3.2 奧氏體形成機理

奧氏體的形成遵從固態相變規律，并有其形成條件。它的形成包括形核和晶核長大兩個基本過程，并且對于不同的原始組織表現出不同的特點。

3.2.1 奧氏體形成的驅動力

共析鋼奧氏體冷卻到臨界點A₁以下溫度時，存在共析反應A→F＋Fe₃C；加熱時發生逆共析反應F＋Fe₃C→A。逆共析轉變是高溫下進行的擴散型相變，轉變的全過程可以分為四個階段：奧氏體形核、奧氏體晶核長大、剩余滲碳體溶解、奧氏體成分相對均勻化。如圖3-3所示，珠光體向奧氏體轉變的驅動力為其吉布斯自由能差ΔG_V。奧氏體和珠光體的吉布斯自由能均隨溫度的升高而降低，由于兩條曲線的斜率不同，必有一交點，該點即為Fe-Fe₃C相圖上的共析溫度727℃，即臨界點A₁。當溫度低于A₁時，發生共析分解反應產生P；當溫度高于A₁時，奧氏體的吉布斯自由能低于珠光體的吉布斯自由能，珠光體將逆共析轉變成為奧氏體。這些相變均必須遠離平衡態，即必須存在過冷度或過熱度ΔT。

圖3-3 珠光體和奧氏體的吉布斯自由能與溫度的關系

3.2.2 奧氏體形核

觀察表明，奧氏體的形核位置通常在鐵素體和滲碳體的兩相界面上。此外，珠光體領域的邊界以及鐵素體嵌鑲塊邊界都可以成為奧氏體的形核地點。奧氏體的形成是不均勻形核，符合固態相變的一般規律。

一般認為，奧氏體在鐵素體和滲碳體的交界面上形核。這是由于鐵素體含碳量極低（質量分數在0.02％以下），而滲碳體的含碳量又很高（w_C＝6.67％），奧氏體的含碳量介于兩者之間，在相界面上碳原子有吸附，含量較高，界面擴散速度又較快，容易形成較大的濃度漲落，使相界面某一微區達到形成奧氏體晶核所需的含碳量；此外，在界面上能量也較高，容易造成能量漲落，以便滿足形核功的需求；另外，在兩相界面處原子排列不規則，容易滿足結構漲落的要求。這三個漲落在相界面處的優勢，導致奧氏體晶核最容易在此處形成。

圖3-4a所示為T8鋼加熱時，奧氏體在相界面上形成的掃描電鏡照片^[4]；圖3-4b所示為粒狀珠光體加熱時，奧氏體在碳化物與鐵素體相界面上形核的照片^[5]；圖3-4c所示為Fe-2.6％Cr-0.96％C合金加熱到800℃保溫20s，奧氏體形核的透射電鏡照片^[6]。可見，奧氏體晶核在滲碳體和鐵素體的相界面上形成。

圖3-4 奧氏體的形核地點

a）奧氏體在相界面上形成（SEM） b）奧氏體在滲碳體周邊形核（OM） c）奧氏體在鐵素體和滲碳體的界面上形核（TEM）

圖3-5所示為奧氏體在原始奧氏體晶界上形核，并形成許多細小的奧氏體晶粒。原始奧氏體晶界處富集較多的碳原子和其他元素的原子，會給奧氏體形核提供有利條件，奧氏體晶核也可以在原粗大的奧氏體晶界上（原始奧氏體晶界）形核并且長大。

如圖3-6所示，奧氏體還可以在珠光體領域的邊界上形核，圖中的符號M1、M2表示奧氏體在冷卻時轉變為馬氏體組織。

原始組織為粒狀珠光體時，加熱時奧氏體在滲碳體顆粒與鐵素體相界面上形核。將具有粒狀珠光體組織的Fe-1.4％C合金加熱到770℃等溫150s后，立即在冰鹽水中激冷，拋光并浸蝕后，在掃描電鏡下觀察，發現在碳化物顆粒與鐵素體的相界面上形成奧氏體，奧氏體在激冷過程中由于其穩定性差，未能避開珠光體轉變的鼻溫，而轉變為極細的托氏體組織，如圖3-7所示。

總之，奧氏體的形核是擴散型相變，可以在滲碳體與鐵素體的相界面上形核，也可以在珠光體領域的交界面上形核，還可以在原奧氏體晶界上形核。這些界面易于滿足形核的能量、結構和濃度三個漲落條件。

圖3-7 奧氏體在粒狀珠光體相界面上形核，冷卻時轉變為托氏體（SEM）

新形成的奧氏體晶核與母相之間存在位向關系。Law認為，在鐵素體與鐵素體邊界上形成的奧氏體與其一側的鐵素體保持K-S關系，而與另一側的鐵素體沒有位向關系[7]，即｛111｝_A//｛011｝_α、＜110＞A//＜111＞α。

3.2.3 奧氏體晶核的長大

奧氏體形核后，在珠光體內部以擴散方式長大。將完全退火的共析鋼T8（組織為片狀珠光體）加熱到880℃，保溫5s后水淬，奧氏體在珠光體中形核并且長大的圖片如圖3-8a所示。可見，奧氏體晶核大面積吞噬珠光體。圖3-8b所示為800℃加熱20s，一片鐵素體和一片滲碳體同時形成奧氏體晶核，然后一起吞噬鐵素體片和滲碳體片而長大的圖片。奧氏體同時吃掉鐵素體片和滲碳體片，測定其長大速率為0.650～1.375μm/s。

圖3-8 奧氏體在片狀珠光體內長大^[6]

a）SEM b）TEM

當在鐵素體和滲碳體交界面上形成奧氏體晶核時，則形成了γ-α和γ-Fe₃C兩個新的相界面，奧氏體晶核的長大過程實際上是兩個相界面向原有的鐵素體和滲碳體中推移的過程。若奧氏體在Ac₁以上某一溫度T₁形成，與滲碳體和鐵素體相接觸的相界面為平直的，如圖3-9b所示，則相界面處各相的碳濃度可以由Fe-Fe₃C相圖確定，如圖3-9a所示。由圖中可見，在奧氏體晶核內部，碳原子分布是不均

圖3-9 奧氏體晶核在珠光體中長大示意圖

a）奧氏體在T₁溫度形核時各相的碳濃度 b）晶核的相界面推移示意圖

勻的，與鐵素體交界面處的奧氏體的含碳量標記為C_γ－α，與滲碳體交界面處的奧氏體的含碳量標記為C_γ－cem。顯然，C_γ－cem＞C_γ－α，故在奧氏體中形成了濃度梯度，碳原子將以下坡擴散的方式向鐵素體一側擴散。一旦發生碳原子的擴散，則破壞了界面處的碳濃度平衡。為了恢復平衡，奧氏體向鐵素體方向長大，低碳的鐵素體轉變為奧氏體會消耗一部分碳原子，使之重新降為C_γ－α。同時，含碳量很高的滲碳體會溶解，使之界面處的奧氏體增為C_γ－cem。這時奧氏體分別向鐵素體和滲碳體兩個方向推移，不斷長大。這一長大過程是按照體擴散來描述的，是擴散控制過程。實際上，在奧氏體晶核的長大過程中也有界面擴散發生。

此外，在鐵素體中也存在碳原子的擴散，如圖3-9b所示，這種擴散也有促進奧氏體長大的作用，但由于鐵素體中的碳濃度梯度較小，作用不大。

綜上所述，奧氏體的長大是相界面推移的結果，即奧氏體不斷向滲碳體推移，使得滲碳體不斷溶解；奧氏體向鐵素體推移，使得鐵素體不斷轉變為奧氏體。共析成分的珠光體向奧氏體平衡轉變時，奧氏體同時吞噬掉滲碳體和鐵素體，但是在非平衡轉變時，滲碳體片的溶解會滯后一些。如圖3-10所示，T8鋼的珠光體加熱到880℃，奧氏體晶核長大時鐵素體片消失得快一些，滲碳體片的溶解滯后一些。

同時，在珠光體轉變為奧氏體的過程中形成相變孿晶^[8]，這些孿晶的形成機理尚不清楚，研究報道甚少。

圖3-10 奧氏體在珠光體中長大時滲碳體片的溶解滯后現象（SEM）

圖3-11 已形成的奧氏體中存在大量殘留滲碳體片

3.2.4 滲碳體的溶解和奧氏體成分的相對均勻化

在滲碳體剛剛全部溶解完、鐵素體剛剛全部轉變為奧氏體之際，奧氏體中的碳分布是不均勻的。因為鐵素體和滲碳體并不是同時消失，鐵素體往往先溶解完，隨后剩余滲碳體繼續溶解。圖3-11所示為將T8鋼加熱到880℃保溫5s，淬火處理后得到的組織形貌，可見其中存在大量未溶解完畢的滲碳體片。這些殘留滲碳體在繼續加熱保溫過程中將繼續溶解，當其剛剛溶解結束時，在原滲碳體存在的區域其含碳量必然較高。奧氏體化的下一個過程是均勻化階段。

3.2.5 亞共析鋼的奧氏體化

亞共析鋼的退火組織是先共析鐵素體＋珠光體的整合組織。當緩慢加熱到Ac₁溫度時，珠光體首先向奧氏體轉變，而其中的先共析鐵素體相暫時保持不變。奧氏體晶核在相界面處形成，并長大吞噬珠光體，直至珠光體完全消失，成為奧氏體＋先共析鐵素體的兩相組織。隨著加熱溫度的升高，奧氏體向鐵素體擴展，也即先共析鐵素體溶入奧氏體中。最后全部變成細小的奧氏體晶粒。

25鋼為優質碳素結構鋼，其退火后的組織由先共析鐵素體和珠光體組成，如圖3-12所示。將此原始組織加熱到700～850℃中間的不同溫度，然后在鹽水中淬火，得到的組織如圖3-13所示。圖3-13a所示為加熱到730℃，處于奧氏體＋鐵素體兩相區，在淬火得到馬氏體＋鐵素體組織。在830℃加熱時，奧氏體化過程已經完成，淬火后得到單一的馬氏體組織，如圖3-13b所示。

圖3-12 25鋼的退火組織^[1]

圖3-13 25鋼在不同溫度淬火后的組織^[1]

a）730℃ b）830℃

3.2.6 過共析鋼奧氏體的形成

過共析鋼的平衡組織由先共析滲碳體＋珠光體組成，這類鋼的平衡組織可為片狀珠光體和粒狀珠光體。以T12鋼為例，原始組織為片狀珠光體＋網狀滲碳體（二次Fe₃C），將其進行不同溫度（720～1000℃）的淬火。圖3-14所示為T12鋼加熱到不同溫度后淬火得到的組織^[1]。圖3-14a為725℃淬火得到的組織，其中白色大塊狀為奧氏體冷卻后淬火得到的馬氏體組織M（A），其余仍為珠光體組織。當淬火溫度升高到728℃時，奧氏體形成量大大增加，如圖3-14b所示，此時大部分珠光體已經轉變為奧氏體，但還存在沒有溶解完的碳化物，淬火后以顆粒狀存在于灰白色的馬氏體組織中。淬火溫度升高到750℃時，則得到細小的馬氏體組織＋未溶碳化物（網狀），即晶界處的網狀二次滲碳體尚未溶解，如圖3-14c所示。若繼續升高溫度，達到A_cm以上時，網狀碳化物將全部溶入奧氏體中，淬火得全部馬氏體組織。

圖3-14 T12鋼加熱到不同溫度后淬火得到的組織，OM

a）725℃ b）728℃ c）750℃

最后要提及的是當奧氏體形成后，提高加熱溫度、延長保溫時間，奧氏體晶粒將長大甚至粗化，這是一個重要的工程問題，詳見第11章。