第十六章-珠光体

1、 珠光体转变珠光体转变即加热钢在冷却过程中由奥氏体即加热钢在冷却过程中由奥氏体 向珠光体（向珠光体（+Fe3C）的）的共析转变共析转变。 共析转变共析转变是一种典型的扩散型转变，其转变是一种典型的扩散型转变，其转变 产物为符合相图的平衡组织。共析转变在热处理产物为符合相图的平衡组织。共析转变在热处理 实践中极为重要，无论是金属材料还是陶瓷材料实践中极为重要，无论是金属材料还是陶瓷材料 都可以发生共析转变。因此，研究珠光体转变的都可以发生共析转变。因此，研究珠光体转变的 过程及其规律具有十分重要的意义。过程及其规律具有十分重要的意义。 研究珠光体转变的规律，不仅与为了获得研究珠光体转变的规律，不

2、仅与为了获得 珠光体转变产物的退火、正火、索氏体化处理珠光体转变产物的退火、正火、索氏体化处理 等热处理工艺有关，而且与为了避免产生珠光等热处理工艺有关，而且与为了避免产生珠光 体转变产物的淬火、等温淬火等热处理工艺也体转变产物的淬火、等温淬火等热处理工艺也 有密切的关系。有密切的关系。 本章主要讨论珠光体转变产物的组织形态、本章主要讨论珠光体转变产物的组织形态、 形成过程、力学性能及其影响规律。形成过程、力学性能及其影响规律。 本章学习重点：本章学习重点： p掌握珠光体的组织形态和晶体结构；掌握珠光体的组织形态和晶体结构； p了解珠光体的形成机理；了解珠光体的形成机理； p掌握珠光体的力学性

3、能。掌握珠光体的力学性能。 本章学习难点：本章学习难点： p珠光体的形成机理；珠光体的形成机理； p珠光体的力学性能。珠光体的力学性能。 一、珠光体的定义一、珠光体的定义 p共析钢加热保温并完全共析钢加热保温并完全 奥氏体化后缓慢冷却，奥氏体化后缓慢冷却， 在稍低于在稍低于A1温度下发生温度下发生 共析分解，其产物为共析分解，其产物为 与与Fe3C 的混合物，称的混合物，称 为为珠光体珠光体。 转变温度转变温度 珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度珠光体转变是过冷奥氏体在临界温度A1以以 下比较高的温度范围内进行的转变，共析钢约下比较高的温度范围内进行的转变，共析钢约 在在A1550温度之间发生，

4、故又称为高温转变。温度之间发生，故又称为高温转变。 二、珠光体的形态二、珠光体的形态 按照渗碳体的形态，珠光体可分为：按照渗碳体的形态，珠光体可分为： p片状珠光体片状珠光体 p粒状珠光体粒状珠光体 1、片状珠光体、片状珠光体 由一层铁素体片和渗碳体片交替紧密堆砌而成由一层铁素体片和渗碳体片交替紧密堆砌而成 （质量分数：渗碳体占（质量分数：渗碳体占12%，铁素体，铁素体88%） 。 片层间距片层间距一对铁素体片和渗碳体片的总厚一对铁素体片和渗碳体片的总厚 度，以度，以S0来表示。来表示。 珠光体团珠光体团若干具有大致相同位向的铁素体若干具有大致相同位向的铁素体 和渗碳体组成的一个晶体群，也称和

5、渗碳体组成的一个晶体群，也称“珠光体晶粒珠光体晶粒”。 珠光体团 原奥氏体晶界 Fe3C S0 珠光体片层间距珠光体片层间距 珠光体团珠光体团 根据珠光体片层间距的大小不同根据珠光体片层间距的大小不同, ,又细分为又细分为 珠光体珠光体、索氏体索氏体和和托氏体托氏体三种。三种。 三维珠光体如同放在水中的包心菜三维珠光体如同放在水中的包心菜 光镜下形貌光镜下形貌电镜下形貌电镜下形貌 珠光体：珠光体： p形成温度为形成温度为A1650，片层间距，片层间距150400nm， 500倍光镜下可辨，用符号倍光镜下可辨，用符号P表示表示. 电镜形貌电镜形貌光镜形貌光镜形貌 形成温度为形成温度为650600

6、,片层间距片层间距80150nm， 8001000倍光镜下可辨，用符号倍光镜下可辨，用符号S 表示。表示。 索氏体索氏体 光镜形貌光镜形貌 托氏体托氏体 p形成温度为形成温度为600550，片层，片层间距间距3080nm ，电镜，电镜 下可辨，用符号下可辨，用符号T 表示。表示。 电镜形貌电镜形貌 珠光体珠光体、索氏索氏 体体、托氏体托氏体三种组三种组 织并无本质区别，织并无本质区别， 只是形态上的粗细只是形态上的粗细 之分，因此其界限之分，因此其界限 也是相对的也是相对的。 片状珠光体的力学片状珠光体的力学 性能主要取决与其片层性能主要取决与其片层 间距和珠光体团的直径间距和珠光体团的直径

7、片间距越小，钢的片间距越小，钢的强度强度、 硬度硬度越高，而越高，而塑性塑性和和韧韧 性性略有改善。略有改善。 影响珠光体片层间距的因素影响珠光体片层间距的因素 温度（过冷度）温度（过冷度）：是影响的主要因素。冷却速度：是影响的主要因素。冷却速度 越大，形成温度越低，过冷度增大，越大，形成温度越低，过冷度增大，C在奥氏体在奥氏体 中的扩散能力减小，中的扩散能力减小，C扩散距离变小，只能形成扩散距离变小，只能形成 片层间距小的珠光体。片层间距小的珠光体。 共析钢的片层间距共析钢的片层间距S0与过与过 冷度冷度T T之间的关系可用如下经验公式来表达：之间的关系可用如下经验公式来表达： 3 0 10

8、 028 T S . 如果过冷奥氏体是在一个如果过冷奥氏体是在一个连续的冷却过程连续的冷却过程分解，分解， 则高温段所形成的珠光体层间距较厚，而低温段形则高温段所形成的珠光体层间距较厚，而低温段形 成的珠光体层间距较薄，这种成的珠光体层间距较薄，这种粗细不匀粗细不匀的组织将引的组织将引 起珠光体的力学性能不均匀，在外力作用下，将引起珠光体的力学性能不均匀，在外力作用下，将引 起不均匀的塑性变形而导致应力集中，使起不均匀的塑性变形而导致应力集中，使钢的强度钢的强度 和塑性都下降和塑性都下降，可能并对切削加工性能产生不利的，可能并对切削加工性能产生不利的 影响。因此影响。因此对结构钢一般采取等温退

9、火的方法，来对结构钢一般采取等温退火的方法，来 获得粗细较接近的珠光体组织获得粗细较接近的珠光体组织。 转变过程中温度突变对珠光体片层间距的影响转变过程中温度突变对珠光体片层间距的影响 C含量含量：亚共析钢，：亚共析钢，C含量增加，间距减小；过共含量增加，间距减小；过共 析钢，析钢， C含量增加，间距减小；共析钢间距大于含量增加，间距减小；共析钢间距大于 过共析钢。过共析钢。 合金元素合金元素：Co、Cr显著减小间距，显著减小间距，Cr的作用更明的作用更明 显。显。Ni、Mn、Mo增大间距（原因可能与这些元增大间距（原因可能与这些元 素对过冷度及碳的扩散影响有关）；素对过冷度及碳的扩散影响有关

10、）； 奥氏体晶粒大小及均匀程度奥氏体晶粒大小及均匀程度：基本上不影响间距。：基本上不影响间距。 下表所列数据表明，当奥氏体晶粒度由下表所列数据表明，当奥氏体晶粒度由2级减级减 小到小到89级时，珠光体片层间距未发生明显的变化，级时，珠光体片层间距未发生明显的变化， 但影响了珠光体团的大小。但影响了珠光体团的大小。 奥氏体化参数奥氏体化参数奥氏体晶粒度级数奥氏体晶粒度级数相变温度相变温度/层间距离层间距离 /mm2500 1050，20min27001.54 860，12min67001.38 860，20min67001.45 815，30min896941.65 0.78C%，0.63Mn%

11、钢奥氏体晶粒度对珠光体层间距离的影响钢奥氏体晶粒度对珠光体层间距离的影响 2、粒状珠光体、粒状珠光体 工业用钢中也可见到工业用钢中也可见到 在铁素体基体上弥散分布在铁素体基体上弥散分布 粒状渗碳体的组织，称为粒状渗碳体的组织，称为 “粒状珠光体粒状珠光体”或或“球状球状 珠光体珠光体”，一般是经过球，一般是经过球 化退火或淬火后经中、高化退火或淬火后经中、高 温回火而得到的。温回火而得到的。 500 粒状珠光体的力学性能：粒状珠光体的力学性能：主要取决于渗碳主要取决于渗碳 体颗粒的大小、形态和分布。一般来说，当成体颗粒的大小、形态和分布。一般来说，当成 分一定时，渗碳体颗粒越细，相界面越多，强

12、分一定时，渗碳体颗粒越细，相界面越多，强 度和硬度越高；碳化物越接近等轴状、分布越度和硬度越高；碳化物越接近等轴状、分布越 均匀，则钢的韧性越好。均匀，则钢的韧性越好。 在成分相同的条件下，粒状珠光体较片状在成分相同的条件下，粒状珠光体较片状 珠光体的硬度略低，而塑性更好。珠光体的硬度略低，而塑性更好。 粒状珠光体的应用：粒状珠光体的应用：在硬度相同的条件下，在硬度相同的条件下， 粒状珠光体与片状珠光体相比较，具有良好的粒状珠光体与片状珠光体相比较，具有良好的 拉伸性能，同时还具有良好的切削加工性、冷拉伸性能，同时还具有良好的切削加工性、冷 加工成型性及淬火工艺性。因此，许多重要的加工成型性及

13、淬火工艺性。因此，许多重要的 机器零件都要通过热处理获得碳化物呈颗粒状机器零件都要通过热处理获得碳化物呈颗粒状 的回火索氏体组织。的回火索氏体组织。 在钼钢发现了纤维状珠光体，由纤维状在钼钢发现了纤维状珠光体，由纤维状 Mo2C分布于铁素体基体上形成。分布于铁素体基体上形成。 3、纤维状珠光体、纤维状珠光体 三、珠光体的晶体结构三、珠光体的晶体结构 虽然珠光体有多种形态，但本质上都是铁虽然珠光体有多种形态，但本质上都是铁 素体和渗碳体的混合物。电子显微镜观察表明，素体和渗碳体的混合物。电子显微镜观察表明， 退火状态下的珠光体，铁素体中的位错密度较退火状态下的珠光体，铁素体中的位错密度较 低，渗

14、碳体中的位错密度更低，而铁素体与渗低，渗碳体中的位错密度更低，而铁素体与渗 碳体两相交界处位错密度较高。在铁素体片中碳体两相交界处位错密度较高。在铁素体片中 还有亚晶界，构成亚许多晶粒。还有亚晶界，构成亚许多晶粒。 珠光体形成时，新相（铁素体和渗碳体）与母珠光体形成时，新相（铁素体和渗碳体）与母 相（奥氏体）之间有着一定的晶体学位向关系，使新相（奥氏体）之间有着一定的晶体学位向关系，使新 相与母相在界面处能较好地匹配。其中铁素体和奥氏相与母相在界面处能较好地匹配。其中铁素体和奥氏 体的位向关系为：体的位向关系为： （110）（112） 112 110 亚共析钢中，先共析铁素体中亚共析钢中，先共

15、析铁素体中和和奥氏体的位向关系为：奥氏体的位向关系为： （111）（110） 110 111 一、珠光体形成的热力学条件一、珠光体形成的热力学条件 奥氏体过冷到奥氏体过冷到A1温度以下将发生珠光体转温度以下将发生珠光体转 变，转变的进行需要一定的过冷度，以提供相变，转变的进行需要一定的过冷度，以提供相 变时消耗的化学自由能。由于珠光体转变的温变时消耗的化学自由能。由于珠光体转变的温 度较高，铁原子和碳原子都能扩散较大距离，度较高，铁原子和碳原子都能扩散较大距离， 珠光体是在晶体缺陷较多的晶界处形核，因而珠光体是在晶体缺陷较多的晶界处形核，因而 相变需要的自由能较小，即在相变需要的自由能较小，即

16、在较小的过冷度下较小的过冷度下 便可发生珠光体转变便可发生珠光体转变。 如图表示了如图表示了 Fe-C合金中合金中、 和和Fe3C三个相在三个相在 A1点以下的自由点以下的自由 能状态。能状态。 碳含量 / % 温度温度 / / 各相的自由能各相的自由能G Fe3C T1 A1 根据各相自由能水平和体系总的自由能变根据各相自由能水平和体系总的自由能变 化分析，可以得出：化分析，可以得出：在在A1温度以下，铁素体加温度以下，铁素体加 渗碳体混合组织是自由能最低状态渗碳体混合组织是自由能最低状态。在转变过。在转变过 程中，奥氏体也可转变为铁素体加高碳浓度奥程中，奥氏体也可转变为铁素体加高碳浓度奥

17、氏体或过饱和铁素体的过渡状态。氏体或过饱和铁素体的过渡状态。 二、珠光体的形成机理二、珠光体的形成机理 当共析钢由奥氏体转变为珠光体时，是由当共析钢由奥氏体转变为珠光体时，是由 含碳含碳0.77%的均匀固溶体转变为含碳很高的均匀固溶体转变为含碳很高 (6.69%)的渗碳体和含碳很低的渗碳体和含碳很低(0.021%)的铁素的铁素 体的混合物。体的混合物。 珠光体是珠光体是与与Fe3C两相所组成的，珠光体转变也两相所组成的，珠光体转变也 是形核与长大的过程，因此就有形核领先相的问题。是形核与长大的过程，因此就有形核领先相的问题。 许多研究证实，领先相随转变温度和奥氏体的成许多研究证实，领先相随转变

18、温度和奥氏体的成 分不同而异分不同而异。过冷度小过冷度小渗碳体渗碳体，过冷度大过冷度大铁素体铁素体； 亚共析钢亚共析钢铁素体铁素体，过共析钢过共析钢渗碳体渗碳体，而共析钢，而共析钢 铁素体、渗碳体铁素体、渗碳体几率相同。几率相同。 1、珠光体转变时的领先相、珠光体转变时的领先相 但是，一般认为共析钢中的领先相是但是，一般认为共析钢中的领先相是渗碳体渗碳体，理，理 由如下：由如下： pP中的中的Fe3C与从奥氏体中先共析的与从奥氏体中先共析的Fe3C晶体学位向晶体学位向 相同；而相同；而P中的中的与先共析与先共析晶体学位向不相同；晶体学位向不相同； pP中的中的Fe3C与转变前产生的与转变前产生

19、的Fe3C在组织上常常是连在组织上常常是连 续的；而续的；而P中的中的与转变前产生的与转变前产生的不连续；不连续； p奥氏体中的未溶奥氏体中的未溶Fe3C有促进有促进P形成的作用，而先共形成的作用，而先共 析析的存在对的存在对P形成无明显影响。形成无明显影响。 合金元素对珠光体合金元素对珠光体 形成的领先亦有一定的形成的领先亦有一定的 影响除了影响除了Ni、Mn降低降低A1 点外，其他合金元素均点外，其他合金元素均 提高提高A1点，而几乎所有点，而几乎所有 的合金元素都使钢的共的合金元素都使钢的共 析碳浓度降低。析碳浓度降低。 合金元素对共析温度合金元素对共析温度 和共析碳含量的影响和共析碳含

20、量的影响 0 2 4 6 8 10 12 1300 1100 900 700 500 0.8 0.6 0.4 0.2 0 合金元素含量合金元素含量 / % 共析碳含量共析碳含量 / %共析温度共析温度 / Ti Mo Si W Cr Mn Ni Ti Cr Mn Si WMo Ni 2、珠光体的形成过程、珠光体的形成过程 当共析碳钢由奥氏体转变为珠光体时，将由当共析碳钢由奥氏体转变为珠光体时，将由 均匀固溶体转变为点阵结构与母相截然不同的渗均匀固溶体转变为点阵结构与母相截然不同的渗 碳体和铁素体的两相混合物，即：碳体和铁素体的两相混合物，即： 相组成：相组成： + Fe3C 碳含量：碳含量：

21、0.77% 0.02% 6.69% 点阵结构点阵结构: 面心立方面心立方 体心立方体心立方 复杂斜方复杂斜方 片状珠光体的形成过程片状珠光体的形成过程 因此珠光体的形成包含着因此珠光体的形成包含着同时进行的两个过程同时进行的两个过程： p通过通过碳原子的扩散碳原子的扩散形成低碳的铁素体和高碳形成低碳的铁素体和高碳 的渗碳体；的渗碳体； p晶体点阵的重构晶体点阵的重构由面心立方的奥氏体转由面心立方的奥氏体转 变为体心立方的铁素体和复杂斜方的渗碳体。变为体心立方的铁素体和复杂斜方的渗碳体。 珠光体的形核珠光体的形核：多数在奥氏体的晶界上，也可：多数在奥氏体的晶界上，也可 在晶粒内晶体缺陷比较集中的

22、区域形核。在晶粒内晶体缺陷比较集中的区域形核。 原因：原因：这些部位易于产生能量、结构和成分起这些部位易于产生能量、结构和成分起 伏，新相晶核容易在在这些高能量、接近渗碳体碳伏，新相晶核容易在在这些高能量、接近渗碳体碳 含量并类似渗碳体点阵结构的区域产生。但当奥氏含量并类似渗碳体点阵结构的区域产生。但当奥氏 体中的碳浓度分布很不均匀或存在较多的未溶碳化体中的碳浓度分布很不均匀或存在较多的未溶碳化 物时，珠光体晶核也可能在奥氏体晶粒内产生。物时，珠光体晶核也可能在奥氏体晶粒内产生。 片状珠光体的核过程（片状珠光体的核过程（Fe3C为领先相）示意如下：为领先相）示意如下： 问题问题：珠光体纵向长大

23、还是横向长大？：珠光体纵向长大还是横向长大？ 目前认为，初期纵向和横向都长大，后期按目前认为，初期纵向和横向都长大，后期按 分枝长大机制进行。分枝长大机制进行。 珠光体长大时，纵向长大是渗碳体片和铁素珠光体长大时，纵向长大是渗碳体片和铁素 体片同时连续地向奥氏体内延伸，而横向长大是体片同时连续地向奥氏体内延伸，而横向长大是 渗碳体片和铁素体片交替堆叠。渗碳体片和铁素体片交替堆叠。 随着珠光体转变温度的降低，渗碳体片和铁随着珠光体转变温度的降低，渗碳体片和铁 素体片逐渐变薄缩短，同时两侧的连续形成速度素体片逐渐变薄缩短，同时两侧的连续形成速度 和纵向长大速度都发生了变化，珠光体群的轮廓和纵向长大

24、速度都发生了变化，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也逐渐由块状变为扇形，继而为轮廓不光滑的团 絮状，即逐渐转变为索氏体和托氏体。絮状，即逐渐转变为索氏体和托氏体。 C B B A A Fe3C S S G S E G P P E C-c C- C-C-cC C含量含量 / % 温度温度 / C C A B BA C- Cc- C- C-c C C S S C% 当共析成分过冷奥氏体（平均碳浓度为当共析成分过冷奥氏体（平均碳浓度为C）在）在 A1点稍下温度点稍下温度T1刚刚形成珠光体时，在三相（刚刚形成珠光体时，在三相（、 Fe3C和和）共存的情况下，奥氏体中的碳浓度是

25、不）共存的情况下，奥氏体中的碳浓度是不 均匀的，可由状态图确定。均匀的，可由状态图确定。 T1 与铁素体接触的奥氏体碳浓度为与铁素体接触的奥氏体碳浓度为C- 较高，与渗 较高，与渗 碳体接触的奥氏体碳浓度碳体接触的奥氏体碳浓度C-c较低，因此与较低，因此与和和分别分别 接触的奥氏体部位产生碳浓度差接触的奥氏体部位产生碳浓度差C-C-c ，从而引起，从而引起 界面附近奥氏体中碳原子的扩散。界面附近奥氏体中碳原子的扩散。 碳原子扩散的结果是导致铁素体前沿奥氏体的碳碳原子扩散的结果是导致铁素体前沿奥氏体的碳 浓度浓度C-降低，渗碳体前沿奥氏体的碳浓度降低，渗碳体前沿奥氏体的碳浓度C-c升高，升高，

26、破坏了破坏了T1温度下奥氏体与铁素体核计渗碳体界面碳浓温度下奥氏体与铁素体核计渗碳体界面碳浓 度的平衡。度的平衡。 为了维持这一平衡，铁素体前沿的奥氏体必须为了维持这一平衡，铁素体前沿的奥氏体必须 析出铁素体，使其碳浓度增高并恢复到析出铁素体，使其碳浓度增高并恢复到C-；渗碳渗碳 体前沿奥氏体必须析出渗碳体，使其碳浓度降低并体前沿奥氏体必须析出渗碳体，使其碳浓度降低并 恢复到恢复到C-c。 这样，珠光体便纵向长大，直至过冷奥氏体全这样，珠光体便纵向长大，直至过冷奥氏体全 部转变。部转变。 与此同时，由于奥氏体中存在碳浓度差与此同时，由于奥氏体中存在碳浓度差C- -C 和和C- -C-c，还将发

27、生，还将发生远离珠光体的奥氏体远离珠光体的奥氏体（碳浓（碳浓 度为度为C）中的碳向与渗碳体接触的奥氏体界面处）中的碳向与渗碳体接触的奥氏体界面处 （碳浓度为（碳浓度为C-c）扩散，以及与铁素体接触的奥氏）扩散，以及与铁素体接触的奥氏 体界面处（碳浓度为体界面处（碳浓度为C- ） ）的碳的碳向远离珠光体的奥向远离珠光体的奥 氏体中氏体中扩散扩散。 此外，已经形成的珠光体，其中铁素体的碳此外，已经形成的珠光体，其中铁素体的碳 浓度在奥氏体界面处为浓度在奥氏体界面处为C -，在渗碳体界面处为 ，在渗碳体界面处为 C-c ，两者也存在一个浓度差，两者也存在一个浓度差C-C-c ，因此在，因此在珠珠 光

28、体中的铁素体内也要发生碳的扩散光体中的铁素体内也要发生碳的扩散，这些扩散，这些扩散 都促使铁素体和渗碳体不断长大，即促进了过冷都促使铁素体和渗碳体不断长大，即促进了过冷 奥氏体向珠光体的转变。奥氏体向珠光体的转变。 过冷奥氏体转变为珠光体时，其晶体点阵重过冷奥氏体转变为珠光体时，其晶体点阵重 构是由构是由部分铁原子自扩散部分铁原子自扩散来实现的。来实现的。 粒状珠光体的形成过程粒状珠光体的形成过程 粒状珠光体是通过片状珠光体中渗碳体的球化粒状珠光体是通过片状珠光体中渗碳体的球化 来获得的（适用于过共析钢）。来获得的（适用于过共析钢）。 若将片状珠光体加热到略高于若将片状珠光体加热到略高于A1的

29、温度，则得的温度，则得 到奥氏体加未完全溶解渗碳体的混合组织，此时渗到奥氏体加未完全溶解渗碳体的混合组织，此时渗 碳体已不再保持完整的片状，而是凹凸不平、厚薄碳体已不再保持完整的片状，而是凹凸不平、厚薄 不匀，部分已经断开。在此温度下保温，将使片状不匀，部分已经断开。在此温度下保温，将使片状 渗碳体球化。渗碳体球化。 第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径第二相颗粒在基体中的溶解度与其曲率半径r有关，有关， 与非球状渗碳体的尖角处（与非球状渗碳体的尖角处（r较小）相接触的奥氏体较小）相接触的奥氏体 具有较高的碳浓度，而与渗碳体的平面处（具有较高的碳浓度，而与渗碳体的平面处（r较大）较大） 相接

30、触的奥氏体具有较低的碳浓度，即在与渗碳体相接触的奥氏体具有较低的碳浓度，即在与渗碳体 接触处产生了区域的碳浓度差。因此奥氏体中碳原接触处产生了区域的碳浓度差。因此奥氏体中碳原 子将从渗碳体尖角部位向渗碳体的平坦处扩散，其子将从渗碳体尖角部位向渗碳体的平坦处扩散，其 结果是破坏了结果是破坏了-Fe3C 界面的碳浓度平衡。界面的碳浓度平衡。 片状渗碳体球化的原因：片状渗碳体球化的原因： 为了恢复界面的碳浓度平衡，渗碳体尖角处将为了恢复界面的碳浓度平衡，渗碳体尖角处将 溶解而使其曲率半径增大，而渗碳体的平坦处将长溶解而使其曲率半径增大，而渗碳体的平坦处将长 大而使其曲率半径减小，以至逐渐成为各处曲率

31、半大而使其曲率半径减小，以至逐渐成为各处曲率半 径相近的颗粒状渗碳体，即得到在奥氏体基体上分径相近的颗粒状渗碳体，即得到在奥氏体基体上分 布颗粒状渗碳体的组织。布颗粒状渗碳体的组织。 然后缓慢冷却到然后缓慢冷却到A1温度下，奥氏体将转变为珠温度下，奥氏体将转变为珠 光体。此时，领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界光体。此时，领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界 处形核，更多的是从已存在的颗粒状渗碳体上长出，处形核，更多的是从已存在的颗粒状渗碳体上长出， 但已不能长成片状，最后得到颗粒状的珠光体。但已不能长成片状，最后得到颗粒状的珠光体。 cem/ cem/ cem/cem Fe3C 亚晶界亚晶界 亚晶

32、界亚晶界 cem/ cem/ Fe3C cem/cem 片状珠光体断裂机制示意图片状珠光体断裂机制示意图 片渗碳体中有位错存在，片渗碳体中有位错存在， 可形成亚晶界或高密度位可形成亚晶界或高密度位 错区，在其与基体（稍低错区，在其与基体（稍低 于于A1温度时为铁素体）相温度时为铁素体）相 接触处则出现凹坑，如图接触处则出现凹坑，如图 所示。所示。 凹坑两侧的渗碳体具有较小的曲率半径，则与凹坑两侧的渗碳体具有较小的曲率半径，则与 其相接触的基体具有更高的碳浓度从而将引起基体其相接触的基体具有更高的碳浓度从而将引起基体 中碳原子的扩散，并以渗碳体的形式在原平坦处析中碳原子的扩散，并以渗碳体的形式在

33、原平坦处析 出。为了维持界面平衡，渗碳体凹坑两侧的尖角会出。为了维持界面平衡，渗碳体凹坑两侧的尖角会 不断被溶解，使其不断被溶解，使其r增大，但这样又破坏了界面处的增大，但这样又破坏了界面处的 表面张力的平衡（表面张力的平衡（cem/vs.cem/cem ）,为了维持平衡，为了维持平衡， 凹坑继续溶解而加深。如此不断进行，直至渗碳体凹坑继续溶解而加深。如此不断进行，直至渗碳体 片溶穿而断裂。片溶穿而断裂。 断裂后的渗碳体又按尖角溶解、平面析出的长断裂后的渗碳体又按尖角溶解、平面析出的长 大方式来进一步球状化。大方式来进一步球状化。 对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形，将增对组织为片状珠光体的钢

34、进行塑性变形，将增 大其中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量，大其中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量， 有促进渗碳体球化的作用。有促进渗碳体球化的作用。 上述使片状渗碳体球状化，获得粒状珠光体的上述使片状渗碳体球状化，获得粒状珠光体的 热处理工艺称为热处理工艺称为“球化退火球化退火”。 三、亚（过）共析钢的珠光体转变三、亚（过）共析钢的珠光体转变 亚（过）共析钢的珠光体转变基本上与共析钢亚（过）共析钢的珠光体转变基本上与共析钢 的珠光体转变相似，但需要考虑的珠光体转变相似，但需要考虑伪共析伪共析转变、转变、先共先共 析铁素体析铁素体析出和析出和先共析渗碳体先共析渗碳体析出等问题。析出等问

35、题。 先共析相的析出温度范围先共析相的析出温度范围 G S E P EG 碳含量 温度 / 0 T1 1、伪共析转变、伪共析转变 右图是右图是Fe-Fe3C 相 图 的 左 下 部 分 ，相 图 的 左 下 部 分 ， GSE线以上为单相奥线以上为单相奥 氏体区，氏体区，GPS为先共为先共 析铁素体区，析铁素体区，ES线以线以 右 为 先 共 析 渗 碳 体右 为 先 共 析 渗 碳 体 区。区。 由图可知，亚共析钢缓慢冷却时，将沿由图可知，亚共析钢缓慢冷却时，将沿 GS线析出先共析铁素体。随着铁素体的析出，线析出先共析铁素体。随着铁素体的析出， 剩余奥氏体的碳浓度将逐渐向工细点（剩余奥氏体的

36、碳浓度将逐渐向工细点（S）靠）靠 近，最后具有共析成分的奥氏体在近，最后具有共析成分的奥氏体在A1温度以温度以 下转变为珠光体。下转变为珠光体。 如果将亚共析钢（合金如果将亚共析钢（合金）或过共析钢（合）或过共析钢（合 金金）自奥氏体区较快冷却冷却下来，在先共析）自奥氏体区较快冷却冷却下来，在先共析 铁素体和先共析渗碳体来不及析出的情况下，奥铁素体和先共析渗碳体来不及析出的情况下，奥 氏体被过冷到氏体被过冷到T1温度，由于温度，由于GSG线和线和ESE线分线分 别为铁素体与渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线，别为铁素体与渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线， 合金合金与合金与合金在在T1温度下保温将同时析出

37、铁素温度下保温将同时析出铁素 体和渗碳体。体和渗碳体。 在这种情况下，过冷奥氏体将全部转变为在这种情况下，过冷奥氏体将全部转变为珠珠 光体型组织光体型组织，但合金的成分并非共析成分，铁素，但合金的成分并非共析成分，铁素 体和渗碳体的相对含量也与共析成分的珠光体不体和渗碳体的相对含量也与共析成分的珠光体不 同，而是随奥氏体碳含量的变化而变化。这种转同，而是随奥氏体碳含量的变化而变化。这种转 变称之为变称之为“伪共析转变伪共析转变”，转变的产物称，转变的产物称“伪共伪共 析组织析组织”，ESG线以下的阴影区域称线以下的阴影区域称“伪共析伪共析 转变区转变区”。 2、亚（过）共析钢先共析相的析出、亚

38、（过）共析钢先共析相的析出 先共析相的析出是与碳在奥氏体中的扩散密切先共析相的析出是与碳在奥氏体中的扩散密切 相关的。亚共析钢或过共析钢奥氏体化后冷却到先相关的。亚共析钢或过共析钢奥氏体化后冷却到先 共析铁素体区（共析铁素体区（GSE线以左区域线以左区域) )或先共析渗碳体区或先共析渗碳体区 ( (ESG线以右区域）时线以右区域）时,将有先共析铁素体或先共析渗将有先共析铁素体或先共析渗 碳体析出。碳体析出。 析出的先共析相的数量决定于奥氏体的含碳量、析出的先共析相的数量决定于奥氏体的含碳量、 析出温度及冷却速度。析出温度及冷却速度。含碳量越高、析出温度越低、含碳量越高、析出温度越低、 冷却速度

39、越快，则析出的先共析铁素体越少冷却速度越快，则析出的先共析铁素体越少。对先。对先 共析渗碳体，含碳量的作用刚好相反。共析渗碳体，含碳量的作用刚好相反。 先析出铁素体的典型形先析出铁素体的典型形 态态 仿晶界型仿晶界型 先共析相在母相晶界先共析相在母相晶界 上形核，并延晶界平滑长上形核，并延晶界平滑长 大，最终可能形成网状。大，最终可能形成网状。 先析出铁素体从母相先析出铁素体从母相 晶界开始，向一侧的晶内晶界开始，向一侧的晶内 发展，长成片状或针状。发展，长成片状或针状。 魏氏组织魏氏组织：晶界或晶：晶界或晶 内形核，在晶内特定晶面内形核，在晶内特定晶面 上形核，并延一定位向长上形核，并延一定

40、位向长 大成片状或针状的组织。大成片状或针状的组织。 魏氏组织型侧向片状或针状魏氏组织型侧向片状或针状 从仿晶型发展而来的从仿晶型发展而来的 二级侧向片状组织。二级侧向片状组织。 魏氏组织型锯齿状魏氏组织型锯齿状 界面呈三角形，从界面呈三角形，从 母相晶界发展而成。母相晶界发展而成。 等轴状等轴状 绝大多数从母相晶内形成。绝大多数从母相晶内形成。 晶内魏氏体型片状或针状晶内魏氏体型片状或针状 在母相晶内形成。在母相晶内形成。 (a)晶内铁素体片晶内铁素体片 (b)晶内渗碳体片晶内渗碳体片 块状块状 其它形态的先共析相其它形态的先共析相 （如等轴状）长大时相（如等轴状）长大时相 遇而成的等轴多晶

41、体。遇而成的等轴多晶体。 亚共析钢的先共析铁素体形态示意图亚共析钢的先共析铁素体形态示意图 亚共析钢亚共析钢 在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细、等温温度在亚共析钢中，当奥氏体晶粒较细、等温温度 较高或冷却较缓慢时，铁原子可充分扩散，所形成较高或冷却较缓慢时，铁原子可充分扩散，所形成 的先共析铁素体一般呈的先共析铁素体一般呈等轴状等轴状。 当奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较快时，先共当奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较快时，先共 析铁素体将沿奥氏体晶界呈析铁素体将沿奥氏体晶界呈网状网状析出。析出。 块状和网状铁素体形成时与奥氏体无共格关系。块状和网状铁素体形成时与奥氏体无共格关系。 当奥氏体成分均匀、晶粒粗

42、大、冷却速度又比当奥氏体成分均匀、晶粒粗大、冷却速度又比 较适中时，先共析铁素体可能呈较适中时，先共析铁素体可能呈针（片）状针（片）状，沿一，沿一 定晶面向奥氏体晶内析出。此时定晶面向奥氏体晶内析出。此时铁素体与奥氏体有铁素体与奥氏体有 共格关系。共格关系。 先共析铁素体网和珠光体先共析铁素体网和珠光体 先共析块状铁素体与珠光体（先共析块状铁素体与珠光体（0.35%C） 过共析钢过共析钢 在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒 状、网状或针（片）状。但在奥氏体成分均匀、晶状、网状或针（片）状。但在奥氏体成分均匀、晶 粒粗大的情况下，析出粒状渗碳体的可能

43、很小而一粒粗大的情况下，析出粒状渗碳体的可能很小而一 般呈网状或针（片）状，并显著增大钢的脆性。般呈网状或针（片）状，并显著增大钢的脆性。 因此因此过共析钢的退火必须在过共析钢的退火必须在Acm点以下点以下以避免以避免 网状渗碳体的形成。网状渗碳体的形成。 网状渗碳体和珠光体网状渗碳体和珠光体 为了为了消除已形成的网状消除已形成的网状或针（片）状或针（片）状渗碳体渗碳体， 应当应当加热到加热到Acm点以上点以上，使渗碳体全部溶解到奥氏，使渗碳体全部溶解到奥氏 体中，然后体中，然后快速冷却快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出，使先共析渗碳体来不及析出 而发生伪共析转变，得到伪共析组织，然后再球化而

44、发生伪共析转变，得到伪共析组织，然后再球化 退火。退火。 3、魏氏组织、魏氏组织 工业上将具有针（片）状的铁素体或渗碳体加工业上将具有针（片）状的铁素体或渗碳体加 珠光体的组织称为珠光体的组织称为魏氏组织魏氏组织，前者称为，前者称为魏氏组织铁魏氏组织铁 素体素体，后者称为，后者称为魏氏组织渗碳体魏氏组织渗碳体。 魏氏组织的形成特点：魏氏组织的形成特点： 符合形核与长大的相变规律；符合形核与长大的相变规律； 魏氏组织铁素体与母相奥氏体之间有一定的取魏氏组织铁素体与母相奥氏体之间有一定的取 向关系：向关系： (111)(110) 110111 铁素体在奥氏体中的惯习面是铁素体在奥氏体中的惯习面是1

45、11 魏氏组织形成时，磨光的表面有浮凸。魏氏组织形成时，磨光的表面有浮凸。 影响钢中魏氏组织形成的因素影响钢中魏氏组织形成的因素 钢的化学成分钢的化学成分：碳含量高，晶粒度小，需要较大：碳含量高，晶粒度小，需要较大 的过冷度才能形成魏氏组织。的过冷度才能形成魏氏组织。 奥氏体晶粒大小奥氏体晶粒大小：在正常晶粒度范围内，只有当：在正常晶粒度范围内，只有当 碳含量在碳含量在0.15-0.35%范围内并且以较高速度冷却范围内并且以较高速度冷却 时才能出现魏氏组织。时才能出现魏氏组织。 冷却速度冷却速度：当奥氏体晶粒较大时，即使较小的冷：当奥氏体晶粒较大时，即使较小的冷 却速度也能出现魏氏组织，且形成

46、魏氏组织的含却速度也能出现魏氏组织，且形成魏氏组织的含 碳量向高碳含量的一侧扩展。碳量向高碳含量的一侧扩展。 魏氏组织对钢的性能的影响魏氏组织对钢的性能的影响 一般认为，钢中魏氏组织的存在，虽然对抗拉一般认为，钢中魏氏组织的存在，虽然对抗拉 强度影响不大，但却能显著强度影响不大，但却能显著降低钢的塑性降低钢的塑性，特别是，特别是 冲击韧性大为降低冲击韧性大为降低，也使钢的，也使钢的冷脆转化温度升高冷脆转化温度升高。 实验证明，不能笼统地把魏氏组织视为降低钢实验证明，不能笼统地把魏氏组织视为降低钢 的机械性能的原因，魏氏组织常出现在晶粒粗大的的机械性能的原因，魏氏组织常出现在晶粒粗大的 奥氏体晶

47、粒中，钢的机械性能变差，不仅是魏氏组奥氏体晶粒中，钢的机械性能变差，不仅是魏氏组 织的影响，更主要是粗大的奥氏体晶粒造成的。织的影响，更主要是粗大的奥氏体晶粒造成的。 魏氏组织以及经常与其伴生的粗大晶粒使钢的魏氏组织以及经常与其伴生的粗大晶粒使钢的 机械性能显著下降。因此生产实践中必须消除这种机械性能显著下降。因此生产实践中必须消除这种 组织，常用的方法有组织，常用的方法有退火退火、细化晶粒退火细化晶粒退火、锻造锻造等。等。 消除魏氏组织的方法消除魏氏组织的方法 珠光体转变也是形核和长大的过程，转变速度珠光体转变也是形核和长大的过程，转变速度 也取决于形核率和长大速率。因此珠光体等温转变也取决

48、于形核率和长大速率。因此珠光体等温转变 动力学也可用结晶规律来分析和阐述。动力学也可用结晶规律来分析和阐述。 在均匀形核的条件下，珠光体的形核率在均匀形核的条件下，珠光体的形核率I与转与转 变温度变温度T之间有如下关系：之间有如下关系： 式中：式中：C常数；常数；Q扩散激活能；扩散激活能；k玻尔兹曼常玻尔兹曼常 数；数；G临界形核功。临界形核功。 一、珠光体的形核率和长大速度一、珠光体的形核率和长大速度 1、形核率与转变温度的关系、形核率与转变温度的关系 kT G kT Q eCeI 讨论：讨论： p随着转变温度随着转变温度T的降低，原子扩散能力减弱，而的降低，原子扩散能力减弱，而Q 基本不变

49、，上式中第一项将减小，结果使基本不变，上式中第一项将减小，结果使I减小。减小。 p另一方面，随着转变温度另一方面，随着转变温度T的降低，过冷度增大，的降低，过冷度增大， 与与P的自由能差增大，即相变驱动力增大，使的自由能差增大，即相变驱动力增大，使临界临界 形核功形核功G减小，上式中第二项将增大，使减小，上式中第二项将增大，使I增大。增大。 其综合结果，珠光体的形核率对转变温度有极其综合结果，珠光体的形核率对转变温度有极 大值。大值。 2、长大速度与转变温度的关系、长大速度与转变温度的关系 研究证明，在转变温度较高时，珠光体团长大研究证明，在转变温度较高时，珠光体团长大 成等轴状，各方向上的长

50、大速度成等轴状，各方向上的长大速度v基本相同，可表基本相同，可表 达为如下公式：达为如下公式： 0 S D Kv c 式中：式中：K常数，包含浓度梯度常数，包含浓度梯度C/ - - C/c的影响 的影响 ；S0珠光珠光 体片层间距；体片层间距； 碳在碳在中的扩散系数。中的扩散系数。 c D 由于片层间距由于片层间距S0反比于过冷度反比于过冷度T，而，而K正比正比 于过冷度于过冷度T，故上式可改写为：，故上式可改写为： c c DTK S D Kv 2 0 讨论：讨论： p随着转变温度随着转变温度T的降低，过冷度增大，使靠近珠光的降低，过冷度增大，使靠近珠光 体的奥氏体碳浓度差体的奥氏体碳浓度差

51、C/- C/c增大，加速了碳原子增大，加速了碳原子 的扩散速度，而片层间距的扩散速度，而片层间距S0的减小，使碳原子的扩的减小，使碳原子的扩 散距离缩短，这些因素都促进使散距离缩短，这些因素都促进使v的增大。的增大。 p另一方面，随着转变温度另一方面，随着转变温度T的降低，的降低，使碳原子的扩使碳原子的扩 散系数减小，其结果使散系数减小，其结果使v降低。降低。 其综合结果，珠光体的长大速度对转变温度也其综合结果，珠光体的长大速度对转变温度也 有极大值。有极大值。 共析钢形核率、晶体长大共析钢形核率、晶体长大 速度与转变温度的关系速度与转变温度的关系 共析钢形核率共析钢形核率 I、晶体长大速度、

52、晶体长大速度v 与转变温度的关系与转变温度的关系 都具有极大值特征，都具有极大值特征， 其极大值约处于其极大值约处于 550左右。左右。 过冷度T ( ) 形核率I (1/mm3s) 晶体长大速度v (mm/s) 转变温度T ( ) I v 750 700 650 600 550 500 104 102 100 10-2 10-4 10-1 10-2 10-3 10-4 10-5 3、形核率、长大速度与转变温度的关系、形核率、长大速度与转变温度的关系 形核率I (1/mm3s) 转变时间 ( s) 680 转变 0 2 4 6 8 10 12 14 1400 1200 1000 800 600

53、 400 200 0 共析钢珠光体形核率共析钢珠光体形核率 与转变时间的关系与转变时间的关系 当转变温度一定时，当转变温度一定时， 共析钢形核率共析钢形核率I与转变与转变 温度的关系如图所示，温度的关系如图所示， 即随时间延长，形核率即随时间延长，形核率 逐渐增大。逐渐增大。 p早期认为：珠光体的形成是奥氏体体积扩散的结果。早期认为：珠光体的形成是奥氏体体积扩散的结果。 p后来认为：珠光体的形成是界面扩散的结果后来认为：珠光体的形成是界面扩散的结果。 而等温保持时间对长大速度无明显影响，即温而等温保持时间对长大速度无明显影响，即温 度一定则度一定则v为定值。为定值。 珠光体的长大速度受过冷奥氏

54、体中碳重新分配珠光体的长大速度受过冷奥氏体中碳重新分配 速度的影响，又是通过碳在珠光体速度的影响，又是通过碳在珠光体奥氏体之间的奥氏体之间的 扩散速度来控制的。扩散速度来控制的。 在含在含Mn共析钢中测得的珠光体长大速度与共析钢中测得的珠光体长大速度与 按体积扩散或按界面扩散的计算结果都不相符。按体积扩散或按界面扩散的计算结果都不相符。 因此，珠光体长大时，碳的重新分配实际上是因此，珠光体长大时，碳的重新分配实际上是 一部分通过体积扩散，一部分通过界面扩散来一部分通过体积扩散，一部分通过界面扩散来 进行的。进行的。 10-1 100 101 102 103 104 800 700 600 50

55、0 400 300 200 Ac1 P B Ms 转变时间 / s 温度 / 共析钢珠光体等温转变动力学曲线共析钢珠光体等温转变动力学曲线 二、珠光体转变动力学图二、珠光体转变动力学图 综合不同温度下珠光综合不同温度下珠光 体转变形核率体转变形核率I与长大速度与长大速度 与时间的关系，共析钢珠与时间的关系，共析钢珠 光体等温转变动力学曲线光体等温转变动力学曲线 如右图所示。虚线表示贝如右图所示。虚线表示贝 氏体转变动力学曲线和马氏体转变动力学曲线和马 氏体转变开始温度。氏体转变开始温度。 分析：分析： p各温度下珠光体等温转变前都有一个各温度下珠光体等温转变前都有一个“孕育孕育 期期”。 p随

56、着等温温度的降低，孕育期逐渐缩短，至某随着等温温度的降低，孕育期逐渐缩短，至某 一温度，孕育期最短。然后温度进一步降低，一温度，孕育期最短。然后温度进一步降低， 孕育期反而延长孕育期反而延长。共析钢在。共析钢在550时孕育期最短，时孕育期最短， 转变速度最快，此即转变速度最快，此即TTT曲线的曲线的“鼻尖鼻尖”。 三、先共析相的长大动力学三、先共析相的长大动力学 1、亚共析钢、亚共析钢 在亚共析钢中，先共析铁素体在奥氏体晶界上在亚共析钢中，先共析铁素体在奥氏体晶界上 的长大方向有两个：一是沿奥氏体晶界长大（长度的长大方向有两个：一是沿奥氏体晶界长大（长度 方向），二是向奥氏体晶内长大（厚度方向

57、）。用方向），二是向奥氏体晶内长大（厚度方向）。用 热发射显微镜直接观察含碳量热发射显微镜直接观察含碳量0.1%的的Fe-C合金的铁合金的铁 素体厚度方向长大动力学，。发现其厚度与转变时素体厚度方向长大动力学，。发现其厚度与转变时 间呈抛物线关系，见下式：间呈抛物线关系，见下式： 2 1 tS 式中，式中，S铁素体片的厚度；铁素体片的厚度；t铁素体长大的铁素体长大的 时间；时间；系数。系数。 先共析铁素体的转变动力学曲线也呈先共析铁素体的转变动力学曲线也呈“C型型”， 通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方，且随钢通常位于珠光体转变动力学曲线的左上方，且随钢 中碳含量的增加，铁素体析出线中碳含量

58、的增加，铁素体析出线向右下方移动向右下方移动。 2、过共析钢、过共析钢 对于过共析钢，如果奥氏体转化温度在对于过共析钢，如果奥氏体转化温度在Acm点点 以上，则在珠光体等温转变动力学曲线的左上方也以上，则在珠光体等温转变动力学曲线的左上方也 有一条先共析渗碳体析出线，该析出线随钢中碳含有一条先共析渗碳体析出线，该析出线随钢中碳含 量的增加，逐渐量的增加，逐渐移向左上方移向左上方。 四、影响珠光体转变动力学的因素四、影响珠光体转变动力学的因素 影响珠光体转变动力学的因素概括起来可分为影响珠光体转变动力学的因素概括起来可分为 两类：两类： p钢本身内在的因素，如化学成分、组织结钢本身内在的因素，如

59、化学成分、组织结 构状态等；构状态等； p外界施加因素，如加热温度、保温时间等。外界施加因素，如加热温度、保温时间等。 （一）、钢的内在因素（一）、钢的内在因素 1、碳含量的影响、碳含量的影响 p亚共析钢亚共析钢，随着奥氏体中碳含量的增高，析出先，随着奥氏体中碳含量的增高，析出先 共析铁素体的孕育期增长，析出速度减慢；同时，共析铁素体的孕育期增长，析出速度减慢；同时， 珠光体转变的孕育期也增长，转变速度减慢。珠光体转变的孕育期也增长，转变速度减慢。 原因原因：在相同转变条件下，随着奥氏体中碳含量：在相同转变条件下，随着奥氏体中碳含量 的增高，铁素体的形核率减少，铁素体长大需扩的增高，铁素体的形

60、核率减少，铁素体长大需扩 散离开的碳原子量增大，使铁素体析出速度减慢散离开的碳原子量增大，使铁素体析出速度减慢 。 p过共析钢过共析钢，在完全奥氏体化（加热温度超过，在完全奥氏体化（加热温度超过Acm） 情况下，随着奥氏体中碳含量的增高，碳在奥氏情况下，随着奥氏体中碳含量的增高，碳在奥氏 体中的扩散速度加快，渗碳体的形核率增大，析体中的扩散速度加快，渗碳体的形核率增大，析 出先共析渗碳体的孕育期缩短，析出速度增大；出先共析渗碳体的孕育期缩短，析出速度增大； 而珠光体转变的孕育期也缩短，转变速度增大。而珠光体转变的孕育期也缩短，转变速度增大。 故相对而言，共析钢的过冷奥氏体最稳定。如果故相对而言