5.8贝氏体相变机制

贫碳区γ´
包含60个 晶胞，～
21nm
包含26 个晶胞
贝氏体铁素体临界晶核尺寸计算值为 a* 16.7nm
γ ′→α （BF）
在奥氏体贫碳区中，铁原子没有浓
度梯度，即 dC 0 ，因此按菲克定律不 可能发生扩散dx 。但是贫碳的γ/α界面
两侧存在自由焓差，
为负
值，因此，γ→α的转变是个自发过程，
5.7贝氏体相变机制
1．切变学派认为：缺陷与碳原子作用可形 成贫碳区。
在贝氏体转变孕育期内，由于奥氏体内晶体 缺陷与碳原子的相互作用，形成贫碳区和富碳区。 在贫碳区内，贝氏体铁素体可以按低碳或超低碳 马氏体的切变机制形核。
1）在孕育期，母相成分的预分配使母相内溶 质原子形成贫化区。
2）缺陷与碳原子作用可形成贫碳区。 3）奥氏体中出现贫碳区为贝氏体铁素体的切 变形核提供了热力学条件及长大示意图
9、羽毛状上贝氏体的形成过程
• 与无碳化物贝氏体形成过程相似。区别在于 从富碳奥氏体中析出了渗碳体分布在贝氏体 铁素体片条之间。由于渗碳体（含6.67%C） 形核需要较高的碳浓度涨落，由于碳原子进 行长程扩散，这显然需要时间，因此，渗碳 体形核困难，长大也慢，难以形成片状，只 能长大到细小的颗粒而终止，因此，在贝氏 体铁素体片条之间分布着细小的渗碳体颗粒， 呈现羽毛状。
铁原子和替换原子 的热激活跃迁形成贝氏 体铁素体(BF)晶核并且
长大。
激活能Q很小，这是γ →α （BF）速度较快 的原因。
（a）原子越过界面时自由焓变化示意图 （b）原子从γ →α 热激活迁移,界面移动 示意图
7、从相变动力学曲线上看相变速度
从 大 量 的 （ 考 察 110 多 种 ） 合 金 结 构 钢的TTT图中分析发现[9]，贝氏体C-曲线 往往在珠光体C-曲线的偏左方。
铁原子和替换原子通过热激活跃迁依次
转入α－相中，实现γ→α（BF）转变，
这是成分不变的非协同型相变，也是一
种无扩散相变，靠界面原子的热激活跃
迁完成。
贝氏体形核示意图
过冷奥氏体γ按下式转变为贝氏体：γ→ γ′ + γ1 → BF＋γ1
在Bs温度的相变阻力计算结果为： 905 J/mol
贝氏体铁素体晶核长大
5.孕育期内形成贫碳区的试验支持
测定某一温度下贝氏体等温转变动力学曲线 以及与之相对应的奥氏体点阵常数的变化，也即 奥氏体含碳量的变化。如图,可见，中碳钢在转变 的孕育期内，奥氏体中的含碳量已经增加，这意 味着奥氏体中出现了富碳区和贫碳区。图 C)1.39%C的高碳钢，在孕育期内，奥氏体中的含 碳量就显著降低，表明等温一开始奥氏体中就形 成了贫碳区，奥氏体的点阵常数变小，碳化物析
关于激发形核
在贝氏体铁素体片条的长大过程中，存在激发形 核现象。实验表明，钢中的贝氏体片条几乎都是由亚 片条、亚单元、或超细亚单元组成，表明激发形核的 客观存在。
随着贝氏体铁素体片条的加厚，相变引起的畸变 能急遽增大，若大于贝氏体相变驱动力时，贝氏体长 大将停滞，这时，在所形成的贝氏体亚单元附近、应 变能集中的区域形成另一个贝氏体晶核，该过程即为 激发形核。
（3）贝氏体铁素体（BF）临界 晶核及形核功的计算
贝氏体铁素体晶核（BF）在奥氏 体相界面上形成示意图
晶核形成时引起系统自由焓的变化为：
将各数据带入（2）式得临界晶核尺寸和形核功为：
a* 16.7nm
G* 2.7 102 J·mol-1
取含碳量为0.2wt％的Fe－C合金,则奥氏体 中碳原子的原子百分数为1at％C。算得平均每25 个奥氏体晶胞中分布有一个碳原子，如示意图。
4.钢中贝氏体相变时碳的扩散
1）碳原子在高温区、中温区和低温区都 有扩散能力，能够长程扩散。 2）在中温区，贝氏体相变与碳原子的扩 散有密切的关系。贝氏体相变受碳原子扩 散控制。 一般认为：铁原子和替换原子是不扩散的。 3）切变学派认为：铁原子和替换原子是 切变位移；而扩散学派则认为：铁原子和 替换原子进行台阶-扩散位移。
下贝氏体铁素体亚单元及 碳化物形核长大示意图
11.钢中贝氏体组织的形成过程
12.贝氏体相变新机制要点：
1.贝氏体相变是介于马氏体相变和共析分解之间的 相变，相变机制、组织、结构更为复杂。相变过 程和相变产物在质上和量上均具有过渡性。
2.涨落形成贫碳区，贝氏体铁素体在贫碳区中形核。
3.贫碳区中，γ→α的转变是个自发过程，铁原子 和替换原子通过非协同热激活跃迁依次转入α－ 相中，实现γ→α（BF）转变，这是成分不变的 非协同型相变，也是一种无扩散相变。转变速度 很快。
H13贫碳区、富碳区
调幅组织（α1+α2）
缺陷处富集碳
• 在奥氏体中的晶体缺陷处，如晶界、亚晶界、孪 晶界、位错、层错等处，畸变能较高，碳、合金 元素与这些缺陷发生交互作用，溶质原子浓度往 往大大超过基体的平均浓度，这种现象称为内吸 附。
• 碳原子、氮原子在位错线上的吸附称为柯垂尔气 团。
• 溶质原子在层错附近偏聚，形成铃木气团。这些 是微观上的不均匀现象。
4.形成贝氏体铁素体片条后，在片条之间富碳奥氏体 中析出渗碳体，则形成羽毛状上贝氏体。如果片条 之间富碳奥氏体中不析出渗碳体，则形成无碳贝氏 体。
6.在贝氏体铁素体和富碳奥氏体的相界面上形成贝氏 体碳化物（Bc），并且向奥氏体中长大，长大停止 后被铁素体包围。
7.贝氏体碳化物（Fe3C，ε- FexC ）形成过程中， 碳原子长程扩散，而相界面铁原子以非协同热激活 跃迁方式位移，建构碳化物晶格。
需要澄清扩散的定义：
各种书刊中，扩散一词的定义有所区别，列举如下：
（1）“固态中的扩散本质是在扩散力（浓度，电场、 应力场等的梯度）作用下，原子定向、宏观的迁 移”。这里指出扩散造成原子的宏观迁移。
（2）“通过原子（分子）的无规运动，导致宏观传质， 这种过程称为扩散。
（3）“原子迁移的微观过程以及由于大量原子的迁移 而引起物质的宏观流动，称为扩散”。
上贝氏体形成过程示意图
10、下贝氏体的形成过程
与上贝氏体不同。下贝氏体形核地点可在晶 界，也可在晶内的缺陷处。也是首先通过涨落产 生贫碳区，形成贝氏体铁素体的亚单元。亚单元 片侧面是富碳奥氏体，它可能析出ε－碳化物， 也可能稳定，不足以沉淀析出碳化物。如果析出 了碳化物，消耗了碳原子，而又一次贫碳，这有 助于形成第二片亚单元。这样，在亚单元侧面不 断重复形成亚单元，而构成一片下贝氏体铁素体。
（4）“扩散是物质内部由于热运动而导致原子或分子 迁移的过程[16]。
（5)原子在固体中从高浓度区域向低浓度区域的运动， 称为扩散。
扩散的新定义：
各名家的定义不同，认识不够一致。综合起 来考虑，在此将扩散重新定义为：
在金属和合金中，原子（分子）的无规则的定 向运动导致的传质过程，称为扩散。
这种传质过程是粒子的定向的不规则运动， 可以是下坡扩散，也可以是上坡扩散，可能是宏 观的物质迁移，也可能是微观迁移(纳米尺度范围) 的定向的物质流，传质是有成分变化的过程。
在相同的等温温度下，许多亚共析合 金钢的贝氏体的孕育期极短，最短的＜ 0.5s；
相反，在相同的等 温温度下，共析分 解孕育期较长，等 温很长时间，一般 数百秒，甚至大于 105s，才开始形 成珠光体。
例如35Cr钢的 TTT图。
• 依靠铁原子和替换原子的热激活跃 迁，贝氏体铁素体形核很快，孕育 期很短。这与实验数据和计算结果 相符。
2.扩散学派认为：在孕育期内不可能形
成贫碳区。
徐祖耀：在贝氏体相变温度，奥氏体不可能或未见 Spinodal分解，形成贫碳区。计算证明不能以母相进 行Spinodal分解形成贫碳区。
奥氏体中的贫碳区、富碳区，是奥氏体中的不同 微区，仍保持着单相奥氏体状态。它不同于 “Spinodal分解”。Spinodal Decomposition是一种 相变过程，是一个相在相变驱动力作用下自发地分解 为两个新相的过程。不能将Spinodal Decomposition 与奥氏体中的贫碳区、富碳区混为一谈。按Spinodal 分解去计算贫碳区，理论上不妥，技术路线不正确。
图2加热工艺对钢奥氏体碳含量 不均匀的影响
如0.18%C（质量分数%） 的钢，加热奥氏体化时， 奥氏体中碳含量不均匀 分布的情况如图2所示。 可见在不同加热速度和 加热温度下，奥氏体不 同微区的碳含量存在很 大差别，富碳区的碳含 量高达0.8%以上，贫碳 区的碳含量在0.05%以下。
a
b
c
d
各类钢的的 带状组织
3.贫碳区、富碳区是客观存在
奥氏体中碳原子分布是不均匀的。对 34CrNi3MoV钢钢锭施以1280℃×25h均质化退火， 检测结果表明，带状组织为2级，仍然存在贫碳带 和富碳带相间分布的状态。对40钢奥氏体化研究 表明，加热速度从50℃/s到230℃/s，奥氏体中存 在高达1.4~1.7%C的富碳区，相对地必然存在低于 平均含碳量的贫碳区。用统计理论进行计算的结 果表明，在含0.85%C的奥氏体中可能存在大量的 比平均碳浓度高8倍的微区，这相当于渗碳体的含 碳量了，相匹配的是贫碳微区的存在。工业上和 实验室实测均表明，奥氏体成分是不均匀的，只 能是宏观上的相对均匀。
激发形核消耗了部分应变能，作为额外的相变驱 动力。
（1）涨落形成贫碳区，BF在贫碳区中 形核
科学技术哲学告诉我们：新相的晶核是 以涨落作为种子的。浓度涨落可以形成贫碳 区，结构涨落形成α相体心核坯，能量涨落 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，使涨落迅 速放大，致使奥氏体贫碳区的结构（fcc）失 稳而瓦解，建构bcc结构的BF晶核。
出。
等温转变量（曲线1）及奥氏体点阵常 数（曲线2）与等温时间的关系
（a）0.48C,4.33Mn
(b)1.39C,2.74Mn
6、 贝氏体的形核