Ch9金屬固態相變第九章金屬固態相變9.1固態相變的特點9.2固態相變的基本類型9.3固態相變時的形核與長大9.4鋼的固態相變2/3/20231DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點9.1固態相變的特點相與相變相與相變（Phase&PhaseTransformations）相：任何物質都是由原子、分子、離子或分子團組成的，構成物質的這一體系，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。穩定相:對于一定的熱力學條件，只有當某相的自由能最低時，該相才是穩定的且處于平衡態。亞穩相:若某相的自由能雖然并不處于最低，然而與最低自由能態具有能壘相分隔，則該相為亞穩相。非穩定相：若不存在這種能壘，則體系處于非穩定態，這種狀態是不穩定的，它一定會轉變為平衡態或亞穩態。

2/3/20232DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點相變：在均勻一相或幾個混合相內，出現具有不同成分或不同結構（包括原子、離子或電子的位置或位向）或不同組織形態或不同性質的相，稱為相變。當溫度、壓力或任何其它作用在該體系上的電場、磁場發生變化時，體系的自由能將緩慢而連續地變化。當體系自由能的變化與相的結構的變化（包括原子、離子或電子的位置或位向）發生關系時，則發生了相變。相與相變2/3/20233DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點一、相變阻力大固態相變與液態相變（結晶）相比，有一些規律是相同的相變都包含形核和長大兩個過程阻力是新舊兩相之間的界面能驅動力是新舊（母）兩相之間的自由能差固態相變的特殊性主要是母相為“固”固態晶體的特點是具有固定的形狀、較高的切變強度、內部原子按點陣規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構缺陷。相變的驅動力新舊兩相之間的自由能差，差越大，越有利于相變的進行。一、相變阻力大2/3/20234DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點相變的阻力由于產生相界面而引起的界面自由能的升高一、相變阻力大應變能（彈性能）新舊兩相比容不同，相變時要產生體積變化，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）而產生應變，因而導致應變能的額外增加。相變阻力與結晶過程相似；阻力在固態相變中起著很重要的作用仿照結晶時，可列出固態相變時系統自由能變化的一般公式也假設新生相為球形，上式變為應變能使相變驅動力削弱，只有相應地增大過冷度，使⊿GV的絕對值進一步增大，才能使相變啟動起來。2/3/20235DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點一、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與結晶相比，若其他條件相似，由于應變能的存在，而使rc和⊿Gc相應地增大了。這說明當⊿Gc一定時，固態相變比液態結晶要困難，所要求的過冷度也要大。此外，固態相變時原子的擴散更困難，這是固態相變阻力大的又一個原因。總之，固態相變比液態結晶的阻力大，其主要原因有二。多出一項應變能擴散較困難不同的固態相變之間的差別有的很大，影響因素有⊿GV

、應變能的大小（與比容有關）、擴散系數。2/3/20236DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點二、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相變時，界面為相界面。如果界面上兩相原子排列匹配得越好，界面的能力就會越低。特別是在形核階段最易出現匹配關系很好的界面。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位于兩相晶格的結點上，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應，于是在界面上將產生一些位錯，以降低界面的彈性應變能，這時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固態相變的特點半共格界面由位錯和共格區所組成，存在一定失（錯）配度，以表示：0.05～0.25半全共格3．非共格相界當兩相在相界面處的原子排列相差很大時，只能形成非共格界面。從理論上來講，相界能包括兩部分，即彈性畸變能和化學交互作用能。彈性畸變能大小取決于錯配度的大小；而化學交互作用能取決于界面上原子與周圍原子的化學鍵結合狀況。相界面結構不同，這兩部分能量所占的比例不同。如對共格相界，由于界面上原子保持著匹配關系，故界面上原子結合鍵數目不變，因此這里應變能是主要的；而對于非共格相界，由于界面上原子的化學鍵數目和強度與晶內相比發生了很大變化，故其界面能以化學能為主，而且總的界面能較高。從相界能的角度來看，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固態相變的特點相界

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

Secondphaseparticle--differentcomposition--oftendifferentstructure.SolidSolutionphaseBatomsinA二、界面原子易保持匹配2/3/202310DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點三、新舊相晶體學位向關系三、新相晶核界與母相之間存在一定的晶體學位向關系固態相變時，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系。實驗證明，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。如純鐵的同素異構轉變

α-Fe?γ-Fe，晶體學位向關系為：{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晶面和晶向，有的甚至是就是密排面和密排方向。當兩相界面為共格或半共格時，新舊相之間必然有一定的位向關系，如果兩相之間沒有確定的位向關系，則界面肯定是非共格界面。2/3/202311DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點四、慣習現象四、新相習慣于在母相的一定晶面上形成－慣習現象固態相變時，新相常以特定的晶向在母相的特定晶面上形成，這個面稱為慣習面，而晶向則稱為慣習方向，這種現象稱為慣習現象(Habitphenomenon)。慣習現象是形核取向關系在成長過程中的一種特殊反映。降低界面能和應變能以減小相變阻力是慣習現象出現的原因。形核的取向關系和成長的慣習現象是兩個完全不同的概念。前者完全指兩種晶體之間的晶體學位向關系，即新相和母相某些晶面、晶向的對應平行關系；而后者主要是指新相優先發展時所取的母相的位向，以母相的晶面和晶向表示。2/3/202312DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點五、母相晶體缺陷促進相變五、母相晶體缺陷對相變起促進作用與液態金屬不同，固態金屬中存在各種晶體缺陷，如位錯、空位、晶界和亞晶界等。固態相變時，母相中存在的點、線、面缺陷，必然會對相變有明顯的促進作用。新相晶核往往優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域能獲得更大的驅動力(△GV大)，因此容易在這些區域首先形成晶核。實驗表明，母相晶粒越細，晶界越多，晶內缺陷越多，從而，提高了形核率，使轉變速度越快。2/3/202313DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點固態相變的另一特征是易于出現過渡相。過渡相是一種亞穩定相，其成分和結構介于新相和母相之間。過渡相是為了克服相變阻力而形成的一種協調性中間轉變產物。通常首先在母相中形成成分與母相接近的過渡相，然后在一定條件下由過渡相逐漸轉變為自由能最低的穩定相。相變過程一般可寫成：母相→較不穩定過渡相→較穩定過渡相→穩定相固態相變根據具體條件分階段進行的規律，稱為相變階段規則。例如，鋁合金在時效過程中發生的轉變，即根據時效條件分階段進行的。六、易于出現過渡相

六、易于出現過渡相2/3/202314DalianJiaotongUniversity9.1固態相變的特點一、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位向關系四、新相習慣于在母相的一定晶面上形成－慣習現象五、母相晶體缺陷對相變起促進作用六、易于出現過渡相

總之，固態相變這些特點都是由固態介質區別于液態介質的那些基本特性所決定的。在固態相變過程中表現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、做功最少的途徑進行。總結2/3/202315DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型固態相變的類型很多，特征各異，很難按統一標準予以歸類。9.2固態相變的基本類型按熱力學分類方式分類一級相變二級相變按相變時能否獲得符合狀態圖的平衡組織進行分類平衡轉變不平衡轉變按相變過程中生核與長大的特點分類擴散型相變半擴散型相變非擴散型相變2/3/202316DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型還有其它一些分類方式，如按成分、結構變化情況分類，按形核特點分類，按生長方式分類，等等。2/3/202317DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型表常見的各種固態相變及特征固態相變相變特征純金屬的同素異構轉變溫度或壓力改變時，由一種晶體結構轉變為另一種晶體結構，是重新形核和生長的過程，如α-Fe?γ-Fe，α-Co?β-Co固溶體中的多形性轉變類似于同素異構轉變，如Fe-Ni合金中γ

?α，Ti-Zr合金中β?α脫溶轉變過飽和固溶體的脫溶分解，析出亞穩或穩定的第二相，如Al-Cu合金中α→θ共析轉變一相經過共析分解成結構不同的兩相，如Fe-C合金中γ

→α+Fe3C，共析組織呈片層狀包析轉變不同結構的兩相，經過包析轉變成另一相，如Al-Ag合金中γ+α→β，轉變一般不能進行到底，組織中有α相殘余2/3/202318DalianJiaotongUniversity馬氏體轉變相變時，新舊兩相成分不發生變化，原子只作有規則的切變而不進行擴散，新舊相之間保持嚴格的位向關系，并呈共格，有浮凸效應塊狀轉變金屬或合金發生晶體結構改變時，新舊相的成分不變，相變具有形核和長大特點，只進行少量擴散，其生長速度很快，借非共格界面的遷移而生成不規則的塊狀結晶產物，如純鐵、低碳鋼、Cu-Al合金、Cu-Ga合金等有這種轉變貝氏體轉變兼具有馬氏體轉變及擴散型轉變的特點，產物成分改變，鋼中貝氏體轉變通常認為借鐵原子的共格切變和碳原子的擴散進行調幅分解為非形核分解過程，固溶體分解成晶體結構相同但成分不同（在一定范圍內連續變化）的兩相有序化轉變合金元素原子從無規則排列到有規則排列，但結構不發生變化9.2固態相變的基本類型續表2/3/202319DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型按相變過程中形核與長大的特點（有無擴散）可將其分為以下三類。1．擴散型相變在這類相變過程中，新相的形核和長大主要依靠原子進行長距離的擴散，或者說，相變是依靠相界面的擴散移動而進行的。因而擴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轉變、固溶體中的多形性轉變、脫溶轉變、共析轉變、包析轉變、調幅分解和有序化轉變等都屬于這一類。相界面是非共格的。2/3/202320DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型2．非擴散型相變在這類相變過程中，新相的成長不是通過擴散，而是通過類似塑性變形過程中的滑移和孿生那樣，產生切變和轉動而進行的，因此，也稱非擴散型相變為切變型相變。在相變過程中，舊相中的原子有規則地協調一致地循序轉移到新相中。相界面是共格的，轉變前后各原子間的相鄰關系不發生變化，化學成分也不發生變化。鋼中的馬氏體是最早被發現的這類轉變的產物，所以這類轉變以后便通稱為馬氏體轉變。在低溫進行的純金屬(如鋯、鈦、鋰、鈷)同素異構轉變也屬于此類轉變。2/3/202321DalianJiaotongUniversity9.2固態相變的基本類型

3．半擴散型相變這類相變是介于擴散型相變和非擴散型相變之間的一種過渡型相變。鋼中的貝氏體轉變就屬于這種類型的轉變，鐵素體晶格改組是按照切變機構進行的，同時在相變過程中還伴隨有碳原子的擴散。塊狀轉變也屬于這一類轉變。2/3/202322DalianJiaotongUniversity9.3固態相變時形核與長大9.3固態相變時的形核與長大絕大多數固態相變（調幅分解除外）都是通過形核與長大過程完成的。形核過程往往是在母相基體的某些微小區域內形成新相所必須的成分與結構，這稱為核胚；若這種核胚的進一步生長能使系統的自由能降低，即成為新相的晶核。若晶核在母相基體中無擇優地任意均勻分布，稱為均勻形核，而若晶核在母相基體中某些區域擇優地不均勻分布，則稱為非均勻形核。由于母相中具有各種點、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造了條件。因此，固態相變中均勻形核的可能性很小。我們討論均勻形核是因為均勻形核比較簡單，而由此所導出的結果，卻完全可以作為進一步討論非均勻形核的基礎。2/3/202323DalianJiaotongUniversity前面已經給出了固態相變按均勻形核時的系統自由能的變化以及由此導出的臨界晶核半徑、臨界晶核形成功的數學表達式。與液態金屬結晶相比，固態相變時的阻力增加了一項應變能。正是由于應變能的存在，不僅使相變時的臨界晶核半徑rc增大、臨界晶核形成功△Gc增大，也使固態相變的均勻形核率N大大地減小了。仿結晶時形核率的公式，可以給出固態相變的均勻形核率的表達式式中各符號的意義與前面相同。由于固態下Q值較大，且固態相變時△Gc值也較高，故與結晶過程相比，固態相變的均勻形核率要小得多。9.3固態相變時形核與長大一、均勻形核一、均勻形核2/3/202324DalianJiaotongUniversity9.3固態相變時形核與長大

固態相變主要依靠非均勻形核。首先是由于固態金屬作為母相具有各種點、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，給非均勻形核創造了條件。顯然，能量越高的缺陷越易于促進形核。其次，如上所述，均勻形核所需的形核功較大，要均勻形核，勢必過冷度要相當大，而過冷度太大時，擴散又變得很困難了，這就不利于均勻形核。非均勻形核時，晶核在母相的晶體缺陷處形成，此時系統自由能的總變化為該式與公式與均勻形核相比，多了一項-△Gd，它表示非均勻形核時由于晶體缺陷消失或被破壞而釋放出的能量。因此，V△GV-△Gd是相變驅動力（注意△GV為負值），這將導致臨界形核功的降低，從而大大促進了形核過程。二、非均勻形核二、非均勻形核2/3/202325DalianJiaotongUniversity下面分別說明晶體缺陷對形核的作用：9.3固態相變時形核與長大二、非均勻形核1．空位對形核的促進作用空位可通過加速擴散過程或釋放自身能量提供形核驅動力而促進形核。此外，空位群也可凝聚成位錯而促進形核。空位對形核的促進作用已為很多實驗所證實。例如，在過飽和固溶體脫溶分解的情況下，當固溶體從高溫快速冷卻下來，與溶質原子被過飽和地保留在固溶體內的同時，大量的過飽和空位也被保留下來。它們一方面促進溶質原子擴散，同時又作為沉淀相的形核位置而促進非均勻形核，使沉淀相彌散分布于整個基體中。2/3/202326DalianJiaotongUniversity2．位錯對形核的促進作用位錯可通過多種形式促進形核：①新相在位錯線上形核，可借助于形核位置處位錯線消失時所釋放出來的能量作相變驅動力，以降低形核功；②新相形核時位錯不消失，而是依附在新相界面上，成為半共格界面中的位錯部分，補償了錯配，因而降低了界面能，故使形核功降低；③溶質原子在位錯線上偏聚（形成柯氏氣團），使溶質含量增高，便于滿足新相形成時所需的成分條件，使新相晶核易于形成；④位錯線可作為擴散的短路通道，降低擴散激活能，從而加速形核過程；⑤位錯可分解形成由兩個分位錯與其間的層錯組成的擴展位錯，使其層錯部分作為新相的核胚而有利于形核。9.3固態相變時形核與長大二、非均勻形核2/3/202327DalianJiaotongUniversity有人估計，當相變驅動力很小，而新、舊相之間的界面能約為2×10-5J／cm2時，均勻形核的形核率僅為10-70／(cm3·s)；如果位錯密度為108／cm2，則由位錯促成的形核率可高達約108／(cm3·s)。可見，當晶體中存在較高的位錯密度時，以均勻形核進行的固態相變是十分罕見的。9.3固態相變時形核與長大二、非均勻形核3．晶界形核

大角晶界具有高的界面能，在晶界形核時可使界面能釋放出來作為相變驅動力，以降低形核功。因此，固態相變時晶界往往是形核的重要基地。晶界形核時，新相與母相的某一個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。這時共格的一側往往呈平直界面，新相與母相間具有一定的取向關系。但大角晶界兩側的晶粒通常無對稱關系，故晶核一般不可能同時與兩側晶粒都保持共格關系，而是一側為共格，另一側為非共格。為了降低界面能，非共格一側往往呈球冠形，如圖。圖晶界形核時晶核的形狀2/3/202328DalianJiaotongUniversity9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大三、晶核長大1．長大機制新相形核之后，便開始晶核的長大過程。新相晶核的長大，實質上是新舊相界面向舊相方向遷移的過程。依固態相變類型和晶核界面結構的不同，晶核長大機制也不同。有些固態相變，如共析轉變、脫溶轉變、貝氏體轉變等，由于其新相和舊相的成分不同，新相晶核的長大必須要依賴于溶質原子在舊相中作長程擴散，使相界面附近的成分符合新相的要求，此時新相晶核才能長大；有些固態相變，如同素異構轉變、塊狀轉變、馬氏體轉變等，新舊相成分相同，界面附近的原子只需作短程擴散，甚至完全不需要擴散就可使新相晶核長大。新相晶核的長大機制還與晶核的界面結構有關，具有共格、半共格或非共格界面的晶核，長大機制也各不相同。2/3/202329DalianJiaotongUniversity在實際合金中，新相晶核的界面結構出現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量的夾雜微粒，故通常所見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制。新舊相具有半共格界面時，人們提出了新相的切變式長大和臺階式長大兩種機制。馬氏體轉變時，其晶核的長大是以切變的方式來完成的。它通過半共格界面上靠母相一側的原子以切變的方式有規則地沿某一方向作小于一個原子間距的遷移而實現長大。切變遷移后結構發生改變，但各原子間原有的相鄰關系仍保持不變，如圖所示。這種長大過程也叫做協同型長大。由于相變中原子的遷移都小于一個原子間距，故又稱為非擴散型相變。(1)半共格界面的遷移9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大圖切變長大模型2/3/202330DalianJiaotongUniversity實驗證明，魏氏組織中的鐵素體是通過半共格界面上界面位錯的運動，使界面作法向遷移而實現長大的。顯然，半共格界面上存在著的位錯列隨著界面移動，使界面遷移到新的位置時無需增添新的位錯，這從能量上講，將有利于長大過程。界面的可能結構如圖所示。圖(a)為平界面，即界面位錯處于同一平面上，其刃型位錯的柏氏矢量b平行于界面。在這種情況下，若界面沿法線方向遷移，這些界面位錯勢必要通過攀移才能隨界面移動，這在無外力作用或無足夠高的溫度下是難以實現的。但若呈圖(b)所示的階梯界面時，其界面位錯分布于各個階梯狀界面上，這就相當于刃型位錯的柏氏矢量b不在界面方向上，而是與界面呈一角度。這樣，位錯的滑移運動就可使臺階發生側向遷移，從而造成界面沿其法向推進，如圖所示。這種晶核長大方式稱為臺階式長大。9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大(a)(b)圖半共格界面的可能結構(a)平界面(b)階梯界面圖晶核按臺階式長大的示意圖2/3/202331DalianJiaotongUniversity(2)非共格界面的遷移9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大在許多情況下，晶核與母相間呈非共格界面，這種界面處原子排列紊亂，形成一無規則排列的過渡薄層，其界面結構如圖(a)所示。在這種界面上，原子移動的步調不是協同的，亦即原子的移動無一定的先后順序，相對位移距離不等，其相鄰關系也可能變化。隨母相原子不斷地以非協同方式向新相中轉移，界面便沿其法向推進，從而使新相逐漸長大。也有的研究指出，非共格界面可能呈臺階狀結構，如圖(b)所示。這種臺階平面是原子排列最密的晶面，臺階高度約為一個原子高度，通過原子從母相臺階端部向新相臺階上轉移，便使新相臺階發生側向移動，從而引起界面推進，使新相長大。由于這種非共格界面的遷移是通過界面擴散進行的，而不論相變時新相與母相的成分是否相同，因此這種相變又稱為擴散型相變。圖非共格界面的可能結構(a)原子不規則排列的過渡薄層(b)臺階式非共格界面2/3/202332DalianJiaotongUniversity對于半擴散型相變，如鋼中貝氏體轉變，既具有擴散型相變特征，又具有非擴散型相變特征。也可以說，既符合半共格界面的遷移機制，又具有溶質原子的擴散行為。9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大2．新相長大速度

新相長大速度決定于界面遷移速度。對于無擴散型相變如馬氏體轉變，由于界面遷移是通過點陣切變完成的，不需要原子擴散，故其長大激活能為零，因此具有很高的長大速度。對于擴散型相變來說，由于界面遷移需借助于原子的短程擴散或長程擴散，故新相的長大速度相對較低，這其中又可分為兩種情況，一是新相長大時無成分的變化，如同素異構轉變等，二是新相長大時有成分變化。下面分別討論這兩種情況。2/3/202333DalianJiaotongUniversity9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大（1）無成分變化的新相長大令母相為β，新相為α，兩者成分相同。新相的長大可看成是α－β

相界面向母相中的遷移，其實質是相界面近旁兩相原子通過短程擴散相互越過相界面而跳躍到另一相，只不過兩相原子跳躍的頻率不等罷了。顯然，新相的長大速度受控于界面擴散。如圖示出了原子在兩相中的自由能和越過相界的激活能△g，△g為β

相的一個原子越過相界面跳到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為exp(–△g/kT)，若原子振動的頻率為ν0，則β

相的原子能夠越過相界跳到α

相上的頻率ν

β→α為

ν

β→α

=ν0exp(–△g/kT)(9-8)公式(9-8)表明，在單位時間里有ν

β→α個原子從β

相跳到α

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

相中的原子也可能越過界面跳到β

相上去，其頻率可用下式來表達

ν

α→β

=ν0exp{–(△g+△gαβ)/kT}(9-9)式中△g+△gαβ為α

相的一個原子越過相界面跳到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

。若生長一層原子界面前進δ，則單位時間內界面前進的速度為u=δν

=δν0

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

若相變時過冷度很小，則△gαβ

→0。根據近似計算，當|x|很小時，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，當過冷度很小時，新相長大速度與新舊相間自由能差（即相變驅動力）成正比。但實際上兩相間自由能差是過冷度或溫度的函數，故新相長大速度隨溫度降低而增大。

當過冷度很大時，△gαβ

>>kT，使exp(–△gαβ/kT)→0，則式(9-10)可簡化為

u=δν0exp(–△g/kT)(9-13)由式(9-13)可知，當過冷度很大時，新相長大速度隨溫度降低呈指數函數減小。9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大2/3/202336DalianJiaotongUniversity綜上所述，在整個相變溫度范圍內，新相長大速度隨溫度降低呈現先增后減的規律，如圖所示。9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大2/3/202337DalianJiaotongUniversity9.3固態相變時形核與長大三、晶核長大當新相與母相的成分不同時，新相的成分可能有兩種情況，一是新相中溶質原子的濃度Cα低于母相β的濃度C∞；二是新相中溶質原子的濃度Cα高于母相β的濃度C∞。無論哪種情況，新相形成時，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，由于母相內產生了濃度差，必然引起母相內的擴散，結果使濃度差降低，也就是使C∞與Cβ的差值減小。可是，這又破壞了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，必須使新相長大（對于圖9-9(a)的情況來說，新相含溶質的濃度較低，它的長大使界面處β

相的成分升高；而對于圖9-9(b)的情況來說，新相的長大使界面處β

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

中的濃度梯度為(Cβ/x)x。通過解擴散方程可求得新相的長大速度近似為

u=dx/dt=[D/|Cβ—Cα|](Cβ/x)x

(9-14)式(9-14)表明，新相的長大速度與擴散系數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固態相變時形核與長大三、晶核長大3．固態相變的速度與過冷度的關系前已表明，固態相變的形核率和晶核長大速度都是轉變溫度的函數，而固態相變的速度又是形核率和晶核長大速度的函數，因此，固態相變的速度必然與過冷度（或轉變溫度）密切相關。在實際工作中，人們通常是測出不同溫度下從轉變開始到結束，以及達到不同轉變量所需的時間，作成“溫度－時間－轉變量”曲線，稱之為等溫轉變曲線，簡寫為TTT曲線，如圖所示。這是擴散型相變的典型的等溫轉變曲線，轉變的開始階段決定于形核，它需要一段孕育期，在轉變溫度高時，形核孕育期很長，轉變延續的時間也長；隨溫度下降，孕育期縮短，轉變加速，至某一溫度，孕育期最短，轉變速度最快；溫度再降低，孕育期又逐漸加長，轉變過程持續的時間也加長；當溫度很低時，轉變基本上被抑制而不能發生。圖擴散型相變的等溫轉變曲線2/3/202340DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變9.4鋼的固態轉變9.4.1鋼在加熱時的轉變9.4.2過冷奧氏體等溫轉變曲線和連續冷卻曲線9.4.3珠光體轉變9.4.4馬氏體轉變9.4.5貝氏體轉變9.4.6鋼在回火時的轉變2/3/202341DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變9.4鋼的固態轉變鋼在性能方面的多變性（擴散型、非擴散型、半擴散型）鋼在應用方面的廣泛性研究固態轉變的意義固態轉變與固態相變理解本節標題：“固態轉變”（而不用固態相變）更能表達本節的確切含義。2/3/202342DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變一、鋼在加熱時的轉變鋼在冷卻時發生的固態轉變奧氏體→珠光體轉變奧氏體→貝氏體轉變奧氏體→馬氏體轉變成分、組織→轉變過程、轉變產物的組織和性能研究加熱時奧氏體的形成過程具有重要的意義臨界點滯后現象（與加熱和冷卻速度有關）實際轉變溫度：Ac1、Ac3、Accm（加熱）Ar1、Ar3、Arcm

（冷卻）圖加熱和冷卻速度對臨界點溫度的影響2/3/202343DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變1.奧氏體的形成過程鋼在加熱時奧氏體的形成過程又稱為奧氏體化。如共析鋼的奧氏體形成過程：當加熱至Acl以上時

α

+Fe3C→γ0.0218w％C6.69w％C0.77w％C

體心立方復雜正交面心立方（伴隨鐵、碳原子的擴散）奧氏體的形成也包括形核和長大兩個基本過程。它可分為四個基本階段，奧氏體形核、奧氏體晶核長大、殘余滲碳體溶解、奧氏體均勻化。圖共析鋼中奧氏體形成過程2/3/202344DalianJiaotongUniversity將鋼加熱到Ac1以上，珠光體處于不穩定狀態，由于在鐵素體和滲碳體界面上的碳濃度不均勻，原子排列也不規則，處于能量較高狀態，這就從濃度、結構和能量上為奧氏體晶核的形成提供了有利條件，因此，奧氏體的晶核優先在界面上形成。（1）奧氏體形核9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變（2）奧氏體晶核長大奧氏體晶核形成以后即開始長大。長大的實質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、碳原子的擴散，使鐵素體不斷向奧氏體轉變和滲碳體不斷溶入到奧氏體中去而進行的。實驗表明，鐵素體向奧氏體轉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，隨著時間的延長，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鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變滲碳體全部溶解完畢時，奧氏體的成分是不均勻的，原來是滲碳體的區域含碳量較高，而原來是鐵素體的區域含碳量較低。只有延長保溫時間，通過碳原子的擴散才能獲得均勻化的奧氏體。（4）奧氏體均勻化亞、過共析鋼：加熱至Ac1以上并保溫足夠長的時間，只能使原始組織中的珠光體完成奧氏體化，仍會保留先共析鐵素體或先共析滲碳體，這種奧氏體化過程被稱為是“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鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變奧氏體形成以后繼續加熱或保溫，將發生奧氏體晶粒的長大。由于晶粒長大減少晶界可使界面能減小，因此奧氏體晶粒長大在熱力學上是一種自發趨勢。加熱時形成的奧氏體晶粒大小，對冷卻后產物的組織和性能有著重要的影響。奧氏體晶粒細小，則轉變產物也細小，其強度和韌性相應都較高，故需要了解奧氏體晶粒的長大規律。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量的晶粒平均直徑來表示，也可用單位體積或單位面積內所包含的晶粒個數來表示。廣泛采用的是與標準金相圖片（標準評級圖）相比較的方法來評定晶粒大小的級別。2/3/202347DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變通常將晶粒大小分為8級，1級最粗，8級最細。晶粒大小的級別(N)與放大100倍時每645mm2（1英寸2）面積內的晶粒數(n)有如下關系：n=2N–1。通常1－4級為粗晶粒，5－8級為細晶粒，超過這8個級別范圍的晶粒稱為超粗或超細晶粒。圖鋼中晶粒度標準圖譜2/3/202348DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變（2）奧氏體晶粒度的概念奧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、實際晶粒度、本質晶粒度在奧氏體化過程中，奧氏體的轉變剛剛完成時，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際晶粒度。鋼的成分和冶煉條件的不同，加熱時其晶粒長大傾向也不同，用以表明奧氏體晶粒長大傾向的晶粒度稱為本質晶粒度。本質晶粒度：鋼加熱到930±10℃，保溫3—8小時后測定奧氏體晶粒大小，如晶粒大小級別在1～4級，稱為本質粗晶粒鋼，如晶粒大小在5～8級，則稱為本質細晶粒鋼。本質晶粒度只表明930℃以下奧氏體晶粒長大的傾向。圖兩種奧氏體晶粒的長大傾向示意圖奧氏體的本質晶粒度：奧氏體晶粒在加熱時長大的傾向性稱為本質晶粒度。2/3/202349DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變鋼在奧氏體化時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加熱溫度和保溫時間加熱溫度越高，晶粒長大速率越快，最終晶粒尺寸越大。在給定溫度下，隨保溫時間延長，晶粒不斷長大。但隨時間延長，晶粒長大速度越來越慢，且最終趨于一個穩定的尺寸。總之，加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒越粗大，因為這與原子擴散密切相關。為獲得一定尺寸的奧氏體晶粒，可同時控制加熱溫度和保溫時間，相比之下，加熱溫度作用更大。因此，必須要嚴格控制。2/3/202350DalianJiaotongUniversity

②加熱速度加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體實際形成溫度越高，因而形核率和長大速率越大，但由于形核率較長大率隨溫度增加得更快，使二者的比值會更大，所以可獲細小的起始晶粒。由于溫度較高且晶粒細小，反而使晶粒易于長大，故保溫時間不能太長。生產中常采用快速加熱短時保溫的方法來細化奧氏體晶粒，甚至可獲超細晶粒。③鋼的化學成分在一定含碳量范圍內隨奧氏體中含碳量的增加，促進碳在奧氏體中的擴散速率及鐵原子自擴散速率的提高，故晶粒長大傾向增大。含碳量超過一定量后（超過共析成分），由于奧氏體化時尚有一定數量的未溶碳化物存在，且分布在奧氏體晶界上，起到了阻礙晶粒長大的作用，反而使奧氏體晶粒長大傾向減小。9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變2/3/202351DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變一、鋼在加熱時的轉變鋼中的合金元素對奧氏體晶粒大小的影響可歸納為以下幾類：強烈阻礙晶粒長大的元素有Ti、Zr、V、Nb、Al等，當其形成彌散穩定的碳化物和氮化物時，由于分布在晶界上，因而阻礙晶界的遷移，阻止奧氏體晶粒長大。一般阻礙晶粒長大的元素有W、Mo、Cr等，其阻礙作用隨含量的增多而增強。阻礙作用不顯著的元素包括Si、Ni、Cu等。促進晶粒長大的元素有Mn、P、N、C及過量的Al等，這些元素溶入奧氏體中可削弱γ-Fe的原子結合力，加速鐵的自擴散。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，那些阻礙晶粒長大的元素的阻礙作用將會消失，晶粒便迅速長大。2/3/202352DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線④鋼的原始組織一般說來，原始組織越細，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒越細小，晶粒長大傾向越大。例如，片狀珠光體比球狀珠光體加熱時晶粒易粗化。因為片狀珠光體中相界面多，加熱時形核率高，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入晶粒長大階段。二、過冷奧氏體等溫轉變曲線和連續冷卻轉變曲線鋼奧氏體化以后冷卻至室溫時的力學性能，不僅與加熱時奧氏體的狀態有關，而且在很大程度上取決于冷卻時轉變產物的類型和組織狀態。冷卻方式和冷卻速度對轉變產物的類型和組織狀態有很大的影響，所以，冷卻過程決定著鋼固態轉變后的組織與性能。在生產中，通過加熱、保溫和冷卻，使鋼發生固態轉變，借此改變其內部組織結構，從而達到改善力學性能的目的的操作被稱為熱處理。2/3/202353DalianJiaotongUniversity熱處理時常用的冷卻方式有兩種：一是連續冷卻；二是等溫冷卻。由于冷卻過程大多不是極其緩慢的，得到的組織是不平衡組織，因此，Fe-Fe3C平衡相圖的轉變規律已不適用。用過冷奧氏體等溫轉變曲線和連續冷卻轉變曲線來分析奧氏體在不同冷卻條件下的組織轉變規律，并用以指導生產實踐。9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線1．共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線（C曲線）奧氏體在臨界點以上為穩定相，不會發生轉變，冷卻至臨界點以下處于不穩定狀態，將會發生分解，把這種在臨界點以下暫時存在的奧氏體稱為過冷奧氏體。反映過冷奧氏體等溫轉變動力學的實驗曲線，稱為過冷奧氏體等溫轉變曲線。因其形狀像英文字母“C”，故稱C曲線，又稱TTT(時間、溫度、轉變三詞的英文縮寫)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鋼的固態轉變二、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顯示出過冷奧氏體的恒溫轉變過程。共析鋼C曲線共由五條線構成：A1線是奧氏體向珠光體轉變的臨界溫度；左右兩條“C”形曲線分別為過冷奧氏體轉變開始線和終了線；Ms和Mf線分別表示過冷奧氏體向馬氏體轉變的開始線和結束線。圖共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線圖共析鋼等溫轉變曲線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區域：A1線以上為奧氏體穩定存在的區域；A1～550℃之間為珠光體轉變區，轉變產物是珠光體；550℃～Ms之間為貝氏體轉變區，產物是貝氏體；Ms～Mf之間為馬氏體轉變區，產物是馬氏體。A1線至Ms之間自左至右又可分為三個區域：過冷奧氏體轉變開始線以左的區域為尚未轉變的過冷奧氏體區；過冷奧氏體轉變結束線以右的區域為轉變產物區；兩線所夾的區域為過冷奧氏體和轉變產物的共存區。由圖還可以看出，過冷奧氏體在各個溫度下等溫并非一開始就轉變，而是歷經一定時間后才開始轉變，這段時間稱為孕育期（即轉變開始線至縱坐標的水平距離）。孕育期的長短反映了過冷奧氏體穩定性的大小。共析鋼約在550℃左右孕育期最短，表示過冷奧氏體最不穩定，轉變速度最快，稱為C曲線的“鼻子”。9.4鋼的固態轉變2/3/202357DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線A1線至鼻溫之間，隨過冷度的增大，孕育期逐漸變短，過冷奧氏體穩定性降低；鼻溫至Ms之間，隨過冷度增大，孕育期增大，過冷奧氏體穩定性提高。過冷奧氏體穩定性出現這種特征是由相變驅動力（奧氏體與珠光體自由能差）和原子擴散兩個因素綜合作用的結果。2．影響過冷奧氏體等溫轉變的因素C曲線反映了過冷奧氏體的穩定性，也反映了過冷奧氏體的轉變速度。因此，凡是影響C曲線位置和形狀的一切因素都影響過冷奧氏體等溫轉變。（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，改變奧氏體的化學成分，可以達到控制過冷奧氏體等溫轉變速度的作用。圖含碳量對碳鋼C曲線的影響(a)亞共析鋼(b)共析鋼(c)過共析鋼

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

①含碳量的影響對亞、過共析鋼而言，在珠光體轉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，過共析鋼在Ac1～Accm之間），過共析鋼的C曲線隨著含碳量的增加向左移，這是因為奧氏體化時存在的未溶滲碳體成了奧氏體分解的外來核心，使奧氏體穩定性下降。故在碳鋼中以共析鋼過冷奧氏體最穩定。從圖中可以看出，含碳量還影響Ms點，規律是：含碳量越高，Ms點越低。②合金元素的影響概括地講，除Co和Al(>2.5w％)外，所有合金元素都會增大過冷奧氏體的穩定性，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C曲線的位置和形狀產生雙重改變。既使C曲線右移，又使其形狀分成上下兩部分，產生“雙鼻子”，分別表示珠光體轉變和貝氏體轉變。圖合金元素對過冷奧氏體等溫轉變曲線的位置和形狀的影響2/3/202359DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線（2）奧氏體狀態的影響奧氏體晶粒越細小，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散，使C曲線左移。（3）應力和塑性變形的影響在奧氏體狀態下施以拉應力會加速其轉變，使C曲線左移。施以等向壓應力會阻礙其轉變，使C曲線右移。這是因為在所有的組織中奧氏體比體積最小，發生轉變時總是伴隨比體積的增大，承受拉應力有利于轉變，而承受壓應力不利于轉變。對奧氏體進行塑性變形也有加速奧氏體轉變的作用。因為這可使奧氏體點陣畸變加劇并使位錯密度升高，有利于碳和鐵原子的擴散和晶格改組。同時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，因而促進奧氏體的轉變，使C曲線左移。2/3/202360DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線實際生產中，普遍采用的冷卻方式是連續冷卻，因此，研究過冷奧氏體在連續冷卻過程中的組織轉變規律，具有很大的實際意義。3．過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線連續冷卻轉變曲線，根據其英文名稱字頭又稱CCT曲線。與TIT曲線一樣，它也是通過實驗測定出來的。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變的開始線和終了線，K線是珠光體轉變的中止線，冷卻曲線碰到K線，奧氏體就不再發生珠光體轉變，而一直保持到Ms點以下發生馬氏體轉變。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，冷卻曲線與珠光體轉變開始線相交，便發生奧氏體向珠光體的轉變，與終了線相交，說明轉變結束，形成全部珠光體組織。當冷速增大到v2時，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，但此時轉變的開始和終了的溫度有所降低，轉變所需時間縮短。圖共析鋼連續冷卻轉變曲線Fig.CCTdiagramofEutectoidsteel2/3/202361DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線若冷速增大到大于v'c如為v3時，冷卻速度線只與珠光體轉變開始線相交，不再與終了線相交，而是與轉變中止線相交，此時過冷奧氏體只有一部分轉變為珠光體，說明過冷奧氏體未轉變完，繼續冷卻到Ms點以下轉變為馬氏體，所以最終組織為珠光體和馬氏體。此后，冷卻速度越大，珠光體轉變量越少，馬氏體數量增多。當冷速增大至vc時，冷卻曲線不再與珠光體轉變開始線相交，即過冷奧氏體不發生珠光體轉變，而全部被過冷到Ms點以下發生馬氏體轉變，冷卻至Mf點轉變終止，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為奧氏體在連續冷卻過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鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線綜上，實際冷速小于v'c時只發生珠光體轉變，大于vc時只發生馬氏體轉變，介于二者之間時先發生珠光體轉變，后發生馬氏體轉變。共析碳鋼連續冷卻時沒有貝氏體形成（無貝氏體轉變區）。圖為亞、過共析鋼的CCT曲線圖。與共析鋼不同，亞共析鋼CCT曲線出現了先共析鐵素體析出區和貝氏體轉變區。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；過共析鋼的CCT曲線與共析鋼的CCT曲線較為相似，也沒有貝氏體轉變區，但有一條先共析滲碳體析出線，同時，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。圖中冷卻曲線與轉變終了（開始）線的交點旁的數字表示轉變量占全部組織的百分數，冷卻曲線下端的數字表示以該速度冷卻后的硬度值(HV)。圖亞共析鋼的CCT曲線圖過共析鋼的CCT曲線2/3/202363DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變二、TTT曲線和CCT曲線共析鋼連續冷卻曲線中同時示出了共析鋼的TTT曲線（虛線），可見，CCT曲線中珠光體轉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。這說明連續冷卻轉變和等溫轉變相比，轉變溫度要低，孕育期要長。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大致等于實際測定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鋼的固態轉變三、珠光體轉變共析成分的奧氏體在A1～550℃溫度范圍內等溫停留時，將發生珠光體轉變，形成鐵素體和滲碳體兩相組成的機械混合物－珠光體。因轉變的溫度較高，也稱高溫轉變。由于發生珠光體轉變時，形成的兩個新相之間以及它們和母相之間的化學成分差異很大，晶體結構截然不同，因此，在轉變的過程中必然發生碳的重新分布和鐵晶格的改組；還由于相變發生在較高的溫度區間，鐵、碳原子均能擴散，所以珠光體轉變是典型的擴散型相變。三、珠光體轉變1．珠光體的組織形態與性能珠光體的組織有兩種形態，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，金相形態是鐵素體和滲碳體交替排列成層片狀，如圖所示；當奧氏體化溫度較低，成分不太均勻，尤其是組織中有未溶滲碳體存在時，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鋼的固態轉變三、珠光體轉變片狀珠光體中，片層方向大致相同的區域稱為珠光體團或珠光體領域，亦稱珠光體晶粒，一個奧氏體晶粒可形成幾個片層方向不同的珠光體領域。珠光體領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（即過冷度越大），片間距越小，珠光體越細。在大量的實驗數據基礎上，提出了片層間距(s0)與過冷度(△T)之間成如下關系按片間距的大小，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，稱為珠光體(Pearlite)，以符號“P”表示；650－600℃之間形成的片層較細的珠光體，高倍光鏡下可分辨其片層形態，稱為索氏體(Sorbite)，以符號“S”表示；圖珠光體領域示意圖圖珠光體片間距示意圖2/3/202366DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉變600－550℃之間形成的片層極細的珠光體，其片層形態只有在電鏡下才能分辨清楚，稱為屈氏體(Troostite)，以符號“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，其區別僅在于片層粗細不同。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，其碳的質量分數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變溫度有關，轉變溫度越低，顆粒越細小。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，對位錯運動的阻力越大，即塑性變形的抗力越大，因而強度和硬度都增高；同時，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鋼的固態轉變三、珠光體轉變盡管原始奧氏體的晶粒尺寸對珠光體的片層間距影響較小，但它對珠光體領域的大小產生影響，原始奧氏體晶粒越細小，珠光體領域的尺寸越小。因此，細化奧氏體晶粒可起到提高珠光體強度，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。滲碳體顆粒越細，與鐵素體的相界面越多，則鋼的強度硬度越高。當含碳量相同時，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，故強度硬度較低，而塑性韌性較高。當抗拉強度相同時，粒狀珠光體比片狀珠光體的疲勞強度更高。在相同硬度下，粒狀珠光體比片狀珠光體的綜合力學性能優越得多。這是因為粒狀滲碳體不易產生應力集中和裂紋。2/3/202368DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉變片狀珠光體的形成也是通過形核和長大兩個基本過程進行的，符合一般相變規律。但由于珠光體轉變是由一個相轉變成兩個不同的相，究竟哪一相領先形核呢?關于這個領先相問題一直存有爭議，現今已基本清楚，鐵素體和滲碳體均可成為領先相。2．珠光體的形成發生珠光體轉變時，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。因為晶界上缺陷多，能量高，原子易于擴散，有利于產生成分、能量和結構起伏，易于滿足形核的條件。當母相中碳濃度很不均勻時，也可在晶粒內部形核。早期片狀珠光體的形成機制認為，珠光體轉變是鐵素體和滲碳體交替形核和長大的過程，如圖。2/3/202369DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉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），隨后它不僅向前長大，也向兩側方向長大。滲碳體長大時，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形核創造條件。在滲碳體兩側形成鐵素體晶核以后，也隨滲碳體一起向前發展，同時也往橫向發展，這必然要向側面的奧氏體中排出多余的碳而增高其含碳量，從而促進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部平行長大，就會得到一組片層大致平行的珠光體領域。在第一個珠光體領域形成的過程中，其它可能形核的部位也在重復這一過程，并形成新的另一取向的珠光體領域。當各個珠光體領域相互接觸，奧氏體全部轉變為珠光體時，轉變即告結束，最終全部得到片狀珠光體組織。圖珠光體形成過程示意圖?Growthofpearlitefromaustenite:?Reactionrateincreaseswith

DT.AdaptedfromFig.10.3,Callister6e.2/3/202370DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉變近年來，人們經過細致觀察和實驗，提出了滲碳體分枝長大機制。這種機制認為，珠光體片層結構的形成，是滲碳體以分枝形式長大的結果，這種分枝長大的形式及滲碳體的實際形態如圖所示。由于滲碳體分枝向前生長，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調地形成。這樣，原來表面看來各自交隔的片狀鐵素體和滲碳體，實際上在內部一些部位卻是以“搭橋”的形式各自相互連接起來的。也就是說，一個領域內的鐵素體或滲碳體實際上是連貫著的同一個晶粒，所以，一個珠光體領域就是由一個鐵素體晶粒和一個滲碳體晶粒相互穿插起來而組成的。一般在金相顯微組織中難以見到滲碳體連續分枝長大的形貌，因為滲碳體片的分枝處難被恰巧剖到。圖珠光體中滲碳體分枝長大(a)滲碳體分枝的金相照片(b)分枝長大示意圖

圖珠光體分枝長大示意圖2/3/202371DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉變過冷奧氏體直接分解為粒狀珠光體也是一個形核與長大過程。這時，是以未溶解的滲碳體質點作為相變的核心，它按粒狀的形式而長大。滲碳體在長大的同時，會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，奧氏體化過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冷奧氏體的轉變溫度，轉變溫度越低，顆粒越細小。此外，粒狀珠光體也可以通過馬氏體組織經回火處理得到，這將在后面敘述。2/3/202372DalianJiaotongUniversity9.4鋼的固態轉變三、珠光體轉變3．非共析鋼先共析相的析出根據Fe-Fe3C相圖，平衡狀態下，亞共析鋼先共析鐵素體和過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兩相區內進行。當非共析鋼快冷至Ar1溫度以下時，先共析相的析出情況如何呢?研究認為，相圖上各條相區交界線的延長線仍具有物理意義，即CS線的延長線SG'和ES線的延長線SE'仍可看