相间沉淀的本质探究

20世纪60年代，人们在研究热轧空冷非调质低碳微合金高强度钢时，发现在钢中加入微量的Nb、V、Ti等元素能够有效地提高强度。透射电子显微镜观察表明，这种钢在热轧后的冷却过程中析出了细小的特殊碳化物，而不是渗碳体。即由过冷奥氏体共析分解直接形成（铁素体＋特殊碳化物）的整合组织，而不是铁素体＋渗碳体的共析体。这是由于特殊碳化物比渗碳体更稳定，铁素体＋特殊碳化物的吉布斯自由能比铁素体＋渗碳体的更低。以往称这种珠光体组织为“相间沉淀”。

1.相间沉淀产物的形态

相间沉淀组织中的碳化物颗粒很小，直径约为5nm，呈不规则分布或点列状分布。以往认为这是由于相变过程中特殊碳化物在铁素体-奥氏体界面上呈周期性沉淀的结果，故命名为“相间沉淀”。它实质上也属于过冷奥氏体向珠光体的转变，是共析分解在特殊条件下的一种特殊形式。它是在铁素体基体上分布着极为细小弥散的特殊碳化物颗粒，是共析铁素体＋特殊碳化物的整合组织，是珠光体组织的一种特殊组织形貌。

原则上讲，脱溶是固溶处理的逆过程。溶质原子从过饱和固溶体的一定区域内析出、聚集并形成新相的过程，称为脱溶或沉淀。此处所说的沉淀实际上是共析分解的一个特例，其晶核同样是两相，即F＋MC，本质上仍然是珠光体转变，是共析分解。

由于相间沉淀产物中的碳化物颗粒极为细小，在光学显微镜下难以观察到，只有借助电子显微镜才能进行观察，可见其呈细小颗粒不规则分布或点列状规则分布，如图4-15所示。

图4-15 V4C3颗粒在铁素体基体上的分布^[12]

a）点列状分布 b）不规则分布

2.关于相间沉淀机制

如上所述，相间沉淀实质上是奥氏体的共析分解过程，是铁素体＋碳化物（VC、NbC等）共析共生的过程，是伪共析组织。它也是在过冷奥氏体的界面上形核，晶核包括（F＋MC）两相，然后长大。由于合金元素V、Nb的含量低，V、Nb等合金元素的原子扩散速度极为缓慢，加之钢中含碳量也低，单位体积中可能供给的碳原子和V、Nb等合金元素的原子数量少，不能长大成较大的片状碳化物，而只能形成细小的碳化物颗粒，随即终止长大，因而呈现颗粒状，或呈点列状分布。在形成特殊碳化物的同时，铁素体基体也随之长大，二者共析共生，其界面不断协同向前推移。(www.xing528.com)

图4-16所示为按照共析分解机制形成相间沉淀产物的示意图。图4-16a表示在过冷奥氏体γ₁/γ₂的界面上，由于涨落形成贫碳区和富碳区；图4-16b表示形成珠光体晶核（F＋MC），MC的长大需要大量的合金元素原子，但是由于这类原子含量低，而且扩散慢，因此难以连续长大成片状，只能长大为细小的颗粒（如果条件允许，可能长成短棒状），而铁素体的相对量较大，故长大且包围了MC颗粒，如图4-16c所示；最后转变为如图4-16d所示的组织形貌。碳化物颗粒的分布状况要视转变温度及奥氏体中的化学成分而定，同时与电镜衍射观察角度有关。图4-17所示为渗碳体相间沉淀的组织照片^[3]，可见渗碳体没有能够连成片状，而是断断续续地呈颗粒状分布。

图4-16 相间沉淀的共析分解示意图

图4-17 渗碳体相间沉淀（TEM）和衍射花样标定

以往资料中的相间沉淀机制认为，首先在奥氏体晶界上形成铁素体，使铁素体前沿奥氏体一侧的碳浓度升高，出现浓度梯度。在碳浓度最高的γ/α相界处将析出碳化物，又使奥氏体一侧的碳浓度降低。这种学说沿袭了传统的铁素体作为领先相，原子通过体扩散进行转变的观点，不妥当，应当摒弃。

珠光体转变不是体扩散，而是以界面扩散为主，也不是非共格界面迁移的过程。相间沉淀的碳化物是按共格或半共格关系与铁素体相一起相互配合，共析共生，竞争协同长大的。

总之，相间沉淀是珠光体转变的一个特例。相间沉淀产物的形貌与片状珠光体不同，但本质上就是珠光体组织，其转变机制与共析分解理论是一致的。