第3章 珠光體轉(zhuǎn)變14

第三章珠光體轉(zhuǎn)變珠光體轉(zhuǎn)變是過(guò)冷奧氏體在臨界溫度A1以下比較高的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變。鋼鐵材料在退火、正火時(shí)，都要求發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。在淬火或等溫淬火時(shí)，則力求避免發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。1第一節(jié)珠光體的組織形態(tài)及晶體學(xué)第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制第三節(jié)先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變第四節(jié)光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)第五節(jié)珠光體的力學(xué)性能第六節(jié)鋼中碳化物的相間沉淀主要內(nèi)容2第一節(jié)珠光體的組織形態(tài)及晶體學(xué)一、珠光體的組織形態(tài)珠光體：鐵素體和滲碳體的雙態(tài)組織。珠光體在光學(xué)顯微鏡下，呈現(xiàn)珍珠般的光澤，所以稱為珠光體。按滲碳體的形態(tài)，珠光體可分為片狀珠光體、顆粒狀珠光體和特殊形態(tài)的珠光體。31.片狀珠光體片狀珠光體由相間的鐵素體和滲碳體片組成。珠光體團(tuán)：若干大致平行的鐵素體與滲碳體組成的一個(gè)珠光體領(lǐng)域。4珠光體的片間距S0：珠光體中滲碳體θ與鐵素體α片厚之和稱為。5片間距是用來(lái)衡量片狀珠光體組織粗細(xì)程度的一個(gè)主要指標(biāo)。珠光體，S0：150-450nm；A1~650℃

光學(xué)顯微鏡下可見索氏體，S0：80-150nm；650~600℃

800倍以上的光學(xué)顯微鏡下可見屈氏體，S0：30-80nm；600~550℃

光學(xué)顯微鏡下很難觀察到6過(guò)冷度與片間距的關(guān)系過(guò)冷度越大，即轉(zhuǎn)變溫度越低，珠光體的片間距越小。原因：轉(zhuǎn)變溫度越低，碳的擴(kuò)散速度越慢，碳原子難以作較大距離的遷移，所以只能形成片間距較小的珠光體。珠光體形成時(shí)，由于新的鐵素體與滲碳體界面的形成將使界面能增加，這部分界面能是由奧氏體與珠光體的自由能差提供的，過(guò)冷度越大，所提供的自由能越大，能夠增加的界面能也越多，所以片間距有可能越小。72.顆粒狀珠光體在鐵素體基體中分布著顆粒狀滲碳體的組織稱為顆粒狀珠光體，或球狀珠光體。獲得途徑：通過(guò)球化退火處理（將鋼加熱到略高于Ac1溫度，保溫后隨爐緩冷至600oC，出爐空冷）等一些特定的熱處理獲得的。83.特殊形態(tài)的珠光體當(dāng)鋼中加入合金元素時(shí)，碳化物形成元素的原子M可能取代滲碳體中部分鐵原子，形成（Fe，M）3C合金滲碳體，也可能形成MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6等合金碳化物，即特殊碳化物。這些碳化物的形狀多樣因此得到的珠光體的的形態(tài)也比較多——不詳細(xì)介紹9二、片狀珠光體的晶體學(xué)片狀珠光體一般在兩個(gè)奧氏體γ1和γ2的晶界上形核，然后向與其沒有特定取向關(guān)系的奧氏體γ2晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，形成珠光體團(tuán)。珠光體中的鐵素體及滲碳體與被長(zhǎng)入的奧氏體晶粒之間不存在位向關(guān)系，形成可動(dòng)的非共格界面；與另一側(cè)的不易長(zhǎng)入的奧氏體γ1晶粒之間則形成不易移動(dòng)的共格界面，并保持一定的位相關(guān)系。鐵素體和滲碳體存在一定的位向關(guān)系12無(wú)位向關(guān)系有位向關(guān)系有位相關(guān)系10鐵素體α與不易長(zhǎng)入的奧氏體γ1之間保持K-S關(guān)系：滲碳體θ則與不易長(zhǎng)入的奧氏體γ1之間保持Pitsch關(guān)系，該關(guān)系接近于：一個(gè)珠光體團(tuán)內(nèi)的鐵素體和滲碳體之間也存在著一定的位相關(guān)系，即Pitsch-Ptech關(guān)系：11第二節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制珠光體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件片狀珠光體的形成機(jī)制粒狀珠光體的形成機(jī)制

12一、珠光體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件珠光體轉(zhuǎn)變溫度：共析成分奧氏體過(guò)冷至A1點(diǎn)以下，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。注：由于珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，原子能夠長(zhǎng)距離擴(kuò)散，珠光體又是在晶界形核，形核所需的驅(qū)動(dòng)力較小，所以在較小的過(guò)冷度下即可發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。13二、片狀珠光體的形成機(jī)制珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，共析成分的奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和滲碳體的雙相組織，這一反應(yīng)可用下式表示：A→P（α＋Fe3C）晶體結(jié)構(gòu)：面心體心復(fù)雜斜方碳含量：0.77%0.02%6.67%珠光體的形核，包含著兩個(gè)同時(shí)進(jìn)行的過(guò)程，一個(gè)是C的擴(kuò)散，以生成高C的Fe3C和低C的F；另一個(gè)是晶體點(diǎn)陣的重構(gòu)，由面心立方的A轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方的F和復(fù)雜斜方的Fe3C14珠光體轉(zhuǎn)變的領(lǐng)先相珠光體轉(zhuǎn)變是有奧氏體分解為鐵素體與滲碳體，必然存在一個(gè)先析出相——領(lǐng)先相。珠光體形成的領(lǐng)先相取決于化學(xué)成分和珠光體的過(guò)冷度。一般認(rèn)為：亞共析鋼以F為領(lǐng)先相；過(guò)共析鋼以Fe3C為領(lǐng)先相；共析鋼中領(lǐng)先相可以是F，也可以是Fe3C過(guò)冷度小時(shí)，滲碳體為領(lǐng)先相；過(guò)冷度大時(shí)，鐵素體為領(lǐng)先相。15珠光體的長(zhǎng)大過(guò)程Fe3C薄片向縱向、橫向長(zhǎng)大，不斷吸收周圍碳原子在Fe3C兩側(cè)或奧氏體晶界上貧碳區(qū)，形成F核Fe3C縱向長(zhǎng)大(橫向已不可能)，F(xiàn)縱向長(zhǎng)大、橫向長(zhǎng)大在同一位向交替形成F與Fe3C，形成一個(gè)珠光體團(tuán)在不同位向形成另一個(gè)珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)互相接觸，轉(zhuǎn)變結(jié)束16片狀珠光體長(zhǎng)大過(guò)程受碳原子擴(kuò)散控制共析鋼轉(zhuǎn)變成珠光體Cr-a>Cr-C存在濃度差原子擴(kuò)散打破C原子平衡相變保持平衡兩處界面推進(jìn)17分支長(zhǎng)大滲碳體片在向前長(zhǎng)大的過(guò)程中，有可能不斷分枝，而鐵素體則協(xié)調(diào)地在滲碳體枝間形成。這樣形成的珠光體團(tuán)中的滲碳體是一個(gè)單晶體，滲碳體間的鐵素體也是一個(gè)單晶體，即一個(gè)珠光體團(tuán)是由一個(gè)滲碳體晶粒和一個(gè)鐵素體晶?；ハ啻┎迤饋?lái)而形成的。滲碳體主干分支長(zhǎng)大的原因之一，很可能是前沿奧氏體中塞積位錯(cuò)引起的。18上述珠光體形成機(jī)制僅涉及碳原子在奧氏體內(nèi)的擴(kuò)散，所以又被稱為體擴(kuò)散機(jī)制。實(shí)際上，在珠光體轉(zhuǎn)變的過(guò)程中同時(shí)存在著體擴(kuò)撒和界面擴(kuò)散兩種擴(kuò)散，①過(guò)冷度小時(shí)很可能以體擴(kuò)散為主，②過(guò)冷度大時(shí)很可能以界面擴(kuò)散為主。對(duì)合金鋼，考慮到合金元素的空位擴(kuò)散，其珠光體相變很可能也以界面擴(kuò)散為主。19三、粒狀珠光體形成機(jī)制粒狀珠光體一般通過(guò)球化退火、淬火＋高溫回火（調(diào)質(zhì)）熱處理獲得。奧氏體化工藝條件：奧氏體溫度很低（一般僅比AC1高10-20℃），保溫時(shí)間較短。冷卻工藝條件：冷卻速度極慢，或者過(guò)冷奧氏體等溫溫度足夠高（一般僅比AC1低20-30℃），等溫時(shí)間要足夠長(zhǎng)。球化退火工藝條件：20普通球化退火工藝等溫球化退火工藝21球化退火的物理機(jī)制溫度低時(shí)間短殘留碳化物富碳區(qū)晶內(nèi)滲碳體核粒狀滲碳體低碳奧氏體鐵素體各向長(zhǎng)大22如果加熱前的原始組織為片狀珠光體，則在加熱過(guò)程中片狀滲碳體有可能按照片狀組織的球化機(jī)制自發(fā)的發(fā)生破裂和球化。對(duì)組織為片狀珠光體的鋼進(jìn)行塑性變形，會(huì)使?jié)B碳體片斷開、碎化、溶解，會(huì)增加珠光體中鐵素體和滲碳體的位錯(cuò)密度和亞晶界數(shù)量，故有促進(jìn)滲碳體球化的作用。如高碳鋼的高溫形變球化退火，可使球化速度加快。23有網(wǎng)狀碳化物的過(guò)共析鋼在Ac1-Accm之間加熱時(shí)，網(wǎng)狀碳化物也會(huì)發(fā)生斷裂和球化，但所得碳化物顆粒較大，且往往呈多角形、“一”字形或“人”字形。由于網(wǎng)狀碳化物為先共析相，采用正常的球化退火無(wú)法消除網(wǎng)狀碳化物。為使其斷裂、球化所需的加熱溫度應(yīng)高于正常球化退火溫度。因此，對(duì)有網(wǎng)狀碳化物的過(guò)共析鋼，一般應(yīng)先進(jìn)行正火以消除網(wǎng)狀碳化物，然后再進(jìn)行球化退火。24調(diào)質(zhì)處理顆粒狀珠光體的形核長(zhǎng)大鋼淬成馬氏體后，通過(guò)高溫退火，從馬氏體析出的碳化物經(jīng)聚集、長(zhǎng)大成顆粒狀碳化物，均勻分布在鐵素體基體中，成為粒狀珠光體。25第三節(jié)先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變先共析轉(zhuǎn)變魏氏組織偽共析轉(zhuǎn)變26工程上使用的鋼大多是亞（過(guò)）共析鋼，它們?cè)趯?shí)際冷卻條件下的珠光體轉(zhuǎn)變基本上與共析鋼相似，只是在珠光體轉(zhuǎn)變之前還有先共析轉(zhuǎn)變，析出鐵素體（或滲碳體），并且隨后發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。先共析鐵素體析出區(qū)先共析滲碳體析出區(qū)單相奧氏體區(qū)偽共析區(qū)27一、先共析轉(zhuǎn)變先共析轉(zhuǎn)變：非共析成分的奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變之前析出先共析相的轉(zhuǎn)變。根據(jù)C含量的不同可分為：亞共析和過(guò)共析281.亞共析鋼先共析鐵素體的析出影響先共析鐵素體的析出量的因素：①②奧氏體的冷卻速度奧氏體的碳含量碳含量越高，先共析鐵素體的析出量越少。冷卻速度越大，先共析鐵素體的析出量越少。29先共析鐵素體的形核位置：奧氏體的晶界先共析鐵素體的析出經(jīng)歷、兩個(gè)過(guò)程。形核長(zhǎng)大先共析鐵素體的形態(tài)有、和三 種。塊狀網(wǎng)狀片狀30a.塊狀（或等軸狀）F的析出當(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。31塊狀先共析鐵素體32b.網(wǎng)狀F的析出當(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。33網(wǎng)狀先共析鐵素體34c.片狀F的析出當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低，奧氏體中成分均勻，晶粒粗大時(shí)，F(xiàn)向與其有位向關(guān)系的奧氏體中長(zhǎng)大，就使得同一晶粒中F呈片狀且相互平行。通常將這種先共析鐵素體稱為魏氏組織鐵素體。35片狀先共析鐵素體362.過(guò)共析鋼先共析滲碳體的析出先共析滲碳體的形態(tài)有、和三種。粒狀網(wǎng)狀片狀?yuàn)W氏體晶粒粗大成分不均勻網(wǎng)狀或片狀鐵素體魏氏組織滲碳體37粒狀先共析滲碳體38網(wǎng)狀先共析滲碳體39網(wǎng)狀先共析滲碳體40片狀先共析滲碳體41二、魏氏組織魏氏組織的形態(tài)和分布特征魏氏組織的形成條件魏氏組織的形成機(jī)制魏氏組織的力學(xué)性能421.魏氏組織的形態(tài)和分布特征魏氏組織的形態(tài)：1.針狀2.沿特定晶面析出——有慣習(xí)面魏氏組織的形態(tài)和分布特征定義：沿母相特定晶面析出的針狀組織魏氏組織滲碳體：魏氏組織鐵素體：魏氏組織中的先共析滲碳體魏氏組織中的先共析鐵素體按先共析相分：43一次魏氏組織：二次魏氏組織：從奧氏體中直接析出的針狀先共析滲碳體從網(wǎng)狀鐵素體中長(zhǎng)出的針狀先共析滲碳體按析出方式分：44魏氏組織鐵素體的慣習(xí)面為：(111)γ魏氏組織鐵素體與母相奧氏體的位相關(guān)系：K-S關(guān)系(110)α//(111)γ，[111]α//[110]γ

魏氏組織滲碳體與母相奧氏體的位相關(guān)系：

魏氏組織滲碳體的慣習(xí)面為：

{227}γ

{001}θ//{311}γ,<100>θ//<112>γ魏氏組織位向關(guān)系452.魏氏組織的形成條件碳含量為0.2%-0.4%的亞共析鋼；碳含量較大的過(guò)共析鋼魏氏組織的形成條件46影響魏氏組織鐵素體形成的因素：合金元素：鋼中加入錳，會(huì)促進(jìn)魏氏組織鐵素體的形成加入鉬、鉻、硅等會(huì)阻礙魏氏組織的形成原奧氏體晶粒大?。壕ЯＴ酱?，越容易形成魏氏組織鐵素體晶粒越小，越不容易形成47原奧氏體晶粒越小，越不容易形成魏氏組織鐵素體上線溫度Ws48連續(xù)冷卻時(shí)，只有當(dāng)鋼的含碳量和過(guò)冷度都在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)才會(huì)形成魏氏組織。當(dāng)奧氏體晶粒大小適中時(shí)，只有在含碳量ωc為0.15%-0.32%的較窄范圍內(nèi)，且冷卻速度大于140℃/s時(shí)才會(huì)形成魏氏組織。當(dāng)奧氏體晶粒較粗大時(shí)，在ωc為0.15%-0.5%（特別是ωc為0.3%-0.5%）之間的亞共析鋼，在較慢的冷速下就會(huì)形成魏氏組織。493.魏氏組織的形成機(jī)制先共析鐵素體的析出經(jīng)歷、兩個(gè)過(guò)程。形核長(zhǎng)大切變機(jī)制：浮凸魏氏組織的形成機(jī)制受原子擴(kuò)散控制切變形核50奧氏體晶粒細(xì)小在晶界形核擴(kuò)散距離短快速富C處理溫度高于WS抑制W形成塊狀網(wǎng)狀片狀?yuàn)W氏體晶粒越細(xì)小越不容易形成W51只有適當(dāng)?shù)睦鋮s速度下才能形成W冷卻速度太慢在高溫停留時(shí)間長(zhǎng)Fe原子的擴(kuò)散速度較快易形成網(wǎng)狀鐵素體冷卻速度太快在高溫停留時(shí)間短C原子的擴(kuò)散速度較慢抑制W鐵素體形成524.魏氏組織的力學(xué)性能魏氏組織的力學(xué)性能對(duì)材料性能的影響：采取的措施：采用退火、正火或鍛造等方法細(xì)化晶粒，消除魏氏組織以恢復(fù)性能。使鋼的強(qiáng)度，尤其是塑形和沖擊韌性顯著降低，還會(huì)使鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。

注意：當(dāng)奧氏體晶粒較小，只有少量魏氏組織鐵素體時(shí)，并不會(huì)明顯降低鋼的力學(xué)性能，在某些情況下仍可使用。53偽共析轉(zhuǎn)變的條件：①冷卻速度：②轉(zhuǎn)變區(qū)域：較快E'S'G偽共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：鐵素體與滲碳體的混合組織-珠光體三、偽共析轉(zhuǎn)變非共析成分合金在一定條件下發(fā)生共析反應(yīng)，稱為偽共析轉(zhuǎn)變，偽共析轉(zhuǎn)變的組織稱為偽共析組織54偽共析轉(zhuǎn)變與共析轉(zhuǎn)變的對(duì)比：相同之處：分解機(jī)制和分解產(chǎn)物的組織特征相同不同之處：其中的滲碳體和鐵素體的量則與共析成分的珠光體中的量不同：與奧氏體的碳含量有關(guān)，碳含量越高，滲碳體量越多。

55影響偽共析轉(zhuǎn)變條件的因素：①碳含量：②過(guò)冷度：含碳量越接近于共析成分，越易發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變

過(guò)冷度越大，越容易發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變

56第四節(jié)珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)珠光體的形核率及長(zhǎng)大速度珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素57一、珠光體的形核率及長(zhǎng)大速度珠光體的形核率、長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系珠光體轉(zhuǎn)變的N、ν與時(shí)間關(guān)系581.珠光體的形核率、長(zhǎng)大速度與溫度的關(guān)系溫度降低驅(qū)動(dòng)力增加增加N、v濃度梯度增加擴(kuò)散加快增加v擴(kuò)散速度降低減小N、v592.珠光體轉(zhuǎn)變的N、v與時(shí)間關(guān)系形核率N與時(shí)間的關(guān)系：曲線呈S形開始時(shí)，N隨時(shí)間增加，但是形核位置是有限的，因此隨著保溫時(shí)間的增加，形核的持續(xù)進(jìn)行，使得形核位置減少，從而降低N原因？？？60線長(zhǎng)大速度ν與等溫時(shí)間的關(guān)系：溫度一定時(shí)，線長(zhǎng)大速度ν近似為定值。61二、珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線均勻形核：形核率和長(zhǎng)大速度不變Johnson-Mehl方程：P的體積分?jǐn)?shù)形核率長(zhǎng)大速度保溫時(shí)間P的體積分?jǐn)?shù)隨著保溫時(shí)間的增加快速增加62實(shí)際上，不均勻形核形核率和長(zhǎng)大速度都會(huì)變化Avrami方程：保溫時(shí)間常數(shù)63孕育期：

轉(zhuǎn)變速度：50%附近最大64三、珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖動(dòng)力學(xué)圖的繪制：在一定溫度條件下等溫退火不同時(shí)間后測(cè)試珠光體的含量，當(dāng)珠光體的含量為5%時(shí)即為轉(zhuǎn)變開始時(shí)間，珠光體含量為95%時(shí)為轉(zhuǎn)變終止時(shí)間，將不同體積分?jǐn)?shù)的珠光體所需時(shí)間練成光滑曲線就得到等溫動(dòng)力學(xué)曲線。將不同溫度的等溫動(dòng)力學(xué)曲線的開始時(shí)間和終止時(shí)間連成光滑曲線就是綜合動(dòng)力學(xué)圖即C曲線65時(shí)間存在孕育期孕育期隨溫度增加先降低后增加轉(zhuǎn)變速度隨時(shí)間增加先增加后降低，在轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)50%時(shí)最大偽共析珠光體有一條先共析相曲線，曲線隨C含量變化而移動(dòng)先共析鐵素體隨C增加向右下偏移，先共析滲碳體隨C增加向左上偏移66亞共析鋼珠光體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

67四、影響珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的因素奧氏體中碳含量的影響奧氏體中合金元素影響奧氏體晶粒度的影響奧氏體成分均勻性的影響奧氏體中過(guò)剩相的影響原始組織的影響加熱溫度和保溫時(shí)間的影響應(yīng)力的影響塑性變形的影響亞共析過(guò)共析C↑→↓形核率→↓C↑→↑形核率→↑晶?！魏瞬课弧俣?。不均勻→↑形核和擴(kuò)散→↑過(guò)剩相→↑形核→↑原始組織↑→↓溶解和均化→↑形核→↑溫度時(shí)間↑→↑均勻化→↑孕育期→↓拉應(yīng)力：壓應(yīng)力：加速珠光體轉(zhuǎn)變。推遲珠光體轉(zhuǎn)變。增加缺陷，加速珠光體轉(zhuǎn)變68除鈷孕育期加長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度減慢除鎳轉(zhuǎn)變溫度范圍升高69通常，珠光體的強(qiáng)度、硬度高于鐵素體，而低于貝氏體、滲碳體和馬氏體，塑性和韌性則高于貝氏體、滲碳體和馬氏體。還與成分和熱處理有關(guān)等溫溫度/℃組織硬度HBW720-680珠光體170-250680-600索氏體250-320600-550托氏體320-400550-400上貝氏體400-460400-240下貝氏體460-560240-室溫馬氏體580-650表3-30.84C、0.29Mn鋼經(jīng)不同溫度等溫處理后的組織與硬度第五節(jié)珠光體的力學(xué)性能70片狀珠光體的力學(xué)性能顆粒狀珠光體的力學(xué)性能鐵素體+珠光體的力學(xué)性能形變珠光體的力學(xué)性能71片狀珠光體的力學(xué)性能硬度：160-280HBW抗拉強(qiáng)度：784-882MPa伸長(zhǎng)率：20-25%力學(xué)性能片間距珠光體團(tuán)的直徑鐵素體片的亞晶粒尺寸P形成溫度A晶粒尺寸A形成溫度控制困難范圍較小決定性因素72片間距減小相界面增多塞積位錯(cuò)少位錯(cuò)阻力增加鐵素體薄增加抗力提高強(qiáng)度產(chǎn)生的正應(yīng)力小提高外力使?jié)B碳體斷裂強(qiáng)度隨片間距降低而增加73片間距減小塑性隨片間距降低而增加滲碳體片變薄位錯(cuò)切過(guò)引起滑移滲碳體片彎曲增加塑性74片間距冷脆溫度冷脆溫度隨片間距增加先降低后增加片間距減小提高強(qiáng)度降低沖擊韌性片間距減小滲碳體變薄韌性斷裂75如果片狀珠光體是在連續(xù)冷卻過(guò)程中，在一定的溫度范圍內(nèi)形成的。先形成的珠光體由于形成溫度較高，片間距較大，強(qiáng)度較低；后形成的珠光體形成溫度較低，片間距較小，則強(qiáng)度較高。在外力作用下，將引起不均勻塑性變形，并導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而使得強(qiáng)度和塑性都下降。因此，為提高強(qiáng)度和塑性，應(yīng)采用等溫處理以獲得片層厚度均勻的珠光體。76顆粒狀珠光體的力學(xué)性能顆粒狀珠光體的獲得方法：球化退火或調(diào)質(zhì)處理。強(qiáng)度（硬度）比片狀的稍低塑性較好界面相對(duì)較少鐵素體連續(xù)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力較小77粒狀珠光體的疲勞強(qiáng)度比片狀的高78顆粒狀珠光體的性能還取決于碳化物顆粒的大小、形態(tài)與分布。一般來(lái)說(shuō)，碳化物顆粒越細(xì)、形態(tài)越接近等軸、分布越均勻，韌性越好。79鐵素體+珠光體的力學(xué)性能先共析鐵素體：強(qiáng)度和硬度低，塑性和韌性高。影響整體的性能塑性隨鐵素體的增加而增加80韌脆轉(zhuǎn)變溫度先共析鐵素體的分?jǐn)?shù)鐵素體直徑珠光體片間距滲碳體片厚度Si含量溶解的N含量亞共析鋼隨C含量的增加，冷脆溫度會(huì)逐漸增加81形變珠光體的力學(xué)性能派登脫（Patenting）或稱鉛浴處理：將高碳鋼或中碳鋼經(jīng)奧氏體化處理后，先在Ar1以下適當(dāng)溫度（大約500℃）的鉛浴中等溫，獲得索氏體（或主要是索氏體）組織。這種組織適于深度冷拔，經(jīng)冷拔后可獲得優(yōu)異的強(qiáng)韌性配合。索氏體經(jīng)塑性變形可以大幅度提高材料的強(qiáng)韌性。深度冷變形位錯(cuò)密度增加亞晶粒細(xì)化點(diǎn)陣畸變?cè)龃鬂B碳體碎化增加固溶強(qiáng)化滲