固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第3章共析分解与珠光体3.2珠光体转变机理1.ppt

3.2 共析分解机理,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A1以下，ΔG＝Gγ-Gp＜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200~700J/molFe-C合金在A1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,2.1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2.2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+Fe3C)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0.5秒。

而且从图（b）可以看出，在T10钢的“鼻温”处，经过0.5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0.5s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2.4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）,3.1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0.2μm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（ΔT）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,γ为母相奥氏体，P为珠光体晶核，γ的晶界能为σγ界面能（σ核）为σγP，接触角为θ（图b实测θ=60°）令t =cosθ，当界面张力平衡时，有： σγ =σγp·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,4.2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50μm / s 但按体扩散计算所得的铁素体长大速度为0.16μm / s，渗碳体为0.064μm / 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（1～0.7Tm熔点）时，进行体扩散，以点阵扩散为主；当温度较低时（0.3~0.5Tm），以界面扩散为主；在0.3Tm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Db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4.3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Fe-0.8C-12Mn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,Fe-0.8C-12Mn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,,说明以相界面非共格无序的长大机制不够正确，应当修正 F/A ，C/A相界面的端刃部，两个组成相与母相之间确实存在晶体学取向关系两个相界面应具有半共格结构 ，是以共格形式协同长大5. 共析分解的定义,定义如下：过冷奥氏体在Ar1温度同时析出铁素体和渗碳体或合金碳化物两相构成珠光体组织的扩散型一级相变，称为钢中的共析分解，或珠光体转变6. 把握珠光体转变机理要点：,1）在A1以下，ΔG＝Gγ-Gp〈0，相变驱动力约为200~700J/mol 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）经典理论认为珠光体转变是体扩散,应为以界面扩散为主 珠光体长大不是非共格的无序地进行界面推移。

4）珠光体在界面形核，在700～650℃，临界晶核尺寸为150～70nm，临界形核功为155～292J/mol 5）铁素体+渗碳体共析共生，共享台阶，以半共格界面，协同竞争、扩散性长大。