2.3.4　珠光體轉變動力學

珠光體轉變與其他轉變一樣，也是通過形核和長大進行的，轉變動力學也取決于晶核的形核率N及晶體的線長大速度v。

2.3.4.1　珠光體的形核率及長大速度

（1）珠光體的形核率、長大速度與溫度的關系。珠光體轉變的形核率N及線長大速度v與轉變溫度之間的關系均具有極大值。w_C為0.78%、w_Mn為0.63%、奧氏體晶粒度為5.25級的共析鋼的珠光體轉變的形核率N及線長大速度v與轉變溫度之間的關系曲線如圖2-68所示。由圖可見，N及v均隨過冷度的增加先增后減，在550℃附近有一極大值。這是因為隨著過冷度的增加（轉變溫度降低），將同時存在使N及v增長和減小的兩個方面的因素。一方面，隨著過冷度的增加，轉變溫度的降低，奧氏體與珠光體間的自由能差將增加，使轉變驅動力增加，從而將使N及v都增加；此外，隨著過冷度的增加，轉變溫度的降低，將使增加、下降（圖2-55）、珠光體片間距減小，使得奧氏體中的碳濃度梯度增大，碳原子的擴散速度加快，擴散距離減小，導致v增加。另一方面，隨過冷度增加、轉變溫度降低，原子活動能力減弱，原子擴散速度變慢，使N及v減小。當轉變溫度高于550℃時，前一因素起主導作用，使得N及v均隨轉變溫度的下降、過冷度的增大而增大；當轉變溫度低于550℃時，后一因素起主導作用，導致N及v均隨過冷度的增大而減小。以上兩方面的因素的綜合作用，使得珠光體轉變的形核率曲線和線長大速度曲線呈圖2-68的規律。

還應指出，由于共析鋼在550℃以下存在貝氏體轉變，而用現有的試驗方法難以單獨測出珠光體轉變的N及v，故圖2-68中550℃以下的曲線都畫為虛線。

（2）珠光體轉變的形核率N、線長大速度v與時間的關系。當轉變溫度一定時，形核率N與等溫時間的關系曲線呈S形，如圖2-69所示。開始時，隨著轉變時間的延長，形核率逐漸增大。但是由于珠光體轉變一般都在晶界形核，其中界隅形核優于界棱，界棱又優于界面，故隨時間推移，適于珠光體形核的位置越來越少，最后很快達到飽和，稱為位置飽和（site saturation），使形核率N急劇下降。

線長大速度v與等溫時間無關。溫度一定時，線長大速度v為定值。珠光體的長大速度，受碳原子在奧氏體中的擴散所控制。過去認為，珠光體的長大速度受碳原子在奧氏體中的體擴散所控制。現在的實驗研究結果認為，珠光體長大時，碳在奧氏體中的重新分配，一部分是通過體擴散完成的，另一部分是通過界面擴散完成的。有的研究結果表明，珠光體片間距大于70nm時，長大速度基本上受體擴散所控制；片間距小于70nm時，長大速度基本上受界面擴散所控制。還有的文獻認為，珠光體長大速度的主導擴散機制，可能與合金的成分有關：在Fe-C合金中，珠光體的生長可能以體擴散機制為主；而在Fe-C-M（M為合金元素）合金中，珠光體的生長可能以界面擴散機制為主。實驗與計算結果表明，在合金鋼或非鐵合金的共析分解中，界面擴散在控制其長大速度上起著較為主要的作用。

2.3.4.2　珠光體等溫轉變動力學曲線

將奧氏體過冷到某一溫度，使之在該溫度下進行等溫轉變。假設珠光體轉變為均勻形核，形核率N不隨時間而變，線長大速度v不隨時間和珠光體團的大小而變，則轉變分數f與等溫時間t之間的關系可以用Johnson-Mehl方程式表達：

　　（2-42）

但是，實際上珠光體轉變為不均勻形核，形核率N不是常數，而是隨等溫時間而變，且很快達到位置飽和。此后，轉變將完全由線長大速度v所控制，而與形核率無關。所以用Johnson-Mehl方程計算珠光體轉變動力學有一定困難。

如設珠光體轉變為非均勻形核，形核率隨時間t呈指數變化，且有位置飽和，假定線長大速度仍為常數，則轉變分數f可用Avrami方程表示：

　　（2-43）

式中，K、n均為常數。在位置飽和的情況下，對于不同的形核位置，K、n的值見表2-4。表2-4中，A為單位體積中的晶界面積；L為單位體積中的界棱長度；n為單位體積中的界隅數；v為線長大速度。由于該方程推導前的假設更接近于實際情況，所以Avrami方程較適合于珠光體轉變動力學的計算。

將珠光體轉變量f與等溫時間t之間的關系繪成曲線，如圖2-70所示。由圖可見，f與t之間呈S形曲線，稱為等溫轉變動力學曲線。轉變開始前有一段孕育期，轉變剛開始時轉變速度較慢，隨著時間的增長轉變速度增加。當轉變分數達到50%時，轉變速度達到最大值，隨后轉變速度又隨時間延長逐漸降低，直到轉變結束。

2.3.4.3　珠光體等溫轉變動力學圖

珠光體等溫轉變動力學圖一般都是用實驗方法來測定的，常用的方法有金相法、硬度法、膨脹法、磁性法和電阻法等。圖2-70（a）表示用實驗方法測得的共析成分奧氏體，在不同溫度下的等溫轉變曲線。一般可以取轉變分數為5%時所需的時間為轉變開始時間，取轉變分數95%時所需的時間為轉變終了時間，則可得出各個轉變溫度下的轉變開始及終了時間。然后仍以時間為橫坐標，等溫轉變溫度為縱坐標，將各個溫度下的珠光體轉變開始和終了的時間繪入圖中，并將各溫度下的珠光體轉變開始時間連接成一曲線，轉變終了時間連接成另一曲線，即得珠光體轉變動力學圖［圖2-70（b）］。將珠光體轉變溫度、時間和轉變量三者結合在一起，一目了然，可供制定熱處理工藝參考。因為圖中曲線的形狀與字母“C”相似，故稱C曲線圖，也稱TTT曲線。

由C曲線圖可看出，珠光體等溫轉變動力學圖具有如下的一些特點：

①各溫度下的珠光體等溫轉變開始前，都有一段孕育期。所謂孕育期是指從等溫開始至轉變開始的這段時間。

②當等溫溫度從A₁點逐漸降低（即過冷度增大）時，珠光體轉變的孕育期開始逐漸縮短，降低到某一溫度時（如550℃），孕育期達到最短，然后隨著溫度的降低，孕育期又逐漸增長。孕育期最短處，通常被稱為C曲線的鼻子。

③轉變溫度一定時，轉變速度隨時間的延長逐漸增大。當轉變分數為50%時，轉變速度達到極大值，其后，轉變速度又逐漸降低，直至轉變結束。

④亞共析鋼珠光體等溫轉變動力學圖的左上方，有一條先共析鐵素體析出線，如圖2-71、圖2-72所示。這條析出線隨著鋼中碳含量的增加，逐漸向右下方移動，直至消失。

⑤過共析鋼如果奧氏體化溫度在A_cm以上，則珠光體轉變的C曲線的左上方，有一條先共析滲碳體析出線，如圖2-73所示。這條析出線隨鋼中碳含量的增加，逐漸向左上方移動。

2.3.4.4　影響珠光體轉變動力學的因素

因為珠光體轉變量取決于形核率和長大速度，所以影響形核率和長大速度的因素，都是影響珠光體轉變動力學的因素。這些影響因素可以分為兩類：一類屬于材料的內在因素，如化學成分、原始組織等；另一類屬于材料的外在因素，如加熱溫度、保溫時間等。

（1）奧氏體中碳含量的影響。對于亞共析成分的奧氏體，珠光體轉變速度將隨著碳含量的增加而減慢，C曲線逐漸右移。這是因為奧氏體中碳含量的增加將使鐵素體的形核率下降，鐵素體長大時所需擴散離去的碳量增大，所以隨著碳含量的增加，過冷奧氏體析出先共析鐵素體的孕育期增長，析出速度減小，同時珠光體轉變的孕育期也隨之增長，轉變速度下降。

對于過共析成分的奧氏體，珠光體轉變速度將隨著碳含量的增加而加快，C曲線逐漸左移。這是因為奧氏體中碳含量的增加將使滲碳體的形核率提高，碳的擴散系數增大，所以隨著碳含量的增加，過冷奧氏體析出先共析滲碳體的孕育期將縮短，析出速度加快，并且珠光體轉變孕育期也隨之縮短，轉變速度增大。正因為如此，經高濃度滲碳、碳氮共滲的鋼件，在淬火時滲層比較容易出現托氏體。因此。可相對地說，共析成分的過冷奧氏體最穩定，C曲線位置最靠右。

還應指出，這里所指的碳含量是奧氏體中的碳含量，而不是鋼的碳含量，因為有時二者并不一致。對亞共析鋼及過共析鋼進行不完全奧氏體化時，所得奧氏體的碳含量并不是鋼的碳含量，只有在完全奧氏體化的情況下，奧氏體的碳含量才與鋼的碳含量相同。

（2）奧氏體中合金元素的影響。與碳相比，合金元素對珠光體轉變動力學的影響更大。溶入奧氏體中的合金元素能顯著影響珠光體轉變動力學。當鋼中的合金元素充分溶入奧氏體時，除鈷和w_Al大于2.5%的以外，所有的常用合金元素都使珠光體轉變的孕育期加長，轉變速度減慢，C曲線右移。除鎳和錳外，所有的常用合金元素都使珠光體轉變的溫度范圍升高，C曲線向上方移動。圖2-74綜合了各種合金元素對珠光體轉變動力學定性的影響。合金元素推遲珠光體轉變的作用，按大小排列的順序為：Mo、Mn、W、Ni、Si。其中，Mo對珠光體轉變動力學的影響最強烈，在共析鋼中加入Mo的質量分數為0.8%，可使過冷奧氏體分解完成所需的時間增長2800倍。

強碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb、Ta等，溶入奧氏體后也會推遲珠光體轉變。但是在一般奧氏體化的情況下，這類元素形成的碳化物極難溶解，而未溶碳化物則會促進珠光體轉變。

微量的B（w_B 0.001%～0.0035%）可以顯著降低亞共析成分的過冷奧氏體析出先共析鐵素體的速度和珠光體的形成速度。但隨著鋼中碳含量的增加，硼的作用逐漸減小，碳含量w_C超過0.9%后，B幾乎不起作用。因此，B只用于亞共析鋼中。

合金元素Co則相反，使珠光體轉變的孕育期縮短，轉變速度加快，C曲線左移。

合金元素對珠光體轉變動力學的影響是很復雜的，特別是鋼中同時含有幾種合金元素時，其作用并不是單一合金元素作用的簡單疊加。

合金元素對珠光體轉變動力學產生的上述影響是通過以下幾個途徑產生的。

①合金元素通過影響碳在奧氏體中的擴散速度，影響珠光體轉變動力學。除Co和w_Ni小于3%的以外，所有合金元素都提高碳在奧氏體中的擴散激活能，降低碳在奧氏體中的擴散系數和擴散速度，所以使珠光體轉變速度下降。相反，Co提高碳在奧氏體中的擴散速度，故使珠光體轉變速度加快。

②合金元素通過改變γ→α同素異構轉變的速度，影響珠光體轉變動力學。

非碳化物形成元素Ni主要是由于降低了γ→α同素異構轉變的速度，特別是增大了α-Fe的形核功，從而降低了珠光體轉變速度。而Co由于提高了γ→α同素異構轉變的速度，從而提高了珠光體轉變速度。

③通過合金元素在奧氏體中的擴散和再分配，影響珠光體轉變動力學。珠光體轉變時，除了要求碳的擴散和再分配之外，還要求合金元素的擴散和再分配。而合金元素，特別是碳化物形成元素的擴散系數又遠遠小于碳的擴散系數，約為碳擴散系數的10-2～10-4，故使珠光體的轉變速度大大減慢。

④合金元素通過改變臨界點，影響珠光體轉變動力學。轉變溫度相同時，由于臨界點的改變將改變轉變的過冷度。例如Ni和Mn降低了A₁點，減小了過冷度，而使轉變速度降低。而Co提高了A₁點，則增加了過冷度，從而加快了轉變速度。

⑤合金元素通過影響珠光體的形核率及長大速度，影響珠光體轉變動力學。Co增大珠光體的形核率，所以提高珠光體的轉變速度。其他合金元素降低珠光體的形核率及長大速度，所以降低珠光體的轉變速度。

⑥合金元素通過改變界面的表面能，影響珠光體轉變動力學。例如B這樣的元素為內表面活性元素，有富集于晶界的強烈傾向。它在晶界的富集可使晶界處的表面能大大降低，使先析鐵素體（從而使珠光體）在晶界的形核非常困難，故大大降低了珠光體轉變速度。當奧氏體化溫度較高時，硼可能向晶內擴散，降低了硼的作用，故硼鋼淬火溫度不宜太高。

（3）奧氏體晶粒度的影響。奧氏體晶粒越細小，單位體積內的晶界面積越大，珠光體的形核部位越多，所以將加快珠光體轉變速度。

（4）奧氏體成分均勻度的影響。奧氏體成分的不均勻，將有利于在高碳區形成滲碳體，在貧碳區形成鐵素體，并加速碳在奧氏體中的擴散，所以將加快先共析相和珠光體的形成速度。

（5）奧氏體中過剩相的影響。當奧氏體中存在過剩相滲碳體時，未溶滲碳體既可作為先共析滲碳體的非均質晶核，也可作為珠光體領先相的晶核，因而可加速珠光體轉變的速度。

（6）原始組織的影響。原始組織越粗大，奧氏體化時碳化物溶解速度越慢，奧氏體均勻化速度也越慢，珠光體的形成速度就可能越快。原始組織越細，則珠光體形成的速度可能越慢。

（7）加熱溫度和保溫時間的影響。提高奧氏體化溫度和延長保溫時間，可提高奧氏體中碳和合金元素的含量并使之均勻化，故可使珠光體轉變的孕育期增長，轉變速度降低。

如果奧氏體化溫度較低，或保溫時間較短，碳化物沒有全部溶解，或碳化物雖已溶解，但還未均勻化，奧氏體中碳和合金元素的含量將低于鋼的含量。未溶解的碳化物，可以作為珠光體轉變的晶核。如果碳化物已溶解，但奧氏體成分仍不均勻，則高碳區和低碳區可為珠光體轉變時滲碳體和鐵素體的形核準備有利條件。所以奧氏體化溫度低，時間短，均將加速過冷奧氏體的珠光體轉變。

（8）應力的影響。拉應力將使珠光體轉變加速，而壓應力則使珠光體轉變推遲，這是由于珠光體轉變時比體積將增加。例如，壓應力由29×108Pa增加到38.5×108Pa時，可使鐵碳合金及鋼的孕育期約增加5倍，并使珠光體形成的溫度降低，共析成分移向低碳。

（9）塑性變形的影響。在奧氏體狀態下進行塑性變形，有加速珠光體轉變的作用，且形變量越大，形變溫度越低，珠光體轉變速度越快。這是因為形變增加了奧氏體晶內缺陷密度，故增加了形核部位，提高了形核率。晶內缺陷密度的增加也提高了原子擴散速度，故使轉變速度加快。