4珠光体转变（Ｐ）
共析钢过冷奥氏体在A1~550℃的温度范围等温时， 将发生珠光体转变： A→F+Fe3C 珠光体的形成伴随着两个过程的同时进行：a）Fe、 C原子扩散； b） Fe晶格的重组；这两个过程是依 靠碳原子和铁原子的扩散来完成的，所以珠光体转 变是一种典型的扩散型相变。 珠光体：是共析分解的铁素体和渗碳体的机械混合 物组织。 珠光体形态：片状和粒状两种。 片状珠光体中，渗碳体的形态呈片状 粒状珠光体中，渗碳体的形态呈粒状



曲线呈Ｃ形状原因：主要是由相变驱动力和原 子扩散共同决定的。
过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，它们 又取决于过冷度(图9－15)。



随过冷度增大，转变温度降低，A与P自由能差增 大，转变速度应加快。但过冷奥氏体的分解是一个 扩散过程，随过冷增大，原子扩散速度显著减小， 形核率和生长速度减小，又使转变速度减慢。 这两因素综合作用的结果：鼻温以上随过冷度增大， 转变速度增大，转变过程受新、旧两相自由能差控 制；鼻温以下随过冷度增大，转变速度减慢，转变 受原子扩散速度控制。故在鼻温附近，转变速度达 到一极大值(图9－16)。
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3.1奥氏体成分的影响 3.1.1含碳量的影响： ①亚共析钢的过冷Ａ等温转变曲线： 如图９－１７，ａ）所示； ‫ ء‬在此曲线的鼻尖上部区域比共析钢多了一 条先共析铁素体析出线；这表示此类钢在 奥氏体转变之前先有铁素体的析出。 ‫ ء‬在亚共析钢中，随着含碳量的增加，奥氏 体的稳定性增加，孕育期增加，转变速度 减慢，Ｃ－曲线逐渐右移。
一般珠光体的片间距越小，强度、硬度越高，塑性、 韧性越好。 原因： ‫① ء‬片间距越小，铁素体和渗碳体的相界面越多，对位 错运动的阻碍越大，即塑性变形抗力越大，因而硬度 和强度越高。 ‫② ء‬片间距越小，铁素体和渗碳体的片越薄，使塑性变 形的能力增大，此外，片间距较小时，珠光体中层片 状渗碳体不连续，铁素体未被隔离开，因而塑性好。 珠光体球团对性能的影响与片间距相似，珠光体球团 直径越小，单位体积内片层排列方向增多，局部应力 集中减小，既提高了强度、又改善了塑性；




③Ｃ－曲线中的区：如图所示； Ａ区：Ａ１线以上； 过冷A区：Ａ１线以下、 Ms线以上和转变开始曲线 之间的区域； 正在转变区：转变开始曲线和转变终了曲线之间的 区域；根据转变温度和转变产物的不同，共析钢C 曲线由上至下分为三个区域： 转变终了区：转变终了曲线以右。
‫ ء‬A1~550℃之间
第三节 钢在冷却时的转变

1概述 实际生产中，奥氏 体只有通过冷却得到ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ 温组织才能获得一定的 使用性能。
钢的冷却有两种方式， 一种是等温冷却，一种 是连续冷却，见图９－ 1３所示。



过冷奥氏体：在临界点以下存在且不稳定的、 将要发生转变的奥氏体。 过冷奥氏体的转变类型：
缓冷、高温（铁、碳均扩散），相当于炉冷或空 冷—珠光体转变。（扩散型） 冷速较快、中温（铁不扩散、碳扩散）—贝氏体转 变。（过渡型） 冷速较快到Ms以下转变、低温（铁、碳均不扩 散）—马氏体转变。（非扩散型）

渗碳体颗粒的大小由奥氏体转变温度而定，转变 温度低——渗碳体颗粒细小。 渗碳体颗粒的形态取决于奥氏体化温度（获得粒 状P的关键）： 留未溶的渗碳体质点；

‫）1（ ء‬控制奥氏体化温度，得到碳浓度不均匀或保 ‫）2（ ء‬在A1以下较高温度范围内缓冷。
4.2.3性能： ①粒状珠光体的性能与渗碳体颗粒的粗 细有关，渗碳体的颗粒越细，相界面就 越多，则钢的硬度、强度也就越高； ＨＢ＝141+0.11Ｓ （S为单位体积中F/Fe3C相界面的面积） ②与片状珠光体相比，粒状珠光体的硬 度和强度较低，但塑性和韧性较好，具 有优越的拉伸性能。如图9－29所示，
转 变 温 度

A1
因高温和低温区的孕 育期都较长，只有在 中温区较短，因而Ｃ －曲线呈‘‘Ｃ’’ 形状。
转变速度
图9－16 奥氏体转变速度与过冷度的关系

3影响过冷奥氏体等温转变的因素
凡是影响过冷奥氏体稳定性的因素，都 影响着奥氏体的等温转变速度，也都影响着 Ｃ－曲线的形状。 过冷奥氏体越稳定，孕育期越长，转变 速度越慢，Ｃ－曲线越往右移；反之，孕育 期也就越短，Ｃ－曲线越往左移。

4.2粒状珠光体的形成、组织与性能
粒状珠光体是通 过渗碳体的球化 而获得的。（F＋ Fe３C粒）

4.2.1组织
如右图所示，是 粒状的渗碳体均 匀弥散地分布在 铁素体基体上；
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4.2.2形成：与A化温度及A转变温度有关
①由过冷奥氏体直接分解而成： ‫ ء‬条件：过共析钢加热到Ａc１稍上：
为珠光体转变区； （扩散型相变） ‫~055 ء‬Ms为贝氏 体转变区；（半 扩散型相变） ‫ ء‬Ms~Mf之间为马 氏体转变区（非 扩散型相变）；

注意：
孕育期：孕育期的长短表示过冷奥氏体的稳定性的 高低，反映过冷A的转变速度； 由C曲线可知，共析钢在550℃左右孕育期最短， 表示过冷奥氏体最不稳定，转变速度最快，此处叫 做C曲线的“鼻子”；“鼻子”所对应的温度叫做 “鼻温”； 从A1到“鼻温”之间，随着过冷度的增大，孕育期 缩短，过冷奥氏体的稳定性下降； 从“鼻温”到Ms线之间，随着过冷度的增大，孕 育期增长，过冷奥氏体的稳定性增大；
时，形成的珠光体组织较粗，其片间距为0.6~1.0μm， 叫做珠光体，用P表示；在光学显微镜下极易分辨铁 素体和渗碳体层片状组织形态。
７００ ℃等温２５００×
‫② ء‬索氏体（Ｓ)：当等温温度在650℃~600℃时，形成
层片较细的珠光体组织，其片间距为0.25~0.3μm，叫 做索氏体，用S表示；只有在高倍光学显微镜下才能分 辨铁素体和渗碳体的片层形态。

亚共析钢
共析钢
②过共析钢的过冷Ａ等温转变曲线：如图所示 ‫ ء‬曲线的鼻尖上部区域比共析钢多了一条先共析 渗碳体的析出线；这表示此类钢在奥氏体转变 之前先有渗碳体的析出； ‫ ء‬在过共析钢中，随着含碳量的增加，奥氏体的 稳定性降低，孕育期缩短，转变速度增加，Ｃ 曲线左移。注意：只有当加热温度超过Accm使 渗碳体完全溶解，随含碳量增加，Ｃ曲线才右 移。 所以，共析钢Ｃ曲线鼻子最靠右，过冷奥氏体 最稳定。此外，奥氏体中含碳量越高，Ms点越 低。

共析钢
过共析钢


3.1.2合金元素的影响
①溶入A中的：除Al和Co外，所有其它合金元素当溶 入奥氏体中后，都增大奥氏体的稳定性，使Ｃ－曲线 右移。 ‫ ء‬作用大小：Mo最剧烈，W次之，Mn、Ni较明显，Si、 Al较小，B可显著提高过冷A的稳定性，但随含碳量增 加作用逐渐减小。 ‫ ء‬改变C-曲线位置(右移)，不改变形状：非碳化物形成 元素Ni、Si、Cu及弱碳化物形成元素Mn； ‫ ء‬改变C-曲线位置(右移) ，改变形状：碳化物形成元素 Cr、Mo、W、V、Ti；如图９－１８所示； ② 强碳化物形成元素V、Ti、Nb、Zr等含量较高时形 成稳定的碳化物，不溶入A，降低过冷奥氏体的稳定 性，使C-曲线左移。

过冷奥氏体在连续冷却时，转变是在一个 温度范围内，组织为粗细不同或类型不同的 混合组织。


2共析钢过冷奥氏体的等温转变曲线 （Ｃ曲线；ＴＴＴ图） 2.1ＴＴＴ图的测定： 可利用膨胀法、磁性法和金相－硬度法 测定TTT图，以金相－硬度法为例，测定TTT 图的过程如下：
3


以金相－硬度法为例测定共析钢恒温转变动力 学曲线的过程：




3.3应力和塑性变形的影响 ①使奥氏体承受拉应力加速Ａ转变，使奥氏 体承受等向压应力，阻碍奥氏体的转变； 原因：奥氏体比容最小，发生转变时，伴随 体积的增大，故拉应力有促进作用，压应力 阻碍原子的扩散和晶格改组，减慢奥氏体的 转变。 ②进行塑性变形，使奥氏体中的位错密度增 加，奥氏体分解的形核部位增多，使转变速 度加快。同时，形变有利于碳化物弥散析出， 使奥氏体中的碳和合金元素贫化，促进奥氏 体转变，Ｃ－曲线向左移。
６５０ ℃等温７５００×
‫③ ء‬屈氏体（Ｔ）：当等温温度在600~550℃时，形成极
细的珠光体，片间距0.1~0.15μm；叫做屈氏体，用T表 示；在光学显微镜下无法分辨其层片状特征而呈黑色， 只有在电子显微镜下才能分辨出来。
６００ ℃等温１１０００×


4.1.3性能：主要取决于P的片间距。





4.1.2组织：
片状珠光体的金相形 态是铁素体和渗碳体 交替排列成层片状组 织。如图所示。（过 冷度越大，转变温度 越低，珠光体越细） 片间距：两相邻铁素 体或渗碳体之间的距 离。用以度量片状珠 光体的粗细。 根据片间距的大小可 把片状珠光体分为三 种：


‫① ء‬普通片状珠光体（Ｐ）：当等温温度在A1~650℃
试样：若干组，φ10×1.5mm； 相同温度下奥氏体化 ； 保温一段时间（10～15min）； 迅速冷到A１下不同温度的盐浴中保温； 隔一定时间取一组试样淬入盐水，使未转变的Ａ转变 为Ｍ。过冷A未发生等温转变，全为白色马氏体组织； 过冷A已开始分解，出现黑色组织。从而确定各个等 温温度下转变开始时间和终了时间； 将各个等温温度下转变开始时间和终了时间画在温 度——时间坐标上，这样就获得共析钢的等温转变动 力学曲线，其具有字母“Ｃ”的形状，叫Ｃ－曲线， 也称TTT图，如图９－１４所示；




3.2奥氏体状态的影响 3.2.1原始组织的影响 钢的原始组织的大小：越细小，奥氏体分 解时的形核部位越多，奥氏体的稳定性越 低，孕育期越短，转变速度也就越快，C曲线左移。 钢的原始组织的均匀性：不均匀的奥氏体 可以促进奥氏体分解，使Ｃ曲线左移。