珠光体转变课件.ppt

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1、第3章共析分解 与珠光体早在1864年，索拜（Sorby）首先在碳素钢中观察到这种转变产物。他建议称为“珠光的组成物”。后来定名为珠光体(Pearlite）。20世纪上半叶对珠光体转变进行了大量的研究工作，但在下半叶研究不够活跃。20世纪60～80年代，主要在马氏体和贝氏体相变等方面集中进行研究，而珠光体转变理论的研究缺乏迫切性；珠光体钢应用也有限，故研究受到冷落。20世纪80年代以后，珠光体相变的研究又引起人们的兴趣。主要是由于珠光体钢和珠光体组织的应用有了新的发展。如重轨钢的在线强化，非调质钢的开发等。共析转变的研究有了新的进展。HenryCliftonSorby10May18

2、26-9March19083.1珠光体的组织形貌及定义钢中的珠光体是共析铁素体和共析碳化物构成的整合组织。不是“机械混合物”。铁素体和碳化物的来源是共析分解而来的。3.1.1珠光体的组织形貌在钢中,组成珠光体的相有两个,即铁素体、渗碳体或特殊碳化物。两相的形态不同,因而珠光体形貌各异。有片状、细片状、极细片状的；点状、粒状、球状的；以及碳化物形状不规则的类珠光体。各类珠光体的电镜照片(TEM)H13钢的珠光体组织(TEM)短棒状树林状丛针状T8钢片状珠光体组织(SEM)典型的片状珠光体分类珠光体（P）索氏体（S）屈氏体（T）转变温度(C)A1~650650~600600~550层

3、片间距(nm)150～45080~15030~80相对硬度比较低中高珠光体的片间距片状珠光体中相邻两片渗碳体（或铁素体）中心之间的距离称为珠光体的片间距。温度是影响片间距大小的一个主要因素。随着冷却速度增加，奥氏体转变温度的降低，也即过冷度不断增大，转变所得的珠光体片间距不断减小。原因：1）转变温度愈低，原子扩散速度愈小；2）过冷度愈大，形核率愈高。珠光体片间距与形成温度之间的关系珠光体的片间距与转变温度的关系是非线性的把片间距与转变温度的数据处理为线性图形3.2奥氏体的共析分解——珠光体转变机理γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(体

4、心立方)(复杂斜方)碳素钢中过冷奥氏体共析分解3.2.1珠光体形成的热力学过冷奥氏体在临界点A1以下，将要发生过冷奥氏体的共析分解。由于分解温度较高，原子能够长程扩散（界面扩散），相变所需的自由能较小，因此，在较小的过冷度下就可以发生转变。奥氏体分解为珠光体是自发的过程钢中奥氏体共析分解为铁素体和渗碳体，通过实验测得共析钢奥氏体转变为珠光体的热焓，导出各个温度下的奥氏体与与珠光体的自由能之差。自由能之差为负值时，过冷奥氏体分解为珠光体是自发的过程。Fe-C合金在A1以下各相自由能变化自由能-成分曲线在A1（T1）温度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲线有一共切线。在A1温度以下

5、温度T2，γ、α、Fe3C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。3.2.2形核及长大关于领先相的各种提法：1、一般认为渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相。过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通常以铁素体为领先相。在共析钢中两相都可以成为领先相。过冷度小时，渗碳体是领先相；过冷度大时，铁素体是领先相。2、一般认为共析钢中渗碳体为领先相，理由包括：珠光体形核及长大示意图，以渗碳体为领先相。渗碳体和铁素体的端向长大珠光体晶核的端向长大过程有赖于碳从铁素体前沿富碳奥氏体向渗碳体前沿贫碳奥氏体中扩散，于是失碳奥氏体发生晶格重构变为铁素体，增碳奥氏体则析出渗碳

6、体，使渗碳体和铁素体实现端向长大。端向生长经典理论是体扩散，即点阵扩散共析碳钢中珠光体的实测长大速度约为50μm/s。但按体扩散计算所得的铁素体长大速度为0.16μm/s，渗碳体为0.064μm/s，远小于实测值。因此，认为珠光体的长大主要通过界面扩散进行。珠光体领域长大速度，与过冷度呈现非线性关系当界面扩散占主要地位时，则以溶质原子的界面扩散系数Db代替C在γ中的扩散系数，此时，珠光体领域的长大速度写为：经典理论认为：珠光体是界面非共格无序地长大的。1、实验结果已经表明珠光体中存在取向关系。表明F/A，C/A界面端刃部应具有半共格结构，才能有晶体学取向关系。2、实验结果还表明

7、，晶粒界、孪晶界可使长大停止或改变单个珠光体片的长大方向，晶界往往阻碍珠光体领域的发展。因此可以得出结论：珠光体长大不是非共格的无序地进行界面推移。经典理论应当修正。台阶机制长大高分辨率透射电子显微镜研究发现在界面上存在平直的相界面、错配位错及台阶缺陷，台阶高度约为4～8nm，且台阶是可动的。认为珠光体长大时，界面迁移依赖台阶的横向运动。Fe-0.8C-12Mn合金的珠光体上的共享台阶（1300℃加热12h＋600℃保温12h后淬水）图中可见1～7个长大台阶铁素体、渗