第二章珠光体转变课件

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第二章 珠光体转变（6课时),2-1 钢的冷却转变概述,图2-1,TTT,曲线,IT图,过冷奥氏体等温转变动力学图，,TTT,曲线，,C,曲线，,IT,曲线。反映温度-时间-转变量三者之间的关系。,图2-2 共析碳钢 IT图,M,f,高温,中温,低温,A,r1,550 ,，,Fe,、,C,原子均可扩散。,共析分解成珠光体,-,铁素体与,渗碳体两相层片状机械混合物。,珠光体团,(,或领域,) -,片层方向,大致相同的珠光体，在一个奥氏,体晶粒内可以形成,3,5,个珠光体,团。,高温转变,图2-3 层片状珠光体示意图,原奥氏体晶界,珠光体团,中温转变,550 220 ,，,C,原子可扩散，,Fe,原子不能扩散。,形成贝氏体,-,过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。,上贝氏体：,550 ,稍下形成，羽毛状。在平行铁素体板条间分布有不连续的,杆,状渗碳体。,下贝氏体：,220 ,稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。,图2-4 (a) 上贝氏体,X,600 (b) 下贝氏体,X,400,非扩散型相变：,Fe,、,C,原子均不发生扩散，生成的马 氏体与原奥氏体成分相同。,马氏体：碳在,-Fe,中的过饱和固溶体。,马氏体相变是变温型相变，相变开始点,M,s,，终了点,M,f,。,低温转变,图2-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体 (,X,80),(b) 高碳钢中的针状(片状)马氏体 (,X,400),IT图形式的变化,图2-6 珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化,(a) 部分相重叠 （b) 彼此分离 （c) 一前一后,CT 图,过冷奥氏体连续冷却转变图，Continuous Cooling Transformation （CCT）图，CT曲线，CCT曲线。,一般采用快速膨胀仪测定。,图2-7 共析碳钢的CCT图,珠光体转变中止线,cc,线为珠光体转变中止线,转变并未最后完成，但过冷奥氏体已停止分解。,临界冷却速度,V,C,（,V,k,）：是指使过冷奥氏体不发生分解，得到完全马氏体组织（包括,A,R,）的最低冷却速度。,2-2 珠光体的组织和性能,珠光体的组织形态,片状珠光体,球状珠光体,铁素体基体上分布着球状渗碳体。,形成温度() 片层间距 (nm),珠光体 P A,r1, 650 500 700,索氏体 S 650 600 300 400,屈氏体 T 600 550 100 200,(a),(b),图2-8 (a) 片状珠光体 (b) 球状珠光体,珠光体的片层间距 S,0,珠光体的片层间距与转变温度有关，与过冷度成,反比。,图2-9 珠光体片层间距S,0,原因：,在一定的过冷度下，若,S,0,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,S,0,过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这时,G,V,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,S,0,。,T,愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，,G,V,会变大，可以增加较多的界面能，所以,S,0,会变小。,原奥氏体晶粒大小对,S,0,无明显影响。但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团直径也越细小。,珠光体的力学性能,片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层 内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距,S,0,。,片层间距,S,0,愈小，强度、硬度愈高，符合,Hall-,Petch,关系：,s,=,0,+ kS,0,-1,。,球状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小,(,直径,d,f,），也,符合,Hall-Petch,关系：,s,= ,0,+ k,d,f,-1/2,。,相同碳含量的球状珠光体强度和硬度低于片状珠光体，但塑性、断裂强度和疲劳抗力高于片状珠光体，韧脆转化温度也较低。,碳含量对铁素体,-,珠光体钢性能的影响,同一碳含量的钢处理成不同组织时，马氏体的强度和硬度最高、塑形和韧性最低，珠光体则相反，贝氏体介于中间。珠光体组织最适合切削加工。,HB170-250,。,图2-10 碳含量对亚共析钢性能的影响,碳含量/wt%,图2-11 碳含量对钢的韧性的影响,试验温度/,2-3 珠光体转变机理,图2-12 自由能-成分曲线,珠光体转变是以扩散为基础并受扩散所控制，属形核长大型。,珠光体形成的热力学,在,A,1,（,T,1,）温度，,、,、,Fe,3,C,三相的自由能,-,成分曲线有一共切线。,在,A,1,温度,以下温度,T,2,，,、,、,Fe,3,C,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。,珠光体形成时的领先相,从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。,共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。,亚共析钢中，铁素体为领先相。,珠光体的长大方式,图2-13 共析碳钢珠光体形成过程示意图,珠光体的形核,在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。,珠光体的纵向长大,由于形成了/，/Fe,3,C相界面，在相界面前沿相中产生浓度差C,-, C,-k,，从而引起碳原子由前沿向Fe,3,C前沿扩散，同时，由于C,-,C,C, C,-k,，也会有碳原子离开铁素体与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由奥氏体内向渗碳体和奥氏体界面扩散。扩散的结果,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。,珠光体的横向生长,Fe,3,C,的横向生长使周围奥氏体产生,贫碳区,，当碳浓度下降到,C,-k,时，在,Fe,3,C,两侧通过点阵重构，形成两小片铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生,富碳区,，这又促使渗碳体片的形核生长。,如此,协调地交替,形核生长，从而形成铁素体、渗碳体,片,相间的层,片组织。,铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚，渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就停止。,在珠光体生长的后期，会出现,分岔,长大现象。,2-4 珠光体转变的动力学,珠光体转变动力学特点,转变开始之前有一个孕育期；,温度一定时，转变速度随时间延长有一极大值；,随温度降低，转变孕育期有一极小值，此温度下，转变最快；,合金元素影响显著。,转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，形核功下降，故形核率增加。转变温度降至一定温度时，扩散起主导作用，温度降低，扩散困难，形核率下降。,形核率随转变温度的降低先增后减，在,550,附近有一极大值。,形核率,图2-15 形核率与转变温度的关系,550,长大速度,图2-16 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。,影响珠光体转变动力学的因素,除温度和时间外，以下各因素也对珠光体转变产生影响。, 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。,钢的化学成分,过共析钢：,若加热温度高于A,ccm,： 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A,c1,A,ccm,：C%，获得不均匀奥氏体及Fe,3,C,，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。,在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。,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。影响的原因,有：,改变共析点的位置；,图2-17 合金元素对共析点位置的影响,改变珠光体片层间距，而片层间距则与珠光体转变温度直接有关，如图,3-18,所示；,图2-18 合金元素对珠光体片层间距的影响,1-12%Co; 2-0.26%M; 3-0.46%Mn; 4-0.630.80%Mn;,5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mn,改变奥氏体向珠光体转变的自由能；,降低珠光体的形核率（除钴外）；,降低珠光体的长大速度；,降低碳在奥氏体中的扩散系数（除钴和小于,3%,的镍以外）；,合金元素本身扩散很慢；,硼易富集于晶界，降低了界面能，形核变得困难；,降低同素异构转变速度，从而降低珠光体转变速度。,奥氏体的均匀化程度和残余渗碳体,奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe,3,C，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。,未溶残余渗碳体的存在，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。,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。,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。,应力和塑性变形,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。,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。,2-5 先共析转变,非共析钢在发生珠光体转变前，先析出铁素体或渗碳体的转变称为先共析转变。,伪共析转变,如果将奥氏体快冷到SE线,和SG线以下的阴影区时，则,会同时对铁素体和渗碳体所过,饱和而直接进行珠光体转变。,非共析成分的奥氏体不经过先,共析转变而直接进行的珠光体,转变，称为伪共析转变。,图2-19 伪共析转变区域,先共析转变条件,奥氏体只有在A,r1,以下、SE线以左或A,r1,以下、SG线以右范围内时，才能有先共析相析出。,不同形态析出相的温度-成分示意图见图2-20。,图2-20 不同形态析出相的温度-成分区,先共析相的形态,先共析铁素体形态,在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为非共格。,形成温度较高时，,非共格晶界,易迁移，向奥氏体晶粒一侧长成球冠状。,若原奥氏体含碳量较高，析出的铁素体量较少，则铁素体易长成,网状,。,若原奥氏体含碳量较低，析出的铁素体量较多，且单位体积排出的碳原子较少，非共格界面更易迁移，铁素体长入奥氏体呈,块状,分布。,形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁移，这时主要依靠,共格界面迁移,。,铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大，为减小应变能，铁素体呈,片状,沿奥氏体某一晶面向晶粒内生长,。,这种先共析片状铁素体通常称为,魏氏铁素体,。,图2-21 亚共析钢中的魏氏铁素体,先共析渗碳体形态,网状渗碳体；,片状渗碳体-魏氏渗碳体。,图2-22 过共析钢中的魏氏渗碳体,图2-23 铝元素对先共析渗碳体的影响,(a),魏氏铁素体形成条件,等温或连续冷却均可形成；,等温条件下，魏氏组织的形成上限温度Ws点随碳含量和晶粒度不同而改变，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws点愈低；,连续冷却的冷速过快过慢均有碍形成；,粗晶奥氏体中易形成；,碳含量超过0.6%时，难于形成；,铬、硅、钼阻碍形成；锰促进形成。,魏氏铁素体对性能的影响,魏氏铁素体引起钢的强度、韧性和塑性降低，韧脆转化温度升高。,消除办法采用退火或正火。,2-6 合金钢中其他类型的奥氏体高温分解转变,特殊碳化物与铁素体组成的珠光体,钢中的碳化物形成元素起先固溶于渗碳体中形成合金渗碳体，当其含量增加到一定值时，从奥氏体中便可直接析出碳化物。以Cr为例，含0.2%C,5%Cr的钢在700750转变时，珠光体中的碳化物是Cr,7,C,3,;铬含量11%12%时，珠光体中的碳化物是Cr,23,C,6。,特殊碳化物珠光体和普通珠光体转变机理及组织形态均相同，性能也相近。,为形成特殊碳化物珠光体而加入大量合金元素毫无实际意义。,纤维状碳化物与铁素体的聚合物,聚合物形态,珠光体球团；,直接从奥氏体长出具有大体平行的边界；,枞树叶状，纤维以一个中轴对称排列。,图2-23 0.2C-4Mo钢在650 转变后的组织,纤维直径约为,2050nm,，其间距至少比普通珠光体组织小一个数量级，在碳含量为,0.2%,时，钢就具有全共析组织。,纤维状组织具有很好的机械性能，例如，,0.2C-4Mo,钢在,600650 ,转变后，屈服强度,770MPa,。,等温处理或控冷处理。,纤维状碳化物可以是,Mo,2,C,W,2,C,VC,Cr,7,C,3,和,TiC,等。,相间沉淀组织,合金钢等温转变铁素体中有极细小的合金碳化物以层状弥散析出，称相间沉淀或相间析出。,碳化物直径小于10nm，层间距离约在550nm间变化；,特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo,2,C,Cr,7,C,3,Cr,23,C,7,W,2,C,等；,图2-24 0.02C-0.032Nb钢在600等温40min后NbC相间沉淀的分布,与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转 变为强化铁素体的经济方法，,高强度低合金钢,的发展和应用与相间沉淀的研究密切相关。,钒钢、钛钢、铌钢、钨钢在,650850 ,温度范围内，基本上只生成相间沉淀组织；,钼钢在,600850 ,温度范围内，可同时观察到纤维状碳化物和相间沉淀碳化物；,铬钢在,600800 ,温度范围内，可出现以上三种碳化物组织。,高温区直接转变产物的机械性能,含强碳化物形成元素的低合金钢在高温区直接转变后，其强化机理有三个，即,晶界强化,、,固溶强化,和,弥散强化,。,晶界强化,是通过控制热轧和弥散分布的碳化物钉扎晶界，以防止再结晶和晶粒长大，是晶粒显著细化而实现的。,固溶强化,的作用不大，因为碳和合金元素都用于形成碳化物了。,弥散强化,是相间沉淀组织对强度的贡献。当微粒足够细小、数量足够多时，弥散强化可使屈服强度提高500600MPa，远远高于其他机理对铁素体强化的贡献。,大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生的，因此，,任何阻止位错运动,的因素都可以成为提高金属材料强度的途径,。,固溶强化,当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。,图2-25 CuNi固溶体的机械性能与成分的关系,图2-26 AlMg固溶体的应力应变曲线,b,固溶强化的实质,：,晶体结构中的弹性交互作用、电交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。,C,otrell气团模型,：,溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量（它对位错有“钉扎”作用）。,图2-27 不同溶质原子在位错周围的分布状态,晶界强化,合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。晶界强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能量高这一特点，对材料进行强化。,双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。,图2-28 双晶粒拉伸示意图,图2-29 低碳钢的,s,与晶粒大小的关系,低碳钢的,s,与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可用,HallPetch公式,表示：,s,0,+Kd,1/2 （2-3）,晶界强化理论的提出：,针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法；,在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮；,可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，获得最佳的强韧性配合。,加工硬化,加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强,度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变,形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。,易滑移阶段（位错少干扰）,线性硬化阶段（位错塞积）,抛物线硬化阶段（螺旋位错启动，位错密度下降）,加工硬化曲线,分为三阶段:,图2-30 加工硬化曲线示意图,加工硬化的实质:,金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。,图2-31,晶粒度对加工硬化曲线的影响,时效强化,时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下保温析出过渡相、第二相等而实现对材料强化的方法。,图2-32 铝合金分类示意图,第二相强化（弥散强化）,通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。第二相一般指各种化合物质点。,生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布,的第二相；,也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；,还可通过共析反应获得；,另外还可通过粉末冶金方法获得。,获得第二相的途径：,弥散强化的主要影响因素：,颗粒直径,第二相含量（体积分数）,第二相的分布状态,第二相的强化机制：,图2-33 绕过机制,图2-34 切割机制,