珠光体转变性质和原理
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热处理工艺学课件-第03章珠光体转变
珠光体的晶体结构
渗碳体呈短棒状或颗 粒状，其晶体结构为 复杂的正交结构。
渗碳体和铁素体间 以特定的晶体学关系 相间排列，形成层状 结构。
铁素体呈长条状，其 晶体结构为体心立方 结构。
珠光体的特性
珠光体组织具有较高的强度和硬 度，因此钢的强度和硬度主要取 决于珠光体组织的数量和形态。
珠光体的层状结构使其具有良好 的塑性和韧性，有利于钢的切削
04
珠光体转变的影响因素
合金元素的影响
合金元素对珠光体转变的影响主要体现在改变奥氏体的稳定性，从而影响珠光体的 形核和长大过程。
例如，一些合金元素（如铬、镍、锰等）能够提高奥氏体的稳定性，使珠光体转变 温度升高，转变孕育期延长。
另外一些合金元素（如钨、钼、钒等）则降低奥氏体的稳定性，使珠光体转变温度 降低，转变速度加快。
石油化工
在石油化工行业中，许多设备和管 道都需要能够承受高温和腐蚀的金 属材料，珠光体转变能够提高金属 材料的耐腐蚀性和强度。
珠光体转变在材料科学研究中的应用
相变动力学
计算材料学
珠光体转变是材料科学中的重要相变 过程，研究珠光体转变的相变动力学 有助于深入了解材料的性能和行为。
利用计算机模拟珠光体转变的过程， 可以预测材料的性能，为新材料的开 发提供指导。
在转变完成后，冷却速率对珠光体的形貌和晶体学取向也有影响。在缓 慢冷却条件下，珠光体容易形成片层较厚、晶体学取向较差的组织。
05
珠光体转变的研究进展
新型珠光体转变的研究
新型珠光体转变的发现
近年来，随着材料科学的发展，人们发现了新型珠光体转变，这 种转变具有不同于传统珠光体转变的特点和机理。
新型珠光体转变的特性
合金设计
三 珠光体转变
3、残余碳化物 、 残余碳化物可作为P形核时的核心， 残余碳化物可作为 形核时的核心，从而 形核时的核心 形成速度。 无影响。 增加P形核率 。提高P形成速度 增加 形核率N。提高 形成速度。对G无影响。 形核率 无影响 以上三个方面说明N对结构是敏感的， 以上三个方面说明 对结构是敏感的， 对结构是敏感的 对结构是不敏感的， 有关。 而G对结构是不敏感的，只和△T有关。 对结构是不敏感的 只和△ 有关 4、塑性变形 、 形变使A中缺陷密度增加，并使 晶粒碎化 晶粒碎化， 形变使 中缺陷密度增加，并使A晶粒碎化， 中缺陷密度增加 增加P形核位置； 增加 形核位置； 形核位置 同时缺陷可提高D 有利于P形核率 形核率N↑ 同时缺陷可提高 C，有利于 形核率 ↑，G↑ ↑ 提高P形成速度。 提高 形成速度。 形成速度
1、片状P的组织形态特点
交替排列的片层状组织 ①F和Fe3C交替排列的片层状组织 和 交替排列的 其中按重量比F占 其中按重量比 占88%，Fe3C占12%， ， 占 ， 所以F片较厚 片较厚， 片较薄。 所以 片较厚， Fe3C片较薄。 片较薄 ②每一个排列方向大致相同的小区域叫珠 光体团 光体团 Pearlite Nodule（或称珠光体领 （ 域Pearlite Colony) 既使在一个P团中 团中， 的排列方向并非完 ③既使在一个 团中，K的排列方向并非完 全一致，有一些<1°位向差的亚结构 亚结构（ 全一致，有一些 °位向差的亚结构（亚 晶）。
35Mn2 35Mn2Si 如 鼻点孕育期 1s 5s 35Mn2Mo 35Mn2V 35Mn2SiMoV 30s 100s 1000s
％）可显著地推 ③微量的硼（0.0001～0.025％）可显著地推 微量的硼（ ～ ％） 迟亚共析钢的A→ 转变 转变。 迟亚共析钢的 →P转变。
9.2.2 珠光体的转变机制
(d)
(e)
17
横向长大
α Fe3C Fe3C
纵向长大
横向长大
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
片状珠光体的形成过程示意图
18
珠光体核形貌演化
随珠光体形成温度降低，渗碳体和铁素体片逐渐减 薄缩短，同时两侧连续形成速度及其纵向长大速度 都发生改变，珠光体群的轮廓也逐渐由块状变为扇 形，继而为轮廓不光滑的团絮状，即由片状珠光体 逐渐变为索氏体或屈氏体。 19
大方式而球状化。
39
对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形， 将增大珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度 和亚晶界数量，有促进渗碳体球状化的作用。
40
（2）片状珠光体的低温退火
如果原始组织为片状珠光体，将其加热到A1 稍
下的较高温度长时间保温，片状珠光体能够自
发地变为颗粒状的珠光体。
这是由于片状珠光体具有较高的表面能，转变
为粒状珠光体后系统的能量（表面能）降低，
是个自发的过程。
41
从亚晶界处溶断
42
渗碳体片溶断，球化过程示意图
43
粒状珠光体组织
44
（3）高温回火获得
粒状珠光体也可以通过马氏体或贝氏体的高温回
火来获得。马氏体和贝氏体在中温区回火得到回 火屈氏体组织，而高温区回火获得回火索氏体组 织。 进一步提高回火温度到A1稍下保温，细小弥散的 碳化物不断聚集粗化，可以得到较大颗粒状的碳 化物。铁素体晶粒不断变成较大的等轴晶粒，最 后成为球状珠光体组织。
Fe
3
C
(a)
13
（2）在渗碳体片两侧形成铁素体片：渗碳体横向长 大时，吸收两侧奥氏体中的C而使其碳浓度降低， 当奥氏体的碳含量降低到足以形成铁素体时，就 在渗碳体片两侧形成铁素体片。铁素体横向长大 时，向侧面奥氏体中排出多余的C而使其碳浓度 增高，从而促进在铁素体侧面形成新的渗碳体片。
3珠光体转变
先共析F形成示意图
（B）过共析钢中先共析Fe3C形成
过共析钢会析出先共析Fe3C 形态：网状、片状（针）－魏氏组织 晶体学关系： Fe3C与Ａ之间具有Pitsch关系
1. 珠光体等温转变的动力学曲线及动力学图
亚（过）共析钢珠光体等温转变动力
2.影响珠光体转变动力学因素
1）含碳量的影响
在亚共析钢中，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。
这是由于随C含量增加，获得F晶核几率下 降。F长大时，需扩散去的碳量增大，析出速 度下降，而P的析出在F之后，F析出减慢， P的析出也减慢。
片状珠光体
（T8钢990℃炉冷）500×
片状珠光体 （T8钢800℃炉冷）1000×
高倍下有浮凸片状珠光体
（T8钢840℃炉冷）3800×
片状珠光体片层间距（ S0 ）： 片状珠光体相邻两片渗碳体（铁素体）中心 之间的距离。
影响因素 温度，随T↓， S0 ↓ 原因： （1）随T↓ ，碳原子扩散速度减小 （2）过冷度越大，形核率越高
在过共析钢中，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。这是由于随C量增加，获得 Fe3C晶核几率增加，P的形成是在Fe3C之后， 故也加快。 • 综上所述，共析钢的A最稳定。
2）加热和保温时间的影响
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↑，晶界面积↓， P形核位臵↓，I↓，V↓。 当奥氏体化温度↓，保温时间↓, A成分不均匀，晶粒 ↓，晶界面积↑， 且有残余K存在，P形核位臵↑，I↑， V↑。 上述二种影响，当P转变是在高温时更为剧烈。
第三章珠光体转变
2、珠光体的形成机理 （1）形核
γ(0.77%C) → α(~0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （体心立方） （复杂单斜）
条件：同样需要满足系统内的“结构起伏、成分起伏和 能量起伏”。 部位：晶核多半产生在奥氏体的晶界上（晶界的交叉点 更有利于珠光体晶核形成），或其它晶体缺陷（如位错） 比较密集的区域。
c)表示由晶界长出的渗碳体片，伸向 晶粒内后形成了一个珠光体团。
其中a)和b)为离异共析组织。
3.2.3 粒状珠光体形成机制
1) 粒状珠光体的形成 特定条件是：奥氏体化温度 低，保温时间较短，即加热 转变未充分进行，此时奥氏 体中有许多未溶解的残留碳 化物或许多微小的高浓度C的 富集区，
其次是转变为珠光体的等温 温度要高，等温时间要足够 长，或冷却速度极慢，这样 可能使渗碳体成为颗粒（球） 状，即获得粒状珠光体。
对奥氏体施加等向压应力，有降低珠光体形成温度、 共析点移向低碳和减慢珠光体形成速度的作用。这与 等向压应力下原子迁移阻力增大，C、Fe原子扩散、晶 体点阵改组困难有关。
3、特殊形态的P
当钢中含有一定数量 的合金，形成碳化物 时形态多样。
片状--粒状--针状—纤 维状
3.1.2珠光体的晶体结构
1、位向关系
通常珠光体均在奥氏体晶界上形核， 然后向一侧的奥氏体晶粒内长大成 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入的 奥氏体晶粒之间则形成不易动的共 格界面，并保持一定的晶体学位向 关系。在一个珠光体团中的铁素体 与渗碳体之间存在着一定的晶体学 位向关系，这样形成的相界面，具 有较低的界面能，同时这种界面可 有较高的扩散速度，以利于珠光体 团的长大。
3珠光体转变.
2、珠光体的组织形态
片状珠光体
珠光体形态
粒状珠光体
1）片状P的显微结构：
●由Fe3C片和F片互相交替排列组成的。 ●试样用4％硝酸酒精溶液浸蚀，显示P由片状Fe3C（暗色）和F （白色）组成。 ●试样经深浸蚀将F优先腐蚀掉， 再用扫描电镜观察，片状 Fe3C成浮凸像。
片状珠光体
（T8钢990℃炉冷）500×
2）粒状P的显微结构：
球化退火显微组织 （T10钢球化退火）580X
粒状珠光体 （T8钢球化退火） 550×
关于粒状珠光体的几个要点
●粒状珠光体:Fe3C以粒状分布于F基体上形成
的混合组织。
●采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。
● Fe3C的量由钢的C%决定 ，
● Fe3C的尺寸,形状由球化工艺决定。
其中: C =8.02×10 3(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。
S0 = C /△ T
亚共析钢显微组织（45钢，退火）×580 铁素体为浅蓝颜色，珠光体为多种颜色
过共析钢显微组织（T12钢，退火）×580
珠光体+白色网状渗碳体
片状珠光体分为三种：
一般所谓的珠光体(P)，是指光学 显微镜下能明显分辨出片层的珠光 体，此时片间距为150～450 nm， 当片间距为80～150 nm时，称为索 氏体(S)，片间距为30～80 nm时， 称为屈氏体(T)。
珠光体形貌像
光镜下形貌
电镜下形貌
索氏体形貌像
光镜形貌
电镜形貌
屈氏体形貌像
光镜形貌
电镜形貌
②淬火变形、开裂倾向小，疲劳强度（σ-1）高。 ③可切性能好，对刀具磨损小。
第三章 珠光体转变
粒状珠光体
3.1 珠光体的组织特征
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。在片状 珠光体组织中，一对铁素体片和渗碳体片的总厚度称为“珠光 体片层间距”，以S0表示。 若干大致平行的铁素体和渗碳体片组成一个“珠光体晶粒” 或“珠光体团”，在一个奥氏体晶粒内，可形成几个珠光体团 。
层片状珠光体示意图
3.1 珠光体的组织特征
根据片层间距大小的不同，可将珠光体分为三种。
3.1 珠光体的组织特征
珠光体——一般所谓的片状珠光体是指在光学显微镜下能明 显分辨出铁素体和渗碳体层片状组织形态的珠光体。它的片 间距大约为450~150nm，形成于A1~650℃温度范围内。
3.1 珠光体的组织特征
索氏体——如果形成温度较低，在650~600℃温度范围内形 成的珠光体，其片间距较小，约为150~80nm，只有在高倍 的光学显微镜下（放大800~1500倍时）才能分辨出铁素体和 渗碳体的片层形态。
3.3 珠光体动力学
（3）形核率I和长大速度G与转变时间的关系
当转变温度一定时，随转 变时间的延长，I 逐渐增大 ，而对G无明显的影响。
3.3 珠光体动力学
1、有孕育期，且随温度的 变化有极小值； 2、温度降低，转变速度增 加，对应鼻点温度时转变速度 最大； 3、转变时间增加，转变量 增加，当转变量超过50%后， 转变速度减慢。 因为在A→P时，对A产生压 应力抑制A →P的转变，压应 力下，C、Fe原子扩散和晶格 改组困难。
3.1 珠光体的组织特征
珠光体形成的过程中，新相铁素体和母相奥氏体的位向关系 110 // 112 ; 112 // 110
在亚共析钢中，先共析铁素体与奥氏体的位向关系
(111) //(110 ) ;[110 ] //[111]
第四章 珠光体转变
第四章珠光体转变珠光体转变——当以缓慢速度冷却时，发生分解的过冷度很小，过冷奥氏体在高温下有足够的时间进行扩散分解，形成含碳量和晶体结构相差悬殊并和母相奥氏体截然不同的两个固态新相，即为珠光体组织。
奥氏体到珠光体的转变必然发生碳的重新排布及铁晶格的改组，因此其是一种扩散型相变。
这种冷却速度相当于炉冷或空冷的冷却方式，热处理生产上成为退火或正火。
§4.1 珠光体的组织形态及晶体学§4.2 珠光体转变机制§4.4 珠光体转变动力学§4.5 珠光体的力学性能§4.3 先共析转变和伪共析转变（略）§4.1 珠光体的组织形态及晶体学一、珠光体的组织形态珠光体（Pearlite）—铁素体和渗碳体组成的双相组织。
γ→P (F + Fe3C)面心立方体心立方复杂斜方0.77%C 0.0218%C 6.69%C根据在铁素体基体上分布的渗碳体形态，珠光体可分为两种：（1）片状珠光体（2）粒状珠光体（球状珠光体）其他特殊形态的珠光体图3-1 T8钢中的片状珠光体组织典型组织形态为：在铁素体基体上分布着片状渗碳体。
典型组织形态为：在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体的组织。
图3-3 T8钢中的粒状珠光体组织（经球化退火处理）由相间的铁素体和渗碳体片组成，呈层片状。
珠光体团——片状珠光体中片层方向大致相同的区域称为珠光体团。
珠光体的片间距S0——渗碳体与铁素体片厚之和。
（1）片状珠光体图3-2 片状珠光体的片层间距和珠光体团的示意图片间距S0是衡量片状珠光体组织粗细程度的一个主要指标。
S0取决于转变时的过冷度。
ΔT大，则转变温度低，S0小。
对于碳钢，Marder推导得出经验公式：S0=8.02×103/ ΔT进一步研究表明，仅当过冷度较小时S0与形成温度存在线性关系。
根据片层间距的大小，可将片状珠光体细分为以下三类：(1) 珠光体：在A1~650℃范围内形成，层片较粗，片层间距平均约0.15～0.45μm，在放大400倍以上的光学显微镜下便可分辨出层片；(2) 索氏体：在650~600℃范围内形成，层片比较细，片层间距平均为0.08~0.15μm，在大于1000倍的光学显微镜下可分辨出层片；(3) 屈氏体：在600~550℃范围内形成，层片很细，片层间距平均小于0.03～0.08μm，即使在高倍光学显微镜下也无法分辨出片层，只有在电子显微镜下才能分辨出层片。
第三章 珠光体转变
第三章 珠光体转变
热处理原理与工艺 第三章 珠光体转变
1
第三章 珠光体转变
导读
▪ 通过学习本章，重点掌握钢中珠光体的 概念，物理本质，组织结构特点，珠光 体转变的物理过程，分解动力学特征及 C曲线的影响因素。了解珠光体分解热力 学，形核长大机理等知识。
2
第三章 珠光体转变
第三章 珠光体转变
珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较 高的温度范围内进行的转变，共析碳钢约在A1~500℃ 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……Pearlite
3
3.1 珠光体的组织特征
第三章 珠光体转变
3.1.1 珠光体的组织形态
第
一
珠光体是过冷奥氏体在A1以下的共析转变产物，
节 是铁素体和渗碳体组成的机械混合物(P)。
珠
形状分类：片状珠光体、粒状(球状)珠光体和针
光 体
状珠光体；片状和粒状最常见。
的 1、片状珠光体
组
织
渗碳体呈片状，是由一层铁素体和一层渗碳体层
镜下可辨，用符号S 表示。
珠 光 体 的 组 织 特 征 光镜形貌
电镜形貌
13
第三章 珠光体转变
▪ ⑶ 托氏体
▪ 形成温度为600-550℃，片层极薄，电镜下可辨，
第 一
用符号T 表示。
节
珠
光
体
的
组
织
特
光镜形貌
电镜形貌
征
热处理原理与工艺 第三章 珠光体转变
1
第三章 珠光体转变
导读
▪ 通过学习本章，重点掌握钢中珠光体的 概念，物理本质，组织结构特点，珠光 体转变的物理过程，分解动力学特征及 C曲线的影响因素。了解珠光体分解热力 学，形核长大机理等知识。
2
第三章 珠光体转变
第三章 珠光体转变
珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以下比较 高的温度范围内进行的转变，共析碳钢约在A1~500℃ 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……Pearlite
3
3.1 珠光体的组织特征
第三章 珠光体转变
3.1.1 珠光体的组织形态
第
一
珠光体是过冷奥氏体在A1以下的共析转变产物，
节 是铁素体和渗碳体组成的机械混合物(P)。
珠
形状分类：片状珠光体、粒状(球状)珠光体和针
光 体
状珠光体；片状和粒状最常见。
的 1、片状珠光体
组
织
渗碳体呈片状，是由一层铁素体和一层渗碳体层
镜下可辨，用符号S 表示。
珠 光 体 的 组 织 特 征 光镜形貌
电镜形貌
13
第三章 珠光体转变
▪ ⑶ 托氏体
▪ 形成温度为600-550℃，片层极薄，电镜下可辨，
第 一
用符号T 表示。
节
珠
光
体
的
组
织
特
光镜形貌
电镜形貌
征
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。
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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 。
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
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。
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
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。 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
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 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)
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。
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 。
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
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。
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
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。 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
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 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)
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。