第二章 珠光体转变

1. 第二章 珠光体转变 • 冷却过程中的转变，即A向其它组织的转变

2. 重点和难点 重点：1.掌握珠光体的组织形态和晶体结构； 2.了解珠光体的形成机理； 3.掌握珠光体产物的力学性能。 难点：珠光体的形成机理； 珠光体产物的力学性能

3. 意义 珠光体转变是典型的扩散型相变，在生 产中十分重要。 研究珠光体转变不仅与为了获得其产物的热处理工艺退火、正火等有关。而且与避免产生珠光体产物的热处理淬火、等温淬火有关。 本章重点研究珠光体组织形态、形成过程、转变速度、力学性能及影响因素。

4. §2．1珠光体的组织形态和晶体结构 • 珠光体的形态：共析成分的奥氏体冷却到A1以下时，将分解为铁素体与渗碳体的混合物，称为珠光体。缓冷所得的珠光体呈层片状，称为片状珠光体；

5. 一、珠光体的形态 1.珠光体领域(团）：片状珠光体的片层位向大致相同的区域称为珠光体领域，在一个奥氏体晶粒内，可有几个珠光体团。 2.层片间距S0：珠光体团中相邻的两片渗碳体(或铁素体)中心之间的距离称为珠光体的层片间距S0。

6. 2. 层片间距与索氏体和屈氏体 • 珠光体的片间距和过冷度关系如下： S0 = C /△T 其中: C =8.02×10 4(nm·K)；S0：珠光体的片间距(nm)；△T：过冷度，即珠光体转变温度与临界点A1之差 2.珠光体、索氏体、屈氏体 • 珠光体(P):是指光学显微镜下能明显分辨出片层的珠光体， S0=150～450 nm; 形成温度A1~650℃，硬度小于HRC25；

7. 索氏体(S):S0=80～150 nm；形成温度650~600℃，HRC25~35； • 屈氏体(T):S0=30～80 nm；形成温度600~550℃，HRC35~40； • 粒状珠光体:渗碳体以颗粒状存在于铁素体中。 • 总结：无论P、T、S，均为铁素体和渗碳体的混合组织，不同的只是片层间距，性能不同 • 分析P、S、T生产条件（冷却速度，等温温度）

8. 二、 P的晶体学，即新相与母相的位向关系 • F与A有一定的位向关系。 （110）r∥(112)α; [112] r∥[110] α • 而在亚共析钢中，先共析α与A的位向关系为： （111）r∥(110)α; [110] r∥[111] α • 在一个珠光体团中，F与Fe3C之间也存在一定的们向关系。 第一类：（001）γ∥ α; [100] cem ∥ α， [010] cem ∥[111] α 第二类：（001） cem ∥ α; [100] cem ∥ α（相差2º36´）；[010] cem ∥[113] α（相差2º36´）。

9. §2．2 珠光体形成过程 一、珠光体形成的热力学 由共析成分的奥氏体转变为珠光体时: A → P ( F + Cm) C%：P：0.77, F：0.02，Cm：6.69。 因此，只要考虑这三相(A，F，Cm)自由能的变化, 即可了解相变的过程

10. 1.在T1（A1）温度 A与P的自由能差为0，故没有相变的驱动力，所以三相保持平衡状态，即A不能转变为P。 2.在T2（T2低于T1）温度 A→Ac+Fa A →Ad+Fe3C 此时，三相共存在，与Fe3C相接触的A成分为d，与F相接触的A的成分为c，A中存在碳浓度梯度，碳原子发生扩散，最终，A转变为P。 结论： A向P转变的热力学条件是：有一定的过冷度 分析

11. 二、 片状P形成过程 1. 领先相 领先相，可以随相变发生的温度和A的成分不同而异. 亚共析钢: F为领先相 过共析钢: Fe3C为领先相 共析钢:一般认为领先相是Fe3C 2.  珠光体形成机制共析成分的奥氏体，在临界点以下发生如下转变：A → F + Fe3C 转变依赖于扩散，以得到所需要的浓度变化以及结构变化，转变也是一个形核和长大的过程。

12. (1)形核 （a）部位：在晶界和缺陷密集处形核,当然成分很不均匀时，也可在晶内形核。 (b)原因：易满足能量起伏;有利于出现成分、结构的起伏，降低形核功。 （c）形状：薄片。因表面积大，易接受扩散来的原子，且应变能小。

13. (2)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A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。

14. 分析P长大

15. (3)碳的扩散过程 （a）界面扩散    如图，在t1温度时，A中CA-F>CA-C，造成碳从A/F界面扩散到A/Cm界面(如图)，这便破坏了界面平衡，使CA-F↓，CA-C↑，进而导致F长大(引起CA-F↑)，Fe3C长大(引起CA-C↓)。 (b)由远离P区扩散  如图，因为CA-F>CA >CA-C，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(如图)。 (c)铁素体中C的扩散    如图，因为CF-A>CF-c，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 (4)铁原子的自扩散珠光体转变时，晶体点阵的改组是通过铁原子自扩散完成的。

16. 三、 粒状P的形成机制 1.  生产中广泛应用的球化处理，即通过下述方法得到粒状珠光体。 (1)低的A化温度，短的保温时间，以得到较多的未溶渗碳体粒子，缓冷（球化退火）。 (2)临界点下高的等温温度，长的保温时间，以得到粒状珠光体（调质处理）。 2. 片状转为粒状机制(1)由片状向粒状转变，可降低表面能，属自发过程。

17. (2)不同半径粒子，溶解度不同 • 胶态平衡理论： • 片状Fe3C的断裂机制 Fe3C片中有亚结构、亚晶界，界面张力作用下，易形成沟槽，沟槽尖角处，溶解度大，破坏了界面张力平衡，为达到平衡，沟槽进一步加深，最终导致渗碳体断裂、球化。

19. §2．3 亚（过）共析钢的珠光体转变 一、伪共析转变: 非共析成分的A在过冷条件下，在EˊSGˊ区域内发生的P转变，称为伪共析转变，其产物也称为P 二、亚共析钢中先共析F的析出 在G ` SE`线内析出

20. 1.先共析F的析出 （1）形核：在A的晶界上形核，一侧与A保持共格关系（K-S关系），另一侧则是非共格关系。 （2）长大机制 • 网状先共析F： 条件：对于原始C%较高的A，A晶粒粗大，冷却速度较快。 温度高，原子易扩散，非共格界面迁移比较容易，故先共析F晶核非共格一侧长大成球冠状，连接起来时，就形成了网状先共析F，相对来说，在原A晶内先共析F晶核少，且关键在于A晶内C%，很快达到共析成分，进入EˊSGˊ区就转变为P。

21. （2）长大机制 • 块状先共析F 条件：对于原始C%较低的A， A晶粒细小，等温温度高或冷却速度慢，有利于扩散。 在转变温度较高时，非共格界面迁移比较容易，故先共析F晶核非共格一侧长大成球冠状 ，因为A中C%低，故先共析F形成时排出的C原子少，所以先共析F的界面迁移速度快；另一方面，因为A中C%低，晶内一定程度上也可以形成晶核，故先共析F的相对量就多，故先共析F可以长入A晶内，最后未转变的富碳A转变为P，得到块状先共析F和P。

22. 片状先共析F（魏氏组织）的形成 • 条件：A成分均匀、晶粒粗大、冷速适中 • 共格界面一侧利用切变机制沿着A中的某一晶面向内伸长，A中的这个晶面为（因为先共析F与A的位向关系是K-S关系），这个晶面称为先共析F 的惯习面。 • 因为A的{111}不是平行的，就是成60º、90º，故片状先共析F形态上互相平行或上成角度排列，这种组织称为魏氏组织，用W表示

23. 先共析铁素体的形状

24. T12A中的 魏氏组织渗碳体 45钢中的魏氏组织 铁素体

25. 三．先共析渗碳体的形成 • 对于过共析钢，A过冷到ES线以下，GˊS线以上区域均可得到先共析渗碳体，先共析渗碳体的形态有两种，即网状和片状（针状），片状即为W组织。 四．影响先共析相形态的主要因素 1.碳含量（图P41 2-22） • 亚共析钢： • C%>0.4%时,主要为网状先共析F(G); • C%：0.2-0.4%，主要为片状先共析F（W）；

26. 过共析钢： C%<1.2%时，主要为网状先共析渗碳体； C%>1.2%时，主要为W组织先共析渗碳体。 2.形成温度：等温转变温度和连续冷却速度 3.A晶粒度对先共析F的影响 粗大的A晶粒有利于形成W组织。

27. §2．4珠光体等温转变的动力学 一.  珠光体转变的形核率N及长大速度V(1) 珠光体转变的形核率N及长大速度V随过冷度△T的增加，先增后减。共析钢P转变时，N及V与温度关系见图 分析： △T的增加相变驱动力增大 Cγ-α与Cγ-Fe3C差值增大 片层间距减小 ，N、G增大。 △T的增加，原子扩散困难， N，G降低

28. 二 珠光体等温转变的动力学曲线及动力学图 1.方法：金相法 动力学曲线 动力学图 由于上图中曲线与“C”相似，故称曲线C；还因为温度、时间、转变三个英文名词以“T”开头，又称TTT曲线。 F=1-exp(-π/3NG3τ4),前提是：假设N、G为常数

29. 亚（ 过）共析钢的动力学转变图 亚共析钢：多一条先共析F析出线；过共析钢：多一条先共析渗碳体析出线。

30. 2.珠光体等温转变的特点 (a) 转变有孕育期 (b) 随着转变温度下降，孕育期变短，转变速度加快。当超过某一特定温度后，转变温度下降，孕育期反而增长，转变速度下降。"鼻尖"处对应N、V最大处。 (c) 从动力学曲线上可见，随时间增长，转变速度增加，当转变量超过50%，转变速度下降。 (d) 亚(过)共析钢的TTT曲线左上方有一先共析F(Fe3C)线.

31. 三. 影响珠光体转变动力学因素1.含碳量 • 亚共析钢：随C含量增加，先共析铁素体与P孕育期增长，析出速度下降，转变速度下降。 • 过共析钢：随C含量增加，先共析Fe3C与P孕育期缩短,析出速度增加，转变速度增加。 • 综上所述，共析钢的过冷A最稳定。 2.合金元素的影响 • 在C钢中P转变形成的是Fe3C，只需要C的扩散。含K形成元素的合金钢发生P转变时，形成的是合金渗碳体或特殊K，还需要Me的扩散。 • 综合影响的顺序：Mo、W、Mn、Cr、Ni、Si 。除Co、Al外，Me只要能溶入A体，都能推迟过冷A体向P体的转变，“C”曲线右移。 除Ni以外，所有合金元素使P转变“C”曲线向上移。

32. 3. 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，晶粒尺寸↑，晶界面积↓，P形核位置↓，N↓，V↓。    当奥氏体化温度↓，保温时间↓, A成分不均匀，晶粒尺寸↓，晶界面积↑，且有残余K存在，P形核位置↑，N↑，V↑。 上述二种影响，当P转变是在高温时更为剧烈。 4.原始组织的影响 主要指原始组织的粗细 5.应力的影响 6.塑性变形的影响

33. 复习 §2．1珠光体的组织形态和晶体结构 1.珠光体团或珠光体领域 2.珠光体片层间距与索氏体和屈氏体 S0∝1/ΔT §2．2 珠光体形成过程 1.珠光体形成的热力学 2 .片状P形成过程：形核、长大过程 3.粒状P的形成机制

34. 复习 §2．3 亚（过）共析钢的珠光体转变 一、伪共析转变 二、亚共析钢中先共析F的析出 §2．4珠光体的转变动力学 一、动力学图 二、特点 三、影响因素

35. §2．5珠光体转变产物的力学性能 钢的珠光体转变最终的产物，无外乎是P、先共析F、先共析渗碳体，但是，P的片层间距、P团的大小、P的含量、先共析相的相对量、形态都会影响到整个组织的性能。 一．共析成分的P性能 1．片状P的片层间距与P团大小对其性能的影响（分析）

36. 2. S0对冲击韧性的影响 这一影响是矛盾的两方面，S0越小，抵抗大能量的一次冲击能力降低，使аk降低；另一方面，S0越小，渗碳体越薄，具有较好的抗弯曲变形能力，使аk升高；共同作用，具有极值，即FATT先降后增。 3、P团直径的影响 规律和S0的影响是相同的。原因：P团直径减小，表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而引起应力集中有可能性降低，所以强度提高，ψ提高。

37. 4. 粒状珠光体的力学性能 • 在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度、硬度比片状的较低，塑性较好，这是由于： • (a) 相界面少，铁素体中位错易于滑动，故使塑变抗力减小。另一方面，由于相界面少，界面上位错塞积就多，正应力大，易于开裂。这两方面的因素均使强度降低； • (b) Fe3C呈颗粒状，没有尖角，不易产生应力集中，塑性好。 • (c)粒状P的加工性能好 （d）热处理变形小

38. 5. 派登处理 用于高碳钢的强韧化处理，具体步骤如下：高碳钢奥氏体化→铅浴等温(560℃)得到索氏体→冷拉(使F内位错密度提高，强度上升，片间距下降，而使Fe3C不致脆断)。最终得到强烈变形后的细珠光体(索氏体)，具有极好的强度与塑性的配合。（70-d2.0 2010-2250MPa,钢棒1030MPa)

39. 转变产物 珠光体型 珠光体 索氏体 屈氏体 粒状珠光体 符号 P S T P粒 转变温度（℃） A1～650 650～600 600～550 A1～650 组织本质 奥氏体发生共析反应生成的铁素体和渗碳体的混合物 相变类型 扩散型 组织形态 层片状 细层片状 极细层片状 在铁素体基体上分布着粒状Fe3C 硬度HRC 10～25 25～35 35～42 比片状珠光体硬度低 其它性能特点 片层间距越小，强度和塑性越好 与片状珠光体比较，强度低，而塑性、韧性好 珠光体产物力学性能数据

40. 二.亚共析钢的珠光体转变产物的力学性能 1.亚共析钢完全A化后冷却，有如下规律：(a) 随着钢中碳含量下降，先共析铁素体增加；(b) 当碳含量一定时，随冷速加大，或转变温度降低，先共析铁素体减少，珠光体量增加 ，但珠光体含碳量下降。 （1）亚共析组织的强度可由下列经验公式给出 s(MPa) = 15.4{fa1/3[2.3+3.8(Mn)+1.13d-1/2]+(1-fa1/3)[11.6+0.25S0-1/2]                   +4.1(Si)+27.6(N)1/2)}； (2-1) b(MPa) = 15.4{fɑ1/3[16+74.2(N)1/2+1.18d-1/2]+(1-fɑ1/3)[46.7+0.23 S0-1/2]+6.3(Si)} (2-2) 式中： fɑ—铁素体体积百分数； d—铁素体晶粒的平均直径(mm)； S0 —珠光体片平均间距(mm)。

41. 2．对塑性的影响 对韧性的影响 P:珠光体团的尺寸；t：渗碳体的厚度；Nf：固溶N量 (3). 最佳的珠光体层间距 Sopt为： Sopt = 6.7× 10-6(D - 0.12)2/3 其中： D为稀释因子，其值为D = 0.8fP/(%C)，fP为P的体积百分数。可见， 对于共析钢 D=1，亚共析钢快冷后得到的伪共析组织D > 1。 三. 过共析钢珠光体转变产物的力学性能过共析钢珠光体转变产物的力学性能与先共析Fe3C的形态有关。Fe3C为脆性相，呈网状时会造成晶界脆断，必须消除。

42. §2．6钢中碳化物的相间沉淀 相间沉淀：特殊K在F/A界面形核并长大。 一．相间沉淀的条件 1．首先必须在A中溶入足够的碳和合金元素（形成特殊K的），例：V、Ti、Nb、Mo等(VC、NbC、TiC、Mo2C)，A化的的温度必须高于K的溶解温度。 2．合适的温度冷却速度内转变 温度：在P和B转变温度之间，500-800℃。 冷速：冷速过慢，得到F+P，过快得到F+P+B 二．相间沉淀的机理 C的扩散与温度的关系分析，F/A界面C富集，形成特殊K，以共格和半共格的方式长大，细小弥散。

43. 三．相间沉淀产物的形态和性能 1．形态 细小，在光学显微镜下看不到，电子显微镜下可观察到在F中呈带状分布的粒状K，统称变态P，因为这种组织也是F+K的机械混合物。 面间距：相变温度越低，冷速越大，面间距越小，颗粒越细小。C%及合金元素含量越高，则K数量越多，面间距越小。 2．性能 相间析出的钢，其强度主要由以下三种强化机制提供。 • 晶粒细化强化 • 固溶强化 • 沉淀强化（弥散强化） • 实验数据表明，在三种强化机制中，沉淀强化对强度的贡献最大，最高可达600Mpa。 • 应用：控轧非调质钢，控制轧制温度和冷却速度，达到细化晶粒和析出沉淀相而强化。