第十一章:珠光体相变 本章重点:碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性能, 掌握影响珠光体转变动力学因素。 本章难点:珠光体(片状和粒状)的形成机制。 §11-1珠光体的组织形态、晶体结构与性能 、珠光体的组织形态 钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维 状珠光体和针状珠光体等 片状珠光体:F和Fe3C层片相间的机械混合组织 粒状珠光体:Fe3C以粒状分布于F基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺 可以得到粒状珠光体组织。Fe3C的量由钢的C%决定:Fe3C的尺寸、形状由球 化工艺决定。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示,相邻两片FeC(或F)的 平均距离S0称珠光体的片层间距。见图3-1。 原A晶界 团 图3-1 图3-2 珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体 晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图3-2 二、珠光体分类 根据珠光体片层间距So的大小,可将珠光体分为三类 1珠光体:用P表示;S=1500-4500A。光镜下观察到F与FeC呈层片状。 2索氏体:用S表示;S0=800-1500A。光镜下难以区分F与FeC呈层片状,电 镜下清晰观察到F与Fe3C的片层 3屈氏体:用T表示;是极细的珠光体。S0=300~800A。光镜下无法分辨F与Fe3C 的层片(呈黑球状),电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。 珠光体片层间距S0的大小,取决于过冷度△T而与原奥氏体晶粒尺寸大小无 关
第十一章：珠光体相变 本章重点：碳钢两类珠光体(即片状和粒状)的组织形态、形成机制以及力学性能， 掌握影响珠光体转变动力学因素。 本章难点：珠光体(片状和粒状)的形成机制。 §11-1 珠光体的组织形态、晶体结构与性能 一、珠光体的组织形态 钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。此外还有不常见的纤维 状珠光体和针状珠光体等。 片状珠光体：F 和 Fe3C 层片相间的机械混合组织。 粒状珠光体：Fe3C 以粒状分布于 F 基体上形成的混合组织。采用球化处理工艺 可以得到粒状珠光体组织。Fe3C 的量由钢的 C%决定；Fe3C 的尺寸、形状由球 化工艺决定。 片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片 Fe3C(或 F)的 平均距离 S0 称珠光体的片层间距。见图 3-1。 珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体 晶粒。一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。见图 3-2。 二、珠光体分类 根据珠光体片层间距 S0 的大小，可将珠光体分为三类： 1.珠光体：用 P 表示；S0=1500~4500Ǻ。光镜下观察到 F 与 Fe3C 呈层片状。 2.索氏体：用 S 表示；S0=800~1500Ǻ。光镜下难以区分 F 与 Fe3C 呈层片状，电 镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 3.屈氏体：用 T 表示；是极细的珠光体。S0=300~800Ǻ。光镜下无法分辨 F 与 Fe3C 的层片(呈黑球状)，电镜下清晰观察到 F 与 Fe3C 的片层。 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。 P 团 原 A 晶界 图 3-2 S0 Fe3C α 图 3-1
2×104 △T S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So 大。(2)随着温度降低,后冷却得到的珠光体由于ΔT增大,ΔG増大,形核率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:FeC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 §11-2珠光体的形成机制(以共析钢为例) 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△T条件下A→P相变 即可发生,见图3-3。即满足 △G=Gp-G≤0 二、片状珠光体的形成机制 a+ Fe3C 晶体结构: 面心立方体心立方复杂斜方 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 C C3 C3 CI 在奥氏体晶界形成(A、F和Fe3C三相共存)时 图3-4 过冷奥氏体中存在C浓度不均匀,见图3-4。 C C1一与铁素体相接的奥氏体C%;使 C2-与Fe3C相接的奥氏体C%; Fe:C
T S = 4 0 8.02 10 (Ǻ) 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。 §11-2 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%； G E P S C4C3 C2 C1 T1 图 3-4 α γ C C C C C Fe3C 图 3-5 Gγ Gp G T1 A1 T ΔG ΔT 图 3-3
C3-与奥氏体相接的铁素体C% C4一与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使碳浓度升髙到Cl,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奧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。 (6Fe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36。其中(b)和(c)为离异共析组织。 Fe3C 图3-6 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,曲 率半径越小,其溶解度越髙,片状Fe3C的尖角处溶解度髙于平面处的溶解度, 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
C3—与奥氏体相接的铁素体 C%； 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，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 图 3-6 Fe3C P Fe3C α Fe3C (a) (b) (c)
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 Fe3c Fe3C 张力,从而使片状Fe3C在亚晶界处出现沟槽,沟槽 亚晶界 两侧将成为曲面,与平面相比具有较小的曲率半径, 因此溶解度较髙,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 Fe3cFe3C 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 5|o。 化是通过FeC片的破裂,断d|e[e° 开而逐渐球化的。 图3-8 (1)奧氏体化温度较低,保温时间很短,奧氏体中有许多未溶Fe3C或许多高碳区 2)珠光体转变的等温温度较髙,等温时间足够长,或冷却速度缓慢(3)热处理工 艺一一球化退火可以获得粒状珠光体(粒状渗碳体)。 §11-3珠光体转变动力学 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 转变温度℃ 变温度之间有极大值。 图3-9形核率和长大速度与温度的关系示意图 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,使长大速度降 低;但温度降低C1-C2=△C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 M_二 图3-10
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)。 §11-3 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 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 图 3-10 A→M A→P A→B Ms A1 Mf
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) 、影响珠光体转变动力学的因素 l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,使奧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a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髙。e)强碳 化物形成元素V、T、Zr、Nb等溶入奥氏体中稳定奥氏体,使“C”曲线右移。 2奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响 奥氏体成分不均匀,珠光体转变的形核率高,C原子扩散速度高,长大速度 快;未溶Fe3C多,可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提髙,加速其 长大速度。 3奥氏体化温度和时间的影响 奥氏体化温度高时间长,奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀,使“C”曲线右 移,珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低,珠光体形成速度降低。 4应力和塑性变形的影响 奧氏体化时拉应力或塑性变形,易使点阵畸变和位错增髙,促进C、Fe原 子扩散及点阵重构,促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力,原子迁移阻力 增大,C、Fe原子扩散困难,减慢珠光体形成速度。 S11-4亚(过)共析钢的珠光体转变 、亚(过)共析钢先析相的形态 1亚共析钢: )与原奥氏体无共格关系:(1)铁素体呈等轴状(奥示体晶粒较细,等温温度较高, 冷却速度较慢):(2)网状铁素体(奥氏体晶粒较大,冷却速度较快,如图3-11 图3-11b、图3-1lc
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”曲线右移。 2.奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响 奥氏体成分不均匀，珠光体转变的形核率高，C 原子扩散速度高，长大速度 快；未溶 Fe3C 多，可作为领先相晶核存在使珠光体转变的形核率提高，加速其 长大速度。 3.奥氏体化温度和时间的影响 奥氏体化温度高时间长，奥氏体晶粒粗大且奥氏体化均匀，使“C”曲线右 移，珠光体转变的孕育期、形核率和长大速度均降低，珠光体形成速度降低。 4.应力和塑性变形的影响 奥氏体化时拉应力或塑性变形，易使点阵畸变和位错增高，促进 C、Fe 原 子扩散及点阵重构，促进珠光体的形核长大。奥氏体化时压应力，原子迁移阻力 增大，C、Fe 原子扩散困难，减慢珠光体形成速度。 §11-4 亚(过)共析钢的珠光体转变 一、亚(过)共析钢先析相的形态 1.亚共析钢： 1)与原奥氏体无共格关系：(1)铁素体呈等轴状(奥示体晶粒较细，等温温度较高， 冷却速度较慢)；(2)网状铁素体(奥氏体晶粒较大，冷却速度较快)，如图 3-11a、 图 3-11b、图 3-11c
2)与原奥氏体有共格关系:片针状铁素体(奥氏体晶粒粗大,成分均匀,冷却速 度适中),如图3-1ld、图3-lle和图3-lle (a)等轴状 (b)等轴状 (c)网状 人 (d)片状 (e)片状 (f)薄片状 图3-11先析铁素体的形态示意图 2过共析钢: 1)与原奥氏体无共格关系:(1)粒状Fe3C(球化工艺) 2)与原奥氏体有共格关系:(2网状Fe3C(奥氏体晶粒较大且成分均匀,泠却速度 缓慢),(3)片针状Fe3C(奥氏体晶粒粗大,成分均匀,冷却速度缓慢)。 伪共析组织 亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出,在非共析钢成分下析出的共析组 织(F+Fe3C)成为伪共析组织。 三、魏氏组织 工业上将先共析的片(针)状铁素体或片(针)状碳化物加珠光体组织称魏氏 组织,用W表示。前者称α-Fe魏氏组织,后者称碳化物魏氏组织。 1亚共析钢 (1)一次魏氏组织F:从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的F称一次魏氏 组织F (2)二次魏氏组织F:从原奥氏体晶界上首先析出网状F,再从网状F上长出的片 状F称二次魏氏组织F。如图3-12所示。 两者往往连在一起组成一个整体,人 为分为两种是它们的形成机制不同。钢 中常见的是二次魏氏组织F。亚共析钢魏 氏组织F单个是片(针)状的,整体分布形 态为(1)羽毛状:(2)三角状:(1)两者混合 次W 次W 图3-12魏氏组织示意图
2)与原奥氏体有共格关系：片针状铁素体(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速 度适中)，如图 3-11d、图 3-11e 和图 3-11e。 2.过共析钢： 1)与原奥氏体无共格关系：(1)粒状 Fe3C(球化工艺)； 2)与原奥氏体有共格关系：(2)网状 Fe3C(奥氏体晶粒较大且成分均匀，冷却速度 缓慢)，(3)片针状 Fe3C(奥氏体晶粒粗大，成分均匀，冷却速度缓慢)。 二、伪共析组织 亚(过)共析钢快冷后抑制先共析相的析出，在非共析钢成分下析出的共析组 织(F+Fe3C)成为伪共析组织。 三、魏氏组织 工业上将先共析的片(针)状铁素体或片(针)状碳化物加珠光体组织称魏氏 组织，用 W 表示。前者称 α-Fe 魏氏组织，后者称碳化物魏氏组织。 1.亚共析钢 (1)一次魏氏组织 F：从奥氏体中直接析出片状(截面呈针状)分布的 F 称一次魏氏 组织 F。 (2)二次魏氏组织 F：从原奥氏体晶界上首先析出网状 F，再从网状 F 上长出的片 状 F 称二次魏氏组织 F。如图 3-12 所示。 两者往往连在一起组成一个整体，人 为分为两种是它们的形成机制不同。钢 中常见的是二次魏氏组织 F。亚共析钢魏 氏组织 F 单个是片(针)状的，整体分布形 态为(1)羽毛状；(2)三角状；(1)两者混合 γ α α α γ γ γ γ α γ α α (a) 等轴状 (b) 等轴状 (c) 网状 (d) 片状 (e) 片状 (f) 薄片状 图 3-11 先析铁素体的形态示意图 Wα A Wα A α 一次 W 二次 W 图 3-12 魏氏组织示意图
型的。 YB31-64规定亚共析钢魏氏组织评级标准为0~5共6级。 (3)与上贝氏体的区别:上贝氏体是成束分布的,Wa组织是彼此分离的,束与束 交角较大 2过共析钢 (1)一次魏氏组织碳化物:白色针状,基体珠光体组织。 (2)二次魏氏组织碳化物:网状碳化物上长出针状碳化物,基体为珠光体 3魏氏组织形成特征 (1)钢的成分>0.6%:(2)奥氏体晶粒粗大;(3)冷却速度适中, §11-5珠光体的机械性能 珠光体的机槭性能取决于(1)层片间距So:(2)珠光体团尺寸;(3疋F亚结构 1珠光体层片间距S So减小,相界面增多,相界面阻碍位错运动的能力增加,变形抗力提髙,强度提 高:另外S0减小,Fe3C变薄,易弯曲和滑移使塑性提髙。 2珠光体团尺寸 珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奧氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度 低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小,单位体积内片层排列方向增多, 应力集中可能性降低,导致强度和塑性提髙;反之强度和塑性降低 3铁素体亚结构 铁素体亚结构为位错,亚结构尺寸越细,位错的量越多,受Fe3C阻碍变形 抗力越高,强度越高。 4粒状珠光体性能 同一成分钢,P粒相界面P少,强度低;塑性好是因为F呈连续分布,Fe3C 颗粒分布在F基体上,对位错阻碍作用小。因此P粒表现出(1)切削加工性能好; (2)冷塑性变形性能好;(3)加热时变形或开裂倾向小
型的。 YB31-64 规定亚共析钢魏氏组织评级标准为 0~5 共 6 级。 (3)与上贝氏体的区别：上贝氏体是成束分布的，Wα 组织是彼此分离的，束与束 交角较大。 2.过共析钢 (1)一次魏氏组织碳化物：白色针状，基体珠光体组织。 (2)二次魏氏组织碳化物：网状碳化物上长出针状碳化物，基体为珠光体。 3.魏氏组织形成特征 (1)钢的成分＞0.6%；(2)奥氏体晶粒粗大；(3)冷却速度适中。 §11-5 珠光体的机械性能 珠光体的机械性能取决于(1)层片间距 S0；(2)珠光体团尺寸；(3)F 亚结构。 1.珠光体层片间距 S0 S0 减小，相界面增多，相界面阻碍位错运动的能力增加，变形抗力提高，强度提 高；另外 S0 减小，Fe3C 变薄，易弯曲和滑移使塑性提高。 2.珠光体团尺寸 珠光体团尺寸与珠光体形成温度和原奥氏体晶粒尺寸有关珠光体形成温度 低和奥氏体晶粒尺寸细小导致珠光体团尺寸小，单位体积内片层排列方向增多， 应力集中可能性降低，导致强度和塑性提高；反之强度和塑性降低。 3.铁素体亚结构 铁素体亚结构为位错，亚结构尺寸越细，位错的量越多，受 Fe3C 阻碍变形 抗力越高，强度越高。 4.粒状珠光体性能 同一成分钢，P 粒相界面 P 片少，强度低；塑性好是因为 F 呈连续分布，Fe3C 颗粒分布在 F 基体上，对位错阻碍作用小。因此 P 粒表现出(1)切削加工性能好； (2)冷塑性变形性能好；(3)加热时变形或开裂倾向小