第六章 珠光体转变和钢的退火与正火

（2）片间距的大小主要决定因素：珠光体的形成温 度，与奥氏体晶粒度和成分均匀性关系不大。
冷却速度的加快，过冷度不断增大，珠光体片间距 也越小。
（3）珠光体片间距S0与过冷度ΔT之间的关系：
式中，S0——珠光体的片间距，nm； Δt——过冷度，K。
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根据珠光体片间距的大小，可将珠光体分为三类。 （1）一般的片状珠光体：A1~650℃温度范围内形成的，
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（2） T2温度时，三个相的自由焓曲线如图6-12b所示， 可作出三条公切线，它们分别代表三组混合相的自由焓： d成分的相与Fe3C，c成分的相与a成分的相；a′成分的 相与Fe3C。由于共析成分的相的自由焓在三条公切线之 上，因此共析成分的相将首先同时转变为d成分的相与 Fe3C以及c成分的相与a成分的相。
的大小、形态与分布。 渗碳体颗粒越细，相界面越多， 钢的硬度和强度越高。碳化物等轴状，分布越均匀，则钢 的韧性越好。
（5）在成分相同的条件下，粒状珠光体比片状珠光 体的强度、硬度稍低，但塑性较好。粒状珠光体硬度稍低 的原因是由于其铁素体和渗碳体的相界面比片状珠光体少。
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（3）此时相内的碳含量不均匀，存在碳浓度梯度， 即与Fe3C界面处碳浓度低，与相界面处碳浓度高，碳 将从高碳区向低碳区扩散，使相的上述转变得以持续进 行，最终完全转变为自由焓最低的a成分的相与Fe3C的 两相混合物—珠光体。
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6.2.2 片状珠光体形成机制 共析成分的奥氏体在冷却至A1温度以下时，将发生
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实验证明，珠光体形成时，领先相大多在奥氏体晶界 上形核。因为晶界处缺陷较多，能量较高，原子易于扩散， 容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结构起伏条 件。关于珠光体的形成机制，早期主要是片状形成机制 (图6-13)。
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一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体。 这种机制认为，若渗碳体为领先相，在奥氏体晶界上形成 稳定的晶核后，就会依靠附近的奥氏体不断供应碳原子逐 渐向纵深和横向长大，形成一小片渗碳体(图6-13a)。这样， 就造成其周围奥氏体的碳浓度 显著降低，出现贫碳区， 于是就为铁素体的形核创造有利条件。当贫碳区的碳浓度 降低到相当于铁素体的平衡浓度时，就在渗碳体片的两侧 形成铁素体片(图6-13b)。铁素体形成后随渗碳体一起向前 长大，同时也向两侧长大。铁素体长大的同时又使其外侧 出现奥氏体的富碳区，促使新的渗碳体晶核形成。如此不 断进行，铁素体和渗碳体相互促进交替形核，并同时平行 地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体 片层相间、大致平行的珠光体团(图6-13c)。
1
1
b 154{ f3[16 74.2 wN 1.18d 2 ]
1
1
(1 f3 )[46.7 0.23S0 2 ] 6.3wSi}
式中，fα——铁素体体积百分数； d——铁素体晶粒的平均直径，mm；
S0——珠光体片平均间距，mm。
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（4）塑性则随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶 粒直径的减小而升高。
δ=50%，断面收缩率=80%。因此其很少用于制造机械零 件。用其加工的钢板利用冷轧工艺可提高其强度。
铁素体居里点与-Fe相同，也是770℃，转变和钢的退火与正火
6.1.2 片状珠光体的组织与性能 （1）珠光体是和Fe3C两相的机械混合物。 根据Fe3C的形态不同，珠光体主要分为片状珠光体和
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界面的奥氏体碳浓度增高，这就破坏了该温度下奥氏体中 碳浓度的平衡。为了恢复平衡，铁素体界面附近的奥氏体 中将析出铁素体，使其碳含量升高到平衡浓度Cr-。而渗 碳体界面附近的奥氏体中必须析出渗碳体，使其碳含量降 低到平衡浓度C-Fe3C。如此这样，珠光体中的铁素体和 渗碳体将同时向奥氏体晶粒内长大，一直到奥氏体全部转 变为珠光体为止。
在珠光体形成过程中，除了以上述一种情况进行碳的 扩散之外，还将发生在远离珠光体的奥氏体(碳浓度为Cr) 中碳向与渗碳体相接的奥氏体处(碳浓度为Cr- Fe3C)扩散， 而与铁素体相接的奥氏体处(Cr-)碳向远离珠光体的奥氏 体(Cr)中扩散。此外，对已形成的珠光体，其铁素体与奥 氏体相接处碳浓度为C-r，而与渗碳体相接处碳浓度为 C-Fe3C，它们之间也要产生碳的扩散。
珠光体转变，反应式如下： ＋Fe3C
的含碳量为0.77%，属于面心立方；的含碳量为 0.0218%，属于体心立方；Fe3C的含碳量为6.69%，属于一 种复杂斜方结构。
由此可见，珠光体的形成包括Fe、C原子的扩散和Fe 晶格的改组，因此珠光体转变是一种全扩散型转变。
片状珠光体的形成与一般相变相同，也是通过形核和 长大两个基本过程进行的。由于珠光体是由和渗碳体两 相组成，因此，就有哪个相的核首先形成的问题，即所谓 领先相的问题。此问题争论很久，现已基本清楚，认为两 相都可能成为领先相。
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钢经过退火或正火处理，得到的组织接近平衡组织。经 过退火或正火后，亚共析钢得到的组织常为铁素体+片状 珠光体，而共析或过共析钢的组织常为片状或粒状珠光体。
第一节 铁素体和珠光体的组织与性能
6.1.1 铁素体的组织与性能 (1) 铁素体概念:碳溶于-Fe中形成的间隙固溶体，为
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片间距减小，相界面增多，对位错运动的阻碍增大， 塑性变形抗力增大，故强度、硬度提高。
片状珠光体的塑性也随片间距减小而增大，原因 （1）渗碳体片很簿时，在外力作用下可以滑移产生塑 性变形，也可以产生弯曲； （2）片间距较小时，珠光体中的层片状渗碳体是不连 续的，层片状的铁素体并未完全被渗碳体片所隔离，因此 使塑性提高。
距离，珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界成核，相 变需要的自由能较小，所以在较小的过冷度下就可以发生 相变。
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图6-12为铁碳合金的、和Fe3C三个相在T1、T2温度 的自由焓-成分曲线示意图。
（1）T1温度三个相的自由焓-成分曲线有一条公切线， 此时和Fe3C两个相的混合物珠光体的自由焓与共析成分 的奥氏体相同，二者的自由焓之差为零，因此相变驱动力 为零。所以，在T1温度三相处于平衡状态，共析成分的奥 氏体不能转变为珠光体。
（1） 魏氏组织：工业上将先共析片状铁素体和先共 析针(片)状渗碳体称为。
（2）魏氏组织分类：铁素体魏氏组织，渗碳体魏氏 组织。
（3）魏氏组织性能：
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性能：魏氏组织以及经常与之伴生的粗晶组织会严重 恶化钢的性能，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低， 使钢的冷脆转变温度升高，容易发生脆性断裂。
体心立方晶格，用“F”表示，其显微组织如图6-1所示。
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(2) 在-Fe中可以溶解微量(0.0008%~0.0218%)的碳。 原因：在-Fe中存在的晶体缺陷、位错和晶界等都
是碳原于可能存在的地方。
(3)铁素体的性能:强度和硬度低，而塑性、韧性好。 抗拉强度σb＝250MPa，硬度(HBS)为80，伸长率
粒状珠光体两种。 （2）片状珠光体：由片层相间的铁素体和渗碳体片
组成，其示意图如图6-2所示，组织照片如图6-3所示。 （3）珠光体团：若干大致平行的铁素体和渗碳体片
组成。
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（1）珠光体的片间距：珠光体团中相邻的两片渗碳 体(或铁素体)之间的距离称为，用S0表示，如图6-2所示， 它是用来衡量珠光体组织粗细程度的一个主要指标。
解决方法：对易于出现魏氏组织的钢材可以通过控制 轧制、降低终锻温度、控制锻（轧）后的冷却速度或者改 进热处理工艺，如采用细化晶粒的正火、退火、调质等工 艺来防止或消除魏氏组织。
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第二节 珠光体形成机制
6.2.1 珠光体形成的热力学特点 珠光体相变的驱动力：新旧两相的体积自由焓之差。 由于珠光体转变温度较高，Fe和C原子都能扩散较大
（6）粒状珠光体塑性好的原因：铁素体连续分布，渗 碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上，对位错运动阻碍较小。
例：许多重要的机器零件都要通过调质热处理获得 碳化物呈颗粒状的回火索氏体组织，以获得良好的综合力 学性能。另外，粒状珠光体还具有较好的可切削加工性、 冷成型性能及淬火工艺性能。因此，高碳钢在机加工和淬 火前要首先进行球化退火预处理得到粒状珠光体。
(见图6-3)，其片间距大约为150~450nm。 （2）在650~600℃温度范围内形成的珠光体，其片间距较
小，约为80~150nm，这种片状珠光体称为索氏体(S)。 （3）在600~550℃温度范围内形成的珠光体，其片间距极
细，约为30~80nm，这种极细的珠光体称为屈氏体(T)。
索氏体 8000×
（5）亚共析钢的冲击韧性随珠光体量的增多而减小， 而冷脆转变温度则随珠光体量的增多而升高，见图6-10。
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珠光体量与钢中含碳量、合金元素和冷却速度有关。 合金元素通过改变共析点成分(见图4-6)而影响珠光体中的 含碳量。由于合金元素能降低共析点的含碳量，所以，在 相同含碳量情况下，合金钢的珠光体含量比碳素钢要多。 冷却速度越快，产生的伪共析组织越多，珠光体量也会增 多。 6.1.5 魏氏组织及其性能
第六章 珠光体转变和钢的退火与正火
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6.1.3 粒状珠光体的组织与性能 （1） 粒状珠光体：当渗碳体是以颗粒状分布于铁素
体基体中时称为 (图6-7)。 （2）一般球化退火得到粒状珠光体。 （3）渗碳体颗粒的大小、形态及分布与热处理工艺
有关，其数量取决于钢中的含碳量。 （4）粒状珠光体的力学性能主要取决于渗碳体颗粒
这种铁素体-珠光体组织的性能既取决于铁素体及珠
光体的相对量，还取决于铁素体的晶粒大小和珠光体的片
间距以及铁素体的化学成分。这些因素与强度之间的关系
由下式给出。
1
1
s 15.4{ f3[2.3 3.8wMn 1.13d 2 ]
1
1
(1 f3 )[11.6 0.25S0 2 ] 4.1wSi 27.6 wN }
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珠光体形成主要受碳的扩散所控制。当珠光体刚刚出 现时，处于三相(、Fe3C、)共存状态，此时奥氏体中的 碳浓度是不均匀的。碳浓度分布情况可由Fe-Fe3C相图得 出，如图6-14a所示，即与铁素体相接的奥氏体的碳浓度 Cr-较高，与渗碳体接触处的奥氏体的碳浓度C-Fe3C较 低。因此在奥氏体中产生了碳浓度差，从而引起了碳的扩 散，其扩散示意图如图6-14b所示。碳在奥氏体中扩散的 结果，引起了铁素体界面的奥氏体碳浓度降低，渗碳体
屈氏体 8000×
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（4） 珠光体、索氏体和屈氏体的区别： 都属于珠光体类型的组织。它们的本质是相同的，都
是由相和渗碳体两相组成的片层相间的机械混合物。它 们之间的差别只是片间距的大小不同而已。
片状珠光体的力学性能主要决定于片间距。珠光体的 片间距对强度和塑性的影响如图6-4和图6-5所示。可以看 出，断裂强度与片间距的倒数成正比，与晶粒尺寸基本无 关；当片间距大于150nm时，钢的塑性基本不变，而当片 间距减小于150nm时，随片间距减小，钢的塑性显著增加。
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6.1.4 铁素体和片状珠光体混合组织及其性能 （1）亚共析钢在退火和正火工艺下的室温组织为F+P （2）随含碳量增加，铁素体量减少，珠光体量增多。 （3）随冷却速度的增加，先析出铁素体量减少，珠
光体量增多，珠光体的含碳量下降。
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例：对共析成分的钢丝进行铅浴处理来提高其强度。 该工艺是将钢丝加热到Ac3＋(80~100)℃完全奥氏体化后， 放入500~550℃的铅浴中进行等温冷却，以获得索氏体组 织，此时钢丝具有较高的强度和很高的塑性，在此基础上 进行多次冷拔，可获得具有极高强度和一定塑性的钢丝， 其强度可达3000MPa以上。