2.3.4 珠光体转变动力学
珠光体转变与其他转变一样，也是通过形核和长大进行的，转变动力学也取决于晶核的形核率N及晶体的线长大速度v。
2.3.4.1 珠光体的形核率及长大速度
（1）珠光体的形核率、长大速度与温度的关系。珠光体转变的形核率N及线长大速度v与转变温度之间的关系均具有极大值。wC为0.78%、wMn为0.63%、奥氏体晶粒度为5.25级的共析钢的珠光体转变的形核率N及线长大速度v与转变温度之间的关系曲线如图2-68所示。由图可见，N及v均随过冷度的增加先增后减，在550℃附近有一极大值。这是因为随着过冷度的增加（转变温度降低），将同时存在使N及v增长和减小的两个方面的因素。一方面，随着过冷度的增加，转变温度的降低，奥氏体与珠光体间的自由能差将增加，使转变驱动力增加，从而将使N及v都增加；此外，随着过冷度的增加，转变温度的降低，将使
增加、
下降（图2-55）、珠光体片间距减小，使得奥氏体中的碳浓度梯度增大，碳原子的扩散速度加快，扩散距离减小，导致v增加。另一方面，随过冷度增加、转变温度降低，原子活动能力减弱，原子扩散速度变慢，使N及v减小。当转变温度高于550℃时，前一因素起主导作用，使得N及v均随转变温度的下降、过冷度的增大而增大；当转变温度低于550℃时，后一因素起主导作用，导致N及v均随过冷度的增大而减小。以上两方面的因素的综合作用，使得珠光体转变的形核率曲线和线长大速度曲线呈图2-68的规律。
图2-68 共析钢在680℃的珠光体转变形核率与等温时间的关系
还应指出，由于共析钢在550℃以下存在贝氏体转变，而用现有的试验方法难以单独测出珠光体转变的N及v，故图2-68中550℃以下的曲线都画为虚线。
（2）珠光体转变的形核率N、线长大速度v与时间的关系。当转变温度一定时，形核率N与等温时间的关系曲线呈S形，如图2-69所示。开始时，随着转变时间的延长，形核率逐渐增大。但是由于珠光体转变一般都在晶界形核，其中界隅形核优于界棱，界棱又优于界面，故随时间推移，适于珠光体形核的位置越来越少，最后很快达到饱和，称为位置饱和（site saturation），使形核率N急剧下降。
图2-69 共析钢珠光体转变的形核率N及线长大速度v与过冷度的关系
线长大速度v与等温时间无关。温度一定时，线长大速度v为定值。珠光体的长大速度，受碳原子在奥氏体中的扩散所控制。过去认为，珠光体的长大速度受碳原子在奥氏体中的体扩散所控制。现在的实验研究结果认为，珠光体长大时，碳在奥氏体中的重新分配，一部分是通过体扩散完成的，另一部分是通过界面扩散完成的。有的研究结果表明，珠光体片间距大于70nm时，长大速度基本上受体扩散所控制；片间距小于70nm时，长大速度基本上受界面扩散所控制。还有的文献认为，珠光体长大速度的主导扩散机制，可能与合金的成分有关：在Fe-C合金中，珠光体的生长可能以体扩散机制为主；而在Fe-C-M（M为合金元素）合金中，珠光体的生长可能以界面扩散机制为主。实验与计算结果表明，在合金钢或非铁合金的共析分解中，界面扩散在控制其长大速度上起着较为主要的作用。
2.3.4.2 珠光体等温转变动力学曲线
将奥氏体过冷到某一温度，使之在该温度下进行等温转变。假设珠光体转变为均匀形核，形核率N不随时间而变，线长大速度v不随时间和珠光体团的大小而变，则转变分数f与等温时间t之间的关系可以用Johnson-Mehl方程式表达：
（2-42）
但是，实际上珠光体转变为不均匀形核，形核率N不是常数，而是随等温时间而变，且很快达到位置饱和。此后，转变将完全由线长大速度v所控制，而与形核率无关。所以用Johnson-Mehl方程计算珠光体转变动力学有一定困难。
如设珠光体转变为非均匀形核，形核率随时间t呈指数变化，且有位置饱和，假定线长大速度仍为常数，则转变分数f可用Avrami方程表示：
（2-43）
式中，K、n均为常数。在位置饱和的情况下，对于不同的形核位置，K、n的值见表2-4。表2-4中，A为单位体积中的晶界面积；L为单位体积中的界棱长度；n为单位体积中的界隅数；v为线长大速度。由于该方程推导前的假设更接近于实际情况，所以Avrami方程较适合于珠光体转变动力学的计算。
表2-4 不同形核位置的K、n值
将珠光体转变量f与等温时间t之间的关系绘成曲线，如图2-70所示。由图可见，f与t之间呈S形曲线，称为等温转变动力学曲线。转变开始前有一段孕育期，转变刚开始时转变速度较慢，随着时间的增长转变速度增加。当转变分数达到50%时，转变速度达到最大值，随后转变速度又随时间延长逐渐降低，直到转变结束。
2.3.4.3 珠光体等温转变动力学图
珠光体等温转变动力学图一般都是用实验方法来测定的，常用的方法有金相法、硬度法、膨胀法、磁性法和电阻法等。图2-70（a）表示用实验方法测得的共析成分奥氏体，在不同温度下的等温转变曲线。一般可以取转变分数为5%时所需的时间为转变开始时间，取转变分数95%时所需的时间为转变终了时间，则可得出各个转变温度下的转变开始及终了时间。然后仍以时间为横坐标，等温转变温度为纵坐标，将各个温度下的珠光体转变开始和终了的时间绘入图中，并将各温度下的珠光体转变开始时间连接成一曲线，转变终了时间连接成另一曲线，即得珠光体转变动力学图［图2-70（b）］。将珠光体转变温度、时间和转变量三者结合在一起，一目了然，可供制定热处理工艺参考。因为图中曲线的形状与字母“C”相似，故称C曲线图，也称TTT曲线。
图2-70 珠光体转变的等温动力学曲线示意图
由C曲线图可看出，珠光体等温转变动力学图具有如下的一些特点：
①各温度下的珠光体等温转变开始前，都有一段孕育期。所谓孕育期是指从等温开始至转变开始的这段时间。
②当等温温度从A1点逐渐降低（即过冷度增大）时，珠光体转变的孕育期开始逐渐缩短，降低到某一温度时（如550℃），孕育期达到最短，然后随着温度的降低，孕育期又逐渐增长。孕育期最短处，通常被称为C曲线的鼻子。
③转变温度一定时，转变速度随时间的延长逐渐增大。当转变分数为50%时，转变速度达到极大值，其后，转变速度又逐渐降低，直至转变结束。
④亚共析钢珠光体等温转变动力学图的左上方，有一条先共析铁素体析出线，如图2-71、图2-72所示。这条析出线随着钢中碳含量的增加，逐渐向右下方移动，直至消失。
图2-71 亚共析钢珠光体等温转变动力学图（一）
图2-72 亚共析钢珠光体等温转变动力学图（二）
⑤过共析钢如果奥氏体化温度在Acm以上，则珠光体转变的C曲线的左上方，有一条先共析渗碳体析出线，如图2-73所示。这条析出线随钢中碳含量的增加，逐渐向左上方移动。
图2-73 过共析钢珠光体等温转变动力学图
2.3.4.4 影响珠光体转变动力学的因素
因为珠光体转变量取决于形核率和长大速度，所以影响形核率和长大速度的因素，都是影响珠光体转变动力学的因素。这些影响因素可以分为两类：一类属于材料的内在因素，如化学成分、原始组织等；另一类属于材料的外在因素，如加热温度、保温时间等。
（1）奥氏体中碳含量的影响。对于亚共析成分的奥氏体，珠光体转变速度将随着碳含量的增加而减慢，C曲线逐渐右移。这是因为奥氏体中碳含量的增加将使铁素体的形核率下降，铁素体长大时所需扩散离去的碳量增大，所以随着碳含量的增加，过冷奥氏体析出先共析铁素体的孕育期增长，析出速度减小，同时珠光体转变的孕育期也随之增长，转变速度下降。
对于过共析成分的奥氏体，珠光体转变速度将随着碳含量的增加而加快，C曲线逐渐左移。这是因为奥氏体中碳含量的增加将使渗碳体的形核率提高，碳的扩散系数增大，所以随着碳含量的增加，过冷奥氏体析出先共析渗碳体的孕育期将缩短，析出速度加快，并且珠光体转变孕育期也随之缩短，转变速度增大。正因为如此，经高浓度渗碳、碳氮共渗的钢件，在淬火时渗层比较容易出现托氏体。因此。可相对地说，共析成分的过冷奥氏体最稳定，C曲线位置最靠右。
还应指出，这里所指的碳含量是奥氏体中的碳含量，而不是钢的碳含量，因为有时二者并不一致。对亚共析钢及过共析钢进行不完全奥氏体化时，所得奥氏体的碳含量并不是钢的碳含量，只有在完全奥氏体化的情况下，奥氏体的碳含量才与钢的碳含量相同。
（2）奥氏体中合金元素的影响。与碳相比，合金元素对珠光体转变动力学的影响更大。溶入奥氏体中的合金元素能显著影响珠光体转变动力学。当钢中的合金元素充分溶入奥氏体时，除钴和wAl大于2.5%的以外，所有的常用合金元素都使珠光体转变的孕育期加长，转变速度减慢，C曲线右移。除镍和锰外，所有的常用合金元素都使珠光体转变的温度范围升高，C曲线向上方移动。图2-74综合了各种合金元素对珠光体转变动力学定性的影响。合金元素推迟珠光体转变的作用，按大小排列的顺序为：Mo、Mn、W、Ni、Si。其中，Mo对珠光体转变动力学的影响最强烈，在共析钢中加入Mo的质量分数为0.8%，可使过冷奥氏体分解完成所需的时间增长2800倍。
图2-74 合金元素对珠光体转变动力学的影响示意图
强碳化物形成元素V、Ti、Zr、Nb、Ta等，溶入奥氏体后也会推迟珠光体转变。但是在一般奥氏体化的情况下，这类元素形成的碳化物极难溶解，而未溶碳化物则会促进珠光体转变。
微量的B（wB 0.001%～0.0035%）可以显著降低亚共析成分的过冷奥氏体析出先共析铁素体的速度和珠光体的形成速度。但随着钢中碳含量的增加，硼的作用逐渐减小，碳含量wC超过0.9%后，B几乎不起作用。因此，B只用于亚共析钢中。
合金元素Co则相反，使珠光体转变的孕育期缩短，转变速度加快，C曲线左移。
合金元素对珠光体转变动力学的影响是很复杂的，特别是钢中同时含有几种合金元素时，其作用并不是单一合金元素作用的简单叠加。
合金元素对珠光体转变动力学产生的上述影响是通过以下几个途径产生的。
①合金元素通过影响碳在奥氏体中的扩散速度，影响珠光体转变动力学。除Co和wNi小于3%的以外，所有合金元素都提高碳在奥氏体中的扩散激活能，降低碳在奥氏体中的扩散系数和扩散速度，所以使珠光体转变速度下降。相反，Co提高碳在奥氏体中的扩散速度，故使珠光体转变速度加快。
②合金元素通过改变γ→α同素异构转变的速度，影响珠光体转变动力学。
非碳化物形成元素Ni主要是由于降低了γ→α同素异构转变的速度，特别是增大了α-Fe的形核功，从而降低了珠光体转变速度。而Co由于提高了γ→α同素异构转变的速度，从而提高了珠光体转变速度。
③通过合金元素在奥氏体中的扩散和再分配，影响珠光体转变动力学。珠光体转变时，除了要求碳的扩散和再分配之外，还要求合金元素的扩散和再分配。而合金元素，特别是碳化物形成元素的扩散系数又远远小于碳的扩散系数，约为碳扩散系数的10-2～10-4，故使珠光体的转变速度大大减慢。
④合金元素通过改变临界点，影响珠光体转变动力学。转变温度相同时，由于临界点的改变将改变转变的过冷度。例如Ni和Mn降低了A1点，减小了过冷度，而使转变速度降低。而Co提高了A1点，则增加了过冷度，从而加快了转变速度。
⑤合金元素通过影响珠光体的形核率及长大速度，影响珠光体转变动力学。Co增大珠光体的形核率，所以提高珠光体的转变速度。其他合金元素降低珠光体的形核率及长大速度，所以降低珠光体的转变速度。
⑥合金元素通过改变界面的表面能，影响珠光体转变动力学。例如B这样的元素为内表面活性元素，有富集于晶界的强烈倾向。它在晶界的富集可使晶界处的表面能大大降低，使先析铁素体（从而使珠光体）在晶界的形核非常困难，故大大降低了珠光体转变速度。当奥氏体化温度较高时，硼可能向晶内扩散，降低了硼的作用，故硼钢淬火温度不宜太高。
（3）奥氏体晶粒度的影响。奥氏体晶粒越细小，单位体积内的晶界面积越大，珠光体的形核部位越多，所以将加快珠光体转变速度。
（4）奥氏体成分均匀度的影响。奥氏体成分的不均匀，将有利于在高碳区形成渗碳体，在贫碳区形成铁素体，并加速碳在奥氏体中的扩散，所以将加快先共析相和珠光体的形成速度。
（5）奥氏体中过剩相的影响。当奥氏体中存在过剩相渗碳体时，未溶渗碳体既可作为先共析渗碳体的非均质晶核，也可作为珠光体领先相的晶核，因而可加速珠光体转变的速度。
（6）原始组织的影响。原始组织越粗大，奥氏体化时碳化物溶解速度越慢，奥氏体均匀化速度也越慢，珠光体的形成速度就可能越快。原始组织越细，则珠光体形成的速度可能越慢。
（7）加热温度和保温时间的影响。提高奥氏体化温度和延长保温时间，可提高奥氏体中碳和合金元素的含量并使之均匀化，故可使珠光体转变的孕育期增长，转变速度降低。
如果奥氏体化温度较低，或保温时间较短，碳化物没有全部溶解，或碳化物虽已溶解，但还未均匀化，奥氏体中碳和合金元素的含量将低于钢的含量。未溶解的碳化物，可以作为珠光体转变的晶核。如果碳化物已溶解，但奥氏体成分仍不均匀，则高碳区和低碳区可为珠光体转变时渗碳体和铁素体的形核准备有利条件。所以奥氏体化温度低，时间短，均将加速过冷奥氏体的珠光体转变。
（8）应力的影响。拉应力将使珠光体转变加速，而压应力则使珠光体转变推迟，这是由于珠光体转变时比体积将增加。例如，压应力由29×108Pa增加到38.5×108Pa时，可使铁碳合金及钢的孕育期约增加5倍，并使珠光体形成的温度降低，共析成分移向低碳。
（9）塑性变形的影响。在奥氏体状态下进行塑性变形，有加速珠光体转变的作用，且形变量越大，形变温度越低，珠光体转变速度越快。这是因为形变增加了奥氏体晶内缺陷密度，故增加了形核部位，提高了形核率。晶内缺陷密度的增加也提高了原子扩散速度，故使转变速度加快。