珠光体转变机理.ppt

*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,珠光体转变机理,本节要点：,掌握共析分解理论要点、熟悉新理论。,1,）热力学条件：在,A,1,以下，,G,G,-G,p,0,2,）铁素体和渗碳体二者是共析共生，非线性相互作用，互为因果。铁素体和渗碳体同步出现，不存在领先相。,3,）珠光体的形核机制。,4,）珠光体转变以界面扩散为主。,5,）珠光体长大不是非共格的无序地进行界面推移。,6,）铁素体,+,渗碳体共析共生，共享台阶，协同竞争、扩散性长大。,碳素钢中过冷奥氏体共析分解的反应式为：,反应产物是珠光体,P,（,F+,碳化物）,是一个整体，是整合组织。,1.,珠光体形成的热力学,过冷奥氏体在临界点,A1,以下，将要发生过冷奥氏体的共析分解。,由于分解温度较高，原子能够长程扩散（界面扩散），相变所需的自由能较小，,在较小的过冷度下发生转变。,奥氏体分解为珠光体是自发的过程,钢中奥氏体共析分解为铁素体和渗碳体，通过实验测得共析钢奥氏体转变为珠光体的热焓，导出各个温度下的奥氏体与与珠光体的自由能之差，如图,3-10,所示。可见，自由能之差为负值时，过冷奥氏体分解为珠光体是自发的过程,。,奥氏体与珠光体的自由能之差与温度的关系,相变驱动力约为,200700J/mol,。,Fe-C,合金在,A,1,以下各相自由能变化，图,3-11,，说明共析分解的可能性。,2.,珠光体形核机制,关于领先相的各种提法：,1,、一般认为渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相。,2,、过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通常以铁素体为领先相。,3,、在共析钢中两相都可以成为领先相。,4,、过冷度小时，渗碳体是领先相；过冷度大时，铁素体是领先相,。,这些提法混乱，既缺乏理论依据也缺乏试验依据。,共析共生,不存在,“,领先相,”,按照自组织理论，远离平衡态，出现随机涨落，奥氏体中必然出现贫碳区和富碳区，加上随机出现的结构涨落、能量涨落，在贫碳区建构铁素体，而在富碳区建构渗碳体或碳化物，二者是共析共生，非线性相互作用，互为因果。铁素体和渗碳体同步出现（一分为二），组成一个珠光体的晶核。,这种演化机制属于放大型的因果正反馈作用，它使微小的随机涨落经过连续的相互作用逐级增强，而使原系统（奥氏体,A,）瓦解，建构新的稳定结构,P(F+Fe,3,C),晶核。,因此，,珠光体共析分解是同步形成铁素体和渗碳体的整合机制（本质上是一分为二的化学反应）。,珠光体（,P,）由铁素体和渗碳体两相,(F+Fe3C),整合而成。,2.3,动力学证明,两种钢的,TTT,图的,“,鼻温,”,为,550,左右。从动力学图上分析，可见在,“,鼻温,”,处，珠光体转变孕育期最短，均约为秒。而且从图（,b,）可以看出，在,T10,钢的,“,鼻温,”,处，经过秒的等温时间，共析分解反应就将完成。显然珠光体转变在极短时间内，于,550,保温即形成珠光体，完成（,F+Fe3C,）的形核、长大，这一实验事实足以说明铁素体和渗碳体是共析共生的，没有,“,领先,”,和,“,随后,”,之分，即不存在领先相。,T8,和,T10,钢的等温转变动力学图。,试验观察证明,T8,钢,550,等温形成的一个珠光体晶核的观察,T8,，加热到,900,奥氏体化，迅速冷却到,550,的盐浴炉中等温,9s,，然后淬火到室温，在扫描电镜下，可以观察到微小的珠光体团在奥氏体晶界形成。,3.,珠光体的形核,SEM 35CrMo,钢奥氏体晶界处形成珠光体晶核并长大,共析碳素钢的珠光体在晶界形核（,TEM,，二次复型）,形核的试验观察,图,3,16 SEM 20MnCrMo,钢的珠光体在晶界形核,珠光体在原奥氏体晶界形核并长大。珠光体晶核尺寸很小，约。珠光体晶核由铁素体片和渗碳体片两相组成。,细腻的观察形核,3.2,过冷奥氏体中的贫碳区和富碳区,按照科学技术哲学的自组织理论，系统远离平衡态，必然出现随机涨落。过冷奥氏体在一定过冷度（,T,）下，将出现贫碳区与富碳区的涨落。加上随机出现的结构涨落、能量涨落，一旦满足形核条件，则在贫碳区建构铁素体核坯的同时，在富碳区也建构渗碳体（或碳化物）的核坯，二者同时同步，共析共生，非线性相互作用，互为因果，共同建构一个珠光体的晶核,(F+Fe3C),。,按照固态相变的一般规律，奥氏体晶界上是珠光体优先形核的地点，因为奥氏体晶界能量高，碳原子偏聚多，原子排列不规则，这些地方的能量涨落、浓度涨落、结构涨落是形核的有利条件。,珠光体的晶核可以由一片铁素体和一片碳化物相间组成，也可能是几片铁素体和几片碳化物组成。只要大于其临界晶核尺寸，均可能长大为一个珠光体领域,(,称珠光体团,),。,珠光体形核示意图（,a,，,b,，,c,）和珠光体团,TEM,（,d,）,晶界形核，共析共生。,3.3,珠光体临界晶核尺寸的推导和计算,为母相奥氏体，,P,为珠光体晶核，,的晶界能为,。界面能（,核）为,P,，接触角为,（图,b,实测,=60,）。令,t=cos,，当界面张力平衡时，有：,=,p,t,珠光体晶核形成时引起的自由焓变化为：,计算临界晶核尺寸和形核功：,计算表明，在,700,650,，临界晶核尺寸为,150,70nm,，相当于该温度下形成的细珠光体的片间距。而临界形核功为,155,292J/mol,，是合理的。,4.,珠光体晶核的长大,片状珠光体晶核的长大分为端向长大和侧向长大。,显然珠光体转变在极短时间内，于550保温即形成珠光体，完成（F+Fe3C）的形核、长大，这一实验事实足以说明铁素体和渗碳体是共析共生的，没有“领先”和“随后”之分，即不存在领先相。,但按体扩散计算所得的铁素体长大速度为0.,2、过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通常以铁素体为领先相。,2、实验结果还表明，晶粒界、孪晶界可使长大停止或改变单个珠光体片的长大方向，晶粒界往往阻碍珠光体的发展，破坏珠光体片层特征。,过冷度大时，铁素体是领先相。,珠光体晶核由铁素体片和渗碳体片两相组成。,2、过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢中通常以铁素体为领先相。,珠光体晶核的端向长大过程有赖于碳从铁素体前沿富碳奥氏体向渗碳体前沿贫碳奥氏体中扩散，于是失碳奥氏体发生晶格重构变为铁素体，增碳奥氏体则析出渗碳体，使渗碳体和铁素体实现端向长大，下图。,台阶长大机制是珠光体理论研究的一个新进展。,发现在界面上存在平直的相界面、错配位错及台阶缺陷，台阶高度约为48nm，且台阶是可动的。,铁素体和渗碳体同步出现，不存在领先相。,这种演化机制属于放大型的因果正反馈作用，它使微小的随机涨落经过连续的相互作用逐级增强，而使原系统（奥氏体A）瓦解，建构新的稳定结构P(F+Fe3C)晶核。,以往的珠光体形核及长大示意图，以渗碳体为领先相。,这一步,不正确,形核从这一步开始,新的珠光体形核长大示意图,4.1.,渗碳体和铁素体的端向长大,珠光体晶核的端向长大过程有赖于碳从铁素体前沿富碳奥氏体向渗碳体前沿贫碳奥氏体中扩散，于是失碳奥氏体发生晶格重构变为铁素体，增碳奥氏体则析出渗碳体，使渗碳体和铁素体实现端向长大，下图。,体扩散示意图,珠光体转变时碳原子扩散方向（,a,）和各相界面位置（,b,）和示意图,新理论认为：,珠光体长大是依靠界面扩散进行的,共析碳钢中珠光体的实测长大速度约为,50m/s,。,但按体扩散计算所得的铁素体长大速度为,0.16m/s,，渗碳体为,0.064m/s,，远小于实测值。,因此，认为珠光体的长大主要通过界面扩散进行。,按扩散理论，当温度在（,1,熔点）时，进行体扩散，以点阵扩散为主；当温度较低时（），以界面扩散为主；在以下温度时，界面扩散也过于缓慢或难以进行了。,对于共析钢约在,800,480,，以界面扩散为主；,480,Ms,（,200,）热激活跃迁；,200,以下无扩散位移。,珠光体领域长大速度，与过冷度呈现非线性关系。当考虑体扩散时：,珠光体转变以界面扩散占主要地位，应以溶质原子的界面扩散系数,D,b,代替,。,经典理论认为：珠光体是界面非共格无序地长大的。,1,、实验结果已经表明珠光体中存在取向关系。,表明,F/A,，,C/A,界面端刃部应具有半共格结构，才能有晶体学取向关系。,2,、实验结果还表明，晶粒界、孪晶界可使长大停止或改变单个珠光体片的长大方向，晶粒界往往阻碍珠光体的发展，破坏珠光体片层特征。,因此可以得出结论：珠光体长大不是非共格的无序地进行界面推移。,经典理论不妥。,珠光体长大不能穿越奥氏体晶界,图,3-19(a)X45CrNMio4,钢的片状珠光体,(,复型,),，,(b)35CrMo,钢的珠光体,(SEM),图,3-20 SEM,高锰钢中珠光体在孪晶片中形成,实验结果表明，晶粒界、孪晶界可使长大停止或改变珠光体铁素体片、渗碳体片的长大方向，界面阻碍珠光体领域的发展，即珠光体领域不能越过晶界，也不能穿越孪晶界。,台阶长大机制,台阶长大机制是珠光体理论研究的一个新进展。,用高分辨率透射电子显微镜研究了合金的珠光体转变，观察了,F/A,、,C/A,界面的结构及界面形成过程。发现在界面上存在平直的相界面、错配位错及台阶缺陷，台阶高度约为,4,8nm,，且台阶是可动的。,认为珠光体长大时，界面迁移依赖台阶的横向运动。如图,合金的珠光体上的共享台阶长大（,1300,加热,12h,600,保温,12h,后淬水）,图3-19(a)X45CrNMio4钢的片状珠光体(复型)，(b)35CrMo钢的珠光体(SEM),发现在界面上存在平直的相界面、错配位错及台阶缺陷，台阶高度约为48nm，且台阶是可动的。,加上随机出现的结构涨落、能量涨落，一旦满足形核条件，则在贫碳区建构铁素体核坯的同时，在富碳区也建构渗碳体（或碳化物）的核坯，二者同时同步，共析共生，非线性相互作用，互为因果，共同建构一个珠光体的晶核(F+Fe3C)。,T8，加热到900奥氏体化，迅速冷却到550的盐浴炉中等温9s，然后淬火到室温，在扫描电镜下，可以观察到微小的珠光体团在奥氏体晶界形成。,表明F/A，C/A界面端刃部应具有半共格结构，才能有晶体学取向关系。,SEM 35CrMo钢奥氏体晶界处形成珠光体晶核并长大,显然珠光体转变在极短时间内，于550保温即形成珠光体，完成（F+Fe3C）的形核、长大，这一实验事实足以说明铁素体和渗碳体是共析共生的，没有“领先”和“随后”之分，即不存在领先相。,显然珠光体转变在极短时间内，于550保温即形成珠光体，完成（F+Fe3C）的形核、长大，这一实验事实足以说明铁素体和渗碳体是共析共生的，没有“领先”和“随后”之分，即不存在领先相。,显然珠光体转变在极短时间内，于550保温即形成珠光体，完成（F+Fe3C）的形核、长大，这一实验事实足以说明铁素体和渗碳体是共析共生的，没有“领先”和“随后”之分，即不存在领先相。,反应产物是珠光体P（F+碳化物）,是一个整体，是整合组织。,2）铁素体和渗碳体二者是共析共生，非线性相互作用，互为因果。,按照自组织理论，远离平衡态，出现随机涨落，奥氏体中必然出现贫碳区和富碳区，加上随机出现的结构涨落、能量涨落，在贫碳区建构铁素体，而在富碳区建构渗碳体或碳化物，二者是共析共生，非线性相互作用，互为因果。,铁素体和渗碳体同步出现（一分为二），组成一个珠光体的晶核。,珠光体晶核尺寸很小，约。,图3-19(a)X45CrNMio4钢的片状珠光体(复型)，(b)35CrMo钢的珠光体(SEM),而临界形核功为155292J/mol，是合理的。,加上随机出现的结构涨落、能量涨落，一旦满足形核条件，则在贫碳区建构铁素体核坯的同时，在富碳区也建构渗碳体（或碳化物）的核坯，二者同时同步，共析共生，非线性相互作用，互为因果，共同建构一个珠光体的晶核(F+Fe3C)。,图中可见,1,7,个长大台阶,1,7,台阶清晰可见,铁素体、渗碳体共析的共享台阶长大示意图,珠光体长大台阶,形成,F/C,阶梯模型,谢谢观看,谢谢观看,