2.3.2　珠光體轉變機制

2.3.2.1　珠光體轉變的熱力學條件

共析成分奧氏體過冷至A₁點以下，將發生珠光體轉變。珠光體轉變的驅動力是珠光體與奧氏體的自由能差。由于珠光體轉變溫度較高，原子能夠長距離擴散，珠光體又是在晶界形核，形核所需的驅動力較小，所以在較小的過冷度下即可發生珠光體轉變。

圖2-52為鐵碳合金的奧氏體、鐵素體和滲碳體三個相在T₁、T₂溫度的自由能-成分曲線圖。圖2-52（a）為在T₁（即A₁）溫度下三個相的自由能-成分曲線有一條公切線，表明鐵素體和滲碳體雙相組織（即珠光體）的自由能與共析成分的奧氏體的自由能相等，自由能差為零，沒有相變驅動力，即在T₁溫度下共析成分的奧氏體不能轉變為鐵素體和滲碳體的雙相組織（珠光體）。

當溫度下降到T₂時，奧氏體、鐵素體和滲碳體的自由能曲線的相對位置發生了變化，如圖2-52（b）所示。由圖可見，在三個相的自由能曲線間可以作出三條公切線。這三條公切線分別代表三組混合相的自由能，即d成分的奧氏體與滲碳體，c成分的奧氏體與a成分的鐵素體，a'成分的鐵素體與滲碳體三組混合相。共析成分的奧氏體的自由能在三條公切線之上，所以共析成分的奧氏體有可能分解為d成分的奧氏體與滲碳體、a成分的鐵素體與c成分的奧氏體以及a'成分的鐵素體與滲碳體。由于后者的公切線位置最低，所以由共析成分的奧氏體轉變為a'成分的鐵素體與滲碳體（即珠光體）在熱力學上的可能性最大。

當共析成分的奧氏體同時轉變為d成分的奧氏體與滲碳體、a成分的鐵素體與c成分的奧氏體時，奧氏體的成分是不均勻的，與鐵素體接壤處為含碳較高的c成分，與滲碳體接壤處為含碳較低的d成分，如圖2-52（c）所示。因此，在奧氏體內部將出現碳的濃度梯度，碳將從高碳區往低碳區擴散，使奧氏體的上述轉變過程得以繼續進行，直至奧氏體消失，全部轉變為自由能最低的、成分為a'的鐵素體與滲碳體組成的兩相混合物，即珠光體。

2.3.2.2　片狀珠光體的形成機制

下面我們以共析碳鋼為例，討論片狀珠光體的形成過程。

珠光體轉變時，共析成分的奧氏體將轉變為鐵素體和滲碳體的雙相組織，這一反應可用下式表示：

　　（2-41）

可見，珠光體的形成包含著兩個不同的過程：一個是點陣的重構，即由面心立方的奧氏體轉變為體心立方的鐵素體和正交點陣的滲碳體；另一個則是通過碳的擴散使成分發生改變，即由共析成分的奧氏體轉變為高碳的滲碳體和低碳的鐵素體。

珠光體轉變也是通過形核和長大進行的。珠光體轉變時哪個相首先形核，即哪個相為領先相？究竟有沒有領先相？由于領先相很難用實驗直接觀察到，所以自從1942年提出這個問題以來，學術界一直都有爭論。不過，近年來對領先相的認識已基本趨于一致，即珠光體轉變有領先相，滲碳體和鐵素體哪個為領先相，則視鋼的化學成分、奧氏體化條件及珠光體轉變過冷度而定。亞共析鋼的領先相通常是鐵素體，過共析鋼的領先相通常是滲碳體，共析鋼的領先相，可以是滲碳體，也可以是鐵素體。過冷度小時，滲碳體為領先相；過冷度大時，鐵素體為領先相。如果共析鋼的領先相是滲碳體，珠光體形成時滲碳體的晶核通常優先在奧氏體晶界上形成。這是因為晶界在晶體結構、化學成分以及能量等方面均不同于晶粒內部，缺陷較多、能量較高，原子易于擴散，故易于滿足形核的需要，因為薄片狀晶核的應變能小，且由于表面積大容易接受到碳原子，所以滲碳體晶核初形成時為一小薄片，如圖2-53（a）所示。

滲碳體晶核形成后長大時，將從周圍奧氏體中吸取碳原子而使周圍出現貧碳奧氏體區。在貧碳奧氏體區中將形成鐵素體晶核，同樣鐵素體晶核也最易在滲碳體兩側的奧氏體晶界上形成［圖2-53（b）］。在滲碳體兩側形成鐵素體晶核以后，已經形成的滲碳體片就不可能再向兩側長大，而只能向縱深發展，長成片狀。新形成的鐵素體除了隨滲碳體片向縱深方向長大外，也將向側面長大。長大的結果是在鐵素體外側又將出現奧氏體的富碳區，在富碳區的奧氏體中又可以形成新的滲碳體晶核［圖2-53（c）］。如此沿奧氏體晶界不斷協調合作，交替地形成滲碳體與鐵素體晶核，并不斷平行地向奧氏體晶粒縱深方向長大。這樣就得到了一組片層大致平行的珠光體團（或珠光體領域），如圖2-53（d）所示。

在第一個珠光體團形成的過程中。有可能在奧氏體晶界的另一個地方，或是在已經形成的珠光體團的邊緣上形成新的另一個取向的滲碳體晶核，并由此而形成一個新的珠光體團［圖2-53（e）］。當各個珠光體團相互完全接觸時［圖2-53（f）］，珠光體轉變結束，全部得到片狀珠光體組織。圖2-54表明，Fe-12Mn-0.8C鋼中片狀珠光體優先在奧氏體晶界形核。

圖2-55表明片狀珠光體長大過程受碳原子擴散控制。由圖2-55可知，轉變在T₁溫度進行，由圖2-55（a）得出與鐵素體接壤的奧氏體的含碳量為，高于與滲碳體接壤的奧氏體的含碳量。因此，在奧氏體中形成了碳的濃度梯度，從而引起碳的擴散。擴散的結果，使與鐵素體接壤的奧氏體中含碳量下降，與滲碳體接壤的奧氏體的含碳量升高，破壞了相界面上的碳的平衡。為了恢復平衡，與鐵素體接壤的奧氏體將轉變為含碳量低的鐵素體，使α/γ界面向奧氏體一側推移，并使界面處奧氏體的含碳量升高；與滲碳體接壤的奧氏體將轉變為含碳量高的滲碳體，使θ/γ界面向奧氏體一側推移，并使界面處奧氏體的含碳量下降。其結果就是滲碳體與鐵素體均隨著碳原子的擴散同時往奧氏體晶粒縱深長大，從而形成片狀珠光體。此外，由圖2-55還可見，由于，故α相中的碳將從α/γ界面向α/θ界面擴散，將導致滲碳體向兩側長大。

圖2-56為滲碳體長大分枝示意圖。滲碳體片在向前長大的過程中，有可能不斷分枝，而鐵素體則協調地在滲碳體枝間形成。這樣形成的珠光體團中的滲碳體是一個單晶體，滲碳體間的鐵素體也是一個單晶體，即一個珠光體團是由一個滲碳體晶粒和一個鐵素體晶粒互相穿插起來而形成的。滲碳體主干分枝長大的原因之一，很可能是前沿奧氏體中的塞積位錯。

由于上述珠光體形成機制僅涉及碳原子在奧氏體內的擴散，所以又被稱為體擴散機制。按照體擴散模型計算共析鋼中鐵素體的長大速度為0.16μm/s，滲碳體的長大速度為0.06μm/s，都遠小于實測的珠光體長大速度50μm/s。因此，有人又提出了界面擴散機制，并且認為在650℃以下珠光體相變主要是通過母相與珠光體的界面擴散進行的。實際上，在珠光體轉變的過程中同時存在著這兩種擴散，過冷度小時很可能以體擴散為主，過冷度大時很可能以界面擴散為主。對于合金鋼，考慮到合金元素原子的空位擴散，其珠光體相變可能也以界面擴散為主。

需要指出，在一定條件下，片狀珠光體轉變的領先相很可能在晶內第二相界面上形核。能與鐵素體形成Baker-Nutting取向關系、具有β結構的第二相，能有效地促進晶內形核，其中含V和Mn的非共格（MnS+VC）復合粒子是晶內珠光體領先相——鐵素體的有利形核位置，如圖2-57所示。

正常的片狀珠光體形成時，鐵素體和滲碳體是交替配合長大的。但在某些情況下，在過共析鋼中片狀珠光體形成時，滲碳體和鐵素體不一定交替配合長大。圖2-58表示過共析鋼珠光體轉變時，由于滲碳體和鐵素體不匹配成核而產生的幾種反常組織。圖2-58（a）表示在晶界滲碳體的一側長出一片鐵素體，此后卻不再配合成核長大。圖2-58（b）表示從晶界上形成的滲碳體中長出一個分枝伸向晶粒內部，但無鐵素體與之配合，因此形成一片孤立的滲碳體。圖2-58（c）則表示由晶界長出的滲碳體片，伸向晶內后在分枝的端部長出一個珠光體團。圖2-58（a）和圖2-58（b）稱為離異共析組織，由此可以解釋在過共析鋼或在滲碳鋼的滲層中所出現的一些反常組織。

2.3.2.3　粒狀珠光體的形成機制

在奧氏體晶界形成的滲碳體核向晶內長大將長成片狀珠光體。在奧氏體晶粒內形成的滲碳體核向四周長大并形成粒狀珠光體。因此形成粒狀珠光體的條件是保證滲碳體的核能在奧氏體晶內形成。而要達到形成粒狀珠光體的轉變條件，則需要特定的奧氏體化工藝條件和特定的冷卻工藝條件。所謂特定的奧氏體化工藝條件是：奧氏體化溫度很低（一般僅比A_c1高10～20℃），保溫時間較短。所謂特定的冷卻工藝條件是：冷卻速度極慢（一般小于20℃/h），或者過冷奧氏體等溫溫度足夠高（一般僅比A_c1低10～20℃），等溫時間要足夠長。上述特定的奧氏體化工藝條件和特定的冷卻工藝條件，實際上就是普通球化退火和等溫球化退火的工藝條件。

由于奧氏體化溫度低，熱保溫時間短，所以加熱轉變不能充分進行，得到的組織為奧氏體和許多未熔的殘留碳化物，或許多微小碳的富集區。這時殘留碳化物已經不是片狀，而是斷開的、趨于球狀的顆粒狀碳化物。當慢速冷卻至A_r1以下附近等溫時，未溶解的殘留粒狀滲碳體便是現成的滲碳體核。此外，在富碳區也將形成滲碳體核。這樣的核與在奧氏體晶界形成的核不同，可以向四周長大，長成粒狀滲碳體。而在滲碳體四周則出現低碳奧氏體，通過形核長大，協調地轉變為鐵素體，最終形成顆粒狀滲碳體分布在鐵素體基體中的粒狀珠光體。

如果加熱前的原始組織為片狀珠光體，則在加熱過程中片狀滲碳體有可能自發地發生破裂和球化。這是因為片狀滲碳體的表面積大于同樣體積的粒狀滲碳體，因此從能量角度考慮，碳體的球化是一個自發的過程。根據吉布斯-湯姆斯（Gibbs-Thomson）定律，第二相粒子的溶解度與粒子的曲率半徑有關。曲率半徑越小，溶解度越高。片狀滲碳體的尖角處的溶解度高于平面處的溶解度，這就使得周圍的基體（鐵素體或奧氏體）與滲碳體尖角接壤處的碳濃度大于與平面接壤處的碳濃度，從而在基體（鐵素體或奧氏體）內形成碳的濃度梯度，引起碳的擴散。擴散的結果是破壞了界面上碳濃度的平衡。為了恢復平衡，滲碳體尖角處將進一步溶解，滲碳體平面將向外長大。如此不斷進行，最后形成了各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。在A_c1附近加熱、保溫、冷卻或等溫過程中，上述滲碳體球化過程一直都在自發進行。粒狀珠光體之所以還可通過低溫球化退火獲得，就是按照上述片狀滲碳體自發球化機理進行的。低溫球化退火并不經過奧氏體化和珠光體轉變過程，而是在A_r1以下附近長時間等溫加熱，使片狀珠光體直接自發地轉變為粒狀珠光體。

片狀滲碳體的斷裂還與滲碳體片內的晶體缺陷有關。圖2-21表明，由于滲碳體片內存在亞晶界而引起滲碳體的斷裂。亞晶界的存在將在滲碳體內產生一界面張力，從而使片狀滲碳體在亞晶界處出現溝槽，溝槽的兩側將成為曲面而逐漸球化。同理，這種片狀滲碳體斷裂現象，在滲碳體中位錯密度高的區域也會發生。

由此可見，如圖2-59所示，在A_c1以下片狀滲碳體的球化是通過滲碳體片的破裂、斷開而逐漸成為粒狀的。

除了上述球化退火工藝外，通過調質處理也可獲得粒狀珠光體。鋼淬成馬氏體后，通過高溫回火，自馬氏體析出的碳化物經聚集、長大成顆粒狀碳化物，均勻分布在鐵素體基體中，成為粒狀珠光體。

對組織為片狀珠光體的鋼進行塑性變形，會使滲碳體片斷開、碎化、溶解，會增加珠光體中鐵素體和滲碳體的位錯密度和亞晶界數量，故有促進滲碳體球化的作用。如高碳鋼的高溫形變球化退火（鍛后余熱球化退火），可使球化速度加快。

有網狀碳化物的過共析鋼在A_c1～A_ccm之間加熱時，網狀碳化物也會發生斷裂和球化，但所得碳化物顆粒較大，且往往呈多角形、“一”字形或“人”字形。由于網狀碳化物為先共析相，采用正常的球化退火無法消除網狀碳化物。為使其斷裂、球化所需的加熱溫度高于正常球化退火溫度，對有網狀碳化物的過共析鋼，一般應先進行正火以消除網狀碳化物，然后再進行球化退火。

上面討論的是珠光體的等溫轉變機制。連續冷卻時發生的珠光體轉變與等溫中發生的基本相同，只是連續冷卻時，珠光體是在不斷降溫的過程中形成的，故片間距不斷減小。而等溫轉變所得片狀珠光體的片間距基本一樣，粒狀珠光體中的碳化物的直徑也大致相同。