热处理组织转变.docx

热处理组织转变.docx

《热处理组织转变.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《热处理组织转变.docx（54页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。

热处理组织转变

第一章．金属加热过程中的相变—奥氏体相变

概述：

热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。

除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。

奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。

奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。

综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。

本章重点：

奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。

本章难点：

奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不均匀的几个C%点，即C1、C2、C3和C4。

§1-1奥氏体的组织结构和性能

一、奥氏体的结构：

定义：

C溶于γ–Fe形成的间隙式固溶体。

1.C原子位于γ–Fe点阵的中心和棱边的中点（八面体间隙处）；

2.C原子进入γ–Fe点阵间隙位置引起；γ–Fe点阵等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，但奥氏体的最大溶C量（溶解度）为2.11%

3.C原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏；

4.合金元素原子（Mn、Si、Cr、Ni等）溶入奥氏体中取代Fe原子的位置，形成置换式固溶体，称合金奥氏体。

二、奥氏体的组织：

（1）原始组织有关

奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与

（2）加热速度有关

（3）转变程度有关

不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状（只作为了解内容）。

三、奥氏体的性能

1.机械性能：

（1）屈服强度、硬度低

（2）塑性、韧性高；

2.物理性能：

（1）比容最小；

（2）导热性差；（3）线膨胀系数大；（4）顺磁性。

3.应用：

（1）变形加工成型；

（2）奥氏体不锈钢耐蚀性；（3）膨胀仪表灵敏元件。

§1-2奥氏体的形成

一、热力学条件

ΔG=Gγ－Gp＜0

（1）Ac1和Ar1

引出临界点概念：

（2）Ac3和Ar3

（3）ACcm和Arcm

二、奥氏体的形核

以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成。

奥氏体晶核主要在F和Fe3C的相界面

形核，其次在珠光体团界、F亚结构（嵌镶块）

界面形核。

这样能满足：

（1）能量起伏；

（2）结构起伏；（3）成分起伏三个条件。

三、奥氏体的长大

α+Fe3Cγ

晶体结构：

体心立方复杂斜方面心立方

含碳量：

0.0218%6.67%0.77%

奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的，

原子扩散包括

（1）Fe原子自扩散完成晶格改组；

（2）C原子扩散使奥氏体晶核向α相和Fe3C相

两侧推移并长大。

1.C原子扩散：

一旦奥氏体晶核出现，则在奥氏体内部的C%分布就不均匀，由从图1-3可见：

C1—与Fe3C相接的奥氏体的C%；

C2—与F相接的奥氏体的C%；

C3—与Fe3C相接的F的C%；

C4—与奥氏体相接的F的C%；

从图1-3可以看出，在T1温度下由于C1、C2、C3、C4不同导致奥氏体晶核形成时，C原子扩散，如图1-4，扩散的结果破坏了T1温度下C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接的F和Fe3C溶解恢复T1温度下C%的浓度平衡，如此历经“破坏平衡”——“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。

2.奥氏体晶格改组：

（1）一般认为，平衡加热过热度很小时，通过Fe原子自扩散完成晶格改组。

（2）也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过Fe原子切变完成。

3.奥氏体晶核的长大速度：

奥氏体晶核向F和Fe3C两侧的推移速度是不同的。

根据公式：

式中，K—常数；

—C在奥氏体中的扩散系数；

—相界面处奥氏体中C的浓度梯度；

—相界面浓度差；“-”表示下坡（高浓度向低浓度处）扩散。

向F一侧的推移速度与向Fe3C一侧的推移速度之比：

780℃时，

。

表明相界面向F一侧的推移速度比向Fe3C一侧的推移速度快14.8倍，但是通常片状珠光体的F片厚度比Fe3C片厚度大7倍，所以奥氏体等温形成时，总是F先消失，Fe3C剩余。

四、残余Fe3C和奥氏体均匀化

α→γ结束后，还有相当数量的Fe3C尚未溶解，这些Fe3C被称为残余Fe3C。

另外在原来Fe3C的部位，C%较高，而原来F部位C%较低，必须经过适当的

保温后，奥氏体中的C%才能趋于均匀。

综上，奥氏体形成分四个阶段：

奥氏体形核；核长大；残余Fe3C溶解；奥氏体均匀化，其示意图见图1-5。

五、非共析钢的奥氏体化过程

和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完成P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。

这些都是靠原子扩散实现的。

值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间更长。

§1-3奥氏体等温形成动力学

奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。

本课程只讨论共析钢奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相Fe3C溶解与第三阶段差别不大，故不在讨论；亚共析钢因为

（1）组织中有非共析成分；

（2）奥氏体转变有两个区间，即两相区和单相区。

因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。

奥氏体的形成速度取决于形核率I和线长大速度G，在等温条件下，形核率I和线长大速度G均为常数。

一、形核率I

均匀形核条件下，形核率I与温度的关系为：

式中，

—常数；T—绝对温度；Q—扩散激活能；

—临界形核功；k—玻耳兹曼常数。

可见，奥氏体等温形成时，等温温度T提高，

（1）

增大，相变驱动力增大，

降低，形核率I增大；

（2）C原子的扩散系数

增大，C的扩散速度增大，有利于点阵重构，形核率I增大；（3）由相图（图1-3）可见，C2-C4=

减小，奥氏体形核所需的C的浓度梯度减小，形核率I增大。

二、长大速度G

奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度，

式中，“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k—常数；

—C在奥氏体中的扩散系数；

—相界面处奥氏体中C的浓度梯度；

—相界面浓度差。

等温转变时：

、

（由相图决定

）均为常数，

为珠光体片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。

则：

。

（1）由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度偏小；

（2）对粒状珠光体亦适用。

讨论：

（1）温度T升高，

呈指数增加，长大速度G增加，

（2）温度T升高，C1-C2增加，

增加，速度G增加；（3）温度T升高，

=C2-C4下降，长大速度G增加。

综上：

温度T升高，长大速度及形核率均整大。

三、等温形成动力学曲线

转变量与转变时间的关系曲线—等温动力学曲线，信息少。

转变温度与转变时间的关系曲线—等温动力学图，信息多。

1、曲线的建立

四、影响奥氏体等温形成速度的因素

一切影响形核率I和长大速度G的因素均影响珠光体→奥氏体的因素。

1.加热温度的影响

（1）加热温度T升高，过热度ΔT增大，相变驱动力ΔG增大，原子扩散速度增加，形核率I和长大速度G均增加；

（2）从等温转变图可知，加热温度T升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；（3）加热温度T升高，由相图（图1-3）可知C1-C2增大，dc/dx增加，奥氏体界面浓度差ΔCB减小，长大速度G均增加；（4）加热温度T升高，奥氏体向F一侧推移速度比向Fe3C一侧推移速度快，F消失瞬间残余Fe3C量增加，奥氏体中C%降低，相变不平衡程度增加；（5）加热温度T升高，形核率I增加的速度比长大速度G增加的速度快，奥氏体晶粒细化（提高强韧性）。

2.原始组织的影响

（1）原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距S0越小，相界面越多，形核率I越大，同时碳的浓度梯度dc/dx增加，长大速度G均增加；

（2）和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。

3.合金元素的影响

C%：

（1）随着含碳量的增加，碳化物量增加。

珠光体中渗碳体量相对相界面增加形核率I增加。

碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时间增加。

合金元素：

（1）不影响珠光体转变奥氏体机制。

（2）影响碳化物稳定性。

（3）影响体中的扩散系数

减小。

（i）强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低

，从而使从而影响残余碳化物溶解及奥氏体均匀化速度。

非强碳化物形成元素Co、Ni等使

提高，扩散速度提高。

（ii）Ni、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大，形核率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高，ΔT降低，ΔG降低，形核率I降低，G降低金元素在钢中分布不均匀，

§1-4钢在连续加热时P→A

钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长大、残余Fe3C溶解以及奥氏体均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列特点：

一、相变是在一个温度范围内进行的

奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温度范围向高温推移、扩大。

（1）当缓慢加热时，转变开始P→A速度小，相变吸收的热量（相变潜热）q亦很小，若加热供给的热量Q=q则转变在等温下进行ac阶段。

（2）若加热速度较快Q＞q，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受q的影响使升温减漫aa1而不是直线段ab段，当A转变量增大q＞Q；温度下降a1C段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q减少，Q＞q；温度复又上升，如cd段。

见图1-6。

（3）快速加热，aa1向高温延伸，台阶a1c移向高温，加热速度越高，台阶越陡，难以用Fe-Fe3C相图判断钢的组织。

二、转变速度随加热速度的增大而增大

（1）加热速度增大，转变开始和终了温度升高，转变所需时间缩短，奥氏体形成速度提高；

（2）奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个相当大的温度范围，加热速度提高，转变温度范围增大。

三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大

（1）加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C及合金元素不能充分扩散，导致奥氏体中C和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低；

（2）对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未经转变完全的F和碳化物，应该避免；对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。

四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化

加热速度提高，过热度显著增大，形核率显著增大，加热时间短，奥氏体晶粒来不及长大，可获得超细化晶粒。

今年来的快速加热淬火超快速加热及脉冲加热淬火都是依据此原理。

§1-5奥氏体晶粒长大及控制

一、奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分8级评定，1级最粗，8级最细。

若晶粒度在10以上则称“超细晶粒”。

晶粒度级别与晶粒大小的关系为：

n=2N-1

式中，n—放大100倍视野中单位面积内晶粒个数（个/平方英寸，1平方英寸=6.45平方厘米）；N—晶粒度级别，

奥氏体晶粒度有三种，即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。

1.实际晶粒度：

经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。

2.起始晶粒度：

奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。

3.本质晶粒度：

根据标准试验方法（YB27—64），经930℃±10℃，保温3~8小时后测得奥氏体晶粒大小。

原冶金部标准YB27—64规定：

晶粒度大小在5~8级为本质细晶粒钢，1~4级为本质粗晶粒钢。

本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向，是实际晶粒度的特殊情况。

二、本质晶粒度的测定

1.渗碳法：

将试样加热到930℃±10℃，渗碳8小时获得不低于1mm的渗层，缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状Fe3C，借助于网状Fe3C进行晶粒度评定。

（由于渗层C%增加，不能准确反映原试样的晶粒度，有误差。

）

2.氧化法：

将样品抛光，在无氧化条件下加热930℃±10℃，使晶粒充分长大，然后在氧化气氛下短时间氧化，由于晶界比晶内容易氧化，冷却后试样抛光和腐蚀，即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定。

三、奥氏体晶粒长大原理

晶界的能量高，在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒吞并小晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低，因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。

晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移，实现奥氏体晶粒长大。

1.晶粒长大动力：

奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性，长大驱动力G′与晶粒大小和界面能大小可用下式表示：

式中，σ—单位奥氏体晶界的界面能（比界面能）；r—晶界曲率半径。

可见界面能越大，晶粒尺寸越小，则奥氏体晶粒长大驱动力G′越大，即晶粒的长大倾向越大，晶界易于迁移。

2.晶界阻力：

在实际金属材料中，晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒子，晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，晶界能量升高，阻碍晶界推移，起钉扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是晶界移动的阻力。

当沉淀析出粒子的体积百分数一定时，则粒子越细小，分散度越高，对晶界移动的阻力就越大。

四、影响奥氏体晶粒长大的因素

影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：

1.加热温度和保温时间：

加热温度越高、保温时间越长，形核率I越大，长大速度G越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。

（温度升高，形核率增加，σ增加，r降低，σ/r增加，G′增大）

2.加热速度：

加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度

3.合金元素：

⑴C%的影响。

C%高，C在奥氏体中的扩散速度以及Fe的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过一定量时，由于形成Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。

⑵合金元素影响。

强碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。

五、过热现象

1.过热：

由于加热工艺不当（加热温度过高、保温时间过长等）而引起实际奥氏体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能严重恶化，此现象称为过热。

通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织（非平衡组织则难以消除）。

2.过烧：

由于加热工艺不当（加热温度过高、保温时间过长等）而引起奥氏体晶界熔化的现象称为过烧。

通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织。

第二章：

钢的过冷奥氏体转变图

本章重点：

“TTT”图和“CCT”图分析，“TTT”图的类型以及影响“TTT”图的因素。

本章难点：

影响“TTT”图的因素。

§2-1过冷奥氏体等温转变冷却图

过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据，是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依据。

一、过冷奥氏体等温转变图的建立

膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。

二、奥氏体等温转变图的基本类型

奥氏体等温转变图的形状象英文字母C，因此称“C”曲线或“TTT”图。

其形状见右图。

“C”曲线有三个转变区（即珠光体、贝氏体和马氏体转变区）；五条线（即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、Ms和Mf）。

A1线以上奥氏体稳定存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥氏体。

第一条“C”曲线为奥氏体转变（P、B）开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转变（P、B）终了线；Ms为马氏体转变开始线，Mf为马氏体转变终了线。

“C”曲线类型线共六种，它们分别为：

1.单一的“C”形曲线（B、P区重合）：

碳钢（亚共析钢、共析钢及过共析钢）、含Si、Ni、Cu、Co钢等。

2.双“C”形曲线：

加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。

随着合金元素的增加，珠光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。

并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体转变速度影响较小，见图1。

3.双“C”形曲线：

加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。

随着合金元素的增加，珠

光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。

并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体转变速度影响较小，见图2。

合金元素的加入，使B、P转变的“C”曲线分离，分别使B、P转变的最小孕育期变长。

三、影响因素

1.化学成分：

（1）C%影响

随着奥氏体C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当C%增加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。

随着C%进一步增加，奥氏体稳定降低，“C”曲线反而左移。

同时C%越高，Ms点越低。

非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小，“C”曲线左移。

亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析铁素体形核率下降导致先析铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定性提高，珠光体转变孕育期增加，“C”曲线右移。

过共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减少，“C”曲线左移。

（2）合金元素影响

合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。

总体上讲，除Co、Al外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线右移。

非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C”曲线位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲线右移，又使其形状分成上下两部分。

2.奥氏体晶粒尺寸：

奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。

反之“C”曲线左移。

3.原始组织：

钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的形核率越高，同时原始组织越细小有利于C原子扩散，奥氏体形成时达到均匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高，“C”曲线右移。

4.变形：

奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线右移。

对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加（加速原子扩散）或析出碳化物（奥氏体中C%降低），降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。

§2-2过冷奥氏体连续转变冷却图

一、过冷奥氏体连续转变图的建立

综合应用热分析法、金相法和膨胀法。

第三章：

珠光体相变

本章重点：

碳钢两类珠光体（即片状和粒状）的组织形态、形成机制以及力学性能，掌握影响珠光体转变动力学因素。

本章难点：

珠光体（片状和粒状）的形成机制。

§3-1珠光体的组织形态、晶体结构与性能

一、珠光体的组织形态

钢中常见的珠光体有片状珠光体和粒状珠光体两种。

此外还有不常见的纤维状珠光体和针状珠光体等。

片状珠光体：

F和Fe3C层片相间的机械混合组织。

粒状珠光体：

Fe3C以粒状分布于F基体上形成的混合组织。

采用球化处理工艺可以得到粒状珠光体组织。

Fe3C的量由钢的C%决定；Fe3C的尺寸、形状由球化工艺决定。

片状珠光体晶粒尺寸大小可以用片间距大小来表示，相邻两片Fe3C（或F）的平均距离S0称珠光体的片层间距。

见图3-1。

珠光体片层间距方向大致相同的区域称为“珠光体团”、“珠光体领域”或珠光体晶粒。

一个原奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体晶粒。

见图3-2。

二、珠光体分类

根据珠光体片层间距S0的大小，可将珠光体分为三类：

1.珠光体：

用P表示；S0=1500~4500Ǻ。

光镜下观察到F与Fe3C呈层片状。

2.索氏体：

用S表示；S0=800~1500Ǻ。

光镜下难以区分F与Fe3C呈层片状，电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。

3.屈氏体：

用T表示；是极细的珠光体。

S0=300~800Ǻ。

光镜下无法分辨F与Fe3C的层片（呈黑球状），电镜下清晰观察到F与Fe3C的片层。

珠光体片层间距S0的大小，取决于过冷度ΔT而与原奥氏体晶粒尺寸大小无关。

（Ǻ）

S0大小变化的原因：

（1）珠光体形成在一个温度范围内进行，先冷却得到的珠光体由于形成温度高，C原子扩散速度快，扩散距离长，珠光体片层间距S0大。

（2）随着温度降低，后冷却得到的珠光体由于ΔT增大，ΔG增大，形核率I增加并且C原子扩散速度和距离变小，使S0变小。

三、珠光体的晶体结构

片状珠光体是F和Fe3C层片相间的机械混合组织。

粒状珠光体是粒状Fe3C分布于F基体上形成的混合组织。

其中F的晶体结构为体心立方；Fe3C为复杂斜方结构。

在珠光体形成时，F与Fe3C具有两类确定的晶体学位向关系。

同时，先共析相F、Fe3C与原奥氏体也有确定的晶体学位向关系。

§3-2珠光体的形成机制（以共析钢为例）

一、珠光体形成的热力学条件

（1）由于A→P是在较高温度形成，Fe和C原子能够长程扩散，A→P是扩散型相变；

（2）由于缺陷形核，相变消耗的能量较小，在较小过冷度ΔT条件下A→P相变即可发生，见图3-3。

即满足：

ΔG=Gp-Gγ≤0

二、片状珠光体的形成机制

γ→α+Fe3C

晶体结构：

面心立方体心立方复杂斜方

C%：

0.77%0.0218%6.67%

1.形核：

（1）奥氏体晶界；

（2）奥氏体晶内（奥氏体晶内有不均匀或未溶Fe3C时）。

满足

（1）能量起伏；

（2）结构起伏；（3）成分起伏三个条件。

关于F和Fe3C谁领先形核过去一直争论，现在认为都有可能成为领先相。

2.长大：

以Fe3C为领先相讨论，当珠光体晶核在奥氏体晶界形成（A、F和Fe3C三相共存）时，过冷奥氏体中存在C浓度不均匀，见图3-4。

C1—与铁素体相接的奥氏体C%；使

C2—与Fe3C相接的奥氏体C%；

C3—与奥氏体相接的铁素体C%；

C4—与Fe3C相接的铁素体C%。

（1）由于过冷奥氏体中存在C浓度不均匀，导致C原子扩散（如图3-5），C原子扩散破坏该温度下的C浓度平衡，为了恢复平衡，与铁素体相接的奥氏体形成铁素体排出C使碳浓度升高到C1，与Fe3C相接的奥氏体形成Fe3C使碳浓度降低到C2，其结果导致C原子扩散再次发生。

如此反复，珠光体晶核纵向长入奥氏体晶内。

（2）远离珠光体晶核的奥氏体，其含碳量Cγ为共析成分的含碳量，因为有C2≤Cγ≤C1，所以，远离珠光体晶核的奥氏体中的C原子向与Fe3C相接的奥氏体扩散使其形成珠光体的Fe3C；而与F相接的奥氏体中的C原子向远离珠光体晶核方向扩散使其形成珠光体的F。

（3）在已形成的珠光体中，与奥氏体相接的铁素体中的C原子向与Fe3C相接铁素体中扩散。

（4）珠光体晶核一端与母相奥氏体保持不可动的共格晶面，形成一定的晶体学位向关系，另一端（可动）长入奥氏体晶内，完成纵向长大。

（5）为了减少应变能，珠光体呈片状，C原子扩散路程短，有利于扩散。

（6）Fe原子自扩散完成晶格改组。

3.横向长大：

奥氏体晶核内形成一片Fe3C，立刻就有两边F相连，搭桥机制。

4.珠光体分枝长大：

（反常长大）

正常的片状珠光体形成时，铁素体与渗碳体是交替配合长大的，但在某些情况下，铁素体与渗碳体不是交替配合长大的。

（1）在位错区域形核长大多个Fe3C，成长过程中分枝长大；

（2）铁素体与渗碳体具有确定的晶体学位向关系。

这两个原因导致珠光体反常长大，见图3-6。

其中（b）和（c）为离异共析组织。

三、粒状珠光体的形成机制

片状Fe3C的表面积大于同体积的粒状Fe3C，从能量考虑，Fe3C球化是一个自发过程，根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关，曲率半径越小，其溶解度越高，片状Fe3C的尖角处溶解度高于平面处的溶解度，使得周围铁素体与Fe3C尖