热处理原理与工艺第二章教案

第二章珠光体转变共析碳钢加热奥氏体化后，在共析温度以下冷却时，奥氏体可发生三种基本的转变：珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变。

这三种转变得到的组织中，马氏体硬度最高，贝氏体次高，珠光体最低。

图2-1是实测的共析钢奥氏体等温冷却转变曲线的示意图（也称等温C曲线），图中三条线分别表示转变开始线、转变终了线和马氏体转变开始温度。

奥氏体在A1以下不同温度等温冷却时，将发生以下转变：A1~550℃珠光体转变，550℃~Ms之间为贝氏体转变。

在Ms以下则发生马氏体转变。

珠光体区又分为粗珠光体P、细珠光体 S (也称索氏体)、极细珠光体T (也称托氏体)；贝氏体区分为上贝氏体B上和下贝氏体B下。

如将共析钢工件冷至650℃并等温，当等温时间与珠光体转变开始曲线相交时，奥氏体将开始发生珠光体转变，转变为细珠光体S；此后，随等温时间延长，奥氏体不断减少、S不断增多，当等温至与珠光体转变终了曲线相交时，奥氏体全部转变为S。

图2-1 共析碳钢等温转变曲线示意图本章主要介绍珠光体组织形态、形成过程、影响因素及力学性能等。

第一节珠光体组织形态和力学性能一、珠光体组织形态当含碳量为0.77%的奥氏体冷却到A1温度以下时,发生共析转变,分解为片状的铁素体和渗碳体交替重叠组成的共析组织(见图2-2)。

这种组织经浸蚀后,在光学显微镜下观察,其金相形态酷似珍珠母产生的光学效果,故而得名珠光体。

珠光体组织中铁素体和渗碳体的体积比约为7:1，故铁素体片总是比渗碳体厚。

图2-2 共析碳钢片状珠光体 500X珠光体的金相组织中有许多片层排列位向大致相同的小区域（见图2-3），称为珠光体领域或珠光体团。

在一个原奥氏体晶粒内，可形成几个位向不同的珠光体团。

相邻两渗碳体（或铁素体）片中心之间的距离S0，称珠光体片层间距（见图2-3a所示）。

片层间距S0是影响珠光体力学性能的一个重要参数。

实验表明，珠光体团的尺寸随原奥氏体晶粒尺寸减小而减小。

图2-3 珠光体片层间距和珠光体团示意图a）珠光体片层间距S。

b）珠光体团通常所说的珠光体组织粗细，是指组织中渗碳体和铁素体片层厚薄程度不同，也就是珠光体片层间距大小的不同。

如前已述及的组织中的珠光体、索氏体和托氏体组织，实质上都是渗碳体和铁素体交替重叠组成的片状组织，只是片层间距大小不同而已（见表2-1）。

由表中数据可以看出，转变温度愈低，片间距愈小（即珠光体组织愈细），硬度愈高。

较高温度下，形成的珠光体组织，片间距较大，在通常光学显微镜下观察，就能清楚分辨片层组织形态。

在较低温度形成的索氏体组织，在显微镜放大至600倍以上，才能分辨其片层组织形态。

如果转变温度更低，形成托氏体组织，其片层组织更细小，即使在高倍的光学显微镜下也分辨不出其片层形态，只能看到其总体是一团黑，必须用高倍率的电子显微镜才能分辨出极薄的渗碳体和铁素体片。

在工业用钢中，还可见到另一种形态的珠光体组织，在铁素体上均匀分布着球粒状碳化物，称为粒状珠光体，见图2-4。

粒状珠光体一般是经球化退火后获得的组织。

球化退火工艺不同，获得渗碳体球粒的尺寸、形状和分布不同。

珠光体的形态除片状和粒状外，还有一些特殊形态如碳化物呈纤维状和针状的珠光体的珠光体。

二、珠光体片间距及与过冷度的关系珠光体的片间距主要决定于珠光体的形成温度。

冷却速度愈大，珠光体形成温度愈低（过冷度愈大），则片间距愈小，也即铁素体和渗碳体片的厚度愈薄。

在连续冷却过程中，珠光体转变是在一个温度范围内进行的。

在较高温度形成珠光体比较粗，低温形成的珠光体较细。

这种粗细不均匀的珠光体，将引起力学性能的不均匀，对切削加工也有不利影响。

为取得粗细相近的珠光体组织，可采用等温热处理的方法，如等温退火等。

三、珠光体的力学性能珠光体是铁素体和渗透体组成的两相混合物，其力学性能主要决定于两相界面积的大小和渗碳体的形状和分布等。

片状珠光体的强度主要取决于片间距的大小。

片层间距愈小、屈服强度σ0.2愈高。

根据实验，片间距的影响可表达为下式σ0.2∝1/S0式中σ0.2——屈服强度（Mpa）S0——珠光体片间距（μm）珠光体片间距减小，表明渗碳体和铁素片变薄，相界面积相应增多，相界面增多，将使铁素体内的滑移过程变得困难，塑性变形抗力升高。

珠光体的塑性主要受片间距和珠光体团尺寸的影响。

珠光团尺寸和珠光体片间距减小，均使断面收缩率增加，尤其在团尺寸和片间距较小时，影响更为明显。

粒状珠光体的力学性能主要决定于渗碳体颗粒大小和分布。

渗碳体体积分数相同时，其颗粒愈小，界面愈多，产生强化作用越显著，故硬度和强度较高。

反之则硬度和强度较低。

粒状珠光体与片状珠光体比较，在碳含量相同的钢中，粒状珠光体组织中铁素体呈连续分布，位错运动阻力较小，故粒状珠光体的硬度和屈服强度略低于片状珠光体，但塑性较好。

实践证明，粒状珠光体的切削加工性能、冷挤压成形性能和热处理工艺性能等比片状珠光体好。

所以高碳钢通常采用球化退火为预先热处理，以获得粒状珠光体组织，这种组织既改善切削加工性能，又可减少淬火畸变、开裂的倾向，同时也改善了塑性。

冷挤压成形的中碳钢件，也进行球化退火，以取得粒状碳化物分布，提高塑性，改善冷挤压成形性。

亚共析钢组织中，除珠光体外，还有先共析铁素体，其力学性能取决于铁素体和珠光体的相对含量及粗细等。

必须指出，如果亚共析钢的先共析铁素体及过共析钢的渗碳体以网状分布，不仅降低了钢的强度，而且还使钢的塑性和韧性明显下降。

想一想：能否说“由于珠光体的强度大大高于铁素体，所以亚共析钢的强度主要由珠光体决定”？第二节珠光体形成过程一、片状珠光体的形成过程珠光体形成过程也是由形核和长大两个阶段组成。

（一）珠光体形核共析钢珠光体转变时，通常优先在奥氏体晶界上形核，这是因为晶界能量较高，形核所需形核功较小，同时晶界有利原子扩散，是扩散的快速通道。

如果奥氏体内碳浓度不均匀，有偏离共析成分的区域存在；或者有夹杂物（工业用钢中脱氧后存留下来的A12O3、SiO2等）存在，这些区域也容易形成珠光体晶核。

图2-10表示珠光体在原奥氏体晶界上形核情形（图中黑色球团是珠光体、基体是马氏体）。

珠光体是由渗碳体和铁素体两相组成。

一般认为，亚共析钢是以铁素体为领先相，过共析钢以渗碳体为领先相；共析钢中，则渗碳体和铁素体都有可能作为形核的领先相，过冷度小时，渗碳体为领先相；过冷度大时，铁素体为领先相。

（二）珠光体的长大讲图2-11：（略）。

上述珠光体晶核长大机制，不是珠光体唯一生长方式。

观察发现，有时在一个珠光体团中的渗碳体，都是从同一渗碳体主干分枝出来的，并且同一珠光体团中的渗碳体，其晶体学位向相同，因此认为珠光体成长是渗碳体向前长大过程中，不断分枝，而铁素体则协同地在渗碳体枝间形成，见图2-12。

这样形成的珠光体团是由一个渗碳体晶粒和一个铁素体晶粒互相穿插起来的。

（三）珠光体长大过程中的碳扩散讲图2-13-珠光体长大过程：略二、粒状珠光体形成过程粒状珠光体的形成过程与片状珠光体不完全相同。

讲图2-15：（略）网状渗碳体，虽也可溶断并逐渐球化，但热处理实践表明，其球化效果并不好，即使经长时间球化处理，其渗碳体仍呈“人字形”或“一字形”（见图2-15b）。

含网状渗碳体的钢件，需通过正火将网状渗碳体消除后，再进行球化退火。

钢中碳化物的球化，主要决定于加热时奥氏体化温度，冷却条件也对其球化有一定影响。

实验证明，如奥氏体化温度过高，由于碳化物大部分溶解于奥氏体中，奥氏体成分也较均匀，在随后缓慢冷却时，常形成片状珠光体。

只有在奥氏体化温度较低(碳钢通常为Ac1+20~30℃)、并且冷却较慢时，才可能获得粒状珠光体。

如果冷却太快，或者在A1以下等温温度过低，则碳化物也不容易球化，往往得到点状碳化物和片状珠光体的混合组织，不能取得良好的球化效果。

【想一想】：球状碳化物是由什么变来的？第三节珠光体转变速度及影响因素一、珠光体转变速度珠光体转变速度通常用单位时间在单位体积内形成的珠光体体量（体积分数）来表示。

珠光体转变是通过形核和长大过程，因此，珠光体转变速度取决于形核率和长大速度。

形核率是指单位时间、单位体积中生成的珠光体晶核数目，其单位为1/（mm3·S）。

珠光体长大速度是指单位时间内，珠光体团直径的增加速度，其单位为mm/s。

共析钢的珠光体形核率和长大速率与转变温度的关系，如图2-16所示。

讲图2-16中形核率与长大速度在550℃附近达到最大值的解释：（略）。

研究表明，珠光体等温转变量与等温时间关系如下：转变初期的转变量增加较慢，即转变速度较慢，中期转变速度较快，后期又变慢，如图2-17所示。

二、影响珠光体转变速度的因素除过冷度外，还有以下因素影响珠光体转变速度：1）含碳量的影响对亚共析钢，随奥氏体含碳量提高，珠光体转变速度减慢。

2)合金元素溶入奥氏体的大多数合金元素（除Co外），都使珠光体转变速度下降。

3）其他方面的影响：①奥氏体晶粒越细小，则珠光体形核部位越多，从而加快珠光体转变；②奥氏体成分越不均匀，则贫碳区和富碳区越多，这有利于铁素体或渗碳体形成，从而有利于珠光体转变；③未溶碳化物与奥氏体界面可作为珠光体择优形核地点，加快珠光体转变；④原始组织越细，同样加热后，奥氏体成分越均匀，珠光体转变速度越慢；⑤提高加热温度或延长保温时间使奥氏体成分变得较均匀，也使珠光体转变速度减慢；⑥在奥氏体状态下进行塑性变形可加快珠光体转变。

第四节非共析钢的珠光体转变一、非共析碳钢的珠光体转变对于亚共析钢或过共析钢，当奥氏体被过冷至A1温度以下转变时，有先共析铁素体或渗碳体先于珠光体形成。

然而，若以较快速度冷却，使奥氏体在较大过冷度下转变，则先共析相析出将受到抑制甚至不能析出而直接转变成珠光体。

这可由图2-19来说明：讲图2-19（略）由以上看出，成分靠近共析点的合金，在较小过冷度下即可得到全部共析组织，而离共析点远的合金，则需较大的过冷度；随冷却速度增大，先共析相被抑制的程度增大。

【想一想】：能否说伪共析珠光体的碳含量也是0.77%，为何？二、先共析相的组织形态在亚析共钢中，先共析铁素体的组织形态主要有三种，即块状铁素体、网状铁素体和魏氏组织，过共析钢中先共析渗碳体有两种形态，即渗碳体网和魏氏组织。

先共析相的组织形态与其形成条件有关。

形成条件包括钢的成分、形成温度、冷却速度以及奥氏体晶粒等。

图2-20为不同含碳量的钢，形成各种不同形态先共析相的大致温度范围。

可以看出，含碳量较低（<0.25%）的钢，在A3以下较大过冷度时，铁素体容易形成块状。

在亚共析钢和过共析钢中，尤其含碳量靠近共析成分时，在较小过冷度下，先共析相在原奥氏体晶界上形核，并以较快的长大速度沿晶界成长，形成仿晶界形貌的铁素体网或渗碳体网。

含碳量在中碳范围（wc=0.2%~0.5%）的亚共析钢或大于1.1%的过共析钢,在A3或Acm以下较大过冷度下,先析析相倾向于呈针状或片状沿奥氏体晶界形成并长大即形成魏氏组织（见图2-21）。