第4章珠光体与钢的退火PPT推荐.ppt

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,片状珠光体一般在两个奥氏体A1和A2的晶界上形核，然后向与其没有特定取向关系的奥氏体A2晶粒内长大，形成珠光体团。

先共析铁素体与母相奥氏体晶体学位向关系：

铁素体与奥氏体的位向关系：

渗碳体与奥氏体之间晶体学位向关系：

先共析渗碳体与铁素体位向关系：

渗碳体与铁素体位向关系：

112/110,110/,珠光体转变的驱动力是珠光体与奥氏体的自由能差。

由于珠光体转变温度较高，原子能够长距离扩散，珠光体又是在晶界形核，形核所需的驱动力较小，所以在较小的过冷度下即可发生珠光体转变。

a.珠光体转变热力学,b.片状珠光体的形成机制,综上：

珠光体形成时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体中延伸，而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。

具体文字描述见课本73页,随珠光体形成温度降低，渗碳体片和铁素体片逐渐变薄缩短，同时两侧连续形成速度及其纵向长大速度都发生改变，珠光体群的轮廓也由块状逐渐变为扇形，继而为轮廓不光滑的团絮状，即由片状珠光体逐渐变为索氏体或屈氏体。

片状珠光体形成时碳的扩散,珠光体的分枝长大,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。

离异共析组织,c.粒状珠光体的形成机制,通常奥氏体向珠光体转变总是形成片状，但在特定的奥氏体化和冷却条件下，也有可能形成粒状珠光体。

特定条件：

奥氏体化温度低，保温时间短，加热转变未充分进行，此时奥氏体中有许多未溶的残留碳化物或许多微小的高浓度碳的富集区；

其次，转变为珠光体的等温温度高，等温时间足够长或冷却速度极慢，这样可使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。

钢加热时的奥氏体化程度是过冷奥氏体是否形成粒状珠光体的先决条件。

cem/,cem/,cem/cem,亚共析钢先共析相组织形态,过共析钢先共析相形态,针状,wC=0.78%wMn=0.63%奥氏体晶粒度为5.25级的共析钢,与温度的关系：

随温度降低先增加后减小，在550C附近有一极大值。

随着过冷度的增大（转变温度的降低），奥氏体与珠光体的自由能差增大，形核率有增大的趋势。

但随过冷度的增大，原子活动能力减弱，扩散系数减小，使形核率有减小的倾向。

由于珠光体转变是扩散型相变，其形成过程与原子扩散过程密切相关。

当转变温度降低时，由于原子扩散速度减慢，因而使晶体长大速度有减慢的倾向。

但是转变温度的降低使靠近珠光体的奥氏体中的碳浓度差增大，增大了碳的扩散速度，又有促进晶体长大的作用。

随着转变温度的降低，利于形成薄片状珠光体组织。

当浓度差相同时，片层间距越小，C原子运动的距离越短，有增大珠光体长大速度的作用。

与时间的关系：

I随等温时间增大而增大，随时间延长，晶界上形核位置达到饱和，I急剧下降到零；

v与时间无关。

转变前有孕育期；

等温温度从A1点逐渐降低，孕育期逐渐缩短，到最短（C曲线鼻尖），再到增长；

转变温度一定时，转变速度随时间的延长逐渐增大，达到极大值（转变量为50%时）,逐渐降低直至转变结束；

4.3.3CCT图中的P转变,过冷奥氏体连续冷却转变CCT图，是分析连续冷却过程中奥氏体的转变过程以及转变产物的组织和性能的依据，具有重要的工程应用价值。

4.3.4P转变的影响因素,除Co和Al（质量分数大于2.5%）外，所有常用合金元素使P转变右移除Ni和Mn外，所有常用合金元素使P转变上移,合金元素推迟珠光体转变的作用，按大小顺序为：

Mo、Mn、W、Ni、Si。

B只用于亚共析钢中。

合金元素对P转变动力学图的影响是很复杂的，特别是钢中同时含有几种合金元素时，其作用并不是单一合金元素作用的简单叠加。

合金元素对P转变动力学的影响机制,

（1）合金元素通过影响碳在奥氏体中的扩散速度，影响P转变动力学。

（2）合金元素通过改变同素异构转变的速度，影响P转变动力学。

（3）通过合金元素在奥氏体中的扩散和再分配，影响P转变动力学。

（4）合金元素通过改变临界点，影响P转变动力学。

（5）合金元素通过影响P的形核率及长大速度，影响P转变动力学。

（6）合金元素通过改变界面的表面能，影响P转变动力学。

三）奥氏体晶粒度晶粒越细，有利形核的晶界越多，P形成速度越快,三向压应力除外,主要原因是由于铁素体与渗碳体片薄时，相界面增多，在外力作用下，抗塑性变形的能力增大，而且由于铁素体、渗碳体片很薄，会使钢的塑性变形能力增大。

珠光体团直径减小，表明单位体积内片层排列方向增多，使局部发生大量塑性变形引起应力集中的可能性减小，因而既提高了强度，又提高了塑性。

屈服强度与片间距的关系,粒状P常常是高碳工具钢在切削加工前要求预先得到的组织形态。

碳钢和合金钢的冷挤压成形加工，也要求具有粒状P组织。

GCr15轴承钢在淬火前也要求具有细粒状P组织，以保证轴承的疲劳寿命。

4.5.2钢中碳化物的相间沉淀,30多年前发现，合金钢等温转变后常常具有一种介于先共析铁素体和珠光体之间的组织。

在低放大倍数下观察，这种铁素体与典型的先共析铁素体毫无差别。

然而在电子显微镜下，却发现在铁素体中有极细小的合金碳化物的层状弥散析出。

这就是1968年由Davenport等提出、后来被广泛接受的所谓相间沉淀或相间析出组织。

4.5.2钢中碳化物的相间沉淀,相间沉淀：

含有强碳化物形成元素的亚共析钢过冷奥氏体，在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）化物的析出，因为析出是在/相界面上发生的，所以称为相间析出，又称为相间沉淀。

相间沉淀组织,相间沉淀组织,铁素体中有极细小的颗粒状碳化物呈互相平行的点列状分布，或呈不规则分布变态珠光体或退化珠光体相间沉淀化合物：

VC、NbC、TiC、Mo2C、Cr7C3、Cr23C6、W2C、M6C等,相间沉淀机理,相间沉淀是一个形核和长大过程，受碳及合金元素的扩散所控制。

相间沉淀机理,相间沉淀碳化物与铁素体呈一定的晶体学位向关系。

对于等温沉淀的VC，其位向关系为：

对于V4C3，其位向关系为：

相间沉淀碳化物与铁素体之间为共格界面,相间沉淀机理,相间沉淀条件,化学成分奥氏体中必须溶有足够的碳（氮）元素和碳化物形成元素,奥氏体化温度采用足够高的奥氏体化温度，使碳（氮）化物能够溶解到奥氏体中,温度,连续冷却时取决于冷却速度,相间沉淀钢的强化机制及应用,相间析出的钢的强度主要由以下三种强化机制提供：

（1）细晶强化；

（2）固溶强化；

（3）沉淀强化（晶界强化）。

其中沉淀强化对强度的贡献最大。

相间析出已被广泛应用于生产。

例如控轧钢与非调质钢等都是利用相间析出来改善性能。