js3珠光体相变

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1、第三章珠光体相变§3.1珠光体的组织形态与性能特点§3.1.1过冷奥氏体转变图3-1TTT曲线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。1图3-2共析碳钢C曲线Mf高温中温低温2A1~550℃，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。（1）高温转变3图3-3层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团4（2）中温转变550℃~220℃，C原子可扩

2、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。5图3-4(a)上贝氏体X600(b)下贝氏体X4006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α-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Ms，终了点Mf。（3）低温转变7图3-5(a)低碳钢中的板条马氏体(X80)(b)高碳钢中的针状(片状)马氏

3、体(X400)8§3.1.2珠光体的组织形态（1）片状珠光体（2）球状珠光体铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~2009(a)(b)图3-6(a)片状珠光体(b)球状珠光体10§3.1.3珠光体的片层间距S0珠光体的片层间距与转变温度有关，与过冷度成反比。图3-1珠光体片层间距S011在一定的过冷度下，若S0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S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增

4、大，这时ΔGV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ΔT对应一定的S0。原因：12原因：③ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，ΔGV会变大，可以增加较多的界面能，所以S0会变小。原奥氏体晶粒大小对S0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。13§3.1.4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S0。片层间距S0愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch关系：σs=σ0+kS0-1粒状珠光体

5、的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径df），也符合Hall-Petch关系：σs=σ0+kdf-1/214§3.2珠光体转变的机理§3.2.1珠光体形成的热力学图3-2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。15（1）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。§3.2.2片状珠光体的形成机制珠光

6、体相变是扩散型相变、属形核长大型。16（2）珠光体的形成机制图3-3珠光体形成过程示意图17①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。γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(体心立方)(复杂斜方)18②珠光体的纵向长大：由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中产生浓度差Cγ-α–Cγ-k，从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，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

7、要向奥氏体中纵向长大。19图3-4珠光体形成时碳的扩散Cγ-αCγ-k20③珠光体的横向生长：Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度下降到Cα-k时，在Fe3C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。21③珠光体的横向生长：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。④在珠光体生长的后期，会出现分枝长大现象。22§3.2.3球状珠光体的

8、形成机制图3-5母相中的第二相母相α-Fe第二相Fe3CCr=Cα-k由界面热力学，汤姆逊-佛鲁德里西（Thomson-Freundlich）公式：Cr--与半径为r的第二相颗粒相平衡的母相溶解度。C∞--与片状（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。M--第二相摩