固态相变课件419-中欧2012.pptVIP

粒子中呈尖角处碳的溶解度高，粒子中呈平面处碳的溶解度低，这就在与其接触的F内形成碳的浓度梯度。 尖角附近的碳原子向平面附近扩散。这种扩散破坏了界面平衡，使尖角进一步溶解，而平面处形成堆积和析出。 最终各处都形成曲率半径相近的球粒形状的碳化物。 片状珠光体的断裂强度与片间距有关，片间距↓， 强度↑。 (b) 片状珠光体的塑性与片间距有关，当片间距减小， 断面收缩率呈上升趋势。 (c) 珠光体团直径越小，强度越高。 (d) 片状珠光体的力学性能与珠光体团直径有关，但 由于实际情况下，A的晶粒不会很大，P团的直 径就没有很大变化，故一般不做讨论。 (a) 片间距减小,渗碳体与铁素体变薄,相界面增多, 铁素体中位错不易滑动，故使塑变抗力增高。 (b) 当外力足够大,并开动了位错源后, 由于片层 变薄,塞积位错少, 正应力少, 不易引起开裂，也就 提高了强度。 (c) 片间距小时，渗碳体片必然变薄，在外力作用 下，可以滑移产生塑性变形，也可产生弯曲，致使 塑性提高。 长大的示意图 第一章 钢中的奥氏体Transforming Mechanism of Austenite 共析碳钢的奥氏体等温形成过程 奥氏体 形 核 长 大 碳化物溶解 奥氏体均匀化 共析碳钢连续加热奥氏体的形成 1、临界点随加热速度增加而增加 2、转变是在一个温度范围内进行 3、加热速度愈大，转变时间愈短 4、加热速度愈大，A愈不均匀 5、加热速度愈大，A愈细 超快速加热 过热度大，铁素体亚晶界形核 A线长大速度V (mm/s) A向铁素体F推移的速度 VA-F： VA-F = -KD(dc/dx)/ CA-F-CF-A 式中，CA-F为A与F交界处A的界面浓度，CF-A为F与A交界处F 的界面浓度；K为常数。 A向渗碳体C推移的速度VA-C： VA-C=-KD(dc/dx) / 6.67-CA-C， 式中，CA-C 为A与C交界处A的界面浓度。 由上述二式可知: T↑，D ↑, dc/dx ↑, (CA-F-CF-A) ↓ (6.67-CA-C)↓，速度增 大。 Fe3C 薄 F宽 奥 氏 体 晶 粒 长 大 时间延长 温度升高 DA = K exp(-Q/KT)τ 第二相颗粒体积分数 起始晶粒度的均匀性 晶界平直化 有利因素 不利因素 P = 2γ/R 第二章 珠光体共析分解 Pearlitic Eutectoid Decomposition 长 大 形 核 片状珠光体的形成过程 热力学条件 领先相 (3)碳的扩散过程 共析成分的奥氏体，冷却到临界点以下一个温 度t1 时，新相P与母相A的成分如图。由于各相 间的浓度差，就造成了如下几种扩散。 （a）界面扩散 如图，在t1温度时，A中CA-F CA-C，造 成碳从A/F界面扩散到A/Cm界面，这 便破坏了界面平衡，使CA-F ↓, CA-C ↑, F长大(引起CA-F ↑)，Fe3C长大(引起CA-C↓)。 （b）由远离P区扩散 如图，因为CA-F CA CA-C， F前沿的碳将向远处扩散，而 远处的碳(浓度为CA)将扩散至 Fe3C前，使F、Fe3C长大。 （c）铁素体中C的扩散 如图, 因为CF-A CF-C，这就造成F内部的碳的扩散，使F前沿碳浓度下降，有利于F长大，Fe3C长大。 (4) 铁原子的自扩散 珠光体转变时，晶体点阵的改组是通过铁原子自扩散完成的。 三. 粒状珠光体形成机制 1. 生产中广泛应用的球化处理，即通过下述方法得 到粒状珠光体。 (1) 低的A化温度，短的保温时间，以得到较多的未 溶渗碳体粒子。 (2) 临界点下高的等温温度，长的保温时间，以得到 粒状珠光体。 2. 片状转为粒状机制 (1)由片状向粒状转变，可降低表面能，属自发过程。 (2) 不同半径粒子，溶解度不同。 粒子半径 r 越小，溶解度越大。 对于片状珠光体 曲率半径：曲线上某一点找到与它内切的圆，这个圆的半径即为曲率半径. (3) 亚晶界使片状渗碳体断裂 由于亚晶界的存在,在渗碳体内将 产生界面张力, 为了平衡此张力, 渗碳体出现了沟槽 。 由于沟槽处曲率半径小, 溶解度 大，使曲率半径加大，半径 加大后，破坏了界面张力平衡， 为达到平衡，沟槽进一步加深， 最终导致渗碳体断裂。 (4) 破坏的渗碳体球化 第三节 亚共析钢的珠光体转变 一. 伪共析转变 亚(过)共析钢A化后，以较快的速度冷却到ES延长线SE‘与 GS延长线SG‘以下，发生珠光体转变，称为伪共析转变。 伪共析转变 二. 亚共析钢中先共析铁素体的析出 1. 块状F的析出 当P转变温度高，Fe原子自扩散便利，且晶粒较细时，F在晶界形核后，由于CA-F CA (见