第十一章:珠光体相变 本章重点:碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性能, 掌握影响珠光体转变动力学因素。 本章难点:珠光体(片状和粒状)的形成机制。 §11-1珠光体的组织形态、晶体结构与性能 、珠光体的组织形态 钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维 状珠光体和针状珠光体等 片状珠光体:F和Fe3C层片相间的机械混合组织 粒状珠光体:Fe3C以粒状分布于F基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺 可以得到粒状珠光体组织。Fe3C的量由钢的C%决定:Fe3C的尺寸、形状由球 化工艺决定。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示,相邻两片FeC(或F)的 平均距离S0称珠光体的片层间距。见图3-1。 原A晶界 团 图3-1 图3-2 珠光体片层间距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。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图3-2 二、珠光体分类 根据珠光体片层间距So的大小,可将珠光体分为三类 1珠光体:用P表示;S=1500-4500A。光镜下观察到F与FeC呈层片状。 2索氏体:用S表示;S0=800-1500A。光镜下难以区分F与FeC呈层片状,电 镜下清晰观察到F与Fe3C的片层 3屈氏体:用T表示;是极细的珠光体。S0=300~800A。光镜下无法分辨F与Fe3C 的层片(呈黑球状),电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。 珠光体片层间距S0的大小,取决于过冷度△T而与原奥氏体晶粒尺寸大小无 关
第十一章：珠光体相变 本章重点：碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性能， 掌握影响珠光体转变动力学因素。 本章难点：珠光体(片状和粒状)的形成机制。 §11-1 珠光体的组织形态、晶体结构与性能 一、珠光体的组织形态 钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维 状珠光体和针状珠光体等。 片状珠光体：F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。 粒状珠光体：Fe3C 以粒状分布于 F 基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺 可以得到粒状珠光体组织。Fe3C 的量由钢的 C%决定；Fe3C 的尺寸、形状由球 化工艺决定。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片 Fe3C(或 F)的 平均距离 S0 称珠光体的片层间距。见图 3-1。 珠光体片层间距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。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图 3-2。 二、珠光体分类 根据珠光体片层间距 S0 的大小，可将珠光体分为三类： 1.珠光体：用 P 表示；S0=1500~4500Ǻ。光镜下观察到 F 与 Fe3C 呈层片状。 2.索氏体：用 S 表示；S0=800~1500Ǻ。光镜下难以区分 F 与 Fe3C 呈层片状，电 镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 3.屈氏体：用 T 表示；是极细的珠光体。S0=300~800Ǻ。光镜下无法分辨 F 与 Fe3C 的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 珠光体片层间距 S0 的大小，取决于过冷度 ΔT 而与原奥氏体晶粒尺寸大小无 关。 P 团 原 A 晶界 图 3-2 S0 Fe3C α 图 3-1
2×104 △T S大小变化的原因:(1)珠光体形成在一个温度范围内进行,先冷却得到的 珠光体由于形成温度高,C原子扩散速度快,扩散距离长,珠光体片层间距So 大。(2)随着温度降低,后冷却得到的珠光体由于ΔT增大,ΔG増大,形核率I 增加并且C原子扩散速度和距离变小,使S0变小。 三、珠光体的晶体结构 片状珠光体是F和Fe3C层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状Fe3C 分布于F基体上形成的混合组织。其中F的晶体结构为体心立方:FeC为复杂 斜方结构。在珠光体形成时,F与Fe3C具有两类确定的晶体学位向关系。同时 先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系 §11-2珠光体的形成机制(以共析钢为例) 珠光体形成的热力学条件 (1)由于A→P是在较高温度形成,Fe 和C原子能够长程扩散,A→P是扩散型 相变;(2)由于缺陷形核,相变消耗的能量 较小,在较小过冷度△T条件下A→P相变 即可发生,见图3-3。即满足 △G=Gp-G≤0 二、片状珠光体的形成机制 a+ Fe3C 晶体结构: 面心立方体心立方复杂斜方 0.77% 0.0218% 6.67% 1形核:(1)奥氏体晶界:(2)奥氏体晶内(奥氏体 晶内有不均匀或未溶Fe3C时)。满足(1)能量起 伏:(2)结构起伏:(3)成分起伏三个条件 关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论, 现在认为都有可能成为领先相。 2长大:以Fe3C为领先相讨论,当珠光体晶核 C C3 C3 CI 在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时 图3-4 过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,见图3-4。 C C1一与铁素体相接的奥氏体C%;使 C2-与Fe3C相接的奥氏体C%; Fe:C
T S = 4 0 8.02 10 (Ǻ) S0 大小变化的原因：(1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到的 珠光体由于形成温度高，C 原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距 S0 大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于 ΔT 增大，ΔG 增大，形核率 I 增加并且 C 原子扩散速度和距离变小，使 S0 变小。 三、珠光体的晶体结构 片状珠光体是 F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状 Fe3C 分布于 F 基体上形成的混合组织。其中 F 的晶体结构为体心立方；Fe3C 为复杂 斜方结构。在珠光体形成时，F 与 Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关系。同时， 先共析相 F、Fe3C 与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。 §11-2 珠光体的形成机制(以共析钢为例) 一、珠光体形成的热力学条件 (1)由于 A→P 是在较高温度形成，Fe 和 C 原子能够长程扩散，A→P 是扩散型 相变；(2)由于缺陷形核，相变消耗的能量 较小，在较小过冷度 ΔT 条件下 A→P 相变 即可发生，见图 3-3。即满足： ΔG = Gp-Gγ≤0 二、片状珠光体的形成机制 γ → α + Fe3C 晶体结构： 面心立方 体心立方 复杂斜方 C%： 0.77% 0.0218% 6.67% 1.形核：(1)奥氏体晶界；(2)奥氏体晶内(奥氏体 晶内有不均匀或未溶 Fe3C 时)。满足(1)能量起 伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。 关于 F 和 Fe3C 谁领先形核过去一直争论， 现在认为都有可能成为领先相。 2.长大：以 Fe3C 为领先相讨论，当珠光体晶核 在奥氏体晶界形成(A、F 和 Fe3C 三相共存)时， 过冷奥氏体中存在 C 浓度不均匀，见图 3-4。 C1—与铁素体相接的奥氏体 C%；使 C2—与 Fe3C 相接的奥氏体 C%； G E P S C4C3 C2 C1 T1 图 3-4 α γ C C C C C Fe3C 图 3-5 Gγ Gp G T1 A1 T ΔG ΔT 图 3-3
C3-与奥氏体相接的铁素体C% C4一与Fe3C相接的铁素体C% (1)由于过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,导致C原子扩散(如图3-5),C原 子扩散破坏该温度下的C浓度平衡,为了恢复平衡,与铁素体相接的奥氏体形 成铁素体排出C使碳浓度升髙到Cl,与Fe3C相接的奥氏体形成Fe3C使碳浓度 降低到C2,其结果导致C原子扩散再次发生。如此反复,珠光体晶核纵向长入 奥氏体晶内 (2)远离珠光体晶核的奥氏体,其含碳量Cγ为共析成分的含碳量,因为有C2 ≤Cγ≤C1,所以,远离珠光体晶核的奥氏体中的C原子向与Fe3C相接的奥氏体 扩散使其形成珠光体的Fe3C;而与F相接的奥氏体中的C原子向远离珠光体晶 核方向扩散使其形成珠光体的F。 (3)在已形成的珠光体中,与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相接 铁素体中扩散。 (4)珠光体晶核一端与母相奧氏体保持不可动的共格晶面,形成一定的晶体 学位向关系,另一端(可动)长入奥氏体晶内,完成纵向长大。 (5)为了减少应变能,珠光体呈片状,C原子扩散路程短,有利于扩散。 (6Fe原子自扩散完成晶格改组。 3横向长大:奥氏体晶核内形成一片Fe3C,立刻就有两边F相连,搭桥机制。 4珠光体分枝长大:(反常长大) 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,但在某些情 况下,铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个Fe3C, 成长过程中分枝长大;(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个 原因导致珠光体反常长大,见图36。其中(b)和(c)为离异共析组织。 Fe3C 图3-6 三、粒状珠光体的形成机制 片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C,从能量考虑,Fe3C球化是一个 自发过程,根据胶态平衡理论,第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关,曲 率半径越小,其溶解度越髙,片状Fe3C的尖角处溶解度髙于平面处的溶解度, 使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度,引起 碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡,为了恢复平衡,Fe3C尖角处 将进一步溶解,Fe3C平面将向外长大,如此不断进行,最终形成了各处曲率半
C3—与奥氏体相接的铁素体 C%； C4—与 Fe3C 相接的铁素体 C%。 (1)由于过冷奥氏体中存在 C 浓度不均匀，导致 C 原子扩散(如图 3-5)，C 原 子扩散破坏该温度下的 C 浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏体形 成铁素体排出 C 使碳浓度升高到 C1，与 Fe3C 相接的奥氏体形成 Fe3C 使碳浓度 降低到 C2，其结果导致 C 原子扩散再次发生。如此反复，珠光体晶核纵向长入 奥氏体晶内。 (2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量 Cγ 为共析成分的含碳量，因为有 C2 ≤Cγ≤C1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的 C 原子向与 Fe3C 相接的奥氏体 扩散使其形成珠光体的 Fe3C；而与 F 相接的奥氏体中的 C 原子向远离珠光体晶 核方向扩散使其形成珠光体的 F。 (3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的 C 原子向与 Fe3C 相接 铁素体中扩散。 (4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶体 学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。 (5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C 原子扩散路程短，有利于扩散。 (6)Fe 原子自扩散完成晶格改组。 3.横向长大：奥氏体晶核内形成一片 Fe3C，立刻就有两边 F 相连，搭桥机制。 4.珠光体分枝长大：(反常长大) 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，但在某些情 况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。(1)在位错区域形核长大多个 Fe3C， 成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。这两个 原因导致珠光体反常长大，见图 3-6。其中(b)和(c)为离异共析组织。 三、粒状珠光体的形成机制 片状 Fe3C 的表面积大于同体积的粒状 Fe3C，从能量考虑，Fe3C 球化是一个 自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲 率半径越小，其溶解度越高，片状 Fe3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解度， 使得周围铁素体与 Fe3C 尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，引起 碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe3C 尖角处 将进一步溶解，Fe3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各处曲率半 图 3-6 Fe3C P Fe3C α Fe3C (a) (b) (c)
径相近的粒状Fe3C。 片状Fe3C的断裂与其内部的晶体缺陷有关,若 Fe3C片内存在亚晶界,将在亚晶界面上产生一界面 Fe3c Fe3C 张力,从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽,沟槽 亚晶界 两侧将成为曲面,与平面相比具有较小的曲率半径, 因此溶解度较髙,曲面处的Fe3C溶解而使曲率半径 增大,破坏了界面张力平衡。为了恢复平衡,沟槽进 Fe3cFe3C 步加深。如此循环直至Fe3C片溶穿。如图3-7。 由此可见,如图3-8,在 A1温度以下片状Fe3C的球 5|o。 化是通过FeC片的破裂,断d|e[e° 开而逐渐球化的。 图3-8 (1)奧氏体化温度较低,保温时间很短,奧氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区 2)珠光体转变的等温温度较髙,等温时间足够长,或冷却速度缓慢(3)热处理工 艺一一球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。 §11-3珠光体转变动力学 珠光体的成核率I和长大速 度G 1形核率和长大速度与温度的关系 形核率和长大速度与温度的关 系见图3-9。形核率和长大速度与转 转变温度℃ 变温度之间有极大值。 图3-9形核率和长大速度与温度的关系示意图 形核率I:温度降低,ΔT增大, 形核率Ⅰ增大,而温度降低使C原子和Fe原子扩散能力降低导致Ⅰ降低。 长大速度G:温度降低,C原子在奥氏体中的扩散系数降低,使长大速度降 低;但温度降低C1-C2=△C增大,使长大速度G增大;并且温度降低,ΔT增大, S0减小,原子扩散距离减小,长大速度G增大。 2形核率和长大速度与转变时间的关系 当温度一定时,等温时间增加,形核率I增加且很快达到饱和。当形核部位 全部耗尽后,形核率降为零(与位置有关)。长大速度G与等温时间无关 二、珠光体等温转变的动力学图 珠光体等温转变动力学图见图3-10。由图可见 (1)有孕育期,且孕育期随温度变化有极小值:(2)温 度降低,转变速度增加,对应鼻温转变温度时转变速 M_二 图3-10
径相近的粒状 Fe3C。 片状 Fe3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关，若 Fe3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一界面 张力，从而使片状 Fe3C 在亚晶界处出现沟槽，沟槽 两侧将成为曲面，与平面相比具有较小的曲率半径， 因此溶解度较高，曲面处的 Fe3C 溶解而使曲率半径 增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平衡，沟槽进 一步加深。如此循环直至 Fe3C 片溶穿。如图 3-7。 由此可见，如图 3-8，在 A1 温度以下片状 Fe3C 的球 化是通过 Fe3C 片的破裂，断 开而逐渐球化的。 (1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶 Fe3C 或许多高碳区； (2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热处理工 艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。 §11-3 珠光体转变动力学 一、珠光体的成核率 I 和长大速 度 G 1.形核率和长大速度与温度的关系 形核率和长大速度与温度的关 系见图 3-9。形核率和长大速度与转 变温度之间有极大值。 形核率 I：温度降低，ΔT 增大， 形核率 I 增大，而温度降低使 C 原子和 Fe 原子扩散能力降低导致 I 降低。 长大速度 G：温度降低，C 原子在奥氏体中的扩散系数降低，使长大速度降 低；但温度降低 C1-C2=ΔC 增大，使长大速度 G 增大；并且温度降低，ΔT 增大， S0 减小，原子扩散距离减小，长大速度 G 增大。 2.形核率和长大速度与转变时间的关系 当温度一定时，等温时间增加，形核率 I 增加且很快达到饱和。当形核部位 全部耗尽后，形核率降为零(与位置有关)。长大速度 G 与等温时间无关。 二、珠光体等温转变的动力学图 珠光体等温转变动力学图见图 3-10。由图可见： (1)有孕育期，且孕育期随温度变化有极小值；(2)温 度降低，转变速度增加，对应鼻温转变温度时转变速 图 3-7 Fe3C Fe3C α α α Fe3C Fe3C f f f 亚晶界 I G 形核率 N 长大速度 G 转变温度℃ 图 3-9 形核率和长大速度与温度的关系示意图 图 3-8 图 3-10 A→M A→P A→B Ms A1 Mf
度最大,高于或低于该温度,转变速度均降低。(3)由图3-10可知,转变时间增 加,转变量增加,当转变量超过50%后,转变量降低(A→P时对A产生压应力 抑制A→P转变,压应力下C、Fe原子扩散和晶格改组困难) 、影响珠光体转变动力学的因素 l化学成分的影响 (1)C% a)亚共析钢:C%增加,先析F形核率降低,先析F形核率降低,F长大需 要扩散离去的C%增高,使奧氏体转变为珠光体的孕育期增大,导致珠光体转变 速度降低。 b)过共析钢:C%增加,Fe3C的形核率增加,孕育期减小,使奥氏体转变为 珠光体的孕育期减小,导致奥氏体转变为珠光体的转变速度提高 (2)合金元素 a)降低C在奥氏体中的扩散速度;b)降低Fe原子的自扩散(晶格改组)速度;c)对 临界点的影响。除Mn、Ni外,均使A1点升高,ΔT增大,孕育期减小,“C”曲 线左移。d)对相界面阻碍作用。对于亚共析钢合金元素Mn、Mo等阻碍a相界 面的移动,降低先析F形成速度,使奥氏体转变为珠光体的孕育期提髙。e)强碳 化物形成元素V、T、Zr、Nb等溶入奥氏体中稳定奥氏体,使“C”曲线右移。 2奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响 奥氏体成分不均匀,珠光体转变的形核率高,C原子扩散速度高,长大速度 快;未溶Fe3C多,可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提髙,加速其 长大速度。 3奥氏体化温度和时间的影响 奥氏体化温度高时间长,奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀,使“C”曲线右 移,珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低,珠光体形成速度降低。 4应力和塑性变形的影响 奧氏体化时拉应力或塑性变形,易使点阵畸变和位错增髙,促进C、Fe原 子扩散及点阵重构,促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力,原子迁移阻力 增大,C、Fe原子扩散困难,减慢珠光体形成速度。 S11-4亚(过)共析钢的珠光体转变 、亚(过)共析钢先析相的形态 1亚共析钢: )与原奥氏体无共格关系:(1)铁素体呈等轴状(奥示体晶粒较细,等温温度较高, 冷却速度较慢):(2)网状铁素体(奥氏体晶粒较大,冷却速度较快,如图3-11 图3-11b、图3-1lc
度最大，高于或低于该温度，转变速度均降低。(3)由图 3-10 可知，转变时间增 加，转变量增加，当转变量超过 50%后，转变量降低(A→P 时对 A 产生压应力 抑制 A→P 转变，压应力下 C、Fe 原子扩散和晶格改组困难)。 三、影响珠光体转变动力学的因素 1.化学成分的影响 (1)C% a)亚共析钢：C%增加，先析 F 形核率降低，先析 F 形核率降低，F 长大需 要扩散离去的 C%增高，使奥氏体转变为珠光体的孕育期增大，导致珠光体转变 速度降低。 b)过共析钢：C%增加，Fe3C 的形核率增加，孕育期减小，使奥氏体转变为 珠光体的孕育期减小，导致奥氏体转变为珠光体的转变速度提高。 (2)合金元素 a)降低 C 在奥氏体中的扩散速度；b)降低 Fe 原子的自扩散(晶格改组)速度；c)对 临界点的影响。除 Mn、Ni 外，均使 A1 点升高，ΔT 增大，孕育期减小，“C”曲 线左移。d)对相界面阻碍作用。对于亚共析钢合金元素 Mn、Mo 等阻碍 α/γ 相界 面的移动，降低先析 F 形成速度，使奥氏体转变为珠光体的孕育期提高。e)强碳 化物形成元素 V、Ti、Zr、Nb 等溶入奥氏体中稳定奥氏体，使“C”曲线右移。 2.奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响 奥氏体成分不均匀，珠光体转变的形核率高，C 原子扩散速度高，长大速度 快；未溶 Fe3C 多，可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提高，加速其 长大速度。 3.奥氏体化温度和时间的影响 奥氏体化温度高时间长，奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀，使“C”曲线右 移，珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低，珠光体形成速度降低。 4.应力和塑性变形的影响 奥氏体化时拉应力或塑性变形，易使点阵畸变和位错增高，促进 C、Fe 原 子扩散及点阵重构，促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力，原子迁移阻力 增大，C、Fe 原子扩散困难，减慢珠光体形成速度。 §11-4 亚(过)共析钢的珠光体转变 一、亚(过)共析钢先析相的形态 1.亚共析钢： 1)与原奥氏体无共格关系：(1)铁素体呈等轴状(奥示体晶粒较细，等温温度较高， 冷却速度较慢)；(2)网状铁素体(奥氏体晶粒较大，冷却速度较快)，如图 3-11a、 图 3-11b、图 3-11c