第三章-鋼的珠光體轉變

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

鐵素體和滲碳體兩相的含碳量、晶體結構相差懸殊且與奧氏體截然不同，轉變時必然發(fā)生C的擴散和晶格的改組，因此珠光體轉變是典型的擴散型相變。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：片狀珠光體的片層位向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團，在一個奧氏體晶粒內，可有幾個珠光體團。

珠光體片間距：珠光體團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。在光學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。只有在800倍以上光學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。在光學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。

原因：1.在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴散的距離就要增大，這將使轉變發(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，這會使相變驅動力降低，也會使相變不易進行。所以一定的ΔT對應一定的S0。位向關系鐵素體與奧氏體位向關系亞共析鋼中先共析鐵素體與奧氏體位向關系（K-S關系）滲碳體與奧氏體位向關系比較復雜

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。滲碳體顆粒的多少與WC有關。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珠光體轉變的機理一、珠光體形成的兩個基本過程珠光體轉變過程包括兩個同時進行的過程：（1）通過碳原子的擴散使奧氏體分解為高碳的Fe3C和低碳的F；（2）通過鐵原子的擴散發(fā)生晶體結構的改組。過程如下（A冷至Ar1以下）：

A→P（F＋Fe3C）面心體心復雜斜方0.77%0.0218%6.69%

二、珠光體轉變的領先相珠光體轉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。珠光體形成的領先相取決于化學成分。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，滲碳體是領先相；過冷度大，鐵素體是領先相。

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)生如下轉變：A→F+Fe3C片狀珠光體形成依賴于擴散，以得到所需要的濃度變化以及結構變化，轉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，可在奧氏體晶內形核Fe3C形狀：小薄片（應變能小，表面積大，容易接受到Ｃ原子）新相形狀與彈性應變能之間關系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。在不同位向形成另一個珠光體團→珠光體團互相接觸，轉變結束。

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散機制CA/F：F/A界面上A一側的碳濃度CA/Fe3c：Fe3C/A界面上A一側的碳濃度CA：原A中的碳濃度CF/A：F/A界面上F一側的碳濃度CF/Fe3c

：F/Fe3C界面上F一側的碳濃度

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，造成了如下擴散：

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

（b）由遠離P區(qū)擴散因為CA/F>CA>CA/Fe3C，F(xiàn)前沿的碳將向遠處擴散，而遠處的碳(濃度為CA)將擴散至Fe3C前，使F、Fe3C長大。（c）鐵素體中C的擴散如圖，因為CF/A>CF/Fe3C，這就造成F內部的碳的擴散，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相中產生濃度差Cγ-α–Cγ-k，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿擴散，擴散的結果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復碳濃度平衡，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、鐵原子的自擴散

珠光體轉變時，晶體點陣的改組是通過鐵原子自擴散完成的。綜上所述，珠光體轉變時珠光體團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界交替形核、縱向長大的結果。

二、粒狀珠光體形成機制

粒狀珠光體一般通過特定的熱處理獲得。生產中廣泛應用的球化退火、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（調質處理）特定的熱處理條件是：4.3珠光體轉變機理二.粒狀珠光體的形成機制

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轉變一、偽共析轉變定義：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—與共析轉變相似。轉變條件：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：分解機制和分解產物的組織特征與Ｐ轉變完全相同。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）共析鋼的珠光體轉變

A在SE′與GS所包圍區(qū)域內析出先析F相。

A1C%TT1GSEE′G′偽共析先析F先析Fe3C先共析滲碳體析出：先共析轉變完成后，在SE′——SG′內剩余A發(fā)生偽共析轉變ⅠⅡT2ⅢA在SG′與ES所包圍區(qū)域內析出先析Fe3C。PPPT2T2T2Fe3C+PPF+PT1T1T1轉變產物轉變溫度合金Ⅲ合金Ⅱ合金Ⅰ成分偽共析轉變應用：1）加快冷速，提高P偽量，有助提高低碳鋼的強度。2）通過快冷抑制過共析鋼中網狀滲碳體的析出冷速越快，轉變溫度越低，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)網狀片狀等軸狀（塊狀）網狀片狀A晶粒細小，轉變溫度較高（或慢冷）A晶粒粗大，轉變溫度較低（或快冷）A晶粒粗大，冷速適中魏氏組織片（針）狀F（或Fe3C）＋P顯著降低鋼的力學性能，特別是塑韌性，

必須消除——采用細化晶粒的正火，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珠光體轉變的動力學§3.3.1形核率

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

形核率隨轉變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。圖3-8形核率與轉變溫度的關系~550℃§3.3.2長大速度圖3-8長大速度與轉變溫度的關系~550℃長大速度隨轉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變時間的關系當轉變溫度一定時，珠光體的形核率I與轉變時間的關系如圖所示，隨轉變時間延長，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、影響珠光體轉變動力學的因素1.化學成分的影響(1)C%a)亞共析鋼：C%增加，先析F形核率降低，F(xiàn)長大需要擴散離去的C%增高，使奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的孕育期增大，導致珠光體轉變速度降低。b)過共析鋼：C%增加，F(xiàn)e3C的形核率增加，孕育期減小，使奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的孕育期減小，導致奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的轉變速度提高。(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，珠光體轉變的形核率高，C原子擴散速度高，長大速度快；未溶Fe3C多，可作為領先相晶核存在使珠光體轉變的形核率提高，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小，單位體積內晶界面積增大，珠光體形核部位增多，促進珠光體形成。亦促進先共析鐵素體和先共析滲碳體的析出。4.應力和塑性變形的影響奧氏體化時拉應力或塑性變形，易使點陣畸變和位錯增高，促進C、Fe原子擴散及點陣重構，促進珠光體的形核長大。奧氏體化時壓應力，原子遷移阻力增大，C、Fe原子擴散困難，減慢珠光體形成速度。3.4P轉變產物的力學性能與成分和熱處理工藝有關－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的力學性能與P的片間距、P團直徑、P中F的亞結構有關－由A化溫度和P形成溫度決定。P片間距越小，強度、硬度、塑性均升高（為什么？）P團直徑越小，強度、塑性如何變化？問題：連續(xù)冷卻發(fā)生P轉變時，是否對性能有利？1片狀P1、片狀珠光體

屈服強度:σs=139+46.4S-1

斷裂強度:σf=436.5+98.1S-1

珠光體的力學性能

片間距↘，強度和硬度↗，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，硬度強度愈高，分布愈均勻，韌性愈好.2粒狀珠光體3.4.2亞、過共析鋼珠光體轉變產物的力學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；當碳含量一定時，隨著冷卻速度的加大，或轉變溫度的降低，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。為了獲得最佳沖擊性能，應使用細晶粒、含硅、含碳低的鋼。細化鐵素體晶粒、細化珠光體團對韌性是有益的，而固溶強化對韌性是有害的。1.亞共析鋼的珠光體轉變產物的力學性能屈服強度主要取決于鐵素體晶粒尺寸大小，隨珠光體量增加，它對強度的影響減小。越接近共析成分，珠光體對強度的影響就越大，珠光體片層間距的作用就愈明顯。屈服強度、抗拉強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，