三、粒状珠光体形成机制
1、粒状珠光体的形成 在特定的奥氏体化和冷却条件下，可形成粒状珠光体 特定条件： 特定条件：
（ a ）奥氏体化温度低 (Ac1+10～20℃) ，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 （ b ） 转变为珠光体的等温温度要高，等温时间要足够长 (Ar1-20～30℃)，或冷却速度极慢（ 10～ 20℃/h），这样可
化不完全，故一般球化前需正火处理。
§4－3 亚（过）共析钢的珠光体转变和组织形态
亚（过）共析钢中的珠光体转变情况，基本上与共析钢相
似，但要考虑先共析铁素体（或渗碳体）的析出。 一、伪共析转变
冷却速度较大时，非共
析成分的奥氏体被过冷到 伪共析区后，不析出先共 析相，而直接分解为铁素 体和渗碳体的机械混合物，
（2）珠光体的片间距离S0
在片状P中，一片铁素体和一片渗碳体的总厚度 ，称为 珠光体的片间距离，用S0表示。
S0与珠光体的形成温度有关，可用下面的经验公式表示： ΔT……过冷度（K） 形成温度越低，S0越小。
8.02 104 S0 ( A) T
S0的大小取决于珠光体形成温度的原因，可以用碳原子扩 散与温度的关系 、 界面能与奥氏体与珠光体间的自由能之差 来解释。 形成温度降低，碳的扩散速度减慢，碳原子难以作较大 距离的迁移，故只能形成片间距离较小的珠光体。 珠光体形成时，由于新的铁素体和渗碳体的相界面的形 成将使系统的界面能增加，片间距离越小，相界面面积越 大，界面能越高。增加的界面能由奥氏体与珠光体的自由 能之差来提供，过冷度越大，奥氏体与珠光体的自由能差 别越大，能够提供的能量越多，能够增加的界面面积越大， 故片间距离就能减小。 G VGv S VGs
2、先共析铁素体的形成
析出量与碳含量和冷却速度有关。wc高，冷速越大，少
形核、长大过程。 晶核大都在奥氏体晶界上形成。晶核与一侧的奥氏体晶粒 存在K-S关系，两者之间为共格界面，但与另一侧的奥氏体 晶粒则无位向关系，两者之间是非共格界面。
亚共析钢成份
晶核形成后，与F接壤的A的C%
Cγ -α 将增加，在A内形成C的浓度梯
度，从而引起碳的扩散，为了保持 相界面C%平衡，即恢复界面奥氏体 的C的高浓度，必须从奥氏体中继 续析出低C的铁素体，从而使铁素
体晶核不断长大。
3、先共析铁素体的长大方式
当 转变温度较高 时： Fe 原子活动能力较强， 非共格界面 迁移比较容易，故铁素体向无位向关系一侧的奥氏体晶粒长 大成球冠状. •当奥氏体的C%较高时，铁素体将连成网状， •当奥氏体的C%较低时，铁素体将形成块状。 •如果奥氏体晶粒较大，冷速较快，先共析铁素体也可能 沿奥氏体晶界呈网状析出。
W2C、VC、Cr7C3和TiC。
0.2％C-4%Mo钢在650℃保温2h后的组织
二、珠光体的晶体结构
1、珠光体相变的位向关系
通常P 均在奥氏体晶界上形核，然后向一侧的A晶粒内长大成
珠光体团，P团中的F及Cm与被长入的A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A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。
典型的扩散型相变。
§4－1 珠光体的组织形态与晶体结构 一、珠光体的组织形态
根据Cm的形态不同，珠光体分为片状P、粒状P和针状P
1、片状珠光体
渗碳体呈片状，是由一层F和一层Cm层紧密堆叠而成。
（1）珠光体团
片层排列方向大致相同的区域，称为珠光体团 ( 珠光体 领域或珠光体晶粒 ) 。在一个原奥氏体晶粒内可以形成几个 珠光体团。
(A,F,Cm)共存，过冷A的C浓
度不均匀. C浓度分布情况:与铁素体相 接的奥氏体 C浓度Cγ-α 较高 ， 与渗碳体接触处的奥氏体的
γ
C浓度Cγ-cem较低。
在 奥氏体 中产生了 C 浓度差， 引起了C的扩散
4、珠光体转变的分枝机制
•P 中的渗碳体，有些以产生
枝杈的形式长大。渗碳体形核
后，在向前长大过程中，不断
片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、C的扩散进行。 过程：
片状P转变为粒状P的金相照片
左图为部分球化；右图为全部球化

其它球化机理 调质形成球状珠光体 碳化物自M中析出经聚集、长
大而成

影响球化的因素：

塑性变形会增加F和渗碳体中的位错和亚晶界数量， 可促进渗碳体球化。
碳化物形态:网状碳化物一般也会断裂和球化，但球
GSE’:先共析F析出区 ESG’：先共析Fe3C析出区 G’SE’：伪共析转变区
G’
伪共析组织。
先共析与伪共析组织形成范围
二、亚共析钢中先共析铁素体的析出
Ⅰ Ⅱ
G ’
GSE’:先共析F析出区 ESG’：先共析Fe3C析出区 G’SE’：伪共析转变区
先共析与伪共析组织形成范围
1、先共析铁素体的形态 先共析铁素体具有三种形态，网状、块状 和片状（针状）。
§4-2 珠光体形成机制 一、珠光体形成的热力学条件
P 相变的驱动力来自于
新旧两相的体积自由能之
差。 相 变 的 热 力 学 条 件 是 “要在一定的 过冷度 下相 变才能进行”。
二、片状珠光体的形成机制
1、珠光体相变的领先相 珠光体形成的领先相，可以随相变发生的温度和奥氏体成分 的不同而异。
•过冷度小时Cm是领先相；过冷度大时F是领先相。
•在亚共析钢中F是领先相，在过共析钢中Cm是领先相，
而在共析钢中Cm和F作领先相的趋势相同。但一般认为
共析钢中P形成时的领先相是Cm.
2、珠光体的形成机理
γ(0.77%C)
(面心立方)
→ α(~0.02%C) + Cem(6.67%C)
（体心立方） （复杂单斜）
3.特殊形态的珠光体
当钢中加入合金元素时，碳化物形成元素的原子M可能取代 渗碳体中部分铁原子，形成(Fe，M)3C合金渗碳体，也可能 形成MC、M2C、M7C3、M23C6等合金碳化物。 P的组织形态仍然主要是片状珠光体和粒状珠光体两种。但同 时有一些特殊形态的P，如碳化物呈针状或纤维状的P。
•针状珠光体 当钢中含有一定数量的 Cr，在转变温度较低时， 可形成针状珠光体，其组 织外形呈黑色针状，整体 呈冰花状。
3、片状渗碳体的球化过程
渗碳体片中有位错存在， 并可形成亚晶界而引起渗碳 体断裂。 在 片状渗碳体亚晶界处 存
与坑壁接触的固溶体（F或A）具有 较高的C浓度，将引起C在固溶体中 的扩散，并以渗碳体的形式在附近 平面渗碳体上析出
在表面张力，使该处易形成
凹坑 。在 凹坑两侧的渗碳体 与平面部分的渗碳体相比， 具有 较小的曲率半径 ，导致 溶解度较大。
为了保持亚稳定平衡，凹坑两侧 的渗碳体尖角将逐渐被溶解，而 使曲率半径增大。
•曲率半径增大又破坏了此处相界面表 面张力(γcem-a-γcem-cem) 的平衡 。为了 保持表面张力的平衡，凹坑将因渗碳 体继续溶解而加深。
•在渗碳体片亚晶界的另一面也发生上 述溶解析出过程，如此不断进行直到 渗碳体片溶穿，一片成为两截。 渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后， 又按 尖角溶解、平面析出 长大而向球 状化转化。 这种片状渗碳体断裂现象，在渗碳 体中位错密度高的区域也会发生。
能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。
形成特点 粒P形成特点：
粒状P的形成 也是形核及长大过程
晶核主要来源于非自发晶核。 在共析和过共析钢中，粒状P的形成是以 未溶解的Cm点
作为相变的晶核，它按球状的形式而长大，成为F 基体上
均匀分布粒状Cm的 粒状P组织。
2、渗碳体的球化机理
粒状渗碳体，通过加热过程中片状渗碳体球状化获得。 根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度，与其曲率半 径有关: 渗碳体的尖角处曲率半径小,溶解度高→附近的固溶体具有 较高的 C 浓度 ，而靠近 平面处 （曲率半径大）的固溶体具 有较低的C浓度→引起了C的扩散，因而打破了碳浓度的胶 态平衡 →结果又导致尖角处的渗碳体溶解 ，而在 平面处析 出渗碳体（为了保持C浓度的平衡）。如此不断进行，最后 形成了各处曲率半径相近的球状渗碳体。
（3）片状珠光体的分类
根据片间距离的大小，通常把珠光体分为: 普通P: S0=150~450 nm，光学显微镜下能清晰分辨出片层
结构；Ar1-650℃
索氏体S: S0=80~150 nm，光学显微镜下很难分辨出片层结 构；650-600℃
屈氏体T: S0=30~80 nm，光学显微镜下无法分辨片层结构。
变的晶核。 片状形核的原因是： • • • 新相产生时引起的应变能较小； 片状伸展时获得碳原子的面积增大； 片状形核时碳原子的扩散距离相对缩短。
（2）长大
珠光体形成时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续向 奥氏体中延伸；横向长大 是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。
3、珠光体转变时碳的扩散规律
P刚刚出现时，三相
热处理原理及工艺
( 5-6 )
钢的过冷奥氏体转变图
第四章 珠光体转变
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 。
A（0.77%C） → F(0.0218%C) + Fe3C(6.69%C)

珠光体 Pearlite （符号：P） Fቤተ መጻሕፍቲ ባይዱFe3C 机械混合物
但是在电子显微镜下观察各类片状P 相似，只是片间距离 不同而已 600以下a
珠光体形貌
光镜下形貌
电镜下形貌
索 氏 体 形 貌
光镜形貌
电镜形貌
托 氏 体 形 貌
光镜形貌
电镜形貌
P
S
T
2、粒状(球状)珠光体