第四章珠光体转变选编课件

第四章珠光体相变§4.1珠光体的组织形态与性能特点Mf

共析碳钢C曲线高温中温低温一、过冷奥氏体转变产物第四章珠光体相变§4.1珠光体的组织形态与性能特点Mf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。（1）高温转变层片状珠光体示意图原奥氏体晶界珠光体团

A1~550℃，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，在一注意：珠光体与珠光体类型产物的区别

亚共析钢：P+F先共析

共析钢：P

过共析钢：P+Fe3CⅡ粒状珠光体片状珠光体珠光体类型产物注意：珠光体与珠光体类型产物的区别亚共析钢：P+（2）中温转变

550℃~230℃，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：230℃稍上形成，针状。在针状铁素体内分布有细小渗碳体。（2）中温转变550℃~230℃，C原子可扩散，(a)上贝氏体X600(b)下贝氏体X400(a)上贝氏体X600(b)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。（3）低温转变非扩散型相变：Fe、C原子均不发生扩散，生成的马氏体与原奥(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)(a)低碳钢中的板条马氏体(X80二、珠光体的组织形态（1）片状珠光体（2）粒状珠光体铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。

形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~200二、珠光体的组织形态（2）粒状珠光体(a)(b)(a)片状珠光体(b)粒状珠光体(a)(b)(a)片状珠光体(b)粒状珠光体片状珠光体形态和组织结构特点——铁素体与渗碳体的机械混合物，共析组织成分：0.77%C；相构成：88%F+12％Fe3C;片状珠光体形态和组织结构特点——铁素体与渗碳体的机械混合片间距取决于过冷度：——过冷度△T↑，S0↓片间距取决于过冷度：第四章珠光体转变选编课件三、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。珠光体片层间距S0

三、珠光体的片层间距S0珠光体的片层间距与转变温度珠光体片层间距及影响因素在片层间距为S0的珠光体单位体积内，

F/Fe3C相界面积为2/S0，设P的体积为V：△F=△FV+△FS+△Fe（可忽略）△F=△FV+V·γ·2/S0≦0Sm=2Vγ/△FV，由于△T↑，△FV↑，

——Sm∝1/△T。

主要因素—过冷度（△T↑，S0↓）原因：若S↑，C的扩散难；

S↓，△FS↑——协调结果存在S0

经验公式：珠光体片层间距及影响因素在片层间距为S0的珠光体单位体积内，

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

。

原因：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。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，四、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

粒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

四、珠光体的力学性能片状珠光体的塑性变形基本上发400600800800600400200HB片层间距，A铁素体——90渗碳体——660珠光体——200索氏体——300屈氏体——450共析钢珠光体片间距与硬度的关系400600800800600400200S0/μm550600650700

转变温度，℃00.20.4HRC20304050σb6080100120Ψ/%Kg/mm203050S0σbΨHRCS0/μm550600650（2）粒状珠光体——主要取决于Fe3C颗粒大小

d↓→F/Fe3C相界面↑,

HB、σb↑,ψ、δ↑；

经验公式：①HB=141+0.11S(S意义同上)②σS（σb）=A+Bd-1/2

Hall-Petch公式（2）粒状珠光体——主要取决于Fe3C颗粒大小（3）片状、粒状珠光体性能比较

P粒的相界面﹤P片的相界面→

P粒的HB、σb﹤P片；P粒的ψ、δ﹥P片真实应变ε×1002：粒状珠光体1：片状珠光体真实应力σ20406080200400600800(MN·m-2)片状珠光体的强硬度高于粒状珠光体；粒状珠光体强硬度较低，塑韧性较高，┕较好的切削加工性、冷变形性、淬火工艺性能（3）片状、粒状珠光体性能比较真实应变ε×1002：粒状珠光体类型组织的应用工程构件钢使用态组织：F+P高强度的高碳绳用钢丝、琴钢丝、某些弹簧钢丝采用铅浴淬火→索氏体→深拉拔→高强度钢丝派敦处理——获得细化与强化的形变珠光体

——见P75：强化机理：晶粒以及亚晶细化；位错密度增高粒状珠光体——高碳钢切削加工前、淬火前的球化退火组织；中碳、低碳钢冷挤压成形前的组织珠光体类型组织的应用工程构件钢使用态组织：F+P思路：①如何形核长大；②为两相形核长大过程，有领先相问题；③片、粒状珠光体的形成条件之不同。§4.2珠光体转变的机理思路：§4.2珠光体转变的机理

一片状珠光体的形成过程③A晶粒内部②相界面处①A晶界尤三叉晶界部位：A1形核2领先相问题

F及Fe3C均可成为领先相，以Fe3C为多，并与成分有一定关系：过、共析钢----Fe3C；亚共析钢----F、Fe3C均可——领先相的析出取决于晶体的结构和成分一片状珠光体的形成过程③A晶粒内部②相界面{110}F//{111}A

；<111>F//<110>AK-S关系3取向关系

无论优先析出的是渗碳体或铁素体都与奥氏体母相存在有一定的取向关系：{110}F//{111}A；<111>F//<1珠光体晶团长大时非共格界面向奥氏体推进，随着渗碳体的生长是的渗碳体周围奥氏体中的含碳量降低，从而从成分上有利于铁素体的析出，铁素体在渗碳体旁边形成。同样铁素体的生长，有利于渗碳体的形成。--相互配合，横向扩散。珠光体晶团长大时非共格界面向奥氏体推进，随着渗碳体的生长是的3片状珠光体晶粒的长大长大方式（机制）主要有二：（1）协作长大机制

F相与Fe3C相纵向（向前）协作长大ST1C0C1C2AFe3CFA(C0)C1C2F相与Fe3C相横向（侧向）协作长大3片状珠光体晶粒的长大长大方式（机制）主要有二：ST1C（2）分枝长大机制A晶界形成一片状Fe3C晶核后，以其为主干分枝向前及侧向长大，同时F相在Fe3C枝间形成→层片相间组织；A晶界珠光体分枝形成示意图A晶界Fe3C（2）分枝长大机制A晶界形成一片状

一个珠光体晶团中只含一个Fe3C单晶及一个F单晶。原奥氏体晶界及奥氏体与珠光体相界上形成的多个Fe3C或F晶核不断分枝长成位向不同的多个珠光体晶团。——实际中协作与分枝两种方式并行，珠光体长大初期多以协作长大方式，随后为分枝长大方式一个珠光体晶团中只含一个Fe3C

二粒状珠光体的形成1形核部位及领先相问题：未溶

Fe3C质点(非均匀形核)2长大方式：①以未溶Fe3C质点为新晶核，球形方式长大奥氏体成分极不均匀，未溶Fe3C质点或高碳区和低碳区，A晶内析出大量弥散的渗碳体晶核→F基体上分布着球状Fe3C的粒状珠光体组织。

——直接形成方式二粒状珠光体的形成1形核部位及领先相问题：②片状Fe3C或非球状Fe3C的球化机理：

1、P片或(P片+Fe3C网),加热到A1+20~30℃温度，→A+未溶Fe3C(凹凸不平、厚薄不均)。

2、第二相颗粒的溶解与R曲率有关，靠近Fe3C尖角处(R曲率↓)A的C%↑，靠近渗碳体平面处(R曲率↑)A的C%↓。C%差异引起碳由尖角处向平面处的扩散，破坏了界面的平衡，由此引起尖角处Fe3C的溶解（↑R）与平面处Fe3C的析出→球化，缓冷后→粒状珠光体——球化方式(间接方式)②片状Fe3C或非球状Fe3C的球化——球化方式

实际中粒状珠光体的形成多同时具有以上两种机制。即：

Ⅰ.

富碳区直接析出球状Fe3C

→粒状珠光体；

Ⅱ.

贫碳区先生成细片状珠光体

→保温或缓冷中球化→粒状P另：共析转变中形成的片状P也可依此机理转化为粒状珠光体。实际中粒状珠光体的形成多同时具有以上两种机制。另：共析转变

要点：

渗碳体的形态主要决定于奥氏体化的温度或奥氏体均匀化的程度：

奥氏体均匀→片状；不均匀→粒状

渗碳体颗粒或片的大小主要取决于过冷奥氏体转变温度：转变温度低，渗碳体颗粒细小。要点：§4.3珠光体转变的动力学§4.3.1形核率

形成温度较高时，扩散较易，形核功起主导作用，由于温度降低，形核功下降，故形核率增加。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。§4.3珠光体转变的动力学形成温度较高时，扩散

形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一极大值。形核率与转变温度的关系~550℃形核率随转变温度的降低先增后减，在550℃附近有一极大值。§4.3.2长大速度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。§4.3.2长大速度长大速度与转变温度的关系~550℃§4.3.3珠光体转变动力学曲线珠光体转变的动力学曲线

当N、G不随转变时间改变时，Johnson-Mehl方程：

当N随转变时间改变时，Avrami方程：§4.3.3珠光体转变动力学曲线珠光体转变的动力学曲线(a)(b)

亚共析钢(a)和过共析钢(b)的C曲线(a)(b)亚共析钢(a)和过共析钢(b)的C曲线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。§4.3.4影响珠光体转变动力学的因素（1）钢的化学成分①含碳量§4.3.4影响珠光体转变动力学的因素（1

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。过共析钢：若加热温度高于Accm：C%↑，渗碳体形核率升高；另

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。

在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。合金元素在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。

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。（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁（4）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。（3）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。（4）奥氏体化加热温度和保温时间（3）奥氏体晶粒度

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。（5）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§4-4先共析铁素体与先共析渗碳体的形成亚共析钢、过共析钢的形成要考虑先析出相。

1先共析相的形态及对性能的影响形核：A晶界上或晶内；长大：沿A晶界或晶内。具体与化学成分、过冷度、晶粒度有关。→不同形态。(1)先共析相形态先共析铁素体：块状、网状、魏氏组织；先共析渗碳体：同上§4-4先共析铁素体与先共析渗碳体的形成亚共析钢、过共析亚共析钢先共析相组织形态块状网状魏氏组织（片状）亚共析钢先共析相组织形态块状网状魏氏组织（片状）过共析钢先共析相形态魏氏组织

：在奥氏体晶粒较粗大，冷却速度适宜时，钢中先共析相以针(片)状形态与片状珠光体混合存在，该组织~。网状魏氏组织过共析钢先共析相形态魏氏组织：在奥氏体晶粒较粗大，冷却速度②先共析相形态对性能影响

亚共析钢中：

小块状均匀分布为好。

网状：强、硬、塑性均低；魏氏体：强、韧、塑性均降低，尤较粗大魏氏体时；过共析钢中：

粒状均匀分布为好。网状：硬度变化不大，但塑性明显降低，连续网状时强度也下降。魏氏体：同上。

﹂一般不允许有网状先共析相出现。②先共析相形态对性能影响2形成条件

先共析铁素体

块状：含碳低（C<0.2%）、A晶粒细、过冷度小；网状：含碳较高(C>0.5%)、A晶粒较大、过冷度稍大针状：适当C%、A晶粒粗大(0-1级)、过冷度较大。

网状b)和块状c)先共析铁素体2形成条件先共析铁素体网状b)和块

在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为非共格。（1）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。在奥氏体晶界上形成的晶核，一侧为共格，另一侧为（2）形成T较低时，铁原子不易作长距离扩散，非共格晶界不易迁移——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，该惯习面为{111}γ。所以片状铁素体常常呈现为彼此平行，或互成60°、90°角——魏氏组织铁素体。（2）形成T较低时，铁原子不易作长距离扩散，非共格晶界不易迁

先共析渗碳体

粒状：C含量较低(C<0.9%)，正常冷速与A晶粒度网状：C(0.9%-1.2%)、冷速稍慢、正常晶粒度A晶针状：含碳极高(C>1.2%)，粗大A晶粒(0-1级)、大冷速冷速缓慢：Fe扩散—网状F；冷速过快：C来不及扩散，抑制F形成总体：奥氏体晶粒粗大、冷速较大时易形成。先共析渗碳体粒状：C含量较低(C<0.9%)，正常冷M：形成块状先共析相区域W：形成魏氏组织区域G：形成网状先共析相区域P：形成伪共析组织区域PM：形成块状先P亚共析钢中的魏氏组织铁素体过共析钢中的魏氏组织渗碳体亚共析钢中的魏氏组织铁素体过共析钢中的魏氏组织渗碳体1伪共析组织

由铁-碳相图知：亚、过共析钢平衡冷却条件下珠光体转变前应先析出F或Fe3C相，但先共析相的析出量除与碳含量有关外，还取决于冷却速度，冷却速度越大，先共析量越少。当冷却速度足够大，可不析出先共析相。(1)定义：由偏离共析成分的过冷奥氏体形成的珠光体称为~。§4-5伪共析组织以