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(guò)程可以分為兩個(gè)階段：形核和長(zhǎng)大。而長(zhǎng)大過(guò)程又可細(xì)分為：初始長(zhǎng)大、向鐵素體長(zhǎng)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(guò)程就是形核過(guò)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(duì)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(guò)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(zhǎng)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(guò)程是瞬時(shí)發(fā)生的，基本上沒有勢(shì)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(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng)大。

2. 奧氏體的初始長(zhǎng)大

  奧氏體形核之后，隨即開始了迅速長(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng)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(jí)。溫度對(duì)奧氏體初始長(zhǎng)大速率的影響與溫度引起的濃度梯度變化及溫度對(duì)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(zhǎng)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(zhǎng)大，長(zhǎng)大方向平行于鐵素體的晶界。初始長(zhǎng)大的這種非對(duì)稱性可能與擴(kuò)散系數(shù)的結(jié)構(gòu)敏感性有關(guān)。對(duì)于擴(kuò)散控制長(zhǎng)大的新相，長(zhǎng)大速率通常正比于擴(kuò)散系數(shù)。垂直于晶界的長(zhǎng)大速率受體擴(kuò)散控制，平行于晶界的長(zhǎng)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(duì)稱長(zhǎng)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(lái)解釋。

  奧氏體的初始長(zhǎng)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(huì)迅速轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，但隨后的長(zhǎng)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?shī)W氏體的長(zhǎng)大速率變慢。

3. 奧氏體向鐵素體長(zhǎng)大

 在奧氏體初始長(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)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(zhǎng)大過(guò)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(lái)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(guò)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(jí)，因此，錳在鐵素體中的擴(kuò)散是過(guò)程的控制因素。錳通過(guò)鐵素體或沿鐵素體晶界的擴(kuò)散都會(huì)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(huì)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(duì)鐵素體、奧氏體（即淬火后的馬氏體）中錳含量的測(cè)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(shì)差，為這一過(guò)程提供了驅(qū)動(dòng)力。由于錳在奧氏體中的擴(kuò)散速率較慢，因此這一過(guò)程所需時(shí)間較長(zhǎng)，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(guò)程中的各階段是一個(gè)連續(xù)過(guò)程，并且不一定達(dá)到過(guò)程的最終平衡。各個(gè)階段的長(zhǎng)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(guò)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(guò)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(zhǎng)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(zhǎng)大。