第四章珠光体转变
第四章 珠光体转变
P粒的HB、ζb﹤ P 片；
P粒的ψ、δ ﹥ P 片
1：片状珠光体
真 • 片状珠光体的强硬度高 实 800 于粒状珠光体； 应 600 力 • 粒状珠光体强硬度较低， 400 ζ
2 ：粒状珠光体
塑韧性较高， ┕较好的切削加工性、 冷变形性、淬火工艺性 能
200
(MN· m-2 )
亚共析钢、过共析钢的形成要考虑先析出相。 1 先共析相的形态及对性能的影响 形核：A 晶界上或晶内； 长大：沿 A 晶界或晶内。 具体与化学成分、过冷度、晶粒度有关。 →不同形态。 (1) 先共析相形态 先共析铁素体：块状、网状、魏氏组织； 先共析渗碳体：同上
另：共析转变中形成的片状 P 也可依此 机理转化为粒状珠光体。
实际中粒状珠光体的形成多同时具有以上两种机制。
即：
Ⅰ. 富碳区直接析出球状Fe3C →粒状珠光体； Ⅱ. 贫碳区先生成细片状珠光体 →保温或缓冷中球化→粒状 P
要点： 渗碳体的形态主要决定于奥氏体化的温度或 奥氏体均匀化的程度： 奥氏体均匀→片状；不均匀→粒状 渗碳体颗粒或片的大小主要取决于过冷奥氏 体转变温度：转变温度低，渗碳体颗粒细小。
珠光体的片层 间距与转变温度 有关，与过冷度 成反比。
8.02 S0 10 3 nm T (3 1珠光体片层间距 ) S
0
珠光体片层间距及影响因素
主要因素—过冷度（ △T↑， S0↓ ）
在片层间距为S0的珠光体单位体积内， F/Fe3C相界面积为2/ S0，设 P 的体积为V： △F = △FV+ △FS+△Fe（可忽略） △F = △FV+ V· γ· 2/ S0≦0 Sm= 2Vγ/△FV ，由于△T↑，△FV ↑， ——Sm∝ 1/△T 。
珠光体转变动力学
珠光体转变动力学（一）珠光体转变的形核率N 及线长大速度G1、形核率N 及长大速度G 与转变温度的关系过冷奥氏体转变为珠光体的动力学参数-N 和G 与转变温度之间都具有极大值和特征。
0.78%C 、0.63%Mn 钢珠光体的成核率和晶体长大速度与温度的关系如下图所示。
产生上述特征的原因，可以定性地说明如下：在其它条件相同的情况下，随着过冷度增大（转变温度降低），奥氏体与珠光体的自由能差增大。
但随着过冷度的增大，原子活动能力减小，因而，又有使成核率减小的倾向。
N 与转变温度的关系曲线具有极大值的变化趋向就是这种综合作用的结果。
由于珠光体转变是典型的扩散性相变，所以珠光体的形成过程与原子的扩散过程密切相关。
当转变温度降低时，由于原子扩散速度减慢，因而有使晶体长大速度减慢的倾向，但是，转变温度的降低，将使靠近珠光体的奥氏体中的C 浓度差增大，亦即C r-cem 与C r-a 差值增大，这就增大了C 的扩散速度，而有促进晶体长大速度的作用。
共析钢（0.78%C 、0.63%Mn ）的成核率（N ） 和晶体长大速度（G ）与转变温度的关系从热力学条件来分析，由于能量的原因，随着转变温度降低，有利于形成薄片状珠光体组织。
当浓度差相同时，层间距离越小，C原子动力距离越短，因而有增大珠光体长大速度的作用。
综合上述因素的影响，长大速度与转变温度的关系曲线也具有极大值的特征。
2、形核率N和长大速度G与转变时间的关系研究表明等温保持时间对珠光体的长大速度无明显的影响。
当转变温度一定时，珠光体转变的形核与等温温度有一定的关系，随着转变时间的延长形核逐渐增加，当达到一定程度后就急剧下降到零，即所谓的位置饱和。
（二）珠光体等温转变动力学图珠光体等温转变动力学图，一般都是用实验方法来测定的。
由于其形状具有字母“C”的形状，通常称为C曲线，或TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
1、C曲线的建立以共析碳钢C曲线的建立过程，说明建立C曲线的建立过程。
珠光体转变过程
二、珠光体的形成过程
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二、珠光体的形成过程
在一个珠光体领域形成的同时， c 、 在一个珠光体领域形成的同时 ， 有可能在 奥氏体晶界的其它领域， 奥氏体晶界的其它领域，或在已形成的珠光体领 域的边缘上形成新的、其它取向的渗碳体晶核， 域的边缘上形成新的、其它取向的渗碳体晶核， 并由此形成另一个不同取向的珠光体领域。直到 并由此形成另一个不同取向的珠光体领域。 各个珠光体领域相遇，奥氏体全部分解完了， 各个珠光体领域相遇，奥氏体全部分解完了，珠 光体转变即告结束。 光体转变即告结束。最后得到了片状的珠光体组 织。
讨论问题方便，一般以渗碳体为领先相。 讨论问题方便，一般以渗碳体为领先相。
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回主目珠光体形核位置 领先相大多在奥氏体晶界或相界面 （ 领先相大多 在奥氏体晶界或相界面（ 奥氏体与 在奥氏体晶界或相界面 先共析相界面） 上形核。 先共析相界面 ） 上形核 。 因为这些区域缺陷较多 能量较高， 原子容易扩散， ， 能量较高 ， 原子容易扩散 ， 容易满足形核所需 要的成分起伏、能量起伏和结构起伏的条件。 要的成分起伏、能量起伏和结构起伏的条件。
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一、珠光体的组织形态和机械性能 b. 珠光体形成时，铁素体与渗碳体界面能的增 珠光体形成时， 要由奥氏体与珠光体的自由能之差来提供。 加，要由奥氏体与珠光体的自由能之差来提供。 过冷度愈大则所能提供的自由能差愈大， 过冷度愈大则所能提供的自由能差愈大，即可提 供更多的能量以增加F与Fe3C形成时所增加的界 供更多的能量以增加 与 形成时所增加的界 面能，因此过冷度越大则形成的界面越多， 面能，因此过冷度越大则形成的界面越多，片间 距愈小。 距愈小。
珠光体转变珠光体的组织形态与晶体结构
珠光体转变珠光体的组织形态与晶体结构珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较高的温度范围内进行的转变，共析碳钢约在A1~500℃温度之间发生，又称高温转变。
珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程，因此珠光体转变必然发生碳的重新分布和铁的晶格改组。
由于相变在较高的温度下进行，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。
珠光体转变在热处理实践中极为重要，因为在钢的退火与正火时所发生的都是珠光体转变。
退火与正火可以作为最终热处理，即工件经退火或正火后直接交付使用，因此在退火与正火时必须控制珠光体转变产物的形态（如片层的厚度、渗碳体的形态等），以保证退火与正火后所得到的组织具有所需要的强度、塑性与韧性等。
退火与正火也可以作为预备热处理，即为最终热处理作好组织准备，这就要求退火或正火所得组织能满足最终热处理的需要。
另外，为使奥氏体能过冷到低温，使之转变为马氏体或贝氏体，必须要保证奥氏体在冷却过程中不发生珠光体转变。
为了解决上述一系列问题，就必须对珠光体转变过程、转变机理、转变动力学、影响因素以及珠光体转变产物的性能等进行深入的研究。
珠光体……Pearlite一、珠光体的组织形态与晶体结构（一）珠光体的组织形态珠光体是过冷奥氏体在A 1以下的共析转变产物，是铁素体和渗碳体组成的机械混合物。
通常根据渗碳体的形态不同，把珠光体分为片状珠光体、粒状（球状）珠光体和针状珠光体，其中片状和粒状珠光体是两种常见的珠光体组织。
1、片状珠光体渗碳体呈片状，是由一层铁素体和一层渗碳体层层紧密堆叠而成。
（1）珠光体团片层排列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。
在一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团。
（2）珠光体的片间距离S 0在片状珠光体中，一片铁素体和一片渗碳体的总厚度或相邻两片渗碳体或铁素体中心之间的距离，称为珠光体的片间距离，用S 0表示。
S 0与珠光体的形成温度有关，可用下面的经验公式表示：T CS ∆=0式中C=8.02×104（Å·K ），ΔT ……过冷度（K ） S 0的大小取决于珠光体形成温度的原因，可以用碳原子扩散与温度的关系、界面能与奥氏体与珠光体间的自由能之差来解释。
第四章 珠光体转变
第四章珠光体转变珠光体转变——当以缓慢速度冷却时，发生分解的过冷度很小，过冷奥氏体在高温下有足够的时间进行扩散分解，形成含碳量和晶体结构相差悬殊并和母相奥氏体截然不同的两个固态新相，即为珠光体组织。
奥氏体到珠光体的转变必然发生碳的重新排布及铁晶格的改组，因此其是一种扩散型相变。
这种冷却速度相当于炉冷或空冷的冷却方式，热处理生产上成为退火或正火。
§4.1 珠光体的组织形态及晶体学§4.2 珠光体转变机制§4.4 珠光体转变动力学§4.5 珠光体的力学性能§4.3 先共析转变和伪共析转变（略）§4.1 珠光体的组织形态及晶体学一、珠光体的组织形态珠光体（Pearlite）—铁素体和渗碳体组成的双相组织。
γ→P (F + Fe3C)面心立方体心立方复杂斜方0.77%C 0.0218%C 6.69%C根据在铁素体基体上分布的渗碳体形态，珠光体可分为两种：（1）片状珠光体（2）粒状珠光体（球状珠光体）其他特殊形态的珠光体图3-1 T8钢中的片状珠光体组织典型组织形态为：在铁素体基体上分布着片状渗碳体。
典型组织形态为：在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织。
图3-3 T8钢中的粒状珠光体组织（经球化退火处理）由相间的铁素体和渗碳体片组成，呈层片状。
珠光体团——片状珠光体中片层方向大致相同的区域称为珠光体团。
珠光体的片间距S0——渗碳体与铁素体片厚之和。
（1）片状珠光体图3-2 片状珠光体的片层间距和珠光体团的示意图片间距S0是衡量片状珠光体组织粗细程度的一个主要指标。
S0取决于转变时的过冷度。
ΔT大，则转变温度低，S0小。
对于碳钢，Marder推导得出经验公式：S0=8.02×103/ ΔT进一步研究表明，仅当过冷度较小时S0与形成温度存在线性关系。
根据片层间距的大小，可将片状珠光体细分为以下三类：(1) 珠光体：在A1~650℃范围内形成，层片较粗，片层间距平均约0.15～0.45μm，在放大400倍以上的光学显微镜下便可分辨出层片；(2) 索氏体：在650~600℃范围内形成，层片比较细，片层间距平均为0.08~0.15μm，在大于1000倍的光学显微镜下可分辨出层片；(3) 屈氏体：在600~550℃范围内形成，层片很细，片层间距平均小于0.03～0.08μm，即使在高倍光学显微镜下也无法分辨出片层，只有在电子显微镜下才能分辨出层片。
珠光体相变
47-36
图3-11 先共析相及伪共析组织形成范围
47-37
§3.4.2 亚共析钢中的先共析铁素体形态
在奥氏体晶界上形成的晶核,一侧为共格,另 一侧为非共格. (1)形成温度较高时,非共格晶界易迁移,向奥 氏体晶粒一侧长成球冠状. ① 若原奥氏体含碳量较高,析出的铁素体量较 少,则铁素体易长成网状. ② 若原奥氏体含碳量较低,析出的铁素体量较 多,且单位体积排出的碳原子较少,非共格界 面更易迁移,铁素体长入奥氏体呈块状分布.
图3-7 片状渗碳体在 A1 温度以下球化过程示意图
④当奥氏体化不充分时,也会以未溶 颗粒状渗碳体作为形核核心,直接 形成球状珠光体.
47-25
§3.3 珠光体转变的动力学 §3.3.1 形核率
ΔG Q N = C exp( ) exp( ) RT RT * ΔT ↑ → ΔG ↓, Q ↑
*
(3 3)
47-19
Cγ-α Cγ-k
图3-4 珠光体形成时碳的扩散
47-20
③ 珠光体的横向生长: Fe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳 区,当碳浓度下降到Cα-k时,在Fe3C两侧 通过点阵重构,形成两小片铁素体.同 样,铁素体的横向生长也将产生富碳区, 这又促使渗碳体片的形核生长.如此协调 地交替形核生长,从而形成铁素体,渗碳 体片相间的层片组织.
(a)
(b)
图3-6 (a) 片状珠光体
(b) 球状珠光体
47-10
§3.1.3 珠光体的片层间距 S0
珠光体的片层 间距与转变温度 有关,与过冷度 成反比.
珠光体转变性质和原理
中温 低温
Mf
图2-2 共析碳钢 IT图
高温转变
n Ar1~550 ℃，Fe、C原子均可扩散。
原奥氏体晶界
n 共析分解成珠光体 ---- 铁素体与
渗碳体两相层片状机械混合物。
n 珠光体团(或领域) ---- 片层方向
大致相同的珠光体，在一个奥氏 体晶粒内可以形成3～5个珠光体 团。
n 相同碳含量的球状珠光体强度和硬度低于片状珠光 体，但塑性、断裂强度和疲劳抗力高于片状珠光体， 韧脆转化温度也较低。
碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响
碳含量/wt%
图2-10 碳含量对亚共析钢性能的影响
试验温度/℃
图2-11 碳含量对钢的韧性的影响
同一碳含量的钢处理成不同组织时，马氏体的强度和硬度 最高、塑形和韧性最低，珠光体则相反，贝氏体介于中间。
珠光体的横向生长
nFe3C的横向生长使周围奥氏体产生贫碳区，当碳浓度 下降到Cα-k时，在Fe3C两侧通过点阵重构，形成两小片 铁素体。同样，铁素体的横向生长也将产生富碳区，这 又促使渗碳体片的形核生长。如此协调地交替形核生长， 从而形成铁素体、渗碳体片相间的层片组织。
n铁素体片由于其两侧渗碳体片的形成而停止横向增厚， 渗碳体片的横向生长亦然，故珠光体的横向生长很快就 停止。
n 原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶
粒越细小，珠光体团直径也越细小。
珠光体的力学性能
n 片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层 内， 渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等 于片层间距S0 。 n 片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch 关系：σs = σ0 + kS0-1 。 n 球状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直 径 df ），也符合Hall-Petch 关系：σs = σ0 + kdf-1/2 。
珠光体转变
与同成分片状P相比：强度硬度稍低，塑韧性较高
固态相变 , SMSE,CUMT
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学习指南
原理篇——4珠光体转变
4.3 珠光体转变机理
一.片状珠光体的转变机理 形核＋长大 因为是两相混合物，因此存在领先相的问题。 1、领先相 与化学成分有关 亚共析钢：F 过共析钢：Fe3C 共析钢：两者均可，一般认为是Fe3C
第四章
珠光体转变
4.1、钢的冷却转变概述
4.2、珠光体的组织和性能
4.3、珠光体转变机理 4.4、珠光体转变动力学 4.5、珠光体转变影响因素 4.6、钢中碳化物的相间析出
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原理篇——4珠光体转变
4.1、钢的冷却转变概述
钢 在 热 处 理 时 的 冷 却 方 式
F
Fe3C
固态相变 , SMSE,CUMT
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学习指南
原理篇——4珠光体转变
珠光体
索氏体
屈氏体
光镜下形貌
光镜形貌
光镜形貌
电镜下形貌
电镜形貌
电镜形貌
珠光体的存在：钢的退火或正火组织中
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原理篇——4珠光体转变
原理篇——4珠光体转变
相间沉淀物与F的聚合体
0.5C-0.75V钢的显微组织 a）680℃等温10m b）725℃等温5min
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原理篇——4珠光体转变
4.2 珠光体的组织和性能
珠光体转变 掌握珠光体的组织形态与晶体结构
1、过冷A分解形成粒状P
特定条件：
1）奥氏体化温度较低，保温时间较短，加热转变未
充分进行； 2）转变为P的等温温度要高，等温时间足够长，或 者冷却速度极慢。
2、片状P粒状P（胶态平衡理论）
尖角处（曲率半径小）—高碳浓度 平面处（曲率半径大）—低碳浓度
C原子扩散
尖角处：Fe3C溶解
破坏平衡 平面处：Fe3C析出
一、一般概述
A(面心立方）F（体心立方）＋Fe3C (复杂斜方）
0.77％ 0.0218％ 6.69％
特点：
1.热力学条件：需要一定的的过冷度G<0 2.形核与长大：形核地点—A晶界或A孪晶界
3.原子的扩散：Fe远程自扩散与C远程异扩散
原子扩散＋点阵重构
二、珠光体转变的领先相
1、Fe3C为领先相
TS0
珠光体 索氏体
为什么？
600~550 ℃ 30~80nm
屈氏体
三种珠光体组织
2.粒（球）状珠光体：
F的基体上分布着Fe3C颗粒 二、珠光体的晶体学 ①P晶核在纯A晶界上产生时： ②P晶核在A晶界上有先共析
Fe3C时。
三、珠光体的机械性能 45钢球化退火组织 T12球化退火组织
1.片状P：① S0 （T）②P团直径 S0 、P团直径强度、硬度、塑性 S0 F 、Fe3C变薄 相界面 抗塑变能力
实验依据： 1）P中Fe3C与先共析Fe3C的位向相同，P中的F与先共析F
的位向不同；
2）P中的Fe3C与先共析Fe3C在结构上是连续的；而P中的
F与先共析F在结构是不连续的；
3）游离Fe3C有促进P相变的作用，则它肯定作为晶核存 在，而游离F没有促进P相变的作用，则F肯定不是晶核核心。
第四章 珠光体转变
（2）在A1以上的奥氏体形成过程中，未转变的片状渗碳体 也会按照上述机制溶断、球化。
32
3、高温回火
对马氏体或贝氏体进行高温回火，析出的细小弥散的碳
化物不断聚集粗化，最后可以得到球状珠光体组织。
原始片状珠光体组织细小，可以加快碳化物的球化过程。
33
4、形变球化
若在稍高于临界点Ar3 施加大应变量形变，形变后等温
图3-7 片状珠光体的形成过程示意图
19
• 均匀奥氏体冷却至Al以下时，首先在奥氏体晶界上产生一 小片渗碳体晶核，核刚形成时呈片状。
• 这种片状珠光体晶核，按非共格扩散的方式不仅向纵向方
向长大，而且也向横的方向长大。 • 珠光体形成时，纵向长大是依靠渗碳体片和铁素体片的协 同长大进行，连续向奥氏体中延伸，而横向长大是渗碳体 片和铁素体片交互形成。
43
三、钢中的魏氏组织
魏氏组织：工业上将具有先共析片(针)状铁索体或针 (片)状渗碳体加珠光体的组织，都称为魏氏组织。前 者称为α-Fe魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。 α-Fe魏氏组织中的先共析铁素体是在原奥氏体晶粒 内部呈片（针）状分布的。
1、魏氏组织的形态和分布
先共析渗碳体在奥氏体晶粒内部呈针状析出。
P
Fe3C Fe3C α Fe3C
a
b
c
图3-10 过共析钢中的几种反常组织
25
（3）台阶机制长大
共析铁素体和渗碳体两相与母相的相界面是由连续的 长大台阶所整合的。界面迁移依赖台阶的横向运动。
图3-11 珠光体转变时各相界面位置示意图
26
图3-12 珠光体长大台阶形成F/C阶梯
27
珠光体转变
干大致平行的铁素体与渗碳体片组成一个珠光体领域，或称珠光体团，在一个奥氏体晶粒内，可以形成几个珠光体团。
珠光体中渗碳体θ与铁素体α片厚之和称为珠光体的片问距，用S 0表示。
片间距是用来衡量片状珠光体组织粗细程度的一个主要指标片状珠光体一般在两个奥氏体γ1与γ2的晶界上形核，然后向与其没有特定取向关系的奥氏体γ2晶粒内长大形成珠光体团。
珠光体团中的铁素体及渗碳体与被长入的奥氏体晶粒之间不存在位向关系，形成可动的非共格界面；但与另一侧的不易长人的奥氏体γ1晶粒之间则形成不易移动的共格界面，并保持一定的位向关系。
片状珠光体形成机制：相转变：γ → α + Fe 3C成分变化： 0.77% 0.021% 6.67%片状珠光体的转变机理：形核＋长大因为是两相混合物，因此有一个领先相的问题1、领先相：与化学成分有关亚共析钢：α过共析钢：Fe 3C共析钢：两者均可。
过冷度小时，渗碳体为领先相；过冷度大时，铁素体为领先相。
如果共析钢的领先相是渗碳体，珠光体形成时渗碳体的晶核通常优先在奥氏体晶界上形成 --成分起伏、结构起伏和能量起伏 与铁素体接壤的奥氏体的含碳量为，高于与渗碳体接壤的奥氏体的含碳量，原因片状珠光体形成过程中，渗碳体晶核形成后长大时，将从周围吸取碳原子渗碳体与铁素体均随着碳原子的扩散同时往奥氏体晶粒纵深长大，从而形成片状珠光体。
渗碳体主干分枝长大的原因之一，很可能是前沿奥氏体中塞积位错引起的。
在某些情况下，在过共析钢中片状珠光体形成时，渗碳体和铁素体不一定交替配合长大。
粒状珠光体的形成机制：形成粒状珠光体的条件：保证渗碳体的核能在奥氏体晶内形成。
达到形成粒状珠光体的转变条件，需要特定的奥氏体化工艺条件和特定的冷却工艺条件。
普通球化退火工艺条件：所谓特定的奥氏体化工艺条件是：奥氏体化温度很低(一般仅比Ac1高10～20℃)，保温时间较短。
等温球化退火工艺条件：所谓特定的冷却工艺条件是：冷却速度极慢(一般小于20℃／h)，或者过冷奥氏体等温温度足够高(一般仅比Ac1低20～30℃)，等温时间要足够长。
热处理原理之珠光体转变
ppt2023-10-29•珠光体转变概述•珠光体转变的物理机制•珠光体转变的热力学条件目录•珠光体转变的工艺参数设计•珠光体转变的应用实例•珠光体转变的研究进展与展望01珠光体转变概述珠光体转变是指钢在奥氏体化后，温度冷却到Ar1以下时，在铁素体和渗碳体两相混合物中，进行等温转变或连续冷却转变得到珠光体组织的过程。
珠光体是铁素体和渗碳体两相混合物，通常以片状、球状、针状或板状形式存在。
珠光体转变的定义等温转变将奥氏体化的钢快冷至Ar1以下某一温度，并保持一段时间，使奥氏体转变为珠光体。
连续冷却转变将奥氏体化的钢以一定的冷却速度冷却至Ar1以下某一温度，并不断进行转变，直至形成珠光体。
珠光体转变的类型珠光体转变温度范围通常很窄，一般在50-100℃之间。
转变温度范围窄珠光体转变速度相对较慢，需要一定的时间才能完成转变。
转变速度较慢珠光体转变产物为铁素体和渗碳体的两相混合物，具有中间相的特点。
转变产物具有中间相珠光体转变对材料性能影响显著，如强度、硬度、韧性等。
对材料性能影响显著珠光体转变的特点02珠光体转变的物理机制在一定温度和时间下，碳原子扩散到铁原子晶格中，形成奥氏体。
奥氏体分解随着温度的降低，奥氏体中碳原子的扩散能力下降，导致奥氏体分解为铁素体和渗碳体。
在奥氏体分解过程中，部分碳原子析出并聚集在铁素体周围，形成渗碳体。
渗碳体分解在高温下，渗碳体发生分解，其中的碳原子扩散到铁素体中，使铁素体中的碳含量增加。
渗碳体形成VS铁素体形成在奥氏体分解过程中，未被碳原子占据的晶格位置形成铁素体。
铁素体分解在高温下，铁素体中的碳原子扩散到渗碳体中，使渗碳体中的碳含量增加，同时铁素体发生分解。
03珠光体转变的热力学条件降低形成珠光体所需的孕育期温度对转变动力学的影响转变开始和结束的温度提高温度升高，促进珠光体转变缩短转变所需时间温度升高，转变动力学曲线向右移动010*********•碳含量的影响•随着碳含量增加，珠光体转变的孕育期缩短，转变速度增加•当碳含量达到一定值时，转变速度达到最大值，之后逐渐降低•其他合金元素的影响•合金元素对珠光体转变的影响主要表现在对奥氏体•一些元素可以促进奥氏体分解，如硅、锰等•一些元素可以抑制奥氏体分解，如铬、镍等应力的影响应力的作用应力可以促进珠光体转变，提高转变速度应力的作用机制应力可以引起局部的温度变化，从而影响珠光体转变；应力还可以引起金属内部晶格畸变，从而影响原子扩散过程，促进珠光体转变04珠光体转变的工艺参数设计加热速度慢，材料的变形和应力较小，但需要较长时间才能达到转变温度。
珠光体转变课件
§2-3 珠光体转变机理
珠光体转变是以扩散为基础并受 扩散所控制，属形核长大型。
珠光体形成的热力学
在A1（T1）温度，γ、α、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共 切线。
在A1温度以下温度T2 ，γ、α、 Fe3C 三相间可作三条共切线，共 析成分的奥氏体的自由能在三条 共切线之上。
钢中的碳化物形成元素起先固溶于渗碳体中形成合金渗 碳体，当其含量增加到一定值时，从奥氏体中便可直接 析出碳化物。以Cr为例，含0.2%C,5%Cr的钢在 700~750℃转变时，珠光体中的碳化物是Cr7C3;铬含量 11%~12%时，珠光体中的碳化物是Cr23C6。
特殊碳化物珠光体和普通珠光体转变机理及组织形态均 相同，性能也相近。
奥氏体化加热温度和保温时间
奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大， 并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏 和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。
应力和塑性变形 拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提
高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。 塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。
原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶
粒越细小，珠光体团直径也越细小。
珠光体的力学性能
片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层 内， 渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等 于片层间距S0 。 片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch 关系：σs = σ0 + kS0-1 。 球状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直 径 df ），也符合Hall-Petch 关系：σs = σ0 + kdf-1/2 。
珠光体的转变过程
注：两个过程同时进行
形成条件
A1线以下和550℃以上 的部分，过冷奥氏体生 成珠光体。
片状珠光体的形成过程
1. 奥氏体晶界上形成新相晶核 （一般认为先形成了渗碳体 的晶核） 渗碳体长大造成奥氏体贫碳， 在两侧形成铁素体
2.
3.Байду номын сангаас
铁素体长大并促成另一片渗 碳体
循环上述三步即可。
珠光体的转变过程
Master: Morning Chen
• 珠光体的转变——高温转变（A1~550℃）
A→P(F+Fe C)
3
1.铁、碳原子的扩散 :由此形成高碳的渗碳体（Fe C）
3
和低碳的铁素体（F）。
2.晶格的重构 ：A（面心立方晶格） →F（体心立方晶格）+ Fe3C(书上说它结
构很复杂）
珠光体转变动力学
珠光体转变动力学（一）珠光体转变的形核率N 及线长大速度G1、形核率N 及长大速度G 与转变温度的关系过冷奥氏体转变为珠光体的动力学参数-N 和G 与转变温度之间都具有极大值和特征。
0.78%C 、0.63%Mn 钢珠光体的成核率和晶体长大速度与温度的关系如下图所示。
产生上述特征的原因，可以定性地说明如下：在其它条件相同的情况下，随着过冷度增大（转变温度降低），奥氏体与珠光体的自由能差增大。
但随着过冷度的增大，原子活动能力减小，因而，又有使成核率减小的倾向。
N 与转变温度的关系曲线具有极大值的变化趋向就是这种综合作用的结果。
由于珠光体转变是典型的扩散性相变，所以珠光体的形成过程与原子的扩散过程密切相关。
当转变温度降低时，由于原子扩散速度减慢，因而有使晶体长大速度减慢的倾向，但是，转变温度的降低，将使靠近珠光体的奥氏体中的C 浓度差增大，亦即C r-cem 与C r-a 差值增大，这就增大了C 的扩散速度，而有促进晶体长大速度的作用。
共析钢（0.78%C 、0.63%Mn ）的成核率（N ） 和晶体长大速度（G ）与转变温度的关系从热力学条件来分析，由于能量的原因，随着转变温度降低，有利于形成薄片状珠光体组织。
当浓度差相同时，层间距离越小，C原子动力距离越短，因而有增大珠光体长大速度的作用。
综合上述因素的影响，长大速度与转变温度的关系曲线也具有极大值的特征。
2、形核率N和长大速度G与转变时间的关系研究表明等温保持时间对珠光体的长大速度无明显的影响。
当转变温度一定时，珠光体转变的形核与等温温度有一定的关系，随着转变时间的延长形核逐渐增加，当达到一定程度后就急剧下降到零，即所谓的位置饱和。
（二）珠光体等温转变动力学图珠光体等温转变动力学图，一般都是用实验方法来测定的。
由于其形状具有字母“C”的形状，通常称为C曲线，或TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
1、C曲线的建立以共析碳钢C曲线的建立过程，说明建立C曲线的建立过程。
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2、F为领先相（亚共析钢）
实验依据：
1）当c时，过冷A的稳定性提高不易形核，相对而
言，F先形核（结构相近）； 2）曾发现先共析Fe3C与P中的Fe3C在组织结构上不连续
的实例，但不普遍，对第一观点的连续问题产生怀疑。
3、小结
两者都可以作为P转变的领先相，通常： 亚共析钢—F领先形核 过共析钢—Fe3C领先形核 共析钢——两者皆可
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2、P交替形核长大机制
Fe3C薄片（形核）纵向长大
横向长大两侧c F片形成纵向长大 横向长大侧面c新Fe3C薄片
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F和Fe3C相间的片层
纵向长大机理(C原子的扩散):
C/--与F相接处A的碳含量 C /Fe3C--与Fe3C相接处A的碳含量
C/>C /Fe3CC原子扩散 C/ C /Fe3C 平衡被破 坏为了恢复平衡析出F(C/ ) 析出Fe3C(/Fe3C )
§4-1 珠光体的组织特征
一、珠光体的组织形态
1.片（层）状珠光体：一层F+一层Fe3C
珠光体团、珠光体领域
片层间距=一片F和一片Fe3C厚度之和 S0=(8.02/ T) ×103nm TS0 A1~650℃ 150~450nm 珠光体
为什么？
650~600℃ 80~150nm 索氏体
600~550 ℃ 30~80nm 2020/6/10
C原子扩散
破坏平衡
尖角处：Fe3C溶解 平面处：Fe3C析出
曲率半径相近的粒状Fe3C
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粒状P的形成：
微观缺陷（亚晶界）处：C原子扩散片状Fe3C破裂 尖角溶解
破裂的Fe3C 小片
粒状碳化物
平面析出
碳化物破裂＋碳的扩散＋碳化物析出
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45钢球化退火组织
屈氏体
三种珠光体组织
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2.粒（球）状珠光体：
F的基体上分布着Fe3C颗粒 二、珠光体的晶体学
①P晶核在纯A晶界上产生时：
②P晶核在A晶界上有先共析
Fe3C时。 三、珠光体的机械性能
45钢球化退火组织
1.片状P：① S0 （T）②P团直径 S0 、P团直径强度、硬度、塑性 S0 F 、Fe3C变薄 相界面 抗塑变能力
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一、一般概述
A(面心立方）F（体心立方）＋Fe3C (复杂斜方）
0.77％
0.0218％
6.69％
特点： 1.热力学条件：需要一定的的过冷度G<0 2.形核与长大：形核地点—A晶界或A孪晶界 3.原子的扩散：Fe远程自扩散与C远程异扩散
原子扩散＋点阵重构
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二、珠光体转变的领先相
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F和Fe3C向A晶粒内部纵向长大
3、P的分枝形成机制
P只是以纵向长大的方式进行，至于横向的展宽，并不是通 过横向重复形核，而是以分岔的方式进行。
Fe3C晶核纵向长大不断分枝 F在枝间形成
片层相间的P
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T8钢退火组织
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T12钢退火组织
四、粒状P的形成
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T12球化退火组织
§4-3 亚（过）共析钢的珠光体转变
四个区域：GSE----奥氏体单相区； G´SE´----伪共析转变区；GSE´----先共析F区； ESG´----先共析Fe3C区 一、伪共析转变
ESE´--- Fe3C在A中的溶解度曲线 GSG´---F在A中的溶解度曲线 亚（过）共析钢自A区快冷，先共析F（ Fe3C）来 不及析出，同时析出F和 Fe3C 伪共析组织—由成分偏离共析成分的过冷A分解形 成貌似共析体的组织。
1、Fe3C为领先相
实验依据： 1）P中Fe3C与先共析Fe3C的位向相同，P中的F与先共析F
的位向不同； 2）P中的Fe3C与先共析Fe3C在结构上是连续的；而P中的
F与先共析F在结构是不连续的； 3）游离Fe3C有促进P相变的作用，则它肯定作为晶核存
在，而游离F没有促进P出温度↓→先共析F↓ 2.先共析F的形态
1）等轴块状、网状、片状
随过冷A转变温度，形成的共析组织的含碳范围 特点：①组织特征与P转变完全相同；②F和Fe3C的量与P（平衡）不同，A 的碳含量越高， Fe3C量越多。
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二、亚共析钢中先共析F的析出
1.相变机构：合金Ⅰ
冷却到T1：A中产生F晶核----CA/FCA----C原子扩散----先共析F长大--CA ----进入伪共析转变区 先共析F+伪共析P
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三、片状P的形成
1、过程描述 P优先在过冷奥氏体的晶界上（孪晶界和未熔碳化物的边界上
也可以）形核——能量起伏、结构起伏、成分起伏 晶核的形状为片状——片状的E（弹性应变能）小 G
小；片状则C原子的来源广，且扩散的路程短。 晶核的形成和长大交替进行： 纵向长大—沿着片的长轴方向长大 横向长大—在纵向长大的同时，还进行横向形核，纵向长大
“派敦（登）处理”
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T12球化退火组织
2.粒状P： Fe3C颗粒的大小及分布 颗粒越小相界面硬度、强度 3.比较：①成分一定 HB、s 球P<片P 塑性 球P片P （F连续分布） ②强度相同：疲劳极限 球P片P ③球P在淬火时的变形开裂倾向小；
§4-2 珠光体转变机制
一、一般概述 二、珠光体的领先相 三、片状珠光体的形成 四、粒状珠光体的形成
1.过冷A直接分解形成粒状P 2.由片状P球化而成 3.淬火组织回火
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1、过冷A分解形成粒状P
特定条件： 1）奥氏体化温度较低，保温时间较短，加热转变未
充分进行； 2）转变为P的等温温度要高，等温时间足够长，或
者冷却速度极慢。
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2、片状P粒状P（胶态平衡理论）
尖角处（曲率半径小）—高碳浓度 平面处（曲率半径大）—低碳浓度
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重点： 1.掌握珠光体的组织形态与晶体结构； 2.掌握珠光体的形成机理； 3.掌握珠光体的力学性能； 4.掌握先共析转变； 难点： 1.珠光体（片状和粒状）的形成机理； 2.先共析产物的形成机理。
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T、转变温度降低驱动力、Fe、C原子活动能力
高温转变 Fe、C充分扩散 P 中温转变 C能扩散、 Fe不能 B 低温转变 Fe、C均不能扩散 M