加热金属冷却时的转变

加热金属冷却时的转变

第一节 珠光体相变

一、珠光体及其形成机理

1．研究珠光体型相变的意义

钢经奥氏体化后，过冷至Ar1以下某一温度范围内等温，或以较慢的冷速连续冷却，均可得到珠光体组织，它是由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，是一种稳定的组织，其中，铁素体为体心立方，硬度低而塑性高；渗碳体为复杂斜方，质硬而脆，两者合理的匹配，可得到良好的综合力学性能，是钢中的重要相变。

① 由于珠光体具有上述特征，故可作为机加工的中间热处理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工；同时，也可用正火作为最终热处理，获得一定形态的珠光体，使结构件具有良好的综合力学性能；用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处理，为淬火作好组织上的准备。

② 对于要求高硬度、高强度的构件，则希望获得马氏体，为避免因工艺不当使组织中出现珠光体相，则必须研究珠光体的形成动力学。 2．珠光体的类型

片状：片层方向大致相同的珠光体称为珠光体团（或领域），在一个奥氏体晶粒内可以形成3～5个珠光体团。

片状珠光体：片状珠光体(P) 150～450nm 光镜可分辨其F、Fe3C的层状分布

索氏体(S) 80～150nm 高倍

屈氏体(T) 30～80nm 光镜下不能分辨

形成温度 P 650～Ar1

S 600～650 （共析碳钢）

T 550～600

球状珠光体 珠光体中的渗碳体呈球状分布，其渗碳体的大小形态及分布，对最终热处理后的性能具有直接的影响，是球化退火验收的重要指标。 3．珠光体的片层间距S（一片F与一片Fe3C的层数之和）

实验结果表明，S与ΔT成反比，且

S?8.02?T?103nm，这一关系可定性解释

如下：

珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，ΔT增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与ΔT成反比关系。在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时ΔGV不变，ζS增加，

必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S与ΔT必然存在一定的定量关系，但S与原子A晶粒尺寸无关。奥氏体的晶粒尺寸主要影响珠光体团的大小，A晶粒越小P团越细小。 4．珠光体的力学性能

对于片状珠光体，由于铁素体的塑性变形受到阻碍，位错的移动限于渗碳片之间的铁素体中进行，增加了变形抗力，使强度得到提高。渗碳体片越薄，塑性变形的能力越强，其硬度越高；而厚的渗碳体易在变形中产生断裂。薄片渗碳体却可以承受部分变形，故强度升高的同时，塑性也有所提高。

球状珠光体中的渗碳体为球状，其阻碍铁素体变形的能力大为下降，比起片状珠光体，它具有较低的强度以及较高的塑性。

至于珠光体团尺寸的减小，则可由Hall-Petch公式ζS=ζi+Kd-1/2知，强度将有所提高；同时，晶粒的细小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多，从而塑性亦有所提高。

5．珠光体的形成机理

珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。 （1）相变的热力学条件

A（0.77%C）→F(0.0218%C)+Fe3C 面心立方 体心立方 复杂斜方

欲实现上述共析转变，需要依靠成分起伏达到各组成相成分的要求，依靠结构起伏达到点阵重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、应变能），后一起伏则依靠二相的化学自由能二差以及点阵缺陷的应变能提供，可见，反应必须在A1稍低温度才能开始。

G

γ Fe3C

α

C→

在A1以下温度，γ、α、Fe3C的自由能如图所示。在这一温度A转变为α相及Fe3C相的驱动力均相等，所以开始形核时，α相或Fe3C相，从热力学上讲，均可成为领先相。由于形成领先相的驱动力较小，所以起始相往往与母相保持共格关系：

{111}γ//{110}α//{011}Fe3C <110>γ//<111>α//<010> Fe3C

但是从热力学上讲，形成P的驱动力更大，故在A1以下温度，发生共格反应更为有利。

（2）片状珠光体的形成机理

珠光体在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。

前已述及，从热力学上讲，在γ中优先形成α相或Fe3C相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低产生低碳区更为有利，即有利于α为领先相，但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般认为过共析钢的领先相为Fe3C，而共析钢的领先相为F，共析钢的领先相并不排除F的可能性。

珠光体的形核，依靠C原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小），然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其C%下降到该温度下xα/k浓度时，铁素体即在Fe3C—γ相界面上形核并长成片状；随着F的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如果不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。

当形成γ—α，γ—cem相界面以后，在γ的相界面上产生浓度差xγ/α>xγ/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γ，C浓度的平衡（在γ—α相界面上，浓度低于平衡浓度xγ/α而γ—Fe3C相界面上，浓度则高于xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在γ—α相界面上形成α，γ—cem相界面上形成Fe3C，从而P实现纵向生长。

铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，

故P片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的P相遇为止。这就形成了层片状的珠咣体。随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。由片状P→S→F。 （3）粒状珠光体的形成机理

粒状珠光体是由等轴状铁素体和粒状渗碳体混合物组成的，其形成的途径有两种：片状珠光体的球化和由不均匀奥氏体直接形成。 ① 片状珠光体的球化

根据汤姆逊—弗雷德利西（Thomson—Frendlich）方程

RTInx?x???x?x????2m???

、

半径?、?新相粒子在溶剂中的饱和浓度

m—原子量，?—表面能，?—密度

知，新相粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。

对于P中的Fe3C片，由于存在位错，可形成亚晶界，从而在渗碳体亚晶界接触下存在沟槽，在一定的热力学条件下，这种沟槽由于表面张力作用而处于平衡态。而当热力学条件改变（比如球化退火，等温保温）时，碳原子获得一定的能量，可以越过能垒而产生扩散时，尖角处的粒子由于曲率半径较小，从而在α相中的溶解度越大，沟槽处碳化物的溶解引起沟槽的加深，导致表面张力处于不平衡状态。在界面张力的作用下，沟槽不断加深，最后渗碳体断裂。渗碳体片溶断后，按尖角溶解，平面析出的规律逐渐球化。 ② 在不均匀奥氏体中直接形成粒状珠光体

富碳区：碳附于未溶渗碳体上（包括奥氏体内其它有利于形核的依靠？）呈球状析出，其余区域转变为铁素体。

贫碳区：先形成细片状珠光体，其中一部分渗碳体的保温过程中溶解后在邻近粒状渗碳体上析出，其余部分则在保温过程中按上述的机理转变为球状珠光体。

③ 影响珠光体球化的因素

奥氏体均匀化程度——成分越均匀，越不易球化，（易形成片状P）。 增加钢的含碳量和加入强碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W），可增加未溶碳化物粒子，且退火加热温度不易过高。

保温时间 球化是片状P溶断、碳扩散的过程，这是需要时间的，短时间