第3章 珠光体转变

珠光体：共析碳钢奥氏体化后缓慢冷却，奥氏体将分解为 铁素体和渗碳体层片相间的混合物。 典型组织：珠光体呈片状或层状，一个奥氏体晶粒内可以 形成几个片层方向大致相同的区域——珠光体团。

珠光体片层间距：S0，取决于？
随转变温度降低，珠光体层 片间距将减小，依次分为： 片状珠光体S0=150~450nm； 索氏体S0=80 ~ 150nm； 托氏体S0=30 ~ 80nm。 珠光体的片层间距取决于形 成温度，过冷度越大，片层 间距就越小，为什么？ S0=8.02103/∆T


珠光体团直径大小：取决于形成温度，奥氏体晶粒
结论：共析钢珠光体的力学性能主要取决于奥氏体化的 温度和珠光体的形成温度。

随着珠光体的片层间距以及珠光体团直径的减小，珠光 体的强度、硬度、塑性均提高。

表3-3 不同组织的硬度

钢在连续冷却时形成的珠光体：片间距不等，性能不匀。 粒状珠光体的强度、硬度较低，塑性较高；切削性好，冷 挤压成型性好，加热淬火时的变形开裂倾向性小。 原因：粒状珠光体中铁素体和渗碳体的相界面较片状珠光 体的少，所以强度和硬度较低；渗碳体呈粒状分布在连续 的铁素体基体上，对位错的阻碍作用小，使塑性提高。 用途：中低碳钢的冷挤压成形、高碳钢的机械加工和热处 理前。 碳化物颗粒越细小，分布越均匀，则硬度和强度越高，韧 性越好。
2. 亚共析钢先共析相的析出：




析出量决定于奥氏体碳含量、析出温度或冷却速度。 是形核、长大过程，受碳在A中的扩散控制。 等轴状、网状F由非共格界面推移长大 片状F由F晶核的共格界面推移长大 亚共析钢中先共析铁素体的形态如图
3. 过共析钢先共析相的析出：

先共析渗碳体的形态：网状或针状，使钢的脆性增大。
6.69% 复杂斜方
结论：珠光体的形成过程包含着两个同时进行的过程： 1、通过碳原子的扩散形成低碳铁素体和高碳渗碳体； 2、晶体点阵重构。
1.以共析钢为例，
片状珠光体的形成过程：
形核位置：A晶界上、晶体缺陷处、
A中未溶渗碳体处
以渗碳体为领先相 1）均匀A冷却到临界点以下，先在A 晶界上形成一小片与母相共格、 呈片状的渗碳体晶核；

组织形态：针状先共析相+珠光体 形成条件：含碳量和过冷度适当 性能特点：粗晶魏氏组织降低钢的强度、塑性和韧性等
20钢退火

45钢退火

65钢退火

T12钢退火
3.4 珠光体转变动力学
转变速度：取决于形核率和长大速度
1、珠光体的形核率和长大速度

分析 分析

过冷度增大：
•相变驱动力增大，I,G增大
T8 钢 快 冷 正 火 ： 托 氏 体

分析：过冷奥氏体在连续冷却过程中 的珠光体粗细？ A晶粒大小对P的片层无明显的影响， 但影响P团大小，所以晶粒细化 随P片层间距减小、或者碳含量降低， 渗碳体片变薄。


粒状珠光体：
在铁素体基体上分布着粒 状渗碳体组织。 形成条件： 1、加热转变不充分，尚存
(2)合金元素的影响：
除了Co以外，其它所 有的合金元素都使“C”
曲 线 右 移 ； 除 了 Ni 、
Mn以外，其它常用合 金元素皆使珠光体转 变的“鼻尖”温度上 移。 原因：合金元素的自 扩散、对碳扩散的影 响，对相变临界点的
影响。
2、加热温度和保温时间的影响 加热温度低、保温时间短，将加速珠光体的转变。



二、铁素体加珠光体的力学性能

对于亚共析钢，随冷却速度增大、或随钢中碳含量增高，则
先共析铁素体量减少，珠光体的量增多。

铁素体+珠光体的性能取决于：铁素体及珠光体的相对量、 铁素体晶粒大小、珠光体片层间距及铁素体化学成分等。
•屈服强度： 主要取决于铁素体晶 粒尺寸、珠光体量
•塑 性： 随珠光体量的增多而 降低，随铁素体晶粒 的细化而升高
未溶碳化物颗粒。
2、片状珠光体的低温球化 退火。
3、马氏体、贝氏体组织在
A1稍下高温回火所得到。
第二节 珠光体转变机制
热力学条件

片状P的晶体学
1、珠光体转变的领先相：
随相变温度和A成分不同而异
一般认为是渗碳体。 因为: (1) 珠光体中渗碳体与从奥氏体中析出
的先共析渗碳体的晶体学位向相同； （2）珠光体中渗碳体与共析转变前产生 的渗碳体在组织上是连续的； （3）奥氏体中未溶解的渗碳体有促进珠 光体形成的作用；
原因：A成分不均匀、或有未溶渗碳体，有利于形核
3、奥氏体晶粒度的影响 A的晶粒越细小，P的形核部位越多，越促进P转变。 细小的A晶粒也将促进先共析相的析出。 4、应力和塑性变形的影响 对奥氏体氏加拉应力，将加速珠光体的转变 对奥氏体氏加压应力，将减慢珠光体的转变
3.5 珠光体的力学性能

退火：将组织偏离平衡状态的金属或合金加热到适当的 温度，保温一定时间，然后缓慢冷却以达到接近平衡状 态P组织的热处理工艺。

研究意义：获得或避免P转变

正火：将钢加热到Ac3或Accm以上适当温度，保温适当时 间后在空气中冷却，得到珠光体类组织的热处理工艺。
退火和正火的产物：珠光体
3.1 珠光体的组织特征
(b) 奥氏体中的碳浓度差引起碳的远程扩散； （c）铁素体中的碳浓度差引起碳的扩散。
以上为片状P的形成机制：横向+纵向
2.粒状珠光体的形成过程

将片状P加热到略高于A1 温度保温，将使片状
珠光体球化，得到在A基体上分布着颗粒状渗
碳体的组织。这种使片状渗碳体球状化，获得
球状P的热处理过程称为球化退火。

缓慢冷却到 A1点以下时，A转变为粒状P。

片状渗碳体球化过程：
1、将片状珠光体加热到略 高于A1温度，得A加未完全 溶解的渗碳体
A

第二相颗粒在其基体中的溶 解度和其曲率半径有关，使 渗碳体界面处的A中存在碳 浓度差
A A

C原子的扩散得到A基体上
分布着粒状渗碳体 缓冷后得到粒状珠光体
A


2、将片状珠光体加热到略低于A1 温 度，得到F加片状渗碳体（位错的存在 使其与基体相接触处形成凹坑）。 凹坑使渗碳体界面处的F中存在碳浓度 差，引起C原子 球化过程：渗碳体的尖角处溶解、平 面处析出


3.亚（过）共析钢的珠光体转变
1.伪共析转变： 条件：冷却速度较快 成分：非共析成分 产物：伪共析组织
韧性：材料抵抗冲击载荷的能力。 弹性：伸长与载荷成正比，去除外力恢复原状的能力。
材料的各种力学性能有一定的联系，且与内部组织有关。
一、珠光体的力学性能

珠光体的力学性能：主要取决于钢的化学成分和热处 理后所获得的组织形态，如珠光体的片层间距、珠光体 团大小、原始奥氏体晶粒大小等有关； 珠光体的片层间距：取决于形成温度
S0减小，界面能升高；但相变驱动力增大

T8钢退火

索氏体(S)：铁素体与片状渗碳体的混合物，其片层比珠 光体更细密，在高倍显微镜下才能分辨出片层。
T 8 钢 正 火 ： 索 氏 体

托氏体：也是铁素体与片状渗碳体的机械混合物，其片层 比索氏体更细密，在一般光学显微镜下无法分辨，只能看 到黑色组织。（灰白色块状、针状为淬火马氏体 ）
•P片间距减小，G增大 •T降低， I,G减小 I和G都随T的降低而先增大后减小，极大值在550C左右。
2、珠光体转变动力学图
动力学特点：


珠光体转变有孕育期
550°C 等 温 时 的 孕 育 期最短 转变开始和结束时转变 速度较小，中段时间转

变加快，转变量50%时
转变速度最大。
3、先共析相的长大动力学
1.化学成分的影响
（1）碳含量的影响： 亚共析钢：随含C量增加，先共析F速度减慢，使P转变速 度减小。 原因:随含C量增加，F形核率减少，F长大时所需扩散离去 的C量增大。 过共析钢:随含C量的增高，渗碳体形核率越大，碳在A中 的扩散系数增大，P转变速度增大。 过共析钢不完全奥氏体化更易发生珠光体转变。 奥氏体成分的不均匀性和过剩相均加速珠光体转变。
2、珠光体的形成过程

转变特点：转变温度较高，Fe、C原子能长距离扩散，晶 界、晶体缺陷处形核功小，在较小过冷度下就可转变。 形核位置：晶界、晶体缺陷比较密集的区域。 转变过程：铁、碳原子的扩散、点阵重构，即

相组成：
碳含量： 点阵结构：


0.77% 面心立方
→

0.02% 体心立方
ห้องสมุดไป่ตู้
+
Fe3C

渗碳体晶核不仅 纵向长大 ，也
横向长大
2. 珠光体的横向长大：

片状渗碳体晶核吸收两侧碳
原子，使A碳浓度降低到足
以形成F时，在渗碳体的两
侧形成F片；

新生成的F片伴随渗碳体片 纵向长大时，也横向长大； 循环下去，就形成了渗碳体 片和F片相间的片状P。
3）同时，在晶界其他部位、在长大着的P和A的相界上也可 产生新的渗碳体晶核；

亚共析钢中，先共析铁素体的 转变动力学曲线也呈“C”曲线， 在珠光体转变曲线的左上方，
随碳含量增加而移向右下方。

过共析钢中，先共析渗碳体的 转变动力学曲线在珠光体转变
曲线的左上方，随碳含量增加
而逐渐向左上方移动。
4、影响珠光体转变动力学的因素

即：影响形核率和长大速度的因素 内因：化学成分、组织结构; 外因：加热温度、保温时间


避免方法：退火加热温度必须在Acm点以下。
形成条件：加热温度高、A晶粒粗大、成份均匀、冷却缓 慢，易形成网状。 消除办法：加热到Acm点以上，使渗碳体全部溶于奥氏体， 然后快速冷却使其发生伪共析转变，然后再进行球化退火。 魏氏组织：片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织。