2.3.2　珠光体转变机制

2.3.2.1　珠光体转变的热力学条件

共析成分奥氏体过冷至A₁点以下，将发生珠光体转变。珠光体转变的驱动力是珠光体与奥氏体的自由能差。由于珠光体转变温度较高，原子能够长距离扩散，珠光体又是在晶界形核，形核所需的驱动力较小，所以在较小的过冷度下即可发生珠光体转变。

图2-52为铁碳合金的奥氏体、铁素体和渗碳体三个相在T₁、T₂温度的自由能-成分曲线图。图2-52（a）为在T₁（即A₁）温度下三个相的自由能-成分曲线有一条公切线，表明铁素体和渗碳体双相组织（即珠光体）的自由能与共析成分的奥氏体的自由能相等，自由能差为零，没有相变驱动力，即在T₁温度下共析成分的奥氏体不能转变为铁素体和渗碳体的双相组织（珠光体）。

当温度下降到T₂时，奥氏体、铁素体和渗碳体的自由能曲线的相对位置发生了变化，如图2-52（b）所示。由图可见，在三个相的自由能曲线间可以作出三条公切线。这三条公切线分别代表三组混合相的自由能，即d成分的奥氏体与渗碳体，c成分的奥氏体与a成分的铁素体，a'成分的铁素体与渗碳体三组混合相。共析成分的奥氏体的自由能在三条公切线之上，所以共析成分的奥氏体有可能分解为d成分的奥氏体与渗碳体、a成分的铁素体与c成分的奥氏体以及a'成分的铁素体与渗碳体。由于后者的公切线位置最低，所以由共析成分的奥氏体转变为a'成分的铁素体与渗碳体（即珠光体）在热力学上的可能性最大。

当共析成分的奥氏体同时转变为d成分的奥氏体与渗碳体、a成分的铁素体与c成分的奥氏体时，奥氏体的成分是不均匀的，与铁素体接壤处为含碳较高的c成分，与渗碳体接壤处为含碳较低的d成分，如图2-52（c）所示。因此，在奥氏体内部将出现碳的浓度梯度，碳将从高碳区往低碳区扩散，使奥氏体的上述转变过程得以继续进行，直至奥氏体消失，全部转变为自由能最低的、成分为a'的铁素体与渗碳体组成的两相混合物，即珠光体。

2.3.2.2　片状珠光体的形成机制

下面我们以共析碳钢为例，讨论片状珠光体的形成过程。

珠光体转变时，共析成分的奥氏体将转变为铁素体和渗碳体的双相组织，这一反应可用下式表示：

　　（2-41）

可见，珠光体的形成包含着两个不同的过程：一个是点阵的重构，即由面心立方的奥氏体转变为体心立方的铁素体和正交点阵的渗碳体；另一个则是通过碳的扩散使成分发生改变，即由共析成分的奥氏体转变为高碳的渗碳体和低碳的铁素体。

珠光体转变也是通过形核和长大进行的。珠光体转变时哪个相首先形核，即哪个相为领先相？究竟有没有领先相？由于领先相很难用实验直接观察到，所以自从1942年提出这个问题以来，学术界一直都有争论。不过，近年来对领先相的认识已基本趋于一致，即珠光体转变有领先相，渗碳体和铁素体哪个为领先相，则视钢的化学成分、奥氏体化条件及珠光体转变过冷度而定。亚共析钢的领先相通常是铁素体，过共析钢的领先相通常是渗碳体，共析钢的领先相，可以是渗碳体，也可以是铁素体。过冷度小时，渗碳体为领先相；过冷度大时，铁素体为领先相。如果共析钢的领先相是渗碳体，珠光体形成时渗碳体的晶核通常优先在奥氏体晶界上形成。这是因为晶界在晶体结构、化学成分以及能量等方面均不同于晶粒内部，缺陷较多、能量较高，原子易于扩散，故易于满足形核的需要，因为薄片状晶核的应变能小，且由于表面积大容易接受到碳原子，所以渗碳体晶核初形成时为一小薄片，如图2-53（a）所示。

渗碳体晶核形成后长大时，将从周围奥氏体中吸取碳原子而使周围出现贫碳奥氏体区。在贫碳奥氏体区中将形成铁素体晶核，同样铁素体晶核也最易在渗碳体两侧的奥氏体晶界上形成［图2-53（b）］。在渗碳体两侧形成铁素体晶核以后，已经形成的渗碳体片就不可能再向两侧长大，而只能向纵深发展，长成片状。新形成的铁素体除了随渗碳体片向纵深方向长大外，也将向侧面长大。长大的结果是在铁素体外侧又将出现奥氏体的富碳区，在富碳区的奥氏体中又可以形成新的渗碳体晶核［图2-53（c）］。如此沿奥氏体晶界不断协调合作，交替地形成渗碳体与铁素体晶核，并不断平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大。这样就得到了一组片层大致平行的珠光体团（或珠光体领域），如图2-53（d）所示。

在第一个珠光体团形成的过程中。有可能在奥氏体晶界的另一个地方，或是在已经形成的珠光体团的边缘上形成新的另一个取向的渗碳体晶核，并由此而形成一个新的珠光体团［图2-53（e）］。当各个珠光体团相互完全接触时［图2-53（f）］，珠光体转变结束，全部得到片状珠光体组织。图2-54表明，Fe-12Mn-0.8C钢中片状珠光体优先在奥氏体晶界形核。

图2-55表明片状珠光体长大过程受碳原子扩散控制。由图2-55可知，转变在T₁温度进行，由图2-55（a）得出与铁素体接壤的奥氏体的含碳量为，高于与渗碳体接壤的奥氏体的含碳量。因此，在奥氏体中形成了碳的浓度梯度，从而引起碳的扩散。扩散的结果，使与铁素体接壤的奥氏体中含碳量下降，与渗碳体接壤的奥氏体的含碳量升高，破坏了相界面上的碳的平衡。为了恢复平衡，与铁素体接壤的奥氏体将转变为含碳量低的铁素体，使α/γ界面向奥氏体一侧推移，并使界面处奥氏体的含碳量升高；与渗碳体接壤的奥氏体将转变为含碳量高的渗碳体，使θ/γ界面向奥氏体一侧推移，并使界面处奥氏体的含碳量下降。其结果就是渗碳体与铁素体均随着碳原子的扩散同时往奥氏体晶粒纵深长大，从而形成片状珠光体。此外，由图2-55还可见，由于，故α相中的碳将从α/γ界面向α/θ界面扩散，将导致渗碳体向两侧长大。

图2-56为渗碳体长大分枝示意图。渗碳体片在向前长大的过程中，有可能不断分枝，而铁素体则协调地在渗碳体枝间形成。这样形成的珠光体团中的渗碳体是一个单晶体，渗碳体间的铁素体也是一个单晶体，即一个珠光体团是由一个渗碳体晶粒和一个铁素体晶粒互相穿插起来而形成的。渗碳体主干分枝长大的原因之一，很可能是前沿奥氏体中的塞积位错。

由于上述珠光体形成机制仅涉及碳原子在奥氏体内的扩散，所以又被称为体扩散机制。按照体扩散模型计算共析钢中铁素体的长大速度为0.16μm/s，渗碳体的长大速度为0.06μm/s，都远小于实测的珠光体长大速度50μm/s。因此，有人又提出了界面扩散机制，并且认为在650℃以下珠光体相变主要是通过母相与珠光体的界面扩散进行的。实际上，在珠光体转变的过程中同时存在着这两种扩散，过冷度小时很可能以体扩散为主，过冷度大时很可能以界面扩散为主。对于合金钢，考虑到合金元素原子的空位扩散，其珠光体相变可能也以界面扩散为主。

需要指出，在一定条件下，片状珠光体转变的领先相很可能在晶内第二相界面上形核。能与铁素体形成Baker-Nutting取向关系、具有β结构的第二相，能有效地促进晶内形核，其中含V和Mn的非共格（MnS+VC）复合粒子是晶内珠光体领先相——铁素体的有利形核位置，如图2-57所示。

正常的片状珠光体形成时，铁素体和渗碳体是交替配合长大的。但在某些情况下，在过共析钢中片状珠光体形成时，渗碳体和铁素体不一定交替配合长大。图2-58表示过共析钢珠光体转变时，由于渗碳体和铁素体不匹配成核而产生的几种反常组织。图2-58（a）表示在晶界渗碳体的一侧长出一片铁素体，此后却不再配合成核长大。图2-58（b）表示从晶界上形成的渗碳体中长出一个分枝伸向晶粒内部，但无铁素体与之配合，因此形成一片孤立的渗碳体。图2-58（c）则表示由晶界长出的渗碳体片，伸向晶内后在分枝的端部长出一个珠光体团。图2-58（a）和图2-58（b）称为离异共析组织，由此可以解释在过共析钢或在渗碳钢的渗层中所出现的一些反常组织。

2.3.2.3　粒状珠光体的形成机制

在奥氏体晶界形成的渗碳体核向晶内长大将长成片状珠光体。在奥氏体晶粒内形成的渗碳体核向四周长大并形成粒状珠光体。因此形成粒状珠光体的条件是保证渗碳体的核能在奥氏体晶内形成。而要达到形成粒状珠光体的转变条件，则需要特定的奥氏体化工艺条件和特定的冷却工艺条件。所谓特定的奥氏体化工艺条件是：奥氏体化温度很低（一般仅比A_c1高10～20℃），保温时间较短。所谓特定的冷却工艺条件是：冷却速度极慢（一般小于20℃/h），或者过冷奥氏体等温温度足够高（一般仅比A_c1低10～20℃），等温时间要足够长。上述特定的奥氏体化工艺条件和特定的冷却工艺条件，实际上就是普通球化退火和等温球化退火的工艺条件。

由于奥氏体化温度低，热保温时间短，所以加热转变不能充分进行，得到的组织为奥氏体和许多未熔的残留碳化物，或许多微小碳的富集区。这时残留碳化物已经不是片状，而是断开的、趋于球状的颗粒状碳化物。当慢速冷却至A_r1以下附近等温时，未溶解的残留粒状渗碳体便是现成的渗碳体核。此外，在富碳区也将形成渗碳体核。这样的核与在奥氏体晶界形成的核不同，可以向四周长大，长成粒状渗碳体。而在渗碳体四周则出现低碳奥氏体，通过形核长大，协调地转变为铁素体，最终形成颗粒状渗碳体分布在铁素体基体中的粒状珠光体。

如果加热前的原始组织为片状珠光体，则在加热过程中片状渗碳体有可能自发地发生破裂和球化。这是因为片状渗碳体的表面积大于同样体积的粒状渗碳体，因此从能量角度考虑，碳体的球化是一个自发的过程。根据吉布斯-汤姆斯（Gibbs-Thomson）定律，第二相粒子的溶解度与粒子的曲率半径有关。曲率半径越小，溶解度越高。片状渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度，这就使得周围的基体（铁素体或奥氏体）与渗碳体尖角接壤处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，从而在基体（铁素体或奥氏体）内形成碳的浓度梯度，引起碳的扩散。扩散的结果是破坏了界面上碳浓度的平衡。为了恢复平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗碳体平面将向外长大。如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的粒状渗碳体。在A_c1附近加热、保温、冷却或等温过程中，上述渗碳体球化过程一直都在自发进行。粒状珠光体之所以还可通过低温球化退火获得，就是按照上述片状渗碳体自发球化机理进行的。低温球化退火并不经过奥氏体化和珠光体转变过程，而是在A_r1以下附近长时间等温加热，使片状珠光体直接自发地转变为粒状珠光体。

片状渗碳体的断裂还与渗碳体片内的晶体缺陷有关。图2-21表明，由于渗碳体片内存在亚晶界而引起渗碳体的断裂。亚晶界的存在将在渗碳体内产生一界面张力，从而使片状渗碳体在亚晶界处出现沟槽，沟槽的两侧将成为曲面而逐渐球化。同理，这种片状渗碳体断裂现象，在渗碳体中位错密度高的区域也会发生。

由此可见，如图2-59所示，在A_c1以下片状渗碳体的球化是通过渗碳体片的破裂、断开而逐渐成为粒状的。

除了上述球化退火工艺外，通过调质处理也可获得粒状珠光体。钢淬成马氏体后，通过高温回火，自马氏体析出的碳化物经聚集、长大成颗粒状碳化物，均匀分布在铁素体基体中，成为粒状珠光体。

对组织为片状珠光体的钢进行塑性变形，会使渗碳体片断开、碎化、溶解，会增加珠光体中铁素体和渗碳体的位错密度和亚晶界数量，故有促进渗碳体球化的作用。如高碳钢的高温形变球化退火（锻后余热球化退火），可使球化速度加快。

有网状碳化物的过共析钢在A_c1～A_ccm之间加热时，网状碳化物也会发生断裂和球化，但所得碳化物颗粒较大，且往往呈多角形、“一”字形或“人”字形。由于网状碳化物为先共析相，采用正常的球化退火无法消除网状碳化物。为使其断裂、球化所需的加热温度高于正常球化退火温度，对有网状碳化物的过共析钢，一般应先进行正火以消除网状碳化物，然后再进行球化退火。

上面讨论的是珠光体的等温转变机制。连续冷却时发生的珠光体转变与等温中发生的基本相同，只是连续冷却时，珠光体是在不断降温的过程中形成的，故片间距不断减小。而等温转变所得片状珠光体的片间距基本一样，粒状珠光体中的碳化物的直径也大致相同。