珠光體轉變課程第1頁/共71頁第2頁/共71頁第3頁/共71頁退火：將鋼加熱至臨界點Ac1以上或以下溫度，保溫后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。目的：（1）消除組織缺陷；（2）均勻化學成分及組織，細化晶粒，提高鋼的力學性能，減少殘余應力；（3）降低硬度，提高塑性和韌性，改善切削加工性能。獲得珠光體組織的熱處理工藝第4頁/共71頁各種退火加熱溫度范圍第5頁/共71頁正火：將鋼加熱至Ac3或Acm以上適當溫度，保溫后在空氣中冷卻得到珠光體類組織的熱處理工藝。與完全退火不同點：正火冷卻速度較快，轉變溫度較低，因此獲得的珠光體組織較細，鋼的強度和硬度也較高。目的：（1）改善鋼的切削加工性能；（2）消除熱加工缺陷組織，均勻組織，細化晶粒，消除內(nèi)應力；（3）消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，便于球化處理；（4）提高普通結構零件的機械性能。應用：一般作為預備熱處理，也可作大型或形狀復雜零件的終熱處理。第6頁/共71頁珠光體轉變在熱處理（退火與正火）實踐中極為重要：退火與正火可以作為最終熱處理。即工件經(jīng)退火或正火后直接交付使用，因此在退火與正火時必須控制珠光體轉變產(chǎn)物的形態(tài)，以保證退火與正火后所得到的組織具有所需的強度、塑性和韌性等。退火與正火也可以作為預備熱處理。即為最終熱處理最好準備，這就要求退火或正火所得的組織能滿足最終熱處理的需要。保證不發(fā)生珠光體轉變。為使奧氏體能過冷到低溫，使之轉變?yōu)轳R氏體或貝氏體，必須要保證奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生珠光體轉變。珠光體轉變的過程、轉變機理、轉變動力學、影響因素、珠光體轉變產(chǎn)物性能。學習珠光體轉變的意義：第7頁/共71頁珠光體的組織形態(tài)、晶體結構；珠光體的形成過程、形成機制以及形成的熱力學條件；亞（過）共析鋼的珠光體轉變、先共析相的析出條件；珠光體轉變動力學和影響因素；珠光體的力學性能、影響力學性能的因素；本章知識點：第8頁/共71頁何為珠光體?珠光體是奧氏體發(fā)生共析轉變所形成的鐵素體與滲碳體的共析體。何為珠光體轉變？共析相變平衡相變擴散型相變第9頁/共71頁3.1珠光體的組織特征典型形態(tài)：片狀或?qū)訝钍氰F素體薄層和滲碳體薄層交替重疊的層狀復相物，也稱片狀珠光體，如圖所示。圖3-1共析碳鋼的片狀珠光體組織符號：P（Pearlite）含碳量ωc＝0.77％；第10頁/共71頁珠光體第11頁/共71頁第12頁/共71頁珠光體間距：

在片狀珠光體組織中，一對鐵素體片和滲碳體片的總厚度稱為“珠光體片層間距”，以S0表示。珠光體團：片層方向大致相同的區(qū)域稱為“珠光體團”或“珠光體晶?！薄Ｆ瑺钪楣怏w示意圖第13頁/共71頁片層間距大小和珠光體團影響因素：珠光體的片層間距大小主要取決于珠光體的形成溫度。在連續(xù)冷卻條件下，冷卻速度愈大，珠光體的形成溫度愈低，即過冷度愈大，則片層間距S0就愈小。第14頁/共71頁第15頁/共71頁片狀珠光體的分類：第16頁/共71頁屈氏體第17頁/共71頁珠光體第18頁/共71頁索氏體第19頁/共71頁屈氏體第20頁/共71頁T12A鋼的粒狀珠光體組織球狀珠光體的組織特征組成：鐵素體基體＋粒狀滲碳體典型形態(tài)：球狀或粒狀第21頁/共71頁3.2珠光體轉變機制2．珠光體轉變時的領先相1．珠光體的形成過程3．亞（過）共析鋼的珠光體轉變第22頁/共71頁2．珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成過程相組成：γ→（α+Fe3C）碳含量：0.77%0.02%6.69%點陣結構：面心立方體心立方復雜斜方第23頁/共71頁珠光體的形核形核部位條件：能量、成分和結構起伏奧氏體晶界奧氏體晶內(nèi)（溫度較低）第24頁/共71頁珠光體轉變時的領先相:

過冷度小時滲碳體是領先相，過冷度大時鐵素體是領先相；在亞共析鋼中鐵素體是領先相，在過共析鋼中滲碳體是領先相；在共析鋼中兩者為領先相的幾率相同，但一般認為領先相是滲碳體。珠光體鐵素體滲碳體領先相？（相變溫度和奧氏體成分）第25頁/共71頁領先相Fe3C形狀:第26頁/共71頁橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續(xù)地向奧氏體中延伸；片狀珠光體形成過程示意圖第27頁/共71頁γGESPα溫度碳含量Cγ/cemCγCγ/αCα/γCα/cemC%BAαγCα/γCγ/αC%CγSC%B'A'Fe3CγC%CγS'Ccem/γCγ/cem珠光體形成時碳的擴散過程：ASαFe3CA'S'B'B第28頁/共71頁珠光體轉變過程第29頁/共71頁（2）粒狀珠光體的形成過程滲碳體片存在內(nèi)部缺陷，在亞晶界處出現(xiàn)溝槽第30頁/共71頁片狀滲碳體破斷、球化過程示意圖第31頁/共71頁片狀滲碳體破斷、球化過程第32頁/共71頁第33頁/共71頁獲得粒狀珠光體的途徑：第34頁/共71頁獲得粒狀珠光體的途徑：（二）片狀珠光體的低溫退火界面能減小的自發(fā)趨勢（片狀球化和析出相長大）。第35頁/共71頁獲得粒狀珠光體的途徑：300～500oC500～650oC第36頁/共71頁第37頁/共71頁獲得粒狀珠光體的途徑：（四）形變球化：

若在稍高于臨界點Ar3施加大應變量形變，形變后等溫或緩冷處理，可以直接獲得鐵素體加細小彌散滲碳體的球化組織。第38頁/共71頁3亞（過）共析鋼的珠光體轉變（1）偽共析轉變亞共析鋼緩慢冷卻時，先共析鐵素體+珠光體。過共析鋼緩慢冷卻時，先共析滲碳體+珠光體。

第39頁/共71頁亞（或過）共析鋼較快速度冷卻時，奧氏體中同時析出鐵素體和滲碳體，即珠光體組織，成分并非共析成分——偽共析轉變。第40頁/共71頁(2)亞（過）共析鋼先共析相的析出先共析相量的影響：先共析相的量的影響因素：碳在奧氏體中的擴散（碳含量，析出溫度，冷卻速度）。碳含量↗

(或↘)，冷卻速度↗

，析出溫度↘，先共析量↘

。第41頁/共71頁先共析相形貌的影響：A，亞共析鋼：當奧氏體晶粒較細小，等溫溫度較高或冷卻速度較慢時，F(xiàn)e原子可以充分擴散，所形成的先共析鐵素體一般呈等軸塊狀。當奧氏體晶粒較粗大，冷卻速度較快時，先共析鐵素體可能沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出。當奧氏體成分均勻、晶粒粗大、冷卻速度又比較適中時，先共析鐵素體有可能呈片（針）狀，沿一定晶面向奧氏體晶內(nèi)析出，此時鐵素體與奧氏體有共格關系。第42頁/共71頁B，過共析鋼：先共析滲碳體的形態(tài)可以是粒狀、網(wǎng)狀或針（片）狀。過共析鋼在奧氏體成分均勻、晶粒粗大的情況下，滲碳體一般呈網(wǎng)狀或針（片）狀滲碳體，此時將顯著增大鋼的脆性。第43頁/共71頁組織控制：工業(yè)上，片（針）狀鐵素體或滲碳體加珠光體的組織稱為魏氏組織。魏氏組織——晶粒粗大——機械性能（尤其塑性和沖擊性能）顯著降低——鋼的脆性轉折溫度升高；魏氏組織→采用細化晶粒的正火、退火以及鍛造等等。第44頁/共71頁3.3珠光體轉變動力學1．珠光體的形核率I和長大速度G2．珠光體轉變動力學圖3．先共折相的長大動力學4．影響珠光體轉變動力學的因素第45頁/共71頁第46頁/共71頁1．珠光體的形核率I和長大速度G（1）形核率與轉變溫度T在均勻形核：一方面：隨轉變溫度T降低，過冷度增大，奧氏體與珠光體的自由能差增大，即相變驅(qū)動力△Gv增大，使臨界形核功W減小,使形核率I增大。中間出現(xiàn)最大值；另一方面：隨轉變溫度T降低，原子擴散能力減弱，因Q基本不變，使形核率I減小。第47頁/共71頁兩者都具有極大值特征，其極大值約在550℃左右。共析鋼的形核率和晶體長大速度與轉變溫度的關系第48頁/共71頁（2）長大速度G與轉變溫度T轉變溫度較高時珠光體團一般長大成等軸類球形，各個方向上的長大速度G基本相等，可由下式表示：S0

為珠光體的片層間距；Dcγ為C在奧氏體中的擴散系數(shù)；K為常數(shù)。由于S0反比于過冷度△T，而K正比于△T，所以式可改寫為T↘,

ΔT↗,S0↘,C擴散距離↘，G↗；T↘,Dc↘,G↘

；第49頁/共71頁兩者都具有極大值特征，其極大值約在550℃左右。共析鋼的形核率和晶體長大速度與轉變溫度的關系第50頁/共71頁（3）形核率I和長大速度G與轉變時間的關系當轉變溫度一定時，隨轉變時間延長，形核率I逐漸增大。等溫保持時間對珠光體的長大速度G則無明顯的影響。共析鋼珠光體形核率與轉變時間的關系第51頁/共71頁2．珠光體轉變動力學圖根據(jù)不同溫度下珠光體的形核率和長大速度與時間的關系，共析鋼的珠光體等溫轉變動力學曲線如圖中實線所示：共析鋼的珠光體等溫轉變動力學曲線第52頁/共71頁3．先共折相的長大動力學亞共析鋼（先共析鐵素體在奧氏體晶界上的長大方向有兩個）：一是沿奧氏體晶界長大（長度方向）；二是向奧氏體晶內(nèi)長大（厚度方向）：式中，S為鐵素體片的半厚度；t為鐵素體長大時間；α為系數(shù)。先共析鐵素體的轉變動力學曲線也呈“C”字形，通常位于珠光體轉變動力學曲線的左上方。并且隨著鋼中碳含量的增高，先共析鐵素體的析出線移向右下方。對于過共析鋼，若奧氏體化溫度在Acm點以上，則在等溫轉變過程中于珠光體轉變動力學曲線的左上方有一條先共析滲碳體析出線。這條先共析滲碳體析出線，隨鋼中碳含量的增高，逐漸移向左上方。第53頁/共71頁4．影響珠光體轉變動力學的因素加熱溫度和保溫時間碳含量合金元素奧氏體晶粒度應力和塑性變形第54頁/共71頁（1）加熱溫度和保溫時間的影響①奧氏體不均勻有利于珠光體的轉變。（低C區(qū)形成鐵素體，高C區(qū)形成滲碳體，加速C的擴散，促進P形成）②未溶解的滲碳體，可以作為共析相的非均勻成核或領先相。如奧氏體化溫度提高，保溫時間延長，導致(P轉變速度降低)：降低加熱溫度，縮短保溫時間，加速珠光體的轉變！第55頁/共71頁（2）碳含量的影響對于亞共析鋼，奧氏體中碳含量↗，析出先共析鐵素體的孕育期↗，析出速度減慢↘。珠光體轉變的孕育期↗，轉變速度減慢↘。對于過共析鋼，在完全奧氏體化情況下，隨著鋼中碳含量↗，先共析滲碳體析出的孕育期↘，析出速度增大↗。珠光體轉變的孕育期↘，轉變速度增大↗。如果不完全奧氏體化（加熱溫度在A1和Acm之間），加熱組織為不均勻奧氏體加殘余碳化物，則具有促進珠光體形核和晶體長大的作用，使珠光體轉變時的孕育期↘，轉變速度↗第56頁/共71頁（3）合金元素的影響常用合金元素（除Co

外）使鋼的TTT曲線右移；常用合金元素（除Ni、Mn外）使珠光體轉變的“鼻尖”溫度移向高溫。影響機制:①合金元素自擴散的影響觀點1：合金元素在轉變后期間接影響著珠光體的轉變，主要影響了碳在奧氏體中的擴散速度以及相變臨界點引起的。觀點2：轉變初期就受合金元素的擴散所控制，合金元素較低的擴散速度降低了珠光體的轉變速度。觀點3：當轉變溫度較高和合金元素含量較高，轉變初期受合金元素的擴散所控制，因此使得珠光體轉變速度降低。第57頁/共71頁②合金元素對碳擴散的影響大多數(shù)降低碳的擴散，Co則提高了擴散速度；③合金元素對γ→α的影響

如Co則提高了γ→α的轉變速度；④合金元素對相變臨界點的影響

Ni，Mn降低A1，減小過冷度，珠光體轉變速度降低；而Co提高了A1，增大過冷度，珠光體轉變速度加快；⑤合金元素對γ∕α界面移動的拖拽作用

Mn和Mo在γ∕α界面聚集，阻止了界面移動的拖拽作用，從而降低先共析鐵素體的長大速度，降低珠光體的形成速度。第58頁/共71頁（3）奧氏體晶粒度的影響奧氏體晶粒細小，單位體積內(nèi)的晶界面積增大，珠光體的形核部位增多，將促進珠光體的形成。細小的奧氏體晶粒也將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對奧氏體施加拉應力或進行塑性變形，加速珠光體的轉變。晶體點陣畸變和位錯密度增高，有利于C和Fe原子的擴散及晶體點陣重構，促進珠光體的形核和晶體長大，加速珠光體的轉變。變形溫度越低，珠光體轉變速度就越大。對奧氏體施加等向壓應力，減慢珠光體的形成速度。

原子遷移阻力增大，C和Fe原子的擴散及晶體點陣重構困難，將降低珠光體的形成溫度，減慢珠光體的形成速度。第59頁/共71頁3.4珠光體轉變產(chǎn)物的機械性能機械性能與成分和熱處理工藝有關：不同形態(tài)P，性能不同；對于片狀P，由層片間距決定；先共析F和Fe3C含量不同，性能不同。第60頁/共71頁第61頁/共71頁影響因素：片層間距和珠光體團的直徑**

片層間距以及珠光體團直徑減小，珠光體的強度、塑性均提高：片層間距↘，層片變薄，相界面↗，抗塑性變形能力↗；層片變薄，可通過滑移或彎曲產(chǎn)生塑性變形，塑性變形能力↗；珠光體團直徑↘，單位體積片層排列方向↗，局部發(fā)生大量變形引起的應力集中可能性↘，強度和塑性↗；連續(xù)冷卻珠光體組織：強度和塑性降低第62頁/共71頁(2)粒狀珠光體的力學性能強度、硬度稍低于片狀P，塑性較高。原因：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；滲碳體呈粒狀分散在連續(xù)的鐵素體基體上，對位錯運動的阻礙作用較小，使塑性提高；碳化物顆粒越細小，硬度和強度就越高；碳化物顆粒越接近等軸狀，分布越均勻，韌性越好。粒狀珠光體組織的加工性能：

切削性好，冷擠壓成形性好，加熱淬火時變形和開裂傾向性小。第63頁/共71頁2．鐵素體加珠光體的機械性能機械性能影響因素：珠光體和鐵素體的相對含量，鐵素體晶粒大小，珠光體片層間距，鐵素體化學成分。強度和韌性：珠光體量增加對鋼的強度和韌性的作用增大。鋼的成分一定，隨冷卻速度增大，先共析鐵素體量減少，珠光體量增多；完全奧氏體化情況下，鋼中碳含量增高，先共析鐵素體量減少，而珠光體量增多；

屈服強度：主要取決于鐵素體晶粒尺寸的大小第64頁/共71頁隨珠光體量增加，鐵素體晶粒尺寸大小對強度的影響減小。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。第65頁/共