金属学与热处理教案

珠光体片层间距S0的大小，取决于过冷度ΔT 而与原奥氏体晶粒尺寸大 小无关。 T S D ′ = 4 0

8.02 10 (.)

S0 大小变化的原因：(1)珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到 的珠光体由于形成温度高，C原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距 S0大。(2)随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于ΔT增大，ΔG增大，形核 P团

原 A晶界 图3-2 S0 Fe3C α 图 3-1

率I增加并且C原子扩散速度和距离变小，使S0变小。 三、珠光体的晶体结构

片状珠光体是F 和Fe3C 层片相间的机械混合组织。粒状珠光体是粒状

Fe3C 分布于F 基体上形成的混合组织。其中F 的晶体结构为体心立方；Fe3C 为复杂斜方结构。在珠光体形成时，F 与Fe3C 具有两类确定的晶体学位向关 系。同时，先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。 §3-2 珠光体的形成机制(以共析钢为例) 一、珠光体形成的热力学条件

(1)由于A→P是在较高温度形成，Fe 和C 原子能够长程扩散，A→P 是扩散型 相变；(2)由于缺陷形核，相变消耗的能量 较小，在较小过冷度ΔT条件下A→P相变 即可发生，见图3-3。即满足： ΔG = Gp-Gγ≤0

二、片状珠光体的形成机制 γ → α + Fe3C

晶体结构： 面心立方体心立方复杂斜方 C%： 0.77% 0.0218% 6.67%

1.形核：(1)奥氏体晶界；(2)奥氏体晶内(奥氏体 晶内有不均匀或未溶Fe3C 时)。满足(1)能量起 伏；(2)结构起伏；(3)成分起伏三个条件。 关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论， 现在认为都有可能成为领先相。

2.长大：以Fe3C 为领先相讨论，当珠光体晶核

在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时， 过冷奥氏体中存在C浓度不均匀，见图3-4。 C1—与铁素体相接的奥氏体C%；使 C2—与Fe3C相接的奥氏体C%； C3—与奥氏体相接的铁素体C%； G E P S

C4C3C2 C1 T1 图 3-4 α γ C C C C C Fe3C Gγ Gp G

T1 A1 T ΔG ΔT 图 3-3

C4—与Fe3C相接的铁素体C%。

(1)由于过冷奥氏体中存在C 浓度不均匀，导致C 原子扩散(如图3-5)，C 原子扩散破坏该温度下的C 浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏 体形成铁素体排出C 使碳浓度升高到C1，与Fe3C 相接的奥氏体形成Fe3C 使 碳浓度降低到C2，其结果导致C 原子扩散再次发生。如此反复，珠光体晶核 纵向长入奥氏体晶内。

(2)远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量Cγ为共析成分的含碳量，因为有

C2≤Cγ≤C1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的C 原子向与Fe3C 相接的奥 氏体扩散使其形成珠光体的Fe3C；而与F相接的奥氏体中的C 原子向远离珠 光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F。

(3)在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相 接铁素体中扩散。

(4)珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶 体学位向关系，另一端(可动)长入奥氏体晶内，完成纵向长大。

(5)为了减少应变能，珠光体呈片状，C原子扩散路程短，有利于扩散。 (6)Fe原子自扩散完成晶格改组。

3.横向长大：奥氏体晶核内形成一片Fe3C，立刻就有两边F相连，搭桥机制。 4.珠光体分枝长大：(反常长大)

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。(1)在位错区域形核长大多个 Fe3C，成长过程中分枝长大；(2)铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。 这两个原因导致珠光体反常长大，见图3-6。其中(b)和(c)为离异共析组织。 三、粒状珠光体的形成机制

片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C，从能量考虑，Fe3C球化是一

个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关， 图3-6 Fe3C P Fe3C α Fe3C

(a) (b) (c)

曲率半径越小，其溶解度越高，片状Fe3C 的尖角处溶解度高于平面处的溶解 度，使得周围铁素体与Fe3C尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度， 引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面的碳浓度平衡，为了恢复平衡，Fe3C 尖角处将进一步溶解，Fe3C 平面将向外长大，如此不断进行，最终形成了各 处曲率半径相近的粒状Fe3C。

片状Fe3C 的断裂与其内部的晶体缺陷有关， 若Fe3C 片内存在亚晶界，将在亚晶界面上产生一 界面张力，从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽， 沟槽两侧将成为曲面，与平面相比具有较小的曲率 半径，因此溶解度较高，曲面处的Fe3C 溶解而使 曲率半径增大，破坏了界面张力平衡。为了恢复平 衡，沟槽进一步加深。如此循环直至Fe3C片溶穿。 如图3-7。

由此可见，如图3-8， 在A1温度以下片状Fe3C 的球化是通过Fe3C 片的 破裂，断开而逐渐球化的。

(1)奥氏体化温度较低，保温时间很短，奥氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳 区；(2)珠光体转变的等温温度较高，等温时间足够长，或冷却速度缓慢(3)热 处理工艺——球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。 §3-3 珠光体转变动力学

一、珠光体的成核率I 和长大速 度G

1.形核率和长大速度与温度的关系 形核率和长大速度与温度的关

系见图3-9。形核率和长大速度与转 变温度之间有极大值。

形核率I：温度降低，ΔT增大，

形核率I增大，而温度降低使C原子和Fe原子扩散能力降低导致I降低。 长大速度G：温度降低，C原子在奥氏体中的扩散系数降低，使长大速度

图3-7 Fe3C Fe3C α α α

Fe3C Fe3C f f f

亚晶界 I G

形核率N 长大速度G 转变温度℃

图3-9 形核率和长大速度与温度的关系示意图 图 3-8

降低；但温度降低C1-C2=ΔC 增大，使长大速度G 增大；并且温度降低，ΔT 增大，S0减小，原子扩散距离减小，长大速度G增大。 2.形核率和长大速度与转变时间的关系

当温度一定时，等温时间增加，形核率I增加且很快达到饱和。当形核部 位全部耗尽后，形核率降为零(与位置有关)。长大速度G与等温时间无关。 二、珠光体等温转变的动力学图

珠光体等温转变动力学图见图3-10。由图可见： (1)有孕育期，且孕育期随温度变化有极小值；(2) 温度降低，转变速度增加，对应鼻温转变温度时转 变速度最大，高于或低于该温度，转变速度均降低。 (3)由图3-10 可知，转变时间增加，转变量增加， 当转变量超过50%后，转变量降低(A→P时对A产 生压应力抑制A→P 转变，压应力下C、Fe 原子扩 散和晶格改组困难)。

三、影响珠光体转变动力学的因素 1.化学成分的影响 (1)C%

a)亚共析钢：C%增加，先析F 形核率降低，先析F 形核率降低，F 长大 需要扩散离去的C%增高，使奥氏体转变为珠光体的孕育期增大，导致珠光体 转变速度降低。

b)过共析钢：C%增加，Fe3C的形核率增加，孕育期减小，使奥氏体转变 为珠光体的孕育期减小，导致奥氏体转变为珠光体的转变速度提高。 (2)合金元素

a)降低C在奥氏体中的扩散速度；b)降低Fe原子的自扩散(晶格改组)速度；c) 对临界点的影响。除Mn、Ni外，均使A1点升高，ΔT增大，孕育期减小，“C” 曲线左移。d)对相界面阻碍作用。对于亚共析钢合金元素Mn、Mo 等阻碍α/γ 相界面的移动，降低先析F形成速度，使奥氏体转变为珠光体的孕育期提高。 e)强碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb等溶入奥氏体中稳定奥氏体，使“C”曲