鋼中珠光體相變機制的研究進展

1、第24卷第3期2003年9月材料熱處理學(xué)報TRANS ACTIONS OF M ATERIA LS AND HE AT TRE AT ME NTV ol . 24N o . 3September2003鋼中珠光體相變機制的研究進展郭正洪(上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海200030摘要:簡要總結(jié)了鋼中珠光體相變的機制, 特別是珠光體形核的晶體學(xué)和長大的動力學(xué)?；谛魏藭r的最小形核能和滲碳體與鐵素體“合作”生長的要求, 珠光體通常在奧氏體晶界形核并只向某一晶粒內(nèi)生長, 因而晶界珠光體與相鄰晶粒存在特定取向關(guān)系而與生長進入的晶粒無特定取向關(guān)系。晶體學(xué)研究表明, 珠光體形核的領(lǐng)先相與碳濃度及滲

2、碳體與鐵素體間的取向關(guān)系(分別為Pitsch 2Petch 、Bagaryatsky 或Isaichev 無關(guān)。最近的研究發(fā)現(xiàn), 具B1結(jié)構(gòu)的非共格雜質(zhì)粒子界面是過共析鋼中晶內(nèi)珠光體形核的有效位置, 初步的結(jié)果表明, 晶內(nèi)珠光體形核的原因在于雜質(zhì)粒子生長造成的局部區(qū)域碳貧化及低能的珠光體雜質(zhì)界面取代高能的奧氏體雜質(zhì)界面。特定過冷度下的層片間距與正向界面推移速率的關(guān)系是珠光體生長動力學(xué)的主要問題?；谥楣怏w與奧氏體間的無序界面假設(shè)和穩(wěn)態(tài)擴散方程分別發(fā)展了以體擴散控制和以界面擴散控制為主的動力學(xué)理論。兩種理論均與實驗結(jié)果符合較好, 但后者似更合理。最近的實驗在珠光體中發(fā)現(xiàn)了生長臺階與結(jié)構(gòu)臺階, 表

3、明生長動力學(xué)方程需要修正。關(guān)鍵詞:珠光體相變; 形核機制; 長大機制; 晶體學(xué); 動力學(xué)中圖分類號:TG 11, TG 142121; TG 15; TG 161文獻標識碼:A 文章編號:100926264(2003 0320001207收稿日期:2003201206; 修訂日期:2003208212作者簡介:郭正洪(1970, 男, 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院副教授, 博士, 主要從事馬氏體相變晶休學(xué)、納米材料的擴散相變及珠光體相變機制等研究, 發(fā)表論文20余篇。材料的性能與微觀組織和化學(xué)成分存在密切的聯(lián)系。材料經(jīng)由不同熱處理獲得不同的微觀組織結(jié)構(gòu), 進而對應(yīng)于不同的性能。固態(tài)相變理論的

4、發(fā)展為研究材料微觀結(jié)構(gòu)與性能之間的聯(lián)系提供指導(dǎo)作用, 如著名的Patenting 處理就直接得益于珠光體相變機制的研究。以圖1為例, 鋼鐵材料經(jīng)歷不同的固態(tài)相變后強度迥異, 其中冷變形珠光體鋼的強度最高, 同時兼具良好的塑性和耐磨性1。珠光體鋼的優(yōu)異力學(xué)性能決定于其特有的共析組織, 因此理解共析相變的機制是研究材料改性的前提條件。本文嘗試總結(jié)珠光體相變的研究進展, 著重于Fe 2C 共析鋼在等溫時珠光體的形核與長大機制, 以為國內(nèi)研究珠光體相變機制的同仁提供必要的參考。1珠光體形核機制111晶界珠光體形核晶體學(xué)通常共析相變發(fā)生于Cu 2Be 、Al 2Cu 、Fe 2T i 和Fe 2C等合金

5、中。鋼中的共析相變:(奧氏體 (鐵素體 +(滲碳體 目前?；贖ull 2Mehl 2機制解釋, 即為圖1實驗室獲得的各種組織的強度Fig. 1The strength of different structuresof steels obtained in laboratory降低形核應(yīng)變能和大的界面易于發(fā)生碳原子交換, 作為領(lǐng)先相的滲碳體(鐵素體 在奧氏體晶界初形成時為片狀魏氏組織3。滲碳體(鐵素體 的三維生長導(dǎo)致局部區(qū)域奧氏體內(nèi)碳的貧化(富集 , 促使鐵素體(滲碳體 在滲碳體(鐵素體 片兩側(cè)形核。被鐵素體(滲碳體 包圍的滲碳體(鐵素體 只能正向推移, 而新形成的鐵素體(滲碳體 不僅隨滲碳

6、體(鐵素體 正向(edgewise 推移, 同時側(cè)向(sidewise 的推移導(dǎo)致局部區(qū)域奧氏體內(nèi)碳的富集(貧化 , 促使新的滲碳體(鐵素體 形成。如此沿奧氏體晶界交替形核與長大的結(jié)果形成一個珠光體領(lǐng)域。該領(lǐng)域中的鐵素體(滲碳體 層片均位向相同。珠光體形核的領(lǐng)先相是懸而未決的問題。目前已經(jīng)知道, 在母相12晶界形核的珠光體只在一個奧氏體中發(fā)生長大行為(設(shè)為2 , 且珠光體中的和可分別與1呈特定取向關(guān)系而與2無特定取向關(guān)系, 這是由于形核時需在母相形成低能界面, 以及珠光體內(nèi)的和兩相在生長過程中需保持良好合作所共同決定的結(jié)果(圖2 。故珠光體的形核母相為1而長大進入的母相為2。珠光體與2間的非共

7、格取向有利于母相中溶質(zhì)在珠光體正向前沿的重新分配, 保證珠光體內(nèi)的和能快速合作生長4。若或與2存在特定取向關(guān)系將阻礙溶質(zhì)原子的快速重新分布, 并破壞與的合作, 導(dǎo)致或形成魏氏組織。因此, 形成層片共析組織要求和與2均無特定取向關(guān)系 。圖2珠光體相變時同一領(lǐng)域內(nèi)各相間的取向關(guān)系Fig. 2The orientation relationship between different phases in same colony during pearlite formation對1、和間取向關(guān)系的測定已歷數(shù)十年, 目前已知的確切結(jié)論是:(a 1間可存在K 2S 關(guān)系, 而1間可存在Pitsch 關(guān)系

8、; (b 和間可分別存在Pitsch 2Petch 、Bagaryatsky 和Isaichev 關(guān)系, 唯一的疑點系Bagaryatsky 和Isaichev 關(guān)系因僅沿010軸相互旋轉(zhuǎn)幾度而重合, 故長久以來Isaichev 取向關(guān)系不被認為是獨立的取向5。以O(shè)hm ori 等6的工作為起點, Dippenaar 和H oneycombe7認為, 存在Pitsch 2Petch 關(guān)系的珠光體形核于“干凈”(clean 的奧氏體晶界, 且珠光體內(nèi)的鐵素體與1存在K 2S 關(guān)系, 而滲碳體與1存在Pistch 關(guān)系; 反之, 存在Bagaryatsky 關(guān)系的珠光體中, 滲碳體與晶界先共析滲碳

9、體膜存在晶體學(xué)的連續(xù)性, 而珠光體內(nèi)的鐵素體與1間無特定取向關(guān)系, 即滲碳體為珠光體形核的領(lǐng)先相。雖然該研究再次肯定Hillert 等4的結(jié)果, 即珠光體內(nèi)的和均與2無特定取向, 因而珠光體形核母相為1而長大母相為2, 但均忽略了Isaichev 取向關(guān)系的形核問題。近期對界面的HRTE M (高分辨電子顯微術(shù) 觀察才確證Isaichev 和Bagaryatsky 關(guān)系彼此獨立, 其原子慣習(xí)面間的夾角成56115°, 分別為(112 (001 (Bagaryatsky 和(112 (101 (Isaichev 5。繼承于Dippenaar 和H oneycombe 的思想,Zhou

10、和Shiflet 考慮:(1 存在Isaichev 取向的珠光體形核于先共析鐵素體膜界面, (2 存在Pitsch 2Petch 取向的珠光體在“干凈”的奧氏體晶界形核, (3 存在Bagaryatsky 取向的珠光體則形核于先共析滲碳體膜界面。然而這一結(jié)果在1999年被研究者自己否定:即以逐層截面拋光(serial sectioning 和E BS D (電子背散射 測量的結(jié)果發(fā)現(xiàn), Pitsch 2Petch 取向?qū)?yīng)于滲碳體為領(lǐng)先相的珠光體而與合金的碳含量無關(guān), 其中亞共析鋼中滲碳體可在晶界鐵素體界面形核而成為珠光體相變的領(lǐng)先相8。這一結(jié)果再次表明晶界珠光體形核的復(fù)雜性。實際上, 如欲把

11、晶界珠光體形核的領(lǐng)先相與成分相聯(lián)系則至少需要關(guān)注兩種情況。其一, 在過共析鋼中, 如果碳含量超過Hultgren 延伸線會形成反常組織?？赡艿那闆r是反常先共析鐵素體(abnormal ferrite 在晶界滲碳體膜兩側(cè)形成, 且通過反常鐵素體的輸運作用使殘留奧氏體中的碳擴散至滲碳體膜。反常鐵素體和滲碳體經(jīng)此機制同時向晶內(nèi)生長, 并有可能徹底抑制珠光體形核9。而在亞共析鋼中, 假設(shè)能在晶界鐵素體膜兩側(cè)形成反常滲碳體, 則由于晶界鐵素體長大時, 排除的碳難以經(jīng)反常滲碳體輸運到殘留奧氏體, 因此在亞共析鋼中該反常組織難以形成。此結(jié)果似可推演亞共析鋼中先共析鐵素體也可作為珠光體形核的領(lǐng)先相; 其二,

12、不能排除的一種情況是在過共析鋼中, 珠光體可在先共析滲碳體膜破裂的奧氏體晶界直接形核。如最近的研究發(fā)現(xiàn), Fe 212Mn 2018C 合金中多數(shù)珠光體領(lǐng)域內(nèi)與1之間存在近似的K 2S 關(guān)系, 似又間接驗證了H oneycombe 的思想10。112晶內(nèi)珠光體的形核機制晶內(nèi)奧氏體雜質(zhì)界面形核是開發(fā)超高強度鋼研究的重點。目前晶內(nèi)珠光體形核的機制主要借鑒亞共析鋼中晶內(nèi)鐵素體形核的機制, 即:(a 新相與雜質(zhì)形成低能界面以取代原先的高能母相雜質(zhì)界面; (b 雜質(zhì)的形核或長大導(dǎo)致局部區(qū)域成分變化以利于新相的生成; (c 雜質(zhì)和母相間存在的應(yīng)變能有利于新相的形核11。眾多雜質(zhì)中, 由于能與鐵素體形成2材

13、料熱處理學(xué)報第24卷Baker 2Nutting 取向關(guān)系, 具B1結(jié)構(gòu)的雜質(zhì)能非常有效地促進晶內(nèi)相變, 其中含V 和Mn 的非共格(MnS +VC 復(fù)合粒子是晶內(nèi)鐵素體的有效形核位置。借用上述成果于過共析鋼中的晶內(nèi)珠光體相變已得到初步結(jié)果12。在過共析鋼中,VC 在非共格的MnS 界面析出已被證明能貧化局部區(qū)域的碳濃度, 不利于滲碳體作為晶內(nèi)珠光體形核的領(lǐng)先相, 領(lǐng)先相可能是鐵素體。雖然VC 和珠光體的晶體學(xué)關(guān)系尚待研究, 初步結(jié)果表明珠光體與奧氏體間無特定的取向關(guān)系, 而鐵素體與滲碳體間可形成Pitsch 2Petch 關(guān)系, 預(yù)示著上述機制(a 和(b 將主導(dǎo)晶內(nèi)珠光體的形核(圖3 。圖

14、3晶內(nèi)珠光體形核示意圖Fig. 3Schematic illustration of intragranular pearlite nucleation2珠光體的生長機制211臨界層片間距的概念共晶轉(zhuǎn)變理論指出, 在具各向同性界面的層片組織中, 其中一相所需的最低體積分數(shù)為28%, 否則容易形成退化(degenerate 結(jié)構(gòu)13。鑒于珠光體中的體積僅占12%, 目前仍不清楚為何能與形成層片組織。較為可能的原因是的界面能( 較低和界面能的各向異性。要獲得精確的仍較困難, 一般預(yù)估在0131124J m 2之間1416。除了計算過程中理論假設(shè)是否合理, 以及實驗測量結(jié)果是否精確外, 上述數(shù)據(jù)仍無

15、法區(qū)分具Bagaryatsky 、Isaichev 和Pitsch 2Petch 取向關(guān)系的層片分別對應(yīng)的界面能。所有層片生長動力學(xué)的理論均假設(shè)只存在溶質(zhì)原子的擴散, 且擴散方程的解決定了與濃度相關(guān)的界面推移速率(V B 和層片間距(S 。在珠光體正向界面推移的動力學(xué)范疇內(nèi), 首先需要確定對應(yīng)于特定過冷度的臨界最小層片間距S c 。通常的情況是假設(shè)相變驅(qū)動力G 等于新生成的界面能, 因而得到V B 為零時對應(yīng)的S c17:S c =2T E QT =G(1其中Q 為相變潛熱, v 為轉(zhuǎn)變的體積。求解Q 的簡易方法是把+反應(yīng)分解為下述三個部分, 以分別得到相變潛熱Q i 18:C (石墨 C (

16、溶入Q 12Fe 2Fe Q 2(22Fe +C (石墨 Q 3三個潛熱的加和得到方程(1 中的Q 。212珠光體生長的體擴散控制機制當V B 不為零時, 僅有部分相變驅(qū)動力消耗于界面能, 因而對應(yīng)的層片間距將大于S c 。假設(shè)溶質(zhì)偏聚決定于體擴散, 且V B 正比于母相中碳的擴散系數(shù)和濃度梯度, 由于碳濃度在界面前端(C -大于界面前端(C -, 導(dǎo)致碳由界面前端擴散到界面前端。Mehl 2認為由Hultgren 延伸線定義的兩種碳濃度應(yīng)分別位于和層片界面的中線(圖4中虛線A 和B 所示 , 因此擴散距離不超過一個片間距S 。對穩(wěn)態(tài)擴散, 界面推移速率(V B 為:V B=S(3圖4Z en

17、er 模型中推移界面附近奧氏體中的原子輸運方式和碳濃度分布Fig. 4T ransportation and concentration profile of carbon in asutemite ahead of advancing pearlite in Z ener s m odel其中D c 為碳在奧氏體中的擴散系數(shù)。由于(+ 界面前端x 1和x 2方向上存在無法用數(shù)學(xué)表述的濃度場, 因此方程(3 中與濃度差有關(guān)K 項難以計算。Z ener17把沉淀理論擴展到共析界面的推移, 即如果溶質(zhì)原子的擴散方向為x 2, 則母相中溶質(zhì)的擴散速率正比于擴散驅(qū)動力而反比于層片間距, 而擴散驅(qū)動力則

18、正比于相變的凈自由能變化(G 0 。當V B 不為零時可寫出G 0的表達式:G 0=G +2v S(4如果綜合考慮母相中溶質(zhì)在x 2和x 1方向上的擴散效應(yīng), 由擴散產(chǎn)生的濃度變化速率為D c (52C 53第3期郭正洪:鋼中珠光體相變機制的研究進展x 21+52C 5x 22 , 對運動界面具有確定坐標的任何點的濃度保持不變, 于是界面推移方程為:D c (52C 5x 21+52C 5x 22 -V B (5C 5x 1 =0(5 假定V B 恒定,Brandt19首先用分離變量法解出濃度與層片間距的關(guān)系, 而Hillert 4則更進一步應(yīng)用局部平衡原理對體擴散控制的生長解出(Z ener

19、 2Hillert 方程 :V B =D S (C -C - aS ; S (C -C ;(1-S S (6 其中S 和S 分別為和的層片厚度, 幾何因子a=0172。在方程(6 中, 特定的過冷度T 包含了兩個未知數(shù)V B 和S 。這導(dǎo)致Z ener 17預(yù)測對應(yīng)于特定的層片間距S , 界面將以最大的速率推移, 從而得到:S =2S c =4T EQ T (7 這一預(yù)測的基本點在于, 當層片間距S 太大時,由于擴散距離長, 界面推移速率小; 反之, S 較小時, 大部分驅(qū)動力被消耗于界面能, 生長速率也小。因此對應(yīng)于特定的T , 最大的界面推移速率需要消耗一半的驅(qū)動力于界面能。對最大速率的假

20、設(shè),Puls 和K irkaldy 20認為相變的最大熵效應(yīng)具明確的物理意義, 從而得到:S =3S c =6T EQ T (8213珠光體生長的界面擴散控制機制界面擴散機制起源于非連續(xù)析出的動力學(xué)理論, 即把新相與母相的界面作為獨立的結(jié)構(gòu)處理。擴散只發(fā)生在界面內(nèi)(短路擴散 。在非連續(xù)沉淀如相變中, 維持相長大驅(qū)動力G 不為零的前提是界面濃度C 1與內(nèi)平衡濃度C 不同(圖5a 。Cahn21把沉淀析出動力學(xué)的模型擴展到共析相變,認為欲保證G 不為零的條件是和界面碳濃度(分別為C 2與C 1均無法達到平衡濃度C 和C (圖5b , 且G 為G 0的一部分(設(shè)比例因子為P 。Cahn 假定界面前端

21、溶質(zhì)的偏聚程度是界面推移速率、層片間距和擴散系數(shù)的函數(shù), 對于固定的層片間距, V B 可在一定范圍變動, 從而導(dǎo)致不同的偏聚程度。采此標準導(dǎo)致方程(1 和(4 分別修正為:G 0=P G +2v S 和S c =2v P G (9 而V B 與G 0的關(guān)系為:V B =-M (G 0n(10其中M 為界面的遷移率。在Cahn 的模型中n =1,而在S peich 22的模型中n =3 。圖5Cahn 模型中形成溶質(zhì)偏聚的成分自由能關(guān)系,其中(a 為沉淀析出而(b 為共析轉(zhuǎn)變Fig. 5Schematic diagram of free energy concentration relatio

22、nship for segregation. (a precipitation systemand (b eutectoid trans formation在方程(10 中, 為固定層片間距需要某些物理性的假設(shè)。Cahn 選用了使凈驅(qū)動力的降低達到最大值的片間距, 這個片間距也會使生長速率達到極大值。作為理想化的假定, 可以認為界面為具有足夠小厚度的平面, 擴散只發(fā)生在內(nèi)。對穩(wěn)態(tài)擴散:D B 52C B 5x 22+V B (C -C P=0(11 其中C B 和C P(珠光體層片的濃度 均為x 2的函數(shù)。解方程(11 獲得擴散驅(qū)動力可在一定數(shù)值內(nèi)波動, 而非Z ener 模型中為G 0的一半

23、, 也即V B 和對應(yīng)的S 可在一定的范圍內(nèi)變化。這個理論預(yù)測表明, 對于一個具高度可移動界面但擴散速率低的情況, 所有的驅(qū)動力將轉(zhuǎn)化為界面能且界面推移是可逆的過程; 相反, 如果擴散速率高但界面可移動性低, 在界面附近能產(chǎn)生足夠高的偏聚程度以得到大的層片間距。為支持界面擴散控制機制,Cahn 選擇理想對稱共析系統(tǒng)(即共析濃度為015的情況 為例, 得到層片間距下限低于Z ener 2Hillert 模型。此外Cahn 特別強調(diào), 在Fe 2C 共析鋼中, 少量的置換雜質(zhì)元素將顯著影響V B 。這種影響只能證明置換元素難以經(jīng)體擴散從母相長程輸運到相界面, 界面擴散控制機制才是共析4材料熱處理學(xué)

24、報第24卷產(chǎn)物長大的主導(dǎo)機制。隨后Liu 和Aarons on 23應(yīng)用Pb 2Sn 合金檢查Cahn 的理論, 指出Cahn 理論中D B 值的合理性, 但界面能則明顯偏高且與溫度相關(guān)。Hillert 24和Sundquist 25,26基于相似假設(shè)(主要是母相與珠光體界面的曲率效應(yīng) 獲得相似解。但Hillert 理論有過于簡單的理論簡化, 即界面內(nèi)的濃度總正比于界面外奧氏體中的濃度。這個假設(shè)只能處理對稱型共析相變。而在Sundquist 的理論中, 決定界面間距所采用的并非最優(yōu)化原則而是穩(wěn)定性判據(jù)。如果考慮珠光體的成長并非由體擴散控制, 擴散只沿著一個彎曲的界面, 不需假定任何與界面推移相

25、關(guān)的參數(shù), 解擴散方程就能自動獲得界面的形狀以及推移速率。如圖6所示, 在界面處和中的碳濃度C I (I =1,2 均為L 的函數(shù), 定義界面的擴散系數(shù)為D Ij , 則對應(yīng)于任何L 位置(分別為或界面 的擴散方程可寫為:5C I 5t =D Ij 52C I 5L 2+J j +J (12 圖6珠光體奧氏體界面曲率與各參量之間的關(guān)系Fig. 6Schematic illustration of the relationship betweeninterfacial shape and parameters其中J j (j =1或2 是從或相中擴散到界面的通量, J 為從相中擴散到界面的通量。

26、在穩(wěn)態(tài)條件下, 假設(shè)界面為具厚度的分離區(qū)域, 應(yīng)用稀溶液的Henry 定律和質(zhì)量守恒可解出:V B (T 3exp (-H kT (13 而體擴散模型得到的結(jié)果為:V B (T 2exp (-H kT (14其中H 為擴散激活能。方程(13 與(14 的不同之處在于, 前者模型中選用的是V B 52C 5x 2, 而后者模型選用的是V B 5C 5x 。Sundquist 理論最顯著的特點是:特定過冷度下方程(12 的解決定了不同層片間距對應(yīng)的界面形狀, 層片結(jié)構(gòu)穩(wěn)定存在的前提是S 在一定范圍之內(nèi)。繼承于Cahn21的觀點,Sundquist 認為, 在一個領(lǐng)域內(nèi), 若某區(qū)域的S 顯著小于該領(lǐng)

27、域的平均層片間距時, 此區(qū)域的V B 較低, 在生長過程中可能被相鄰區(qū)域的層片覆蓋, 并最終停止生長。反之, 若某區(qū)域的S 顯著大于該領(lǐng)域的平均層片間距時, 可能出現(xiàn)兩種情況, 分別為側(cè)向界面直接暴露于中(如圖7中所指位置 , 或在中形成“空洞”(hole (如圖7中所指位置 。為維持層片間距只能經(jīng)分叉( , 或在空洞內(nèi)形核以形成錯排珠光體(lamellar fault 。圖7珠光體層片間距與界面形狀的關(guān)系Fig. 7interface shapes as a function of interlamellar spacing 214兩種機制的檢證總體而言, 這兩類模型的最大共同點是把共析相和

28、母相間的界面考慮成無序(dis order 結(jié)構(gòu), 并以穩(wěn)態(tài)擴散方程的解表述生長機制。但兩種理論推導(dǎo)的V BT 關(guān)系并不相同, 分別為S T 2(體擴散控制和S T 3(界面擴散控制 。因此, 只能以實驗檢查來判別珠光體生長的主導(dǎo)機制。等溫轉(zhuǎn)變可直接用于檢查V B T 的關(guān)系, 其主要的理論來自于反應(yīng)的絕對速率動力學(xué)方程27:V B (T n exp (-H RT (15不同過冷時的實驗發(fā)現(xiàn), H 值與界面擴散控制機制較為符合, 約為188k J m ol 28, 29。定向(或等速 相變(forced velocity pearlite 或is ovelocity pearlite 是另外一

29、種檢測手段。與定向凝固原理相似, 定向相變的基本原理是對微小的相變區(qū)域施加一個各向異性的溫度梯度, 并假定珠光體沿最大溫度梯度的方向等速生長。通過測量層片間距與生長速率的關(guān)系驗證相變機制30, 31。如忽略溫度對擴散系數(shù)的影響, 定向相變獲得n 在2217之間, 反映珠光體生長可能是兩種機制共同作用的結(jié)果。然而, Hillert32再次強調(diào), 界面擴散機制預(yù)測的生長速率低于體擴散機制, 而實驗獲得的V B 通常大于體擴散預(yù)測結(jié)果, 因此體擴散仍舊是珠光體生長的主導(dǎo)機制。筆者認為, 珠光體生長的主導(dǎo)機制與合金成分密切相關(guān)。由于碳比置換合金元素更容易從奧氏體長程輸運到相界面, 因此在Fe 2C 合

30、金中, 珠光體生長可能以5第3期郭正洪:鋼中珠光體相變機制的研究進展6 材 料 熱 處 理 學(xué) 報 第 24 卷 圖8 珠光體生長時結(jié)構(gòu)臺階與生長臺階的關(guān)系 Fig. 8 The relationship between the structural and growth ledges during pearlite growth 有效組成部分 。析出相與母相界面的臺階包括結(jié)構(gòu) 臺階與生長臺階 。如考慮到 和 間確實存在特定 取向關(guān)系 ,由于 和 的晶體結(jié)構(gòu)存在顯著差異 , 在 界面上形成結(jié)構(gòu)臺階的可能性很高 。但由于珠光 體生長中通常發(fā)生層片彎曲及分叉等現(xiàn)象 ,長期的主 流觀點認為 界面應(yīng)為

31、非共格關(guān)系 , 兩相界面不可 能形成結(jié)構(gòu)臺階 。另外 ,由于( 與 無特定取向 , 2 的推移所致 ( 圖 8 。發(fā)現(xiàn)珠光體長大的臺階機制不 指出 ,修正后的理論可以合理地解釋觀察到的生長速 42 率 。但是 Hillert 堅持認為 ,在珠光體生長機制中不 必把母相點陣考慮得如此重要 ; 其次 , 對理論預(yù)測與 實驗觀察獲得的生長速率差異 ,應(yīng)歸結(jié)于難以精確計 僅合理地解釋了珠光體層片發(fā)生曲率變化 、 分叉等現(xiàn) 象時和仍能維持層片間距的原因 ,而且從另一角 度驗證了 ,即使對于與生長母相晶粒無特定取向關(guān)系 的共析型相變 ,界面移動性與組元擴散的交互作用決 定了相變動力學(xué) 。 基于臺階機制有必

32、要重新檢查先前層片生長動 39 力學(xué)的理論模型 。Lee 等嘗試在 Zener2Hillert 方程 的右邊乘以 hd ( h 為臺階高度而 d 為臺階寬度 以 40 , 41 修正原有機制 。Whiting 等 則更進一步把臺階的 推移速率引入 Zener2Hillert 方程中 。正如這些研究者 體擴散機制為主 ,而在 Fe2C2X ( X 為置換合金元素 合 金中 ,珠光體生長可能以界面擴散機制為主 。 215 臺階機制的爭議 析出相生長的臺階機制是界面擴散控制機制的 算碳的擴散率與濃度的關(guān)系 ,試圖以臺階機制修正先 前的模型只會使理論計算得到的速率比實驗測到的 更低 。筆者認為 , 實

33、驗觀察到的現(xiàn)象不容輕易忽視 。 臺階機制是否主導(dǎo)珠光體生長動力學(xué)還需深入研究 。 3 結(jié)論與展望 傳統(tǒng)材料性能的進一步提高將不可避免地涉及 相變 ,經(jīng)珠光體相變的鋼材在保證一定塑性的前提下 具很高的強度 。百年來對珠光體相變機制的研究已 取得豐碩成果 ,為工業(yè)生產(chǎn)提供重要指導(dǎo)作用 。 源自 Hull2Mehl 機制的晶界珠光體形核經(jīng)晶體學(xué) 研究已得出 間存在三套獨立的位向關(guān)系 , 以及珠 光體與形核母相存在特定的取向關(guān)系而與生長進入 的母相無特定取向關(guān)系 ,但形核的領(lǐng)先相尚未得到解 決 。晶內(nèi)珠光體與晶界珠光體的相變機制存在差異 , 但前者的研究尚處于起步階段 ,需借鑒晶界珠光體相 變研究的成

34、果 ,深入分析不同雜質(zhì)對珠光體形核機制 的影響 。體擴散和界面擴散控制理論預(yù)測的珠光體 生長時過冷度 、 層片間距和生長速率之間的關(guān)系已接 43 珠光體與奧氏體界面也不可能存在生長臺階 。 33 自從 Bramfitt 和 Marder 在珠光體中找到位錯和 生長臺階之后 ,很好的電鏡工作已在多種合金中確證 共析產(chǎn)物的慣習(xí)面上 ( 即 的慣習(xí)面 存在結(jié)構(gòu)臺 3438 階 ,結(jié)構(gòu)臺階系生長臺階 ( 即 或 2 界面 2 近實驗結(jié)果 ,而近期臺階機制的發(fā)現(xiàn)將深化和完善這 兩種機制 。 此外 ,新的實驗和生產(chǎn)工藝條件下獲得的結(jié)果對 傳統(tǒng)觀念的顛覆已見端倪 。已有文獻指出 , 鐵素體 珠光體的形核能壘

35、至少比熱力學(xué)計算的結(jié)果低 100 倍 ,而大變形時珠光體內(nèi)的結(jié)構(gòu)演化方式與常規(guī) 塑性變形時存在顯著差異 。與層片間距相關(guān) ,大變形 44 , 45 時珠光體內(nèi)的滲碳體將發(fā)生塑性形變或溶解 。 這些新結(jié)果對珠光體相變研究具啟發(fā)意義 ,要求人們 更深入地檢視珠光體相變的晶體學(xué) 、 能量學(xué) 、 動力學(xué) 等特征 ,為完善珠光體相變機制而努力工作 。 © 1995-2006 Tsinghua Tongfang Optical Disc Co., Ltd. All rights reserved. 第3期 郭正洪 : 鋼中珠光體相變機制的研究進展 參 考 文 獻 7 1 牧正志 . 鐵鋼 高強度

36、化 可能性 ( Possibilities of further increase in strength of steels J . , 1998 , 3 : 781786. 2 Mehl F C , Hagel W C. Austenite :pearlite reaction. In Progress in Metals PhysicsM . Eds. B. Chalmers and R. K , Vol . 6 , Pergamon Press Ltd. , ing London and New Y , 1956 ,74. ork 3 Hillert M. The Formation

37、of pearliteM . In Decomposition of Austenite by Diffusional Processes , Interscience , New Y , NY, 1962 ,197. ork 4 徐祖耀 . 材料熱處理的進展和瞻望 J . 材料熱處理學(xué)報 ,2003 ,23 (1 :113. 5 Zhou D S , Shiflet GJ . Ferrite :cementite crystallography in pearliteJ . Metall Trans , 1992 , 23A : 12591269. 6 Ohmori Y, Davenport

38、 A T , Honeycombe R W K. Crystallography of pearliteJ . Trans ISIJ , 1972 , 12 : 129137. 7 Dippenaar R F , Honeycombe R W K. The crystallography and nucleation of pearliteJ . Proc R Soc London , 1973 , 333A : 455467. 8 Mangan M A , Shiflet GJ . The Pitsch2Petch orientation relationship in ferrous pe

39、arlite at small undercoolingJ . Metall Trans , 1999 , 30A : 27672781. 9 Edmonds D V , Chairuangsri T. Abnormal ferrite in hyper2eutectoid steelsJ . Acta Mater , 2000 , 48 : 15811591. hypereutectoid alloysJ . Scripta Mater , 2001 , 45 : 525532. Metall , 1978 , 26 : 10231031. 17 Zener C. K inetics of

40、the decomposition of austeniteJ . Trans AIME , 1946 , 167 : 550583. 18 徐祖耀 . 金屬材料熱力學(xué) M . 北京 : 科學(xué)出版社 , 1981 , 282. 20 Puls M P , K irkaldy J S. The pearlite reactionJ . Metall Trans , 1972 , 3 : 27772796. 21 Cahn J W. The kinetics of cellular segregation reactionsJ . Acta Metall , 1959 , 7 : 2028. 22

41、 Speich G R. Cellular precipitation in Fe2Zn alloysJ . Trans AIME , 1968 , 242 : 13591367. 25 Sundquist B E. Cellular precipitationJ . Metall Trans , 1973 , 4 : 19191934. 26 Sundquist B E. The edgewise growth of pearliteJ . Acta Metall , 1968 , 16 : 14131427. bainite and pearlite (lamellar eutectoid

42、 reactionsJ . Acta Metall , 1988 , 36 : 11291140. 1994 , 30 : 10311036. 45 :14691472. 30 Bolling G F , Richman R H. Forced velocity pearliteJ . Metall Trans , 1970 , 1 : 20952104. 32 Hillert M. Diffusion and interface control of reactions in alloysJ . Metall Trans , 1975 , 6A : 519. 37 Hackney S A ,

43、 Shiflet GJ . Pearlite growth mechanismJ . Acta Metall , 1987 , 35 : 10191028. complex precipitates in hypereutectoid Fe2Mn2C alloysJ . ISIJ International , 2002 , 42 : 10331041. 11 Enomoto M. Nucleation of phase transformations at intragranular inclusions in steel J . Metals and Materials , 1998 ,

44、4 : 115123. 14 Cheetham D , Ridley N. Isovelocity and isothermal pearlite growth in a eutectoid steel J . J ISI , 1973 , 211 : 648652. 15 Kramer J J , Pound G M , Mehl R F. The free energy of formation and the interfacial enthalpy in pearliteJ . Acta Metall , 1958 , 6 : 763771. 19 Brandt W H. Soluti

45、on of the diffusion equation applicable to the edgewise growth of pearliteJ . J Appl Phys , 1945 , 16 : 139146. 23 Y C , Aaronson H I. K Liu inetics of the cellular reaction in oriented bicrystals of Pb27at %SnJ . Acta Metall , 1968 , 16 : 13431356. 24 Hillert M. The Mechanism of Phase Transformatio

46、ns in Crystalline SolidsM . Institute of Metals , London , 1969 , 231. 31 Pearson D D , Verhoeven J D. Forced velocity pearlite in high purity Fe2C alloysJ . Metall Trans , 1984 , 15A : 10371046. 35 Beatty J H , Hackney S A , Shiflet GJ . Interlamellar atomic plane in Cu26 %Be pearliteJ . Phil Mag ,

47、 1988 , 57 : 457466. 42 Hillert M. Importance of crystallography in growth of pearliteJ . Scripta Metall et Mater , 1994 , 31 : 11731174. 34 Zhou D S , Shiflet GJ . Interfacial steps and growth mechanism in ferrous pearlitesJ . Metall Trans , 1991 , 22A : 13491365. 36 Hackney S A , Shiflet GJ . The

48、pearlite2austenite growth interface in an Fe2018C212Mn alloyJ . Acta Metall , 1987 , 35 : 10071017. 27 Frye J H , Standbury E E , McElroy D L. Absolute rate theory applied to rate of growth of pearliteJ . Trans AIME , 1953 , 197 : 219224. 29 Brown D , Ridley N. K inetics of the pearlite reactions in

49、 high2purity nickel eutectoid steelsJ . J Iron Steel Inst , 1969 , 207 : 12321240. 28 Whiting M J . A reappraisal of kinetic data for the growth of pearlite in high purity Fe2C eutectoid alloysJ . Scripta Mater , 2000 , 43 : 969975. 43 Offerman S E , Dijk Van N H , Sietsma J ,et al . Grain nucleatio

50、n and growth during phase transformationsJ . Science , 2002 , 298 : 10031005. 33 Bramfitt B L , Marder A R. A transmission2electron2microscopy study of the substructure of high2purity pearliteJ . Metallography , 1973 , 6 : 483495. 38 Whiting M J , Tsakiropoulos P. On the ledge mechanism of pearlite

51、growth : the Cu2Al lamellar eutectoidJ . Scripta Metall , 1993 , 29 : 401406. 45 Languillaume J , Kapelski G, Baudelet B. Cementite dissolution in heavily cold drawn pearlitic steel wiresJ . Acta Mater , 1997 , 45 : 12011212. 10 Guo Z , Furuhara T , Maki T. The influence of (MnS + VC complex precipi

52、tate on the crystallography of intergranular pearlite transformation in Fe2Mn2C 12 Guo Z , K imura N , Tagashira S , Furuhara T , Maki T. K inetics and crystallography of intragranular pearlite transformation nucleated at (MnS + VC 13 Cooksey D J S , Munson D , Wilkinson M P , Hellwell A. The freezi

53、ng of some continuous binary eutectic mixturesJ . Phil . Mag , 1964 , 10 : 745967. 16 K irchner H O K, Mellor B G, Chadwick G A. A calorimetric determination of the interfacial enthalpy of Cu2In and Cu2Al lamellar eutectoidsJ . Acta 39 Lee KJ , Spanos G, Shiflet GJ , Aaronson H I. Mechanisms of the

54、bainite ( non2lamellar eutectoid reactions and a fundamental distinction between the 41 Whiting M J , Tsakiropoulos P. Ledge mechanism of pearlite growth : growth velocity of ferrous pearliteJ . Mater Sci and Technol , 1995 , 11 : 977984. 40 Whiting M J , Tsakiropoulos P. The ledge mechanism of pear

55、lite growth : some thoughts on the solution to the kinetic problemJ . Scripta Metall et Mater , 44 Gavriljuk V G. Coment on“effect of interlamellar spacing on cementite dissolution during wire drawing of pearlite steel wires” . Scripta Mater , 2001 , J © 1995-2006 Tsinghua Tongfang Optical Disc

56、 Co., Ltd. All rights reserved. 第 24 卷 第 3 期 2 0 0 3 年 9 月 材 料 熱 處 理 學(xué) 報 TRANSACTIONS OF MATERIALS AND HEAT TREATMENT Vol . 2 4 No . 3 September 2003 MAIN TOPICS , ABSTRACTS & KEY WORDS Progress in the Pearlitic Transformation Mechanism in Steels G UO Zheng2hong ( School of Materials Science and Engineering , Shanghai Jiaotong University , Shanghai 200030 , China