2.3.3　先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變

在生產(chǎn)中大量使用的非共析鋼（亞共析鋼和過共析鋼）的珠光體轉(zhuǎn)變基本上與共析鋼相似，只不過在珠光體轉(zhuǎn)變之前會發(fā)生先共析相的析出，冷卻速度大時還會發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。因此，在了解共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變后，有必要進一步弄清先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變等問題。

圖2-60是Fe-Fe₃C相圖的一部分，圖中SG'為GS的延長線，SE'為ES的延長線。GSG'和ESE'兩線將相圖左下角劃分為四個區(qū)域，GSE為熟知的奧氏體單相區(qū)，G'SE'為偽共析轉(zhuǎn)變區(qū)，GSE'為先共析鐵素體析出區(qū)，ESG'為先共析滲碳體析出區(qū)。

2.3.3.1　先共析轉(zhuǎn)變

非共析鋼完全奧氏體化后冷至GSE'或ESG'區(qū)域，將析出先共析相，待奧氏體進入ESG'區(qū)時將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，從奧氏體中同時析出鐵素體和滲碳體。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)變稱為先共析轉(zhuǎn)變。

（1）亞共析鋼先共析鐵素體的析出。亞共析鋼完全奧氏體化后如被冷卻到GSE'區(qū)，將有先共析鐵素體析出，如圖2-60中的合金Ⅰ。隨溫度降低，鐵素體的析出量逐漸增多，當溫度降至T₂時，先共析相停止析出。

析出的先共析鐵素體的量取決于奧氏體的碳含量和冷卻速度。碳含量越高，冷速越大，析出的先共析鐵素體量越少。

先共析鐵素體的析出也是一個形核、長大的過程，并受碳在奧氏體中的擴散所控制。先共析鐵素體的核大都在奧氏體晶界上形成。晶核與一側(cè)的奧氏體晶粒［圖2-61（a）中的γ₁］存在K-S關(guān)系，二者之間為共格界面，但與另一側(cè)的奧氏體晶粒［圖2-61（a）中的γ₂］無位向關(guān)系，二者之間是非共格界面。當然，在同一個奧氏體晶界上形成的另一個鐵素體晶核，可能與奧氏體晶粒γ₁無位向關(guān)系，而與奧氏體晶粒γ₂存在K-S關(guān)系。核形成后，與其接壤的奧氏體的碳濃度將增加，在奧氏體內(nèi)形成濃度梯度，從而引起碳的擴散，結(jié)果導(dǎo)致界面上碳平衡被破壞。為了恢復(fù)平衡，必須從奧氏體中繼續(xù)析出低碳鐵素體，從而使鐵素體不斷長大。

先共析鐵素體的形態(tài)有三種，即塊狀（又稱等軸狀，圖2-62）、網(wǎng)狀（圖2-63）和片狀（圖2-64）。一般認為，塊狀鐵素體和網(wǎng)狀鐵素體都是由鐵素體晶核的非共格界面推移而長成的。片狀鐵素體則是由鐵素體晶核的共格界面推移而長成的。鋼的化學成分、奧氏體晶粒的大小以及冷卻速度的不同，使先共析鐵素體的長大方式也各不相同，因而表現(xiàn)出各種不同的形態(tài)。

塊狀鐵素體的形貌趨于等軸形。它可以在奧氏體晶界，也可以在奧氏體晶內(nèi)形成。當亞共析鋼奧氏體含碳量較低時，在一般的情況下，先共析鐵素體大都呈等軸塊狀。這種形態(tài)的鐵素體往往是在溫度較高、冷卻速度較慢的情況下形成的。此時，非共格界面遷移比較容易，故鐵素體將向奧氏體晶粒γ₂（此晶粒與鐵素體無位向關(guān)系）一側(cè)長大成球冠狀［圖2-61（b）、（c）］，最后長成等軸狀。

網(wǎng)狀鐵素體是由鐵素體沿奧氏體晶界擇優(yōu)長大而成的。這種鐵素體可以是連續(xù)的網(wǎng)狀，也可以是不連續(xù)的網(wǎng)狀。如果亞共析鋼的奧氏體含碳量較高，當奧氏體晶界上的鐵素體長大并連成網(wǎng)時，剩余奧氏體的碳濃度可能已經(jīng)增加到接近共析成分，進入E'SG'區(qū)（圖2-60），奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，于是就形成了鐵素體呈網(wǎng)狀分布的形態(tài)。

片狀鐵素體一般為平行分布的針狀或鋸齒狀。這種鐵素體常被稱為魏氏組織鐵素體，是通過共格界面的推移而形成的。

（2）過共析鋼先共析滲碳體的析出。過共析鋼熱到A_cm以上完全奧氏體化后，過冷到E'SG'區(qū)域時將析出先共析滲碳體。先共析滲碳體的組織形態(tài)可以是網(wǎng)狀（圖2-63）、粒狀（圖2-64）或針狀（圖2-65）。但在奧氏體晶粒粗大、成分均勻的情況下，先共析滲碳體的形態(tài)呈粒狀的可能性很小，一般均呈針狀（立體形狀實際為片狀，下同）或網(wǎng)狀，稱為魏氏組織滲碳體。

先共析針狀滲碳體與奧氏體之間具有Pitsch關(guān)系，即，，。

2.3.3.2　魏氏組織

（1）魏氏組織的形態(tài)和分布。魏氏組織是一種沿母相特定晶面析出的針狀組織，由奧地利礦物學家A.J.Widmanstatten于1808年在鐵-鎳隕石中發(fā)現(xiàn)。

鋼中的魏氏組織是由針狀先共析鐵素體或先共析滲碳體及其間的珠光體組成的復(fù)相組織。魏氏組織中的先共析滲碳體，被稱為魏氏組織滲碳體（圖2-65），魏氏組織中的先共析鐵素體，被稱為魏氏組織鐵素體（圖2-66）。從奧氏體中直接析出的針狀先共析鐵素體被稱為“一次魏氏組織鐵素體”，如圖2-61（d）所示；從網(wǎng)狀鐵素體長出的先共析針狀鐵素體被稱為“二次魏氏組織鐵素體”，如圖2-61（e）所示。

魏氏組織薄片在母相中所占據(jù)的平面被稱為慣習面。

魏氏組織鐵素體的慣習面為（111）_γ，與母相奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，即

魏氏組織滲碳體的慣習面為{227}_γ，與母相奧氏體的位向關(guān)系為：

因為魏氏組織鐵素體的慣習面是（111）_γ，因同一奧氏體晶粒內(nèi)的{111}晶面或是相互平行，或是相交成一定角度，因此針狀鐵素體常常呈現(xiàn)為彼此平行，或互成60°或90°。有時可能是由于析出開始時溫度較高，最先析出的鐵素體沿奧氏體晶界成網(wǎng)狀，隨后溫度降低，再由網(wǎng)狀鐵素體的一側(cè)以針狀向晶粒內(nèi)長大，呈現(xiàn)為二次魏氏組織鐵素體形態(tài)。

亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體，單個的形貌是針狀的，而從分布狀態(tài)來看，則有羽毛狀的、三角形的，也有的是幾種形態(tài)的混合型。在對20CrMo等亞共析鋼進行組織觀察時，應(yīng)注意不要把魏氏組織與上貝氏體混淆起來。雖然這兩種組織的形貌很相似，但分布狀況則不同。上貝氏體成束分布，魏氏組織鐵素體則彼此分離，而且片之間常常有較大的夾角。

魏氏組織形成時，在拋光的試樣表面也會出現(xiàn)表面浮凸。

（2）魏氏組織的形成條件。魏氏組織的形成條件與鋼的化學成分、過冷度及奧氏體晶粒度有關(guān)。對碳鋼而言，形成魏氏組織的條件如圖2-67所示。由圖可看出，只有當鋼的碳含量w_C為0.2%～0.4%時，并在適當?shù)倪^冷度下，才能形成魏氏組織鐵素體W。魏氏組織的形成有一個上限溫度W_S點。在這個溫度以上，魏氏組織不能形成。鋼的碳含量對W_S點的影響規(guī)律與對GS線及ES線的影響相似。奧氏體晶粒越細，W_S點越低。當碳含量w_C大于0.4%時主要形成網(wǎng)狀鐵素體G，w_C低于0.2%時，主要形成塊狀鐵素體M。

鋼中加入錳，會促進魏氏組織鐵素體的形成，而加入鉬、鉻、硅等則會阻礙魏氏組織的形成。

魏氏組織鐵素體的形成還與原奧氏體晶粒的大小有關(guān)，奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織。這是因為晶粒越大晶界越少，使晶界鐵素體的數(shù)量減少，剩余的奧氏體所富集的碳也較少，有利于魏氏組織鐵素體的形成，如圖2-67（a）所示。另外，奧氏體晶粒越粗大，網(wǎng)狀鐵素體析出后剩余的空間也越大，給魏氏組織鐵素體的形成創(chuàng)造了條件。因此魏氏組織常常出現(xiàn)在過熱的鋼中。當奧氏體晶粒較細?。ㄈ?～8級）時，則形成魏氏組織的可能性減小，如圖2-67（b）所示。

連續(xù)冷卻時，只有當鋼的含碳量和過冷度都在適當?shù)姆秶鷥?nèi)才會形成魏氏組織。當奧氏體晶粒大小適中時，只有在含碳量w_C為0.15%～0.32%的較窄范圍內(nèi)，且冷卻速度大140℃/s時才會形成魏氏組織。當奧氏體化溫度較高，晶粒較粗大時，在w_C為0.15%～0.5%（特別是w_C為0.3%～0.5%）之間的亞共析鋼，在較慢的冷速下就會形成魏氏組織。含碳量在共析成分附近的鋼，一般不容易形成魏氏組織，如含碳量w_C大于0.6%的亞共析鋼就難于形成魏氏組織鐵素體。含碳量較高的過共析鋼，只有當奧氏體晶粒較粗大，在適當?shù)睦鋮s速度下才會形成魏氏組織。

在實際生產(chǎn)中，如果工件在鑄造、鍛造或熱軋后砂冷或空冷，焊接件的焊后空冷，熱處理過熱后以一定速度冷卻等都可能出現(xiàn)魏氏組織。通過降低終鍛、終軋溫度，控制冷卻速度，即可防止魏氏組織的產(chǎn)生。

魏氏組織鐵素體也是通過成核、長大形成的。與網(wǎng)狀或塊狀先共析鐵素體的形成不同，在形成時有浮凸現(xiàn)象，因此柯俊院士認為魏氏組織鐵素體是通過類似馬氏體相變的切變機制形成的。鐵素體核在奧氏體晶界上形成后，如溫度較低，由于鐵原子擴散變得困難，故使非共格界面不易遷移，而共格界面仍能遷移。因此，鐵素體晶核不會向與其沒有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)長大，而只能向與其有位向關(guān)系的奧氏體晶粒內(nèi)通過共格切變機制長大成針狀。據(jù)此，很多人認為魏氏組織鐵素體即無碳化物貝氏體。

魏氏組織鐵素體的長大過程受碳原子在奧氏體中的擴散所控制。隨著鐵素體的不斷長大和增多，未轉(zhuǎn)變的奧氏體的碳含量不斷增高，當整體碳濃度達到該轉(zhuǎn)變溫度下與鐵素體接界處的平衡濃度值時，長大停止。未轉(zhuǎn)變的高碳奧氏體，在繼續(xù)等溫保持或隨后連續(xù)冷卻時，將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，最終形成針狀鐵素體加珠光體的組織。

奧氏體晶粒越細小，先共析鐵素體越易在晶界形核并長大，C原子擴散距離越短，奧氏體富碳越快，使W_S點下降到處理溫度以下，故細晶粒奧氏體不易形成魏氏組織。

當鋼的w_C超過0.6%時，魏氏組織難于形成，因為鋼的碳含量高時不易形成鐵素體核，即使形成，也很容易從高碳奧氏體中析出碳化物形成上貝氏體，而不易形成魏氏組織。

魏氏組織鐵素體只在一定的冷卻速度范圍內(nèi)才會形成。過慢的冷卻有利于Fe原子擴散而形成網(wǎng)狀鐵素體。過快的冷卻使C原子來不及擴散，從而抑制了魏氏組織鐵素體的形成。

（3）魏氏組織的力學性能。由表2-3可見，魏氏組織以及經(jīng)常與之伴生的粗晶組織，會使鋼的強度，尤其是塑性和沖擊韌性顯著降低，還會使鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。如w_C 0.2%、w_Mn 0.6%的造船鋼板，當終軋溫度為950℃時，韌脆轉(zhuǎn)變溫度為-50℃；而當終軋溫度為1050℃時，由于形成魏氏組織和粗晶組織，結(jié)果使韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高到-35℃。此時，應(yīng)采用退火、正火或鍛造等方法細化晶粒，消除魏氏組織以恢復(fù)性能。

當奧氏體晶粒較小，只有少量魏氏組織鐵素體時，并不明顯降低鋼的力學性能，在某些情況下仍可使用。

2.3.3.3　偽共析轉(zhuǎn)變

非共析成分的奧氏體經(jīng)快冷而進入E'SG'區(qū)后將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即分解為鐵素體與滲碳體的混合組織。這種共析轉(zhuǎn)變被稱為偽共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物被稱為偽共析組織。偽共析組織仍屬于珠光體類型的組織。例如圖2-60中的合金Ⅰ和Ⅱ，當奧氏體被過冷到T₂溫度時，合金Ⅰ不再析出先共析鐵素體，合金Ⅱ不再析出先共析滲碳體，而是全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w類型的組織。其分解機制和分解產(chǎn)物的組織特征與珠光體轉(zhuǎn)變完全相同，但其中的鐵素體和滲碳體的量則與共析成分珠光體中的量不同，與奧氏體的碳含量有關(guān)，碳含量越高，滲碳體量越多。

產(chǎn)生偽共析轉(zhuǎn)變的條件與奧氏體的含碳量及過冷度有關(guān)。含碳量越接近于共析成分，過冷度越大，越易發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變?？傊?，只有當非共析成分的奧氏體被過冷到E'SG'區(qū)后，才可能發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變。