珠光体转变2

珠光体转变是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。珠光体转变是单相奥氏体分解为铁素体和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程，因此珠光体转变必然发生碳的重新分布和铁的晶格改组。由于相变在较高的温度下进行，铁、碳原子都能进行扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。
珠光体转变在热处理实践中极为重要，因为在钢的退火与正火时所发生的都是珠光体转变。退火与正火可以作为最终热处理，即工件经退火或正火后直接交付使用，因此在退火与正火时必须控制珠光体转变产物的形态（如片层的厚度、渗碳体的形态等），以保证退火与正火后所得到的组织具有所需要的强度、塑性与韧性等。退火与正火也可以作为预备热处理，即为最终热处理作好组织准备，这就要求退火或正火所得组织能满足最终热处理的需要。另外，为使奥氏体能过冷到低温，使之转变为马氏体或贝氏体，必须要保证奥氏体在冷却过程中不发生珠光体转变。为了解决上述一系列问题，就必须对珠光体转变过程、转变机理、转变动力学、影响因素以及珠光体转变产物的性能等进行深入的研究。
珠光体……Pearlite
在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。
过共析钢冷却时沿Acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。
铁碳合金冷却到Ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。

一、珠光体的组织形态与晶体结构
（一）珠光体的组织形态
珠光体是过冷奥氏体在A1以下的共析转变产物，是铁素体和渗碳体组成的机械混合物。通常根据渗碳体的形态不同，把珠光体分为片状珠光体、粒状（球状）珠光体和针状珠光体，其中片状和粒状珠光体是两种常见的珠光体组织。
1、片状珠光体
渗碳体呈片状，是由一层铁素体和一层渗碳体层层紧密堆叠而成。
（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。
（2）珠光体的片间距离S0
在片状珠光体中，一片铁素体和一片渗碳体的总厚度或相邻两片渗碳体或铁素体中心之间的距离，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：S0=C/ΔT


式中C=8.02×104（Å·K），ΔT……过冷度（K）
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。
（3）片状珠光体的分类
通常所说的珠光体是指在光学显微镜下能清楚分辨出片层状态的一类珠光体，而当片间距离小到一定程度后，光学显微镜就分辨不出片层的状态了。根据片间距离的大小，通常把珠光体分为普通珠光体、索氏体和屈氏体。
普通珠光体P：S0=1500~4500 Å，光学显微镜下能清晰分辨出片层结构；
索氏体S： S0=800~1500 Å，光学显微镜下很难分辨出片层结构；
屈氏体T： S0=300~800 Å，光学显微镜下无法分辨片层结构。
但是在电子显微镜下观察各类片状珠光体是没有区别的，只是片间距离不同而已。
珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。
在A1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。
在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。
在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。

2、粒状珠光体
渗碳体呈颗粒状，均匀地分布在铁素体基体上的组织，同样是铁素体与渗碳体的机械混合物，铁素体呈连续分布。
按渗碳颗粒的大小，料状珠光体可以分为粗粒状珠光体、粒状珠光体、细粒状珠光体和点状珠光体。
它由过共析钢经球化退火或马氏体在650℃~A1温度范围内回火形成。其特征是碳化物成颗粒状分布在铁素体上。

3、针状珠光体
当钢中含有一定数量的Cr，在转变温度较低时，可形成一类特异形态的珠光体，其组织外形呈黑色针状，整体呈冰花状。
（二）珠光体的晶体结构
虽然，珠光体有多种形态，但是本质上都是铁素体与渗碳体的机械混合物。
1、珠光体相变的位向关系
通常珠光体均在奥氏体晶界上形核，然后向一侧的奥氏体晶粒内长大成珠光体团，珠光体团中的铁素体及渗碳体与被长入的奥氏体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奥氏体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。在一个珠光体团中的铁素体与渗碳体之间存在着一定的晶体学位向关系，这样形成的相界面，具有较低的界面能，同时这种界面可有较高的扩散速度，以利于珠光体团的长大。
2、珠光体的亚结构
退火状态下的珠光体中，铁素体内具有位错来亚结构，位错密度约为107~108/cm2，在一片铁素体中存在有亚晶界，构成许多亚晶粒。
淬火回火的粒状珠光体中铁素体基体具有多边化亚结构，通过退火得到的粒状珠光体中的铁素体，由于在退火时发生了再结晶，位错密度较低，因此不出现亚晶粒。
珠光体中渗碳体的亚结构目前认识还不清楚，从珠光体中萃取出来的渗碳体观察到了位错，同时也看到了由均匀刃型位错组成的小角度晶界。
二、珠光体形成机制
（一）珠光体形成的热力学条件
珠光体相变的驱动力同样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”。
奥氏体过冷到A1（727）以下，将发生珠光体转变。发生这种转变，需要一定的过冷度，以提供相变时消耗的化学自由能。由于珠光体转变温度较高，Fe和C原子都能扩散较大距离，珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界成核，相变需要的自由能较小，所以在较小的过冷度下就可以发生相变。
（二）片状珠光体的形成机制
1、珠光体相变的领先相
珠光体相变符合一般的相变规律，是一个形核及核长大过程。由于珠光体是由两个相组成，因此成核有领先相问题。晶核究竟是铁素体还是渗碳体？很明显，铁素体和渗碳体在同一微小区域同时出现的可能性是很小的。这个问题，由于很难通过实验来直接验证。所以到目前为止，还没有一个统一的认识。某些研究认为，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。过冷度小时渗碳体是领先相；过冷度大时铁素体是领先相。在亚共析钢中铁素体是领先相，在过共析钢中渗碳体是领先相，而在共析钢中渗碳体和铁素体作领先相的趋势是相同的。但是，一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体，其原因如下：
（1）珠光体中的渗碳体与从奥氏体中析出的先共析渗碳体的晶体位向相同，而珠光体中的铁素体与直接从奥氏体中析出的先共析铁素体的晶体位向不同；
（2）珠光体中的渗碳体与共析转变前产生的渗碳体在组织上常常是连续的，而珠光体中的铁素体与共析转变前产生的铁素体在组织上常常是不连续的；
（3）奥氏体中未溶解的渗碳体有促进珠光体形成的作用，而先共析铁素体的存在，对珠光体的形成则无明显的影响。
2、珠光体的形成机理
γ(0.77%C) → α(~0.02%C) + cem(6.67%C)
(面心立方) （体心立方） （复杂单斜）






片状珠光体形成过程示意图 从上面的反应方程，可以看出，珠光体的形成过程，包含着两个同时进行的过程，一个是碳的扩散，以生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；另一个是晶体点阵的重构，由面心立方的奥氏体转变为体心立方点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体。
（1）形核
条件：同样需要满足系统内的“结构起伏、成分起伏和能量起伏”。
部位：晶核多半产生在奥氏体的晶界上（晶界的交叉点更有利于珠光体晶核形成），或其它晶体缺陷（如位错）比较密集的区域。这是由于在这些部位有利于产生能量、成分和结构起伏，晶核就在这些高能量、接近渗碳体的含碳量和类似渗碳体晶体点阵的区域产生。但是，当奥氏体中碳浓度很不均匀或者有较多未溶解的渗碳体存在时，珠光体的晶核也可以在奥氏体晶粒内出现。
形状：片状形核。首先在奥氏体晶界上形成一小片渗碳体，这就可以看成是珠光体转变的晶核。片状形核的原因是：1新相产生时引起的应变能较小；2片状伸展时获得碳原子的面积增大；3片状形核时碳原子的扩散距离相对缩短。
（2）长大
下图是片状珠光体形成过程示意图。由于能量、成分和结构的起伏，首先在奥氏体晶界上产生了一小片渗碳体（晶核）。这种片状珠光体晶核，按非共格扩散方式不仅向纵的方向长大，而且也向横的方向长大。渗碳体横向长大时，吸收了两侧的C原子，而使其两侧的奥氏体含碳量降低，当碳含量降低到足以形成铁素体时，就在渗碳体片两侧出现铁素体片。新生成的铁素体片，除了伴随渗碳体片向纵向长大外，也向横向长大。铁素体横向长大时，必然要向两侧的奥氏体中排出多余的C，因而增高侧面奥氏体的C浓度，这就促进了另一片渗碳体的形成，出现了新的渗碳体片。如此连续进行下去，就形成了许多铁素体-渗碳体相间的片层。珠光体的横向长大，主要是靠铁素体和渗碳体片不断增多实现的。这时在晶界的其它部分有可能产生新的晶核（渗碳体小片）。当奥氏体中已经形成了片层相间的铁素体与渗碳体的集团，继续长大时，在长大着的珠光体与奥氏体的相界上，也有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核，这时在原始奥氏体中，各种不同取向的珠光体不断长大，而在奥氏体晶界上和珠光体-奥氏体相界上，又不断产生新的晶核，并不断长大，直到长大着的各个珠光体晶群相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体形成即告结束。






片状珠光体形成时C的扩散示意图 由上述珠光体形成过程可知，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；而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
当珠光体刚刚出现是时，在三相共存的情况下，过冷奥氏体的C浓度是不均匀的，C浓度分布情况可由Fe-Fe3C相图得到，如图所示，即与铁素体相接的奥氏体C浓度Cr-a较高，与渗碳体接触处的奥氏体的C浓度Cr-cem较低。因此在奥氏体中就产生了C浓度差，从而引起了C的扩散，其扩散示意图如图所示。
C在奥氏体中扩散的结果，引起了铁素体前面的奥氏体C浓度降低（ <Cr-a），渗碳体前面的奥氏体C浓度增高（>Cr-cem），这就打破了该温度下奥氏体碳浓度的平衡。为了保持这一平衡，在铁素体前面的奥氏体必须析出铁素体，使其碳含量增高到平衡浓度Cr-a。在渗碳体前面的奥氏体，必须析出渗碳体，使其碳含量降低到平衡浓度Cr-cem。珠光体如此得以向纵向长大，这样一直到过冷奥氏体全部转变为珠光体为止。
从图中可以看出，在过冷奥氏体中，珠光体形成时，除了以上述一种情况进行C的扩散之外，还将发生在远离珠光体的奥氏体（C浓度为Cr）中C向与渗碳体相接的奥氏体处（C浓度为Cr-cem）扩散，而与铁素体相接的奥氏体处（Cr-a）C向远离珠光体的奥氏体（Cr）中扩散。此外，对已形成的珠光体，其铁素体与奥氏体相接处C浓度为Ca-r，而与渗碳体相接处C浓度为Ca-cem，它们之间也要产生碳的扩散。所有这些，都促进珠光体的铁素体和渗碳体的不断长大，也就是促进了过冷奥氏体到珠光体的转变。
过冷奥氏体转变为珠光体时，晶体点阵的重构，是由部分Fe原子自扩散完成的。
4、珠光体转变的分枝机制
仔细观察珠光体组织形态发现，珠光体中的渗碳体，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，不断形成分枝，而铁素体则协调在渗碳体分枝之间不断地形成。这样就形成了渗碳体与铁素体机械混合的片状珠光体。这种珠光体形成的分枝机制可能解释珠光体转变中的一些反常现象。
5、离异共析
正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的。在某些不正常情况下，片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体不一定交替配合长大，而出现一些特异的现象。可以是在部分形成粗大珠光体后，再在较低温度下于已形成的粗大珠光体的渗碳体上，从未转变的过冷奥氏体生出分枝渗碳体并向奥氏体中延伸，在分枝的端部长成层片间距较小的珠光体小球；或者在长出的渗碳体分枝两侧，没有铁素体配合成核，而成为一片渗碳体片。






过共析成分的钢中出现的几种不正常组织下图表示由于过共析钢不配合成核而生成的几种反常组织。图中a)表示在奥氏体晶界上形成的渗碳体一侧长出一层铁素体，但此后却不再配合成核长大。图中b)表示从晶界上形成的渗碳体中，长出一个分枝伸晶粒内部，但无铁素体与之配合成核，因此形成一条孤立的渗碳体片。图中c)表示由晶界长出的渗碳体片，伸向晶粒内后形成了一个珠光体团。其中a)和b)为离异共析组织。
（三）粒状珠光体形成机制
1、粒状珠光体的形成
在一般情况下奥氏体向珠光体转变总是形成片状，但是在特定的奥氏体化和冷却条件下，也有可能形成粒状珠光体。所谓特定条件是：奥氏体化温度低，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，其次是转变为珠光体的等温温度要高，等温时间要足够长，或冷却速度极慢，这样可能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。
粒状珠光体的形成与片状珠光体的形成情况基本相同，也是一个形核及长大过程，不过这时的晶核主要来源于非自发晶核。在共析和过共析钢中，粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核，它按球状的形式而长大，成为铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织。
2、渗碳体的球化机理
粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球状化获得的。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。靠近非球状渗碳体的尖角处（曲率半径小的部分）的固溶体具有较高的C浓度，而靠近平面处（曲率半径大的部分）的固溶体具有较低的C浓度，这就引起了C的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡。结果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、片状渗碳体的球化过程






片状渗碳体破断
球化机理示意图 渗碳体片中有位错存在，并可形成亚晶界，在固溶体（奥氏体或铁素体，如为后者）与渗碳体亚晶界接触处则形成凹坑，如图所示。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。因此，与坑壁接触的固溶体具有较高的溶解度，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。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。这样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。同理，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。






片状渗碳体破断、球化过程示意图 因此，在A1温度以下，片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、C的扩散进行的，其过程示意如下图。
三、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






亚共析钢先共析铁素体形态示意图 非共析成分的奥氏体被过冷到伪共析区后，可以不析出先共析相，而直接分解为铁素体和渗碳体的机械混合物，其分解机制和分解产物的组织特征与珠光体转变的完全相同，但其中的铁素体和渗碳体的量则与珠光体的不同，随奥氏体的C%而变，C%增加，渗碳体量越多，这一转变被称为伪共析转变。转变产物被称为伪共析组织，般仍称为珠光体。
（二）亚共析钢中先共析铁素体的析出
1、先共析铁素体的形态
亚共析钢奥氏体化后，被过冷到GS线以下，SEˊ线以上时，都将有先共析铁素体析出，其量决定于奥氏体中碳含量和析出温度。奥氏体的C%高，冷却速度快，析出先共析铁素体量越少。先共析铁素体具有三种不同的形态，网状、块状（或称等轴状）和片状（有时也称针状），如下图所示，其中a)、b)、c)表示铁素体形成时与奥氏体无共格关系。a)、b)是块状铁素体，c)为网状铁素体。图中d)、e)、f)表示铁素体长大时与奥氏体有共格联系，形成的是片状铁素体。
2、先共析铁素体的形成
先共析铁素体的析出也是一个形核及长大过程，共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。
晶核形成后，与铁素体接壤的奥氏体的C%将增加，在奥氏体内形成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，如果奥氏体的C%较高时，铁素体将连成网状，而当奥氏体的C%较低时，铁素体将形成块状。另外，如果奥氏体晶粒较大，冷却速度较快，先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出。
当转变温度较低时：Fe原子扩散困难，非共格界面不易迁移，而共格界面迁移则成为主要的，铁素体将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大。为了减小弹性畸变能，铁素体将呈条片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内伸展，此晶面为{111}A面。另外，如果奥氏体成分均匀，晶粒粗大，冷却速度又比较适中，先共析铁素体有可能呈片状析出。
（三）先共析渗碳体的形成
过共析钢加热到Acm温度以上，经保温获得均匀奥氏体后，再在Acm点以下GS延长线以上等温保持或缓慢冷却时，将从奥氏体中析出先共析渗碳体，先共析渗碳体的形态，可以是粒状、网状和针（片）状。但是，过共析钢在奥氏体成分均匀、晶粒粗大的情况下，从过冷奥氏体中直接析出粒状渗碳体的可能性是很小的，一般是网状的或针（片）状的。
如果过共析钢具有网状或针（片）状渗碳体组织，将显著增大钢的脆性。因此，过共析钢件毛坯的退火加热温度，必须在Acm以下。对于具有网状或针（片）状渗碳体的钢料，为了消除网状或针（片）状渗碳体，必须加热到Acm以上，使渗碳体充分溶入奥氏体中。然后快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出，形成伪共析或其它组织，再进行球化退火。
工业上将具有先共析片状铁素体和针片状渗碳体加珠光体的组织，都称为魏氏体组织。前者称为α-Fe魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏体组织。

四、珠光体转变动力学
（一）珠光体转变的形核率N及线长大速度G
1、形核率N及长大速度G与转变温度的关系
过冷奥氏体转变为珠光体的动力学参数-N和G与转变温度之间都具有极大值和特征。0.78%C、0.63%Mn钢珠光体的成核率和晶体长大速度与温度的关系如下图所示。
产生上述特征的原因，可以定性地说明如下：在其它条件相同的情况下，随着过冷度增大（转变温度降低），奥氏体与珠光体的自由能差增大。但随着过冷度的增大，原子活动能力减小，因而，又有使成核率减小的倾向。N与转变温度的关系曲线具有极大值的变化趋向就是这种综合作用的结果。
由于珠光体转变是典型的扩散性相变，所以珠光体的形成过程与原子的扩散过程密切相关。当转变温度降低时，由于原子扩散速度减慢，因而有使晶体长大速度减慢的倾向，但是，转变温度的降低，将使靠近珠光体的奥氏体中的C浓度差增大，亦即Cr-cem与Cr-a差值增大，这就增大了C的扩散速度，而有促进晶体长大速度的作用。
从热力学条件来分析，由于能量的原因，随着转变温度降低，有利于形成薄片状珠光体组织。当浓度差相同时，层间距离越小，C原子动力距离越短，因而有增大珠光体长大速度的作用。综合上述因素的影响，长大速度与转变温度的关系曲线也具有极大值的特征。
2、形核率N和长大速度G与转变时间的关系
研究表明等温保持时间对珠光体的长大速度无明显的影响。
当转变温度一定时，珠光体转变的形核与等温温度有一定的关系，随着转变时间的延长形核逐渐增加，当达到一定程度后就急剧下降到零，即所谓的位置饱和。
（二）珠光体等温转变动力学图
珠光体等温转变动力学图，一般都是用实验方法来测定的。由于其形状具有字母“C”的形状，通常称为C曲线，或TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
1、C曲线的建立
以共析碳钢C曲线的建立过程，说明建立C曲线的建立过程。






共析钢的珠光体形成动力学图 （1）试样，φ10×2mm小圆片；（2）每个试样都具有相同的原始组织状态；（3）在相同的条件下进行奥氏体化（具有相同的奥氏体状态）；（4）选择一系列转变温度；（5）在每一个选定的温度下确定一系列等温时间；（6）到达规定的等温时间后，迅速将试样投入到盐水中冷却到室温；（7）对每个试样都进行金相组织观察，确定其转变量；（8）作出相应的曲线图。
2、珠光体等温转变动力学的特点
（1）珠光体形成初期有一孕育期。所谓孕育期是指等温开始至发生转变的这段时间。
（2）当等温温度从A1点逐渐降低时，相变的孕育期逐渐缩短。温度下降到某一温度（碳钢约为550℃）时，孕育期最短，该点称这为C曲线的鼻子点。温度再降低，孕育期反而增加。
（3）从整体来看，当奥氏体转变为珠光体时，随着时间的增长，转变速度增大，在转变量为50%时，转变速度达到极大值。但转变50%以后，转变速度又逐渐降低，直至转变完成。
3、亚（过）共析钢珠光体等温形成图
对于亚共析钢，在在珠光体等温形成图的左上方，有一条先共析铁素体析出线，如图所示。这种析出线，随着钢中碳含量的增高，逐渐向右下方移动。
与此相似，对于过共析钢，如果奥氏体化温度在Acm点以上，在等温转变过程中，于珠光体形成曲线的左上方有一条先共析渗碳体析出线，如图所示。这条析出线，随着钢中碳含量的增高，逐渐向左上方移。
（三）影响珠光体转变动力学的因素
如前所述，珠光体的转变量决定于成核率和晶体长大速度。因此，凡是影响珠光体成核率和晶体长大速度的因素，都是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，概括起来可以分为两类：一类是钢本身内在的因素，如化学成分、组织结构状态等；另一类是外界施加因素，如加热温度、保温时间等。
1、钢的内在因素






45钢（0.44%C,0.22%Si,0.66%Mn,0.15%Cr,
0.02%V）的过冷奥氏体等温转变图





T10钢（1.03%C,0.17%Si,0.22%Mn,0.07%Cr,
0.10%Ni）的过冷奥氏体等温转变图（1）碳含量的影响
一般认为，在亚共析钢中，随着钢中碳含量增高，过冷奥氏体在珠光体转变区的先共析铁素体析出的孕育期增长，析出速度减慢，珠光体形成的孕育期随之增长，形成速度也随之而减慢。C曲线右移。这是由于在相同的条件下，随着亚共析钢中碳含量的增加，获得铁素体晶核的机率减少，铁素体长大时所需扩散离去的C量增大，因而使铁素体析出速度减慢。一般认为，由于铁素体的析出，使奥氏体中与铁素体交接处的C浓度增高，为珠光体的成核与长大提供了有利条件，而且在亚共析钢中铁素体也可作为珠光体的领先相，所以先共析铁素体的析出促进了珠光体的形成。因此，当亚共析钢中先共析铁素体孕育期增长且析出速度减慢时，珠光体的形成速度也随之而减慢。






常见合金元素对共析温度（A1）及
共析点（S）碳量的影响 过共析钢，当加热温度在Acm以上使钢完全奥氏体化的情况下，过共析钢中碳含量越高，提供渗碳体晶核的机率越大，C在奥氏体中的扩散系数增大，则先共析渗碳体析出的孕育期缩短，析出速度增大。珠光体形成的孕育期随之缩短，形成速度随之而增大。当钢中的碳含量高于1%时，这种影响更为明显。如果加热温度在AC1~Acm之间，加热后所获得的组织是不均匀的奥氏体加残留渗碳体。这种组织状态，具有促进珠光体的晶核形成和晶体长大的作用，使珠光体形成的孕育期缩短，转变速度加快。因此，对于相同碳含量的过共析钢，不完全奥氏体化常常比完全奥氏体容易发生珠光体转变。
高碳工具钢制件淬火，应该注意珠光体形成的孕育期很短、转变速度很快这一特性。基于此因，对于高浓度渗碳、碳氮共渗钢件淬火，表层容易出现屈氏体（黑色组织的一种）。
（2）合金元素的影响
合金钢中的珠光体转变，与碳素钢中的情况相似。因此，研究合金钢中的珠光体转变，实质上就是讨论合金元素对Fe-C合金珠光体转变的影响。
1）合金元素对珠光体转变影响的规律
合金元素对奥氏体-珠光体平衡温度（A1）和共析碳浓度的影响如下图所示。可以看出，除Ni、Mn降低了A1点之外，其它常用合金元素都提高了A1温度。几乎所有合金元素皆使钢的共析碳浓度降低。
合金元素的加入，改变了奥氏体-珠光体平衡温度，如果转变温度相同，则过冷度就不同。因此，不同的合金钢，在相同的温度下形成珠光体的层间距离是不同的。
各类钢中合金元素对珠光体形成的影响，大致可以归纳如下：
Mo显著地增大了过冷奥氏体在珠光体转变区的稳定性，即增长了相变孕育期和减慢了转变速度。Mo特别显著地增大在580~600℃温度范围内的过冷奥氏体的稳定性。在共析钢中加入0.8%Mo，可以使过冷奥氏体分解完成时间增长28000倍。
在含Mo的共析钢中，Mo含量小0.5%时，形成的碳化物是渗碳体型的，而含量大于0.5%时，形成的碳化物是特殊碳化物M23C6。由于这种碳化物要共析钢中加热时很难完全溶解，在这种情况下，Mo对珠光体形成时减小长大速度的作用反而减小。为了提高过冷奥氏体的稳定性，钢的Mo含量一般应低于0.5%。
W的影响与Mo相似，当含量按重量百分率计算时，其影响程度约为Mo的一半。
Cr的影响，表现在比较强烈地增大过冷奥氏体在600~650℃温度范围内的稳定性。
Ni、Mn都有比较明显提高过冷奥氏体在珠光体转变区稳定的作用。
Si对过冷奥氏体转变为珠光体的速度影响较小，稍有增大过冷奥氏体稳定性的作用。Al对珠光体转变的影响很小。
V、Ti、Zr、Nb、Ta等在钢中形成难溶的碳化物。如果，这些元素在加热时能够溶入奥氏体中，则增大过冷奥氏体的稳定性。但是，即使加热到很高温度，这类碳化物仍然几乎不能完全溶入奥氏体中。因此，当钢中加入强烈形成碳化物元素，奥氏体温度又不很高时，不仅不能增大甚至会降低过冷奥氏体的稳定性






钢中的合金元素对珠光体
转变动力学的影响示意图 B元素很特别。一般认为，钢中加入微量的B（0.0010~0.0035%，实际上有效B含量比此量还低），可以显著降低亚共析钢中过冷奥氏体在珠光体转变区析出铁素体的速度，对珠光体的形成也有抑制作用。随着钢中碳含量的增高，B增大过奥氏体稳定性的作用逐渐减小。一般认为，钢加入微量的B能够降低先共析铁素体和珠光体转变速度的原因，主要是由于B吸附在奥氏体晶界上，降低了晶界的能量，从而降低了先共析铁素体和珠光体的成核率。B对先共析铁素体长大速度并不发生明显影响，而且B还有增大珠光体长大速度的倾向。因此，B能延迟过冷奥体分解的开始时间，但对形成珠光体的完了时间则影响较小。
为了保持B对珠光体转变的有益作用，必须使B富集在奥氏体晶界上，如果活泼的B元素与钢中的Fe或残留的N、O，化合成稳定的夹杂物，或者由于高温奥氏体化，使B向奥氏体晶粒内扩散，而使晶界的有效B减少，这样都使B的有益作用减弱甚至消失。
Co降低过冷奥氏体在珠光体转变区的稳定性，缩短珠光体转变的孕育期，加速珠光体的转变。
合金元素对珠光体转变的影响可用下图表示。从图中可以看出，当合金元素充分溶入奥氏体中的情况下，除Co以外，所有常用合金元素皆使珠光体的鼻子右移，先共析铁素体的鼻子右移。除Ni以外，所有的常用合金元素皆使这两个鼻子移向高温区。
2）合金元素对珠光体转变产生影响的原因
合金元素对珠光体转变所产生影响的原因，至今仍未彻底搞清楚，归纳起来可以从以下几个方面考虑。
①合金元素自扩散的影响
为了完成合金奥氏体的共析分解，除了碳的扩散之外，合金元素也需要进行扩散再分配。扩散结果，在珠光体中形成碳化物的区域，碳化物形成元素的含量增加，而非碳化物形成元素则减少。铁素体区域的情况则与此相反。由于合金元素具有较低的扩散速度（其扩散系数为C在奥氏体中扩散系数的万分之一到千分之一），因而增长了过冷奥氏体转变为珠光体的孕育期和降低了形成速度。
②合金元素对碳扩散的影响
合金元素对珠光体转变的影响，是通过合金元素改变了C在奥氏体中的扩散系数而起作用的。降低C扩散系数的将增大珠光体转变的孕育期和降低转变速度，反之则缩短孕育期和增加转变速度。
③合金元素改变了γ→α转变速度
合金元素的加入，可以改变γ→α的同素异构转变速度，改变α-Fe的临界形核功，因此，对珠光体的转变产生相应的影响。
④合金元素改变了临界点
合金元素的加入，将改变临界点的位置，并使其成为一个温度范围。这样一来，在相同的温度条件下，不同成分的钢其过冷度就不同，对珠光体的转变产生不同的影响。
⑤合金元素对γ/α相界面的拖曳作用
合金元素的加入，将对γ/α相界面产生拖曳作用，从而降低γ/α相界面的移动速度，进而降低珠光体的形成速度。
（3）奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响
钢件在实际加热条件下，奥氏体常常处于不太均匀的状态，有时还可能有少量渗碳体微粒残存。这种情况，因钢中含有稳定碳化物形成元素和原始组织比较粗大而加剧。奥氏体成分的不均匀，将有利于在高碳区形成渗碳体；在低碳区形成铁素体，并加速C在奥氏体中的扩散，增大了先共析相和珠光体的形成。未溶解渗碳体的存在，既可以作为先共析渗碳体的非匀质晶核，也可以作为珠光体领先相的晶核，因而也加速了珠光体的转变。
（4）奥氏体晶粒度的影响
由于钢的化学成分、脱氧剂等的不同，在相同的加热条件下，所获得的奥氏体晶粒度也不尽相同。奥氏体晶粒细小，单位体积内晶界面积增大，有利于珠光体成核的部位增多，将促进珠光体形成。同理，细小的奥氏体晶粒，也将促进先共析铁素体和渗碳体的析出。
2、外界影响因素
（1）加热温度和保温时间的影响
钢的加热温度和保温时间，直接影响钢的奥氏体化情况和晶粒大小。提高加热温度或延长保温时间，由于促进渗碳体的进一步溶解和奥氏体的均匀化，同时也会使奥氏体晶粒长大，因此减小了珠光体相变的成核率和晶体长大速度，从而推迟了珠光体相变的进行。
（2）应力和塑性变形的影响
在奥氏体状态下承受拉应力或进行塑性变形，有加速度珠光体转变的作用。这是由于拉应力和塑性变形造成的晶体点阵畸变和位错密度增高，有利于C和Fe原子的扩散和晶体点阵改建，所以有促进珠光体晶核形成和晶体长大的作用。且奥氏体形变温度越低，珠光体转变速度越大。
（3）等向压应力的影响
对奥氏体施加等向压应力，有降低珠光体形成温度、共析点移向低碳和减慢珠光体形成速度的作用。这与等向压应力下原子迁移阻力增大，C、Fe原子扩散、晶体点阵改组困难有关。
五、珠光体转变产物的力学性能
钢中珠光体的机械性能，主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态。
（一）共析成分珠光体的力学性能
共析成分的碳钢，经珠光体转变后，即可以获得片状珠光体，也可以得到粒状珠光体。
1、片状珠光体的力学性能
共析碳钢在获得单一片状珠光体的情况下，其机械性能与珠光体的层间距离、珠光体团的直径、珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸和原始奥氏体晶粒大小有着密切的关系。通常原始奥氏体晶粒粗大，将使珠光体团的直径增大，但对片间距离影响较小。这是由于珠光体团的直径是由其成核率与晶体长大速度之比决定的。在比较均匀的奥氏体中，片状珠光体主要以晶界成核，因而表征单位体积内晶界面积的奥氏体晶粒大小，对珠光体团直径产生了明显影响。珠光体的片间距离主要由相变时能量的变化和C的扩散决定，所以与奥氏体晶粒大小的关系不大。
珠光体的片间距离主要决定于，珠光体的形成温度，而珠光体团的直径不仅取决于珠光体的形成温度，还与奥氏体的晶粒大小有关，而奥氏体的晶粒大小与奥氏化条件有关。因此，可以说，共析钢片状珠光体的性能主要取决于奥氏体化温度及珠光体的形成温度。
（1）规律
随着珠光体团直径以及片间距离的减小，珠光体的强度、硬度和塑性均升高。
（2）原因
其原因主要是由于铁素体与渗碳体片薄时，相界面增多，在外力作用下，抗塑性变形能力增高。而且由于铁素体、渗碳体片很薄，会使塑性变形能力增大。珠光体团直径减小，表明单位体积内珠光体片层排列方向增多，每一有利塑性变形的尺寸减小，使局部发生大量塑性变形引起应力集中的可能性减少，因而既增高了强度又提高了塑性。
（3）应用
工业上，片状珠光体作为使用的组织状态，比较重要的是“派敦”（Patenting）处理的绳用钢丝、琴钢丝和某些弹簧钢丝。所谓派敦处理，就是使高碳钢获得细片状珠光体（索氏体）组织，而后再进行深度冷拔。这是目前工业上具有最高强度的组织形态之一。
派敦处理，也叫铅淬冷拔工艺。就是将高碳钢奥氏体化后，淬入铅浴（600~650℃）中进行索氏体化，然后再进行深度冷拔。
（4）片间距离对冲击韧性的影响
片间距离对冲击韧的影响比较复杂。因为片间距离的减小，将使冲击性能变坏，而渗碳体变薄又有利于改善冲击韧性。前者是由于强度提高而使冲击变坏，后者则是由于薄的渗碳体片可以弯曲、变形而使断裂成为韧性为断裂，从而改善冲击韧性。这两个相互矛盾因素的共同作用，使冲韧性的冷脆转变温度与片间距离的关系出现一个极小值。
值得注意的是，如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形成时，转变产物的片间距离大小不等，高温形成的大，低温形成的小。片间距离的不一，引起了抗塑性变形能力的不同，珠光体片间距离大的区域，具有较小的抗塑性变形能力。在外力的作用下，往往在这些区域产生过大变形，出现应力集中而断裂，使强度和韧性都降低。所以，为了获得片间距离均匀一致，强度高的珠光体，应采用等温处理。
2、粒状珠光体的机械性能
与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度、硬度稍低，但塑性较好。粒状珠光体硬度、强度稍低的原因是，铁素体与渗碳体的相界面较片状珠光体的少，对位错动力的阻力较小。粒状珠光体的塑性较好，是因为，铁素体呈连续分布，渗碳体颗粒均匀地分布在铁素体基体上，位错可以较大范围的移动，因此，塑性变形量较大。
粒状珠光体的可切削性好，对刀具磨损小，冷挤压成型性好，加热淬火时的变形、开裂倾向小。因此，高碳钢在机加工和热处理前，常要求先经球化退火处理得到粒状珠光体。而中低碳钢机械加工前，则需正火处理，得到更多的伪珠光体，以提高切削加工性能。低碳钢，在深冲等冷加工前，为了提高塑性变形能力，常需进行球化退火。
粒状珠光体的性能主要取决于碳化物颗粒的大小、形态和分布。一般来说，当钢的化学成分一定时，碳化物颗粒越细小，强度、硬度越高；碳化物越接近等轴状，分布越均匀，塑韧性越好。
（二）亚共析钢珠光体转变产物的力学性能
亚共析钢珠光体转变产物的力学性能主要取决于其组织形态（先共析铁素体与珠光体的相对量，先共析铁素体晶粒的大小，珠光体的片间距离以及铁素体的化学成分等），而组织形态，取决于钢中的碳含量、奥氏体化温度及冷却条件。
当珠光体量少时，珠光体对强度的贡献不占不要地位，此时，强度的提高主要靠先共析铁素体晶粒的减小，而当珠光体的量趋近100%时，珠光体对强度的贡献就成为主要的，此时强度的提高依靠珠光体片间距离的减小。
六、钢中碳化物的相间析出
通常，对于工业用钢，碳化物的弥散硬化和二次硬化的利用，都是在调质状态下实现的。但是，在控制轧制条件下使用的非调质高强度钢中，人们却利用添加少量Nb、V等强碳化物形成元素，有效地提高了钢的强度。之所以如此，是由于钢在冷却过程中从奥氏体中析出了细小的特殊碳（氮）化物。透射电子显微镜观察表明，这种化合物的直径约为50Å，而且比较规则的一个面接一个面的排列分布。后来研究又发现，这种碳（氮）化物是在奥氏体-铁素体相界面上形成的，因此将这种转变称为“相间析出”（interphas precipitation）。相间析出的结果也是由过冷奥氏体转变为铁素体与碳化物的机械混合物。由于这种转变发生在珠光体与贝氏体形成温度之间，因而研究这种转变，不仅对非调质钢的强化有实际价值，而且对搞清珠光体和贝氏体转变机理也有一定意义。
（一）相间析出产物的形态和性能
含有强碳（氮）化物形成元素的低碳合金钢的奥氏体，在冷却过程中有可能首先发生碳（氮）化物的析出，因为析出是在奥氏体与铁素体相界面上发生的，所以把这一过程称为相间析出。
1、组织形态
钢中的相间析出的转变产物，其显微组织在低倍的光学显微镜下，相间析形成的铁素体与先共析铁素体相似呈块状。而在高倍的电子显微镜下，可以观察到铁素体中有呈带状分布的微粒碳（氮）化物存在，这是相间析的组织形态特征。这种组织与珠光体相似，也是由铁素体与碳化物组成的机械混合物，而碳化物不是片状，而是细小粒状的，分布在有一定间距的平行的平面上，因此也称为“变态珠光体”（degenerate pearlite）。分布有微粒碳化物的平面彼此之间的距离称为“面间距离”。随着等温转变温度的降低或冷却速度的增大，析出的碳化物颗粒变细，面间距离减小。另外，钢中的化学成分不同对碳化物的颗粒直径的面间距离也有一定的影响，通常含特殊碳化物元素越多，形成碳化物颗粒越细，面间距离越小。在相同转变温度下，随着钢碳含量增高，析出碳化物的数量增多，面间距离也有所减小。
2、性能
在Fe-C合金中，相间析出转变产物的硬度，介于铁素体或珠光体与贝氏体之间。但对于低碳合金钢，其硬度可以高于贝氏体。相间析出转变产物的强度由三种因素决定，1细晶强化；2固溶强化；3沉淀强化。在三种强化因素中，以沉淀强化的贡献最大，细晶强化次之，而固溶强化的贡献最小。低碳V钢相间析出转变产物的强度，主要是由碳化物弥散强化贡献的，晶粒细化也有较大的贡献，但固溶强化的贡献较小。同时，在同种类钢中，随着转变温度的降低，由于碳化物细化和面间距离减小而使强度增高；在相同转变温度下，钢的碳含量和V含量越高，碳化物析出量增大，强度也随之增高。
（二）相间析出机制






伴随碳化物相间析出的奥氏体向铁素体转变示意图
a)铁素体从奥氏体中析出后的奥氏体中C浓度分布 b)碳化物析出后奥氏体中C浓度分布 c)同(a) 奥氏体化的低碳合金钢，迅速冷致A1点以下，贝氏体形成温度以上的区间恒温保持，首先在奥氏体晶界上形成铁素体。在奥氏体-铁素体界面上奥氏体这一侧，因为铁素体的析出，而使C浓度增高，如图所示（图中左边的剖面线部分，代表已析出铁素体，右边部分代表奥氏体，其中的曲线表示奥氏体中的C浓度变化）。由于相界处奥氏体C浓度增高，铁素体继续长大受到了抑制。如果在C浓度最高的奥氏体-铁素体界面上析出碳化物，将界面上奥氏体一侧的C浓度降低，如图所示，图中间断线代表析出的碳化物颗粒。由于碳化物的析出，增大了奥氏体析出铁素的驱动力，而使铁素体转变继续进行，相界面奥氏体中推移。铁素体析出后，又提高了界面上奥氏体C浓度，奥氏体中碳分布，又回复到转变初期的状态。因为转变温度较低，合金元素可能扩散的距离很小，加之钢含碳量又低，单位体积中可能提供的C原子数量很少，所以从奥氏体中在相界上析出的特殊碳化物，只能呈细小粒状分布。这种铁素体与细粒状特殊碳化物交替反应，使过冷奥氏体分解连续进行。
相间析出的碳化物，与铁素体有一定的晶体位向关系，譬如对V钢为：
{100}VC‖{100}a，<110>VC‖<100>a
说明了相间析出的碳化物，是在奥氏体-铁素体界面上成核和按共格或半共格关系在铁素体长大的。






0.23%C,0.85%V钢过冷奥氏体
等温转变动力学图形





相间析出形核长大示意图





亚共析钢中碳化物相间析出的立体模型 在相间析出过程中，铁素体和碳化物的长大，可按下图所示台阶长大模型来说明。碳化物颗粒在奥氏体-铁素体界面上成核，并在铁素体中长大。铁素体向横向和纵向两个方向按台阶长大。有时可能纵向长大一个较宽的区域后再在奥氏体-铁素体相界面上形成碳化物晶核，而后又连续出现几个较窄的铁素体带。
由于相间析出的特殊碳化物，不规则分布在曾经是奥氏体-铁素体界面的平面上，因此相间析出转变产物的立体模型，可以表达如下图所示的状态。从图中A的方向观察，可以看到析出物的微粒，平行分布在原奥氏体-铁素体界面上；从B方向观察，看到的析出物微粒，则呈不规则分布。
（三）相间析出条件
低碳钢经加热奥氏体后缓冷却，在一个相当大的冷却速度范围内，将转变为先共析铁素体加珠光体。对于含特殊碳化物形成元素Mo、V、Nb、Ti等的低合金钢，从奥氏体状态缓慢冷却时，除析出铁素体外，还析出特殊碳化物（如Mo2C、VC、NbC、TiC等），即发生相间析出，其析出温度范围约在800~500℃之间。由于这种碳化物细小弥散，将使钢的硬度、强度增高。
在等温条件下，低碳合金钢相间析出的转变动力学曲线，与珠光体转变相似，也具有“C”形的特征，如图所示。图中的实线为相间析出动力学曲线。可以看出，相间析出是在一定的温度范围内发生的，而且转变温度较高或者较低时，都使相间析出的速度减慢。因此，这种相变符合扩散型相变的成核、长大规律。






0.2%C,0.5%V钢的连续冷却转变图 在连续冷却条件下，低碳合金钢的连续冷却转变图形，如下图所示。图中的虚线表示特殊碳化物析出线。可以看出，如果冷却速度过慢，在较高温度下通过的时间过长，由于特殊碳化物的聚集长大而粗化，会使钢的硬度、强度降低。如果冷却速度过快，即在可发生相间析出的温度内通过的时间过短，细小碳化物来不及形成，过冷奥氏体将转变为先共析铁素体和珠光体以及贝氏体，也会使钢的硬度、强度降低。






碳钢相间析出温度范围 因此，对于低碳合金钢，必须根据钢的成分、奥氏体温度（或轧制温度），控制钢材的冷却条件，使其在合适的温度和时间范围内发生相间析出，才能获得良好的强化效果。目前这种方法已用于工业生产。
相间析出能否发生，主要γ→α决定于转变进行时的温度。下图为碳钢或铁碳合金相间析出的温度范围，不同含碳量的钢的相间析出温度不同，含碳低时范围较宽，为700~450℃，含碳高时较窄，如 0.8%C为520~450℃。钢中不形成片状珠光体而发生相间析出的可能原因是：当温度较高时，首先析出先共析铁素体。由于铁素体的不断析出，未转变的奥氏体的碳浓度将增至共析成分，则可转变为片状珠光体。与此相反，当转变温度较低时，碳原子在奥氏体中扩散不充分，故将在γ/α界面的奥氏体一侧蓄积起来，使未转变的奥氏体的平均成分达不到共析成分，而当界面一侧的奥氏体的碳浓度高于ESEˊ线时，渗碳体颗粒将在γ/α界面上析出。所以相间析出能否发生主要决定于转变时的温度，温度较高形成珠光体，温度过低形成上贝氏体。