成机理,此外，已经形成的珠光体，其中铁素体的碳浓度在奥氏体界面处为C-，在渗碳体界面处为C-c，两者也存在一个浓度差C-C-c，因此在珠光体中的铁素体内也要发生碳的扩散，这些扩散都促使铁素体和渗碳体不断长大，即促进了过冷奥氏体向珠光体的转变。过冷奥氏体转变为珠光体时，其晶体点阵重构是由部分铁原子自扩散来实现的。,粒状珠光体的形成过程,第二节珠光体的形成机理,粒状珠光体是通过片状珠光体中渗碳体的球化来获得的（适用于过共析钢）。若将片状珠光体加热到略高于A1的温度，则得到奥氏体加未完全溶解渗碳体的混合组织，此时渗碳体已不再保持完整的片状，而是凹凸不平、厚薄不匀，部分已经断开。在此温度下保温，将使片状渗碳体球化。,第二节珠光体的形成机理,第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径r有关，与非球状渗碳体的尖角处（r较小）相接触的奥氏体具有较高的碳浓度，而与渗碳体的平面处（r较大）相接触的奥氏体具有较低的碳浓度，即在与渗碳体接触处产生了区域的碳浓度差。因此奥氏体中碳原子将从渗碳体尖角部位向渗碳体的平坦处扩散，其结果是破坏了-Fe3C界面的碳浓度平衡。,片状渗碳体球化的原因：,第二节珠光体的形成机理,为了恢复界面的碳浓度平衡，渗碳体尖角处将溶解而使其曲率半径增大，而渗碳体的平坦处将长大而使其曲率半径减小，以至逐渐成为各处曲率半径相近的颗粒状渗碳体，即得到在奥氏体基体上分布颗粒状渗碳体的组织。然后缓慢冷却到A1温度下，奥氏体将转变为珠光体。此时，领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界处形核，更多的是从已存在的颗粒状渗碳体上长出，但已不能长成片状，最后得到颗粒状的珠光体。,片状珠光体断裂机制示意图,第二节珠光体的形成机理,片渗碳体中有位错存在，可形成亚晶界或高密度位错区，在其与基体（稍低于A1温度时为铁素体）相接触处则出现凹坑，如图所示。,第二节珠光体的形成机理,凹坑两侧的渗碳体具有较小的曲率半径，则与其相接触的基体具有更高的碳浓度从而将引起基体中碳原子的扩散，并以渗碳体的形式在原平坦处析出。为了维持界面平衡，渗碳体凹坑两侧的尖角会不断被溶解，使其r增大，但这样又破坏了界面处的表面张力的平衡（cem/vs.cem/cem）,为了维持平衡，凹坑继续溶解而加深。如此不断进行，直至渗碳体片溶穿而断裂。断裂后的渗碳体又按尖角溶解、平面析出的长大方式来进一步球状化。,第二节珠光体的形成机理,对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形，将增大其中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量，有促进渗碳体球化的作用。上述使片状渗碳体球状化，获得粒状珠光体的热处理工艺称为“球化退火”。,第二节珠光体的形成机理,三、亚（过）共析钢的珠光体转变,亚（过）共析钢的珠光体转变基本上与共析钢的珠光体转变相似，但需要考虑伪共析转变、先共析铁素体析出和先共析渗碳体析出等问题。,先共析相的析出温度范围,第二节珠光体的形成机理,1、伪共析转变,右图是Fe-Fe3C相图的左下部分，GSE线以上为单相奥氏体区，GPS为先共析铁素体区，ES线以右为先共析渗碳体区。,第二节珠光体的形成机理,由图可知，亚共析钢缓慢冷却时，将沿GS线析出先共析铁素体。随着铁素体的析出，剩余奥氏体的碳浓度将逐渐向工细点（S）靠近，最后具有共析成分的奥氏体在A1温度以下转变为珠光体。,第二节珠光体的形成机理,如果将亚共析钢（合金）或过共析钢（合金）自奥氏体区较快冷却冷却下来，在先共析铁素体和先共析渗碳体来不及析出的情况下，奥氏体被过冷到T1温度，由于GSG线和ESE线分别为铁素体与渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线，合金与合金在T1温度下保温将同时析出铁素体和渗碳体。,第二节珠光体的形成机理,在这种情况下，过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织，但合金的成分并非共析成分，铁素体和渗碳体的相对含量也与共析成分的珠光体不同，而是随奥氏体碳含量的变化而变化。这种转变称之为“伪共析转变”，转变的产物称“伪共析组织”，ESG线以下的阴影区域称“伪共析转变区”。,第二节珠光体的形成机理,2、亚（过）共析钢先共析相的析出,先共析相的析出是与碳在奥氏体中的扩散密切相关的。亚共析钢或过共析钢奥氏体化后冷却到先共析铁素体区（GSE线以左区域)或先共析渗碳体区(ESG线以右区域）时,将有先共析铁素体或先共析渗碳体析出。析出的先共析相的数量决定于奥氏体的含碳量、析出温度及冷却速度。含碳量越高、析出温度越低、冷却速度越快，则析出的先共析铁素体越少。对先共析渗碳体，含碳量的作用刚好相反。,第二节珠光体的形成机理,先析出铁素体的典型形态,仿晶界型先共析相在母相晶界上形核，并延晶界平滑长大，最终可能形成网状。,第二节珠光体的形成机理,先析出铁素体从母相晶界开始，向一侧的晶内发展，长成片状或针状。魏氏组织：晶界或晶内形核，在晶内特定晶面上形核，并延一定位向长大成片状或针状的组织。,魏氏组织型侧向片状或针状,第二节珠光体的形成机理,从仿晶型发展而来的二级侧向片状组织。,第二节珠光体的形成机理,魏氏组织型锯齿状界面呈三角形，从母相晶界发展而成。,第二节珠光体的形成机理,等轴状绝大多数从母相晶内形成。,第二节珠光体的形成机理,晶内魏氏体型片状或针状在母相晶内形成。(a)晶内铁素体片(b)晶内渗碳体片,第二节珠光体的形成机理,块状其它形态的先共析相（如等轴状）长大时相遇而成的等轴多晶体。,亚共析钢的先共析铁素体形态示意图,第二节珠光体的形成机理,亚共析钢,在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细、等温温度较高或冷却较缓慢时，铁原子可充分扩散，所形成的先共析铁素体一般呈等轴状。,第二节珠光体的形成机理,当奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较快时，先共析铁素体将沿奥氏体晶界呈网状析出。块状和网状铁素体形成时与奥氏体无共格关系。当奥氏体成分均匀、晶粒粗大、冷却速度又比较适中时，先共析铁素体可能呈针（片）状，沿一定晶面向奥氏体晶内析出。此时铁素体与奥氏体有共格关系。,先共析铁素体网和珠光体,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,先共析块状铁素体与珠光体（0.35%C）,第二节珠光体的形成机理,过共析钢,在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒状、网状或针（片）状。但在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，析出粒状渗碳体的可能很小而一般呈网状或针（片）状，并显著增大钢的脆性。因此过共析钢的退火必须在Acm点以下以避免网状渗碳体的形成。,第二节珠光体的形成机理,网状渗碳体和珠光体,为了消除已形成的网状或针（片）状渗碳体，应当加热到Acm点以上，使渗碳体全部溶解到奥氏体中，然后快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出而发生伪共析转变，得到伪共析组织，然后再球化退火。正火+球化退火,第二节珠光体的形成机理,第二节珠光体的形成机理,3、魏氏组织,工业上将具有针（片）状的铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织，前者称为魏氏组织铁素体，后者称为魏氏组织渗碳体。,第二节珠光体的形成机理,魏氏组织的形成特点：符合形核与长大的相变规律；魏氏组织铁素体与母相奥氏体之间有一定的取向关系：(111)(110)110111铁素体在奥氏体中的惯习面是111魏氏组织形成时，磨光的表面有浮凸。,第二节珠光体的形成机理,影响钢中魏氏组织形成的因素,钢的化学成分：碳含量高，晶粒度小，需要较大的过冷度才能形成魏氏组织。奥氏体晶粒大小：在正常晶粒度范围内，只有当碳含量在0.15-0.35%范围内并且以较高速度冷却时才能出现魏氏组织。冷却速度：当奥氏体晶粒较大时，即使较小的冷却速度也能出现魏氏组织，且形成魏氏组织的含碳量向高碳含量的一侧扩展。,魏氏组织对钢的性能的影响,一般认为，钢中魏氏组织的存在，虽然对抗拉强度影响不大，但却能显著降低钢的塑性，特别是冲击韧性大为降低，也使钢的冷脆转化温度升高。实验证明，不能笼统地把魏氏组织视为降低钢的机械性能的原因，魏氏组织常出现在晶粒粗大的奥氏体晶粒中，钢的机械性能变差，不仅是魏氏组织的影响，更主要是粗大的奥氏体晶粒造成的。,第二节珠光体的形成机理,魏氏组织以及经常与其伴生的粗大晶粒使钢的机械性能。因此生产实践中必须消除这种组织，常用的方法有退火、细化晶粒退火、锻造等。,第二节珠光体的形成机理,消除魏氏组织对钢的方法,第三节珠光体转变动力学,第三节珠光体转变动力学,珠光体转变也是形核和长大的过程，转变速度也取决于形核率和长大速率。因此珠光体等温转变动力学也可用结晶规律来分析和阐述。,第三节珠光体转变动力学,在均匀形核的条件下，珠光体的形核率I与转变温度T之间有如下关系：式中：C常数；Q扩散激活能；k玻尔兹曼常数；G临界形核功。,一、珠光体的形核率和长大速度,1、形核率与转变温度的关系,第三节珠光体转变动力学,讨论：,随着转变温度T的降低，原子扩散能力减弱，而Q基本不变，上式中第一项将减小，结果使I减小。另一方面，随着转变温度T的降低，过冷度增大，与P的自由能差增大，即相变驱动力增大，使临界形核功G减小，上式中第二项将增大，使I增大。其综合结果，珠光体的形核率对转变温度有极大值。,第三节珠光体转变动力学,2、长大速度与转变温度的关系,研究证明，在转变温度较高时，珠光体团长大成等轴状，各方向上的长大速度v基本相同，可表达为如下公式：,式中：K常数，包含浓度梯度C/-C/c的影响；S0珠光体片层间距；碳在中的扩散系数。,第三节珠光体转变动力学,由于片层间距S0反比于过冷度T，而K正比于过冷度T，故上式可改写为：,讨论：,随着转变温度T的降低，过冷度增大，使靠近珠光体的奥氏体碳浓度差C/-C/c增大，加速了碳原子的扩散速度，而片层间距S0的减小，使碳原子的扩散距离缩短，这些因素都促进使v的增大。另一方面，随着转变温度T的降低，使碳原子的扩散系数减小，其结果使v降低。其综合结果，珠光体的长大速度对转变温度也有极大值。,第三节珠光体转变动力学,共析钢形核率、晶体长大速度与转变温度的关系,第三节珠光体转变动力学,共析钢形核率I、晶体长大速度v与转变温度的关系都具有极大值特征，其极大值约处于550左右。,3、形核率、长大速度与转变温度的关系,第三节珠光体转变动力学,共析钢珠光体形核率与转变时间的关系,当转变温度一定时，共析钢形核率I与转变温度的关系如图所示，即随时间延长，形核率逐渐增大。,第三节珠光体转变动力学,早期认为：珠光体的形成是奥氏体体积扩散的结果。后来认为：珠光体的形成是界面扩散的结果。,而等温保持时间对长大速度无明显影响，即温度一定则v为定值。珠光体的长大速度受过冷奥氏体中碳重新分配速度的影响，又是通过碳在珠光体奥氏体之间的扩散速度来控制的。,第三节珠光体转变动力学,在含Mn共析钢中测得的珠光体长大速度与按体积扩散或按界面扩散的计算结果都不相符。因此，珠光体长大时，碳的重新分配实际上是一部分通过体积扩散，一部分通过界面扩散来进行的。,共析钢珠光体等温转变动力学曲线,第三节珠光体转变动力学,二、珠光体转变动力学图,综合不同温度下珠光体转变形核率I与长大速度与时间的关系，共析钢珠光体等温转变动力学曲线如右图所示。虚线表示贝氏体转变动力学曲线和马氏体转变开始温度。,第三节珠光体转变动力学,分析：,各温度下珠光体等温转变前都有一个“孕育期”。随着等温温度的降低，孕育期逐渐缩短，至某一温度，孕育期最短。然后温度进一步降低，孕育期反而延长。共析钢在550时孕育期最短，转变速度最快，此即TTT曲线的“鼻尖”。,第三节珠光体转变动力学,三、先共析相的长大动力学,1、亚共析钢,在亚共析钢中，先共析铁素体在奥氏体晶界上的长大方向有两个：一是沿奥氏体晶界长大（长度方向），二是向奥氏体晶内长大（厚度方向）。用热发射显微镜直接观察含碳量0.1%的Fe-C合金的铁素体厚度方向长大动力学，。发现其厚度与转变时间呈抛物线关系，见下式：,第三节珠光体转变动力学,式中，S铁素体片的厚度；t铁素体长大的时间；系数。先共析铁素体的转变动力学曲线也呈“C型”，通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方，且随钢中碳含量的增加，铁素体析出线向右下方移动。,第三节珠光体转变动力学,2、过共析钢,对于过共析钢，如果奥氏体转化温度在Acm点以上，则在珠光体等温转变动力学曲线的左上方也有一条先共析渗碳体析出线，该析出线随钢中碳含量的增加，逐渐移向左上方。,第三节珠光体转变动力学,四、影响珠光体转变动力学的因素,影响珠光体转变动力学的因素概括起来可分为两类：,钢本身内在的因素，如化学成分、组织结构状态等；外界施加因素，如加热温度、保温时间等。,第三节珠光体转变动力学,（一）、钢的内在因素,1、碳含量的影响,亚共析钢，随着奥氏体中碳含量的增高，析出先共析铁素体的孕育期增长，析出速度减慢；同时，珠光体转变的孕育期也增长，转变速度减慢。原因：在相同转变条件下，随着奥氏体中碳含量的增高，铁素体的形核率减少，铁素体长大需扩散离开的碳原子量增大，使铁素体析出速度减慢。,第三节珠光体转变动力学,过共析钢，在完全奥氏体化（加热温度超过Acm）情况下，随着奥氏体中碳含量的增高，碳在奥氏体中的扩散速度加快，渗碳体的形核率增大，析出先共析渗碳体的孕育期缩短，析出速度增大；而珠光体转变的孕育期也缩短，转变速度增大。故相对而言，共析钢的过冷奥氏体最稳定。如果不完全奥氏体化（加热温度在A1Acm之间），加热组织为奥氏体+残余碳化物，则具有促进珠光体形核和晶粒长大作用，使珠光体转变孕育期缩短，转变速度加快。,第三节珠光体转变动力学,2、奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响,在生产实践中，钢件的奥氏体常处于不太均匀的状态，有时还有少量渗碳体微粒残存（这种情况因钢中含有稳定碳化物元素或晶粒粗大而加剧）。奥氏体成分不均匀，将有利于渗碳体在高碳区形核、铁素体在低碳区形核，并加快了碳在奥氏体中的扩散，促进先共析相和珠光体的形成。未溶渗碳体既可作为先共析渗碳体的非匀质晶核，也可作珠光体领先相的晶核，也加快了珠光体的转变。,第三节珠光体转变动力学,3、奥氏体晶粒度的影响,钢材的化学成分不尽相同，采用的脱氧剂也各异，在相同的加热条件下获得的奥氏体晶粒度也不相同。奥氏体晶粒细小，单位体积内的晶界面积增大，珠光体的形核部位增多，将促进珠光体的形成。同理，细小的奥氏体晶粒也将促进先共析铁素体和先共析渗碳体的析出。,第三节珠光体转变动力学,（二）、外在影响因素,1、加热温度和保温时间,加热温度和保温时间主要是通过改变奥氏体成分和组织状态来影响珠光体转变的。提高加热温度或延长保温时间相当于增加奥氏体中的碳与合金元素的含量，使奥氏体的成分更均匀、晶粒更粗大，使珠光体的形核减少，降低形核率和长大速度，这些都使珠光体延长转变的孕育期增长，转变速度减慢。,第三节珠光体转变动力学,2、应力和塑性变形,对奥氏体施加拉应力或进行塑性变形，将造成晶体点阵畸变和位错密度增加，有利于碳和铁原子扩散及点阵重构，所以促进珠光体的形核与长大。奥氏体塑性变形温度越低，珠光体转变速度越快。对奥氏体施加压应力，将使原子迁移阻力增大，使碳和铁原子扩散及点阵重构困难，将降低珠光体形核率，减慢珠光体形成速度。,第四节珠光体的力学性能,第四节珠光体的力学性能,一、影响珠光体力学的因素,共析钢在获得单一片状珠光体的情况下，其力学性能与片层间距S0、珠光体团直径、珠光体中的铁素体的亚晶粒尺寸以及原始奥氏体晶粒大小都有密切的关系。,第四节珠光体的力学性能,1、片层间距,珠光体的片层间距S0主要取决于形成温度，随形成温度的降低而减小。随着S0的减小，珠光体的强度、硬度和塑性均提高。,第四节珠光体的力学性能,珠光体的片层间距减小时，铁素体片和渗碳体片都变薄，相界面增多，抗塑性变形能力增强。同时，在外力作用下，这种薄片组织易通过滑移的方式产生塑性变形（参与变形的片层数多，变形越均匀，使在断裂前发生较大的塑性变形），使钢的塑性提高。,第四节珠光体的力学性能,如果珠光体是在钢件连续冷却过程中形成的，则不同部位片层间距的大小不等（高温段形成的S0大而低温段形成的S0小），其结果是使钢的强度与塑性不均匀。片层间距较大的区域，在外力作用下，往往产生过量的塑性变形，导致局部应力集中而产生破裂结构件宜采用等温退火工艺。,第四节珠光体的力学性能,2、珠光体团,珠光体团的直径不仅取决于形成温度，还与奥氏体晶粒大小有关，随形成温度的降低和奥氏体晶粒的细化而减小。随着珠光体团直径的减小，珠光体的强度、硬度和塑性也均提高。但形成温度对S0影响远较珠光体团显著，故片层间距对力学的作用更为主要。,第四节珠光体的力学性能,珠光体团的直径减小，表明单位体积内片层排列的方向增多，使局部发生大量塑性变形而引起的应力集中的可能性减小，使钢的塑性变形性提高。另一方面，珠光体团的直径减小也意味着珠光体的晶粒度减小，具有细晶强化的效果，因而既提高了强度也提高了塑性。,第四节珠光体的力学性能,3、珠光体的形态,在成分相同的条件下，与片状珠光体相比，粒状珠光体的强度、硬度稍低而塑性更好。原因：粒状珠光体团中铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体少，使其强度下降。另一方面，铁素体呈连续分布而渗碳体以粒状分散在铁素体基体上，对位错的阻碍作用小，使钢的塑性提高。,粒状珠光体的切削加工性好，使刀具的磨损；冷挤压时其成形性也好；加热淬火时的变形开裂倾向小。所以：高碳钢在切削加工和最终热处理前常常要求获得粒状珠光体组织；中、低碳钢的冷挤压成形加工也要求具有粒状碳化物的原始组织。,第四节珠光体的力学性能,第四节珠光体的力学性能,粒状珠光体的性能还取决于碳化物的形态、大小和分布状态。一般说来，在成分一定的情况下，碳化物的颗粒越细小，其强度和硬度就越高；碳化物颗粒愈接近等轴状，分布愈均匀，其韧性就愈好。粒状珠光体的疲劳强度比片状珠光体有所提高。,第四节珠光体的力学性能,二、铁素体+珠光体的力学性能,前面已介绍，亚共析钢经珠光体转变后得到的产物既取决于钢的含碳量，也取决于奥氏体化温度和冷却速度。在钢的成分一定时，随着冷却速度的增大，先共析铁素体量减少，珠光体量增多；在完全奥氏体化的情况下，随着钢的含碳量增高，先共析铁素体量减少，珠光体量增多。珠光体量越多，钢的强度、韧性越高。,第四节珠光体的力学性能,铁素体+珠光体组织的力学性能取决