热处理原理及工艺珠光体转变教学课件PPT 65页

'热处理原理及工艺(5-6) 钢的过冷奥氏体转变图 第四章珠光体转变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。A（0.77%C）→F(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)珠光体Pearlite（符号：P）F＋Fe3C机械混合物典型的扩散型相变。 1、片状珠光体渗碳体呈片状，是由一层F和一层Cm层紧密堆叠而成。§4－1珠光体的组织形态与晶体结构一、珠光体的组织形态根据Cm的形态不同，珠光体分为片状P、粒状P和针状P （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P中，一片铁素体和一片渗碳体的总厚度，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：ΔT……过冷度（K）形成温度越低，S0越小。 S0的大小取决于珠光体形成温度的原因，可以用碳原子扩散与温度的关系、界面能与奥氏体与珠光体间的自由能之差来解释。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。珠光体形成时，由于新的铁素体和渗碳体的相界面的形成将使系统的界面能增加，片间距离越小，相界面面积越大，界面能越高。增加的界面能由奥氏体与珠光体的自由能之差来提供，过冷度越大，奥氏体与珠光体的自由能差别越大，能够提供的能量越多，能够增加的界面面积越大，故片间距离就能减小。 （3）片状珠光体的分类根据片间距离的大小，通常把珠光体分为:普通P:S0=150~450nm，光学显微镜下能清晰分辨出片层结构；Ar1-650℃索氏体S:S0=80~150nm，光学显微镜下很难分辨出片层结构；650-600℃屈氏体T:S0=30~80nm，光学显微镜下无法分辨片层结构。但是在电子显微镜下观察各类片状P相似，只是片间距离不同而已600以下a 珠光体形貌光镜下形貌电镜下形貌 光镜形貌电镜形貌索氏体形貌 托氏体形貌电镜形貌光镜形貌 PST 2、粒状(球状)珠光体颗粒状Cm均匀地分布在铁素体基体上的组织，F与Cm的机械混合物，F呈连续分布。按渗碳颗粒的大小，粒状P可以分为粗粒状P、粒状P、细粒状P和点状P。 针状珠光体当钢中含有一定数量的Cr，在转变温度较低时，可形成针状珠光体，其组织外形呈黑色针状，整体呈冰花状。3.特殊形态的珠光体当钢中加入合金元素时，碳化物形成元素的原子M可能取代渗碳体中部分铁原子，形成(Fe，M)3C合金渗碳体，也可能形成MC、M2C、M7C3、M23C6等合金碳化物。P的组织形态仍然主要是片状珠光体和粒状珠光体两种。但同时有一些特殊形态的P，如碳化物呈针状或纤维状的P。 0.2％C-4%Mo钢在650℃保温2h后的组织纤维状珠光体纤维状碳化物与铁素体的聚合体以纤维状形态存在的特殊碳化物可以是Mo2C、W2C、VC、Cr7C3和TiC。纤维的直径约为20~50nm，而且在碳的质量分数为0.2%时，就可以使钢具有“全共析”组织。因此，这种组织具有很好的力学性能，例如，含wC为0.2%和wMo为4%的钢，在600~650℃转变后其屈服强度可达770Mpa。 二、珠光体的晶体结构1、珠光体相变的位向关系通常P均在奥氏体晶界上形核，然后向一侧的A晶粒内长大成珠光体团，P团中的F及Cm与被长入的A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A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P团中的F与Cm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P团的长大。 2、珠光体的亚结构（F中）退火状态下的片P中，F内具有位错亚结构，位错密度约为107~108/cm2，在一片F中存在有亚晶界，构成许多亚晶粒。淬火回火的粒状P中F基体具有多边化亚结构。通过退火得到的粒状P中的F，由于在退火时发生了再结晶，位错密度较低，因此不出现亚晶粒。珠光体中渗碳体的亚结构认识还不清楚，从珠光体中萃取出来的渗碳体观察到了位错，同时也看到了由均匀刃型位错组成的小角度晶界。 P相变的驱动力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”。§4-2珠光体形成机制一、珠光体形成的热力学条件 二、片状珠光体的形成机制1、珠光体相变的领先相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Cm是领先相；过冷度大时F是领先相。在亚共析钢中F是领先相，在过共析钢中Cm是领先相，而在共析钢中Cm和F作领先相的趋势相同。但一般认为共析钢中P形成时的领先相是Cm. 2、珠光体的形成机理γ(0.77%C)→α(~0.02%C)+Cem(6.67%C)(面心立方)（体心立方）（复杂单斜）P形成包含着两个过程，碳的扩散+晶体点阵重构。（1）形核条件：需要满足系统内的“结构起伏、成分起伏和能量起伏”。部位：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。 形状：片状形核首先在A晶界上形成一小片Cm，这就可以看成是P转变的晶核。片状形核的原因是：新相产生时引起的应变能较小；片状伸展时获得碳原子的面积增大；片状形核时碳原子的扩散距离相对缩短。 （2）长大珠光体形成时，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；横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。 3、珠光体转变时碳的扩散规律γP刚刚出现时，三相(A,F,Cm)共存，过冷A的C浓度不均匀.C浓度分布情况:与铁素体相接的奥氏体C浓度Cγ-α较高，与渗碳体接触处的奥氏体的C浓度Cγ-cem较低。在奥氏体中产生了C浓度差，引起了C的扩散γ P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。珠光体转变中的反常现象。可能是前沿A中位错塞积引起4、珠光体转变的分枝机制 a)在A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)从晶界上形成的渗碳体中，长出一个分枝伸向晶粒内部，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)由晶界长出的渗碳体片，伸向晶粒内后形成了一个P团。5、离异共析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，出现一些特异的现象。 三、粒状珠光体形成机制1、粒状珠光体的形成在特定的奥氏体化和冷却条件下，可形成粒状珠光体特定条件：（a）奥氏体化温度低(Ac1+10～20℃)，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（b）转变为珠光体的等温温度要高，等温时间要足够长(Ar1-20～30℃)，或冷却速度极慢（10～20℃/h），这样可能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。特定条件： 形成特点粒状P的形成也是形核及长大过程晶核主要来源于非自发晶核。在共析和过共析钢中，粒状P的形成是以未溶解的Cm点作为相变的晶核，它按球状的形式而长大，成为F基体上均匀分布粒状Cm的粒状P组织。粒P形成特点： 2、渗碳体的球化机理粒状渗碳体，通过加热过程中片状渗碳体球状化获得。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:渗碳体的尖角处曲率半径小,溶解度高→附近的固溶体具有较高的C浓度，而靠近平面处（曲率半径大）的固溶体具有较低的C浓度→引起了C的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡→结果又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。 3、片状渗碳体的球化过程渗碳体片中有位错存在，并可形成亚晶界而引起渗碳体断裂。在片状渗碳体亚晶界处存在表面张力，使该处易形成凹坑。在凹坑两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比，具有较小的曲率半径，导致溶解度较大。与坑壁接触的固溶体（F或A）具有较高的C浓度，将引起C在固溶体中的扩散，并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析出为了保持亚稳定平衡，凹坑两侧的渗碳体尖角将逐渐被溶解，而使曲率半径增大。 曲率半径增大又破坏了此处相界面表面张力(γcem-a-γcem-cem)的平衡。为了保持表面张力的平衡，凹坑将因渗碳体继续溶解而加深。在渗碳体片亚晶界的另一面也发生上述溶解析出过程，如此不断进行直到渗碳体片溶穿，一片成为两截。渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后，又按尖角溶解、平面析出长大而向球状化转化。这种片状渗碳体断裂现象，在渗碳体中位错密度高的区域也会发生。 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。过程：片状P转变为粒状P的金相照片左图为部分球化；右图为全部球化 其它球化机理调质形成球状珠光体碳化物自M中析出经聚集、长大而成影响球化的因素：塑性变形会增加F和渗碳体中的位错和亚晶界数量，可促进渗碳体球化。碳化物形态:网状碳化物一般也会断裂和球化，但球化不完全，故一般球化前需正火处理。 §4－3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。一、伪共析转变冷却速度较大时，非共析成分的奥氏体被过冷到伪共析区后，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，伪共析组织。先共析与伪共析组织形成范围GSE’:先共析F析出区ESG’：先共析Fe3C析出区G’SE’：伪共析转变区G’ 二、亚共析钢中先共析铁素体的析出1、先共析铁素体的形态先共析铁素体具有三种形态，网状、块状和片状（针状）。先共析与伪共析组织形成范围GSE’:先共析F析出区ESG’：先共析Fe3C析出区G’SE’：伪共析转变区G’ⅠⅡ 2、先共析铁素体的形成析出量与碳含量和冷却速度有关。wc高，冷速越大，少形核、长大过程。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F接壤的A的C%Cγ-α将增加，在A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。亚共析钢成份 3、先共析铁素体的长大方式当转变温度较高时：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.当奥氏体的C%较高时，铁素体将连成网状，当奥氏体的C%较低时，铁素体将形成块状。如果奥氏体晶粒较大，冷速较快，先共析铁素体也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}α面。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（为平行分布的针状或锯齿状）析出--魏氏组织铁素体 No.61.A化指什么？什么是过冷A？过冷A的转变有哪些类型？2.什么是珠光体？珠光体转变的工艺条件是什么？3.珠光体主要组织形态有哪些？P、S、T分别指指什么？4.片状珠光体形成时碳原子如何扩散。5.球状P的转变的特定条件指什么？6.球状珠光体的形成机制 γ 先共析渗碳体可等温或连续冷却析出先共析渗碳体的形态，可以是粒状、网状和针（片）状。在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，先共析渗碳体一般是网状的或针（片）状的。三、先共析渗碳体的形成先共析与伪共析组织形成范围GSE’:先共析F析出区ESG’：先共析Fe3C析出区G’SE’：伪共析转变区G’ⅠⅡ 具有网状或针（片）状渗碳体组织，将显著增大钢的脆性。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，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。 1.定义：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α-Fe魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏体组织。四、魏氏体组织 先共析铁素体（渗碳体）形态与转变温度及含碳量的关系奥氏体晶粒度为1－4级粗晶粒b)奥氏体晶粒度为7－8级细晶粒G网状铁素体M块状铁素体W魏氏体组织2.魏氏体组织形成条件成分：亚共析钢：0.2～0.4%过共析钢：大于1.2%一定的冷速晶粒尺寸（越大越易形成） 过冷A转变为P的动力学参数N和G与转变温度之间都具有极大值特征。对形核率N的影响（综合作用）在其它条件相同的情况下，随着过冷度增大,自由能差增大，形核率↑。随着过冷度的增大，原子活动能力减小，因而，又有使成核率↓的倾向。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§4-4珠光体转变动力学一、珠光体转变的形核率N及线长大速度G1、形核率N及长大速度G与转变温度的关系 G与转变温度的关系曲线也具有极大值的特征由于（1）P转变是典型的扩散性相变，→P的形成过程与原子的扩散过程密切相关。当转变温度↓时，原子扩散速度减慢，因而有使晶体G↓的倾向，转变温度↓，将使靠近P的A中的C浓度差增大，即Cγ-cem与Cγ-α差值增大，增大了C的扩散速度，而有↑晶体G的作用。（2）从热力学条件来分析，由于能量的原因，随着转变温度降低，有利于形成薄片状珠光体组织。当浓度差相同时，层间距离越小，C原子运动距离越短，因而有增大珠光体G的作用。 2、形核率N和长大速度G与转变时间的关系等温保持时间对珠光体的G无明显的影响。当转变温度一定时，珠光体转变的形核率N与等温时间有一定的关系，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。 3影响珠光体形成速度的因素(1)化学成分的影响1）碳含量的影响亚共析钢，随着A中wc％↑，析出先共析F的孕育期增长，析出速度减慢。同时，P转变的孕育期也随之增长，转变速度减慢。原因：在相同转变条件下，随着A中wc％↑，F的形核率减少，F长大时所需扩散离去的碳原子的量增大，因而使铁素体析出速度减慢。 过共析钢，在完全奥氏体化情况下，随着钢中wc％↑，碳在A中的扩散系数增大，Fe3C的形核率增大，先共析Fe3C析出的孕育期缩短，析出速度增大。P转变的孕育期亦随之缩短，转变速度增大。所以共析钢的过冷奥氏体最稳定。如果不完全奥氏体化，加热组织为不均匀奥氏体加残余碳化物，则具有促进珠光体形核和晶体长大的作用，使珠光体转变时的孕育期缩短，转变速度加快。 2）合金元素的影响在钢中的合金元素充分固溶于奥氏体中的情况下，除了Co以外，其他所有的常用合金元素皆使钢的C曲线右移，P转变孕育期增长，推迟P转变的进行；除了Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使P转变的“鼻尖”温度移向高温。大多数合金元素都降低珠光体转变的形核和长大速度，因而影响珠光体的形成。 (2)奥氏体晶粒度的影响A晶粒细小，单位体积内的晶界面积增大，珠光体、先共析F或先共析Cm的形核部位增多，将促进P的形成。（3）成分均匀性及未溶第二相的影响奥氏体成分不均匀，有利于在高碳区形成渗碳体，在低碳区形成铁素体，并加速碳在奥氏体中的扩散，促进先共析相和珠光体的形成。钢中存在的未溶渗碳体，即可以作为先共析渗碳体的非均匀晶核，也可以作为珠光体领先相的晶核，因而也加速珠光体转变。 (4)加热温度和保温时间的影响提高加热温度或延长保温时间，（a）增加奥氏体中碳和合金元素的含量，都使珠光体转变的孕育期增长，转变速度降低。（b）奥氏体晶粒也愈加粗大。P形核位置减少加热温度低，保温时间短，均将加速珠光体的转变。 (5)应力和塑性变形的影响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高，有利于碳和铁原子的扩散及晶体点阵重构，促进珠光体的形核和晶体长大，加速珠光体的转变。奥氏体塑性变形的温度越低，珠光体转变速度就越大。对奥氏体施加等向压应力，将使原子迁移阻力增大，碳和铁原子的扩散及晶体点阵重构困难，将降低珠光体的形成温度，减慢珠光体的形成速度。 §4-5珠光体转变产物的力学性能钢中P的力学性能，主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。一、共析成分珠光体的力学性能1、片状珠光体共析碳钢在获得单一片状P的情况下，力学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和原始奥氏体晶粒大小密切相关。 共析钢片状P的性能主要取决于A化温度及P的形成温度。（1）规律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。 原因铁素体与渗碳体片薄，相界面增多，在外力作用下，抗塑性变形能力（强度）增高铁素体、渗碳体片很薄，会使塑性变形能力增大。珠光体团直径减小，表明单位体积内珠光体片层排列方向增多，使局部发生大量塑性变形引起应力集中的可能性减少，因而既增高了强度又提高了塑性。 应用工业上，片状P作为使用的组织状态，比较重要的是“派敦”（Patenting）处理的绳用钢丝、琴钢丝和某些弹簧钢丝。派敦处理，也叫铅淬冷拔工艺。将高碳钢奥氏体化后，淬入铅浴（600~650℃）中进行索氏体化，然后再进行深度冷拔。目前工业上具有最高强度的组织形态之一。0.9C，4000MPa （2）片间距离对冲击韧性的影响冲击韧性的冷脆转变温度与片间距离的关系有一个极小值。片间距离的减小，强度提高，使冲击性能变坏渗碳体变薄可以弯曲、变形，又有利于改善冲击韧性。片间距冲击韧性的冷脆转变温度 2、球状珠光体的机械性能（1）在成分相同的情况下，与片状珠光体相比，球状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。球状珠光体硬度、强度稍低的原因：铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体的少，对位错运动的阻力较小。球状珠光体的塑性较好：铁素体呈连续分布，渗碳体颗粒均匀地分布在铁素体基体上，位错可以较大范围的移动。 （2）球状珠光体的可切削性好，对刀具磨损小，冷挤压成型性好，加热淬火时的变形、开裂倾向小。高碳钢在机加工和热处理前，需先经球化退火处理得到粒状珠光体。低碳钢，在深冲等冷加工前，为了提高塑性变形能力，常需进行球化退火。球状珠光体的性能主要取决于碳化物颗粒的大小、形态和分布。当钢的化学成分一定时，碳化物颗粒越细小，强度、硬度越高；碳化物越接近等轴状，分布越均匀，塑韧性越好。 二、亚共析钢珠光体转变产物的力学性能亚共析钢珠光体转变产物的力学性能主要取决于其组织形态（先共析铁素体与珠光体的相对量，先共析铁素体晶粒的大小，珠光体的片间距离以及铁素体的化学成分等），而组织形态，取决于钢中的碳含量、奥氏体化温度及冷却条件。当珠光体量少时，珠光体对强度的贡献不占主要地位，强度的提高主要靠先共析铁素体晶粒的减小。当珠光体的量趋近100%时，珠光体对强度的贡献成为主要，强度的提高靠珠光体片间距离的减小。塑性随珠光体量的增多而下降，随F晶粒细化而升高。 亚共析钢含碳量增加，冲击韧性塑脆转化温度升高。含碳量一定时，珠光体的平均含碳量降低，可改善韧性。 讨论1.若钢的使用状态为珠光体类型的组织，从选材上和合理的热处理两个角度分别说明，如何满足使用性能的如下要求：（1）要求较高强度（2）要求较高韧性（3）强度韧性都要求较高 2.钢的共析组织和具有伪共析组织有何不同？45钢具有平衡组织（P+F）和具有伪共析组织+F时的力学性能有何区别？3.珠光体类型组织有哪几种？它们在形成条件、组织形态和性能方面有何特点？作业：P663P674、5、11'