 Material Sciences 材料科学, 2013, 3, 72-79 http://dx.doi.org/10.12677/ms.2013.32014 Published Online March 2013 (http://www.hanspub.org/journal/ms.html) Nucleation Mechanism of Pearlite, Bainite and Martensite* Zongchang Liu, Yunping Ji, Huiping Ren Material and Metallurgy School, Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou Email: lzchang75@163.com Received: Dec. 1st, 2012; revised: Dec. 16th, 2012; accepted: Dec. 28th, 2012 Abstract: It is significant theoretically to study the nucleation mechanism of the phase transformation products of the supercooled austenite. 20MnCrMo, 60Si2CrV and other material were respectively austenized and isothermal quenched at the different temperature to obtain pearlite, bainite and martensite. The nucleation of the phase transformation prod- ucts was observed by QUANTA-400 environmental scanning electron microscope and JEM-2100 transmission electron microscope. It is found that pearlite, bainite and martensite can all nucleate at the crystal grain boundary of austenite preferentially, moreover, lower bainite and martensite can nucleate in the austenite crystal grain interior. The pearlite crystal nucleus consists of two phases of eutectoid ferrite and eutectoid cementite, which can coexist. At the temperature range of 700˚C - 650˚C, the dimension of the pearlite critical nucleus is about 150 - 70 nanometer and the critical nu- cleation energy is 155 - 292 J/mol. Bainite nucleates in carbon-poor region and the bainite crystal nucleus is single phase (BF). The dimension of the bainite ferrite critical nucleus is 16.7 - 25 nanometer and the critical nucleation en- ergy is 2.7 × 102 J/mol. The dimension of the martensite critical nucleus is 17 - 20 nanometer and the critical nucleation energy is 200 - 600 J/mol. The results show that, with the decrease of the transformation temperature, the dimension of the critical nucleus is becoming smaller and smaller and the critical nucleation energy is getting larger and larger. The nucleation of the phase transformation products of the supercooled austenite is a gradual evolutionary process, which accords with the general rule of the phase transformation nucleation. Keywords: Supercooled Austenite; Pearlite; Bainite; Martensite; Interface; Crystal Nucleus; Heat Activation Transition 珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核* 刘宗昌，计云萍，任慧平 内蒙古科技大学材料与冶金学院，包头 Email: lzchang75@163.com 收稿日期：2012 年12 月1日；修回日期：2012年12 月16 日；录用日期：2012年12 月28 日 摘 要：研究过冷奥氏体转变产物的形核规律具有重要理论价值。采用20MnCrMo、60Si2CrV 等材料，奥氏体 化后在不同温度进行等温处理，得珠光体、贝氏体、马氏体等产物，应用 QUANTA-400 型扫描电镜、JEM-2100 透射电镜等观察各种相变的形核。发现：珠光体、贝氏体、马氏体均优先在奥氏体晶界处形核，下贝氏体、马 氏体也在晶内形核。珠光体晶核由共析铁素体+共析渗碳体两相组成，共析共生，在 700℃~650℃，珠光体临界 晶核尺寸r* = 150~70 nm；临界形核功 155~292 J/mol。贝氏体在奥氏体的贫碳区形核，晶核是单相(BF)， 其临界尺度 a* = 16.7~25 nm，临界形核功 2.7 × 102 J/mol。马氏体的临界晶核尺寸约为 17~20 nm，形核功 约为 200~600 J/mol。表明随着温度的降低，临界晶核尺寸越来越小，而形核功越来越大。过冷奥氏体转变产物 的形核是一个逐渐演化的过程，符合相变形核的一般规律。 * G * G 关键词：过冷奥氏体；珠光体；贝氏体；马氏体；界面；临界晶核；热激活跃迁 *基金项目：内蒙古自治区科技引导计划项目(20071911)。 Copyright © 2013 Hanspub 72  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 Copyright © 2013 Hanspub 73 1. 引言 同时同步生成的，即共析共生，不存在领先相[1,7]。钢 中的珠光体是过冷奥氏体共析分解得到的共析铁素 体和共析碳化物的整合组织。铁素体和渗碳体是有机 结合，有序配合的，且存在位向关系。 过冷奥氏体是一个整合系统，按照其转变贯序： 共析分解→贝氏体相变→马氏体转变，完成这些相变 是一个逐渐演化的过程。珠光体、贝氏体、马氏体相 变的形核规律一直缺乏深入细致的观察和研究，其形 核机制并没有真正搞清。应用扫描电镜、透射电镜等 仪器观察了各种钢铁材料中过冷奥氏体转变产物的 形核情况，研究了形核机理，计算了临界晶核大小和 形核功。本文是近年来作者们固态相变形核规律研究 成果[1-6]的一个总结。 珠光体晶核在奥氏体晶界处形成。在孕育期中， 晶界处易于出现涨落，涨落是相变的诱因，晶界扩散 是有利通道，是形核的有利地点。按照系统科学的自 组织理论[8]，远离平衡态，必出现浓度涨落，形成贫 碳区和富碳区。晶界处是最容易形成贫碳区和富碳区 的地方。加上晶界上也最容易出现结构涨落和能量涨 落，这些微小的随机涨落经过连续的相互正反馈作用 而逐级增强，一旦满足形核条件，则在贫碳区建构铁 素体的同时，在紧邻的富碳区也建构渗碳体(或碳化 物)，二者是同时同步，一分为二，共析共生，非线性 相互作用，互为因果，形成一个珠光体的晶核(F + Fe3C)。 2. 试验用钢和方法 采用 35CrMo等多种钢和合金，切取 4 mm厚度 试样，加热奥氏体化，然后冷却到AC1 以下不同温度 等温，等温时间控制在孕育期附近，然后淬火。试样 经磨光、抛光、浸蚀，在QUANTA-400型扫描电镜、 JEM-2100 透射电镜下观察其转变的形核情况。 3.2. 珠光体临界晶核尺寸和形核功[6] 3. 珠光体转变的形核 根据界面形核情况，珠光体(P)在奥氏体γ1、γ2的 界面上形核。设晶核形貌为一个球冠状，球冠半径为 r，如图 2所示。 3.1. 珠光体形核的观察 图1所示为 20MnCrMo 钢珠光体在奥氏体晶界处 形核并长大扫描电镜照片，可见，珠光体在原奥氏体 晶界形核并长大。珠光体晶核尺寸很小，约0.2 μm。 珠光体晶核由铁素体片和渗碳体片两相组成，白亮色 条片为渗碳体，其旁边为铁素体片(图的圆圈内)。 图2(a)中的 γ为母相奥氏体，P为珠光体晶核，γ 的晶界能为σγ。界 面能(σ核)为σγP，接 触 角 为θ(图3(b) 实测 θ = 60˚)。令 t = cosθ，当界面张力平衡时，有 Pt 。令晶核中单位体积的应变能为 Uv。球冠 Y 1 Y 2 r 界面 P 2R θ σ核 (a) 珠光体(P)是过冷奥氏体共析分解的产物，由两相 (F + Fe3C)构成，是一个整体，作为分解反应的产物是 4 μm 珠光体团 晶界 (b) θ Figure 1. SEM image of nucleation and growth of pearlite along crystal grain boundary of austenite in 20MnCrMo steel Figure 2. Sketch map of pearlite nucleation along austenite crystal grain boundary 图1. 20MnCrMo钢的珠光体在晶界形核并长大(SEM) 图2. 在奥氏体晶界上形成珠光体晶核示意图  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 Figure 3. SEM morphology of bainite ferrite nucleation along the crystal grain boundary in 60Si2CrV steel 图3. SEM 60Si2CrV钢贝氏体铁素体在晶界形核的情形 的体积为V = πr3[S]，一个 Fe 原子的体积为 P V。则珠 光体晶核形成时引起的自由焓变化为： 3 3 v 2222 pp π[] π 2π1π1π1 A P rS GGrSU V rt rtrt 2 (1) 式中 是一个原子的自由焓变化，对(1)式求导，并 A G 令0 G r ，则可得临界晶核尺寸和形核功的表达式： 2 3 211 23 p A V p t rGtt U V (2) 3 32 3 22 3 13 4π 23 3 p A V P tt G Gtt U V (3) 令： 2 3 2 V i l UE l ； 3 23 3 tt S 式中的 i l l 是奥氏体转变为珠光体时的线膨胀率[9]。 将各项数据分别代入(2)、(3)式，计算得： 临界 晶核 过冷奥氏体于 700℃共析分解时，珠光体的 半径 152 nmr，临界形核功 292 JmolG ； 650℃时的半径 70 nmr 临界晶核 ，临界形核功 155 JmolG 。此临界半 吻合。临界形 。 4. 贝氏体相变的形核 径值与实际 核功也是合理的 贝氏体铁素体的形核 过冷奥氏体到中温区将 为贝氏体，贝氏体晶 核是 等温 3 min 期中，由于浓度涨落可以形成 贫碳 ，相当于 fcc →bc 部分原子跃迁进入新相点阵后，余下的原子 所占 (BF)临界晶核及形核功[4] 依据观察 形核， 贝氏 4.1. 转变 单相(BF)。观察表明，贝氏体铁素体优先在奥氏 体晶界处形核，下贝氏体有时在晶内形核。 图3所示为 60Si2CrV 钢在450℃盐浴中 获得的晶界形核的情形。图 3(a)为贝氏体铁素体 亚单元在晶界形核的情形，可见其已经长大为两个亚 单元，亚单元的二维形貌呈平行四边形。图 3(b)是BF 形核并长大的情景。 过冷奥氏体在孕育 区，结构涨落可以形成体心核坯，能量涨落可以 提供核坯和临界晶核所需要的能量上涨。三种涨落的 非线性正反馈相互作用，使得奥氏体贫碳区的结构失 稳瓦解，形成贝氏体(BF)晶核[2,7,10,11]。 在贫碳区中形成贝氏体铁素体晶核 c多形性转变。γ/α相界面两侧的原子交互的非协 同地热激活跃迁。 Fe 原子或替换原子由 γ转移到 α核 胚上需要越过位垒Q，而原子由 α相转移到 γ相时， 则需要越过较高的位垒(Q + ΔGV)。Q为激活能，ΔGV 是γ–α两相的自由焓差。由于 γ相→α相的转变是个 自发过程。原子在相界面上的热激活跃迁的驱动力是 相界面两侧 α、γ两相的自由焓的落差，原子只需热激 活跳跃并跨越相界面，就能够转移到贝氏体铁素体核 胚上。 当一 空间相对增大，相界面的熵值增大，自由焓降低， 这使靠近界面处的原子容易进入相界面，其位移量也 小于一个原子间距。这样一来，原子就接踵而至，相 界面不断迁移。 4.2. 贝氏体铁素体 ，贝氏体铁素体在奥氏体晶界上 体铁素体片由亚单元组成，二维形状为四边形， 立体形态似一个长方体。据此设贝氏体铁素体晶核为 Copyright © 2013 Hanspub 74  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 长方体，如图 4所示。晶核尺寸为a × a × b。该晶核 由若干个 bcc晶胞堆垛而成，小于亚单元尺度，并与 母相奥氏体保持K-S 位向关系，晶核在相界面MNKL 上形成，与 γ1具有半共格关系，即长方体的 5个面与 γ1保持共格连接，但晶核与γ2不可能存在共格关系， 即DEFG 面上不共格。晶核形成时引起系统自由焓的 变化为： 2 ab 22 24 Av p GG abUaabab V (4) 式中，a、b：晶核的边长；Vp：Fe的克原子体积，晶 核中的原子数 2 ab n ；ΔGA：晶核中每个原子的自 p V 由焓变化，恒为负值；Uv：晶核中单位体积应变能， 为相变阻力； ：BF 晶核表面能； ：奥氏体界 面能。 (4)式中存在两个未知数，即 a和b，为简化计算， 依据观察取 b = 1.5a。则整理得： 32 1.58 1.5 A v p G Ga Ua V (5) 对(5)求导，并令 0 G a ，求得临界晶核尺寸 a 和形核功 G 为： 23 16 9A V P aGU V (6) 3 2 216 3 243 A V P G GU V (7) 将相关数据带入(6)、(7)式得贝氏体临界晶核尺 E a K Y 1 M b Y 2 N a (111) Y BF 晶核 Y 1 /Y 2 相界面 L F D Figure 4. Sketch map of formation of bainite ferrite crystal nucleu at the phase interface of austenite 寸和形核 。 s 图4. 贝氏体铁素体晶核(BF)在奥氏体相界面上形成示意图 ：16 ma；1.5ba 功为 .7 n25 nm 1 270 JmolG 。 a 可见，贝氏体铁素体临界晶核尺寸 和形核功 G 均与界面能、相变驱动力、畸变能有。贝氏体 温度越低，相变驱动力越大、畸变能也越大，均 影响临界晶核尺和形核功。按照相变的一般规律，相 变温度越低，形核率越高，临界晶核尺寸越小。贝氏 体相变温度越低，晶核尺寸越小。 理论上临界晶核形核功均为正值 关 相变 。计算得贝氏体 铁素体形核功 1 270 JmolG 。该值与相变驱动力 相适应，是合理的。量涨落来达到的，它 是相变驱动力作用下的反映，因此其值必小于相变驱 动力的绝对值。 5. 钢中马氏体 它是依靠能 相变的形核 Mn13 、Fe-1.2C 合金、 Fe-1 氏体形核机制 外国学者对马氏体相变 的形 在由位错或层错组成的核胚。但是迄今未得到实验证 5.1. 马氏体形核的新观察 采用 1Cr13、60Si2CrV、 5Ni-0.6C合金、Fe-1.4C 合金、球墨铸铁等材料， 试样加热奥氏体化后淬火，得马氏体组织。试验观察 表明，马氏体相变优先在晶界形核，也可在晶内形核。 图5中列举了几幅能够显示马氏体形核地点的照片， 图(a)为60Si2CrV 钢马氏体片沿着奥氏体晶界形核长 大的照片(OM)；图(b)所示为 1Cr13钢的马氏体片在 界面上形核并且向晶内长大的情况(TEM)；图(c)为铸 铁淬火时马氏体片在石墨–奥氏体相界面上形核的 情形(OM)；图(d)为20Cr2Ni4钢试样加热到1200℃， 保温后淬火，扫描电镜观察马氏体组织的照片(SEM)。 从这些观察中可见，马氏体片优先在晶界、相界面形 核，沿着奥氏体晶界长大或向晶内长大，也可以在晶 内形核并长大。说明马氏体相变的形核符合相变的一 般规律。 5.2. 关于马 自20 世纪 40年代至今， 核机制的研究已近 70多年，从均匀形核到非均 匀形核的近代模型，尚未形成完整的与实际相符合的 形核机制。主要有： 1956 年~1972 年提出了 K-D位错 圈晶核等模型、层错形核模型、应变核胚模型等非均 匀形核机制[12]。这些晶核模型均假定在母相中预先存 Copyright © 2013 Hanspub 75  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 Copyright © 2013 Hanspub 76 20 μm (a) (b) 100 nm 10 μm (c) (d) 2 μm Figure 5. Morphology of m arten s ite nucleation and growth along the crystal grain boundary 图5. 马氏体在晶界形核–长大的形貌 明，理论上也难以成 氏体中不存在那么高的位错密度。 化，因此不需 要浓 ，如 K-S 模型进行 19˚28'和 10˚3 5.3. 马氏体的临界晶核及形核功 由于马氏体与母相保持共格界面或半共格界面， 板状等形貌，因此 马氏体的晶核不可能为球状。马氏体晶核较小，由若 体 形状，晶核的 立，因为在高温下的母相中，如 形状呈板条状、片状、薄片状、薄 奥 过冷奥氏体在Ms 点以下，在奥氏体的晶体缺陷 处出现随机涨落，马氏体相变无成分变 干个 bcc(或bct)的马氏体晶胞堆砌而成，设为立方 与γ1晶粒的 110 111 平行，保持K-S 关系 度涨落。母相晶体缺陷处有利于产生结构涨落和 能量涨落。结构涨落、能量涨落二者非线性的正反馈 相互作用把微小的随机性涨落迅速放大，使得原结构 失稳，于是建构一种新结构，即马氏体晶体结构。以 界面、位错等晶体缺陷为起点出现结构上的涨落，在 能量涨落的配合下进行晶格改组，形成马氏体晶核。 因此，马氏体的形核是以缺陷促进形核的过程，符合 相变形核的一般规律。 以往认为马氏体相变是共格切变形核，在晶体中 以不同的切变角进行切变 ，具有较低的共格界面能。这样的晶核长大时， 为了降低应变能，将沿着奥氏体的 111 长大成片状、 板条状、薄板状等形貌。 钢中马氏体的形核是奥氏体到马氏体的晶格改 组过程(fcc → bcc bct)。理论上一 氏体晶胞(每个 晶胞平均含有 4个铁原子)转变为 2个马氏体晶胞(每 个晶胞含 2个铁原子)。设马氏体晶干个 bcc(或 bct)晶胞组成的，尺度较小， 或 个奥 核由若 形状为立方体，边长为 a、 b、c，设晶核的 a = b = c = h，为一个正立方体，如图 6[3]。 该立方体晶核中有一个面平行于 111 。在界面 上形成马氏体晶核，立方体的 5个面与母相保持共格 连接，而晶核的第 6个面，是原奥氏体的晶界面，晶 核与相邻奥氏体不可能存在共格关系。 形 2'两次切变；G-T 模型的切变角为12˚~1 3˚。完成 这些切变需要极大的能量，如按照 G-T 切变模型计算 切变所消耗的功为 25.3 × 103 J·mol−1[13]。这是相变驱 动力远远达不到的。另外用位错滑移和孪生来说明马 氏体相变的切变过程也是不正确的，因为马氏体中的 高密度位错和精细孪晶不是形变所致，而是相变位错 和相变孪晶[14]。 [3,5,14 ] 核引起自由焓的变化 ： G 32 6 A G Gh h VP (8) 式中， A G ：晶核中每个原子的自由焓变化，恒为负 值；：奥氏体的表面能； ： h ：晶核表面能；  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 N Y 2 a M c Y 1 d K b Figure 6. Sketch map of the formation of martensite crystal nu- cleus at the austenite crystal grain boundary 图6. 在奥氏体晶界面上形成马氏体晶核的示意图 马氏体晶核的边长，为晶核表面积； 为晶核体 积；Vp为Fe 的克原子体积。 式中的第 1项为相变驱动力；第2项为相变阻力 表 2 6h3 h ， 面能 2 6h 中有 5个面是共格界面，共格界面能极 低。而 的晶 界面 能 abcd 面为非共格界面。它原本是奥氏体 界 ，其表面 贡献给形核功，即奥氏体晶界能 形核对形核的贡献，起促进 的作用。 对(8)求导，并令0 G ， h 求得临界晶核尺寸 h 和形核功 G 为： * 3A V P h U V (9) 212 G 3 2 46 27 A V P G GU V (10) 当1.2%C 的γ-Fe转变为α马氏体，晶界形核时， 将相关数据带入计算得临界晶核尺寸： ； 临界形核功： 。 试验表明，马氏体也可在奥氏体晶 线上形核，位错线上的原子排列发生畸变，存在位错 储存能，易于通过结构涨落、能量涨落形成马氏体核 胚。 形状也为 a = b = c = h。 7.9 nmh 21 5.3310J molG 粒内部的位错 位错是线缺陷，在位错线上形核，马氏体的其晶 核由若干个晶胞所组成，晶核尺寸很小， 立 方体形貌，边长为 晶核形成时引起系统自由焓的变化为： 32 6 A DV P G GhU hhe V (11) 式中 V U是体积应变能，属于相变阻力；e为单位长度 变模量；b为布氏矢量。 位错应变 对(11)求导，并令 0 D G ，求得临界晶 h核尺寸 ，临界晶核的形核功 D G h 。对于 0%C α马氏体，位错形核时，计算得临界晶核尺寸： C的γ-Fe α马氏体， ；临界形核 功： 的γ-Fe 转变 为 212nmh；临界形核功： 21 2.7410J molG 。 对于 1.2% 转变为 位错形核 时，计算得临界晶核尺寸： .3 10.32 nmh 21 5.7710 JGmol 。 6. 体转变→贝氏体相变→马氏体相变是一个复杂的整 合系统 理论体系不够 整合的方法研究了过冷奥氏体转变的形核 1) 试验表明，过冷奥氏体转变产物的形核规律既 具有普遍 明，珠光体在奥氏体界面上形核；贝 氏体优先 低于 0.0218%wt)；马氏体 晶核中 的 碳含量 分析讨论 过冷奥氏体从高温区到低温区的转变，即从珠光 ，是一个逐级演化的过程。以往的研究，不注 意它们之间的关联性，因而完善。近年 来，以系统 –长大过程。 性，又有特殊性。普遍性是指所有相变的形 核均遵循省能原则，在晶体缺陷处形核，优先在界面 上形核；特殊性是指下贝氏体可在晶内形核，而马氏 体也可在位错、层错等晶内形核。各类相变的形核过 程中，原子移动方式均不同。 表试验观察 在晶界形核，有时在晶内形核；马氏体优先 在界面上形核，也可在晶内形核。可见，新相优先在 界面上形核是普遍遵循的规律，然而，随着温度的降 低，过冷奥氏体相变的形核地点逐渐向晶内缺陷转 移，是一个逐渐演化的过程。各类形核均符合相变形 核的一般规律。 2) 从高温区到低温区，过冷奥氏体转变产物的晶 核发生了本质上的变化：珠光体晶核由两相构成(铁素 体 + 碳化物)；马氏体晶核是单相(马氏体)；贝氏体 晶核有过渡性：贝氏体铁素体(BF)领先形成，碳化物 后析出，也可能不析出(无碳贝氏体)。 珠光体晶核中的共析铁素体是平衡相或准平衡 相，含碳量极低( 是完全过饱和的(无扩散)；贝氏体铁素体晶核 中的碳含量降低，过饱和度不大[2]。是个逐级演化的 过程。 3) 理论计算表明，珠光体的临界晶核半径 能， 。 其中 。G为切 2 0 ekGb00.5~1.0k Copyright © 2013 Hanspub 77  珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核 70 ~152 nmr(650℃~700℃)；贝氏体临界晶核尺 低而细化相适应。与相变时原子的每次移动 距离 每次 移动距离为一个原 同热激活跃迁。 ，原子集体协同位移，每 次移 力，切变过程缺乏热力学 可能 珠光体组织中位错密度较低，亚晶块较大； 氏体 变温度越低，相变应变能越大，系统必须调整应变 调的过程。 7. 结论 寸a16.7 ~25 nm；马氏体在晶界形核时，临界晶 核尺寸约为 8~16 nm。 过冷奥氏体转变产物的临界晶核尺度随着转变 温度的降低，晶核尺寸变小。这与显微组织随着转变 温度的降 有关，对于共析分解，是扩散型相变，原子 子间距；贝氏体相变时，界面原子 非协 每次位移矢量不等，但均小于一 个原子间距；马氏体相变时 动距离最小，如奥氏体最密排晶向上铁原子移动 到马氏体的( 111)晶向上，位移间距仅仅 0.0095 nm， 远远小于一个原子间距[3,14]。 随着相变温度的降低，临界晶核形核功逐渐增 大。理论上形核功等于表面能增量的 1/3，理论计算 值吻合得较好。形核功是相变驱动力作用下的反映， 因此其值必小于相变驱动力的绝对值。因此，计算值 均小于相应的相变驱动力，理论上是合理的。这说明 转变温度降低，相变阻力增加，需要更大的相变驱动 力，形核功也随之增加。 4) 涨落是自然事物演化的契机或诱因[8]。共析分 解依靠浓度涨落形成贫碳区和富碳区，在结构涨落、 能量涨落的配合下，铁素体和渗碳体共析共生，共享 台阶机制[15]；贝氏体相变依靠涨落形成贫碳区，在贫 碳区形成贝氏体铁素体晶核；马氏体是在缺陷处依靠 结构涨落、能量涨落形核，是晶格改组、重构的过程。 切变耗能大大超过相变驱动 性，同时也不能解释马氏体在晶界、相界面处形 核长大的现象，因此马氏体相变不是共格切变过程 [13]。 5) 研究表明过冷奥氏体转变产物的形核机制是 逐渐演化的。珠光体转变是扩散型的形核过程，共析 铁素体和共析碳化物共析共生；贝氏体相变是半扩散 型相变，铁原子非协同热激活跃迁位移形成贝氏体铁 素体；马氏体相变的形核是无扩散型的原子集体协同 位移过程。 6) 贝 中存在亚单元、位错密度较高[16]、偶尔有孪晶[17]； 马氏体中存在极高的缠结位错密度，精细孪晶，细微 层错等亚结构。这些亚结构从形核就开始产生了。转 以形成相变位错、相变孪晶、层错等亚结构来维持半 共格界面，以便马氏体形核–长大[5,18]。这是系统自 组织或称自协 能， 1) 试验发现：珠光体、贝氏体、马氏体均优先在 奥氏体晶界处形核，下贝氏体、马氏体也在晶内形核。 2) 珠光体晶核由共析铁素体 + 共析渗碳体两相 组成，共析共生，在700℃~650℃，珠光体临界晶核尺 寸150 ~ 70 nmr；临界形核功 155 ~292 JmolG 。贝氏体在奥氏体的贫碳区形 其临界尺度 ，核，晶核是单 临界形核功 相(BF)，16.7~25 nma 2 2.7G 10J mol 尺寸 的过 形核；马氏体 核，也在晶内形核。 随着温度的降低，临界 温区到低温区，过冷 素 体+碳 [1] 核[J]. 材料热 [5] 刘宗昌, 计云萍, 段宝玉, 任慧平. 板条状马氏体的亚结构及 形成机制[J]. 材料热处理学报, 2011, 32(3): 56-62. 平. 珠光体转变形核的研究 -17. 版社, 2010. 核长大的热激活 . 金属热处理 1): 1-5. 。马氏体的临界晶核 约为7~20 nm，形核功约为 200~600 J/mol。 3) 过冷奥氏体转变产物的形核是一个逐渐演化 程，符合相变形核的一般规律。珠光体在奥氏体 界面上形核；贝氏体优先在晶界形核，个别情况下在 晶内 优先在界面上形 晶核尺寸越来越小，而形核功 越来越大。 4) 从高 奥氏体转变产物的晶 核发生了本质上的变化：珠光体晶核由两相构成(铁 化物)；马氏体晶核是单相(马氏体)；贝氏体晶 核有过渡性：贝氏体铁素体(BF)领先形成，碳化物后 析出，也可能不析出(无碳贝氏体)。 参考文献 (References) 刘宗昌, 任慧平著. 过冷奥氏体扩散型相变[M]. 北京: 科学 出版社, 2007. 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