臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體形成的觀察

 臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體的形成過程可以分為兩個(gè)階段：形核和長大。而長大過程又可細(xì)分為：初始長大、向鐵素體長大及最終平衡。

1. 奧氏體的形核

  相變時(shí)，新相的生成并不是在體系的每個(gè)點(diǎn)上同時(shí)發(fā)生，而是先在某些小區(qū)域內(nèi)開始，然后擴(kuò)展到整體。新相開始形成的小區(qū)域稱核心。相變的第一個(gè)過程就是形核過程。一般固態(tài)相變中，新相的形核功在晶界或相界比在母相晶粒內(nèi)小，因此新相晶核總是優(yōu)先在兩相交界面上或晶界上出現(xiàn)。

  對三種不同原始組織－球狀滲碳體加再結(jié)晶的鐵素體、珠光體加鐵素體、球狀滲碳體加冷軋狀態(tài)的鐵素體，在臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體的形成過程觀察得出：在第一種和第二種組織中；奧氏體優(yōu)先在鐵素體晶界的碳化物上形核及長大。在第三種組織中，奧氏體形核較為復(fù)雜，此時(shí)奧氏體可在珠光體團(tuán)邊界的滲碳體上，也可在鐵素體晶粒與珠光體團(tuán)分界面上的滲碳體上形核。有趣的是，甚至在珠光體含量較高的鋼中，奧氏體仍在珠光體團(tuán)邊界的滲碳體粒子上形核，這些珠光體團(tuán)的邊界最后變成鐵素體晶界。

  Specich認(rèn)為：在成分為（0.06%~0.20%)C-1.5%Mn、初始組織為鐵素體加珠光體的鋼中，臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體形成的第一步是在鐵素體－珠光體交界面上形核，形核過程是瞬時(shí)發(fā)生的，基本上沒有勢壘障礙，同時(shí)珠光體片層間隙很細(xì)，奧氏體一旦形核，就迅速長大。

  如將預(yù)先淬火、回火的鋼，加熱到臨界區(qū)溫度，奧氏體將在鐵素體晶界而不是在鐵素體晶粒內(nèi)部的碳化物粒子上形核。奧氏體形核后沿著鐵素體晶界長大，而鐵素體晶粒內(nèi)部的碳化物粒子在等溫時(shí)溶解，碳從這些粒子擴(kuò)散到鐵素體晶界上的奧氏體中，使奧氏體長大。

2. 奧氏體的初始長大

  奧氏體形核之后，隨即開始了迅速長大的初始階段。原始組織為珠光體加鐵素體的鋼中，在此階段珠光體迅速溶解。奧氏體的長大主要由碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制，擴(kuò)散路徑是沿著珠光體－奧氏體交界面，擴(kuò)散距離大約等于珠光體的片間距（0.2μm)。由于擴(kuò)散距離非常短，因此這一階段奧氏體的長大速率很快。隨著臨界區(qū)加熱溫度升高，珠光體的溶解速率迅速增加，例如在780℃下珠光體的臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體的形成溶解速率比730℃高3個(gè)數(shù)量級。溫度對奧氏體初始長大速率的影響與溫度引起的濃度梯度變化及溫度對碳的擴(kuò)散系數(shù)的影響有關(guān)。

  在較低的臨界區(qū)加熱溫度下，奧氏體長大具有明顯的方向性，即奧氏體形核后，首先是沿著鐵素體的晶界長大，長大方向平行于鐵素體的晶界。初始長大的這種非對稱性可能與擴(kuò)散系數(shù)的結(jié)構(gòu)敏感性有關(guān)。對于擴(kuò)散控制長大的新相，長大速率通常正比于擴(kuò)散系數(shù)。垂直于晶界的長大速率受體擴(kuò)散控制，平行于晶界的長大受晶界擴(kuò)散的影響。在低溫下（加熱溫度在0.5T~0.7T之間）質(zhì)量傳遞多以晶界擴(kuò)散的方式進(jìn)行。而在高溫下（溫度＞0.7T),質(zhì)量傳遞多以體擴(kuò)散的方式進(jìn)行。一般晶界擴(kuò)散的激活能僅為體擴(kuò)散激活能的一半或更小。因此，在低的臨界區(qū)退火溫度下奧氏體的非對稱長大，可用晶界擴(kuò)散和體擴(kuò)散的激活能的不同及擴(kuò)散速率的快慢來解釋。

  奧氏體的初始長大還和初始顯微組織有關(guān)。例如當(dāng)碳化物為球形時(shí)，晶界碳化物粒子會迅速轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，但隨后的長大，由于要靠鐵素體晶粒內(nèi)的碳化物粒子溶解才能進(jìn)行，碳的擴(kuò)散距離較大，所以奧氏體的長大速率變慢。

3. 奧氏體向鐵素體長大

 在奧氏體初始長大階段完成后，珠光體或碳化物全部溶解，并轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，繼續(xù)增加保溫時(shí)間，奧氏體將長大進(jìn)入周圍的鐵素體，以達(dá)到由二相區(qū)內(nèi)杠桿定律所確定的奧氏體平衡的體積分?jǐn)?shù)。這一過程可以分為兩種情況。一種情況沒有錳的擴(kuò)散和再分配，奧氏體長大過程由奧氏體中的碳擴(kuò)散控制。此時(shí)可能建立起佯平衡狀態(tài)，并可用一維的奧氏體中碳擴(kuò)散問題來處理。

  另一種情況，即在一般情況下，奧氏體－鐵素體交界面向鐵素體推移的過程中，可能發(fā)生錳的分配。由于錳在鐵素體中的擴(kuò)散速率比在奧氏體中幾乎高3個(gè)數(shù)量級，因此，錳在鐵素體中的擴(kuò)散是過程的控制因素。錳通過鐵素體或沿鐵素體晶界的擴(kuò)散都會導(dǎo)致奧氏體粒子周圍形成高錳的邊圈，使得奧氏體島的邊部比中心有更高的淬透性，當(dāng)冷卻時(shí)，就會形成馬氏體邊圈，而心部則轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或其他非馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（圖2-1).馬氏體邊圈的存在間接證明了錳在鐵素體和奧氏體中的擴(kuò)散速率不同。用掃描透射顯微術(shù)對鐵素體、奧氏體（即淬火后的馬氏體）中錳含量的測定結(jié)果（圖2-2)是錳分配擴(kuò)散的直接證據(jù)。

4. 最終的平衡

奧氏體形成的最后一步是錳在奧氏體內(nèi)擴(kuò)散，使奧氏體的成分均勻化。奧氏體中錳的含量梯度所造成的化學(xué)勢差，為這一過程提供了驅(qū)動力。由于錳在奧氏體中的擴(kuò)散速率較慢，因此這一過程所需時(shí)間較長，在通常的臨界區(qū)處理工藝條件下，這一步均難以完成。

上述奧氏體形成過程中的各階段是一個(gè)連續(xù)過程，并且不一定達(dá)到過程的最終平衡。各個(gè)階段的長短和進(jìn)行的程度與鋼中合金元素、臨界區(qū)加熱溫度及加熱前鋼的初始組織等因素有關(guān)。初始組織為鐵素體加珠光體的0.06%C-1.55%Mn鋼，740℃加熱時(shí)奧氏體形成過程中鋼的顯微組織示于圖2-3。

 初始組織為粒狀碳化物加冷變形鐵素體的0.22%C-1.55%Mn鋼，在725℃臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體形成過程中鋼的顯微組織的變化示于圖2-4.在725℃保溫10秒后，鐵素體基本完成了再結(jié)晶，奧氏體已在不少碳化物粒子上成核（見圖2-4);725℃保溫40 min后，鐵素體晶粒內(nèi)的碳化物粒子開始溶解，處于晶界上的奧氏體粒子已經(jīng)長大（見圖2-4c);725℃保溫400 min后，鐵素體晶粒內(nèi)的碳化物粒子全部溶解，奧氏體粒子沿晶界長大。