第3章+珠光体转变

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1、第三章P转变与退火、正火平衡相变；共析相变陶瓷材料也可以发生产生珠光体相变的热处理工艺→退火或正火§1钢的冷却转变概述A转变方式关于过冷A转变产物与冷却速度有关，不都是平衡转变，所以不能用相图判定和分析转变图：研究温度、时间、转变产物之间规律的工具一、A等温冷却转变（共析钢）1、C曲线C曲线分析孕育期临界冷却速度冷却组织P、B、M其它钢种二、A连续冷却转变（共析钢）CCT图特征曲线开始结束中止2个临界冷却速度混合型组织；不均匀§2珠光体组织和性质一、形态1、片状P珠光体P索氏体S屈氏体（托氏体）T2、粒状PAc1附近长时保温获得片状珠光体1、P团团球区域，受A晶粒影响，对性能影响不

2、大。2、P领域片层方向大致相同的区域3、片间距大小SoF+Fe3C厚度之和与△T、σ有关，一定温度下So有最佳值原A晶粒大小对其没有太大影响4、相变驱动力用于形成界面二、晶体学P团内F与Fe3C有取向关系F、Fe3C与A无取向关系三、P的性能1、片状P渗碳体呈片状间距越小→强度、硬度高Fe3C%多→塑性、韧性降低C%↑→韧脆转化温度↑适合切削加工，连续冷却组织不均匀会影响切削性能2、球状P硬度、强度<片状P塑性、韧性>片状P疲劳强度>片状P韧脆转化温度<片状P形态细、圆、均匀好冷挤压、冷拔、冷镦性能好综上所述不宜制造重要零件，通常是加工、成形时所需要的组织共析钢P的性能主要取决于形

3、成温度冷却温度对组织与性能的影响表3-1§3珠光体转变机理一、概述1、转变过程：形核、长大。2、形核：共析钢：A晶界上非共析钢：先共析相相界上3、长大：纵向；横向二、领先相早期：A单晶体实验结果，P中Fe3C与先共析Fe3C取向相同，无晶界，故Fe3C是领先相。60年代：多单晶体实验结果F也可以是领先相。△T小时，向非共格一侧生长→无取向关系△T大时，同时向两侧生长→共格一侧有取向关系目前公认结论共析钢F、Fe3C均可以成为领先相亚共析钢→F领先过共析钢→Fe3C领先相三、长大方式早期：横向形核、长大，交替进行，随之纵向长大60年代：纵向长大，然后分岔（片较细）70年代结论：两种形

4、式均存在§4珠光体转变动力学一、P转变动力学特点转变前存在孕育期温度一定时，转变速度有极大值具有最小孕育期，此时P转变最快合金元素对C曲线有显著影响二、P转变动力学研究（结论）1、转变量与时间关系：X=1-exp[（-π/3）×NG3t4]条件：均匀形核（不优先在晶界处）产物为球状P团N、G是常数，不随时间变化验证：模型有误差误差原因分析：形核不均匀（顶角>棱边>界面）N=Ktn（K、n常数）；N随时间改变，很快饱和，长大速度是主要的G对ΔT敏感，随ΔT增加而增加2、Zener假设等温长大开始，相界面达到局部平衡，并受母相体扩散控制每个F和Fe3C中的成分都是均匀的，二者平均成分与

5、远离相界面的母相一致由于相界面是弯曲的，所以A与F、Fe3C交界处实际碳浓度差Δx小于相图值Δxe相变、扩散驱动力∝Δx、ΔxeΔx与长大速度G的关系公式3-14G受碳在A中扩散的影响→根据Fick定律计算→3-15公式长大速度G简化后：公式3-16，G随过冷度ΔT增加实验结果验证：吻合P长大速度极高时→考虑界面扩散→3-17公式片间距>70nm，体扩散控制片间距<70nm，界面扩散控制三、影响P转变的动力学其他因素1、A晶粒度：细→P形成快2、A成分：碳亚共析钢：碳%增加→F形成困难→P形成慢过共析钢：碳%增加→Fe3C形成容易→P形成快共析钢：P形成最慢（C曲线最右）合金溶入A

6、中，除Co、>2.5Al%外，其他→慢未熔碳化物→促进除Mn、Ni外，其他元素→鼻温升高原因合金元素再分配（F、Fe3C中）改变C的扩散速度改变共析转变点提高F的扩散激活能→同素异构→慢自身扩散慢硼→不形成间隙或置换固溶体→偏聚晶界→晶界能量降低→形核困难3、A均匀化程度未溶F、渗碳体、杂质→促进4、应力状态和塑性变形A处于拉应力→促进先共析相→形核，长大，但长大速度几乎不受影响A处于压应力→反之§5先共析转变一、先共析转变条件缓冷在两相区中进行快冷在Ar1以下、阴影线外侧快冷时先共析相的析出→促进伪共析相形成伪共析相：F、Fe3C含量、片厚度与平衡态不同）析出的先共析相%取决于A

7、的wc%和冷却速度实际冷却先共析相形态与温度、成分关系（图3-29）二、先共析相形态1、块状沿晶网状（F、渗碳体）（粗晶；冷却速度慢；碳%在共析成分附近时容易形成）等轴状：晶内、晶界均可形成，过共析钢一般不形成。晶体学关系：与母相非共格（无取向）2、针状、锯齿状（铁素体、渗碳体）魏氏组织与母相共格或半共格性能差产生条件粗晶钢中速冷却§6合金钢中其它类型的奥氏体高温分解转变成分：亚共析钢+碳化物形成元素一、含特殊碳化物的珠光体先形成合金渗碳体，合金%高时形成特殊碳化物机