原理第6.1章 珠光体转变
第六章 珠光体转变
（b）由远离P区扩散
因为CA/F>CA>CA/Fe3C，F前沿的碳将向远处扩散，而远处的 碳(浓度为CA)将扩散至Fe3C前，使F、Fe3C长大。
（c）铁素体中C的扩散
如图，因为CF/A>CF/Fe3C ，这就造成F内部的碳的扩散，使F 前沿碳浓度下降，有利于F长大，Fe3C长大。
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第六章 珠光体转变
钢经过退火或正火处理得到的组织接近平衡组 织。 退火或正火处理后，共析钢或过共析钢得到的
组织为片状或颗粒状珠光体，亚共析钢得到的组织
是铁素体+片状珠光体。
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第一节 铁素体和珠光体的组织与性能
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第二节 珠光体形成机制
P Fe3C
α Fe3C Fe3C
(a)
(b)
(c)
图3-6
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第二节 珠光体形成机制
三、粒状珠光体的形成机制
f α f f Fe3C Fe3C 亚晶界
α
Fe3C
Fe3C
α
图
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第二节 珠光体形成机制
由此可见，如下图，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)。
珠光体转变PPT课件
T12球化退火组织
•4
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
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。
•1
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
F析出CA/F抑制F的长大析出碳化物CA/F
温度范围：Ａ１点以下，Ｂ转变温度以上----含有Ｎｂ、Ｖ元素的合金钢中
•30
转变温度低，Ｃ及合金元素可能扩散的距离很小，加之钢中c，单位体 积内可提供的Ｃ原子数量很少从Ａ中在晶界上析出的特殊碳化物只能呈细
小粒状分布。
碳化物是在A/F界面上形核与Ｆ保持共格或半共格关系并在Ｆ中长大
F和Fe3C向A晶粒内部纵向长大
•11
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
片织
T12钢退火组织
•13
四、粒状P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
强碳化物形成元素 右移----溶入A中 左移----未溶碳化物
珠光体转变最新课件
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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。 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。
图2-18 合金元素对珠光体片层间距的影响 1-1~2%Co; 2-0.26%M; 3-0.46%Mn; 4-0.63~0.80%Mn;
5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mn
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改变奥氏体向珠光体转变的自由能； 降低珠光体的形核率（除钴外）； 降低珠光体的长大速度； 降低碳在奥氏体中的扩散系数（除钴和小于3%的镍以外）； 合金元素本身扩散很慢； 硼易富集于晶界，降低了界面能，形核变得困难； 降低同素异构转变速度，从而降低珠光体转变速度。
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。
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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 。 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。
6 珠光体转变1
2. 加热温度和保温时间的影响
因为A成分不一定是钢的成分，所以加热和保温时间不同，得 到的A也不一样，必然对随后的冷却转变起影响。
当奥氏体化温度↑，保温时间↑，A成分均匀，晶粒度↓ ，晶界面
积↓， P形核位置↓，I↓，V↓。
当奥氏体化温度↓，保温时间↓, A成分不均匀，晶粒度↑ ，晶界
面积↑， P形核位置↑，I↑，V↑。
为什么珠光体片间距减小，钢的强度和塑性 都增大？
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，强度、硬度提高
塑性随片间距的减小而增大，是因为渗碳体片很 薄时，在外力作用下可以滑移产生塑性变形，也 可以产生弯曲；此外，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 未完全被渗碳体所隔离，因此塑性提高。
在连续冷却过程中形成的珠光体组织，转变产 物的片间距大小不等，在外力作用下降引起不 均匀的塑性变形，并导致应力集中，从而使钢 的强度和塑性都降低。
为了获得片层厚度均匀的强度较高的珠光体， 应采用等温处理。
粒状珠光体的组织与性能
Spheroidal Pearlite
粒状珠光体组织 渗碳体以颗粒状分布于铁素体基体中。 一般可通过球化退火得到。 粒状珠光体的性能
**获得粒（球）状珠光体的途径：
（1）特定条件下过冷奥氏体的分解 （2）片状珠光体在Ac1以下退火 （3）马氏体高温回火。 （4）形变球化 （5）周期球化退火
6.3 亚（过）共析钢的 珠光体转变
伪共析转变
先共析相的析出
亚共析钢中先共析铁素体的析出
1. 块状F的析出-低C含量 P转变温度高，Fe原
从元素单独作用看，大部分合金元素推迟共析转变，尤其 是Ni、Mn、Mo的作用显著。如Mo降低珠光体的形核率Ns （单位界面形核率），只有Co的作用相反，Co增加碳在奥氏 体中的扩散速度，具有增加珠光体形核率和长大速度的作用。
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。
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 。
珠光体转变机理材料科学工程科技专业资料
珠光体转变机理材料科学工程科技专业资料前言珠光体转变机理是材料科学工程和科技领域中一个重要的研究方向。
珠光体是一种特殊的微结构形态，在很多材料的制备和应用中都扮演了重要的角色。
在本文档中，我们将从珠光体的定义、形态、转变机理和相关应用方面进行探讨。
珠光体的定义和形态珠光体是金属材料中的一种微观结构形态，它通常具有球形或者椭球形的形态。
珠光体中的球形晶粒称为珠光体颗粒，它们由晶界将邻近的晶粒分割开来，珠光体颗粒与母相之间的晶界称为珠光体晶界，它对材料的整体性能有着重要的影响。
珠光体是金属材料中的一种内部非晶态结构，它通常具有高硬度、高强度、高韧性等优良性能。
珠光体转变机理珠光体转变是指在特定的条件下，珠光体颗粒发生相变的过程。
珠光体的相变通常包括两种方式：珠光体晶粒的长大和珠光体的析出。
珠光体的长大通常是由于溶固时珠光体晶粒的长大而引起的，也可以是在固态化时珠光体晶粒的长大。
溶固过程中，珠光体的形成是通过溶太阳芯片，在其中形成珠光体颗粒，而随着溶液的凝固，溶太阳芯片中的珠光体颗粒变得越来越大。
固态化时，珠光体晶粒的长大通常是由于材料中的成分不均匀而引起的。
珠光体的析出通常是由于材料中的某种成分的增加而导致的。
在固溶体中，溶质原子可以向晶格中溶质的互相取代而存在。
当成分的改变导致溶解度的降低时，溶质原子就开始逸出晶格，形成新的溶质。
此时，当溶质的浓度超过一定的临界值时，就会在基体中析出珠光体颗粒，这个过程被称为珠光体析出。
珠光体在材料科学领域的应用珠光体在材料科学领域有着广泛的应用，最重要的应用包括：1.提高材料的机械性能：珠光体通常具有高强度、高硬度和高韧性等特性，可以大大提高材料的机械性能。
2.提高材料的耐腐蚀性能：珠光体中的晶界可以作为点阵缺陷的固溶体或夹杂物的阳极部位，减缓或者阻止了腐蚀液体和金属的接触，从而提高了材料的耐腐蚀性能。
3.增强金属的疲劳强度：珠光体的微观形态可以在一定程度上增强材料的疲劳强度。
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
热处理原理 之珠光体转变
因此，用于扩散的驱动力为
D T S Gm Gm Gm S Gm Sc T T Gm 1 Gm 1 T S Gm D 可见，当S Sc时，Gm 0，
即意味着反应速度等于零的情况
16
Zener认为珠光体转变时能自行调节片层间距 已获得最高长大速度。如果间距太大，相应的 扩散路程就会太长，碳原子的分离就会慢下来； 如果间距太小， /Fe3C间的界面能就会增加， 从而减少了转变的驱动力。
32
珠光体和奥氏体的自由能随温度变化的示意图
33
2．形核及长大
珠光体转变也可分为形核和长大两个阶段。 当钢为共析成分时，珠光体在奥氏体晶界上形 核，当钢的成分偏离共析成分时，珠光体在通 常位于奥氏体晶界处的先共析相(铁素体或渗 碳体)上形核。 珠光体长大的基本方式是沿着片的长轴方向长 大，称为纵向长大；与此同时还可以进行横向 形核，纵向长大，又称为横向长大。
34
前提是假定在奥氏体与珠光体的界面处，奥氏体分别与铁 索体相渗碳体维持局部平衡。
35
这样，在与铁素体相接处(A)和与渗碳体相接处(B)， 奥氏体的碳含量分别为Cg / 和Cg / Fe3C ，结果造成奥 氏体碳含量的不均匀。由于Cg / ＞Cg / Fe3C，因此产 生了由A处向B处的扩散。 同时，由于Cg / ＞Cg ， Cg ＞ Cg / Fe3C ，所以也会有 碳原子离开A处向奥氏体内的扩散和由奥氏体内向B 处的扩散。扩散的结果使界面处的平衡遭到破坏，这 又促使铁素体和渗碳体分别在A处和B处继续长大， 以维持界面处的平衡。这就导致了珠光体的不断长大。
23
图为37CrNi3钢的等温转变图，从高温区到低温 区，依次发生珠光体、贝氏体、马氏体相变。不 同温度范围的转变产物具有不同的硬度。
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。
第六章 珠光体转变汇总
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。
① 片状珠光体 屈服强度: σs =139+46.4S0-1 断裂强度: σf =436.5+98.1S0-1
片间距↘，强度和硬度↗，同时塑性和韧性有所改善
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3、珠光体的力学性能
② 球状珠光体 性能取决于： （1）F晶粒大小（基体） （2）Fe3C大小、数量，分布。
扩散，A→P是扩散型相变；
Gp
(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
ΔT
可发生，见右图。即满足：
ΔG = Gp-Gγ≤0
T1
A1
T
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第二节 珠光体形成机制
二、片状珠光体的形成机制
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。
S C T
C-----常数（8.02×103nm·K）
△T——过冷度
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。
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。
第六章共析转变
v kD (T )
y C
2
2.台阶机制长大
实验发现：晶界、孪晶界 可以使得长大停止。 珠光体长大时，界 面迁移依赖台阶的横 向移动。
3.片状珠光体的球化退火
6.4 珠光体转变动力学图
1.过冷奥氏体等温转变图
共析钢TTT图
35CrNiMo钢TTT图
2.合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响：
6.2珠光体取向关系示意图 刘宗昌等人
刘：《过冷…》P59图 3.10diff.标定
Bagayatski关系：
(010) Fe C //(111)（6.3） F
3
(001 Fe 3C //(211 F ) )
6.3珠光体长大机制 1.端向长大（端部是非共格界面）
珠光体长大速度(实测约 为50μm/s):
6.1钢中珠光体转变的形核与长大
珠光体形核的驱动力是体自由能的降低：
HV T GV TE
（6.1）
奥氏体和珠光体中两个相保持一定的位向关系：
(111 A //(110) F //(001 Fe 3C ) ) [110] A //(111) F //[010] Fe C
3
（6.2）
6.5钢中的相间沉淀 1.相间沉淀产物的形态
300nm
相间沉淀按台阶机制生长的伸长速率为：
vs
DC (C / C )
h(CΒιβλιοθήκη / C /
)
2.相间沉淀的晶体学位向关系
{100}VC //{100}F 110
练习题： 1.试述影响珠光体转变动力学的因素。
6.2 珠光体的晶体学取向关系 当A／F存在K-S关系：
{011}F //{111}A 111
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第三章
珠光体转变
图6 共析钢的形核率和晶体长大速度与转变温度的关系
第三章
当转变温度一定时，珠光体的形 核率I与转变时间的关系如图13所
珠光体转变
（3）形核率I和长大速度G与转变时间的关系
示，随转变时间延长，形核率I逐
第三章
片状珠光体的形成过程：
相组成： 碳含量： 点阵结构：
珠光体转变
（ + Fe3C ） 6.69% 复杂斜方
0.77% 面心立方
0.02% 体心立方
第三章
珠光体转变
片状珠光体形成时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续地向奥氏体 中延伸，而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。 分枝形式长大。
第三章
讨论：
珠光体转变
（1）随转变温度 T降低，原子扩散能力减弱，由于Q基本不变，上式中的第 一项将减小，使形核率I 减小； （2）随转变温度T降低，过冷度增大，奥氏体与珠光体的自由能差增大，相
变驱动力△Gv增大，使临界形核功W 减小，上式中的第二项将增大，即使形核 率 I 增大。
综合作用结果，导致珠光体的形核率 I 对转变温度 T 有极大值。
t为铁素体长大时间；为系数 ）：
第三章
下方。
珠光体转变
先共析铁素体的转变动力学曲线也呈“C”字形，通常位于珠光体转变动力 学曲线的左上方。并且随着钢中碳含量的增高，先共析铁素体的析出线移向右
同样，对于过共析钢，若奥氏体化温度在 Acm点以上，则在等温转变过程 中于珠光体转变动力学曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线。这条先共析 渗碳体析出线，随 钢中碳含量的增高，逐渐移向左上方。
第三章
珠光体转变
图1（a)共析碳钢片状珠光体
图1（b)T12A钢的粒状珠光体组织
第三章
珠光体转变
图2 片状珠光体片层间距和珠光体团示意图 研究指出:片层间距是一个统计平均值。片层间距大小主要取决于 珠光体的形成温度。在连续冷却条件下，冷却速度愈大，珠光体的形成 温度愈低，即过冷度愈大，则片层间距就愈小。
变特性。
珠光体中渗碳体与奥氏体的位向关系比较复杂。
第三章
3.2 珠光体的形成机理
体系自由能降低。
珠光体转变
3.1.1 珠光体形成热力学条件
3.2.2 珠光体形成机理
发生珠光体转变时，由0.77％C的均匀固溶体转变为6.69％C的渗碳体和 0.02％C的铁素体的混合物。 母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成 分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。
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 应力和塑性变形的影响
第三章
碳含量的影响：
珠光体转变
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。
对于过共析钢，在完全奥氏体化情况下，碳含量增加，碳在奥氏体中的扩
散系数增大，渗碳体的形核率增大，先共析渗碳体析出的孕育期缩短，析出速 度增大；珠光体转变的孕育期亦随之缩短，转变速度增大。 所以相对来说，共析钢的过冷奥氏体最稳定。
第三章
合金元素的影响：
珠光体转变
在钢中的合金元素充分固溶于奥氏体中的情况下，除了 Co以外，其他所有 的常用合金元素皆使钢的 TTT曲线右移，珠光体转变孕育期增长，即推迟珠光 体转变的进行； 除了 Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使珠光体转变的"鼻尖"温度 移向高温。这是因为大多数合金元素都降低珠光体转变的形核率和长大速度， 因而影响珠光体的形成速度。
(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。
钢中常见的是二次魏氏组织F。
第三章
3.魏氏组织形成特征 4.魏氏组织对性能的影响
珠光体转变
(1)钢的成分＞0.6%；(2)奥氏体晶粒粗大；(3)冷却速度适中。 魏氏组织以及与其伴生的晶粒组织粗大，显著降低钢的机械性能，尤其是 塑性和冲击性能，并使钢的脆性转折温度升高。
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
根据片间距S0大小不同，将片状珠光体分为三种：
片状珠光体，其S0约为150～450nm；A1～650℃范围内形成。 索氏体，其S0约为80～150nm； 650～600℃范围内形成。 屈氏体，其S0约为30～80nm。 600～550℃范围内形成。
a 珠光体1000×（700 ℃ ）
5.消除方法
常用采用细化晶粒的正火、 退火以及锻造等。
第三章
3.3 珠光体转变动力学
珠光体转变
（a）珠光体的形核率I 和长大速度G （1）形核率I与转变温度T的关系
在均匀形核条件下，珠光体的形核率I与转变温度T之间有如下关系：
式中，C为常数；Q为扩散激活能；W为临界晶核形核功； K玻尔兹曼常数；T为绝对温度。
第三章
珠光体转变
粒状珠光体
一般是经过球化退火处理或淬火后再经过中、高温回火后获得的。 颗粒越细小，钢的强度及硬度越高；
碳化物越接近等轴状、分布越均匀，韧性越好；
粒状珠光体的塑性较片状的好，但硬度和强度稍低。
第三章
珠光体转变
珠光体形成时，珠光体与奥氏体之间存在一定的晶体学位向关系，使新相 和母相的原子在界面上能够较好地匹配。 珠光体形成时，其中铁素体与奥氏体的位向关系为 ： (110) // (112) ； (111) // (110) ； [112] // [110] [110] // [111] 亚共析钢中，先共析铁素体与奥氏体的位向关系为： 这两种位向关系不同，说明珠光体中铁素体与先共析铁素体具有不同的转
快速冷却时，先共析铁素体或先共析渗碳体来不及析出，奥氏体被过冷到
T1 温度以下区域并在该温度保温时，将自奥氏体中同时析出铁素体和渗碳体。 在这种情况下，过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织，这种转变称为“伪共 析转变”，其转变产物称为“伪共析组织”，ESG线以下的阴影区域称为“伪共 析转变区”。由图可见，过冷奥氏体转变温度越低，其伪共析转变的成分范围 越大。
第三章
珠光体转变
过共析钢中先共析渗碳体的形态
第三章
（c）魏氏组织
珠光体转变
工业上将具有片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织称为魏氏组织，前者 称为魏氏组织铁素体，后者称为魏氏组织渗碳体。 1.亚共析钢 (1)一次魏氏组织F, (2)二次魏氏组织F。 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。
第三章
光体的形成温度。
珠光体转变
研究指出，片层间距是一个统计平均值。片层间距大小主要取决于珠 在连续冷却条件下，冷却速度愈大，珠光体的形成温度愈低，即过冷 度愈大，则片层间距就愈小。
虽然，片状珠光体、索氏体、屈氏体的组织形态在光学显微镜下观察 差别较大，但是，在电子显微镜下观察都具有片层状特征，它们之间的差 别只是片层间距不同而已。
第三章
（1）珠光体转变时的领先相
珠光体转变
珠光体转变时的领先相究竟是铁素体还是渗碳体，很难通过实验直接验证， 目前也尚无定论。 许多研究证实，珠光体形成时的领先相随相变发生的温度和奥氏体成分的
不同而异：
过冷度小时－－渗碳体 过冷度大时－－铁素体 在亚共析钢中铁素体是领先相，在过共析钢中渗碳体是领先相，而在共析 钢中两者的几率相同。 对于片状珠光体来说，一般认为是渗碳体为领先相。
b 索氏体1000×（650 ℃ ）
c 屈氏体1000×（600 ℃ ）
图3 三种片状珠光体组织
第三章
珠光体转变
片状珠光体
第三章
珠光体转变
索氏体
第三章
珠光体转变
屈氏体
第三章
光体的形成温度。
珠光体转变
研究指出，片层间距是一个统计平均值。片层间距大小主要取决于珠 在连续冷却条件下，冷却速度愈大，珠光体的形成温度愈低，即过冷 度愈大，则片层间距就愈小。
第三章
珠光体转变
（2）长大速度G与转变温度T的关系
式中，S0为珠光体的片层间距；D
c
为C在奥氏体中的扩散系数；K为常
数（包含浓度梯度C/－C/cem的影响）。
由于S0反比于过冷度△T，而K正比于△T，所以上式可改写为：
第三章
讨论：
珠光体转变
（1）随转变温度T 降低，过冷度△T 增大，使靠近珠光体的奥氏体中的碳 浓度差 （ C / -C /cem ）增大，加速了 C 原子的扩散速度，而且珠光 体的片层间距 S 0减小，使C 原子的扩散距离缩短，这些因素都促使长大速度 G 增大； （2）随转变温度 T 降低，C原子的扩散系数 D c 减小，使长大速度 G 减 小。因此，综合上述因素的影响，珠光体团的长大速度 G 对转变温度 T 也有 极大值。
第三章
3.1 珠光体的组织特征
珠光体转变
铁素体与渗碳体的混合物，称为珠光体 。
按渗碳体的形态，珠光体分为片状珠光体和粒状珠光体。
片状珠光体：由一层铁素体与一层渗碳体交替紧密堆叠而成的。在一个奥 氏体晶粒内可以形成几个珠光体团。 片层间距：一对铁素体片和渗碳体片的总厚度，以 S 0表示。
粒状珠光体：在铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织，一般是经过球化 退火处理后获得的。