3.2 奥氏体形成机理

奥氏体的形成遵从固态相变规律，并有其形成条件。它的形成包括形核和晶核长大两个基本过程，并且对于不同的原始组织表现出不同的特点。

3.2.1 奥氏体形成的驱动力

共析钢奥氏体冷却到临界点A₁以下温度时，存在共析反应A→F＋Fe₃C；加热时发生逆共析反应F＋Fe₃C→A。逆共析转变是高温下进行的扩散型相变，转变的全过程可以分为四个阶段：奥氏体形核、奥氏体晶核长大、剩余渗碳体溶解、奥氏体成分相对均匀化。如图3-3所示，珠光体向奥氏体转变的驱动力为其吉布斯自由能差ΔG_V。奥氏体和珠光体的吉布斯自由能均随温度的升高而降低，由于两条曲线的斜率不同，必有一交点，该点即为Fe-Fe₃C相图上的共析温度727℃，即临界点A₁。当温度低于A₁时，发生共析分解反应产生P；当温度高于A₁时，奥氏体的吉布斯自由能低于珠光体的吉布斯自由能，珠光体将逆共析转变成为奥氏体。这些相变均必须远离平衡态，即必须存在过冷度或过热度ΔT。

图3-3 珠光体和奥氏体的吉布斯自由能与温度的关系

3.2.2 奥氏体形核

观察表明，奥氏体的形核位置通常在铁素体和渗碳体的两相界面上。此外，珠光体领域的边界以及铁素体嵌镶块边界都可以成为奥氏体的形核地点。奥氏体的形成是不均匀形核，符合固态相变的一般规律。

一般认为，奥氏体在铁素体和渗碳体的交界面上形核。这是由于铁素体含碳量极低（质量分数在0.02％以下），而渗碳体的含碳量又很高（w_C＝6.67％），奥氏体的含碳量介于两者之间，在相界面上碳原子有吸附，含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较大的浓度涨落，使相界面某一微区达到形成奥氏体晶核所需的含碳量；此外，在界面上能量也较高，容易造成能量涨落，以便满足形核功的需求；另外，在两相界面处原子排列不规则，容易满足结构涨落的要求。这三个涨落在相界面处的优势，导致奥氏体晶核最容易在此处形成。

图3-4a所示为T8钢加热时，奥氏体在相界面上形成的扫描电镜照片^[4]；图3-4b所示为粒状珠光体加热时，奥氏体在碳化物与铁素体相界面上形核的照片^[5]；图3-4c所示为Fe-2.6％Cr-0.96％C合金加热到800℃保温20s，奥氏体形核的透射电镜照片^[6]。可见，奥氏体晶核在渗碳体和铁素体的相界面上形成。

图3-4 奥氏体的形核地点

a）奥氏体在相界面上形成（SEM） b）奥氏体在渗碳体周边形核（OM） c）奥氏体在铁素体和渗碳体的界面上形核（TEM）

图3-5所示为奥氏体在原始奥氏体晶界上形核，并形成许多细小的奥氏体晶粒。原始奥氏体晶界处富集较多的碳原子和其他元素的原子，会给奥氏体形核提供有利条件，奥氏体晶核也可以在原粗大的奥氏体晶界上（原始奥氏体晶界）形核并且长大。

如图3-6所示，奥氏体还可以在珠光体领域的边界上形核，图中的符号M1、M2表示奥氏体在冷却时转变为马氏体组织。

原始组织为粒状珠光体时，加热时奥氏体在渗碳体颗粒与铁素体相界面上形核。将具有粒状珠光体组织的Fe-1.4％C合金加热到770℃等温150s后，立即在冰盐水中激冷，抛光并浸蚀后，在扫描电镜下观察，发现在碳化物颗粒与铁素体的相界面上形成奥氏体，奥氏体在激冷过程中由于其稳定性差，未能避开珠光体转变的鼻温，而转变为极细的托氏体组织，如图3-7所示。

总之，奥氏体的形核是扩散型相变，可以在渗碳体与铁素体的相界面上形核，也可以在珠光体领域的交界面上形核，还可以在原奥氏体晶界上形核。这些界面易于满足形核的能量、结构和浓度三个涨落条件。

图3-7 奥氏体在粒状珠光体相界面上形核，冷却时转变为托氏体（SEM）

新形成的奥氏体晶核与母相之间存在位向关系。Law认为，在铁素体与铁素体边界上形成的奥氏体与其一侧的铁素体保持K-S关系，而与另一侧的铁素体没有位向关系[7]，即｛111｝_A//｛011｝_α、＜110＞A//＜111＞α。

3.2.3 奥氏体晶核的长大

奥氏体形核后，在珠光体内部以扩散方式长大。将完全退火的共析钢T8（组织为片状珠光体）加热到880℃，保温5s后水淬，奥氏体在珠光体中形核并且长大的图片如图3-8a所示。可见，奥氏体晶核大面积吞噬珠光体。图3-8b所示为800℃加热20s，一片铁素体和一片渗碳体同时形成奥氏体晶核，然后一起吞噬铁素体片和渗碳体片而长大的图片。奥氏体同时吃掉铁素体片和渗碳体片，测定其长大速率为0.650～1.375μm/s。

图3-8 奥氏体在片状珠光体内长大^[6]

a）SEM b）TEM

当在铁素体和渗碳体交界面上形成奥氏体晶核时，则形成了γ-α和γ-Fe₃C两个新的相界面，奥氏体晶核的长大过程实际上是两个相界面向原有的铁素体和渗碳体中推移的过程。若奥氏体在Ac₁以上某一温度T₁形成，与渗碳体和铁素体相接触的相界面为平直的，如图3-9b所示，则相界面处各相的碳浓度可以由Fe-Fe₃C相图确定，如图3-9a所示。由图中可见，在奥氏体晶核内部，碳原子分布是不均

图3-9 奥氏体晶核在珠光体中长大示意图

a）奥氏体在T₁温度形核时各相的碳浓度 b）晶核的相界面推移示意图

匀的，与铁素体交界面处的奥氏体的含碳量标记为C_γ－α，与渗碳体交界面处的奥氏体的含碳量标记为C_γ－cem。显然，C_γ－cem＞C_γ－α，故在奥氏体中形成了浓度梯度，碳原子将以下坡扩散的方式向铁素体一侧扩散。一旦发生碳原子的扩散，则破坏了界面处的碳浓度平衡。为了恢复平衡，奥氏体向铁素体方向长大，低碳的铁素体转变为奥氏体会消耗一部分碳原子，使之重新降为C_γ－α。同时，含碳量很高的渗碳体会溶解，使之界面处的奥氏体增为C_γ－cem。这时奥氏体分别向铁素体和渗碳体两个方向推移，不断长大。这一长大过程是按照体扩散来描述的，是扩散控制过程。实际上，在奥氏体晶核的长大过程中也有界面扩散发生。

此外，在铁素体中也存在碳原子的扩散，如图3-9b所示，这种扩散也有促进奥氏体长大的作用，但由于铁素体中的碳浓度梯度较小，作用不大。

综上所述，奥氏体的长大是相界面推移的结果，即奥氏体不断向渗碳体推移，使得渗碳体不断溶解；奥氏体向铁素体推移，使得铁素体不断转变为奥氏体。共析成分的珠光体向奥氏体平衡转变时，奥氏体同时吞噬掉渗碳体和铁素体，但是在非平衡转变时，渗碳体片的溶解会滞后一些。如图3-10所示，T8钢的珠光体加热到880℃，奥氏体晶核长大时铁素体片消失得快一些，渗碳体片的溶解滞后一些。

同时，在珠光体转变为奥氏体的过程中形成相变孪晶^[8]，这些孪晶的形成机理尚不清楚，研究报道甚少。

图3-10 奥氏体在珠光体中长大时渗碳体片的溶解滞后现象（SEM）

图3-11 已形成的奥氏体中存在大量残留渗碳体片

3.2.4 渗碳体的溶解和奥氏体成分的相对均匀化

在渗碳体刚刚全部溶解完、铁素体刚刚全部转变为奥氏体之际，奥氏体中的碳分布是不均匀的。因为铁素体和渗碳体并不是同时消失，铁素体往往先溶解完，随后剩余渗碳体继续溶解。图3-11所示为将T8钢加热到880℃保温5s，淬火处理后得到的组织形貌，可见其中存在大量未溶解完毕的渗碳体片。这些残留渗碳体在继续加热保温过程中将继续溶解，当其刚刚溶解结束时，在原渗碳体存在的区域其含碳量必然较高。奥氏体化的下一个过程是均匀化阶段。

3.2.5 亚共析钢的奥氏体化

亚共析钢的退火组织是先共析铁素体＋珠光体的整合组织。当缓慢加热到Ac₁温度时，珠光体首先向奥氏体转变，而其中的先共析铁素体相暂时保持不变。奥氏体晶核在相界面处形成，并长大吞噬珠光体，直至珠光体完全消失，成为奥氏体＋先共析铁素体的两相组织。随着加热温度的升高，奥氏体向铁素体扩展，也即先共析铁素体溶入奥氏体中。最后全部变成细小的奥氏体晶粒。

25钢为优质碳素结构钢，其退火后的组织由先共析铁素体和珠光体组成，如图3-12所示。将此原始组织加热到700～850℃中间的不同温度，然后在盐水中淬火，得到的组织如图3-13所示。图3-13a所示为加热到730℃，处于奥氏体＋铁素体两相区，在淬火得到马氏体＋铁素体组织。在830℃加热时，奥氏体化过程已经完成，淬火后得到单一的马氏体组织，如图3-13b所示。

图3-12 25钢的退火组织^[1]

图3-13 25钢在不同温度淬火后的组织^[1]

a）730℃ b）830℃

3.2.6 过共析钢奥氏体的形成

过共析钢的平衡组织由先共析渗碳体＋珠光体组成，这类钢的平衡组织可为片状珠光体和粒状珠光体。以T12钢为例，原始组织为片状珠光体＋网状渗碳体（二次Fe₃C），将其进行不同温度（720～1000℃）的淬火。图3-14所示为T12钢加热到不同温度后淬火得到的组织^[1]。图3-14a为725℃淬火得到的组织，其中白色大块状为奥氏体冷却后淬火得到的马氏体组织M（A），其余仍为珠光体组织。当淬火温度升高到728℃时，奥氏体形成量大大增加，如图3-14b所示，此时大部分珠光体已经转变为奥氏体，但还存在没有溶解完的碳化物，淬火后以颗粒状存在于灰白色的马氏体组织中。淬火温度升高到750℃时，则得到细小的马氏体组织＋未溶碳化物（网状），即晶界处的网状二次渗碳体尚未溶解，如图3-14c所示。若继续升高温度，达到A_cm以上时，网状碳化物将全部溶入奥氏体中，淬火得全部马氏体组织。

图3-14 T12钢加热到不同温度后淬火得到的组织，OM

a）725℃ b）728℃ c）750℃

最后要提及的是当奥氏体形成后，提高加热温度、延长保温时间，奥氏体晶粒将长大甚至粗化，这是一个重要的工程问题，详见第11章。