(第4章)珠光体及其转变
9.2.2 珠光体的转变机制
(d)
(e)
17
横向长大
α Fe3C Fe3C
纵向长大
横向长大
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
片状珠光体的形成过程示意图
18
珠光体核形貌演化
随珠光体形成温度降低，渗碳体和铁素体片逐渐减 薄缩短，同时两侧连续形成速度及其纵向长大速度 都发生改变，珠光体群的轮廓也逐渐由块状变为扇 形，继而为轮廓不光滑的团絮状，即由片状珠光体 逐渐变为索氏体或屈氏体。 19
大方式而球状化。
39
对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形， 将增大珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度 和亚晶界数量，有促进渗碳体球状化的作用。
40
（2）片状珠光体的低温退火
如果原始组织为片状珠光体，将其加热到A1 稍
下的较高温度长时间保温，片状珠光体能够自
发地变为颗粒状的珠光体。
这是由于片状珠光体具有较高的表面能，转变
为粒状珠光体后系统的能量（表面能）降低，
是个自发的过程。
41
从亚晶界处溶断
42
渗碳体片溶断，球化过程示意图
43
粒状珠光体组织
44
（3）高温回火获得
粒状珠光体也可以通过马氏体或贝氏体的高温回
火来获得。马氏体和贝氏体在中温区回火得到回 火屈氏体组织，而高温区回火获得回火索氏体组 织。 进一步提高回火温度到A1稍下保温，细小弥散的 碳化物不断聚集粗化，可以得到较大颗粒状的碳 化物。铁素体晶粒不断变成较大的等轴晶粒，最 后成为球状珠光体组织。
Fe
3
C
(a)
13
（2）在渗碳体片两侧形成铁素体片：渗碳体横向长 大时，吸收两侧奥氏体中的C而使其碳浓度降低， 当奥氏体的碳含量降低到足以形成铁素体时，就 在渗碳体片两侧形成铁素体片。铁素体横向长大 时，向侧面奥氏体中排出多余的C而使其碳浓度 增高，从而促进在铁素体侧面形成新的渗碳体片。
第四章珠光体转变
§4-5 合金钢中其它类型的奥氏体高温分解转变
一、特殊碳化物珠光体 碳化物形成元素固溶于Fe3C中形成合金渗碳体，当Me----析出碳化物 与普通P转变机理、组织形态、性能相近 二、纤维状碳化物与F的聚合体
形态：球团、平行边界、枞树叶
纤维直径：20~50nm 层间距小 机械性能良好 c=0.2%时全共析组织 三、相间沉淀组织 形态：F中有极细小的合金碳化物的层状弥散析出
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 ωc↑、冷速↑、析出温度↓→先共析F↓ 2.先共析F的形态 1）等轴块状、网状、片状 2）形核：A晶界上--晶核与一侧A晶粒为（半）共格界面，另一侧非共格 3）长大机制： A中c高网状先共析F+伪共析P ①转变温度较高，以非共格迁移为主 A中c低块状先共析F+伪共析P ②转变温度较低，以共格界面迁移为主：片状F---魏氏组织铁素体
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
原子活动能力形核率
长大速度： T 扩散速度G S0C浓度梯度G
存在极大值 存在极大值
2.形核率、长大速度与转变时间的关系
简化模型 假设：①均匀形核；②N和G不随时间改变；③各P 团的G相同 对于选定的N和G值，X和t的关系曲线呈S形 实际：①N随时间而变；②G在不同的P团中不同，随时间而变 ③非均匀形核；④P团不是真正的球形 形核位置不等效：顶角棱边晶面
比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同
试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同一．组织形态：1.珠光体：珠光体的组织形态特征：珠光体的典型组织特征是由一层铁素体和一层渗碳体交替平行堆叠而形成的双相组织; 根据片层间距的不同,可将珠光体分为三种：珠光体：S0=450-150nm,形成温度为A1－650℃,普通光学显微镜可以分辨;索氏体：S0=150-80nm,形成温度为650－600℃,高倍光学显微镜可以分辨;屈氏体：S0=80-30nm,形成温度为600－550℃,电子显微镜可以分辨;铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为粒状珠光体;这种组织一般是通过球化退火或淬火后高温回火得到的;在珠光体转变过程中,所形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一定的晶体学位向关系;珠光体中,铁素体与渗碳体之间存在一定的晶体学位向关系;2.马氏体：马氏体的组织形态：错误!.板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织,其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有几个3－5个马氏体板条束,板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块,块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条,板条间是小角晶界;马氏体板条内存在大量的位错,所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结;板条状马氏体也称为位错型马氏体;错误!.片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织,其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片;马氏体片的空间形态为双凸透镜状,横截面为针状或竹叶状;在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒,将奥氏体晶粒分割,以后陆续形成的马氏体片越来越小,所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸;片状马氏体的形成温度较低,在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体;片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶;当碳含量较高时,在马氏体片中可以看到中脊,中脊面是密度很高的微孪晶区;马氏体片形成时的相互撞击,马氏体片中存在大量的纤维裂纹;3.贝氏体：贝氏体的组织形态：错误!.上贝氏体上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度范围,中、高碳钢大约在350-550℃形成;为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物;多在奥氏体晶界形核,自晶界的一侧或两侧向晶内长大,具有羽毛状特征;上贝氏体中铁素体的亚结构是位错,其密度比板条马氏体低2－3个数量级,随形成温度降低,位错密度增大;随碳含量增加,上贝氏体中铁素体条增多、变薄,渗碳体数量增多、变细;随转变温度降低,上贝氏体中铁素体条变薄,渗碳体细化;上贝氏体中铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体;错误!.下贝氏体下贝氏体形成于贝氏体转变区较低温度范围,中、高碳钢大约在350℃-Ms之间温度形成;下贝氏体是由过饱和片状铁素体和其内部沉淀的渗碳体组成的机械混合物;铁素体片空间呈双凸透镜状,截面为针状或竹叶状,片间呈一定角度,可在奥氏体晶界形核,也可在奥氏体晶内形核;下贝氏体的铁素体中碳化物细小、弥散、呈粒状或条状,沿着与铁素体长轴成一定角度平行排列;错误!.粒状贝氏体粒状贝氏体是低碳或中碳合金钢在上贝氏体转变区上限温度范围内形成的一种贝氏体组织;粒状贝氏体组织特征是：在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立小岛,小岛形态呈粒状或长条状;这些小岛在贝氏体刚刚形成时是富碳奥氏体,冷却时可分解为珠光体、马氏体或保留为富碳奥氏体;粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错;错误!.无碳化物贝氏体无碳化物贝氏体一般产生于低碳钢或硅、铝含量较高的钢中;无碳化物贝氏体是由大致平行的条状铁素体和条间富碳奥氏体或其转变产物组成的;形成时也会出现表面浮凸,铁素体中亚结构时位错;错误!.柱状贝氏体柱状贝氏体一般产生于高碳钢中,形成温度为下贝氏体形成温度;柱状贝氏体中铁素体呈放射状,碳化物分布在铁素体内部;错误!.反常贝氏体反常贝氏体也称反向贝氏体或倒易贝氏体,产生在共析钢中,形成温度略高于350℃; 二．转变特点：1.珠光体：错误!.片状珠光体形成过程当共析钢由奥氏体转变为珠光体时,是由均匀的奥氏体转变为碳含量很高的渗碳体和含碳量很低的铁素体的机械混合物;因此,珠光体的形成过程,包含着两个同时进行的过程：一个是通过碳的扩散生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；另一个是晶体的点阵重构;由面心立方体的奥氏体转变为体心立方题点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体;错误!.粒状珠光体的形成过程粒状珠光体是通过渗碳体球化获得的;在略高于的温度下保温将使溶解的渗碳体球化,这是因为第二项颗粒的溶解度与其曲率半径有关,与渗碳体尖角处相接触的奥氏体中的碳含量较高,而与渗碳体平面处相接触的奥氏体的含碳量较低,因此奥氏体中的C原子将从渗碳体的尖角处向平面处扩散;扩散的结果,破坏了相平衡;为了恢复平衡,尖角处将溶解而使曲率半径增大,平面处将长大而使曲率半径减小,一直逐渐成为颗粒状;从而得到在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体组织;然后自加热温度缓冷至以下时,奥氏体转变为珠光体;转变时,领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界上成核,而且也可以从已存在的颗粒状渗碳体上长出,最后得到渗碳体呈颗粒状分布的粒状珠光体;这种处理称为“球化退火”;2.马氏体：马氏体相变的主要特点：错误!.切变共格和表面浮凸现象：奥氏体向马氏体晶体结构的转变是靠切变进行的,由于切变使相界面始终保持共格关系,因此称为切变共格;由于切变导致在抛光试样表面在马氏体相变之后产生凸起,即表面浮凸现象;错误!.马氏体转变的无扩散性：原子不发生扩散,但发生集体运动,原子间相对运动距离不超过一个原子间距,原子相邻关系不变;转变过程不发生成分变化,但却发生了晶体结构的变化;转变温度很低,但转变速度极快;错误!.具有一定的位向关系和惯习面：位向关系：K-S关系：{111}γ氏体转变是在一个温度范围内完成的：马氏体转变是奥氏体冷却的某一温度时才开始的,这一温度称为马氏体转变开始温度,简称Ms点;马氏体转变开始后,必须在不断降低温度的条件下才能使转变继续进行,如冷却中断,则转变立即停止;当冷却到某一温度时,马氏体转变基本完成,转变不再进行,这一温度称为马氏体转变结束温度,简称Mf点;从以上分析可以看出,马氏体转变需要在一个温度范围内连续冷却才能完成;如果Mf点低于室温,则冷却到室温时,将仍保留一定数量的未转变奥氏体,称之为残余奥氏体;错误!.马氏体转变的可逆性：在某些合金中,奥氏体冷却转变为马氏体后,重新加热时,已经形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构转变为奥氏体;这就是马氏体转变的可逆性;将马氏体直接向奥氏体转变的称为逆转变;逆转变开始温度为As点,终了温度为Af点;Fe-C合金很难发生马氏体逆转变,因为马氏体加热尚未达到As点时,马氏体就发生了分解,析出碳化物,因此得不到马氏体逆转变;3.贝氏体：贝氏体转变的基本特征：错误!.贝氏体转变需要一定的孕育期,可以等温形成,也可以连续冷却转变;错误!.贝氏体转变是形核长大过程；铁素体按共格切变方式长大,产生表面浮凸；碳原子可以扩散,铁素体长大速度受碳扩散控制,速度较慢;错误!.贝氏体转变有上限温度B s和下限温度B f;错误!.较高温度形成的贝氏体中碳化物分布在铁素体条之间,较低温度形成的贝氏体中碳化物主要分布在铁素体条内部；随形成温度下降,贝氏体中铁素体的碳含量升高;错误!.上贝氏体转变速度取决于碳在奥氏体中的扩散速度；下贝氏体转变速度取决于碳在铁素体中的扩散速度;错误!.上贝氏体中铁素体的惯习面是111γ；下贝氏体铁素体的惯习面是225γ；贝氏体中铁素体与奥氏体之间存在K-S位向关系;三．转变热力学：1.珠光体：珠光体转变的动力是体系自由能的下降,其大小取决于转变温度;过冷度越大,转变驱动力越大;珠光体转变温度较高,铁和原子扩散能力较强,都能扩散较大的距离,珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界形成,相变需要的自由能较小,所以,在较小的过冷度时就可以发生珠光体转变;2.马氏体：相变驱动力：过冷奥氏体转变为马氏体有两个必要条件：一是必须快冷,避免珠光体转变发生；二是必须深冷,到马氏体开始转变温度以下,马氏体转变才能发生;马氏体转变的驱动力是在转变温度下奥氏体与马氏体的自由能差,而转变阻力是界面能和界面弹性应变能;马氏体相变新相与母相完全共格,同时体积效应很大,因此界面弹性应变能很大;为了克服这一相变阻力,驱动力必须足够大;因此马氏体相变必须有很大的过冷度;3.贝氏体：贝氏体转变是一个有碳原子扩散的共格切变过程,兼具珠光体和马氏体转变特征;和其它相变一样,贝氏体转变的热力学条件也是驱动力和阻力分析;贝氏体转变的驱动力是体系的自由能差,阻力包括界面能和界面弹性应变能;贝氏体转变需要共格切变,因此弹性应变能阻力非常大,按照马氏体转变热力学分析,只有在Ms点以下相变驱动力才能克服阻力发生相变;一方面,在贝氏体相变时,碳在奥氏体中发生预先扩散,重新分布;由于碳的扩散,降低了形成贝氏体中铁素体的碳含量,使铁素体的自由能降低,增大了新旧两相的自由能差,提高了相变驱动力;另一方面,碳原子从奥氏体中析出,使奥氏体中出现贫碳区,降低了切变阻力,使切变可以在较高温度发生;贝氏体转变也有温度区间,上限温度为B s,下限温度为B f,两个温度都随碳含量的提高而降低;四．转变动力学：1.珠光体：错误!.珠光体转变有孕育期;随转变温度降低,孕育期减小,某一温度孕育期最短,温度再降低,孕育期又增加;随转变时间增加,转变速度提高,当转变量超过50%时,转变速度又逐渐降低,直至转变完成;错误!.温度一定时,转变速度随时间的延长有一极大值错误!.随转变温度的降低,珠光体转变的孕育期有一极小值,在此温度下转变最快错误!.珠光体转变中合金元素的影响很显著a．对A1点和共析碳浓度的影响除镍和锰以外的合金元素可以提高A1温度;当珠光体转变温度一定时,相当于提高了过冷度,降低了珠光体片层间距;所有合金元素都使钢的共析碳浓度降低;b．对珠光体转变动力学的影响奥氏体中的合金元素使珠光体转变的孕育期增大,转变速度降低;只有合金元素在奥氏体化过程中溶入奥氏体,才能起到提高过冷奥氏体稳定性的作用;C．对珠光体转变过程的影响合金元素在奥氏体中扩散速度很慢,降低珠光体的转变速度;合金元素降低了铁原子的结构转变速度,从而降低珠光体转变速度;合金元素降低碳在奥氏体中的扩散速度,从而降低珠光体转变速度;2.马氏体：马氏体转变主要有四种方式：降温转变,爆发式转变,等温转变,表面转变错误!.碳钢和低合金钢中的马氏体降温转变：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行,瞬间形核,瞬间长大;形核后以极大的速度长大到极限尺寸,相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新马氏体片的形成,而不是已有马氏体的长大;马氏体转变量是温度的函数,取决于冷却达到的温度,与在某一温度停留时间无关;马氏体转变导致体积膨胀,使剩余的奥氏体受到压应力,发生塑性变形,产生强化,继续转变为马氏体的阻力增大;因此在某一温度马氏体转变结束后,要继续转变,必须继续降温,提供更大的相变驱动力;这就是马氏体转变一般为降温转变的原因;错误!.Fe-Ni合金中的爆发式转变：M s点低于0℃的Fe-Ni合金冷却到0℃以下的某一温度M b时,马氏体相变突然发生,并伴有声响,放出相变潜热;随Ni含量增加,爆发转变温度下降,爆发转变量提高,后续降温转变速度下降；当Ni含量特别高时,爆发转变量急剧下降;错误!.等温转变：M s点低于0℃的Fe-Ni-Mn合金在低温下可以发生等温转变,转变动力学呈“C”曲线特征,形核需要孕育期,长大速度很快;形核率随过冷度的增大,先增后减;马氏体的等温转变一般不能进行到底,转变到一定量就停止了;随着等温转变的进行,马氏体转变引起的体积变化导致为相变的奥氏体变形,从而使切变阻力增大;因此,必须增加多冷读,增加相变驱动力,才能使相变继续进行;错误!. 表面转变：Ms点略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置时,试样表面会发生马氏体转变;这种在稍高于合金Ms点温度下试样表层发生的马氏体转变称为马氏体表面转变,得到的马氏体为表面马氏体;表面马氏体形成也是一种等温转变,但与等温形核、瞬间长大的等温转变不同,表面转变的形核也需要孕育期,但长大极慢,且习惯面不是{225}r而是{112}r,位向关系为山西关系,形态不是片状而呈条状;3.贝氏体：贝氏体转变主要是等温转变;错误!.贝氏体等温形成动力学具有扩散型相变的特征,其开始阶段形成速度较小,继而迅速增大,转变量达到某一范围时,形成速度趋近于定值,随后又逐渐减小错误!.贝氏体转变的完全程度与化学成分、奥氏体化温度和等温转变温度有关;提高奥氏体化温度和钢的合金化程度会使贝氏体转变不完全性增大,等温转变温度越高,贝氏体转变不完全性越明显;这种贝氏体转变的不完全性也成为贝氏体转变的自制;错误!.上贝氏体铁素体的长大速度,主要取决于其前沿奥氏体内碳原子的扩散度,而下贝氏体转变的速度则主要取决于铁素体内碳化物沉淀的速度;五．机械性能：1.珠光体：钢中珠光体的机械性能,主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态;共析碳素钢在获得单一片状珠光体的情况下,其机械性能与珠光体的片层间距、珠光体团的直径、珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸和原始奥氏体晶粒大小与着密切的关系;在比较均匀的奥氏体中,片状珠光体主要在晶界成核,因而表征单位体积内晶界面积的奥氏体晶粒大小,对珠光体团直径产生了明显影响;珠光体的片层间距主要是由相变时的能量的变化和碳的扩散决定的;因此与奥氏体晶粒大小关系不大;珠光体团的直径和片层间距越小,强度越高,塑性也越大;其主要原因是由于铁素体与渗碳体片薄时,相界面增多,在外力作用下,抗塑性变形的能力增大;珠光体团直径减小,标明单位体积内片层排列方向增多,使局部发生大量塑性变形引起应力集中的可能性减少,因而既提高了强度又提高了塑性;如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形成的,转化产物的片层间距大小不等,则引起抗塑性变形能力的不同,珠光体片层间距大的区域,抗塑性变形能力小,在外力作用下,往往首先在这些区域产生过量变形,出现应力集中而破裂,使钢的强度和塑性都降低;在退火状态下,对于相同碳含量的钢,粒状珠光体比片层状珠光体常具有较少的相界面,其硬度、强度较低,塑性较高;2.马氏体：钢中马氏体最主要的特性就是高强度、高硬度,其硬度随碳含量的增加而升高;但当碳含量达到%时,淬火钢的硬度接近最大值;碳含量进一步增加时,虽然马氏体硬度会有所提高,但残余奥氏体量增加,使钢的硬度反而下降;近年来对马氏体高强度的本质进行了大量的研究工作,认为引起马氏体高强度的原因是多方面的,其中主要包括相变强化、碳原子的固溶强化和时效强化等;马氏体的韧性主要决定于它的亚结构;因此位错型马氏体具有良好的韧性,而孪晶马氏体之所以韧性差,可能是与孪晶亚结构的存在及在回火时碳化物沿孪晶面析出呈不均匀分布有关;马氏体的相变塑形是随着应力的增长而不断增长的;同时马氏体相变所诱发的塑形还可显著提高钢的韧性;关于马氏体的相变诱发塑形,可从如下两方面加以解释：1、由于塑性变形而引起的局部区域应力集中,将由马氏体的形成而得到松弛,因而能够防止微裂纹的形成；2、在发生塑性变形的区域,有形变马氏体形成,形变强化指数增大,从而使已经发生塑性变形的区域继续发生变形困难,故而能抑制颈缩的形成;3.贝氏体：贝氏体的强度随转变温度的降低而升高;在低碳上贝氏体中,强度实际上完全由贝氏体铁素体的尺寸所控制;只有下贝氏体或高碳上贝氏体中,碳化物的弥散强化才有比较明显的贡献;在低碳钢中,上贝氏体的冲击韧性比下贝氏体的低,以及从上贝氏体过渡到下贝氏体时,脆性转折温度突然下降;工业上经贝氏体处理的钢件的机械性能,主要通过等温处理温度来控制;当等温温度低于400 时,主要形成下贝氏体,在这个温度范围内,随等温温度升高,上贝氏体量有所增加,因此强度、硬度稍有降低,而塑性、韧性很少增高甚至还有所降低;当温度高于400 时,由于主要形成上贝氏体,因此随温度升高,不仅硬度、强度降低,而且韧性、塑性也明显下降;但当等温温度高于450 时,由于过冷奥氏体转变为贝氏体的稳定性增大,在随后冷却时却有可能部分转变为马氏体或在等温室可能有珠光体形成;因而,随等温温度继续升高,硬度和强度也随之有所升高,但塑性和韧性将继续降低;贝氏体机械性能主要是受到α-Fe和渗碳体的影响;除此之外还受到如下的一些非贝氏体组织的影响：1、残余奥氏体的影响；2、马氏体回火马氏体的影响；3、珠光体转变产物的影响；4、针状铁素体及上贝氏体的影响;。
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1
珠光体转变1珠光体转变珠光体转变是过冷奥⽒体在临界温度A 1以下⽐较⾼的温度范围内进⾏的转变，共析碳钢约在A 1~500℃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在液态铁碳合⾦中，⾸先单独结晶的渗碳体（⼀次渗碳体）为块状，⾓不尖锐，共晶渗碳体呈⾻骼状。
过共析钢冷却时沿Acm 线析出的碳化物（⼆次渗碳体）呈⽹结状，共析渗碳体呈⽚状。
铁碳合⾦冷却到Ar 1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在⼆次渗碳体上或晶界处呈不连续薄⽚状。
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。
共析钢加热时,珠光体转变为奥氏体的过程_概述说明
共析钢加热时,珠光体转变为奥氏体的过程概述说明1. 引言1.1 概述共析钢是一种重要的金属材料，在工业领域应用广泛。
在制备和加热过程中，共析钢的组织会发生相变现象，其中最主要的转变是珠光体向奥氏体的转变。
这个转变过程对于共析钢的性能和性质具有重要影响，因此深入研究珠光体向奥氏体转变的机理和控制方法具有重要意义。
1.2 文章结构本文将从三个方面介绍共析钢加热时珠光体向奥氏体转变的过程。
首先，我们将概述共析钢珠光体和奥氏体之间的相变关系，并介绍组织特点和相变规律。
其次，我们将探讨影响珠光体向奥氏体转变的因素，包括加热温度、合金元素等。
最后，我们将详细介绍珠光体到奥氏体转变的动力学和热力学机制。
1.3 目的本文旨在系统地总结并分析共析钢加热时珠光体向奥氏体转变的过程，并提出相关实验方法与控制策略。
通过对已有研究的综合评价，我们将展望未来可能的研究方向，为共析钢相变行为的控制与应用提供参考。
接下来，将详细介绍第二部分内容，即“2. 共析钢的珠光体与奥氏体转变过程”。
2. 共析钢的珠光体与奥氏体转变过程2.1 共析钢的组织特点与相变规律共析钢是一种由珠光体和奥氏体组成的复合材料。
珠光体是一种具有层状结构的晶体，具有优异的韧性和强度；而奥氏体则是一种具有六角紧密堆积结构的晶体，具有较高的硬度和磁性。
在共析钢中，珠光体和奥氏体之间存在着相变现象，主要表现为加热时珠光体向奥氏体转变，降温时则呈反向转变。
这种相变过程对于共析钢的性能起着重要作用，并且在许多工业应用中都需要进行控制和调控。
2.2 加热过程中珠光体向奥氏体转变的影响因素加热过程中珠光体向奥氏体转变受到多个因素影响。
首先，温度是影响转变过程最重要的因素之一。
通常情况下，在高温条件下进行加热可以促使珠光体向奥氏体转变更快速。
其次，共析钢的化学成分也会对相变过程产生影响。
一些合金元素的加入可以降低转变温度和提高转变速率，从而改善共析钢的性能。
此外，晶体缺陷、应力状态以及加热速率等因素也会对珠光体到奥氏体的相变行为产生影响。
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。
原理第6.1讲 珠光体转变
第三章
珠光体转变
（b)亚（过）共析钢先共析相的析出 亚共析钢或过共析钢（如图5中合金Ⅰ或Ⅱ）奥氏体化后冷却到先共析铁素 体区或先共析渗碳体区时，将有先共析铁素体或先共析渗碳体析出。析出的先 共析相的量决定于奥氏体碳含量和析出温度或冷却速度。 碳含量愈高（或愈低），冷却速度愈大、析出温度愈低，则析出的先共析 铁素体（或先共析渗碳体）的量就愈少。
第三章
珠光体转变
片状渗碳体球状化的主要原因是： 成分不均匀，存在高碳区和低碳区，直接在高碳区形成渗碳体晶核。 对于未熔渗碳体，已非片状或网状。第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲 率半径有关。粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。
获得粒状珠光体的关键：控制奥氏体化温度，在A1点以下较高温度范围内 缓冷。
第三章
（c）珠光体转变动力学
珠光体转变
（d）影响珠光体转变动力学的因素
化学成分的影响
碳含量和合金元素的影响
加热温度和保温时间的影响 奥氏体晶粒度的影响 应力和塑性变体转变
对于亚共析钢，碳含量增加，先共析铁素体的孕育期增长，析出速度减慢； 珠光体转变的孕育期亦随之增长，转变速度减慢。
第三章
珠光体转变
在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细小，等温温度较高或冷却速度较慢时， Fe原子可以充分扩散，所形成的先共析铁素体一般呈等轴块状。
第三章
能沿奥氏体晶界呈网状析出。
珠光体转变
在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较粗大，冷却速度较快时，先共析铁素体可
第三章
珠光体转变
在亚共析钢中，当奥氏体成分均匀、晶粒粗大、冷却速度又比较适中 时，先共析铁素体有可能呈片（针）状，沿一定晶面向奥氏体晶内析出， 此时铁素体与奥氏体有共格关系。
5.消除方法
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。
珠光体转变过程
103 nm
③原因：a.当形成温度降低，碳的扩T散A1－速T度转变减慢，碳原子难以
作较长距离的迁移，只能形成片层间距较小的珠光体；
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，即可提供更多的能量以增加F与Fe3C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，片间距愈小。
渗碳体越接近等轴状、分布越均匀，则钢的韧性越好。 △在成分相同时，粒状珠光体比片状珠光体的硬度稍低，但塑
性更好。
2.粒状珠光体
△在硬度相同的条件下，P粒比P片具有更好的拉伸性能。 △P粒还具有较好的切削加工性能（对工模具钢而言）、冷成型 性能及淬火工艺性能。 所以一般工模具钢在锻造后机加工前的预备热处理为等温球化 退火，以获得粒状珠光体，目的是为了获得良好的切削加工性能以 及为最终热处理作好组织准备。
形核。因为这些区域缺陷较多，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。
1.4 珠光体转变
晶核就在那些高能量、 接近渗碳体（或F）含碳 量和类似渗碳体(或F)晶 格点阵的区域产生 。
二、珠光体的形成过程
（2）珠光体的长大 珠光体长大有两种机制：一是成片形成机制；二是分枝形成机
1.4 珠光体转变
二、珠光体的形成过程（珠光体的转变机理）
1、片状珠光体的形成 两个基本过程:形核和长大。
（1）珠光体的形核 （ⅰ）珠光体转变的领先相
亚共析钢：铁素体F
过共析钢:渗碳体Fe3C 共析钢：F或Fe3C，为了
讨论问题方便，一般以渗碳体为领先
相。
1.4 珠光体转变
扩散型相变—珠光体转变
量达到最大，为0.0218%）。因为铁素体的溶碳量低，奥氏体中 多余的碳必须以渗碳体的形式脱溶出来（绝对平衡条件下碳以 石墨的形式脱溶）。 珠光体转变也是通过形核和长大过程进行的。由于珠光体 是由两相组成，因此存在哪个相首先形核的问题。自从1942 年 提出这个问题来，学术上一直都有争议。尽管近年来对领先相 的认识基本趋于一致，但领先相的问题除具有理论意义外，没 有任何实际工程应用价值。 其实，珠光体中铁素体和渗碳体同时出现的可能性极大。 因为珠光体中的铁素体和渗碳体具有固定的化学成分、固定的 组成相相对含量。珠光体不是铁素体和渗碳体两相简单地“机 械混合”，两相的形核和长大是相辅相成的。碳原子在奥氏体 中的分布不均匀是绝对的，奥氏体均匀化只是相对的。所以， 奥氏体中总是同时存在贫碳区和富碳区，贫碳区有利于铁素体 的析出，富碳区是奥氏体晶界 ，因为晶界处存在结构起伏、成分起伏和能量起伏。
后，因铁素体“排碳”，与其接壤的奥氏体的碳浓度将增加，使 奥氏体内形成碳浓度梯度，从而引起碳的扩散，结果导致界面上 碳平衡被破坏。为恢复平衡，先共析铁素体与奥氏体的相界面需 要向奥氏体一侧移动，从而使铁素体不断长大。 先共析铁素体的形态有 3 种：等轴状、网状和片状。一般认 为，等轴状和网状铁素体是由铁素体晶核的非共格界面推移而形 成；片状铁素体则是由铁素体晶核的共格界面推移而形成（魏氏 组织）。先共析铁素体的形态与钢的化学成分、奥氏体晶粒度和 冷却速度等因素有关。例如，当奥氏体晶粒较细小、等温温度较 高或冷却速度较慢时，先共析铁素体呈等轴状。反之，先共析铁 素体可能沿着奥氏体晶界呈网状析出。当奥氏体成分均匀、晶粒 粗大、冷却速度又比较适中时，先共析铁素体可能沿一定晶面向 奥氏体晶内析出，并与奥氏体有共格关系，此时先共析铁素体的 形态呈片（针）状。 5.2.3.2 过共析钢的珠光体转变 过共析钢完全奥氏体化后，冷却到 ESG ' 线以右时将析出先 共析渗碳体。析出量同样取决于奥氏体中碳的质量分数、析出温
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4-27
先共析相析出条件
GSE以上:A区; GSE’以左:先共析F析出 区; ESG’以右:先共析Fe3C析 出区; E’SG’以下:伪共析P析出 区
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-28
伪共析转变
伪共析转变的条件：偏离 共析成分奥氏体快速冷至 E’SG’线 以 下 不 发 生 先 共 析相的析出而转变为珠光 体,称为伪珠光体。 亚(过)共析钢奥氏体化 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,产物称为 伪共析组织。
片状渗碳体溶断示意图
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-25
球化机制
由界面热力学，汤姆逊-佛鲁德 Cr=Cα-k 里 西 （ Thomson-Freundlich ） 公 式：
第二相 Fe3C
Cr 2M ln C rRT
(3 - 2)
Cr -- 与半径为r的第二相颗粒相平 衡的母相溶解度。 C∞ -- 与片状（平界面）第二相相 平衡的母相溶解度。
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-31
网状F的析出
当转变温度较低，或冷速较大、奥氏体晶粒粗大 时，Fe自扩散能力下降，F易沿晶界析出并连成 网状。此时晶内碳浓度不断升高, 达伪共析成分 时转变为珠光体。
Chapter 4 Transformation of Pearlite
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-11
(2)粒状珠光体组织
片状珠光体
粒状珠光体
500X
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-12
粒状珠光体性能
力学性能取决于渗碳体颗粒的大小、形态与分 布。成分一定时，渗碳体颗粒越细，相界面越多， 钢的硬度和强度越高。碳化物越接近等轴状，分布 越均匀，则钢的韧性越好。 在成分相同的条件下，颗粒状珠光体比片状珠光体 的强度、硬度稍低，但塑性较好。颗粒状珠光体硬 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。颗粒状珠光体塑性好是因为铁素体 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。
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-20
• (3)已形成珠光体中，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。
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4-17
长大
Fe3C薄片向纵向、横向长大,不断吸收周围碳原 子→ 在Fe3C两侧或奥氏体晶界上贫碳区,形成F核 →Fe3C纵向长大(横向已不可能),F纵向长大、横向 长大,于F侧的同一位向形成Fe3C,在同一位向交替形 成F与Fe3C,形成一个珠光体团。 在不同位向形成另一个珠光体团→珠光体团互相 接触，转变结束。 片状P的长大方式:(1)交替形核、纵向长大; (2) 横向长大;(3)分枝形式长大。
4-7
片间距So影响因素
(1)过冷度 珠光体片层间距S0的大小， 取决于过冷度Δ T。 (2) 含碳量 过共析钢S0<亚共析钢S0;亚 共析钢：C%↓，S0 ↑ (3)合金元素 Co、Cr显著减小S0 ;Ni、 Mn、Mo使S0 增大。
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4-22
粒状珠光体形成机制
粒状珠光体特定热处理条件
(1)低的奥氏体化温度，短的保温时间，加热 转变未充分，有较多的未溶渗碳体粒子。 (2) A→P临界点下高的等温温度，长的等温 保温时间，冷却速度极慢，以得到粒状珠光 体。 (3)淬火＋高温回火（调质处理）
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4-18
C控制长大
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4-19
• (1) 过冷奥氏体中C浓 • (2)远离珠光体晶核的奥 氏体，含碳量Cγ 为共析成 度不均匀, C原子扩散. 分含碳量，Cr-Fe3C ≤Cγ ≤ 平衡;与铁素体相接奥 Cr-a，远离珠光体晶核的 氏体形成铁素体排出C 奥氏体中C原子向与Fe3C 使碳浓度升高到Cr-a , 相接的奥氏体扩散使其形 与Fe3C相接的奥氏体形 成珠光体的Fe3C；而与F 成Fe3C使碳浓度降低到 相接的奥氏体中的C原子 Cr-Fe3C,导致C原子扩散 远离珠光体晶核方向扩散 再次发生.珠光体晶核 使其形成珠光体的F。 纵向长入奥氏体晶内。
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4-21
• 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。 • 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。
4-32
当转变温度较低,奥氏体中 成分均匀，晶粒粗大时,F 向与其有位向关系的奥氏 体中长大，就使得同一晶 粒中F呈片状且相互平行。 通常将这种先共析铁素体 称为魏氏组织铁素体。
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4-33
某碳钢焊接热影响区过热段出现的粗大针状 魏氏铁素体组织
亚共析钢中，铁素体为领先相。
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4-16
形核 (a)形核位置：Fe3C形核于奥氏体晶界或奥氏体晶 内未溶Fe3C粒子。珠光体优先在奥氏体晶界上或其 他晶体缺陷处形核。?? (b)晶核的形状：薄片。因表面积大，易接受扩散 来的原子，且应变能小。
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4-2
P
S
T
P 平 衡 态 获 得 ,S/T 非平衡态获得
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4-3
P/S/T组织比较
光镜形貌
电镜形貌
珠 光 体 形 貌
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4-15
片状珠光体形成机制
ɤ → ɑ + Fe3C
珠光体形成时的领先相
(1)Fe/C的扩散重新分配； (2)铁原子从g晶格向a-Fe 与碳化物晶格的过渡。
从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为 领先相。 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。
b)
80-150nm
c)
30-80nm
2500X
珠光体 (700℃)
7500X 索氏体 (650℃)
11000X 屈氏体(600℃)
(1)平行关系；片间距随转变温度的下降而变细 (2) 渗碳体几乎连续、杆状
S0=8.02×103/△t：片间距为相邻两片( F或Fe3C) 中心之间的距离
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4-29
亚共析钢中先共析铁素体的析出
先共析F相的形态：块状（或等轴状）、 片状、网状。
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4-30
块状（或等轴状）F的析出
当P转变温度高，Fe原子自扩散充分便利，且晶 粒较细时，F在晶界形核后，由于CA-F > CA，引起 碳的扩散，为保持相界面平衡，即CA-F的高浓度， 只有继续析出F，以至长成块状F。
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4-36
4.4、珠光体转变动力学
Chapter 4 Transformation of Pearlite
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-23
①片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体， 在球化退火时，将会自发球化。
② 渗碳体尖角接壤处的F碳浓度 Cα -k 大于与平 面接壤处的碳浓度，F内碳原子扩散，打破界面 碳浓度平衡，为维持平衡，渗碳体尖角处溶解， 而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径 相近的粒状渗碳体。
4-8
So对力学性能影响
片间距S0愈小，塑性愈高。 片间距S0愈小，强度愈高。 符合Hall-Petch 关系：σs=σ0 + kS0-1 片间距S0愈小，硬度愈高。
P
5～25HRC
S
25～36HRCΒιβλιοθήκη T35～40HRC
Chapter 4 Transformation of Pearlite
主要内容
4.1、概况
4.2、珠光体形成机制
4.3、亚(过)共析钢珠光体转变 4.4、珠光体转变动力学
4.5 小结
Chapter 4 Transformation of Pearlite
4-1
4.1 概况 珠光体为F/Fe3C混合物
铁素体 铁素体是碳溶于α-Fe 中的间隙固溶体,体心立方晶 格,“F”表示。 铁素体强度/硬度低，塑性/韧性好。其中抗拉强度 σb=250MPa，硬度(HBS)为80，伸长率δ=50%，断面 收缩率ψ=80%。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α-Fe相同。