第六章--珠光体转变和钢的退火与正火

钢经过退火或正火处理，得到的组织接近平衡组织。经过退火或正火后，亚共析钢得到的组织常为铁素体+片状珠光体，而共析或过共析钢的组织常为片状或粒状珠光体。第一节铁素体和珠光体的组织与性能6.1.1铁素体的组织与性能(1)铁素体概念:碳溶于-Fe中形成的间隙固溶体，为体心立方晶格，用“F”表示，其显微组织如图6-1所示。第六章珠光体转变和钢的退火与正火(2)在-Fe中可以溶解微量(0.0008%~0.0218%)的碳。原因：在-Fe中存在的晶体缺陷、位错和晶界等都是碳原于可能存在的地方。(3)铁素体的性能:强度和硬度低，而塑性、韧性好。抗拉强度σb＝250MPa，硬度(HBS)为80，伸长率δ=50%，断面收缩率=80%。因此其很少用于制造机械零件。用其加工的钢板利用冷轧工艺可提高其强度。铁素体居里点与-Fe相同，也是770℃，在770℃以上具有顺磁性，在770℃以下时呈现铁磁性。第六章珠光体转变和钢的退火与正火6.1.2片状珠光体的组织与性能（1）珠光体是和Fe3C两相的机械混合物。根据Fe3C的形态不同，珠光体主要分为片状珠光体和粒状珠光体两种。（2）片状珠光体：由片层相间的铁素体和渗碳体片组成，其示意图如图6-2所示，组织照片如图6-3所示。（3）珠光体团：若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成。第六章珠光体转变和钢的退火与正火第六章珠光体转变和钢的退火与正火（1）珠光体的片间距：珠光体团中相邻的两片渗碳体(或铁素体)之间的距离称为，用S0表示，如图6-2所示，它是用来衡量珠光体组织粗细程度的一个主要指标。（2）片间距的大小主要决定因素：珠光体的形成温度，与奥氏体晶粒度和成分均匀性关系不大。冷却速度的加快，过冷度不断增大，珠光体片间距也越小。（3）珠光体片间距S0与过冷度ΔT之间的关系：第六章珠光体转变和钢的退火与正火式中，S0——珠光体的片间距，nm；Δt——过冷度，K。根据珠光体片间距的大小，可将珠光体分为三类。（1）一般的片状珠光体：A1~650℃温度范围内形成的，(见图6-3)，其片间距大约为150~450nm。（2）在650~600℃温度范围内形成的珠光体，其片间距较小，约为80~150nm，这种片状珠光体称为索氏体(S)。（3）在600~550℃温度范围内形成的珠光体，其片间距极细，约为30~80nm，这种极细的珠光体称为屈氏体(T)。第六章珠光体转变和钢的退火与正火索氏体8000×屈氏体8000×（4）珠光体、索氏体和屈氏体的区别：都属于珠光体类型的组织。它们的本质是相同的，都是由相和渗碳体两相组成的片层相间的机械混合物。它们之间的差别只是片间距的大小不同而已。片状珠光体的力学性能主要决定于片间距。珠光体的片间距对强度和塑性的影响如图6-4和图6-5所示。可以看出，断裂强度与片间距的倒数成正比，与晶粒尺寸基本无关；当片间距大于150nm时，钢的塑性基本不变，而当片间距减小于150nm时，随片间距减小，钢的塑性显著增加。第六章珠光体转变和钢的退火与正火第六章珠光体转变和钢的退火与正火片间距减小，相界面增多，对位错运动的阻碍增大，塑性变形抗力增大，故强度、硬度提高。片状珠光体的塑性也随片间距减小而增大，原因（1）渗碳体片很簿时，在外力作用下可以滑移产生塑性变形，也可以产生弯曲；（2）片间距较小时，珠光体中的层片状渗碳体是不连续的，层片状的铁素体并未完全被渗碳体片所隔离，因此使塑性提高。例：对共析成分的钢丝进行铅浴处理来提高其强度。该工艺是将钢丝加热到Ac3＋(80~100)℃完全奥氏体化后，放入500~550℃的铅浴中进行等温冷却，以获得索氏体组织，此时钢丝具有较高的强度和很高的塑性，在此基础上进行多次冷拔，可获得具有极高强度和一定塑性的钢丝，其强度可达3000MPa以上。第六章珠光体转变和钢的退火与正火第六章珠光体转变和钢的退火与正火6.1.3粒状珠光体的组织与性能（1）粒状珠光体：当渗碳体是以颗粒状分布于铁素体基体中时称为(图6-7)。（2）一般球化退火得到粒状珠光体。（3）渗碳体颗粒的大小、形态及分布与热处理工艺有关，其数量取决于钢中的含碳量。（4）粒状珠光体的力学性能主要取决于渗碳体颗粒的大小、形态与分布。渗碳体颗粒越细，相界面越多，钢的硬度和强度越高。碳化物等轴状，分布越均匀，则钢的韧性越好。（5）在成分相同的条件下，粒状珠光体比片状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。粒状珠光体硬度稍低的原因是由于其铁素体和渗碳体的相界面比片状珠光体少。第六章珠光体转变和钢的退火与正火（6）粒状珠光体塑性好的原因：铁素体连续分布，渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上，对位错运动阻碍较小。例：许多重要的机器零件都要通过调质热处理获得碳化物呈颗粒状的回火索氏体组织，以获得良好的综合力学性能。另外，粒状珠光体还具有较好的可切削加工性、冷成型性能及淬火工艺性能。因此，高碳钢在机加工和淬火前要首先进行球化退火预处理得到粒状珠光体。第六章珠光体转变和钢的退火与正火6.1.4铁素体和片状珠光体混合组织及其性能（1）亚共析钢在退火和正火工艺下的室温组织为F+P（2）随含碳量增加，铁素体量减少，珠光体量增多。（3）随冷却速度的增加，先析出铁素体量减少，珠光体量增多，珠光体的含碳量下降。第六章珠光体转变和钢的退火与正火这种铁素体-珠光体组织的性能既取决于铁素体及珠光体的相对量，还取决于铁素体的晶粒大小和珠光体的片间距以及铁素体的化学成分。这些因素与强度之间的关系由下式给出。第六章珠光体转变和钢的退火与正火1132Mn11320SiN15.4{[2.33.81.13](1)[11.60.25]4.127.6}sfwdfSww1132N11320Si154{[1674.21.18](1)[46.70.23]6.3}bfwdfSw式中，fα——铁素体体积百分数；d——铁素体晶粒的平均直径，mm；S0——珠光体片平均间距，mm。（4）塑性则随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶粒直径的减小而升高。（5）亚共析钢的冲击韧性随珠光体量的增多而减小，而冷脆转变温度则随珠光体量的增多而升高，见图6-10。第六章珠光体转变和钢的退火与正火珠光体量与钢中含碳量、合金元素和冷却速度有关。合金元素通过改变共析点成分(见图4-6)而影响珠光体中的含碳量。由于合金元素能降低共析点的含碳量，所以，在相同含碳量情况下，合金钢的珠光体含量比碳素钢要多。冷却速度越快，产生的伪共析组织越多，珠光体量也会增多。6.1.5魏氏组织及其性能（1）魏氏组织：工业上将先共析片状铁素体和先共析针(片)状渗碳体称为。（2）魏氏组织分类：铁素体魏氏组织，渗碳体魏氏组织。（3）魏氏组织性能：第六章珠光体转变和钢的退火与正火第六章珠光体转变和钢的退火与正火性能：魏氏组织以及经常与之伴生的粗晶组织会严重恶化钢的性能，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低，使钢的冷脆转变温度升高，容易发生脆性断裂。解决方法：对易于出现魏氏组织的钢材可以通过控制轧制、降低终锻温度、控制锻（轧）后的冷却速度或者改进热处理工艺，如采用细化晶粒的正火、退火、调质等工艺来防止或消除魏氏组织。6.2.1珠光体形成的热力学特点珠光体相变的驱动力：新旧两相的体积自由焓之差。由于珠光体转变温度较高，Fe和C原子都能扩散较大距离，珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界成核，相变需要的自由能较小，所以在较小的过冷度下就可以发生相变。第二节珠光体形成机制第六章珠光体转变和钢的退火与正火第六章珠光体转变和钢的退火与正火图6-12为铁碳合金的、和Fe3C三个相在T1、T2温度的自由焓-成分曲线示意图。（1）T1温度三个相的自由焓-成分曲线有一条公切线，此时和Fe3C两个相的混合物珠光体的自由焓与共析成分的奥氏体相同，二者的自由焓之差为零，因此相变驱动力为零。所以，在T1温度三相处于平衡状态，共析成分的奥氏体不能转变为珠光体。（2）T2温度时，三个相的自由焓曲线如图6-12b所示，可作出三条公切线，它们分别代表三组混合相的自由焓：d成分的相与Fe3C，c成分的相与a成分的相；a′成分的相与Fe3C。由于共析成分的相的自由焓在三条公切线之上，因此共析成分的相将首先同时转变为d成分的相与Fe3C以及c成分的相与a成分的相。第六章珠光体转变和钢的退火与正火（3）此时相内的碳含量不均匀，存在碳浓度梯度，即与Fe3C界面处碳浓度低，与相界面处碳浓度高，碳将从高碳区向低碳区扩散，使相的上述转变得以持续进行，最终完全转变为自由焓最低的a成分的相与Fe3C的两相混合物—珠光体。第六章珠光体转变和钢的退火与正火6.2.2片状珠光体形成机制共析成分的奥氏体在冷却至A1温度以下时，将发生珠光体转变，反应式如下：＋Fe3C的含碳量为0.77%，属于面心立方；的含碳量为0.0218%，属于体心立方；Fe3C的含碳量为6.69%，属于一种复杂斜方结构。由此可见，珠光体的形成包括Fe、C原子的扩散和Fe晶格的改组，因此珠光体转变是一种全扩散型转变。片状珠光体的形成与一般相变相同，也是通过形核和长大两个基本过程进行的。由于珠光体是由和渗碳体两相组成，因此，就有哪个相的核首先形成的问题，即所谓领先相的问题。此问题争论很久，现已基本清楚，认为两相都可能成为领先相。第六章珠光体转变和钢的退火与正火实验证明，珠光体形成时，领先相大多在奥氏体晶界上形核。因为晶界处缺陷较多，能量较高，原子易于扩散，容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结构起伏条件。关于珠光体的形成机制，早期主要是片状形成机制(图6-13)。第六章珠光体转变和钢的退火与正火一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体。这种机制认为，若渗碳体为领先相，在奥氏体晶界上形成稳定的晶核后，就会依靠附近的奥氏体不断供应碳原子逐渐向纵深和横向长大，形成一小片渗碳体(图6-13a)。这样，就造成其周围奥氏体的碳浓度显著降低，出现贫碳区，于是就为铁素体的形核创造有利条件。当贫碳区的碳浓度降低到相当于铁素体的平衡浓度时，就在渗碳体片的两侧形成铁素体片(图6-13b)。铁素体形成后随渗碳体一起向前长大，同时也向两侧长大。铁素体长大的同时又使其外侧出现奥氏体的富碳区，促使新的渗碳体晶核形成。如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进交替形核，并同时平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体片层相间、大致平行的珠光体团(图6-13c)。第六章珠光体转变和钢的退火与正火在一个珠光体团形成的过程中有可能在奥氏体晶界的其他部位，或在已形成的珠光体团的边缘上形成新的、其他取向的渗碳体晶核，并由此形成另一个不同取向的珠光体团(图6-13d)。当各个珠光体团相遇时，奥氏体全部分解完了，珠光体转变即告结束，得到片状珠光体组织(图6-13f)。珠光体形成主要受碳的扩散所控制。当珠光体刚刚出现时，处于三相(、Fe3C、)共存状态，此时奥氏体中的碳浓度是不均匀的。碳浓度分布情况可由Fe-Fe3C相图得出，如图6-14a所示，即与铁素体相接的奥氏体的碳浓度Cr-较高，与渗碳体接触处的奥氏体的碳浓度C-Fe3C较低。因此在奥氏体中产生了碳浓度差，从而引起了碳的扩散，其扩散示意图如图6-14b所示。碳在奥氏体中扩散的结果，引起了铁素体界面的奥氏体碳浓度降低，渗碳体第六章珠光体转变和钢的退火与正火界面的奥氏体碳浓度增高，这就破坏了该温度下奥氏体中碳浓度的平衡。为了恢复平衡，铁素体界面附近的奥氏体中将析出铁素体，使其碳含量升高到平衡浓度Cr-。而渗碳体界面附近的奥氏体中必须析出渗碳体，使其碳含量降低到平衡浓度C-Fe3C。如此这样，珠光体中的铁素体和渗碳体将同时向奥氏体晶粒内长大，一直到奥氏体全部转变为珠光体为止。在珠光体形成过程中，除了以上述一种情况进行碳的扩散之外，还将发生在远离珠光体的奥氏体(碳浓度为Cr)中碳向与渗碳体相接的奥氏体处(碳浓度为Cr-Fe3C)扩散，而与铁素体相接的奥氏体处(Cr-)碳向远离珠光体的奥氏体(Cr)中扩散。此外，对已形