4.4 影响过冷奥氏体共析分解的因素
钢作为一个开放系统，其相变的发生取决于系统所处的内外部条件。内在因素为过冷奥氏体的化学成分、组织结构状态；外部因素则包括加热温度、加热时间、冷却速度、应力及变形等。外部因素是通过内部因素起作用的。
4.4.1 奥氏体状态
奥氏体状态是指奥氏体的晶粒度、成分不均匀性、晶界偏聚及剩余碳化物等，这些因素会对奥氏体的共析分解产生重要影响。如在Ac1～Accm之间加热时，存在剩余碳化物，成分也不均匀，具有促进珠光体形核及长大的作用，剩余碳化物颗粒可作为形核的非自发核心，因而使转变速度加快。
加热温度不同，奥氏体晶粒大小不等，则过冷奥氏体的稳定性不一样。细小的奥氏体晶粒单位体积内的界面积大，珠光体形核位置多，也将促进珠光体转变。
奥氏体晶界上偏聚硼、稀土等元素时，将提高过冷奥氏体的稳定性，延缓珠光体的形核，使等温转变曲线向右移，阻碍过冷奥氏体的共析分解。
4.4.2 奥氏体固溶碳量的影响
只有将钢加热到奥氏体单相区并完全奥氏体化，奥氏体的含碳量才与钢中的含碳量相同。如果亚共析钢和过共析钢只加热到A1稍上的两相区（α＋γ或γ＋Fe3C），那么其奥氏体的含碳量不等于钢中的含碳量，这样的奥氏体具有不同的分解动力学。
奥氏体中实际固溶的含碳量会影响奥氏体的共析分解。在亚共析钢中，随着含碳量的增高，先共析铁素体析出的孕育期增长，析出速度减慢，共析分解也变慢。这是由于在相同条件下，亚共析钢中含碳量增加时，先共析铁素体的形核几率变小，铁素体长大所需扩散离去的碳量增大，因而，铁素体析出速度变慢。由此引发的珠光体形成速度也随之减慢。
在过共析钢中，当奥氏体化温度为Accm以上时，碳元素完全溶入奥氏体中，在这种情况下，含碳量越高，碳在奥氏体中的扩散系数越大，先共析渗碳体析出的孕育期缩短，析出速度增大。碳会降低铁原子的自扩散激活能，增大晶界铁原子的自扩散系数，使珠光体形成的孕育期随之缩短，增加形成速度。
相对来说，对于共析钢而言，完全奥氏体化后，过冷奥氏体的分解较慢，较为稳定。
4.4.3 合金元素的影响
合金元素溶入奥氏体中则形成合金奥氏体，随着合金元素数量和种类的增加，奥氏体变成了一个由多组元构成的复杂的整合系统。合金元素对奥氏体的分解行为，以及铁素体和碳化物两相的形成均产生影响，并对共析分解过程从整体上产生影响。合金奥氏体共析分解而形成的珠光体是由合金铁素体和合金渗碳体（或特殊碳化物）两相构成的。从平衡状态来看，非碳化物形成元素（Ni、Cu、Si、Al、Co等）与碳化物形成元素（Cr、W、Mo、V等）在这两相中的分配是不同的，后者主要存在于碳化物中，而前者则主要分布在铁素体中。因此，为了完成珠光体转变，必定发生合金元素的重新分配，
1.对共析分解时碳化物形成的影响
若奥氏体中含有Nb、V、W、Mo、Ti等强碳化物形成元素，在奥氏体分解时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体（Fe、M）3C。过冷奥氏体共析分解将直接形成铁素体＋特殊碳化物（或合金渗碳体）的有机结合体，而不是铁素体＋渗碳体的共析体。这是由于铁素体＋特殊碳化物构成的珠光体比铁素体＋渗碳体构成的珠光体系统的吉布斯自由能更低，更稳定。
钒钢中的VC在700～450℃范围生成；钨钢中的Fe21W2C6在700～590℃范围生成；钼钢中的Fe23Mo2C6在680～620℃范围生成。含中强碳化物形成元素铬的钢，当Cr/C的比值高时，共析分解时可直接生成特殊碳化物Cr7C3或Cr23C6；当Cr/C的比值低时，可形成富铬的合金渗碳体。例如Cr/C＝2时，在650～600℃范围可直接生成wCr＝8％～10％的合金渗碳体（Fe，Cr）3C。在含弱碳化物形成元素锰的钢中，珠光体转变只直接形成富锰的合金渗碳体。
在碳钢中发生珠光体转变时，仅生成渗碳体，只需要碳的扩散和重新分布。在含有碳化物形成元素的钢中，共析分解生成含有特殊碳化物或合金渗碳体的珠光体组织。这不仅需要碳的扩散和重新分布，而且还需要碳化物形成元素在奥氏体中的扩散和重新分布。试验表明，间隙原子碳在奥氏体中的扩散激活能远小于代位原子钒、钨、钼、铬、锰的扩散激活能。在650℃左右，碳在奥氏体中的扩散系数约为1010cm/s，而此时碳化物形成元素在奥氏体中的扩散系数为10－16cm/s，后者比前者低六个数量级。由此可见，碳化物形成元素扩散慢是珠光体转变时的控制因素之一。在含镍和钴的钢中只形成渗碳体，其中镍和钴的含量为钢中的平均含量，即渗碳体的形成不取决于镍和钴的扩散。在含硅和铝的钢中，珠光体组织的渗碳体中不含硅或铝，即在形成渗碳体的区域，硅和铝原子必须扩散离去。这就是硅和铝提高过冷奥氏体稳定性的原因之一，也可以说明硅和铝在高碳钢中推迟珠光体转变的作用大于在低碳钢中的作用。
珠光体中碳化物形成的特点如下：
1）合金奥氏体转变为珠光体时，若该条件下的稳定相是特殊碳化物，则在转变初期就形成这种碳化物而不先形成渗碳体。
2）若渗碳体稳定，则转变初期形成合金渗碳体，合金元素固溶于渗碳体中。
3）若初期形成的是合金渗碳体，则随着保温时间的延长，亚稳相（Fe，M）3C的量将逐渐减少，稳定的特殊碳化物会逐渐增多。
珠光体转变初期所形成的碳化物结构见表4-3。
表4-3 珠光体转变初期所形成的碳化物类型
2.对共析分解中γ→α转变的影响
过冷奥氏体的共析分解是扩散型相变，γ→α转变是通过扩散方式进行的，其转变动力学曲线同样具有C曲线形状。铬、锰、镍强烈推迟γ→α转变，钨和硅也推迟γ→α转变。单独加入钼、钒、硅在低含量范围对γ→α转变无影响，而钴则加快γ→α转变。
几种合金元素同时加入对γ→α转变的影响更大。Fe-Cr合金中除了加镍和锰能阻碍γ→α转变外，加入钨、钼甚至钴都能明显使孕育期增长，减慢γ→α转变速度。
合金元素对γ→α转变的影响主要是提高α相的形核功或转变激活能。镍主要是增加α相的形核功，铬、钨、钼、硅都可提高γ-Fe原子的自扩散激活能。若以Cr-Ni、Cr-Ni-Mo或Cr-Ni-W元素进行合金化时，可同时提高α相的形核功和γ→α转变激活能，有效地提高过冷奥氏体的稳定性。钴的作用特殊，当单独加入时可使铁的自扩散系数增加，加快γ→α转变；而钴和铬同时加入时则钴的作用正好相反，表明有铬存在时，钴能增加γ的原子间结合力，提高转变激活能。
硼的影响较为特殊，溶入奥氏体中的硼偏聚于奥氏体晶界，若以Fe23（B，C）6的形式析出，则与奥氏体形成低能量的共格界面，将奥氏体晶界遮盖起来，以低界面能的共格界面代替了原奥氏体的高能界面，从而使铁素体形核困难，强烈推迟了γ→α转变。
3.对珠光体长大速度的影响
从元素的单独作用看，大部分合金元素推迟奥氏体的共析分解，尤其是镍、锰、钼的作用更加显著。钼可降低珠光体的形核率，如图4-24所示。
锰可以降低珠光体的长大速度，如图4-25所示，显然二者也是非线性关系。图4-26所示为锰对钢的等温转变图的影响，由图中可见，锰的质量分数从0.3％逐渐增加到1.32％时，珠光体转变的开始线和终了线均向右移，即表示锰提高了过冷奥氏体的稳定性。
图4-24 钼对650℃珠光体形核率的影响[17]
图4-25 锰对680℃珠光体长大速度的影响[17]
相反地，如图4-27所示，钴可以增加碳在奥氏体中的扩散速度，增大珠光体的形核率和长大速度，降低过冷奥氏体的稳定性。图4-28所示为钴对钢的等温转变图的影响，可见，转变量为20％的曲线随着钴含量的增加而向左移，表示降低过冷奥氏体的稳定性。但是，钴不改变等温转变曲线的形状。
镍与钴的影响相似。在wC＝0.55％～0.61％的钢中加入质量分数为0.94％～3.88％的镍，可使等温转变曲线右移，也不改变曲线的形状。
图4-26 锰对钢的等温转变图的影响[18]
图4-27 钴对珠光体长大速度的影响[17]
图4-28 钴对钢等温转变图的影响[18]
Cr、Mo等合金元素提高了珠光体转变时α相的形核功和转变激活能，增加了奥氏体相中原子间的结合力，使得γ→α的转变激活能增加。Cr、W、Mo等还提高了γ-Fe的自扩散激活能，从而提高了过冷奥氏体的稳定性。如铬增加孕育期，使等温转变曲线向右移。但是同时，随着铬含量的增加，珠光体转变向高温方向移动，而贝氏体相变向中温方向移动，结果是珠光体转变和贝氏体相变曲线逐渐分开，最后在500～600℃之间形成过冷奥氏体的亚稳区，即形成海湾区。图4-29所示为在中碳钢（wC＝0.4％）中分别加入质量分数分别为1.2％、3.5％的铬，使等温转变曲线右移并分开，贝氏体转变在500℃以下发生；而珠光体转变的鼻温从550℃上移到700℃。钼对钢的共析分解有强烈的抑制作用，即钼推迟珠光体转变的作用较大。但推迟贝氏体转变的速度甚微。因此，一般含钼钢的贝氏体等温转变曲线在珠光体等温转变曲线的左方，空冷易于得到贝氏体，即往往是贝氏体钢。
合金元素综合加入时，多元整合作用更大。如图4-30所示，Fe＋Cr、Fe＋Cr＋Co、Fe＋Cr＋Ni等合金系统表现了不同的作用。加入质量分数为2.5％的镍使wCr＝8.4％的合金由γ向α转变的最短孕育期由1min增加到20min，而加入质量分数为5％的钴使wCr＝8.05％的合金的最短孕育期增到7min，显然均显著推迟了γ→α转变。
图4-29 铬含量对等温转变曲线的影响[18]
图4-30 不同合金系对γ→α转变5％的等温转变图的影响[17]
4.4.4 合金元素的整合作用
过冷奥氏体共析分解的产物是珠光体，珠光体由铁素体和碳化物两相组成，是一个整体，铁素体和碳化物两相协同竞争长大，最终形成珠光体团。合金元素对珠光体转变的影响表现为对转变整体的影响，而不是对γ→α转变和碳化物形成影响的简单的线性叠加。
在碳素钢中，奥氏体共析分解形成渗碳体时，只需碳原子的扩散和重新分布。但在合金钢中，形成合金渗碳体或特殊碳化物时，则需要碳化物形成元素也进行扩散和重新分布。因此，碳化物形成元素在奥氏体中扩散速度缓慢是推迟共析转变的极为重要的因素。
非碳化物形成元素铝、硅可溶入奥氏体，但是不溶入渗碳体，只富集于铁素体中。这说明在共析转变时，铝及硅原子必须从渗碳体形核处扩散开去，渗碳体才能形核、长大，这是铝、硅提高奥氏体稳定性、阻碍共析分解的重要原因。
现将各类合金元素的作用总结如下：
1）强碳化物形成元素钛、钒、铌阻碍碳原子的扩散，主要是通过推迟共析分解时碳化物的形成来增加过冷奥氏体的稳定性，从而阻碍共析分解。
2）中强碳化物形成元素钨、钼、铬等除了阻碍共析碳化物的形成外，还增加奥氏体原子间的结合力，降低铁的自扩散系数，这将阻碍γ→α转变，从而推迟奥氏体向α＋Fe3C的分解，也即阻碍珠光体转变。
3）弱碳化物形成元素锰在钢中不形成自己的特殊碳化物，而是溶入渗碳体中，形成含锰的合金渗碳体（Fe，Mn）3C。由于锰的扩散速度慢，因而阻碍共析渗碳体的形核及长大，同时锰又是扩大γ相区的元素，起到稳定奥氏体并强烈推迟γ→α转变的作用，因而阻碍珠光体转变。锰对珠光体共析分解具有推迟作用[8]。
4）非碳化物形成元素镍和钴对珠光体转变中碳化物的形成影响小，主要表现在推迟γ→α转变。镍是扩大γ相区并稳定奥氏体的元素，增加α相的形核功，降低共析转变温度，强烈阻碍共析分解时α相的形成。钴由于升高A3点，可以提高γ→α转变温度，提高珠光体的形核率和长大速度。
5）非碳化物形成元素硅和铝由于不溶于渗碳体，在珠光体转变时，硅和铝必须从渗碳体形成的区域扩散开去，是减慢珠光体转变的控制因素。硅还能增加铁原子间的结合力，增高铁的自扩散激活能，推迟γ→α转变。
6）内吸附元素硼、磷、稀土等富集于奥氏体晶界，可降低奥氏体晶界能，阻碍珠光体形核，降低形核率，延长转变的孕育期，提高奥氏体稳定性，阻碍共析分解，使等温转变曲线右移。
影响奥氏体共析分解的因素是极为复杂的，不是上述各合金元素单个作用的简单叠加。强碳化物形成元素、弱碳化物形成元素、非碳化物形成元素及内吸附元素等在奥氏体共析分解时所起的作用各不相同，将它们综合加入钢中，各种合金元素的整合作用对于提高奥氏体稳定性将产生极大的影响。
采用多种合金元素进行综合合金化时，合金元素的综合作用绝不是单个元素作用的简单之和，而是由于各个元素之间的非线性相互作用，相互加强，形成一个整合系统。各元素的作用对共析分解将产生整体大于部分的效果。
在珠光体转变温度范围内，各元素的作用机制不同。如果把强碳化物形成元素、中强碳化物形成元素、弱碳化物形成元素、非碳化物形成元素和内吸附元素有机地结合起来，则能够成百倍、千倍地提高奥氏体的稳定性，推迟共析分解，提高过冷奥氏体的淬透性。
图4-31所示为35Cr、35CrMo、35CrNiMo、35CrNi4Mo这几种钢的等温转变图。从图中可以看出，这四种成分的合金钢的含碳量基本相同。随着合金元素种类和数量的增加，铁素体的析出和共析分解不断被推迟，转变的孕育期不断加长，等温转变曲线明显右移。此例生动地说明各种合金元素对于过冷奥氏体转变的整合作用。
图4-31 加入合金元素对等温转变图的影响[13]
a）35Cr b）35CrMo c）35CrNiMo d）35CrNi4Mo
4.4.5 影响珠光体转变的外部因素
加热温度、加热时间、冷却速度、应力及变形等工艺因素也影响过冷奥氏体的转变。加热温度和加热时间直接关系到奥氏体化状态；而冷却速度影响到转变温度，即过冷度，因而影响相变速率或发生不同的转变。这些外部因素的影响是通过内部因素起作用的，如提高加热温度会使奥氏体晶粒长大，甚至粗化，粗大过热的奥氏体在冷却较快的情况下会产生魏氏组织，使力学性能变坏。加热温度不同，可使钢进入不同的相区，如奥氏体单相区、奥氏体＋碳化物两相区或三相区等，则其奥氏体的冷却转变历程将会不同。例如，高碳工具钢加热到奥氏体相区和加热到奥氏体＋渗碳体两相区，其过冷奥氏体转变动力学和相变产物形貌是不相同的。
加热温度高、保温时间长，则奥氏体晶粒长大，并且成分趋向均匀化，过冷奥氏体将更加稳定化，转变速度会变慢，也将影响产物的组织形貌。