固态相变原理与应用课件第5章 珠光体转变.pptVIP

如果将亚共析钢或过共析钢（如合金Ⅰ或Ⅱ）自奥氏体区以较快速度冷却时：在先共析铁素体或先共析渗碳体来不及析出的情况下，奥氏体被过冷到T1温度以下区域，由于GSG′线和ESE′线分别为铁素体和渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线，在此温度以下保温时，将自奥氏体中同时析出铁素体和渗碳体。在这种情况下，过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织，但合金的成分并非共析成分，并且其中铁素体和渗碳体的相对含量也与共析成分珠光体不同，随奥氏体的碳含量变化而变化。这种转变称为“伪共析转变”，其转变产物称为“伪共析组织”，E′SG′线以下的阴影区域称为“伪共析转变区”。由图可见，过冷奥氏体转变温度越低，其伪共析转变的成分范围就越大。(2)亚（过）共析钢先共析相的析出共析钢或过共析钢（如图中合金Ⅰ或Ⅱ）奥氏体化后冷却到先共析铁素体区或先共析渗碳体区时，将有先共析铁素体或先共析渗碳体析出。析出的先共析相的量决定于奥氏体碳含量和析出温度或冷却速度。碳含量愈高（或愈低），冷却速度愈大、析出温度愈低，则析出的先共析铁素体（或先共析渗碳体）的量就愈少。在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细小，等温温度较高或冷却速度较慢时，Fe原子可以充分扩散，所形成的先共析铁素体一般呈等轴块状，如图(a)所示。当奥氏体晶粒较粗大，冷却速度较快时，先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出，如图(b)所示。当奥氏体成分均匀、晶粒粗大、冷却速度又比较适中时，先共析铁素体有可能呈片（针）状，沿一定晶面向奥氏体晶内析出，此时铁素体与奥氏体有共格关系，如图(c)、(d)所示。在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒状、网状或针（片）状。但过共析钢在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，渗碳体一般呈网状或针（片）状渗碳体，此时将显著增大钢的脆性。因此，过共析钢的退火加热温度必须在Acm点以下，以避免网状渗碳体的形成。为了消除已经形成的网状或针（片）状渗碳体，应当加热到Acm点以上，使渗碳体全部溶于奥氏体中，然后快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出而发生伪共析转变，得到伪共析组织，然后再进行球化退火处理。工业上将具有片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织，前者称为魏氏组织铁素体，后者称为魏氏组织渗碳体。魏氏组织及经常与其伴生的粗大晶粒组织会使钢的机械性能，尤其是塑性和冲击性能显著降低，并使钢的脆性转折温度升高。在这种情况下，必须消除魏氏组织以及粗大晶粒组织。常用方法是采用细化晶粒的正火、退火以及锻造等等。4．影响珠光体转变动力学的因素3珠光体转变动力学1．珠光体的形核率I和长大速度G2．珠光体转变动力学图3．先共折相的长大动力学珠光体转变也是形核和长大过程，转变速度也取决于形核率和长大速度，因此，珠光体等温转变动力学也符合Johnson-Mehl方程或Avrami方程。在均匀形核条件下，珠光体的形核率I与转变温度T之间有如下关系可见，随转变温度T降低，原子扩散能力减弱，因Q基本不变，使形核率I减小；另一方面，随转变温度T降低，过冷度增大，奥氏体与珠光体的自由能差增大，即相变驱动力△Gv增大，使临界形核功W减小,使形核率I增大。其综合作用的结果，导致珠光体的形核率I对转变温度T有极大值。3.1珠光体的形核率I和长大速度G（1）形核率I与转变温度T的关系（2）长大速度G与转变温度T的关系转变温度较高时，珠光体团一般长大成等轴类球形，各个方向上的长大速度G基本相等，可由下式表示式中，S0为珠光体的片层间距；Dcγ为C在奥氏体中的扩散系数；K为常数（包含浓度梯度Cγ/α－Cγ/cem的影响）。由于S0反比于过冷度△T，而K正比于△T，所以式可改写为可见，随转变温度T降低，过冷度△T增大，使靠近珠光体的奥氏体中的碳浓度差（Cγ/α－Cγ/cem）增大，加速了C原子的扩散速度，而且珠光体的片层间距S0减小，使C原子的扩散距离缩短，这些因素都促使长大速度G增大；另一方面，随转变温度T降低，C原子的扩散系数Dcγ减小，使长大速度G减小。综合上述因素的影响，珠光体团的长大速度G对转变温度T也有极大值。两者都具有极大值特征，其极大值约在550℃左右。共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系（3）形核率I和长大速度G与转变时间的关系当转变温度一定时，珠光体的形核率I与转变时间的关系如图所示，随转变时间延长，形核率I逐渐增大。而等温保持时间对珠光体的长大速度G则无明显的影响。共析钢珠光体形核率与转变时间的关系图3.2珠光体转变动力学图综合不同温度下珠光体的形核率和长大速度与时间的关系，共析钢的珠光体等温转变动力学曲线如图中实线所示。虚线表示贝氏体转变动力学曲