熱處理課件第三章珠光體轉(zhuǎn)變

過冷奧氏體轉(zhuǎn)變高溫中溫低溫共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線A：奧氏體P：珠光體Ｂ：貝氏體Ｍ：馬氏體共析鋼：A1~550℃，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。共析分解成珠光體----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)可以形成3～5個(gè)珠光體團(tuán)。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變（1）高溫轉(zhuǎn)變（珠光體轉(zhuǎn)變）（2）中溫轉(zhuǎn)變（貝氏體轉(zhuǎn)變）550℃~230℃，C原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不能擴(kuò)散。形成貝氏體----過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。①上貝氏體：550℃稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。②下貝氏體：230℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變（3）低溫轉(zhuǎn)變（馬氏體轉(zhuǎn)變）非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。馬氏體：碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點(diǎn)Ms

，終了點(diǎn)Mf

。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變第三章珠光體轉(zhuǎn)變3.1珠光體的組織特征3.2珠光體的轉(zhuǎn)變機(jī)制3.3珠光體的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)3.4珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機(jī)械性能珠光體的命名

共析鋼退火樣品，在經(jīng)過磨光、拋光與腐蝕（4%的硝酸酒精）后，會(huì)呈現(xiàn)出一種珠母貝色澤（motherofpearl），故稱為珠光體（Pearlite)。珠光體表面呈現(xiàn)的珠母貝殼似的光澤，可能是由于試樣表面的層狀組織可以作為可見光的衍射光柵而產(chǎn)生的光柵衍射效果。

MotherofPearl珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變（高溫轉(zhuǎn)變）：冷卻時(shí)奧氏體（）珠光體P(+Fe3C)的轉(zhuǎn)變。共析相變：具有共析成分的單一母相在一定條件下分解生成兩個(gè)或多個(gè)結(jié)構(gòu)與成分不同的新相的過程。它是一種典型的擴(kuò)散型相變。平衡轉(zhuǎn)變：緩慢加熱或冷卻時(shí)發(fā)生的能獲得符合平衡狀態(tài)圖的相變，其產(chǎn)物是符合狀態(tài)圖的平衡組織。鋼中產(chǎn)生珠光體的熱處理工藝，退火或正火。3.1珠光體的組織特征珠光體：共析碳鋼加熱奧氏體化后緩慢冷卻，在稍低于A1溫度時(shí)分解鐵素體和滲碳體的混合物。其典型形態(tài)：片狀或?qū)訝钪楣怏w片層間距S01.片狀珠光體珠光體的片層間距大小主要取決于珠光體的形成溫度。在連續(xù)冷卻條件下，冷卻速度愈大，珠光體的形成溫度愈低，即過冷度愈大，則片層間距就愈小。

T,S0

珠光體片層間距：1.片狀珠光體T↓，C擴(kuò)散速度↓，C原子遷移距離↓，只能形成片間距小的PP形成時(shí)，F(xiàn)和Fe3C的界面形成使界面能↑，S0越小，增加界面能越多，界面能由A和P自由能差提供。T越大，提供自由能差越大，增加界面能越多，故片間距有可能越小T,S0原因1.片狀珠光體T一定時(shí)若S0過大，原子所需擴(kuò)散的距離就要增大，這將使轉(zhuǎn)變發(fā)生困難。若S0過小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時(shí)ΔGV不變，這會(huì)使相變驅(qū)動(dòng)力降低，也會(huì)使相變不易進(jìn)行。所以一定的ΔT對(duì)應(yīng)一定的S0

。T,S0原因1.片狀珠光體過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中分解，珠光體是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)形成的，則在高溫形成的珠光體較粗低溫形成的珠光體較細(xì)。這種珠光體組織的不均勻?qū)?dǎo)致機(jī)械性能的不均勻，從而影響鋼的切削加工性能。因此，應(yīng)采用一定溫度的等溫處理(等溫正火或等溫退火)的方法，來獲得粗細(xì)相近的珠光體組織，以提高鋼的切削性能。奧氏體晶粒大小對(duì)珠光體的片層間距沒有明顯影晌，但影響珠光體團(tuán)的大小。隨珠光體片層間距的減小，珠光體中滲碳體片的厚度減薄。S0一定時(shí)，隨鋼中C，滲碳體片也將變薄。珠光體片層間距：1.片狀珠光體根據(jù)S0的大小，珠光體分為三類：A1-650℃150-450nm片狀珠光體650-600℃80-150nm索氏體

(英國(guó)H.C.Sorby(1826～1908))

600-550℃30-80nm屈氏體

(法國(guó)L.J.Troost)

片間距約為450～150nm，形成于A1～650℃溫度范圍內(nèi)。在光學(xué)顯微鏡下可清晰分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。5～25HRC。光鏡形貌電鏡形貌珠光體形貌像珠光體（P）

片間距約為150～80nm，形成于650～600℃溫度范圍內(nèi)。只有在800倍以上光學(xué)顯微鏡下觀察才能分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。細(xì)片狀P－索氏體，25～36HRC。光鏡形貌電鏡形貌索氏體形貌像索氏體(S)

片間距約為80～30nm，形成于600～550℃溫度范圍內(nèi)。在光學(xué)顯微鏡下已很難分辨出鐵素體和滲碳體片層狀組織形態(tài)。極細(xì)片狀的P-屈氏體,35～40HRC。電鏡形貌光鏡形貌

屈氏體形貌像屈氏體（T）珠光體、索氏體和屈氏體比較珠光體索氏體屈氏體

珠光體、索氏體、屈氏體之間無本質(zhì)區(qū)別，都是由鐵素體和滲碳體片層相間組織，其形成溫度也無嚴(yán)格界線，只是其片層厚薄和片間距不同。

粒狀珠光體：滲碳體以粒狀分布于鐵素體基體中。它一般通過特定的熱處理獲得。滲碳體顆粒大小、形狀與所采用的熱處理工藝（球化回火處理）有關(guān)。片狀珠光體比粒狀珠光體硬度高，如果下道工序要冷加工，有時(shí)要球化退火得到粒狀珠光體。一些合金工具鋼在淬火前也要經(jīng)過球化處理。

(a)2.粒（球）狀珠光體珠光體本質(zhì)上是鐵素體和滲碳體的混合物退火態(tài)下：鐵素體中的位錯(cuò)密度較低滲碳體中的位錯(cuò)密度更低鐵素體/滲碳體兩相交界處的位錯(cuò)密度較高鐵素體中存在亞晶界3.位向關(guān)系鐵素體與奧氏體：滲碳體與奧氏體：復(fù)雜鐵素體與滲碳體：亞共析鋼共析鋼不同的轉(zhuǎn)變特性有先共析滲碳體存在的A晶界純A晶界3.2珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制1.珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相珠光體轉(zhuǎn)變：形核和長(zhǎng)大的過程珠光體：鐵素體+滲碳體哪一個(gè)是領(lǐng)先相？很難通過實(shí)驗(yàn)直接驗(yàn)證，目前尚無定論許多實(shí)驗(yàn)證實(shí)：領(lǐng)先相與溫度，A成分有關(guān)1.珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相哪一個(gè)是領(lǐng)先相？（溫度，成分）過冷度小，滲碳體是領(lǐng)先相過冷度大，鐵素體是領(lǐng)先相亞共析鋼：鐵素體是領(lǐng)先相過共析鋼：滲碳體是領(lǐng)先相共析鋼：滲碳體是領(lǐng)先相1.珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相滲碳體是領(lǐng)先相（共析鋼、過共析鋼）原因：（1）P中Fe3C與A中先共析Fe3C的位向相同，P中的F與A中先共析F的位向不同，因此，是Fe3C先從A中析出；（2）P中的Fe3C與相變前Fe3C在結(jié)構(gòu)上是連續(xù)的；而P中的F與相變前F在結(jié)構(gòu)是不連續(xù)的；（3）A中未溶解的Fe3C有促進(jìn)P相變的作用，則它肯定作為晶核存在，而先共析F沒有促進(jìn)P相變的作用，則F肯定不是晶核核心。1.珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)的領(lǐng)先相合金元素對(duì)領(lǐng)先相的影響（1）Ni、Mn降低A1點(diǎn)，其他合金元素均提高A1點(diǎn)（2）幾乎所有合金元素皆使鋼的共析碳濃度降低。

合金元素改變A1點(diǎn)，若轉(zhuǎn)變溫度相同則過冷度就不同，從而改變相變驅(qū)動(dòng)力的大小，并影響珠光體片層間距。而共析碳濃度的改變導(dǎo)致先共析鐵素體或先共析滲碳體的析出，并影響珠光體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相。2.珠光體的形成過程奧氏體過冷到A1點(diǎn)以下，發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變Fe、C都能長(zhǎng)距離擴(kuò)散珠光體在A晶界上形核，形核功較低，需要的過冷度小珠光體的形成（兩個(gè)過程）：C的擴(kuò)散低碳F+高碳滲碳體晶體點(diǎn)陣的重構(gòu)FCC轉(zhuǎn)變BCC+復(fù)雜斜方點(diǎn)陣6.69%2.珠光體的形成過程P的形核位置：共析鋼過冷A發(fā)生P轉(zhuǎn)變時(shí)，多半在奧氏體晶界上形核，也可在晶體缺陷比較密集的區(qū)域形核當(dāng)A中碳濃度很不均勻或有較多未溶滲碳體存在時(shí)，P晶核也可在A晶粒內(nèi)產(chǎn)生原因：這些部位有利于產(chǎn)生能量、成分和結(jié)構(gòu)起伏，新相晶核易在這些高能量、接近滲碳體碳含量和類似滲碳體晶體點(diǎn)陣的區(qū)域產(chǎn)生2.珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成（橫向長(zhǎng)大）共析鋼（滲碳體領(lǐng)先相）能量、成分和結(jié)構(gòu)的起伏在A晶界上形成小片滲碳體晶核滲碳體的晶核與A保持共格關(guān)系為了減小應(yīng)變能成片狀片狀晶核按非共格擴(kuò)散方法長(zhǎng)大時(shí)，共格關(guān)系被破壞。2.珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成（橫向長(zhǎng)大）共析鋼（滲碳體領(lǐng)先相）2.珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成（縱向長(zhǎng)大）/cem//cem/2.珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成P形成時(shí)，縱向長(zhǎng)大是Fe3C片和F片同時(shí)連續(xù)地向A中延伸，而橫向長(zhǎng)大是Fe3C片與F片交替堆疊增多。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，晶體點(diǎn)陣重構(gòu)是由部分Fe原子的自擴(kuò)散完成的。2.珠光體的形成過程（1）片狀珠光體的形成隨T，滲碳體片和鐵素體片逐漸變薄縮短，同時(shí)兩側(cè)連續(xù)形成速度及其縱向長(zhǎng)大速度都發(fā)生改變，珠光體群的輪廓也由塊狀逐漸變?yōu)樯刃?，繼而為輪廓不光滑的團(tuán)絮狀，即由片狀珠光體逐漸變?yōu)樗魇象w或屈氏體。（2）粒狀珠光體的形成過程

粒狀珠光體是通過片狀珠光體中滲碳體的球化獲得的。①若將片狀珠光體加熱至略高于A1點(diǎn)的溫度，則得到奧氏體加未完全溶解滲碳體的混合組織。此時(shí)，滲碳體已不保持完整片狀，而是凹凸不平、厚薄不勻，部分已經(jīng)斷開。在此溫度下保溫將使片狀滲碳體球狀化。

2.珠光體的形成過程

根據(jù)界面熱力學(xué)，湯姆遜-佛魯?shù)吕镂鳎═homson-Freundlich）公式：Cr--與半徑為r的第二相顆粒相平衡的母相溶解度。C∞--與片狀（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。M--第二相摩爾質(zhì)量σ--比界面能ρ--第二相密度。

（2）粒狀珠光體的形成過程

第二相粒子的半徑r越小，其溶解度越大，其周圍母相溶質(zhì)的平衡濃度越高。

由于第二相顆粒在基體中的溶解度與其曲率半徑有關(guān)，所以與非球狀滲碳體尖角處(曲率半徑較小部位)相接觸的奧氏體具有較高的碳濃度，而與滲碳體平面處(曲率半徑較大部位)相接觸的奧氏體具有較低的碳濃度，在滲碳體界面附近的奧氏體中存在濃度差，因此界面附近奧氏體中的C原子將從滲碳體的尖角處向滲碳體的平面處擴(kuò)散。這種擴(kuò)散的結(jié)果，破壞了界面處的碳濃度平衡。為恢復(fù)界面碳濃度平衡，滲碳體的尖角處將溶解而使其曲率半徑增大，而滲碳體的平面處將長(zhǎng)大而使其曲率半徑減小，以至逐漸成為各處曲率半徑相近的顆粒狀滲碳體，從而得到在奧氏體基體上分布著顆粒狀滲碳體的組織。

（2）粒狀珠光體的形成過程

尖角處（曲率半徑小）—高碳濃度平面處（曲率半徑大）—低碳濃度破壞平衡

曲率半徑相近的粒狀Fe3C

（2）粒狀珠光體的形成過程

C原子擴(kuò)散尖角處：Fe3C溶解平面處：Fe3C析出

然后緩慢冷卻至A1點(diǎn)以下時(shí)，奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。此時(shí)，領(lǐng)先相滲碳體不僅可以在奧氏體晶界上形核，而且也可以從已存在的顆粒狀滲碳體上長(zhǎng)出，但這時(shí)已不能長(zhǎng)成片狀，最后得到滲碳體呈顆粒狀分布的粒狀珠光體。

（2）粒狀珠光體的形成過程

片狀滲碳體溶斷機(jī)制

滲碳體片內(nèi)亞晶界的存在，會(huì)產(chǎn)生一界面張力，為保持界面張力平衡，在亞晶界處會(huì)出現(xiàn)溝槽。由于溝槽兩側(cè)曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為恢復(fù)平衡，溝槽將進(jìn)一步加深，直至滲碳體溶斷。

（2）粒狀珠光體的形成過程

②片狀P加熱到略低于A1

微觀缺陷（亞晶界）處：C原子擴(kuò)散片狀Fe3C破裂尖角溶解

破裂的Fe3C小片

平面析出

（2）粒狀珠光體的形成過程

凹坑共析鋼：3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變基本上與共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變相似。3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（1）偽共析轉(zhuǎn)變冷卻速度快類似珠光體組織成分非共析成分，F(xiàn)與滲碳體相對(duì)含量與共析珠光體不同，隨A的含C量變化偽共析轉(zhuǎn)變偽共析組織T，成分范圍越大3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（2）亞(過)共析鋼的先共析相先共析相的析出是與碳在奧氏體中的擴(kuò)散密切相關(guān)。亞共析鋼先共析鐵素體過共析鋼先共析滲碳體3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（2）亞(過)共析鋼的先共析相先共析相的析出量決定于奧氏體碳含量和析出溫度或冷卻速度。C愈高(或愈低)，冷卻速度愈大、析出溫度愈低，則析出的先共析鐵素體(或先共析滲碳體)的量就愈少。3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（2）亞共析鋼先共析相的析出A晶粒細(xì)小等溫T或冷卻速度較慢Fe充分?jǐn)U散A晶粒較粗冷卻速度較快無共格關(guān)系A(chǔ)成分均勻A晶粒粗大冷卻速度適中共格關(guān)系等軸塊狀網(wǎng)狀針狀或片狀亞共析鋼中的先共析鐵素體形態(tài)在奧氏體晶界上形成的晶核,一側(cè)為共格,另一側(cè)為非共格。(1)形成溫度較高時(shí),非共格晶界易遷移,向奧氏體晶粒一側(cè)長(zhǎng)成球冠狀。

當(dāng)P轉(zhuǎn)變溫度高，F(xiàn)e原子自擴(kuò)散充分便利，且晶粒較細(xì)時(shí)，F(xiàn)在晶界形核后，由于CA-F>CA，引起碳的擴(kuò)散，為保持相界面平衡，即CA-F的高濃度，只有繼續(xù)析出F，以至長(zhǎng)成塊狀F。亞共析鋼中的先共析鐵素體形態(tài)

當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高，或冷速較大、奧氏體晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)e自擴(kuò)散能力下降，F(xiàn)易沿晶界析出并連成網(wǎng)狀。此時(shí)晶內(nèi)碳濃度不斷升高,達(dá)偽共析成分時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。亞共析鋼中的先共析鐵素體形態(tài)(2)形成溫度較低時(shí),鐵原子不易作長(zhǎng)距離擴(kuò)散,使非共格晶界不易遷移,這時(shí)主要依靠共格界面遷移。鐵素體晶核將通過共格界面向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大,為減小應(yīng)變能,鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內(nèi)生長(zhǎng),該慣習(xí)面為{111}γ。所以片狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行,或互成60°、90°角。這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏組織鐵素體。形核：奧氏體晶界或晶內(nèi)長(zhǎng)大：沿奧氏體晶界或晶內(nèi)先共析相形態(tài)：先共析鐵素體：塊狀、網(wǎng)狀、魏氏組織先共析滲碳體：同上亞共析鋼：3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（2）亞共析鋼(a)塊狀(b)網(wǎng)狀亞共析鋼的顯微組織

3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變（2）亞(過)共析鋼先共析相的析出先共析滲碳體的形態(tài)可以是粒狀、網(wǎng)狀或針(片)狀。但過共析鋼在奧氏體成分均勻、晶粒粗大的情況下，從奧氏體中直接析出粒狀滲碳體的可能性很小，一般呈網(wǎng)狀或針(片)狀滲碳體，此時(shí)將顯著增大鋼的脆性。因此，過共析鋼的退火加熱溫度必須在Acm點(diǎn)以下，以避免網(wǎng)狀滲碳體的形成。過共析鋼：過共析鋼：3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變過共析鋼：(a)硝酸酒精浸蝕(b)苦味酸鈉浸蝕過共析鋼的顯微組織PFe3C3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變魏氏組織：工業(yè)上將具有片(針)狀鐵素體或滲碳體加珠光體的組織稱為魏氏組織魏氏組織鐵素體魏氏組織滲碳體魏氏體組織形成條件：C含量：<0.6%或>1.2%晶粒粗大（加熱溫度過高）適中的冷卻速度（空冷）

魏氏組織以及經(jīng)常與其伴生的粗大晶粒組織會(huì)使鋼的機(jī)械性能，尤其是塑性和沖擊性能顯著降低，并使鋼的脆性轉(zhuǎn)折溫度升高。三個(gè)條件缺一不可紀(jì)念德國(guó)人A.J.Wildmanstatten3.亞（過）共析鋼的珠光體轉(zhuǎn)變過共析鋼中的魏氏組織亞共析鋼共析鋼過共析鋼3.3珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)**珠光體轉(zhuǎn)變也是形核和長(zhǎng)大過程**轉(zhuǎn)變速度也取決于形核率和長(zhǎng)大速度**珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)也符合Johnson-Mehl方程或Avrami方程。1.珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度（1）形核率I與轉(zhuǎn)變溫度T的關(guān)系均勻形核條件下①T，D，Q，第一項(xiàng)減小，I②T，T，GV

，W,第二項(xiàng)增加I1.珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度（2）長(zhǎng)大速度G與轉(zhuǎn)變溫度T的關(guān)系①T，ΔT，(Cγ/α-Cγ/cem)，C原子擴(kuò)散速度，S0，C原子的擴(kuò)散距離，G;②T，C原子的擴(kuò)散系數(shù)，G

。

在T較高時(shí)，珠光體團(tuán)一般長(zhǎng)大成等軸類球形，各方向長(zhǎng)大速度基本相等：Cγ/α-Cγ/cem與ΔT成正比1.珠光體的形核率和長(zhǎng)大速度（3）形核率I、長(zhǎng)大速度G與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系T一定時(shí)，t，IT一定，t

，G為定值2.珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖孕育期轉(zhuǎn)變開始轉(zhuǎn)變終了鼻尖共析鋼的珠光體等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線3.影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素（1）碳含量的影響①與合金元素的影響相比，碳含量的影響較小②

*亞共析鋼：C先共析F析出孕育期、析出速度P轉(zhuǎn)變?cè)杏凇⑽龀鏊俣?/p>

*過共析鋼：完全A化（>Acm）CFe3C形核率先共析Fe3C孕育期、析出速度P轉(zhuǎn)變?cè)杏?、析出速度不完全A化（A1~Acm）A+殘余碳化物P轉(zhuǎn)變?cè)杏?、析出速?/p>

*共析成分：最穩(wěn)定（2）合金元素的影響①除Co外，其他合金元素C曲線右移，孕育期，推遲了P轉(zhuǎn)變②除了Ni，Mn，Cu，其他合金元素使P轉(zhuǎn)變的“鼻尖”溫度移向高溫

3.影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的元素（3）奧氏體化溫度和保溫時(shí)間

T、tA均勻化、晶粒長(zhǎng)大P轉(zhuǎn)變速度（4）奧氏體晶粒度A晶粒越細(xì)單位體積相界面形核率珠光體轉(zhuǎn)變加快（5）應(yīng)力和塑性變形的影響拉應(yīng)力、塑性變點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度，有利于C和Fe原子的擴(kuò)散和晶體點(diǎn)陣重構(gòu)，促進(jìn)P的形核、長(zhǎng)大，加速P的轉(zhuǎn)變。等向壓應(yīng)力，原子遷移阻力，C、Fe擴(kuò)散和點(diǎn)陣重構(gòu)困難，降低P形成溫度，減慢P的形成速度。3.影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素3.4珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的機(jī)械性能1.珠光體的力學(xué)性能共析鋼性能奧氏體化溫度和珠光體形成溫度珠光體的片層間距

(形成溫度）珠光體團(tuán)直徑（形成溫度、奧氏體大?。┲楣怏w中鐵素體的亞晶粒尺寸原始奧氏體晶粒大小珠光體的片層間距，珠光體團(tuán)直徑，珠光體強(qiáng)度、硬度、塑性1.珠光體的力學(xué)性能S0，珠光體團(tuán)直徑

P強(qiáng)度、硬度、塑性的原因：

①S0，鐵素體片與滲碳體片都變薄，相界面增多，在外力作用下，抗塑性變形能力增大。②由于鐵素體和滲碳體片很薄，在外力作用下可以滑移而產(chǎn)生塑性變形，也可以產(chǎn)生彎曲，使鋼的塑性變形能力增大。③珠光體團(tuán)直徑的減小，表明單位體積內(nèi)片層排列方向增多，使局部發(fā)生大量塑性變形而引起應(yīng)力集中的可能性減少，因而既提高了強(qiáng)度又提高了塑性。1.珠光體的力學(xué)性能連續(xù)冷卻過程中形成的珠光體：珠光體的片層間距大小不等，高溫形成的大，低溫形成的小，則使抗塑性變形的能力不均勻。珠光體片層間距較大的區(qū)域，抗塑性變形能力較小，在外力作用下，往往首先在這些區(qū)域產(chǎn)生過量變形，出現(xiàn)應(yīng)力集中而破裂，使鋼的強(qiáng)度和塑性都降低。1.珠光體的力學(xué)性能成分相同時(shí)，與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的強(qiáng)度、硬度稍低，而塑性較高。原因:

粒狀P中F與滲碳體的相界面較片狀P少，強(qiáng)度和硬度稍低;而鐵素體呈連續(xù)分布，滲碳體呈粒狀分散在鐵素體基體上，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用較小，使塑性提高。粒狀P的切削性好，對(duì)刀具的磨損小，冷擠壓時(shí)的成形性也好，加熱、淬火時(shí)的變形和開裂