第三章  P转变与退火、正火 平衡相变；共析相变 陶瓷材料也可以发生 产生珠光体相变的热处理工艺→退火或正火 §1 钢的冷却转变概述 A转变方式 关于过冷A 转变产物与冷却速度有关，不都是平衡转变，所以不能用相图判定和分析 转变图：研究温度、时间、转变产物之间规律的工具 一、A等温冷却转变 （共析钢） 1、C曲线 C曲线分析 孕育期 临界冷却速度 冷却组织      P、B、M 其它钢种 二、 A连续冷却转变（共析钢） CCT图 特征曲线 开始 结束 中止 2个临界冷却速度 混合型组织；不均匀 §2 珠光体组织和性质  一、形态 1、片状P 珠光体P 索氏体S 屈氏体（托氏体）T 2、粒状P Ac1附近长时保温获得 片状珠光体 1、P团 团球区域，受A晶粒影响，对性能影响不大。 2、P领域 片层方向大致相同的区域 3、片间距大小So F+Fe3C厚度之和 与△T 、σ有关，一定温度下 So有最佳值 原A晶粒大小对其没有太大影响 4、相变驱动力用于形成界面 二、晶体学 P团内F与Fe3C有取向关系 F、Fe3C与A无取向关系 三、P的性能 1、片状P 渗碳体呈片状 间距越小→强度、硬度高 Fe3C%多→塑性、韧性降低 C%↑→韧脆转化温度↑ 适合切削加工，连续冷却组织不均匀会影响切削性能 2、球状P 硬度、强度   片状P 塑性、韧性 片状P 疲劳强度 片状P 韧脆转化温度 片状P 形态细、圆、均匀好 冷挤压、冷拔、冷镦性能好 综上所述 不宜制造重要零件，通常是加工、成形时所需要的组织 共析钢P的性能 主要取决于形成温度 冷却温度对组织与性能的影响表3-1  §3珠光体转变机理  一、概述 1、转变过程：形核、长大。 2、形核： 共析钢：A晶界上 非共析钢：先共析相相界上 3、长大：纵向；横向  二、领先相 早期：A单晶体实验结果，P中Fe3C与先共析  Fe3C取向相同，无晶界，故Fe3C 是领先相。 60年代：多单晶体实验结果F也可以是领先相。  △T小时，向非共格一侧生长→无取向关系 △T大时，同时向两侧生长→共格一侧有取向关系 目前公认结论 共析钢F、 Fe3C均可以成为领先相 亚共析钢→F领先 过共析钢→ Fe3C领先相 三、长大方式 早期：横向形核、长大，交替进行，随之纵向长大 60年代：纵向长大，然后分岔（片较细） 70年代结论：两种形式均存在  §4珠光体转变动力学  一、P转变动力学特点 转变前存在孕育期 温度一定时，转变速度有极大值 具有最小孕育期，此时P转变最快 合金元素对C曲线有显著影响 二、 P转变动力学研究（结论） 1、转变量与时间关系： X=1-exp[（-π/3）×NG3t4] 条件：均匀形核（不优先在晶界处）                产物为球状P团                N、G是常数，不随时间变化 验证：模型有误差 误差原因分析： 形核不均匀（顶角 棱边 界面） N=K t n    （K、n常数）；N随时间改变，很快饱和，长大速度是主要的  G对ΔT敏感，随ΔT增加而增加 2、Zener假设 等温长大开始，相界面达到局部平衡，并受母相体扩散控制 每个F和Fe3C中的成分都是均匀的，二者平均成分与远离相界面的母相一致 由于相界面是弯曲的，所以A与F、 Fe3C交界处实际碳浓度差Δx 小于相图值Δxe 相变、扩散驱动力∝ Δx 、Δxe Δx与长大速度G的关系公式3-14 G 受碳在A中扩散的影响→根据Fick定律计算→3-15公式 长大速度G简化后：公式3-16，G随过冷度ΔT增加 实验结果验证：吻合 P长大速度极高时→考虑界面扩散→3-17公式 片间距  70nm，体扩散控制 片间距 70nm，界面扩散控制 三、影响P转变的动力学其他因素 1、A晶粒度：细→P形成快 2、A成分： 碳 亚共析钢：碳%增加→F形成困难→ P形成慢 过共析钢：碳%增加→Fe3C形成容易→ P形成快 共析钢：P形成最慢（C曲线最右） 合金 溶入A中，除Co、   2.5 Al %外，其他→慢 未熔碳化物→促进 除Mn、Ni外，其他元素→鼻温升高 原因 合金元素再分配（F、Fe3C中）  改变C的扩散速度  改变共析转变点  提高F的扩散激活能→同素异构→慢 自身扩散慢 硼→不形成间隙或置换固溶体→偏聚晶界→晶界能量降低→形核困难 3、A均匀化程度      未溶F、渗碳体、杂质→促进 4、应力状态和塑性变形 A处于拉应力→促进先共析相→形核，长大，但长大速度几乎不受影响 A处于压应力→反之 §5 先共析转变  一、先共析转变条件 缓冷在两相区中进行 快冷在Ar1以下、阴影线外侧 快冷时先共析相的析出→促进伪共析相形成 伪共析相：F、Fe3C含量、片厚度与平衡态不同） 析出的先共析相%取决于A的wc%和冷却速度 实际冷却先共析相形态与温度、成分关系（图3-29） 二、先共析相形态 1、块状 沿晶网状（F、渗碳体） （粗晶；冷却速度慢；碳%在共析成分附近时容易形成） 等轴状： 晶内、晶界均可形成，过共析钢一般不形成。 晶体学关系：与母相非共格（无取向） 2、针状、锯齿状（铁素体、渗碳体） 魏氏组织 与母相共格或半共格 性能差 产生条件 粗晶钢 中速冷却 §6 合金钢中其它类型的奥氏体高温分解转变  成分：亚共析钢+碳化物形成元素 一、含特殊碳化物的珠光体 先形成合金渗碳体，合金%高时形成特殊碳化物 机理同P转变 转变速度慢 二、纤维状碳化物+F的聚合物 形态多样：团球；树叶状…… 低碳也可以形成全共析组织 性能：好 碳化物：特殊类型（Mo2C、W2C……） 转变机理不详，不是P转变 三、相间沉淀 1、形态：SEM下观察， F上分布点、棒状（5nm）碳化物 2、机理： F台阶长大：在共格、半共格界面析出碳化物 垂直界面观察：碳化物列间距=台阶高度，规则排列 弥散：在F长大过程中析出，因温度低、C%低→扩散短距离→细密 3、动力学影响因素 有C曲线、孕育期 塑性变形→促进 合金元素有影响  四、合金对碳化物的影响 V、Ti、Nb、W钢在650~850℃形成相间沉淀组织 Mo钢在600~850℃同时形成相间沉淀和纤维状碳化物 Cr钢在700℃以上等温，形成P组织；在700℃以下等温，形成相间沉淀和纤维状碳化物的混合组织 五、高温区直接转变产物的力学性能 1、晶界强化：轧制+碳化物钉扎→细晶 2、固溶强化：作用弱，因C与合金形成碳化物 3、弥散强化：足够细、数量足够多  §7 钢的退火和正火  一、退火   将工件加热到适当温度，保温一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。退火主要用于铸、锻、焊毛坯或半成品零件。 退火的目的：     降低钢的硬度，提高塑性，改善其切削加工性能；均匀钢的成分，细化晶粒，改善组织与性能；消除工件的内应力，防止变形与开裂；为最终热处理作准备。 1、完全退火  目的：改善组织；调整硬度；去除应力 工艺：Ac3+20~40℃→A化→炉冷550 ℃ →出炉空冷 时间：经验值 加热速度 冷却速度 适用范围：中C钢 2、等温退火  目的：同上 工艺：Ac3+20~40℃→A化→Ar1以下等温 特点：时间短、组织均匀。所用时间比完全退火缩短约1/3，并能得到均匀的组织和性能。 适用范围：亚共析、过共析碳钢，合金钢的铸件、锻件等。  3、球化退火 目的：为最终热处理作组织准备；调整硬度以便成形加工 组织：
第3章 珠光体转变.ppt