4.2 珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)理

4.2.1 共析分解熱力學(xué)

過冷奧氏體在臨界點(diǎn)A₁以下將發(fā)生共析分解。由于共析分解的溫度較高，原子能夠充分?jǐn)U散，相變所需的自由能夠充分?jǐn)U散，相變所需的自由能較小，因此在較小的過冷度下就可以發(fā)生轉(zhuǎn)變。

圖4-7 奧氏體與珠光體的自由能之差與溫度的關(guān)系 1—碳素鋼 2—w_Co＝1.9％的合金鋼 3—w_Mn＝1.8％的合金鋼 4—w_Mn＝0.5％的合金鋼

過冷奧氏體共析分解的組織為珠光體，通過試驗(yàn)測得共析鋼奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的熱焓，推導(dǎo)出各個(gè)溫度下的奧氏體與珠光體的自由能之差，如圖4-7所示^[12]。當(dāng)自由能之差為負(fù)值時(shí)，過冷奧氏體分解為珠光體是自發(fā)的過程。從圖中可見，當(dāng)溫度為A₁～550℃范圍時(shí)，奧氏體與珠光體的自由能之差在0～－20J/g（－1120J/mol）之間變化。應(yīng)當(dāng)注意，這些鋼在550℃附近，其共析分解與貝氏體相變相互交叉、重疊。

4.2.2 珠光體轉(zhuǎn)變

1.珠光體的形核

（1）共析共生，不存在領(lǐng)先相 在以往的技術(shù)資料中，關(guān)于領(lǐng)先相具有以下說法：

1）一般認(rèn)為滲碳體和鐵素體均可成為相變的領(lǐng)先相。

2）在過共析鋼中通常以滲碳體為領(lǐng)先相，在亞共析鋼中通常以鐵素體為領(lǐng)先相。

3）在共析鋼中兩相都可以成為領(lǐng)先相。

4）過冷度小時(shí)滲碳體是領(lǐng)先相，過冷度大時(shí)鐵素體是領(lǐng)先相。但這些學(xué)說缺乏實(shí)驗(yàn)依據(jù)，理論上也不正確。

過冷奧氏體遠(yuǎn)離平衡態(tài)，在Ar₁溫度發(fā)生共析反應(yīng)，如共析鋼的珠光體共析反應(yīng)式為

A→P（F＋Fe₃C）

珠光體是過冷奧氏體共析分解的產(chǎn)物，由兩相（F＋Fe₃C）構(gòu)成，是一個(gè)整體。珠光體作為一個(gè)分解反應(yīng)的產(chǎn)物是同時(shí)同步生成的，即共析共生，一分為二，同時(shí)形成。

珠光體是過冷奧氏體分解得到的共析鐵素體和共析碳化物的整合組織。鐵素體和滲碳體是有機(jī)結(jié)合、有序配合的，且有位向關(guān)系，在相對量上具有一定比例關(guān)系，是共析共生的，不存在領(lǐng)先相。

圖4-8 T10鋼的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

從動(dòng)力學(xué)上看，在碳素鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖中，在550℃附近（鼻溫）的孕育期極短。圖4-8所示為T10鋼的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖^[13]。從圖中可見，在550℃孕育期極短，等溫0.5s共析分解反應(yīng)就將全部完成，即完成共析分解，形成珠光體組織（F＋Fe₃C）。這一實(shí)驗(yàn)事實(shí)足以說明，珠光體的兩相（鐵素體＋滲碳體）是共析共生的，同時(shí)形成的，沒有“領(lǐng)先”和“隨后”之分，即不存在領(lǐng)先相。20世紀(jì)80年代，Hackney.S.A用高分辨率透射電子顯微鏡研究珠光體轉(zhuǎn)變，觀察了F/A、C/A界面的結(jié)構(gòu)及界面形成過程，發(fā)現(xiàn)在界面上存在鐵素體和滲碳體平直的相界面及共享臺(tái)階^[14]。表明珠光體晶核形成并共享臺(tái)階長大，說明珠光體晶核的兩相（鐵素體＋滲碳體）同時(shí)同步形成，共析共生，共享臺(tái)階協(xié)同長大。至今尚未發(fā)現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)單獨(dú)的鐵素體領(lǐng)先相晶核或者單獨(dú)的滲碳體領(lǐng)先相晶核，從理論上講也是不可能被發(fā)現(xiàn)的。

（2）在奧氏體晶界形核 過冷奧氏體中的貧碳區(qū)和富碳區(qū)是共析分解的一個(gè)必要條件。無論是高碳鋼、中碳鋼、還是低碳鋼，在其奧氏體中本來就存在貧碳區(qū)和富碳區(qū)。碳原子在奧氏體中的分布是不均勻的，奧氏體均勻化是相對均勻，不均勻是絕對的。按照系統(tǒng)科學(xué)的自組織理論^[4，15]，遠(yuǎn)離平衡態(tài)必然出現(xiàn)隨機(jī)漲落，奧氏體中必將出現(xiàn)貧碳區(qū)和富碳區(qū)的濃度漲落。加上隨機(jī)出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲落、能量漲落，一旦滿足形核條件時(shí)，則在貧碳區(qū)建構(gòu)鐵素體的同時(shí)，在富碳區(qū)也建構(gòu)滲碳體（或碳化物），二者同時(shí)同步，共析共生，非線性相互作用，互為因果，形成一個(gè)珠光體的晶核（F＋Fe₃C）。這種演化機(jī)制屬于放大型的因果正反饋?zhàn)饔茫刮⑿〉碾S機(jī)漲落經(jīng)過連續(xù)的相互作用逐級(jí)增強(qiáng)，而使原系統(tǒng)（奧氏體）瓦解，建構(gòu)新的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)（珠光體）。

奧氏體晶界處是碳原子偏聚的場所，原子排列混亂，能量較高，因此最容易出現(xiàn)和滿足濃度漲落、結(jié)構(gòu)漲落和能量漲落，是珠光體形核的場所。圖4-9a所示為在奧氏體晶界上靠濃度漲落形成貧碳區(qū)和富碳區(qū)，圖4-9b所示為形成珠光體晶核（F＋Fe₃C）。在鐵素體旁側(cè)的奧氏體中，碳原子逐漸增加，不斷富碳，這有利于滲碳體的再形成；而在滲碳體旁側(cè)的奧氏體中，碳原子將不斷貧化，這有利于鐵素體的再形成。這種現(xiàn)象輪流出現(xiàn)，珠光體晶核不斷長大，如圖4-9c所示，逐漸形成一個(gè)珠光體領(lǐng)域。圖4-9d所示為42MnV鋼的珠光體晶核在奧氏體晶界形成，并向一側(cè)奧氏體晶內(nèi)長大形成的一個(gè)珠光體團(tuán)，其尺寸約為3μm，前端呈球冠狀。

圖4-9 珠光體形核-長大示意圖和珠光體團(tuán)（TEM）

（3）珠光體形核的實(shí)驗(yàn)觀察 按照固態(tài)相變的一般規(guī)律，奧氏體晶界是珠光體轉(zhuǎn)變優(yōu)先形核的地點(diǎn)。珠光體的晶核可以由一片鐵素體加一片碳化物相間組成，也可能由幾片鐵素體和幾片碳化物相間構(gòu)成。當(dāng)其大于臨界晶核尺寸時(shí)，即可長大為一個(gè)珠光體領(lǐng)域（稱為珠光體團(tuán)）。

將35CrMo鋼于1050℃奧氏體化，然后于530℃硝鹽浴中等溫10min，水冷淬火，得到貝氏體鐵素體＋珠光體＋馬氏體＋殘留奧氏體的整合組織，如圖4-10所示。圖中左側(cè)的粗片狀物為貝氏體組織，是在530℃等溫時(shí)首先形成的。依據(jù)35CrMo鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖，等溫到10min左右時(shí)，才有珠光體形成，珠光體剛剛形核并長大時(shí)尺寸很小。從圖4-10中可見，在晶界上形成片層狀的珠光體，圖中所標(biāo)的珠光體團(tuán)尺寸實(shí)測為1088nm，呈球冠狀。而箭頭a所指的珠光體團(tuán)尺寸約為270nm，箭頭b所指的尺寸約為550nm。這些珠光體團(tuán)的尺寸很小，都是由珠光體晶核剛剛長大而來的，比較接近臨界晶核的尺寸。

圖4-10 35CrMo鋼在奧氏體晶界處形成珠光體晶核并長大（SEM）

至今難以借助儀器實(shí)際測定珠光體晶核的尺寸，但是可以通過實(shí)驗(yàn)觀察理論地進(jìn)行分析推斷。過冷奧氏體遠(yuǎn)離平衡態(tài)（有過冷度時(shí)），即在Ar₁溫度發(fā)生共析反應(yīng)。Fe-C合金的共析分解反應(yīng)式為A→F＋Fe₃C，某些合金鋼的共析分解反應(yīng)式為A→F＋M_mC_n，M_mC_n表示特殊碳化物，如Cr₇C₃等。

圖4-11 T8鋼550℃等溫形成的一個(gè)珠光體晶核的長大尺寸（SEM）

圖4-11所示為T8鋼在550℃等溫形成的一個(gè)珠光體晶核的長大結(jié)果，其側(cè)向尺寸不足1μm，它是臨界晶核長大不久的形貌，由六片鐵素體和六片滲碳體組成。如果臨界晶核由一片鐵素體和一片滲碳體組成，則可知晶核的尺寸約為100nm。

（4）珠光體臨界晶核尺寸和形核功如圖4-12所示，珠光體在奧氏體γ₁、γ₂的界面上形核。設(shè)晶核形貌為球冠狀，球冠半徑為r。

圖4-12 在奧氏體晶界上形成珠光體晶核示意圖

圖4-12a中的γ為母相奧氏體，P為珠光體晶核，γ的晶界能為σ_γ。界面能（σ_核）為σ_γP，接觸角為θ（實(shí)測圖4-12b中θ＝60°）。令t＝cosθ，當(dāng)界面張力平衡時(shí)，有

σ_γ＝σ_γPt （4-1）

由于存在半共格界面，因此，應(yīng)當(dāng)將形核的應(yīng)變能計(jì)算在內(nèi)，不宜忽略不計(jì)。令晶核中單位體積的應(yīng)變能為U_v，球冠的體積為V＝πr³[S]，其中[S]＝（2－3t＋t³）/3一個(gè)鐵原子的體積為V_P，則珠光體晶核形成時(shí)引起的自由能變化為^[16]

γP－πr²（1－t²）σ_γ式中，ΔG_A是一個(gè)原子的自由能變化，第1項(xiàng)則為形核引起的兩相自由能之差，為相變驅(qū)動(dòng)力；第2項(xiàng)是畸變能（阻力項(xiàng)）；第3、4、5項(xiàng)（方括號(hào)內(nèi)）是表面能之和（阻力項(xiàng)）。可見，自由能變化ΔG_A是半徑r的函數(shù)。因此對式（4-2）求導(dǎo)，并令?ΔG＝0，

?r則可得臨界晶核尺寸和形核功為

令

式中，是奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)的線膨脹之比值。對于w_C＝0.8％的共析鋼，＝0.00958。

鋼的彈性模量E為溫度的函數(shù)，隨溫度的升高而降低，溫度每升高100℃，E值下降3％～5％。500℃時(shí)E＝1.65×10¹¹Pa，600℃時(shí)E＝1.55×10¹¹Pa。

取650℃時(shí)E＝1.50×10¹¹Pa，700℃時(shí)E＝1.45×10¹¹Pa，按此數(shù)據(jù)計(jì)算各溫度下對應(yīng)的單位體積應(yīng)變能U_V分別為：650℃時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w引起的單位體積的應(yīng)變能為U_V＝2.064×10⁷J；700℃時(shí)，單位體積的應(yīng)變能U_V＝1.996×10⁷J。若取θ＝60°，此時(shí)t＝1/2。鐵的摩爾體積為7.1cm³/mol，故每個(gè)鐵原子的體積V_P＝1.18×10^－23cm³。

由于珠光體由鐵素體和滲碳體兩相組成，珠光體與奧氏體的界面能σ_γP應(yīng)當(dāng)為兩相與奧氏體相界面能的整合，目前在文獻(xiàn)中缺少該數(shù)據(jù)。根據(jù)γ-Fe的晶界能、α-γ的非共格界面能等數(shù)據(jù)綜合分析，暫取σ_γP＝0.68J/m²。

在700℃共析分解時(shí)，相變驅(qū)動(dòng)力取－210J/mol；在650℃共析分解時(shí)，相變驅(qū)動(dòng)力取－450J/mol。將各項(xiàng)數(shù)據(jù)分別代入式（4-3）和式（4-4），計(jì)算得：700℃共析分解時(shí)珠光體的臨界晶核半徑r^?＝152nm；650℃時(shí)的臨界晶核半徑r?＝70nm。在700℃共析分解時(shí)，算得臨界形核功為ΔG^?＝292J/mol；在650℃共析分解時(shí)，得臨界形核功ΔG^?＝155J/mol。算得珠光體轉(zhuǎn)變（650～700℃）的臨界晶核半徑為70～152nm，此值接近珠光體的片間距。最小的珠光體晶核應(yīng)由一片滲碳體和一片鐵素體組合而成，則此臨界半徑計(jì)算值是合理的。

形核是在相變驅(qū)動(dòng)力作用下完成的，計(jì)算表明，奧氏體在650～700℃共析分解時(shí)，臨界形核功為ΔG^?＝155～292J/mol。650℃時(shí)的臨界形核功比700℃時(shí)的小，此與臨界晶核半徑尺寸較小有關(guān)，也是合理的。

2.珠光體晶核的長大

在奧氏體晶界處形成珠光體晶核（F＋Fe₃C）后，通過其側(cè)向長大和端向長大，使珠光體晶核迅速長大為珠光體領(lǐng)域。珠光體是依靠鐵素體和滲碳體的協(xié)同競爭長大進(jìn)行的。

經(jīng)典的珠光體長大理論認(rèn)為，珠光體晶核的端向長大過程有賴于碳原子從鐵素體片前沿的富碳奧氏體區(qū)向滲碳體前沿的貧碳奧氏體中擴(kuò)散，鐵素體片前沿的含碳量降低，有利于鐵素體長大，增碳的奧氏體則促使?jié)B碳體長大。通過這樣的體擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)滲碳體和鐵素體的長大。

在共析成分的碳素鋼中珠光體的實(shí)測長大速度很快，約為50μm/s。而按體擴(kuò)散計(jì)算所得的鐵素體片的長大速度很慢，為0.16μm/s，滲碳體片為0.064μm/s，與實(shí)測值相差2～3個(gè)數(shù)量級(jí)，即遠(yuǎn)小于珠光體長大的實(shí)測值^[12]。這與鐵素體和滲碳體的非線性相互協(xié)同作用有關(guān)，也與界面擴(kuò)散有關(guān)。因此，認(rèn)為珠光體長大主要是通過界面擴(kuò)散進(jìn)行的。理論上也證明界面擴(kuò)散速度要比體擴(kuò)散快得多。研究指出：原子在奧氏體晶界的自擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于在晶內(nèi)的自擴(kuò)散系數(shù)，晶界自擴(kuò)散系數(shù)約為晶內(nèi)的10⁷倍。界面擴(kuò)散可能是珠光體長大速度較快的原因之一。珠光體領(lǐng)域的長大速度記為v＝kD_b（ΔT）3，D_b為界面擴(kuò)散系數(shù)。可見，珠光體長大速度隨著過冷度的增大而加速，而且與擴(kuò)散系數(shù)成正比。珠光體晶核的長大不是依靠體擴(kuò)散，而是以界面擴(kuò)散為主迅速長大的。

珠光體轉(zhuǎn)變在比A₁稍低的較高溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，主要以界面擴(kuò)散方式完成共析分解，碳原子、替換原子均能夠沿著相界面長程擴(kuò)散。

合金鋼中的珠光體組織由共析合金鐵素體和共析合金滲碳體構(gòu)成。在較小的過冷度下，替換原子在母相和新相之間進(jìn)行再分配，屬于界面擴(kuò)散。Cr、Mo等合金元素在共析分解時(shí)能夠進(jìn)行再分配。在共析分解時(shí)，合金滲碳體和特殊碳化物的形成說明，替換原子是能夠長程擴(kuò)散的，主要是界面擴(kuò)散。鐵素體長大時(shí)排出碳原子，使F/A相界面處的碳原子濃度增加，其“鄰居”即滲碳體長大消耗了碳原子，使C/A相界面處的碳原子濃度降低，此時(shí)在化學(xué)勢作用下，碳原子迅速沿著界面擴(kuò)散到滲碳體前沿，協(xié)助滲碳體長大；而鐵素體前沿的碳原子濃度降低則有利于鐵素體的長大。鐵素體長大需要鐵原子的供應(yīng)，滲碳體長大排出的鐵原子則沿著相界面擴(kuò)散到鐵素體前沿，促進(jìn)鐵素體長大。這就是兩相協(xié)同競相長大機(jī)制。

協(xié)同長大是以臺(tái)階機(jī)制進(jìn)行的。臺(tái)階機(jī)制是珠光體轉(zhuǎn)變理論研究的一個(gè)新的進(jìn)展，它認(rèn)為共析鐵素體和共析滲碳體兩相與母相奧氏體的相界面是由連續(xù)的長大臺(tái)階耦合而成的，兩相依靠臺(tái)階長大共析共生、協(xié)同生長。

圖4-13 Fe-0.8％C-12％Mn合金的珠光體及共享臺(tái)階（TEM）

20世紀(jì)80年代中期，Hack-ney.S.A用高分辨率透射電子顯微鏡研究了Fe-0.8％C-12％Mn合金的珠光體轉(zhuǎn)變，觀察了F/A及C/A界面的結(jié)構(gòu)及界面形成過程^[14]，發(fā)現(xiàn)在界面上存在平直的相界面、錯(cuò)配位錯(cuò)及臺(tái)階缺陷，認(rèn)為珠光體長大時(shí)其界面遷移依賴于臺(tái)階的橫向運(yùn)動(dòng)。圖4-13所示為Fe-0.8％C-12％Mn合金經(jīng)1300℃加熱12h＋600℃保溫12h后淬水處理，觀察發(fā)現(xiàn)在其珠光體上存在共享臺(tái)階。可見，由鐵素體和滲碳體組成的珠光體組織按照臺(tái)階機(jī)制長大。這種高碳高錳鋼在珠光體轉(zhuǎn)變結(jié)束后，未轉(zhuǎn)變的奧氏體可以穩(wěn)定地存在于室溫，因而在轉(zhuǎn)變前沿的界面上可避免馬氏體相變的干擾。從圖中可以看到呈現(xiàn)片狀的鐵素體（F）和滲碳體（C），照片中的虛線表示界面與薄膜樣品上下底面的交截線。

鐵素體和滲碳體依靠共享臺(tái)階進(jìn)行共析共生而協(xié)同長大，形成片狀珠光體組織。圖4-14所示為鐵素體和滲碳體的共享臺(tái)階示意圖，可見，鐵素體和滲碳體享有共同的臺(tái)面和階面，在共析共生過程中，共析臺(tái)階是個(gè)整體，一起向奧氏體中推移，從而共析共生而長大。這表明珠光體長大前沿界面與奧氏體之間維持著部分共格關(guān)系，與以往提出的珠光體中的鐵素體和滲碳體的非共格界面長大學(xué)說不同。

所謂共享臺(tái)階機(jī)制，是指共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中的鐵素體和滲碳體在相變前沿界面上存在可移動(dòng)的生長臺(tái)階，該臺(tái)階屬于兩相共有，要求共析兩相具有協(xié)調(diào)的生長速度。共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物通過臺(tái)階的側(cè)向遷移而長大。

圖4-14 鐵素體和滲碳體共享臺(tái)階示意圖

按照以往的珠光體長大理論，F(xiàn)/A、C/A相界面的端刃部應(yīng)當(dāng)具有非共格結(jié)構(gòu)。但是，根據(jù)位向關(guān)系，這兩個(gè)相界面應(yīng)具有半共格結(jié)構(gòu)，否則珠光體的兩個(gè)組成相與母相之間不會(huì)有任何晶體學(xué)取向關(guān)系，而試驗(yàn)結(jié)果表明存在晶體學(xué)取向關(guān)系。許多試驗(yàn)結(jié)果表明，晶粒界、孿晶界可使珠光體晶核長大停止或改變鐵素體片及滲碳體片的長大方向，晶粒界往往阻礙珠光體領(lǐng)域的發(fā)展。這些都表明以相界面非共格無序的長大機(jī)制不夠完善，應(yīng)當(dāng)修正。

4.2.3 相間沉淀的本質(zhì)

20世紀(jì)60年代，人們在研究熱軋空冷非調(diào)質(zhì)低碳微合金高強(qiáng)度鋼時(shí)，發(fā)現(xiàn)在鋼中加入微量的Nb、V、Ti等元素能夠有效地提高強(qiáng)度。透射電子顯微鏡觀察表明，這種鋼在熱軋后的冷卻過程中析出了細(xì)小的特殊碳化物，而不是滲碳體。即由過冷奧氏體共析分解直接形成（鐵素體＋特殊碳化物）的整合組織，而不是鐵素體＋滲碳體的共析體。這是由于特殊碳化物比滲碳體更穩(wěn)定，鐵素體＋特殊碳化物的吉布斯自由能比鐵素體＋滲碳體的更低。以往稱這種珠光體組織為“相間沉淀”。

1.相間沉淀產(chǎn)物的形態(tài)

相間沉淀組織中的碳化物顆粒很小，直徑約為5nm，呈不規(guī)則分布或點(diǎn)列狀分布。以往認(rèn)為這是由于相變過程中特殊碳化物在鐵素體-奧氏體界面上呈周期性沉淀的結(jié)果，故命名為“相間沉淀”。它實(shí)質(zhì)上也屬于過冷奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變，是共析分解在特殊條件下的一種特殊形式。它是在鐵素體基體上分布著極為細(xì)小彌散的特殊碳化物顆粒，是共析鐵素體＋特殊碳化物的整合組織，是珠光體組織的一種特殊組織形貌。

原則上講，脫溶是固溶處理的逆過程。溶質(zhì)原子從過飽和固溶體的一定區(qū)域內(nèi)析出、聚集并形成新相的過程，稱為脫溶或沉淀。此處所說的沉淀實(shí)際上是共析分解的一個(gè)特例，其晶核同樣是兩相，即F＋MC，本質(zhì)上仍然是珠光體轉(zhuǎn)變，是共析分解。

由于相間沉淀產(chǎn)物中的碳化物顆粒極為細(xì)小，在光學(xué)顯微鏡下難以觀察到，只有借助電子顯微鏡才能進(jìn)行觀察，可見其呈細(xì)小顆粒不規(guī)則分布或點(diǎn)列狀規(guī)則分布，如圖4-15所示。

圖4-15 V4C3顆粒在鐵素體基體上的分布^[12]

a）點(diǎn)列狀分布 b）不規(guī)則分布

2.關(guān)于相間沉淀機(jī)制

如上所述，相間沉淀實(shí)質(zhì)上是奧氏體的共析分解過程，是鐵素體＋碳化物（VC、NbC等）共析共生的過程，是偽共析組織。它也是在過冷奧氏體的界面上形核，晶核包括（F＋MC）兩相，然后長大。由于合金元素V、Nb的含量低，V、Nb等合金元素的原子擴(kuò)散速度極為緩慢，加之鋼中含碳量也低，單位體積中可能供給的碳原子和V、Nb等合金元素的原子數(shù)量少，不能長大成較大的片狀碳化物，而只能形成細(xì)小的碳化物顆粒，隨即終止長大，因而呈現(xiàn)顆粒狀，或呈點(diǎn)列狀分布。在形成特殊碳化物的同時(shí)，鐵素體基體也隨之長大，二者共析共生，其界面不斷協(xié)同向前推移。

圖4-16所示為按照共析分解機(jī)制形成相間沉淀產(chǎn)物的示意圖。圖4-16a表示在過冷奧氏體γ₁/γ₂的界面上，由于漲落形成貧碳區(qū)和富碳區(qū)；圖4-16b表示形成珠光體晶核（F＋MC），MC的長大需要大量的合金元素原子，但是由于這類原子含量低，而且擴(kuò)散慢，因此難以連續(xù)長大成片狀，只能長大為細(xì)小的顆粒（如果條件允許，可能長成短棒狀），而鐵素體的相對量較大，故長大且包圍了MC顆粒，如圖4-16c所示；最后轉(zhuǎn)變?yōu)槿鐖D4-16d所示的組織形貌。碳化物顆粒的分布狀況要視轉(zhuǎn)變溫度及奧氏體中的化學(xué)成分而定，同時(shí)與電鏡衍射觀察角度有關(guān)。圖4-17所示為滲碳體相間沉淀的組織照片^[3]，可見滲碳體沒有能夠連成片狀，而是斷斷續(xù)續(xù)地呈顆粒狀分布。

圖4-16 相間沉淀的共析分解示意圖

圖4-17 滲碳體相間沉淀（TEM）和衍射花樣標(biāo)定

以往資料中的相間沉淀機(jī)制認(rèn)為，首先在奧氏體晶界上形成鐵素體，使鐵素體前沿奧氏體一側(cè)的碳濃度升高，出現(xiàn)濃度梯度。在碳濃度最高的γ/α相界處將析出碳化物，又使奧氏體一側(cè)的碳濃度降低。這種學(xué)說沿襲了傳統(tǒng)的鐵素體作為領(lǐng)先相，原子通過體擴(kuò)散進(jìn)行轉(zhuǎn)變的觀點(diǎn)，不妥當(dāng)，應(yīng)當(dāng)摒棄。

珠光體轉(zhuǎn)變不是體擴(kuò)散，而是以界面擴(kuò)散為主，也不是非共格界面遷移的過程。相間沉淀的碳化物是按共格或半共格關(guān)系與鐵素體相一起相互配合，共析共生，競爭協(xié)同長大的。

總之，相間沉淀是珠光體轉(zhuǎn)變的一個(gè)特例。相間沉淀產(chǎn)物的形貌與片狀珠光體不同，但本質(zhì)上就是珠光體組織，其轉(zhuǎn)變機(jī)制與共析分解理論是一致的。

4.2.4 魏氏組織的形成

以往資料中將魏氏組織并入貝氏體相變一章中闡述。魏氏組織實(shí)際上是一種偽共析轉(zhuǎn)變的組織，不屬于貝氏體相變的范疇。亞共析鋼的魏氏組織是先共析鐵素體在奧氏體晶界形核并呈方向性片狀長大，即沿著母相奧氏體的｛111｝_γ晶面（慣習(xí)面）析出。過熱的奧氏體在高溫區(qū)的下部區(qū)域（過冷度較大）在晶界形核并向晶內(nèi)生長為條片狀鐵素體（或條片狀滲碳體），余下的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)闃O細(xì)珠光體（托氏體），這種整合組織稱為魏氏組織。

亞共析鋼的魏氏組織鐵素體（WF）是鋼在較高溫度下形成的一種片狀產(chǎn)物。通常，WF是在等軸鐵素體形成溫度之下、貝氏體形成溫度區(qū)以上，當(dāng)奧氏體晶粒較大時(shí)以較快速度冷卻形成的。圖4-18a所示為45鋼經(jīng)1100℃加熱，奧氏體晶粒長大后空冷得到的魏氏組織。由圖中可見，首先沿著原奧氏體晶界析出網(wǎng)狀鐵素體，然后析出的片狀鐵素體向奧氏體晶內(nèi)沿某一界面平行地長大，其余黑色區(qū)域?yàn)橥惺象w組織。

在過共析鋼中也存在魏氏組織，先共析滲碳體以針狀和條片狀析出，在實(shí)際生產(chǎn)中比較少見。圖4-18b所示為含有0.69％C、0.90％Mn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鋼軌鋼的魏氏組織^[3]。由圖中可見，首先在奧氏體晶界上析出先共析滲碳體，然后從晶界滲碳體上再次形成滲碳體晶核，然后沿著有利的晶面向晶界一側(cè)或兩側(cè)以片狀滲碳體的形式向晶內(nèi)長大。當(dāng)冷卻到A₁以下時(shí)，剩余的奧氏體則轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺钪楣怏w組織。

魏氏組織形貌與上貝氏體有相似之處。但在魏氏鐵素體片中沒有發(fā)現(xiàn)亞單元。魏氏組織的形成溫度較高，存在明顯的碳原子的擴(kuò)散，符合擴(kuò)散形核-長大規(guī)律，因此它不屬于貝氏體組織的范疇，而是先共析鐵素體＋珠光體的整合組織，或先共析碳化物＋珠光體的整合組織，屬于偽共析分解過程。

圖4-18 魏氏組織（OM）

a）45鋼 b）鋼軌鋼

4.2.5 珠光體組織中的位向關(guān)系

研究指出，珠光體晶核在晶界形成時(shí)存在位向關(guān)系。其中的滲碳體與兩個(gè)奧氏體晶粒γ₁、γ₂中的一個(gè)（如γ₁）保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，即

珠光體中的鐵素體與γ₂保持K-S關(guān)系

在珠光體中，鐵素體和滲碳體之間的晶體學(xué)取向關(guān)系有兩種，一種是Pitsch-Petch關(guān)系

另一種是Bagayatski關(guān)系