3.2珠光体转变机理

3.珠光体晶核长大
以往的珠光体形核及长大示意图， 以渗碳体为领先相。
这一步不 存在，是 想象出来 的。
形核从 这一步 开始
珠光体形核长大机制新示意图
贫碳 晶核
γ 1
富碳区
区
γ 2
珠光体核长大
渗碳体和铁素体的端向长大
以往认为： 珠 光 体 晶 核端 向 长 大 过程有赖于碳从铁素体前 沿富碳奥氏体向渗碳体前 沿贫碳奥氏体中扩散，于 是失碳奥氏体发生晶格重 构变为铁素体，增碳奥氏 体则析出渗碳体，使渗碳 体和铁素体实现端向长大， 如下图。
T8（a）和T10钢（b）的等温转变动力学图
SEM ，T8钢550℃等温形成的一个珠 光体团
SEM 35CrMo钢奥氏体晶界处形成珠光体晶核并长大
图中a箭头所指的珠光体团尺寸约为270nm。这些珠光体团都 是由晶核长大的。如果图中的珠光体团的晶核是由一片铁素 体+一片碳化物组成，则珠光体晶核的尺寸接近100nm。
2）.这种演化机制属于放大型的因果正 反馈作用，它使微小的随机涨落经过 连续的相互作用逐级增强，而使原系 统（奥氏体A）瓦解，建构新的稳定结 构P(F+Fe3C)晶核，然后长大。 因此，过冷奥氏体共析分解是同 步形成铁素体和渗碳体的过程，不存 在领先相。


当过冷奥氏体离开平衡态时（有过冷度ΔT）， 则在Ar1温度发生共析分解反应，具有共析成分 的奥氏体分解为珠光体时，其共析反应式为： A→P(F+Fe3C) 珠光体（P）是过冷奥氏体共析分解的产物，由 铁素体和渗碳体两相(F+Fe3C)构成，是一个整体， 作为一个分解反应的产物是同时同步生成的， 在时间上不是分阶段的。
当界面扩散占主要地位时，则以溶质原子的界 面扩散系数Db代替 Dc 此时，珠光体领域的长大速度写为：
以往认为： 珠光体长大是以界面非共格无序地长大。
1、实验结果已经表明珠光体中存在取向关系。 表明F/A ，C/A界面端刃部应具有半共格结构，才能有晶 体学取向关系 。 2、实验结果还表明，晶粒界、孪晶界可使长大停止或改变 单个珠光体片的长大方向，晶粒界往往阻碍珠光体领域的 发展 。 因此可以得出结论：珠光体长大不是非共格的无序地 进行界面推移的过程。 以往的观点应当修正。
台阶机制长大


台阶机制长大是珠光体理论研究的一个新进 展 。 用高分辨率透射电子显微镜研究了Fe-0.8C12Mn合金的珠光体转变，观察了F/A、C/A界面 的结构及界面形成过程。发现在界面上存在平 直的相界面、错配位错及台阶缺陷，台阶高度 约为4～8nm，且台阶是可动的。认为珠光体长 大时，界面迁移依赖台阶的横向运动。如图。
相变驱动力约 为-800J/mol以 下。
图5-7
Fe-C合金在A1以下各相自由能变化
2．珠光体的形核
2.1关于领先相的各种提法：
1）、一般认为渗碳体和铁素体均可成为相变的领先相。 2）、过共析钢中通常以渗碳体为领先相，在亚共析钢 中通常以铁素体为领先相。 3）、在共析钢中两相都可以成为领先相。 4）、过冷度小时，渗碳体是领先相；过冷度大时，铁 素体是领先相。
在奥氏体晶界上形核


按照固态相变的一般规律，奥氏体晶界上是珠光体 优先形核的地点，因为奥氏体晶界能量高，碳原子 偏聚多，原子排列不规则，这些地方的能量涨落、 浓度涨落、结构涨落是形核的有利条件。 珠光体的晶核可以由一片铁素体和一片碳化物相间 组成，也可能是几片铁素体和几片碳化物组成。只 要大于其临界晶核尺寸，均可能长大为一个珠光体 领域(称珠光体团)。
端向生长（经典理论是体扩 散,即点阵扩散）
新理论认为： 珠光体长大是依靠界面扩散进行的



共析碳钢中珠光体的实测长大速度约为 50μm/s。 但按体扩散计算所得的铁素体长大速度 为0.16μm/s，渗碳体为0.064μm/s，远 小于实测值。 因此，认为珠光体的长大主要通过界面 扩散进行。
珠光体领域长大速度， 与过冷度呈现非线性关系：
Fe-0.8C-12Mn合金的珠光体上的共享台阶 （1300℃加热12h＋600℃保温12h后淬水阶示意图
珠光体长大台阶,形成F/C阶梯模型
结论





1）热力学条件：在A1以下，ΔG＝Gγ-Gp＜0 2）铁素体和渗碳体二者是共析共生，非线性相互作用， 互为因果。铁素体和渗碳体同步出现，不存在领先相。 3）共析分解优先在奥氏体晶界形核。理论计算表明，在 700～650℃，临界晶核尺寸150～70nm，相当于该温度下 形成的细珠光体的片间距。而临界形核功为155～ 292J/mol，是合理的。 4）经典理论的体扩散,即点阵扩散机制解释珠光体端向生 长，不正确。珠光体长大不是非共格的无序的界面推移过 程。珠光体长大以界面扩散为主，体扩散为辅。 5）台阶机制长大是珠光体理论研究的新进展 。
奥氏体分解为珠光体是自发的过程 钢中奥氏体共析分解为铁素体和渗碳 体，通过实验测得共析钢奥氏体转变为珠 光体的热焓，导出各个温度下的奥氏体与 与珠光体的自由能之差，如图5-6所示。可 见，自由能之差为负值时，过冷奥氏体分 解为珠光体是自发的过程。
图3－6 不同钢种奥氏体与珠光体的自由能之 差与温度的关系
2.3珠光体临界晶核尺寸的推导和计算
γ 为母相奥氏体，P为珠光体晶核，γ 的晶界能 为σ γ 。界面能（σ 核）为σ γ P，接触角为θ （图b实测θ =60°）。令t =cosθ ，当界面张 力平衡时，有： σ γ =σ γ p·t
珠光体晶核形成时引起的自由焓变化为：
临界晶核尺寸和形核功：
理论计算表明，在700～650℃，临界晶核尺寸150～70 nm， 相当于该温度下形成的细珠光体的片间距。 而临界形核功为155～292 J/mol，是合理的。
2.2.珠光体形核的地点
SEM 35CrMo钢奥氏体晶界处 形成珠光体晶核并长大
共析碳素钢的珠光体在晶界形 核（TEM，二次复型）
过冷奥氏体中的贫碳区和富碳区
按照科学技术哲学的自组织理论，系统远离平衡态， 必然出现随机涨落。 过冷奥氏体在一定过冷度（ΔT）下，将出现贫碳区 与富碳区的涨落。加上随机出现的结构涨落、能量涨落， 一旦满足形核条件，则在贫碳区建构铁素体核坯的同时， 在富碳区也建构渗碳体（或碳化物）的核坯，二者同时同 步，共析共生，非线性相互作用，互为因果，共同建构一 个珠光体的晶核(F+Fe3C)。
这些提法混乱，既缺乏理论依据也缺乏试验依据,是 不正确的。
共析共生,不存在“领先相”
1）.按照自组织理论，远离平衡态，出现随机
涨落，奥氏体中必然出现贫碳区和富碳区， 加上随机出现的结构涨落、能量涨落，在 贫碳区建构铁素体，而在富碳区建构渗碳 体或碳化物，二者是共析共生，非线性相 互作用，互为因果。铁素体和渗碳体同步 出现，组成一个珠光体的晶核。
3.2奥氏体的共析分解 －珠光体转变机理
新观察、新概念、新机制、新理论。
碳素钢中过冷奥氏体共析分解 的反应式为：
反应产物是珠光体（F+碳化物）
1.珠光体形成的热力学
过冷奥氏体在临界点A1以下，将要发 生过冷奥氏体的共析分解。由于分解温度 较高，原子能够长程扩散（界面扩散）， 相变所需的自由能较小，因此，在较小的 过冷度下就可以发生转变。