第9章 金屬固態(tài)相變

Ch9金屬固態(tài)相變第九章金屬固態(tài)相變9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)9.2固態(tài)相變的基本類型9.3固態(tài)相變時(shí)的形核與長(zhǎng)大9.4鋼的固態(tài)相變2/3/20231DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)相與相變相與相變（Phase&PhaseTransformations）相：任何物質(zhì)都是由原子、分子、離子或分子團(tuán)組成的，構(gòu)成物質(zhì)的這一體系，可以是均勻的，也可以是非均勻的，其中，均勻的部分即稱為相。穩(wěn)定相:對(duì)于一定的熱力學(xué)條件，只有當(dāng)某相的自由能最低時(shí)，該相才是穩(wěn)定的且處于平衡態(tài)。亞穩(wěn)相:若某相的自由能雖然并不處于最低，然而與最低自由能態(tài)具有能壘相分隔，則該相為亞穩(wěn)相。非穩(wěn)定相：若不存在這種能壘，則體系處于非穩(wěn)定態(tài)，這種狀態(tài)是不穩(wěn)定的，它一定會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶鈶B(tài)或亞穩(wěn)態(tài)。

2/3/20232DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)相變：在均勻一相或幾個(gè)混合相內(nèi)，出現(xiàn)具有不同成分或不同結(jié)構(gòu)（包括原子、離子或電子的位置或位向）或不同組織形態(tài)或不同性質(zhì)的相，稱為相變。當(dāng)溫度、壓力或任何其它作用在該體系上的電場(chǎng)、磁場(chǎng)發(fā)生變化時(shí)，體系的自由能將緩慢而連續(xù)地變化。當(dāng)體系自由能的變化與相的結(jié)構(gòu)的變化（包括原子、離子或電子的位置或位向）發(fā)生關(guān)系時(shí)，則發(fā)生了相變。相與相變2/3/20233DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)一、相變阻力大固態(tài)相變與液態(tài)相變（結(jié)晶）相比，有一些規(guī)律是相同的相變都包含形核和長(zhǎng)大兩個(gè)過(guò)程阻力是新舊兩相之間的界面能驅(qū)動(dòng)力是新舊（母）兩相之間的自由能差固態(tài)相變的特殊性主要是母相為“固”固態(tài)晶體的特點(diǎn)是具有固定的形狀、較高的切變強(qiáng)度、內(nèi)部原子按點(diǎn)陣規(guī)律排列并且總是不同程度地存在著各種分布很不均勻的結(jié)構(gòu)缺陷。相變的驅(qū)動(dòng)力新舊兩相之間的自由能差，差越大，越有利于相變的進(jìn)行。一、相變阻力大2/3/20234DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)相變的阻力由于產(chǎn)生相界面而引起的界面自由能的升高一、相變阻力大應(yīng)變能（彈性能）新舊兩相比容不同，相變時(shí)要產(chǎn)生體積變化，或由于新舊兩相界面不匹配而引起彈性畸變，故新相必然受到母相的約束，不能自由膨脹（收縮）而產(chǎn)生應(yīng)變，因而導(dǎo)致應(yīng)變能的額外增加。相變阻力與結(jié)晶過(guò)程相似；阻力在固態(tài)相變中起著很重要的作用仿照結(jié)晶時(shí)，可列出固態(tài)相變時(shí)系統(tǒng)自由能變化的一般公式也假設(shè)新生相為球形，上式變?yōu)閼?yīng)變能使相變驅(qū)動(dòng)力削弱，只有相應(yīng)地增大過(guò)冷度，使⊿GV的絕對(duì)值進(jìn)一步增大，才能使相變啟動(dòng)起來(lái)。2/3/20235DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)一、相變阻力大由上式可求出新相的臨界晶核半徑rc和臨界形核功⊿Gc與結(jié)晶相比，若其他條件相似，由于應(yīng)變能的存在，而使rc和⊿Gc相應(yīng)地增大了。這說(shuō)明當(dāng)⊿Gc一定時(shí)，固態(tài)相變比液態(tài)結(jié)晶要困難，所要求的過(guò)冷度也要大。此外，固態(tài)相變時(shí)原子的擴(kuò)散更困難，這是固態(tài)相變阻力大的又一個(gè)原因?？傊?，固態(tài)相變比液態(tài)結(jié)晶的阻力大，其主要原因有二。多出一項(xiàng)應(yīng)變能擴(kuò)散較困難不同的固態(tài)相變之間的差別有的很大，影響因素有⊿GV

、應(yīng)變能的大?。ㄅc比容有關(guān)）、擴(kuò)散系數(shù)。2/3/20236DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)二、界面原子易保持匹配二、新舊相界面上原子排列易保持一定的匹配固態(tài)相變時(shí)，界面為相界面。如果界面上兩相原子排列匹配得越好，界面的能力就會(huì)越低。特別是在形核階段最易出現(xiàn)匹配關(guān)系很好的界面。根本原因就是有利于相變阻力的降低。所謂“共格”是指界面上的原子同時(shí)位于兩相晶格的結(jié)點(diǎn)上，即兩相的晶格是彼此銜接的，界面上的原子為兩者共有。但是理想的完全共格界面，只有在孿晶界，且孿晶界即為孿晶面時(shí)才可能存在。若兩相鄰晶體在相界面處的晶面間距相差較大，則在相界面上不可能做到完全的一一對(duì)應(yīng)，于是在界面上將產(chǎn)生一些位錯(cuò)，以降低界面的彈性應(yīng)變能，這時(shí)界面上兩相原子部分地保持匹配，這樣的界面稱為半共格界面或部分共格界面。1．共格相界2．半共格相界2/3/20237DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)半共格界面由位錯(cuò)和共格區(qū)所組成，存在一定失（錯(cuò)）配度，以表示：0.05～0.25半全共格3．非共格相界當(dāng)兩相在相界面處的原子排列相差很大時(shí)，只能形成非共格界面。從理論上來(lái)講，相界能包括兩部分，即彈性畸變能和化學(xué)交互作用能。彈性畸變能大小取決于錯(cuò)配度的大?。欢瘜W(xué)交互作用能取決于界面上原子與周圍原子的化學(xué)鍵結(jié)合狀況。相界面結(jié)構(gòu)不同，這兩部分能量所占的比例不同。如對(duì)共格相界，由于界面上原子保持著匹配關(guān)系，故界面上原子結(jié)合鍵數(shù)目不變，因此這里應(yīng)變能是主要的；而對(duì)于非共格相界，由于界面上原子的化學(xué)鍵數(shù)目和強(qiáng)度與晶內(nèi)相比發(fā)生了很大變化，故其界面能以化學(xué)能為主，而且總的界面能較高。從相界能的角度來(lái)看，從共格至半共格到非共格依次遞增。＜0.05共格＞0.25非共格二、界面原子易保持匹配2/3/20238DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)相界

共格相界Daa半共格相界非共格相界半共格相界上位錯(cuò)間距取決于相界處兩相匹配晶面的錯(cuò)配度。二、界面原子易保持匹配2/3/20239DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)相界

Secondphaseparticle--differentcomposition--oftendifferentstructure.SolidSolutionphaseBatomsinA二、界面原子易保持匹配2/3/202310DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)三、新舊相晶體學(xué)位向關(guān)系三、新相晶核界與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系固態(tài)相變時(shí)，為了減小新相和母相間的界面能，兩種晶體之間往往存在一定的位向關(guān)系。實(shí)驗(yàn)證明，新生相α的某一晶面{hkl}和晶向<uvw>分別與母相γ的某一晶面{h'k'l'}和晶向<u'v'w'>相互平行，即{hkl}α//{h'k'l'}γ，<uvw>α//<u'v'w'>γ。如純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變

α-Fe?γ-Fe，晶體學(xué)位向關(guān)系為：{110}α//{111}γ，

<111>α//<110>γ。這些晶面和晶向常常是較為密集的低指數(shù)晶面和晶向，有的甚至是就是密排面和密排方向。當(dāng)兩相界面為共格或半共格時(shí)，新舊相之間必然有一定的位向關(guān)系，如果兩相之間沒(méi)有確定的位向關(guān)系，則界面肯定是非共格界面。2/3/202311DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)四、慣習(xí)現(xiàn)象四、新相習(xí)慣于在母相的一定晶面上形成－慣習(xí)現(xiàn)象固態(tài)相變時(shí)，新相常以特定的晶向在母相的特定晶面上形成，這個(gè)面稱為慣習(xí)面，而晶向則稱為慣習(xí)方向，這種現(xiàn)象稱為慣習(xí)現(xiàn)象(Habitphenomenon)。慣習(xí)現(xiàn)象是形核取向關(guān)系在成長(zhǎng)過(guò)程中的一種特殊反映。降低界面能和應(yīng)變能以減小相變阻力是慣習(xí)現(xiàn)象出現(xiàn)的原因。形核的取向關(guān)系和成長(zhǎng)的慣習(xí)現(xiàn)象是兩個(gè)完全不同的概念。前者完全指兩種晶體之間的晶體學(xué)位向關(guān)系，即新相和母相某些晶面、晶向的對(duì)應(yīng)平行關(guān)系；而后者主要是指新相優(yōu)先發(fā)展時(shí)所取的母相的位向，以母相的晶面和晶向表示。2/3/202312DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)五、母相晶體缺陷促進(jìn)相變五、母相晶體缺陷對(duì)相變起促進(jìn)作用與液態(tài)金屬不同，固態(tài)金屬中存在各種晶體缺陷，如位錯(cuò)、空位、晶界和亞晶界等。固態(tài)相變時(shí)，母相中存在的點(diǎn)、線、面缺陷，必然會(huì)對(duì)相變有明顯的促進(jìn)作用。新相晶核往往優(yōu)先在這些缺陷處形成，這是由于在缺陷周圍晶格有畸變，自由能較高，在此處形成同樣大小的晶核比在其它區(qū)域能獲得更大的驅(qū)動(dòng)力(△GV大)，因此容易在這些區(qū)域首先形成晶核。實(shí)驗(yàn)表明，母相晶粒越細(xì)，晶界越多，晶內(nèi)缺陷越多，從而，提高了形核率，使轉(zhuǎn)變速度越快。2/3/202313DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)固態(tài)相變的另一特征是易于出現(xiàn)過(guò)渡相。過(guò)渡相是一種亞穩(wěn)定相，其成分和結(jié)構(gòu)介于新相和母相之間。過(guò)渡相是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調(diào)性中間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。通常首先在母相中形成成分與母相接近的過(guò)渡相，然后在一定條件下由過(guò)渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樽杂赡茏畹偷姆€(wěn)定相。相變過(guò)程一般可寫成：母相→較不穩(wěn)定過(guò)渡相→較穩(wěn)定過(guò)渡相→穩(wěn)定相固態(tài)相變根據(jù)具體條件分階段進(jìn)行的規(guī)律，稱為相變階段規(guī)則。例如，鋁合金在時(shí)效過(guò)程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變，即根據(jù)時(shí)效條件分階段進(jìn)行的。六、易于出現(xiàn)過(guò)渡相

六、易于出現(xiàn)過(guò)渡相2/3/202314DalianJiaotongUniversity9.1固態(tài)相變的特點(diǎn)一、相變阻力大二、新舊相界面上原子排列易保持一定的匹配三、新相晶核界與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系四、新相習(xí)慣于在母相的一定晶面上形成－慣習(xí)現(xiàn)象五、母相晶體缺陷對(duì)相變起促進(jìn)作用六、易于出現(xiàn)過(guò)渡相

總之，固態(tài)相變這些特點(diǎn)都是由固態(tài)介質(zhì)區(qū)別于液態(tài)介質(zhì)的那些基本特性所決定的。在固態(tài)相變過(guò)程中表現(xiàn)出的各種特征都受控于既力求使自由能盡可能地降低，又力求沿著阻力最小、做功最少的途徑進(jìn)行?？偨Y(jié)2/3/202315DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型固態(tài)相變的類型很多，特征各異，很難按統(tǒng)一標(biāo)準(zhǔn)予以歸類。9.2固態(tài)相變的基本類型按熱力學(xué)分類方式分類一級(jí)相變二級(jí)相變按相變時(shí)能否獲得符合狀態(tài)圖的平衡組織進(jìn)行分類平衡轉(zhuǎn)變不平衡轉(zhuǎn)變按相變過(guò)程中生核與長(zhǎng)大的特點(diǎn)分類擴(kuò)散型相變半擴(kuò)散型相變非擴(kuò)散型相變2/3/202316DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型還有其它一些分類方式，如按成分、結(jié)構(gòu)變化情況分類，按形核特點(diǎn)分類，按生長(zhǎng)方式分類，等等。2/3/202317DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型表常見(jiàn)的各種固態(tài)相變及特征固態(tài)相變相變特征純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變溫度或壓力改變時(shí)，由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)，是重新形核和生長(zhǎng)的過(guò)程，如α-Fe?γ-Fe，α-Co?β-Co固溶體中的多形性轉(zhuǎn)變類似于同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，如Fe-Ni合金中γ

?α，Ti-Zr合金中β?α脫溶轉(zhuǎn)變過(guò)飽和固溶體的脫溶分解，析出亞穩(wěn)或穩(wěn)定的第二相，如Al-Cu合金中α→θ共析轉(zhuǎn)變一相經(jīng)過(guò)共析分解成結(jié)構(gòu)不同的兩相，如Fe-C合金中γ

→α+Fe3C，共析組織呈片層狀包析轉(zhuǎn)變不同結(jié)構(gòu)的兩相，經(jīng)過(guò)包析轉(zhuǎn)變成另一相，如Al-Ag合金中γ+α→β，轉(zhuǎn)變一般不能進(jìn)行到底，組織中有α相殘余2/3/202318DalianJiaotongUniversity馬氏體轉(zhuǎn)變相變時(shí)，新舊兩相成分不發(fā)生變化，原子只作有規(guī)則的切變而不進(jìn)行擴(kuò)散，新舊相之間保持嚴(yán)格的位向關(guān)系，并呈共格，有浮凸效應(yīng)塊狀轉(zhuǎn)變金屬或合金發(fā)生晶體結(jié)構(gòu)改變時(shí)，新舊相的成分不變，相變具有形核和長(zhǎng)大特點(diǎn)，只進(jìn)行少量擴(kuò)散，其生長(zhǎng)速度很快，借非共格界面的遷移而生成不規(guī)則的塊狀結(jié)晶產(chǎn)物，如純鐵、低碳鋼、Cu-Al合金、Cu-Ga合金等有這種轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變兼具有馬氏體轉(zhuǎn)變及擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，產(chǎn)物成分改變，鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變通常認(rèn)為借鐵原子的共格切變和碳原子的擴(kuò)散進(jìn)行調(diào)幅分解為非形核分解過(guò)程，固溶體分解成晶體結(jié)構(gòu)相同但成分不同（在一定范圍內(nèi)連續(xù)變化）的兩相有序化轉(zhuǎn)變合金元素原子從無(wú)規(guī)則排列到有規(guī)則排列，但結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化9.2固態(tài)相變的基本類型續(xù)表2/3/202319DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型按相變過(guò)程中形核與長(zhǎng)大的特點(diǎn)（有無(wú)擴(kuò)散）可將其分為以下三類。1．?dāng)U散型相變?cè)谶@類相變過(guò)程中，新相的形核和長(zhǎng)大主要依靠原子進(jìn)行長(zhǎng)距離的擴(kuò)散，或者說(shuō)，相變是依靠相界面的擴(kuò)散移動(dòng)而進(jìn)行的。因而擴(kuò)散便成了這類相變中起控制作用的因素之一。如純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、固溶體中的多形性轉(zhuǎn)變、脫溶轉(zhuǎn)變、共析轉(zhuǎn)變、包析轉(zhuǎn)變、調(diào)幅分解和有序化轉(zhuǎn)變等都屬于這一類。相界面是非共格的。2/3/202320DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型2．非擴(kuò)散型相變?cè)谶@類相變過(guò)程中，新相的成長(zhǎng)不是通過(guò)擴(kuò)散，而是通過(guò)類似塑性變形過(guò)程中的滑移和孿生那樣，產(chǎn)生切變和轉(zhuǎn)動(dòng)而進(jìn)行的，因此，也稱非擴(kuò)散型相變?yōu)榍凶冃拖嘧?。在相變過(guò)程中，舊相中的原子有規(guī)則地協(xié)調(diào)一致地循序轉(zhuǎn)移到新相中。相界面是共格的，轉(zhuǎn)變前后各原子間的相鄰關(guān)系不發(fā)生變化，化學(xué)成分也不發(fā)生變化。鋼中的馬氏體是最早被發(fā)現(xiàn)的這類轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物，所以這類轉(zhuǎn)變以后便通稱為馬氏體轉(zhuǎn)變。在低溫進(jìn)行的純金屬(如鋯、鈦、鋰、鈷)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變也屬于此類轉(zhuǎn)變。2/3/202321DalianJiaotongUniversity9.2固態(tài)相變的基本類型

3．半擴(kuò)散型相變這類相變是介于擴(kuò)散型相變和非擴(kuò)散型相變之間的一種過(guò)渡型相變。鋼中的貝氏體轉(zhuǎn)變就屬于這種類型的轉(zhuǎn)變，鐵素體晶格改組是按照切變機(jī)構(gòu)進(jìn)行的，同時(shí)在相變過(guò)程中還伴隨有碳原子的擴(kuò)散。塊狀轉(zhuǎn)變也屬于這一類轉(zhuǎn)變。2/3/202322DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大9.3固態(tài)相變時(shí)的形核與長(zhǎng)大絕大多數(shù)固態(tài)相變（調(diào)幅分解除外）都是通過(guò)形核與長(zhǎng)大過(guò)程完成的。形核過(guò)程往往是在母相基體的某些微小區(qū)域內(nèi)形成新相所必須的成分與結(jié)構(gòu)，這稱為核胚；若這種核胚的進(jìn)一步生長(zhǎng)能使系統(tǒng)的自由能降低，即成為新相的晶核。若晶核在母相基體中無(wú)擇優(yōu)地任意均勻分布，稱為均勻形核，而若晶核在母相基體中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布，則稱為非均勻形核。由于母相中具有各種點(diǎn)、線和面缺陷，這些缺陷分布又不均勻，所具有的能量高低也不一樣，這就給非均勻形核創(chuàng)造了條件。因此，固態(tài)相變中均勻形核的可能性很小。我們討論均勻形核是因?yàn)榫鶆蛐魏吮容^簡(jiǎn)單，而由此所導(dǎo)出的結(jié)果，卻完全可以作為進(jìn)一步討論非均勻形核的基礎(chǔ)。2/3/202323DalianJiaotongUniversity前面已經(jīng)給出了固態(tài)相變按均勻形核時(shí)的系統(tǒng)自由能的變化以及由此導(dǎo)出的臨界晶核半徑、臨界晶核形成功的數(shù)學(xué)表達(dá)式。與液態(tài)金屬結(jié)晶相比，固態(tài)相變時(shí)的阻力增加了一項(xiàng)應(yīng)變能。正是由于應(yīng)變能的存在，不僅使相變時(shí)的臨界晶核半徑rc增大、臨界晶核形成功△Gc增大，也使固態(tài)相變的均勻形核率N大大地減小了。仿結(jié)晶時(shí)形核率的公式，可以給出固態(tài)相變的均勻形核率的表達(dá)式式中各符號(hào)的意義與前面相同。由于固態(tài)下Q值較大，且固態(tài)相變時(shí)△Gc值也較高，故與結(jié)晶過(guò)程相比，固態(tài)相變的均勻形核率要小得多。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大一、均勻形核一、均勻形核2/3/202324DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大

固態(tài)相變主要依靠非均勻形核。首先是由于固態(tài)金屬作為母相具有各種點(diǎn)、線、面和體缺陷，這些缺陷分布不均勻，所具有的能量高低也不一樣，給非均勻形核創(chuàng)造了條件。顯然，能量越高的缺陷越易于促進(jìn)形核。其次，如上所述，均勻形核所需的形核功較大，要均勻形核，勢(shì)必過(guò)冷度要相當(dāng)大，而過(guò)冷度太大時(shí)，擴(kuò)散又變得很困難了，這就不利于均勻形核。非均勻形核時(shí)，晶核在母相的晶體缺陷處形成，此時(shí)系統(tǒng)自由能的總變化為該式與公式與均勻形核相比，多了一項(xiàng)-△Gd，它表示非均勻形核時(shí)由于晶體缺陷消失或被破壞而釋放出的能量。因此，V△GV-△Gd是相變驅(qū)動(dòng)力（注意△GV為負(fù)值），這將導(dǎo)致臨界形核功的降低，從而大大促進(jìn)了形核過(guò)程。二、非均勻形核二、非均勻形核2/3/202325DalianJiaotongUniversity下面分別說(shuō)明晶體缺陷對(duì)形核的作用：9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大二、非均勻形核1．空位對(duì)形核的促進(jìn)作用空位可通過(guò)加速擴(kuò)散過(guò)程或釋放自身能量提供形核驅(qū)動(dòng)力而促進(jìn)形核。此外，空位群也可凝聚成位錯(cuò)而促進(jìn)形核?？瘴粚?duì)形核的促進(jìn)作用已為很多實(shí)驗(yàn)所證實(shí)。例如，在過(guò)飽和固溶體脫溶分解的情況下，當(dāng)固溶體從高溫快速冷卻下來(lái)，與溶質(zhì)原子被過(guò)飽和地保留在固溶體內(nèi)的同時(shí)，大量的過(guò)飽和空位也被保留下來(lái)。它們一方面促進(jìn)溶質(zhì)原子擴(kuò)散，同時(shí)又作為沉淀相的形核位置而促進(jìn)非均勻形核，使沉淀相彌散分布于整個(gè)基體中。2/3/202326DalianJiaotongUniversity2．位錯(cuò)對(duì)形核的促進(jìn)作用位錯(cuò)可通過(guò)多種形式促進(jìn)形核：①新相在位錯(cuò)線上形核，可借助于形核位置處位錯(cuò)線消失時(shí)所釋放出來(lái)的能量作相變驅(qū)動(dòng)力，以降低形核功；②新相形核時(shí)位錯(cuò)不消失，而是依附在新相界面上，成為半共格界面中的位錯(cuò)部分，補(bǔ)償了錯(cuò)配，因而降低了界面能，故使形核功降低；③溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線上偏聚（形成柯氏氣團(tuán)），使溶質(zhì)含量增高，便于滿足新相形成時(shí)所需的成分條件，使新相晶核易于形成；④位錯(cuò)線可作為擴(kuò)散的短路通道，降低擴(kuò)散激活能，從而加速形核過(guò)程；⑤位錯(cuò)可分解形成由兩個(gè)分位錯(cuò)與其間的層錯(cuò)組成的擴(kuò)展位錯(cuò)，使其層錯(cuò)部分作為新相的核胚而有利于形核。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大二、非均勻形核2/3/202327DalianJiaotongUniversity有人估計(jì)，當(dāng)相變驅(qū)動(dòng)力很小，而新、舊相之間的界面能約為2×10-5J／cm2時(shí)，均勻形核的形核率僅為10-70／(cm3·s)；如果位錯(cuò)密度為108／cm2，則由位錯(cuò)促成的形核率可高達(dá)約108／(cm3·s)?？梢?jiàn)，當(dāng)晶體中存在較高的位錯(cuò)密度時(shí)，以均勻形核進(jìn)行的固態(tài)相變是十分罕見(jiàn)的。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大二、非均勻形核3．晶界形核

大角晶界具有高的界面能，在晶界形核時(shí)可使界面能釋放出來(lái)作為相變驅(qū)動(dòng)力，以降低形核功。因此，固態(tài)相變時(shí)晶界往往是形核的重要基地。晶界形核時(shí)，新相與母相的某一個(gè)晶粒有可能形成共格或半共格界面，以降低界面能，減少形核功。這時(shí)共格的一側(cè)往往呈平直界面，新相與母相間具有一定的取向關(guān)系。但大角晶界兩側(cè)的晶粒通常無(wú)對(duì)稱關(guān)系，故晶核一般不可能同時(shí)與兩側(cè)晶粒都保持共格關(guān)系，而是一側(cè)為共格，另一側(cè)為非共格。為了降低界面能，非共格一側(cè)往往呈球冠形，如圖。圖晶界形核時(shí)晶核的形狀2/3/202328DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大1．長(zhǎng)大機(jī)制新相形核之后，便開始晶核的長(zhǎng)大過(guò)程。新相晶核的長(zhǎng)大，實(shí)質(zhì)上是新舊相界面向舊相方向遷移的過(guò)程。依固態(tài)相變類型和晶核界面結(jié)構(gòu)的不同，晶核長(zhǎng)大機(jī)制也不同。有些固態(tài)相變，如共析轉(zhuǎn)變、脫溶轉(zhuǎn)變、貝氏體轉(zhuǎn)變等，由于其新相和舊相的成分不同，新相晶核的長(zhǎng)大必須要依賴于溶質(zhì)原子在舊相中作長(zhǎng)程擴(kuò)散，使相界面附近的成分符合新相的要求，此時(shí)新相晶核才能長(zhǎng)大；有些固態(tài)相變，如同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、塊狀轉(zhuǎn)變、馬氏體轉(zhuǎn)變等，新舊相成分相同，界面附近的原子只需作短程擴(kuò)散，甚至完全不需要擴(kuò)散就可使新相晶核長(zhǎng)大。新相晶核的長(zhǎng)大機(jī)制還與晶核的界面結(jié)構(gòu)有關(guān)，具有共格、半共格或非共格界面的晶核，長(zhǎng)大機(jī)制也各不相同。2/3/202329DalianJiaotongUniversity在實(shí)際合金中，新相晶核的界面結(jié)構(gòu)出現(xiàn)完全共格的情況極少，即使新相與舊相的原子在界面上匹配良好，相界面上也難免存在一定數(shù)量的夾雜微粒，故通常所見(jiàn)到的大都是半共格和非共格兩種界面，下面分別討論這兩種界面的遷移機(jī)制。新舊相具有半共格界面時(shí)，人們提出了新相的切變式長(zhǎng)大和臺(tái)階式長(zhǎng)大兩種機(jī)制。馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，其晶核的長(zhǎng)大是以切變的方式來(lái)完成的。它通過(guò)半共格界面上靠母相一側(cè)的原子以切變的方式有規(guī)則地沿某一方向作小于一個(gè)原子間距的遷移而實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)大。切變遷移后結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，但各原子間原有的相鄰關(guān)系仍保持不變，如圖所示。這種長(zhǎng)大過(guò)程也叫做協(xié)同型長(zhǎng)大。由于相變中原子的遷移都小于一個(gè)原子間距，故又稱為非擴(kuò)散型相變。(1)半共格界面的遷移9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大圖切變長(zhǎng)大模型2/3/202330DalianJiaotongUniversity實(shí)驗(yàn)證明，魏氏組織中的鐵素體是通過(guò)半共格界面上界面位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使界面作法向遷移而實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)大的。顯然，半共格界面上存在著的位錯(cuò)列隨著界面移動(dòng)，使界面遷移到新的位置時(shí)無(wú)需增添新的位錯(cuò)，這從能量上講，將有利于長(zhǎng)大過(guò)程。界面的可能結(jié)構(gòu)如圖所示。圖(a)為平界面，即界面位錯(cuò)處于同一平面上，其刃型位錯(cuò)的柏氏矢量b平行于界面。在這種情況下，若界面沿法線方向遷移，這些界面位錯(cuò)勢(shì)必要通過(guò)攀移才能隨界面移動(dòng)，這在無(wú)外力作用或無(wú)足夠高的溫度下是難以實(shí)現(xiàn)的。但若呈圖(b)所示的階梯界面時(shí)，其界面位錯(cuò)分布于各個(gè)階梯狀界面上，這就相當(dāng)于刃型位錯(cuò)的柏氏矢量b不在界面方向上，而是與界面呈一角度。這樣，位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)就可使臺(tái)階發(fā)生側(cè)向遷移，從而造成界面沿其法向推進(jìn)，如圖所示。這種晶核長(zhǎng)大方式稱為臺(tái)階式長(zhǎng)大。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大(a)(b)圖半共格界面的可能結(jié)構(gòu)(a)平界面(b)階梯界面圖晶核按臺(tái)階式長(zhǎng)大的示意圖2/3/202331DalianJiaotongUniversity(2)非共格界面的遷移9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大在許多情況下，晶核與母相間呈非共格界面，這種界面處原子排列紊亂，形成一無(wú)規(guī)則排列的過(guò)渡薄層，其界面結(jié)構(gòu)如圖(a)所示。在這種界面上，原子移動(dòng)的步調(diào)不是協(xié)同的，亦即原子的移動(dòng)無(wú)一定的先后順序，相對(duì)位移距離不等，其相鄰關(guān)系也可能變化。隨母相原子不斷地以非協(xié)同方式向新相中轉(zhuǎn)移，界面便沿其法向推進(jìn)，從而使新相逐漸長(zhǎng)大。也有的研究指出，非共格界面可能呈臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，如圖(b)所示。這種臺(tái)階平面是原子排列最密的晶面，臺(tái)階高度約為一個(gè)原子高度，通過(guò)原子從母相臺(tái)階端部向新相臺(tái)階上轉(zhuǎn)移，便使新相臺(tái)階發(fā)生側(cè)向移動(dòng)，從而引起界面推進(jìn)，使新相長(zhǎng)大。由于這種非共格界面的遷移是通過(guò)界面擴(kuò)散進(jìn)行的，而不論相變時(shí)新相與母相的成分是否相同，因此這種相變又稱為擴(kuò)散型相變。圖非共格界面的可能結(jié)構(gòu)(a)原子不規(guī)則排列的過(guò)渡薄層(b)臺(tái)階式非共格界面2/3/202332DalianJiaotongUniversity對(duì)于半擴(kuò)散型相變，如鋼中貝氏體轉(zhuǎn)變，既具有擴(kuò)散型相變特征，又具有非擴(kuò)散型相變特征。也可以說(shuō)，既符合半共格界面的遷移機(jī)制，又具有溶質(zhì)原子的擴(kuò)散行為。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大2．新相長(zhǎng)大速度

新相長(zhǎng)大速度決定于界面遷移速度。對(duì)于無(wú)擴(kuò)散型相變?nèi)珩R氏體轉(zhuǎn)變，由于界面遷移是通過(guò)點(diǎn)陣切變完成的，不需要原子擴(kuò)散，故其長(zhǎng)大激活能為零，因此具有很高的長(zhǎng)大速度。對(duì)于擴(kuò)散型相變來(lái)說(shuō)，由于界面遷移需借助于原子的短程擴(kuò)散或長(zhǎng)程擴(kuò)散，故新相的長(zhǎng)大速度相對(duì)較低，這其中又可分為兩種情況，一是新相長(zhǎng)大時(shí)無(wú)成分的變化，如同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變等，二是新相長(zhǎng)大時(shí)有成分變化。下面分別討論這兩種情況。2/3/202333DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大（1）無(wú)成分變化的新相長(zhǎng)大令母相為β，新相為α，兩者成分相同。新相的長(zhǎng)大可看成是α－β

相界面向母相中的遷移，其實(shí)質(zhì)是相界面近旁兩相原子通過(guò)短程擴(kuò)散相互越過(guò)相界面而跳躍到另一相，只不過(guò)兩相原子跳躍的頻率不等罷了。顯然，新相的長(zhǎng)大速度受控于界面擴(kuò)散。如圖示出了原子在兩相中的自由能和越過(guò)相界的激活能△g，△g為β

相的一個(gè)原子越過(guò)相界面跳到α

相上所需的激活能，△gαβ

為β

與α

相間的自由能差。β

相原子中具有△g這一激活能的概率應(yīng)為exp(–△g/kT)，若原子振動(dòng)的頻率為ν0，則β

相的原子能夠越過(guò)相界跳到α

相上的頻率ν

β→α為

ν

β→α

=ν0exp(–△g/kT)(9-8)公式(9-8)表明，在單位時(shí)間里有ν

β→α個(gè)原子從β

相跳到α

相上去。2/3/202334DalianJiaotongUniversity同理，α

相中的原子也可能越過(guò)界面跳到β

相上去，其頻率可用下式來(lái)表達(dá)

ν

α→β

=ν0exp{–(△g+△gαβ)/kT}(9-9)式中△g+△gαβ為α

相的一個(gè)原子越過(guò)相界面跳到β

相上所需的激活能。由于原子從β

相跳躍到α

相所需的激活能小于從α

相跳躍到β

相所需的激活能，這必然產(chǎn)生原子從β

相跳躍到α

相上去的跳躍頻率凈剩值（凈跳躍頻率），且凈跳躍頻率ν

=ν

β→α–ν

α→β

。若生長(zhǎng)一層原子界面前進(jìn)δ，則單位時(shí)間內(nèi)界面前進(jìn)的速度為u=δν

=δν0

exp(–△g/kT)[1–exp(–△gαβ/kT)](9-10)9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大2/3/202335DalianJiaotongUniversity

若相變時(shí)過(guò)冷度很小，則△gαβ

→0。根據(jù)近似計(jì)算，當(dāng)|x|很小時(shí)，ex=1+x，所以exp(–△gαβ/kT)≈1–△gαβ/kT(9-11)將式(9-11)代人式(9-10)，則

u=(δν0/kT)(△gαβ/T)exp(–△g/kT)](9-12)由式(9-12)可知，當(dāng)過(guò)冷度很小時(shí)，新相長(zhǎng)大速度與新舊相間自由能差（即相變驅(qū)動(dòng)力）成正比。但實(shí)際上兩相間自由能差是過(guò)冷度或溫度的函數(shù)，故新相長(zhǎng)大速度隨溫度降低而增大。

當(dāng)過(guò)冷度很大時(shí)，△gαβ

>>kT，使exp(–△gαβ/kT)→0，則式(9-10)可簡(jiǎn)化為

u=δν0exp(–△g/kT)(9-13)由式(9-13)可知，當(dāng)過(guò)冷度很大時(shí)，新相長(zhǎng)大速度隨溫度降低呈指數(shù)函數(shù)減小。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大2/3/202336DalianJiaotongUniversity綜上所述，在整個(gè)相變溫度范圍內(nèi)，新相長(zhǎng)大速度隨溫度降低呈現(xiàn)先增后減的規(guī)律，如圖所示。9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大2/3/202337DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大當(dāng)新相與母相的成分不同時(shí)，新相的成分可能有兩種情況，一是新相中溶質(zhì)原子的濃度Cα低于母相β的濃度C∞；二是新相中溶質(zhì)原子的濃度Cα高于母相β的濃度C∞。無(wú)論哪種情況，新相形成時(shí)，與新相α

相平衡的母相界面處的濃度Cβ（由相圖決定）均不等于C∞，如圖9-9所示。這樣，由于母相內(nèi)產(chǎn)生了濃度差，必然引起母相內(nèi)的擴(kuò)散，結(jié)果使?jié)舛炔罱档停簿褪鞘笴∞與Cβ的差值減小?？墒牵@又破壞了α與β相界面處的濃度平衡（Cα只能與Cβ相平衡），為了維持相界面上各相的平衡濃度，必須使新相長(zhǎng)大（對(duì)于圖9-9(a)的情況來(lái)說(shuō)，新相含溶質(zhì)的濃度較低，它的長(zhǎng)大使界面處β

相的成分升高；而對(duì)于圖9-9(b)的情況來(lái)說(shuō)，新相的長(zhǎng)大使界面處β

相的成分降低）。（2）有成分變化的新相長(zhǎng)大2/3/202338DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大新相長(zhǎng)大過(guò)程需要溶質(zhì)原子由相界擴(kuò)散到母相一側(cè)遠(yuǎn)離相界的地區(qū)（圖9-9(a)），或者由母相一側(cè)遠(yuǎn)離相界的地區(qū)擴(kuò)散到相界處（圖9-9(b)）。在這種情況下，相界的遷移速度（dx/dt）即新相的長(zhǎng)大速度將由溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度所控制。假定擴(kuò)散系數(shù)D不隨位置、時(shí)間和濃度而變化，又界面附近母相β

中的濃度梯度為(Cβ/x)x。通過(guò)解擴(kuò)散方程可求得新相的長(zhǎng)大速度近似為

u=dx/dt=[D/|Cβ—Cα|](Cβ/x)x

(9-14)式(9-14)表明，新相的長(zhǎng)大速度與擴(kuò)散系數(shù)和界面附近母相中濃度梯度成正比，而與兩相在界面上的平衡濃度之差成反比。2/3/202339DalianJiaotongUniversity9.3固態(tài)相變時(shí)形核與長(zhǎng)大三、晶核長(zhǎng)大3．固態(tài)相變的速度與過(guò)冷度的關(guān)系前已表明，固態(tài)相變的形核率和晶核長(zhǎng)大速度都是轉(zhuǎn)變溫度的函數(shù)，而固態(tài)相變的速度又是形核率和晶核長(zhǎng)大速度的函數(shù)，因此，固態(tài)相變的速度必然與過(guò)冷度（或轉(zhuǎn)變溫度）密切相關(guān)。在實(shí)際工作中，人們通常是測(cè)出不同溫度下從轉(zhuǎn)變開始到結(jié)束，以及達(dá)到不同轉(zhuǎn)變量所需的時(shí)間，作成“溫度－時(shí)間－轉(zhuǎn)變量”曲線，稱之為等溫轉(zhuǎn)變曲線，簡(jiǎn)寫為TTT曲線，如圖所示。這是擴(kuò)散型相變的典型的等溫轉(zhuǎn)變曲線，轉(zhuǎn)變的開始階段決定于形核，它需要一段孕育期，在轉(zhuǎn)變溫度高時(shí)，形核孕育期很長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變延續(xù)的時(shí)間也長(zhǎng)；隨溫度下降，孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，至某一溫度，孕育期最短，轉(zhuǎn)變速度最快；溫度再降低，孕育期又逐漸加長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變過(guò)程持續(xù)的時(shí)間也加長(zhǎng)；當(dāng)溫度很低時(shí)，轉(zhuǎn)變基本上被抑制而不能發(fā)生。圖擴(kuò)散型相變的等溫轉(zhuǎn)變曲線2/3/202340DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變9.4.1鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變9.4.2過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線和連續(xù)冷卻曲線9.4.3珠光體轉(zhuǎn)變9.4.4馬氏體轉(zhuǎn)變9.4.5貝氏體轉(zhuǎn)變9.4.6鋼在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變2/3/202341DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變鋼在性能方面的多變性（擴(kuò)散型、非擴(kuò)散型、半擴(kuò)散型）鋼在應(yīng)用方面的廣泛性研究固態(tài)轉(zhuǎn)變的意義固態(tài)轉(zhuǎn)變與固態(tài)相變理解本節(jié)標(biāo)題：“固態(tài)轉(zhuǎn)變”（而不用固態(tài)相變）更能表達(dá)本節(jié)的確切含義。2/3/202342DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在冷卻時(shí)發(fā)生的固態(tài)轉(zhuǎn)變奧氏體→珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體→貝氏體轉(zhuǎn)變奧氏體→馬氏體轉(zhuǎn)變成分、組織→轉(zhuǎn)變過(guò)程、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能研究加熱時(shí)奧氏體的形成過(guò)程具有重要的意義臨界點(diǎn)滯后現(xiàn)象（與加熱和冷卻速度有關(guān)）實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度：Ac1、Ac3、Accm（加熱）Ar1、Ar3、Arcm

（冷卻）圖加熱和冷卻速度對(duì)臨界點(diǎn)溫度的影響2/3/202343DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變1.奧氏體的形成過(guò)程鋼在加熱時(shí)奧氏體的形成過(guò)程又稱為奧氏體化。如共析鋼的奧氏體形成過(guò)程：當(dāng)加熱至Acl以上時(shí)

α

+Fe3C→γ0.0218w％C6.69w％C0.77w％C

體心立方復(fù)雜正交面心立方（伴隨鐵、碳原子的擴(kuò)散）奧氏體的形成也包括形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程。它可分為四個(gè)基本階段，奧氏體形核、奧氏體晶核長(zhǎng)大、殘余滲碳體溶解、奧氏體均勻化。圖共析鋼中奧氏體形成過(guò)程2/3/202344DalianJiaotongUniversity將鋼加熱到Ac1以上，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，由于在鐵素體和滲碳體界面上的碳濃度不均勻，原子排列也不規(guī)則，處于能量較高狀態(tài)，這就從濃度、結(jié)構(gòu)和能量上為奧氏體晶核的形成提供了有利條件，因此，奧氏體的晶核優(yōu)先在界面上形成。（1）奧氏體形核9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變（2）奧氏體晶核長(zhǎng)大奧氏體晶核形成以后即開始長(zhǎng)大。長(zhǎng)大的實(shí)質(zhì)是新相奧氏體的相界面不斷向鐵素體和滲碳體方向推移，它是依靠鐵、碳原子的擴(kuò)散，使鐵素體不斷向奧氏體轉(zhuǎn)變和滲碳體不斷溶入到奧氏體中去而進(jìn)行的。實(shí)驗(yàn)表明，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的速度往往比滲碳體的溶解要快，因此鐵素體總是比滲碳體消失得早。鐵素體全部消失以后，仍有部分剩余滲碳體未溶解，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，這些剩余滲碳體不斷地溶入到奧氏體中去，直至全部消失。（3）殘余滲碳體的溶解2/3/202345DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變滲碳體全部溶解完畢時(shí)，奧氏體的成分是不均勻的，原來(lái)是滲碳體的區(qū)域含碳量較高，而原來(lái)是鐵素體的區(qū)域含碳量較低。只有延長(zhǎng)保溫時(shí)間，通過(guò)碳原子的擴(kuò)散才能獲得均勻化的奧氏體。（4）奧氏體均勻化亞、過(guò)共析鋼：加熱至Ac1以上并保溫足夠長(zhǎng)的時(shí)間，只能使原始組織中的珠光體完成奧氏體化，仍會(huì)保留先共析鐵素體或先共析滲碳體，這種奧氏體化過(guò)程被稱為是“部分奧氏體化”或“不完全奧氏體化”。只有加熱至Ac3或Accm以上保溫足夠時(shí)間，才能獲得均勻的單相奧氏體，這又被稱為是非共析鋼的“完全奧氏體化”。2/3/202346DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變奧氏體形成以后繼續(xù)加熱或保溫，將發(fā)生奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。由于晶粒長(zhǎng)大減少晶界可使界面能減小，因此奧氏體晶粒長(zhǎng)大在熱力學(xué)上是一種自發(fā)趨勢(shì)。加熱時(shí)形成的奧氏體晶粒大小，對(duì)冷卻后產(chǎn)物的組織和性能有著重要的影響。奧氏體晶粒細(xì)小，則轉(zhuǎn)變產(chǎn)物也細(xì)小，其強(qiáng)度和韌性相應(yīng)都較高，故需要了解奧氏體晶粒的長(zhǎng)大規(guī)律。2．奧氏體晶粒大小及其控制（1）晶粒大小的表示方法晶粒大小可用直接測(cè)量的晶粒平均直徑來(lái)表示，也可用單位體積或單位面積內(nèi)所包含的晶粒個(gè)數(shù)來(lái)表示。廣泛采用的是與標(biāo)準(zhǔn)金相圖片（標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖）相比較的方法來(lái)評(píng)定晶粒大小的級(jí)別。2/3/202347DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變通常將晶粒大小分為8級(jí)，1級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)。晶粒大小的級(jí)別(N)與放大100倍時(shí)每645mm2（1英寸2）面積內(nèi)的晶粒數(shù)(n)有如下關(guān)系：n=2N–1。通常1－4級(jí)為粗晶粒，5－8級(jí)為細(xì)晶粒，超過(guò)這8個(gè)級(jí)別范圍的晶粒稱為超粗或超細(xì)晶粒。圖鋼中晶粒度標(biāo)準(zhǔn)圖譜2/3/202348DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變（2）奧氏體晶粒度的概念?yuàn)W氏體晶粒度是衡量晶粒大小的尺度，有三種晶粒度的概念

起始晶粒度、實(shí)際晶粒度、本質(zhì)晶粒度在奧氏體化過(guò)程中，奧氏體的轉(zhuǎn)變剛剛完成時(shí)，奧氏體晶粒的大小稱為起始晶粒度。在某一具體的加熱條件下所得到的奧氏體晶粒大小稱為實(shí)際晶粒度。鋼的成分和冶煉條件的不同，加熱時(shí)其晶粒長(zhǎng)大傾向也不同，用以表明奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向的晶粒度稱為本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度：鋼加熱到930±10℃，保溫3—8小時(shí)后測(cè)定奧氏體晶粒大小，如晶粒大小級(jí)別在1～4級(jí)，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼，如晶粒大小在5～8級(jí)，則稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度只表明930℃以下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向。圖兩種奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向示意圖奧氏體的本質(zhì)晶粒度：奧氏體晶粒在加熱時(shí)長(zhǎng)大的傾向性稱為本質(zhì)晶粒度。2/3/202349DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在奧氏體化時(shí)為控制奧氏體晶粒的大小，必須從控制影響奧氏體晶粒大小的因素去著手考慮。（3）奧氏體晶粒大小的控制①加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度越高，晶粒長(zhǎng)大速率越快，最終晶粒尺寸越大。在給定溫度下，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒不斷長(zhǎng)大。但隨時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒長(zhǎng)大速度越來(lái)越慢，且最終趨于一個(gè)穩(wěn)定的尺寸?？傊訜釡囟仍礁?，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒越粗大，因?yàn)檫@與原子擴(kuò)散密切相關(guān)。為獲得一定尺寸的奧氏體晶粒，可同時(shí)控制加熱溫度和保溫時(shí)間，相比之下，加熱溫度作用更大。因此，必須要嚴(yán)格控制。2/3/202350DalianJiaotongUniversity

②加熱速度加熱速度越快，過(guò)熱度越大，奧氏體實(shí)際形成溫度越高，因而形核率和長(zhǎng)大速率越大，但由于形核率較長(zhǎng)大率隨溫度增加得更快，使二者的比值會(huì)更大，所以可獲細(xì)小的起始晶粒。由于溫度較高且晶粒細(xì)小，反而使晶粒易于長(zhǎng)大，故保溫時(shí)間不能太長(zhǎng)。生產(chǎn)中常采用快速加熱短時(shí)保溫的方法來(lái)細(xì)化奧氏體晶粒，甚至可獲超細(xì)晶粒。③鋼的化學(xué)成分在一定含碳量范圍內(nèi)隨奧氏體中含碳量的增加，促進(jìn)碳在奧氏體中的擴(kuò)散速率及鐵原子自擴(kuò)散速率的提高，故晶粒長(zhǎng)大傾向增大。含碳量超過(guò)一定量后（超過(guò)共析成分），由于奧氏體化時(shí)尚有一定數(shù)量的未溶碳化物存在，且分布在奧氏體晶界上，起到了阻礙晶粒長(zhǎng)大的作用，反而使奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向減小。9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變2/3/202351DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變一、鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼中的合金元素對(duì)奧氏體晶粒大小的影響可歸納為以下幾類：強(qiáng)烈阻礙晶粒長(zhǎng)大的元素有Ti、Zr、V、Nb、Al等，當(dāng)其形成彌散穩(wěn)定的碳化物和氮化物時(shí)，由于分布在晶界上，因而阻礙晶界的遷移，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大。一般阻礙晶粒長(zhǎng)大的元素有W、Mo、Cr等，其阻礙作用隨含量的增多而增強(qiáng)。阻礙作用不顯著的元素包括Si、Ni、Cu等。促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大的元素有Mn、P、N、C及過(guò)量的Al等，這些元素溶入奧氏體中可削弱γ-Fe的原子結(jié)合力，加速鐵的自擴(kuò)散。但是，如果加熱溫度高到碳化物和其它化合物溶入到奧氏體中時(shí)，那些阻礙晶粒長(zhǎng)大的元素的阻礙作用將會(huì)消失，晶粒便迅速長(zhǎng)大。2/3/202352DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線④鋼的原始組織一般說(shuō)來(lái)，原始組織越細(xì)，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細(xì)小，晶粒長(zhǎng)大傾向越大。例如，片狀珠光體比球狀珠光體加熱時(shí)晶粒易粗化。因?yàn)槠瑺钪楣怏w中相界面多，加熱時(shí)形核率高，加之片狀碳化物表面積大，溶解快，奧氏體形成速率也快，奧氏體形成后較早地進(jìn)入晶粒長(zhǎng)大階段。二、過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線和連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線鋼奧氏體化以后冷卻至室溫時(shí)的力學(xué)性能，不僅與加熱時(shí)奧氏體的狀態(tài)有關(guān)，而且在很大程度上取決于冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)。冷卻方式和冷卻速度對(duì)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的類型和組織狀態(tài)有很大的影響，所以，冷卻過(guò)程決定著鋼固態(tài)轉(zhuǎn)變后的組織與性能。在生產(chǎn)中，通過(guò)加熱、保溫和冷卻，使鋼發(fā)生固態(tài)轉(zhuǎn)變，借此改變其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，從而達(dá)到改善力學(xué)性能的目的的操作被稱為熱處理。2/3/202353DalianJiaotongUniversity熱處理時(shí)常用的冷卻方式有兩種：一是連續(xù)冷卻；二是等溫冷卻。由于冷卻過(guò)程大多不是極其緩慢的，得到的組織是不平衡組織，因此，F(xiàn)e-Fe3C平衡相圖的轉(zhuǎn)變規(guī)律已不適用。用過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線和連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線來(lái)分析奧氏體在不同冷卻條件下的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，并用以指導(dǎo)生產(chǎn)實(shí)踐。9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線1．共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線（C曲線）奧氏體在臨界點(diǎn)以上為穩(wěn)定相，不會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變，冷卻至臨界點(diǎn)以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)，將會(huì)發(fā)生分解，把這種在臨界點(diǎn)以下暫時(shí)存在的奧氏體稱為過(guò)冷奧氏體。反映過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的實(shí)驗(yàn)曲線，稱為過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線。因其形狀像英文字母“C”，故稱C曲線，又稱TTT(時(shí)間、溫度、轉(zhuǎn)變?nèi)~的英文縮寫)曲線。?Fe-Csystem,Co=0.77wt%C?TransformationatT=675C.ISOTHERMALRANSFORMATIONDIAGRAMS?Eutectoidcomposition,Co=0.77wt%C?BeginatT>727C?Rapidlycoolto625Candholdisothermally.COOLINGHISTORYFe-CSYSTEM2/3/202354DalianJiaotongUniversityTime-Temperature-TransformationforaEutectiodSteelEquilibriumPhaseChangeTemperature100200300400500600700TemperatureC0.1110100100010,000secondsStartTimeFinishTimePsPfBsBfMfMsPearliteBainiteMartinsite2/3/202355DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線用膨脹法、磁性法和金相－硬度法等多種方法來(lái)顯示出過(guò)冷奧氏體的恒溫轉(zhuǎn)變過(guò)程。共析鋼C曲線共由五條線構(gòu)成：A1線是奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的臨界溫度；左右兩條“C”形曲線分別為過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線和終了線；Ms和Mf線分別表示過(guò)冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始線和結(jié)束線。圖共析鋼過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線圖共析鋼等溫轉(zhuǎn)變曲線Fig.TTTdiagramofEutectoidsteelFig.TTTdiagramofEutectoidsteel2/3/202356DalianJiaotongUniversity二、TTT曲線和CCT曲線C曲線自上而下可分為四個(gè)區(qū)域：A1線以上為奧氏體穩(wěn)定存在的區(qū)域；A1～550℃之間為珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是珠光體；550℃～Ms之間為貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，產(chǎn)物是貝氏體；Ms～Mf之間為馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，產(chǎn)物是馬氏體。A1線至Ms之間自左至右又可分為三個(gè)區(qū)域：過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變開始線以左的區(qū)域?yàn)樯形崔D(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體區(qū)；過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束線以右的區(qū)域?yàn)檗D(zhuǎn)變產(chǎn)物區(qū)；兩線所夾的區(qū)域?yàn)檫^(guò)冷奧氏體和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的共存區(qū)。由圖還可以看出，過(guò)冷奧氏體在各個(gè)溫度下等溫并非一開始就轉(zhuǎn)變，而是歷經(jīng)一定時(shí)間后才開始轉(zhuǎn)變，這段時(shí)間稱為孕育期（即轉(zhuǎn)變開始線至縱坐標(biāo)的水平距離）。孕育期的長(zhǎng)短反映了過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的大小。共析鋼約在550℃左右孕育期最短，表示過(guò)冷奧氏體最不穩(wěn)定，轉(zhuǎn)變速度最快，稱為C曲線的“鼻子”。9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變2/3/202357DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線A1線至鼻溫之間，隨過(guò)冷度的增大，孕育期逐漸變短，過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性降低；鼻溫至Ms之間，隨過(guò)冷度增大，孕育期增大，過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性提高。過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性出現(xiàn)這種特征是由相變驅(qū)動(dòng)力（奧氏體與珠光體自由能差）和原子擴(kuò)散兩個(gè)因素綜合作用的結(jié)果。2．影響過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的因素C曲線反映了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，也反映了過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變速度。因此，凡是影響C曲線位置和形狀的一切因素都影響過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變。（1）奧氏體成分的影響不同成分的鋼，其C曲線的位置和形狀可能有很大的差異，改變奧氏體的化學(xué)成分，可以達(dá)到控制過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變速度的作用。圖含碳量對(duì)碳鋼C曲線的影響(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過(guò)共析鋼

?2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning?isatrademarkusedhereinunderlicense.FigureTheTTTdiagramsfor(a)a1050and(b)a10110steel.2/3/202358DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線

①含碳量的影響對(duì)亞、過(guò)共析鋼而言，在珠光體轉(zhuǎn)變之前將先分別析出先共析鐵素體和先共析滲碳體，因此，在它們的C曲線的上部各多出一條先共析相析出線。在完全奧氏體化的情況下，隨含碳量的增加C曲線右移。在正常加熱條件下（亞共析鋼在Ac3以上，過(guò)共析鋼在Ac1～Accm之間），過(guò)共析鋼的C曲線隨著含碳量的增加向左移，這是因?yàn)閵W氏體化時(shí)存在的未溶滲碳體成了奧氏體分解的外來(lái)核心，使奧氏體穩(wěn)定性下降。故在碳鋼中以共析鋼過(guò)冷奧氏體最穩(wěn)定。從圖中可以看出，含碳量還影響Ms點(diǎn)，規(guī)律是：含碳量越高，Ms點(diǎn)越低。②合金元素的影響概括地講，除Co和Al(>2.5w％)外，所有合金元素都會(huì)增大過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，使C曲線右移。非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素Mn，只改變C曲線的位置。碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Ti等，對(duì)C曲線的位置和形狀產(chǎn)生雙重改變。既使C曲線右移，又使其形狀分成上下兩部分，產(chǎn)生“雙鼻子”，分別表示珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變。圖合金元素對(duì)過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線的位置和形狀的影響2/3/202359DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線（2）奧氏體狀態(tài)的影響奧氏體晶粒越細(xì)小，成分越不均勻，未溶第二相越多，越有利于新相形核和原子擴(kuò)散，使C曲線左移。（3）應(yīng)力和塑性變形的影響在奧氏體狀態(tài)下施以拉應(yīng)力會(huì)加速其轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。施以等向壓應(yīng)力會(huì)阻礙其轉(zhuǎn)變，使C曲線右移。這是因?yàn)樵谒械慕M織中奧氏體比體積最小，發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)總是伴隨比體積的增大，承受拉應(yīng)力有利于轉(zhuǎn)變，而承受壓應(yīng)力不利于轉(zhuǎn)變。對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形也有加速奧氏體轉(zhuǎn)變的作用。因?yàn)檫@可使奧氏體點(diǎn)陣畸變加劇并使位錯(cuò)密度升高，有利于碳和鐵原子的擴(kuò)散和晶格改組。同時(shí)還有利于碳化物的析出，造成奧氏體中碳和合金元素的貧化，因而促進(jìn)奧氏體的轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。2/3/202360DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線實(shí)際生產(chǎn)中，普遍采用的冷卻方式是連續(xù)冷卻，因此，研究過(guò)冷奧氏體在連續(xù)冷卻過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，具有很大的實(shí)際意義。3．過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，根據(jù)其英文名稱字頭又稱CCT曲線。與TIT曲線一樣，它也是通過(guò)實(shí)驗(yàn)測(cè)定出來(lái)的。共析碳鋼的CCT曲線如圖所示。圖中Ps和Pf線分別表示珠光體轉(zhuǎn)變的開始線和終了線，K線是珠光體轉(zhuǎn)變的中止線，冷卻曲線碰到K線，奧氏體就不再發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，而一直保持到Ms點(diǎn)以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。圖中還繪出了一些不同冷卻速度的冷卻曲線。以vl的冷卻速度冷卻時(shí)，冷卻曲線與珠光體轉(zhuǎn)變開始線相交，便發(fā)生奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變，與終了線相交，說(shuō)明轉(zhuǎn)變結(jié)束，形成全部珠光體組織。當(dāng)冷速增大到v2時(shí)，冷卻到室溫后所獲得的組織仍是全部珠光體組織，只是組織的彌散程度加大，但此時(shí)轉(zhuǎn)變的開始和終了的溫度有所降低，轉(zhuǎn)變所需時(shí)間縮短。圖共析鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.CCTdiagramofEutectoidsteel2/3/202361DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線若冷速增大到大于v'c如為v3時(shí)，冷卻速度線只與珠光體轉(zhuǎn)變開始線相交，不再與終了線相交，而是與轉(zhuǎn)變中止線相交，此時(shí)過(guò)冷奧氏體只有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，說(shuō)明過(guò)冷奧氏體未轉(zhuǎn)變完，繼續(xù)冷卻到Ms點(diǎn)以下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以最終組織為珠光體和馬氏體。此后，冷卻速度越大，珠光體轉(zhuǎn)變量越少，馬氏體數(shù)量增多。當(dāng)冷速增大至vc時(shí)，冷卻曲線不再與珠光體轉(zhuǎn)變開始線相交，即過(guò)冷奧氏體不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，而全部被過(guò)冷到Ms點(diǎn)以下發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，冷卻至Mf點(diǎn)轉(zhuǎn)變終止，最終得到馬氏體加殘余奧氏體組織。如果冷速增大到v4，轉(zhuǎn)變情況與vc相同。因此，vc是得到全部馬氏體組織（含少量殘余奧氏體）的最小冷卻速度，稱為“臨界冷卻速度”，又稱“上臨界冷速”。此外，v'c為奧氏體在連續(xù)冷卻過(guò)程中全部獲得珠光體的最大冷速，也稱“下臨界冷卻速度”。2/3/202362DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線綜上，實(shí)際冷速小于v'c時(shí)只發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，大于vc時(shí)只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，介于二者之間時(shí)先發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，后發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。共析碳鋼連續(xù)冷卻時(shí)沒(méi)有貝氏體形成（無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)）。圖為亞、過(guò)共析鋼的CCT曲線圖。與共析鋼不同，亞共析鋼CCT曲線出現(xiàn)了先共析鐵素體析出區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。此外，Ms線右端下降，這是由于析出鐵素體后使奧氏體含碳量升高所致；過(guò)共析鋼的CCT曲線與共析鋼的CCT曲線較為相似，也沒(méi)有貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，但有一條先共析滲碳體析出線，同時(shí)，Ms線右端上升，上升的原因是由于先共析滲碳體的析出使周圍奧氏體貧碳所致。圖中冷卻曲線與轉(zhuǎn)變終了（開始）線的交點(diǎn)旁的數(shù)字表示轉(zhuǎn)變量占全部組織的百分?jǐn)?shù)，冷卻曲線下端的數(shù)字表示以該速度冷卻后的硬度值(HV)。圖亞共析鋼的CCT曲線圖過(guò)共析鋼的CCT曲線2/3/202363DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變二、TTT曲線和CCT曲線共析鋼連續(xù)冷卻曲線中同時(shí)示出了共析鋼的TTT曲線（虛線），可見(jiàn)，CCT曲線中珠光體轉(zhuǎn)變開始和終了線均在TTT曲線的右下方，在合金鋼中也是如此。這說(shuō)明連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變和等溫轉(zhuǎn)變相比，轉(zhuǎn)變溫度要低，孕育期要長(zhǎng)。TTT曲線的臨界冷卻速度v''c大于CCT曲線的臨界冷速vc。在沒(méi)有CCT曲線的情況下，可用TTT曲線估算CCT曲線的vc，v''c大致等于實(shí)際測(cè)定vc的1.5倍。影響TTT曲線的各種因素，同樣也影響CCT曲線。2/3/202364DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變共析成分的奧氏體在A1～550℃溫度范圍內(nèi)等溫停留時(shí)，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，形成鐵素體和滲碳體兩相組成的機(jī)械混合物－珠光體。因轉(zhuǎn)變的溫度較高，也稱高溫轉(zhuǎn)變。由于發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，形成的兩個(gè)新相之間以及它們和母相之間的化學(xué)成分差異很大，晶體結(jié)構(gòu)截然不同，因此，在轉(zhuǎn)變的過(guò)程中必然發(fā)生碳的重新分布和鐵晶格的改組；還由于相變發(fā)生在較高的溫度區(qū)間，鐵、碳原子均能擴(kuò)散，所以珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。三、珠光體轉(zhuǎn)變1．珠光體的組織形態(tài)與性能珠光體的組織有兩種形態(tài)，一種是片狀珠光體，另一種是球狀或粒狀珠光體。在奧氏體化過(guò)程中剩余滲碳體溶解和碳濃度均勻化比較完全的條件下，冷卻分解得到的珠光體通常呈片狀，金相形態(tài)是鐵素體和滲碳體交替排列成層片狀，如圖所示；當(dāng)奧氏體化溫度較低，成分不太均勻，尤其是組織中有未溶滲碳體存在時(shí)，隨后緩慢冷卻通常得到粒狀珠光體，在這種組織中，滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體中。圖片狀珠光體組織圖粒狀珠光體組織2/3/202365DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)⒅楣怏w轉(zhuǎn)變片狀珠光體中，片層方向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團(tuán)或珠光體領(lǐng)域，亦稱珠光體晶粒，一個(gè)奧氏體晶?？尚纬蓭讉€(gè)片層方向不同的珠光體領(lǐng)域。珠光體領(lǐng)域中相鄰兩片滲碳體（或鐵素體）中心之間的距離(s0)稱為珠光體的片間距。珠光體片間距的大小主要取決于珠光體的形成溫度，形成溫度越低（即過(guò)冷度越大），片間距越小，珠光體越細(xì)。在大量的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)基礎(chǔ)上，提出了片層間距(s0)與過(guò)冷度(△T)之間成如下關(guān)系按片間距的大小，珠光體可分為三類：即A1～650℃之間形成的片層較粗的珠光體，光鏡下能明顯分辨片層形態(tài)，稱為珠光體(Pearlite)，以符號(hào)“P”表示；650－600℃之間形成的片層較細(xì)的珠光體，高倍光鏡下可分辨其片層形態(tài)，稱為索氏體(Sorbite)，以符號(hào)“S”表示；圖珠光體領(lǐng)域示意圖圖珠光體片間距示意圖2/3/202366DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變600－550℃之間形成的片層極細(xì)的珠光體，其片層形態(tài)只有在電鏡下才能分辨清楚，稱為屈氏體(Troostite)，以符號(hào)“T”表示。珠光體、索氏體和屈氏體三者同屬鐵素體＋滲碳體組成的片層狀珠光體型組織，其區(qū)別僅在于片層粗細(xì)不同。但由于索氏體和屈氏體是在較快冷速下形成的，屬于不平衡組織，其碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)或多或少偏離共析成分(0.77％)。粒狀珠光體中，滲碳體顆粒的大小與轉(zhuǎn)變溫度有關(guān)，轉(zhuǎn)變溫度越低，顆粒越細(xì)小。片狀珠光體的性能主要取決于珠光體的片層間距。片間距越小，則強(qiáng)度和硬度越高（如粗片狀珠光體的硬度HRC5-25，即HBl70左右；索氏體的硬度HRC25-35；而屈氏體的硬度HRC36-42)，塑性和韌性也越好。這是由于片間距越小，鐵素體與滲碳體的相界面越多，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力越大，即塑性變形的抗力越大，因而強(qiáng)度和硬度都增高；同時(shí)，片層間距越小，滲碳體片越薄，越容易隨同鐵素體一起變形而不脆裂，增大了鋼的塑性變形能力，所以塑性和韌性也越好。?Reactionrateisaresultofnucleationandgrowthofcrystals.NucleationratehighTjustbelowTETmoderatelybelowTETwaybelowTENucleationratelowGrowthratehighgggpearlitecolonyNucleationratemedGrowthratemed.Growthratelow?TtransfjustbelowTE

--LargerT:diffusionisfaster--Pearliteiscoarser.Twocases:?TtransfwellbelowTE

--SmallerT:diffusionisslower--Pearliteisfiner.AdaptedfromFig.10.6(a)and(b),Callister6e.(Fig.10.6fromR.M.Rallsetal.,AnIntroductiontoMaterialsScienceandEngineering,p.361,JohnWileyandSons,Inc.,NewYork,1976.)PEARLITEMORPHOLOGY2/3/202367DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變盡管原始奧氏體的晶粒尺寸對(duì)珠光體的片層間距影響較小，但它對(duì)珠光體領(lǐng)域的大小產(chǎn)生影響，原始奧氏體晶粒越細(xì)小，珠光體領(lǐng)域的尺寸越小。因此，細(xì)化奧氏體晶?？善鸬教岣咧楣怏w強(qiáng)度，改善塑性、韌性的作用。粒狀珠光體的性能與滲碳體顆粒的大小有關(guān)。滲碳體顆粒越細(xì)，與鐵素體的相界面越多，則鋼的強(qiáng)度硬度越高。當(dāng)含碳量相同時(shí)，如果粒狀珠光體與片狀珠光體的形成溫度也大致相同，由于前者兩相的相界面較少，故強(qiáng)度硬度較低，而塑性韌性較高。當(dāng)抗拉強(qiáng)度相同時(shí)，粒狀珠光體比片狀珠光體的疲勞強(qiáng)度更高。在相同硬度下，粒狀珠光體比片狀珠光體的綜合力學(xué)性能優(yōu)越得多。這是因?yàn)榱顫B碳體不易產(chǎn)生應(yīng)力集中和裂紋。2/3/202368DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)⒅楣怏w轉(zhuǎn)變片狀珠光體的形成也是通過(guò)形核和長(zhǎng)大兩個(gè)基本過(guò)程進(jìn)行的，符合一般相變規(guī)律。但由于珠光體轉(zhuǎn)變是由一個(gè)相轉(zhuǎn)變成兩個(gè)不同的相，究竟哪一相領(lǐng)先形核呢?關(guān)于這個(gè)領(lǐng)先相問(wèn)題一直存有爭(zhēng)議，現(xiàn)今已基本清楚，鐵素體和滲碳體均可成為領(lǐng)先相。2．珠光體的形成發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，如果母相奧氏體很均勻，滲碳體或鐵素體的核心大多在母相晶界上形成。因?yàn)榫Ы缟先毕荻?，能量高，原子易于擴(kuò)散，有利于產(chǎn)生成分、能量和結(jié)構(gòu)起伏，易于滿足形核的條件。當(dāng)母相中碳濃度很不均勻時(shí)，也可在晶粒內(nèi)部形核。早期片狀珠光體的形成機(jī)制認(rèn)為，珠光體轉(zhuǎn)變是鐵素體和滲碳體交替形核和長(zhǎng)大的過(guò)程，如圖。2/3/202369DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變首先在奧氏體晶界處（或其它有利于形核的部位）形成一小薄片滲碳體晶核（也可以是鐵素體），隨后它不僅向前長(zhǎng)大，也向兩側(cè)方向長(zhǎng)大。滲碳體長(zhǎng)大時(shí)，將吸取周圍奧氏體中的碳原子而使其貧碳，從而為鐵素體在滲碳體的兩側(cè)形核創(chuàng)造條件。在滲碳體兩側(cè)形成鐵素體晶核以后，也隨滲碳體一起向前發(fā)展，同時(shí)也往橫向發(fā)展，這必然要向側(cè)面的奧氏體中排出多余的碳而增高其含碳量，從而促進(jìn)另一片滲碳體晶核的形成。如此交替形核并不斷地向奧氏體晶粒內(nèi)部平行長(zhǎng)大，就會(huì)得到一組片層大致平行的珠光體領(lǐng)域。在第一個(gè)珠光體領(lǐng)域形成的過(guò)程中，其它可能形核的部位也在重復(fù)這一過(guò)程，并形成新的另一取向的珠光體領(lǐng)域。當(dāng)各個(gè)珠光體領(lǐng)域相互接觸，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，轉(zhuǎn)變即告結(jié)束，最終全部得到片狀珠光體組織。圖珠光體形成過(guò)程示意圖?Growthofpearlitefromaustenite:?Reactionrateincreaseswith

DT.AdaptedfromFig.10.3,Callister6e.2/3/202370DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變近年來(lái)，人們經(jīng)過(guò)細(xì)致觀察和實(shí)驗(yàn)，提出了滲碳體分枝長(zhǎng)大機(jī)制。這種機(jī)制認(rèn)為，珠光體片層結(jié)構(gòu)的形成，是滲碳體以分枝形式長(zhǎng)大的結(jié)果，這種分枝長(zhǎng)大的形式及滲碳體的實(shí)際形態(tài)如圖所示。由于滲碳體分枝向前生長(zhǎng)，使與其相鄰的奧氏體貧碳，從而促使鐵索體在滲碳體枝間協(xié)調(diào)地形成。這樣，原來(lái)表面看來(lái)各自交隔的片狀鐵素體和滲碳體，實(shí)際上在內(nèi)部一些部位卻是以“搭橋”的形式各自相互連接起來(lái)的。也就是說(shuō)，一個(gè)領(lǐng)域內(nèi)的鐵素體或滲碳體實(shí)際上是連貫著的同一個(gè)晶粒，所以，一個(gè)珠光體領(lǐng)域就是由一個(gè)鐵素體晶粒和一個(gè)滲碳體晶粒相互穿插起來(lái)而組成的。一般在金相顯微組織中難以見(jiàn)到滲碳體連續(xù)分枝長(zhǎng)大的形貌，因?yàn)闈B碳體片的分枝處難被恰巧剖到。圖珠光體中滲碳體分枝長(zhǎng)大(a)滲碳體分枝的金相照片(b)分枝長(zhǎng)大示意圖

圖珠光體分枝長(zhǎng)大示意圖2/3/202371DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)冷奧氏體直接分解為粒狀珠光體也是一個(gè)形核與長(zhǎng)大過(guò)程。這時(shí)，是以未溶解的滲碳體質(zhì)點(diǎn)作為相變的核心，它按粒狀的形式而長(zhǎng)大。滲碳體在長(zhǎng)大的同時(shí)，會(huì)使其周圍的奧氏體貧碳而形成鐵素體。這樣，就形成了在鐵素體的基體上均勻分布粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織。由此可見(jiàn)，奧氏體化過(guò)程中使其碳濃度不均勻，而且保留大量的未溶解的滲碳體顆粒是形成粒狀珠光體的保證。奧氏體化時(shí)加熱溫度越高，奧氏體成分越均勻，形成片狀珠光體的傾向越大。粒狀珠光體中滲碳體顆粒的大小取決于過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度，轉(zhuǎn)變溫度越低，顆粒越細(xì)小。此外，粒狀珠光體也可以通過(guò)馬氏體組織經(jīng)回火處理得到，這將在后面敘述。2/3/202372DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態(tài)轉(zhuǎn)變?nèi)?、珠光體轉(zhuǎn)變3．非共析鋼先共析相的析出根據(jù)Fe-Fe3C相圖，平衡狀態(tài)下，亞共析鋼先共析鐵素體和過(guò)共析鋼先共析滲碳體的析出分別在CS線和ES線以下的γ

+α

和γ+Fe3C兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行。當(dāng)非共析鋼快冷至Ar1溫度以下時(shí)，先共析相的析出情況如何呢?研究認(rèn)為，相圖上各條相區(qū)交界線的延長(zhǎng)線仍具有物理意義，即CS線的延長(zhǎng)線SG'和ES線的延長(zhǎng)線SE'仍可看