4.4 影響過冷奧氏體共析分解的因素

鋼作為一個開放系統，其相變的發生取決于系統所處的內外部條件。內在因素為過冷奧氏體的化學成分、組織結構狀態；外部因素則包括加熱溫度、加熱時間、冷卻速度、應力及變形等。外部因素是通過內部因素起作用的。

4.4.1 奧氏體狀態

奧氏體狀態是指奧氏體的晶粒度、成分不均勻性、晶界偏聚及剩余碳化物等，這些因素會對奧氏體的共析分解產生重要影響。如在Ac₁～Ac_cm之間加熱時，存在剩余碳化物，成分也不均勻，具有促進珠光體形核及長大的作用，剩余碳化物顆粒可作為形核的非自發核心，因而使轉變速度加快。

加熱溫度不同，奧氏體晶粒大小不等，則過冷奧氏體的穩定性不一樣。細小的奧氏體晶粒單位體積內的界面積大，珠光體形核位置多，也將促進珠光體轉變。

奧氏體晶界上偏聚硼、稀土等元素時，將提高過冷奧氏體的穩定性，延緩珠光體的形核，使等溫轉變曲線向右移，阻礙過冷奧氏體的共析分解。

4.4.2 奧氏體固溶碳量的影響

只有將鋼加熱到奧氏體單相區并完全奧氏體化，奧氏體的含碳量才與鋼中的含碳量相同。如果亞共析鋼和過共析鋼只加熱到A₁稍上的兩相區（α＋γ或γ＋Fe₃C），那么其奧氏體的含碳量不等于鋼中的含碳量，這樣的奧氏體具有不同的分解動力學。

奧氏體中實際固溶的含碳量會影響奧氏體的共析分解。在亞共析鋼中，隨著含碳量的增高，先共析鐵素體析出的孕育期增長，析出速度減慢，共析分解也變慢。這是由于在相同條件下，亞共析鋼中含碳量增加時，先共析鐵素體的形核幾率變小，鐵素體長大所需擴散離去的碳量增大，因而，鐵素體析出速度變慢。由此引發的珠光體形成速度也隨之減慢。

在過共析鋼中，當奧氏體化溫度為Ac_cm以上時，碳元素完全溶入奧氏體中，在這種情況下，含碳量越高，碳在奧氏體中的擴散系數越大，先共析滲碳體析出的孕育期縮短，析出速度增大。碳會降低鐵原子的自擴散激活能，增大晶界鐵原子的自擴散系數，使珠光體形成的孕育期隨之縮短，增加形成速度。

相對來說，對于共析鋼而言，完全奧氏體化后，過冷奧氏體的分解較慢，較為穩定。

4.4.3 合金元素的影響

合金元素溶入奧氏體中則形成合金奧氏體，隨著合金元素數量和種類的增加，奧氏體變成了一個由多組元構成的復雜的整合系統。合金元素對奧氏體的分解行為，以及鐵素體和碳化物兩相的形成均產生影響，并對共析分解過程從整體上產生影響。合金奧氏體共析分解而形成的珠光體是由合金鐵素體和合金滲碳體（或特殊碳化物）兩相構成的。從平衡狀態來看，非碳化物形成元素（Ni、Cu、Si、Al、Co等）與碳化物形成元素（Cr、W、Mo、V等）在這兩相中的分配是不同的，后者主要存在于碳化物中，而前者則主要分布在鐵素體中。因此，為了完成珠光體轉變，必定發生合金元素的重新分配，

1.對共析分解時碳化物形成的影響

若奧氏體中含有Nb、V、W、Mo、Ti等強碳化物形成元素，在奧氏體分解時，應形成特殊碳化物或合金滲碳體（Fe、M）₃C。過冷奧氏體共析分解將直接形成鐵素體＋特殊碳化物（或合金滲碳體）的有機結合體，而不是鐵素體＋滲碳體的共析體。這是由于鐵素體＋特殊碳化物構成的珠光體比鐵素體＋滲碳體構成的珠光體系統的吉布斯自由能更低，更穩定。

釩鋼中的VC在700～450℃范圍生成；鎢鋼中的Fe₂₁W₂C₆在700～590℃范圍生成；鉬鋼中的Fe₂₃Mo₂C₆在680～620℃范圍生成。含中強碳化物形成元素鉻的鋼，當Cr/C的比值高時，共析分解時可直接生成特殊碳化物Cr₇C₃或Cr₂₃C₆；當Cr/C的比值低時，可形成富鉻的合金滲碳體。例如Cr/C＝2時，在650～600℃范圍可直接生成w_Cr＝8％～10％的合金滲碳體（Fe，Cr）₃C。在含弱碳化物形成元素錳的鋼中，珠光體轉變只直接形成富錳的合金滲碳體。

在碳鋼中發生珠光體轉變時，僅生成滲碳體，只需要碳的擴散和重新分布。在含有碳化物形成元素的鋼中，共析分解生成含有特殊碳化物或合金滲碳體的珠光體組織。這不僅需要碳的擴散和重新分布，而且還需要碳化物形成元素在奧氏體中的擴散和重新分布。試驗表明，間隙原子碳在奧氏體中的擴散激活能遠小于代位原子釩、鎢、鉬、鉻、錳的擴散激活能。在650℃左右，碳在奧氏體中的擴散系數約為10¹⁰cm/s，而此時碳化物形成元素在奧氏體中的擴散系數為10^－16cm/s，后者比前者低六個數量級。由此可見，碳化物形成元素擴散慢是珠光體轉變時的控制因素之一。在含鎳和鈷的鋼中只形成滲碳體，其中鎳和鈷的含量為鋼中的平均含量，即滲碳體的形成不取決于鎳和鈷的擴散。在含硅和鋁的鋼中，珠光體組織的滲碳體中不含硅或鋁，即在形成滲碳體的區域，硅和鋁原子必須擴散離去。這就是硅和鋁提高過冷奧氏體穩定性的原因之一，也可以說明硅和鋁在高碳鋼中推遲珠光體轉變的作用大于在低碳鋼中的作用。

珠光體中碳化物形成的特點如下：

1）合金奧氏體轉變為珠光體時，若該條件下的穩定相是特殊碳化物，則在轉變初期就形成這種碳化物而不先形成滲碳體。

2）若滲碳體穩定，則轉變初期形成合金滲碳體，合金元素固溶于滲碳體中。

3）若初期形成的是合金滲碳體，則隨著保溫時間的延長，亞穩相（Fe，M）₃C的量將逐漸減少，穩定的特殊碳化物會逐漸增多。

珠光體轉變初期所形成的碳化物結構見表4-3。

表4-3 珠光體轉變初期所形成的碳化物類型

2.對共析分解中γ→α轉變的影響

過冷奧氏體的共析分解是擴散型相變，γ→α轉變是通過擴散方式進行的，其轉變動力學曲線同樣具有C曲線形狀。鉻、錳、鎳強烈推遲γ→α轉變，鎢和硅也推遲γ→α轉變。單獨加入鉬、釩、硅在低含量范圍對γ→α轉變無影響，而鈷則加快γ→α轉變。

幾種合金元素同時加入對γ→α轉變的影響更大。Fe-Cr合金中除了加鎳和錳能阻礙γ→α轉變外，加入鎢、鉬甚至鈷都能明顯使孕育期增長，減慢γ→α轉變速度。

合金元素對γ→α轉變的影響主要是提高α相的形核功或轉變激活能。鎳主要是增加α相的形核功，鉻、鎢、鉬、硅都可提高γ-Fe原子的自擴散激活能。若以Cr-Ni、Cr-Ni-Mo或Cr-Ni-W元素進行合金化時，可同時提高α相的形核功和γ→α轉變激活能，有效地提高過冷奧氏體的穩定性。鈷的作用特殊，當單獨加入時可使鐵的自擴散系數增加，加快γ→α轉變；而鈷和鉻同時加入時則鈷的作用正好相反，表明有鉻存在時，鈷能增加γ的原子間結合力，提高轉變激活能。

硼的影響較為特殊，溶入奧氏體中的硼偏聚于奧氏體晶界，若以Fe₂₃（B，C）₆的形式析出，則與奧氏體形成低能量的共格界面，將奧氏體晶界遮蓋起來，以低界面能的共格界面代替了原奧氏體的高能界面，從而使鐵素體形核困難，強烈推遲了γ→α轉變。

3.對珠光體長大速度的影響

從元素的單獨作用看，大部分合金元素推遲奧氏體的共析分解，尤其是鎳、錳、鉬的作用更加顯著。鉬可降低珠光體的形核率，如圖4-24所示。

錳可以降低珠光體的長大速度，如圖4-25所示，顯然二者也是非線性關系。圖4-26所示為錳對鋼的等溫轉變圖的影響，由圖中可見，錳的質量分數從0.3％逐漸增加到1.32％時，珠光體轉變的開始線和終了線均向右移，即表示錳提高了過冷奧氏體的穩定性。

圖4-24 鉬對650℃珠光體形核率的影響^[17]

圖4-25 錳對680℃珠光體長大速度的影響^[17]

相反地，如圖4-27所示，鈷可以增加碳在奧氏體中的擴散速度，增大珠光體的形核率和長大速度，降低過冷奧氏體的穩定性。圖4-28所示為鈷對鋼的等溫轉變圖的影響，可見，轉變量為20％的曲線隨著鈷含量的增加而向左移，表示降低過冷奧氏體的穩定性。但是，鈷不改變等溫轉變曲線的形狀。

鎳與鈷的影響相似。在w_C＝0.55％～0.61％的鋼中加入質量分數為0.94％～3.88％的鎳，可使等溫轉變曲線右移，也不改變曲線的形狀。

圖4-26 錳對鋼的等溫轉變圖的影響^[18]

圖4-27 鈷對珠光體長大速度的影響^[17]

圖4-28 鈷對鋼等溫轉變圖的影響^[18]

Cr、Mo等合金元素提高了珠光體轉變時α相的形核功和轉變激活能，增加了奧氏體相中原子間的結合力，使得γ→α的轉變激活能增加。Cr、W、Mo等還提高了γ-Fe的自擴散激活能，從而提高了過冷奧氏體的穩定性。如鉻增加孕育期，使等溫轉變曲線向右移。但是同時，隨著鉻含量的增加，珠光體轉變向高溫方向移動，而貝氏體相變向中溫方向移動，結果是珠光體轉變和貝氏體相變曲線逐漸分開，最后在500～600℃之間形成過冷奧氏體的亞穩區，即形成海灣區。圖4-29所示為在中碳鋼（w_C＝0.4％）中分別加入質量分數分別為1.2％、3.5％的鉻，使等溫轉變曲線右移并分開，貝氏體轉變在500℃以下發生；而珠光體轉變的鼻溫從550℃上移到700℃。鉬對鋼的共析分解有強烈的抑制作用，即鉬推遲珠光體轉變的作用較大。但推遲貝氏體轉變的速度甚微。因此，一般含鉬鋼的貝氏體等溫轉變曲線在珠光體等溫轉變曲線的左方，空冷易于得到貝氏體，即往往是貝氏體鋼。

合金元素綜合加入時，多元整合作用更大。如圖4-30所示，Fe＋Cr、Fe＋Cr＋Co、Fe＋Cr＋Ni等合金系統表現了不同的作用。加入質量分數為2.5％的鎳使w_Cr＝8.4％的合金由γ向α轉變的最短孕育期由1min增加到20min，而加入質量分數為5％的鈷使w_Cr＝8.05％的合金的最短孕育期增到7min，顯然均顯著推遲了γ→α轉變。

圖4-29 鉻含量對等溫轉變曲線的影響^[18]

圖4-30 不同合金系對γ→α轉變5％的等溫轉變圖的影響^[17]

4.4.4 合金元素的整合作用

過冷奧氏體共析分解的產物是珠光體，珠光體由鐵素體和碳化物兩相組成，是一個整體，鐵素體和碳化物兩相協同競爭長大，最終形成珠光體團。合金元素對珠光體轉變的影響表現為對轉變整體的影響，而不是對γ→α轉變和碳化物形成影響的簡單的線性疊加。

在碳素鋼中，奧氏體共析分解形成滲碳體時，只需碳原子的擴散和重新分布。但在合金鋼中，形成合金滲碳體或特殊碳化物時，則需要碳化物形成元素也進行擴散和重新分布。因此，碳化物形成元素在奧氏體中擴散速度緩慢是推遲共析轉變的極為重要的因素。

非碳化物形成元素鋁、硅可溶入奧氏體，但是不溶入滲碳體，只富集于鐵素體中。這說明在共析轉變時，鋁及硅原子必須從滲碳體形核處擴散開去，滲碳體才能形核、長大，這是鋁、硅提高奧氏體穩定性、阻礙共析分解的重要原因。

現將各類合金元素的作用總結如下：

1）強碳化物形成元素鈦、釩、鈮阻礙碳原子的擴散，主要是通過推遲共析分解時碳化物的形成來增加過冷奧氏體的穩定性，從而阻礙共析分解。

2）中強碳化物形成元素鎢、鉬、鉻等除了阻礙共析碳化物的形成外，還增加奧氏體原子間的結合力，降低鐵的自擴散系數，這將阻礙γ→α轉變，從而推遲奧氏體向α＋Fe₃C的分解，也即阻礙珠光體轉變。

3）弱碳化物形成元素錳在鋼中不形成自己的特殊碳化物，而是溶入滲碳體中，形成含錳的合金滲碳體（Fe，Mn）₃C。由于錳的擴散速度慢，因而阻礙共析滲碳體的形核及長大，同時錳又是擴大γ相區的元素，起到穩定奧氏體并強烈推遲γ→α轉變的作用，因而阻礙珠光體轉變。錳對珠光體共析分解具有推遲作用^[8]。

4）非碳化物形成元素鎳和鈷對珠光體轉變中碳化物的形成影響小，主要表現在推遲γ→α轉變。鎳是擴大γ相區并穩定奧氏體的元素，增加α相的形核功，降低共析轉變溫度，強烈阻礙共析分解時α相的形成。鈷由于升高A₃點，可以提高γ→α轉變溫度，提高珠光體的形核率和長大速度。

5）非碳化物形成元素硅和鋁由于不溶于滲碳體，在珠光體轉變時，硅和鋁必須從滲碳體形成的區域擴散開去，是減慢珠光體轉變的控制因素。硅還能增加鐵原子間的結合力，增高鐵的自擴散激活能，推遲γ→α轉變。

6）內吸附元素硼、磷、稀土等富集于奧氏體晶界，可降低奧氏體晶界能，阻礙珠光體形核，降低形核率，延長轉變的孕育期，提高奧氏體穩定性，阻礙共析分解，使等溫轉變曲線右移。

影響奧氏體共析分解的因素是極為復雜的，不是上述各合金元素單個作用的簡單疊加。強碳化物形成元素、弱碳化物形成元素、非碳化物形成元素及內吸附元素等在奧氏體共析分解時所起的作用各不相同，將它們綜合加入鋼中，各種合金元素的整合作用對于提高奧氏體穩定性將產生極大的影響。

采用多種合金元素進行綜合合金化時，合金元素的綜合作用絕不是單個元素作用的簡單之和，而是由于各個元素之間的非線性相互作用，相互加強，形成一個整合系統。各元素的作用對共析分解將產生整體大于部分的效果。

在珠光體轉變溫度范圍內，各元素的作用機制不同。如果把強碳化物形成元素、中強碳化物形成元素、弱碳化物形成元素、非碳化物形成元素和內吸附元素有機地結合起來，則能夠成百倍、千倍地提高奧氏體的穩定性，推遲共析分解，提高過冷奧氏體的淬透性。

圖4-31所示為35Cr、35CrMo、35CrNiMo、35CrNi4Mo這幾種鋼的等溫轉變圖。從圖中可以看出，這四種成分的合金鋼的含碳量基本相同。隨著合金元素種類和數量的增加，鐵素體的析出和共析分解不斷被推遲，轉變的孕育期不斷加長，等溫轉變曲線明顯右移。此例生動地說明各種合金元素對于過冷奧氏體轉變的整合作用。

圖4-31 加入合金元素對等溫轉變圖的影響^[13]

a）35Cr b）35CrMo c）35CrNiMo d）35CrNi4Mo

4.4.5 影響珠光體轉變的外部因素

加熱溫度、加熱時間、冷卻速度、應力及變形等工藝因素也影響過冷奧氏體的轉變。加熱溫度和加熱時間直接關系到奧氏體化狀態；而冷卻速度影響到轉變溫度，即過冷度，因而影響相變速率或發生不同的轉變。這些外部因素的影響是通過內部因素起作用的，如提高加熱溫度會使奧氏體晶粒長大，甚至粗化，粗大過熱的奧氏體在冷卻較快的情況下會產生魏氏組織，使力學性能變壞。加熱溫度不同，可使鋼進入不同的相區，如奧氏體單相區、奧氏體＋碳化物兩相區或三相區等，則其奧氏體的冷卻轉變歷程將會不同。例如，高碳工具鋼加熱到奧氏體相區和加熱到奧氏體＋滲碳體兩相區，其過冷奧氏體轉變動力學和相變產物形貌是不相同的。

加熱溫度高、保溫時間長，則奧氏體晶粒長大，并且成分趨向均勻化，過冷奧氏體將更加穩定化，轉變速度會變慢，也將影響產物的組織形貌。