珠光体转变性质和原理
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图2-12 自由能-成分曲线
Leabharlann Baidu
珠光体形成时的领先相
从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。 n 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。 n 亚共析钢中，铁素体为领先相。
珠光体的长大方式
图2-13 共析碳钢珠光体形成过程示意图
珠光体的形核 在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少 应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。
转变并未最后完成，但过冷奥 氏体已停止分解。
n 临界冷却速度 VC （Vk）：是 指使过冷奥氏体不发生分解， 得到完全马氏体组织（包括AR ） 的最低冷却速度。
珠光体转变中止线
图2-7 共析碳钢的CCT图
§2-2 珠光体的组织和性能
珠光体的组织形态
片状珠光体
珠光体 P 索氏体 S 屈氏体 T
形成温度(℃) Ar1 ~ 650 650 ~ 600 600 ~ 550
片层间距 (nm) 500 ~ 700 300 ~ 400 100 ~ 200
球状珠光体 铁素体基体上分布着球状渗碳体。
(a)
(b)
图2-8 (a) 片状珠光体 (b) 球状珠光体
珠光体的片层间距 S0
n 珠光体的片层间距
与转变温度有关，与过 冷度成反比。
图2-9 珠光体片层间距S0
原因： ① 在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离
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。
珠光体组织最适合切削加工。HB170-250。
§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
n 在A1（T1）温度，γ、α、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共 切线。
n 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。
就要增大，这将使转变发生困难。 ② 若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这
时ΔGV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不 易进行。所以一定的ΔT对应一定的 S0 。 ③ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变 短。另外，ΔGV 会变大，可以增加较多的界面能，所 以 S0 会变小。
IT图形式的变化
图2-6 珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化 (a) 部分相重叠 （b) 彼此分离 （c) 一前一后
CT 图
过冷奥氏体连续冷却转变图，Continuous Cooling Transformation （CCT）图，CT曲线，CCT曲线。
一般采用快速膨胀仪测定。
n cc’ 线为珠光体转变中止线
图2-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400
低温转变
n非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马 氏体与原奥氏体成分相同。 n 马氏体：碳在α-Fe中的过饱和固溶体。 n 马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms ，终了 点 Mf 。
图2-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体 (X80) (b) 高碳钢中的针状(片状)马氏体 (X400)
珠光体的纵向长大 由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中产生浓 度差Cγ-α – Cγ-k ，从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散， 同时，由于Cγ-α＞Cγ, Cγ ＞ Cγ-k，也会有碳原子离开铁素体 与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由奥氏体内向 渗碳体和奥氏体界面扩散。扩散的结果破坏了相界面的碳浓 度平衡，为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏 体中纵向长大。
珠光体团
图2-3 层片状珠光体示意图
中温转变
n 550 ℃ ~ 220 ℃，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。
n 形成贝氏体----过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。
① 上贝氏体：550 ℃ 稍下形成，羽毛状。在平行铁素 体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。
② 下贝氏体：220 ℃ 稍上形成，针状。在针状铁素体 内分布有细小渗碳体。
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 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 。
降低，形核功下降，故形核率增加。转变温度降至一定温 度时，扩散起主导作用，温度降低，扩散困难，形核率下 降。 n 形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一 极大值。
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 在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。
§2-4 珠光体转变的动力学
珠光体转变动力学特点
转变开始之前有一个孕育期； 温度一定时，转变速度随时间延长有一极大值； 随温度降低，转变孕育期有一极小值，此温度下，转变最
快； 合金元素影响显著。
形核率
n 转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度
Leabharlann Baidu
珠光体形成时的领先相
从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。 n 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。 n 亚共析钢中，铁素体为领先相。
珠光体的长大方式
图2-13 共析碳钢珠光体形成过程示意图
珠光体的形核 在奥氏体晶界上先形成一小片渗碳体（长成片状是为了减少 应变能），通过邻近奥氏体不断供应碳原子而长大。
转变并未最后完成，但过冷奥 氏体已停止分解。
n 临界冷却速度 VC （Vk）：是 指使过冷奥氏体不发生分解， 得到完全马氏体组织（包括AR ） 的最低冷却速度。
珠光体转变中止线
图2-7 共析碳钢的CCT图
§2-2 珠光体的组织和性能
珠光体的组织形态
片状珠光体
珠光体 P 索氏体 S 屈氏体 T
形成温度(℃) Ar1 ~ 650 650 ~ 600 600 ~ 550
片层间距 (nm) 500 ~ 700 300 ~ 400 100 ~ 200
球状珠光体 铁素体基体上分布着球状渗碳体。
(a)
(b)
图2-8 (a) 片状珠光体 (b) 球状珠光体
珠光体的片层间距 S0
n 珠光体的片层间距
与转变温度有关，与过 冷度成反比。
图2-9 珠光体片层间距S0
原因： ① 在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离
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。
珠光体组织最适合切削加工。HB170-250。
§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
n 在A1（T1）温度，γ、α、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共 切线。
n 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。
就要增大，这将使转变发生困难。 ② 若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这
时ΔGV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不 易进行。所以一定的ΔT对应一定的 S0 。 ③ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变 短。另外，ΔGV 会变大，可以增加较多的界面能，所 以 S0 会变小。
IT图形式的变化
图2-6 珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化 (a) 部分相重叠 （b) 彼此分离 （c) 一前一后
CT 图
过冷奥氏体连续冷却转变图，Continuous Cooling Transformation （CCT）图，CT曲线，CCT曲线。
一般采用快速膨胀仪测定。
n cc’ 线为珠光体转变中止线
图2-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400
低温转变
n非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马 氏体与原奥氏体成分相同。 n 马氏体：碳在α-Fe中的过饱和固溶体。 n 马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms ，终了 点 Mf 。
图2-5 (a) 低碳钢中的板条马氏体 (X80) (b) 高碳钢中的针状(片状)马氏体 (X400)
珠光体的纵向长大 由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中产生浓 度差Cγ-α – Cγ-k ，从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散， 同时，由于Cγ-α＞Cγ, Cγ ＞ Cγ-k，也会有碳原子离开铁素体 与奥氏体界面向奥氏体内扩散，也会有碳原子由奥氏体内向 渗碳体和奥氏体界面扩散。扩散的结果破坏了相界面的碳浓 度平衡，为了恢复碳浓度平衡，渗碳体和铁素体就要向奥氏 体中纵向长大。
珠光体团
图2-3 层片状珠光体示意图
中温转变
n 550 ℃ ~ 220 ℃，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。
n 形成贝氏体----过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。
① 上贝氏体：550 ℃ 稍下形成，羽毛状。在平行铁素 体板条间分布有不连续的杆状渗碳体。
② 下贝氏体：220 ℃ 稍上形成，针状。在针状铁素体 内分布有细小渗碳体。
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 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 。
降低，形核功下降，故形核率增加。转变温度降至一定温 度时，扩散起主导作用，温度降低，扩散困难，形核率下 降。 n 形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一 极大值。
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 在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。
§2-4 珠光体转变的动力学
珠光体转变动力学特点
转变开始之前有一个孕育期； 温度一定时，转变速度随时间延长有一极大值； 随温度降低，转变孕育期有一极小值，此温度下，转变最
快； 合金元素影响显著。
形核率
n 转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度