第二章珠光体转变

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。
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 。
② 合金元素
除Co以外，只要 合金元素溶入奥氏 体中 ，均使奥氏体 的稳定性增大，从 而减慢奥氏体分解 为珠光体，C曲线 右移。影响的原因 有：
改变共析点的位置；
图2-17 合金元素对共析点位置的影响
改变珠光体片层间距，而片层间距则与珠光体转变温度直 接有关，如图3-18所示；
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;
Байду номын сангаас
过共析钢： 若加热温度高于Accm： C% ↑ ，渗碳体形核率升高；另
外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育 期缩短，转变加速，C曲线左移。 若加热温度在Ac1～Accm：C%↑，获得不均匀奥氏体及 Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速， C曲线左移。
在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。
图2-21 亚共析钢中的魏氏铁素体
先共析渗碳体形态
网状渗碳体； 片状渗碳体----魏氏渗碳体。
图2-22 过共析钢中的魏氏渗碳体
(a)
图2-23 铝元素对先共析渗碳体的影响
魏氏铁素体形成条件
等温或连续冷却均可形成； 等温条件下，魏氏组织的形成上限温度Ws点随碳含量和
晶粒度不同而改变，碳含量愈高，晶粒度愈小，Ws点愈 低；
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
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。
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。
图2-4 (a) 上贝氏体 X600 (b) 下贝氏体 X400
低温转变
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。 马氏体：碳在α-Fe中的过饱和固溶体。 马氏体相变是变温型相变，相变开始点 Ms ，终了 点 Mf 。
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。
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
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。
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。
5-1%Ni; 6-1.56%Mn; 7-3%Ni; 8-3.5%Mn
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。
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。
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。
珠光体团
图2-3 层片状珠光体示意图
中温转变
550 ℃ ~ 220 ℃，C 原子可扩散，Fe原子不能扩散。
形成贝氏体----过饱和铁素体与渗碳体的非层片状 混合物。
奥氏体的均匀化程度和残余渗碳体
奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形 成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光 体的形成。
未溶残余渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦 可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。
奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠 光体的形成。
度降低，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。 形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一 极大值。
~550℃
图2-15 形核率与转变温度的关系
长大速度
G G 1 D S0
G T 1 T S0
G T 2D T 2 exp( Q ) RT
第二章 珠光体转变（6课时) §2-1 钢的冷却转变概述
IT图
过冷奥氏体等温转变动力学图， TTT曲线，C曲线，IT曲线。 反映温度-时间-转变量三者之 间的关系。
图2-1 TTT 曲线
高温 中温 低温
Mf
图2-2 共析碳钢 IT图
高温转变
Ar1~550 ℃，Fe、C原子均可扩散。
原奥氏体晶界
在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增大，阻碍了 Fe、C 原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将 减慢珠光体的形成。
§2-5 先共析转变
非共析钢在发生珠光体转变前，先析出铁素体或渗碳体 的转变称为先共析转变。
伪共析转变
如果将奥氏体快冷到SE’线 和SG’线以下的阴影区时，则 会同时对铁素体和渗碳体所过 饱和而直接进行珠光体转变。 非共析成分的奥氏体不经过先 共析转变而直接进行的珠光体 转变，称为伪共析转变。
~550℃
长大速度随转变温度的降低 也 是 先 增 后 减 ， 在 550℃ 附 近 也有一极大值。
图2-16 长大速度与转变温度的关系
影响珠光体转变动力学的因素
除温度和时间外，以下各因素也对珠光体转变产生影响。 钢的化学成分
① 含碳量 亚共析钢： C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力 ΔGγα↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。
连续冷却的冷速过快过慢均有碍形成； 粗晶奥氏体中易形成； 碳含量超过0.6%时，难于形成； 铬、硅、钼阻碍形成；锰促进形成。
魏氏铁素体对性能的影响
魏氏铁素体引起钢的强度、韧性和塑性降低，韧脆转化温 度升高。
消除办法采用退火或正火。
§2-6 合金钢中其他类型的奥氏体 高温分解转变
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。
特殊碳化物与铁素体组成的珠光体
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。
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。
➢ 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。
➢ 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。
形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格 晶界不易迁移，这时主要依靠共格界面迁移。 ➢ 铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体 晶粒内长大，为减小应变能，铁素体呈片状沿奥氏体某一 晶面向晶粒内生长。 ➢ 这种先共析片状铁素体通常称为魏氏铁素体。
图2-19 伪共析转变区域
先共析转变条件
奥氏体只有在Ar1以下、SE’线以左或Ar1以下、SG’线以 右范围内时，才能有先共析相析出。
不同形态析出相的温度-成分示意图见图2-20。
图2-20 不同形态析出相的温度-成分区
先共析相的形态
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。
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。
为形成特殊碳化物珠光体而加入大量合金元素毫无实际 意义。
一般采用快速膨胀仪测定。
cc’ 线为珠光体转变中止线
转变并未最后完成，但过冷奥 氏体已停止分解。
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
图2-12 自由能-成分曲线
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。 共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。 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。
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
转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温
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
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)
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。
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。