珠光体转变课件

第二章珠光体转变（6课时)§2-1钢的冷却转变概述图2-1TTT曲线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。第二章珠光体转变（6课时)§2-1钢的冷却转变概述图1图2-2共析碳钢IT图Mf高温中温低温图2-2共析碳钢IT图Mf高温中温低温2Ar1~550℃，Fe、C原子均可扩散。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。高温转变图2-3层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团Ar1~550℃，Fe、C原子均可扩散。高温转变图23

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。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。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。中温转变550℃~220℃，C原子可扩散4图2-4(a)上贝氏体X600(b)下贝氏体X400图2-4(a)上贝氏体X600(b)下贝5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。

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6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)图2-5(a)低碳钢中的板条马氏体(X80)7IT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)一前一后图2-6珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化8CT图过冷奥氏体连续冷却转变图，ContinuousCoolingTransformation（CCT）图，CT曲线，CCT曲线。一般采用快速膨胀仪测定。图2-7共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线

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。CT图图2-7共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线c9§2-2珠光体的组织和性能珠光体的组织形态片状珠光体球状珠光体铁素体基体上分布着球状渗碳体。

形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~200§2-2珠光体的组织和性能球状珠光体10(a)(b)图2-8(a)片状珠光体(b)球状珠光体(a)(b)图2-8(a)片状珠光体(b)球11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

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12原因：

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。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。

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。原因：在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要13

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。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。

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14碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响

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。图2-10碳含量对亚共析钢性能的影响碳含量/wt%图2-11碳含量对钢的韧性的影响试验温度/℃碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响图2-10碳含量对亚共析15

§2-3珠光体转变机理图2-12自由能-成分曲线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。§2-3珠光体转变机理图2-12自由能-成分16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形成时的领先相珠光体的长大方式图2-13共析碳钢珠17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。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。珠光体的形核18第二章珠光体转变课件19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。在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。珠光体的横向生长20§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。§2-4珠光体转变的动力学

珠光体转变动力学特点21

转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，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。

形核率转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，形核22图2-15形核率与转变温度的关系~550℃图2-15形核率与转变温度的关系~550℃23长大速度图2-16长大速度与转变温度的关系~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。长大速度图2-16长大速度与转变温度的关系~550℃长24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。①含碳量亚共析钢：C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。钢的化学成分影响珠光体转变动力学的因素①含碳量钢的化学成分25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。过共析钢：26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合金元素图2-17合金元素对共析点位置的影响27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;5-1%Ni;6-1.56%Mn;7-3%Ni;8-3.5%Mn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28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。改变奥氏体向珠光体转变的自由能；29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。奥氏体的均匀化程度和残余渗碳体30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。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。奥氏体化加热温度和保温时间31§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。图2-19伪共析转变区域§2-5先共析转变非共析钢在发生珠光体转变32

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-成分区先共析转变条件图2-20不同形态析出相的温度-成分区33

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。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。先共析相的形态34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2-21亚共析钢中的魏氏铁素体形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁35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先共析渗碳体形态图2-22过共析钢中的魏氏渗碳体36图2-23铝元素对先共析渗碳体的影响(a)图2-23铝元素对先共析渗碳体的影响(a)37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；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。魏氏铁素体形成条件38§2-6合金钢中其他类型的奥氏体

高温分解转变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。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。§2-6合金钢中其他类型的奥氏体

高温分解转变特殊碳化物与39纤维状碳化物与铁素体的聚合物

聚合物形态珠光体球团；直接从奥氏体长出具有大体平行的边界；枞树叶状，纤维以一个中轴对称排列。

图2-230.2C-4Mo钢在650℃转变后的组织纤维状碳化物与铁素体的聚合物图2-230.2C-4Mo钢在40纤维直径约为20~50nm，其间距至少比普通珠光体组织小一个数量级，在碳含量为0.2%时，钢就具有全共析组织。纤维状组织具有很好的机械性能，例如，0.2C-4Mo钢在600~650℃转变后，屈服强度770MPa。等温处理或控冷处理。纤维状碳化物可以是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等。纤维直径约为20~50nm，其间距至少比普通珠光体组织小一个41相间沉淀组织

合金钢等温转变铁素体中有极细小的合金碳化物以层状弥散析出，称相间沉淀或相间析出。碳化物直径小于10nm，层间距离约在5~50nm间变化；特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；图2-240.02C-0.032Nb钢在600等温40min后NbC相间沉淀的分布相间沉淀组织图2-240.02C-0.032Nb钢在60042与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转变为强化铁素体的经济方法，高强度低合金钢的发展和应用与相间沉淀的研究密切相关。钒钢、钛钢、铌钢、钨钢在650~850℃温度范围内，基本上只生成相间沉淀组织；钼钢在600~850℃温度范围内，可同时观察到纤维状碳化物和相间沉淀碳化物；铬钢在600~800℃温度范围内，可出现以上三种碳化物组织。与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转变为强43高温区直接转变产物的机械性能含强碳化物形成元素的低合金钢在高温区直接转变后，其强化机理有三个，即晶界强化、固溶强化和弥散强化。晶界强化是通过控制热轧和弥散分布的碳化物钉扎晶界，以防止再结晶和晶粒长大，是晶粒显著细化而实现的。固溶强化的作用不大，因为碳和合金元素都用于形成碳化物了。弥散强化是相间沉淀组织对强度的贡献。当微粒足够细小、数量足够多时，弥散强化可使屈服强度提高500~600MPa，远远高于其他机理对铁素体强化的贡献。大部分金属材料属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生的，因此，任何阻止位错运动的因素都可以成为提高金属材料强度的途径。高温区直接转变产物的机械性能44

固溶强化

当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度和硬度上升，塑性和韧性值下降。图2-25Cu－Ni固溶体的机械性能与成分的关系图2-26Al－Mg固溶体的应力－应变曲线σbδ固溶强化当合金由单相固溶体构成时，随溶质原子含量45

固溶强化的实质：晶体结构中的弹性交互作用、电交互作用和化学交互作用。其中最主要的是：溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。Cotrell气团模型：溶质原子与位错弹性交互作用的结果，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小点阵畸变，降低体系的能量（它对位错有“钉扎”作用）。图2-27不同溶质原子在位错周围的分布状态固溶强化的实质：晶体结构中的弹性交互作用、电交互作用46晶界强化

合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。晶界强化利用晶界上原子排列的不规则性，原子能量高这一特点，对材料进行强化。双晶粒的拉伸试验说明：晶界对形变有阻碍作用。图2-28双晶粒拉伸示意图图2-29低碳钢的σs

与晶粒大小的关系晶界强化合金的晶粒越细小，内部的晶粒和晶界的数目就越多。47低碳钢的σs

与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可用Hall－Petch公式表示：

σs＝σ0+Kd－1/2（2-3）晶界强化理论的提出：针对不同常规材料，探索抑制其晶粒长大的办法；在世界范围掀起了研究纳米材料的狂潮；可以实现在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，获得最佳的强韧性配合。低碳钢的σs与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系，可48加工硬化

加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象。加工硬化（冷变形）是热处理不能强化的金属材料的主要强化方法。易滑移阶段（位错少干扰）线性硬化阶段（位错塞积）抛物线硬化阶段（螺旋位错启动，位错密度下降）加工硬化曲线分为三阶段:图2-30加工硬化曲线示意图加工硬化加工硬化是指金属材料随着塑性变形程度的增加，强易49加工硬化的实质:金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细化亚组织，因而产生大量的位错，晶格严重畸变，内部应力增加，其宏观效应就是加工硬化。图2-31晶粒度对加工硬化曲线的影响加工硬化的实质:金属塑性变形时内部产生滑移，使晶粒变形和细50时效强化

时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下保温析出过渡相、第二相等而实现对材料强化的方法。图2-32铝合金分类示意图时效强化时效强化是指获得过饱和固溶体后，在一定温度下保温51第二相强化（弥散强化）

通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法。第二相一般指各种化合物质点。生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布的第二相；也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；还可通过共析反应获得；另外还可通过粉末冶金方法获得。获得第二相的途径：第二相强化（弥散强化）通过各种工艺手段使第二相质点弥散分52弥散强化的主要影响因素：

颗粒直径

第二相含量（体积分数）

第二相的分布状态第二相的强化机制：图2-33绕过机制图2-34切割机制弥散强化的主要影响因素：第二相的强化机制：图2-33绕过机53第二章珠光体转变（6课时)§2-1钢的冷却转变概述图2-1TTT曲线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。第二章珠光体转变（6课时)§2-1钢的冷却转变概述图54图2-2共析碳钢IT图Mf高温中温低温图2-2共析碳钢IT图Mf高温中温低温55Ar1~550℃，Fe、C原子均可扩散。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。高温转变图2-3层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团Ar1~550℃，Fe、C原子均可扩散。高温转变图256

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。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。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。中温转变550℃~220℃，C原子可扩散57图2-4(a)上贝氏体X600(b)下贝氏体X400图2-4(a)上贝氏体X600(b)下贝58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。

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59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)图2-5(a)低碳钢中的板条马氏体(X80)60IT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)一前一后图2-6珠光体和贝氏体两转变曲线的位置变化61CT图过冷奥氏体连续冷却转变图，ContinuousCoolingTransformation（CCT）图，CT曲线，CCT曲线。一般采用快速膨胀仪测定。图2-7共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线

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。CT图图2-7共析碳钢的CCT图珠光体转变中止线c62§2-2珠光体的组织和性能珠光体的组织形态片状珠光体球状珠光体铁素体基体上分布着球状渗碳体。

形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~200§2-2珠光体的组织和性能球状珠光体63(a)(b)图2-8(a)片状珠光体(b)球状珠光体(a)(b)图2-8(a)片状珠光体(b)球64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

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65原因：

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。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。

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。原因：在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要66

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。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。

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67碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响

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。图2-10碳含量对亚共析钢性能的影响碳含量/wt%图2-11碳含量对钢的韧性的影响试验温度/℃碳含量对铁素体-珠光体钢性能的影响图2-10碳含量对亚共析68

§2-3珠光体转变机理图2-12自由能-成分曲线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。§2-3珠光体转变机理图2-12自由能-成分69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形成时的领先相珠光体的长大方式图2-13共析碳钢珠70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。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。珠光体的形核71第二章珠光体转变课件72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。在珠光体生长的后期，会出现分岔长大现象。珠光体的横向生长73§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。§2-4珠光体转变的动力学

珠光体转变动力学特点74

转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，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。

形核率转变温度较高时，扩散容易，形核功起主导作用；温度降低，形核75图2-15形核率与转变温度的关系~550℃图2-15形核率与转变温度的关系~550℃76长大速度图2-16长大速度与转变温度的关系~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。长大速度图2-16长大速度与转变温度的关系~550℃长77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。①含碳量亚共析钢：C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。钢的化学成分影响珠光体转变动力学的因素①含碳量钢的化学成分78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。过共析钢：79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合金元素图2-17合金元素对共析点位置的影响80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;5-1%Ni;6-1.56%Mn;7-3%Ni;8-3.5%Mn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81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。改变奥氏体向珠光体转变的自由能；82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。奥氏体的均匀化程度和残余渗碳体83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。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。奥氏体化加热温度和保温时间84§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。图2-19伪共析转变区域§2-5先共析转变非共析钢在发生珠光体转变85

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-成分区先共析转变条件图2-20不同形态析出相的温度-成分区86

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。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。先共析相的形态87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2-21亚共析钢中的魏氏铁素体形成温度较低时，铁原子不易作长距离扩散，使非共格晶界不易迁88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先共析渗碳体形态图2-22过共析钢中的魏氏渗碳体89图2-23铝元素对先共析渗碳体的影响(a)图2-23铝元素对先共析渗碳体的影响(a)90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；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。魏氏铁素体形成条件91§2-6合金钢中其他类型的奥氏体

高温分解转变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。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。§2-6合金钢中其他类型的奥氏体

高温分解转变特殊碳化物与92纤维状碳化物与铁素体的聚合物

聚合物形态珠光体球团；直接从奥氏体长出具有大体平行的边界；枞树叶状，纤维以一个中轴对称排列。

图2-230.2C-4Mo钢在650℃转变后的组织纤维状碳化物与铁素体的聚合物图2-230.2C-4Mo钢在93纤维直径约为20~50nm，其间距至少比普通珠光体组织小一个数量级，在碳含量为0.2%时，钢就具有全共析组织。纤维状组织具有很好的机械性能，例如，0.2C-4Mo钢在600~650℃转变后，屈服强度770MPa。等温处理或控冷处理。纤维状碳化物可以是Mo2C,W2C,VC,Cr7C3和TiC等。纤维直径约为20~50nm，其间距至少比普通珠光体组织小一个94相间沉淀组织

合金钢等温转变铁素体中有极细小的合金碳化物以层状弥散析出，称相间沉淀或相间析出。碳化物直径小于10nm，层间距离约在5~50nm间变化；特殊碳化物:VC,NbC,TiC,Mo2C,Cr7C3,Cr23C7,W2C,等；图2-240.02C-0.032Nb钢在600等温40min后NbC相间沉淀的分布相间沉淀组织图2-240.02C-0.032Nb钢在60095与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转变为强化铁素体的经济方法，高强度低合金钢的发展和应用与相间沉淀的研究密切相关。钒钢、钛钢、铌钢、钨钢在650~850℃温度范围内，基本上只生成相间沉淀组织；钼钢在600~850℃温度范围内，可同时观察到纤维状碳化物和相间沉淀碳化物；铬钢在600~800℃温度范围内，可出现以上三种碳化物组织。与淬火加回火相比，相间沉淀提供了一种直接由奥氏体转变为强96高温区直接转变产物的机械性能含强碳化物形成元素的低合金钢在高温区直接转变后，其强化机理有三个，