贝氏体相变理论研究进展
加速贝氏体相变研究方法综述
加速贝氏体相变研究方法综述杨志南;赵晓洁;张福成;李艳国;龙晓燕;张明【摘要】贝氏体相变属于中温转变,其相变过程需要经过一段时间的孕育期和转变时间,所需时间随着钢中含碳量和其他主要合金元素如Si、Mn等含量的增加而大幅度延长.尤其是对于高碳纳米贝氏体钢,所需相变时间往往长达数十小时.长时间的等温过程严重限制了高性能贝氏体钢的工业应用.为此,研究人员着眼于加速贝氏体相变开展了大量的研究工作.本文从合金元素成分、热处理工艺调控、热变形、晶粒尺寸调控、磁场、应力场等方面出发,综述了近年来在加速贝氏体相变方面研究成果,对贝氏体相变加速工艺进行全面认识.【期刊名称】《燕山大学学报》【年(卷),期】2018(042)006【总页数】8页(P471-478)【关键词】贝氏体;相变;动力学;加速方法【作者】杨志南;赵晓洁;张福成;李艳国;龙晓燕;张明【作者单位】燕山大学国家冷轧板带装备及工艺工程技术研究中心,河北秦皇岛066004;燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学材料科学与工程学院,河北秦皇岛066004;燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛066004【正文语种】中文【中图分类】TG142.70 引言近年来，贝氏体钢以其优异的性能而受到材料学者和制造行业的高度关注，并已经广泛应用于制造铁路辙叉、轴承、车轮、轴类件、管线钢、装甲板等多种零部件[1-9]。
与马氏体钢相比，除空冷贝氏体钢之外，大部分贝氏体钢的热处理工艺较为复杂，需要在材料的马氏体转变温度以上进行一段时间等温，来完成过冷奥氏体向贝氏体的转变，获得所需的贝氏体组织。
随着贝氏体钢中C元素及其他合金元素含量的增加，相变时间大幅度延长。
贝氏体实验报告
实验目的：1. 研究贝氏体转变过程及其影响因素。
2. 分析贝氏体转变的动力学特征。
3. 探讨贝氏体转变对材料性能的影响。
实验原理：贝氏体转变是金属热处理过程中的一种重要转变，其基本原理是在奥氏体化后，将钢加热至某一温度，保温一段时间，然后以适当的冷却速度冷却至室温，使奥氏体转变为贝氏体。
贝氏体转变过程包括形核和长大两个阶段，其动力学特征受温度、冷却速度、合金元素等因素的影响。
实验材料：实验材料为碳素钢，其化学成分如下（质量分数）：C：0.8%Si：0.2%Mn：0.5%P：0.02%S：0.01%实验设备：1. 高温炉2. 真空炉3. 冷却装置4. 显微镜5. X射线衍射仪6. 热分析仪实验步骤：1. 将碳素钢试样在高温炉中加热至奥氏体化温度（A3温度），保温一段时间。
2. 利用冷却装置将试样快速冷却至室温，制备贝氏体组织。
3. 利用显微镜观察贝氏体组织形态，并进行定量分析。
4. 利用X射线衍射仪分析贝氏体相组成。
5. 利用热分析仪研究贝氏体转变的动力学特征。
实验结果及分析：1. 贝氏体组织形态通过显微镜观察，发现贝氏体组织主要由板条状贝氏体和针状贝氏体组成。
板条状贝氏体呈平行排列，针状贝氏体呈发散状。
贝氏体组织形态与冷却速度有关，冷却速度越大，板条状贝氏体越明显。
2. 贝氏体相组成X射线衍射分析表明，贝氏体相主要由铁素体和渗碳体组成，其中铁素体为α-Fe，渗碳体为Fe3C。
3. 贝氏体转变动力学特征热分析结果表明，贝氏体转变的动力学曲线呈典型的贝氏体转变特征，可分为三个阶段：过冷奥氏体分解、贝氏体形核和贝氏体长大。
贝氏体转变速率受温度、冷却速度、合金元素等因素的影响。
4. 贝氏体转变对材料性能的影响贝氏体转变对材料性能的影响主要体现在以下方面：（1）硬度：贝氏体转变使材料硬度显著提高，提高幅度与贝氏体含量和形态有关。
（2）韧性：贝氏体转变对材料韧性影响不大，但针状贝氏体具有较好的韧性。
（3）耐磨性：贝氏体转变可提高材料的耐磨性，尤其是针状贝氏体。
5.8贝氏体相变机制
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
贫碳区γ´的尺度
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。
贫碳区γ´
包含60 个晶胞
（2）扩散学说
60年代末，美国冶金学家H.I.Aaronson及其合作者提出 贝氏体台阶-扩散机制。其核心内容是： （1）贝氏体是过冷奥氏体的非层片状共析分解的产物。 在贝氏体相变过程中，存在碳原子、铁原子和替换原子的 扩散过程。 （2）贝氏体铁素体是通过台阶的激发形核-台阶长大机制 进行的，长大过程受碳原子扩散控制。 （3）贝氏体碳化物在奥氏体/铁素体晶界形核并且向奥氏 体内部长大。 徐祖耀、方鸿生等学者支持扩散学说。
(2).贝氏体碳化物的长大
贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核，并且向奥 氏体内部长大。碳化物的长大促进了铁素体的 长大。随着铁素体亚单元的重复形成，碳化物 不断长大，这是碳原子不断沿着界面扩散输运 的过程，也是铁原子在相界面上非协同热激活 跃迁的过程。 上贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核，向富碳 奥氏体中长大 。
扩散的确切定义：
根据各名家的定义，综合起来考虑，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。 按照扩散机制 ，扩散时原子每次移动的距离 为一个原子间距。
贝氏体相变理论研究新进展
贝氏体相变理论研究新进展刘宗昌;计云萍;任慧平【摘要】贝氏体相变理论研究具有重要理论意义和应用价值.综合阐述了贝氏体相变学术论争的焦点问题.通过大量试验事实和深入的理论分析,批驳了两派的错误观点.指出了贝氏体的正确的定义；贝氏体相变的过渡性特征,贝氏体相变与共析分解和马氏体相变存在原则区别.贝氏体浮凸为帐篷形,非N型,不具备切变特征.从热力学、动力学、晶体学角度阐述了贝氏体相变非切变,也非扩散过程.提出了贝氏体铁素体(BF)、贝氏体碳化物(BC)形核长大新机制.贝氏体相变过程中原子移动的特点是界面控制,原子非协同热激活跃迁机制,并且与实际相符合.【期刊名称】《内蒙古科技大学学报》【年(卷),期】2012(031)001【总页数】10页(P34-43)【关键词】贝氏体相变;切变;扩散;整合;热激活跃迁【作者】刘宗昌;计云萍;任慧平【作者单位】内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头 014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头 014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头 014010【正文语种】中文【中图分类】TG111.5材料科学的研究始于19世纪中叶，当时发现了钢中的珠光体和马氏体组织.首先研究的是珠光体转变和马氏体相变，学者们分别孤立地进行了共析分解机理和马氏体切变机理的研究.到20世纪30年代贝茵等人首次发表了贝氏体组织的光学金相照片.贝氏体相变的研究较晚(晚了80年).直到20世纪50年代，柯俊等第一次对贝氏体相变的本质进行了研究，提出了贝氏体相变机制类似于马氏体相变的切变机制.70年代，美国冶金学家H.I.Aaronson等人利用共析分解理论解释贝氏体相变，从能量上否定贝氏体转变的切变可能性.自此形成切变学派和扩散学派，两派进行了长达约35年之久的激烈的学术论争［1］.两派都忽视了贝氏体相变的过渡性，都没有把过冷奥氏体转变贯序作为一个整合系统来研究，忽略了共析分解、贝氏体相变、马氏体相变三者的整体性、过渡性、交叉性的特征［2］.从2003年开始，刘宗昌等人在继承两派研究成果的基础上，对两派的观点和学说进行了整合，指出钢中的贝氏体相变是发生在珠光体转变和马氏体相变温度范围之间的过渡性转变，它既不是珠光体那样的扩散型相变，也不是马氏体那样的无扩散型相变，而是具有过渡性质的“半扩散相变”，即只有碳原子能够长程扩散，而Fe原子及替换合金元素的原子难以扩散.它既有共析分解的某些特征，又有马氏体相变的一些特点，因此是一个相当复杂的相变.通过大量试验和深入的理论分析，提出了与实际相符合的贝氏体相变新机制［3～5］.切变学派认为:贝氏体组织是指中温转变时形成的针状分解产物.有三点特征:(1)针状组织形貌;(2)浮凸效应;(3)有自己的TTT图和Bs点.并将贝氏体定义为“铁素体和碳化物的非层片状混合组织”［6］.此定义不确切.理由有二:(1)不是混合系统，而是整合系统.混合系统没有自组织功能.贝氏体中的铁素体和碳化物之间是有机结合，有序配合的整合组织.(2)铁素体和碳化物的非层片状组织不仅仅是贝氏体，粒状珠光体、回火索氏体等也是铁素体和碳化物的非层片状组织.扩散学派认为:Bs点和TTT图是合金元素对共析分解动力学的一种影响的表现，表面浮凸不能作为切变的依据.认为贝氏体是“扩散的、非协作的两种沉淀相竞争的台阶生长的共析分解产物”［7］.这一观点把贝氏体看成是共析分解的产物，是不正确的.不能将贝氏体转变和共析分解混为一谈.贝氏体与共析分解存在本质上的区别［8］:(1)珠光体是过冷奥氏体在高温区的平衡分解产物或接近平衡的分解产物;而贝氏体是中温区的非平衡相变产物.珠光体由铁素体+碳化物两相组成.贝氏体可以由铁素体+渗碳体组成，或铁素体+残留奥氏体组成或铁素体+M/A岛组成，或铁素体+渗碳体+奥氏体+马氏体等多相组成.(2)共析分解反应式为:A→F+Fe3 C.因此珠光体晶核是两相，即(F+碳化物);贝氏体相变不能写成此式.贝氏体的晶核是单相:即贝氏体铁素体(BF).上贝氏体和下贝氏体中的碳化物晶核何时形成?以什么形态长大?碳化物析出与否?都要视具体条件而定.它不与铁素体共析共生.(3)共析分解只在奥氏体界面上形核;而贝氏体相变的形核可在晶界也可在晶内.(4)珠光体中的铁素体可以是片状的或等轴状，位错密度低;而贝氏体铁素体多为条片状，由亚单元构成，位错密度较高，存在个别孪晶.(5)珠光体中的铁素体、渗碳体两相存在着比例关系，如共析碳钢的珠光体中，渗碳体的相对量约占13%;而贝氏体中的各相没有固定的比例关系，有时无碳化物，还会夹杂着残留奥氏体.显然，贝氏体相变与共析分解有着本质上的区别，贝氏体相变具有过渡性，绝非共析分解.近年来的试验研究将贝氏体定义为:钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体为基体、同时可能存在θ-渗碳体或ε-碳化物、残留奥氏体等相构成的整合组织.贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，内部存在亚单元及较高密度的位错等亚结构［5］.并且钢中贝氏体相变的定义如下:过冷奥氏体在中温区发生的具有过渡性特征的非平衡相变.以贝氏体铁素体(BF)形核-长大为主要过程，可伴随着渗碳体(或ε-碳化物)析出，或生成M/A岛，形成由贝氏体铁素体、碳化物、残留奥氏体等相构成的贝氏体整合组织的一级相变［5］. 20世纪中期，Kaufman，Radcliffe和Cohen创建的KRC模型(1962年)，作为贝氏体相变热力学模型.以后，人们对Fe-C合金热力学模型作了改进，提出了两个新的模型:Lacher，Fowler和Guggenheim提出的LFG模型;McLellaln和Dunn 提出的MD模型.当时，共析分解、马氏体相变、贝氏体相变等研究均不够深入，尤其是贝氏体相变试验观察刚刚开始，贝氏体的形貌、物理本质等均没有真正搞清，过早地设计了贝氏体相变热力学计算模型，并且进行了数学计算，导致计算结果不符合实际.依据上述模型，对Fe-C合金的贝氏体相变，按三种可能的相变机制计算了相变驱动力［9］.对碳的质量分数为0.1%～0.5%的Fe-C合金，在Bs温度，γ→α+γ1转变驱动力为－178～－227 J/mol (KRC模型)和－196～－237 J/mol(LFG模型).此值是先共析铁素体析出的驱动力和共析分解的驱动力，不是贝氏体相变的驱动力，它比贝氏体相变驱动力值小得多.按γ→α'→α″+Fe3 C机制计算，碳的质量分数为0.8%的Fe-C合金在550℃时驱动力为－390 J/mol(KRC模型)和－181J/mol(LFG模型).根据此计算值，扩散学派否定了贝氏体相变的切变机制.近年来，刘宗昌等人计算了贝氏体相变驱动力.认为在Bs温度形成的贝氏体中存在较高密度的位错亚结构(不考虑切变位移，则无孪晶)，估算得贝氏体铁素体亚单元形成时的相变驱动力为［1，5］:ΔCαB→BF=－905 J/mol.此值与实测值大体相符.在A1至700℃的温度范围内，相变驱动力较小，约低于200 J/mol，是共析分解的驱动力.在相变温度低于550℃时，钢将发生贝氏体相变，两相自由焓之差将接近－1 000 J/mol.Aaronson等人按KRC模型计算碳的质量分数0.1%～0.5%的Fe-C合金，先共析铁素体转变(γ→α+γ1)的驱动力为－178～－227 J/mol［9］，显然，这不是贝氏体相变驱动力!而是先共析铁素体析出的驱动力.用此计算值来否定切变机制缺乏说服力，扩散学派的计算结果则能够完成切变过程.两派论争了30余年.贝氏体表面浮凸曾经作为切变机制的试验依据.但是扩散学派认为贝氏体浮凸为帐篷形，非N型，不具备切变特征［9］.也是两派论争的一个焦点问题.2007年以来，刘宗昌等人做了大量浮凸现象的试验研究［10～12］.发现浮凸并非切变所致.图1，2分别是60Si2Mn，60Si2CrV钢真空热处理后不经浸蚀直接采用扫描隧道显微镜(STM)观察的结果，其中，(a)图是试样表面的STM高度图像，(b)图是对应于(a)图中箭头所指位置的浮凸高度剖面线.可以看出贝氏体相变过程中产生了表面浮凸，且表面浮凸为帐篷型(∧).观测到60Si2Mn钢贝氏体表面浮凸的最大高度约为60 nm，最小高度约为15 nm. 60Si2CrV钢贝氏体表面浮凸的最大高度约为100 nm，最小高度约为20 nm.22MnCrNi钢最明显的贝氏体表面浮凸高度约为60 nm.方鸿生指出贝氏体铁素体的浮突由亚片条、亚单元、超亚单元的浮突群组成，为帐篷型(∧)［9］.图3为Fe-C(w(C)=0.4%)-Si-Mn钢的表面浮凸图像(a)和浮凸高度(b)，可见沿着图3(a)中所画的直线，对应的浮凸尺寸为图3(b)所示.可见观察一个贝氏体铁素体片，其浮凸形状为帐篷型(∧).研究表明，贝氏体表面浮凸是由于各相比体积(即比容)差引起的.过冷奥氏体的各类相变均为一级相变，即所以即新相和旧相体积不等.对于过冷奥氏体转变为马氏体、贝氏体、珠光体，体积都是膨胀的［13］.过冷奥氏体在试样表面发生相变与在其内部转变具有不同的相变环境.因此，试样表面的奥氏体相变膨胀时，与试样内部不同，内部的奥氏体转变为贝氏体时，相变膨胀受到三向压应力;而试样表面层的奥氏体转变时，试样表面上的两个方向，即X，Y方向，新相长大受到X和Y两个方向和－Z方向的压力或阻力，而垂直于表面的+Z方向上，可向空中自由膨胀，从而，在表面层的奥氏体转变时，必然产生不均匀的体积膨胀.体积膨胀造成的应变将集中在Z向，造成表面鼓起，即浮凸.相变动力学也是两派论争的焦点问题.扩散学派认为贝氏体相变是原子扩散结果. 刘宗昌等人［14，15］计算在530℃，碳原子在γ-Fe中的扩散系数.取Do=2×10－5m2·s－1，扩散激活能Q=140 kJ·mol－1.计算得碳原子在γ-Fe中的扩散系数D rc=1.54×10－10 cm2·s－1;同样，计算在530℃，铁原子在γ-Fe 中的自扩散系数，取Do= 1.8×10－5m2·s－1，扩散激活能Q=270 kJ·mol－1，计算铁原子在γ-Fe中的自扩散系数为=4.8× 10－19 cm2·s－1.可见，两个扩散系数和相差9个数量级.这说明贝氏体铁素体的析出过程中，主要受铁原子的自扩散和替换原子的扩散速度控制(注:一般认为贝氏体相变只受碳原子扩散控制).虽然贝氏体铁素体(BF)的形成需要碳原子扩散离去，但是，由于碳原子的扩散速度远比铁原子的扩散速度快得多，因此碳原子的扩散速度对贝氏体铁素体形成速度的影响退居第2位.因此，计算先共析铁素体的长大速度时，应当考虑代入铁原子的扩散系数.取奥氏体中铁的质量分数Cγ=99.8%，与铁素体保持平衡的奥氏体的铁的质量分数为Cγ-α= 99.1% ，铁素体中的铁的质量分数为Cα=99.98%.计算得长大速度约为V=1.9×10－10 nm/s.此计算值太小，说明按照体扩散实现贝氏体铁素体的长大是不可能的.原子沿着界面扩散，扩散速度较快，称为高扩散率通道.一般晶界的扩散激活能比晶内低，对于自扩散，晶界扩散激活能约为晶内的0.4～0.6倍.其扩散系数要比点阵内部的大得多，在0.5 T M(金属的熔点)以下要高106倍以上，在20CrMo钢中，0.5 T M = 748 K，约为475℃.取奥氏体晶界扩散系数4.8×10－13 cm2·s－1.按照晶界扩散系数再次进行计算贝氏体铁素体长大速度得V=1.9 nm/s.显然，即使按照界面扩散速度计算，得到的计算值仍然太小，与实测值相差太大. 按照图4测得20CrMo贝氏体铁素体在沿着相界面长大的速度为11 090～17763 nm/s.Aaronson［16］等用热离子发射显微镜直接观测了贝氏体铁素体的形成与长大，测出w(C)=0.66%，w(Cr)=3.32%钢在400℃等温处理时，得到上贝氏体铁素体条片随着时间而直线增长，平均长大速度约为14 000 nm/s，二者实测值很接近.计算表明，无论按照体扩散，还是按照界面扩散，计算值都是太小，均比实测值低3～4个数量级.此说明贝氏体铁素体的长大机制不是扩散过程.试验实测、理论分析和计算均表明扩散机制不能解释贝氏体片条的实际长大速度.在较高温度下，先共析铁素体的析出和珠光体转变均为扩散型相变，碳原子、铁原子和替换元素原子扩散较快，形成平衡态的先共析铁素体+珠光体组织;而在中温区，所有元素的扩散速度均显著降低，只有碳原子能够长程扩散，铁原子和替换原子的扩散速度极慢.计算表明，在中温区，铁原子在奥氏体中的扩散系数D降低到10－20～10－24 cm2·s－1之间，降低了6～9个数量级.已经不能满足贝氏体相变速率的要求.然而，从100多幅钢的TTT图可见，贝氏体转变的开始时间比先共析铁素体的孕育期短得多，比共析分解更快.其根本的原因是相变机制上的区别，也即原子迁移方式的不同.如果贝氏体相变仍然是共析分解式的扩散机制，那么相变速度应当更慢，而不是快得多.这说明贝氏体相变不是扩散型的共析分解.刘宗昌等人提出，贝氏体铁素体的形核-长大是依靠铁原子和替换原子的非协同热激活迁移完成的，是无扩散的界面控制过程，因而转变速度较快，此与实际相符合.两个学派均没有提出与实际相符的贝氏体相变的形核理论.按照科学技术哲学理论，涨落是自然事物演化的契机［17］.浓度涨落可以形成贫碳区，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，迅速放大，使得奥氏体贫碳区的fcc结构瓦解，将形成贝氏体(BF)晶核.因此，涨落是种子，贫碳区是提供这三种涨落的有利地点，是BF晶核发育的土壤.在贫碳区中形成铁素体晶核，相当于fcc→bcc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，但向α相中跃迁的原子数量占优势.Fe原子或替换原子由γ转移到α核胚上需要越过一个位垒Q，见图5.而原子由α相转移到γ相时，则需要越过较高的位垒(Q+ΔGV)，越过较难.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.原子只需热激活跳跃并跨越相界面，就能成为贝氏体铁素体晶核上的一员.相界面附近的原子连续接踵地热激活跃迁.这种位移过程中，各个原子的位移矢量不等，因此不能保证原子维持原来的邻居关系.对于fcc→bcc转变，界面过程控制的驱动力是界面两侧，也即γ-α两相的自由焓差.γ，α两相原子的自由焓不等，如图5，原子只需热激活跃迁就可以跨越界面，直接地连续地转入新相.即不需要原子的扩散，就可以使界面迁移，因而界面迁移速度快，形核-长大速度很快.如图5中γ相的原子是依次接踵地跃迁进入自由焓低的α相中，这种移动方式酷似切变位移.由于γ，α两相成分相同，因此也非扩散过程.可以认为原子热激活跃迁是介于扩散位移和切变位移之间的一种整合形式.这种位移也体现了贝氏体相变的过渡性.因此，相界面移动速度较快.称其为“界面过程控制”［9］.按照传统的扩散理论，无论采用间隙机制，还是采用置换机制，原子一次跃迁的距离均为一个原子间距.但是，对于界面控制相变来说，相界面原子必定参与新相的形核长大过程.界面一般有2～3个原子层厚，原子排列不规则，自由焓较高，进入新相时原子位移距离小于一个原子间距.当一部分原子跃迁进入新相点阵后，随即余下的原子所占空间相对增大，此使相界面的熵值增大，自由焓降低，这使靠近界面处的原子容易进入相界面，其位移量也是小于一个原子间距，位移矢量不一.这样一来，原子就接踵而至，逐一逐层地微位移，相界面处于动态之中［18］.从热力学上看，扩散驱动力是系统化学位对距离的微分，即其负号表示元素的扩散是向化学位减小的方向.扩散激活能是原子位移一个原子间距所需要的自由能.但是，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两相的自由焓落差，即ΔGV.界面原子位移距离小于一个原子间距.而且界面原子所需克服的位垒较小，这就使得界面控制过程的转变速度必然较快.上述分析、计算、实测均表明:上贝氏体铁素体片条沿着晶界延伸和向晶内长大，不是切变过程，也非扩散过程.过冷奥氏体在孕育期间，由于涨落而形成贫碳区和富碳区.在贫碳区中形成贝氏体铁素体晶核，相当于γ→α多形性转变.相界面附近的原子连续接踵地热激活跃迁，实现晶核的长大.由于是原子联动位移，接踵跃迁，原子每一次移动的距离小于一个原子间距，好像多米诺骨牌效应，一个个地连续倾倒那样，奥氏体中的铁原子逐一地接踵跌入α相中，因此长大速度很快.这种热激活迁移方式似切变，而非切变;似扩散，而非扩散.它是中温区贝氏体相变过渡性的体现.图6描绘了贝氏体铁素体晶核形成过程，图6 (a)为晶界处成分的随机涨落形成贫碳γ，图6(b)为贫碳区中形成α相核胚，图6(c)为形成晶核，图6(d)为α晶核和贫碳γ两相界面结构示意图.由于奥氏体和铁素体晶格常数不等，存在较大的失配度δ，计算得δ=0.216，则相界面应当是半共格，在γ/α相界面上存在位错，如图6(d)所示.由于两相保持K-S关系，晶核呈片状，畸变能较小.在奥氏体的贫碳区中，形成贝氏体铁素体核坯或晶核，不存在长程扩散.在贫碳区内，不存在铁原子的浓度梯度，不符合菲克扩散定律.由此看来，贝氏体铁素体形核也不属于扩散过程.依据贝氏体铁素体形核时的能量变化，计算了晶核的临界尺寸、形核功，得贝氏体铁素体临界晶核尺寸a*=16.7 nm(b=25 nm)，形核功ΔG*=2.7 ×102 J·mol－1.此计算值较为合理［19］.钢中贝氏体组织中多数是θ-渗碳体，有时也会形成ε-Fe2.4 C.尽管贝氏体组织中往往不存在碳化物(θ或ε)，如无碳化物贝氏体，但它仍然是贝氏体组织中的一个组成相，其形成规律也是贝氏体相变机制的一个组成部分.贝氏体碳化物来源于α还是γ，或者是α/γ相界面，这是两派学术论争的一个焦点问题，它实质上是碳化物的形核地点问题，即碳化物在贝氏体铁素体中形核?还是在奥氏体中形核?或者是在BF/γ相界面处形核?上贝氏体中碳化物，即θ-渗碳体的来源认识基本上是一致的.下贝氏体碳化物的来源认识不一致，一种观点认为，初始的贝氏体类同于马氏体具有全饱和固溶碳含量，贝氏体铁素体中含有过饱和碳，碳化物析出自碳过饱和的铁素体.但持扩散观点的学者不同意这种观点，认为Bc来源于奥氏体:贝氏体铁素体中的含碳量是平衡态的.贝氏体铁素体形核-长大过程中，具有近于平衡的碳含量(＜0.03%)，大量的碳在铁素体开始形成时就扩散进入奥氏体中，碳化物即来源于铁素体生长前沿的富碳奥氏体内，在长大过程中被铁素体包围.贝氏体铁素体中碳原子是过饱和的，但是过饱和度不大，应当小于0.2%.具有这样过饱和度的α相(BF)中不能析出ε-碳化物［20］.贝氏体碳化物的形成也是一个形核-核长大的过程.根据相变的一般规律，贝氏体碳化物的形核也是非均匀形核，即优先在界面等晶体缺陷处形核.电镜观察表明，贝氏体碳化物在贝氏体铁素体片条之间的奥氏体界面上形成或在贝氏体亚单元间形成.图7(a)是GCr15钢950℃奥氏体化后，于220℃硝盐浴等温得到的下贝氏体，可以看到碳化物呈楔形长大的情况.可见，在相界面上形核，在界面处尺寸较粗大，向前长大时逐渐变得尖细而成楔形.图7(b)为P20钢的下贝氏体组织，可见，图中箭头所指Bc为θ-渗碳体，Bc在界面处形核，然后呈楔形长大，碳化物的长大终止后被铁素体包围.从图7(b)也可以看到碳化物分布在铁素体片内部的情况(图7(b)左侧箭头).关于贝氏体碳化物的形核机制研究报道甚少，有些学者提出台阶形核机制，认为贝氏体碳化物在α/γ相界面上的台阶阶面附近形核，认为碳化物来源于富碳的奥氏体［21］.已知ε-Fe2.4 C的碳的质量分数为7.9% ，θ-Fe3 C的碳的质量分数是6.7%［17］.因此，形成碳化物时，需要很高的碳原子的浓度涨落，如此高浓度的涨落在铁素体内部是难以出现的;ε-Fe2.4 C(六方结构)和θ-Fe3 C(正交晶格)难以在铁素体晶格中形成结构涨落;因此，在贝氏体铁素体中难以形成碳化物晶核.碳是扩大γ-相区的元素，贝氏体铁素体亚单元的形成使碳原子不断排出而进入富碳奥氏体中，奥氏体中将溶入大量的碳原子.尤其在BF/γ相界面上，碳原子易于吸附偏聚，而且碳原子沿着界面的扩散速度很快，加上与富碳的奥氏体相邻接，则BF/γ相界面为碳化物的形核提供了有利条件.贝氏体碳化物(Bc)的形核同样需要浓度涨落、结构涨落和能量涨落.在BF/γ相界面容易出现这些随机涨落.三种涨落的非线性正反馈作用，建构了Bc结构的晶胞，从而使系统自由焓降低.因此，可以断言:BF/γ相界面是碳化物形核的有利地点.而且与试验事实相符.在高硅钢中，硅难以溶入渗碳体中，但在ε-碳化物和贝氏体铁素体中两相中的浓度是相同的，硅没有发生重新分布.认为硅促进了ε-碳化物的析出，并且与碳原子被位错禁锢有关，原子探针测定表明，由于碳原子被禁锢在位错处，致使ε-碳化物无法析出［20，21］.贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核，并且向奥氏体内部长大.碳化物的长大促进了铁素体的长大.随着铁素体亚单元的重复形成碳化物不断长大，这是碳原子不断沿着界面扩散输运的过程，也是铁原子在相界面上非协同热激活跃迁的过程.由于上贝氏体铁素体在奥氏体晶界形核，然后沿着惯习面向奥氏体晶粒内部长大，呈条片状平行排列，片条之间分布着富碳的奥氏体.上贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核，向富碳奥氏体中长大，因此，短棒状或纤维状的θ-渗碳体当然要沿着铁素体片主轴方向平行排列.图8所示为下贝氏体铁素体片条和亚单元形成以及θ-渗碳体形核-长大的示意图解.图8(a)在奥氏体晶界或位错等缺陷处由于涨落而形成贫碳区和富碳区，在能量涨落和结构涨落的非线性交互作用下，BF亚单元形核(图8(b))，铁素体片条依靠亚单元重复形成而长大，并且排碳.亚单元的重复形成，使周边的奥氏体中不断富碳.依靠涨落在BF/γ相界面处形成θ-渗碳体晶核(图8(c))，这时则出现了Bc/BF相界面和Bc/γ相界面，碳原子沿着相界面长程扩散，供应渗碳体晶核长大所需要的碳原子.碳化物借助于贝氏体铁素体的长大而长大，也可以长入富碳的奥氏体中.由于碳化物的长大需要大量碳原子长程扩散供应，由于长程扩散供应困难，碳化物长大到一定大小后会停止，而铁素体将继续长大，碳化物终究被铁素体所包围(图8(d)). 大量的试验观察表明:下贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核，由于界面扩散速度较快，碳化物容易沿着界面长大，铁素体的生长排碳，促进碳化物靠近铁素体长大，碳化物的长大使得其周边的奥氏体中碳含量降低，又促进铁素体继续长大.碳化物的持续长大受到碳原子长程扩散供应的限制，而陷入困境，于是停止长大，而被铁素体包抄.碳化物也可以长入奥氏体中，这使其周边的奥氏体贫碳而转变为铁素体.这一切，导致最终碳化物被铁素体所包围.θ-碳化物的形成是个传质过程，首先需要碳原子的长程扩散.同时也需要铁原子迁移，因为θ-Fe3 C的碳的质量分数是6.67%，铁的质量分数则为93.33%，这与。
低温超级贝氏体钢的相变的开题报告
低温超级贝氏体钢的相变的开题报告
一、选题背景
低温超级贝氏体钢在航空航天、核电、海洋等领域具有广泛应用前景。
然而其制备过程极为复杂，其中固态相变是关键工艺之一。
本开题
报告将围绕低温超级贝氏体钢的相变问题展开研究。
二、研究目的
1.探究低温超级贝氏体钢的相变机制；
2.研究相变条件对低温超级贝氏体钢性能的影响；
3.为低温超级贝氏体钢的制备和应用提供理论指导。
三、研究内容
1.低温超级贝氏体钢的相变类型及其特点；
2.相变条件对低温超级贝氏体钢组织、性能的影响；
3.相变机制的数值模拟及实验验证。
四、研究方法
1.理论研究：对低温超级贝氏体钢的相变类型、机制进行深入分析，建立相应的数学模型；
2.实验研究：通过热处理和组织表征手段，深入研究不同条件下低
温超级贝氏体钢的形貌、组织、性能的变化；
3.数值模拟：通过构建相变动力学模型，对低温超级贝氏体钢的相
变机制进行数值模拟及实验验证。
五、研究意义
1.为低温超级贝氏体钢的制备和性能优化提供理论指导；
2.揭示低温超级贝氏体钢的相变特性及机理，推动相关领域的发展。
六、预期成果
1. 在本领域内发表学术论文2篇以上；
2. 取得较好的实验数据和模拟结果，为后续研究提供基础。
钢中下贝氏体相变的tem研究
钢中下贝氏体相变的tem研究以“钢中下贝氏体相变的TEM研究”为标题，本文将简要介绍通过透射电子显微镜(TEM)对钢中下贝氏体相变的研究。
晶体结构是研究材料性质的基础，包括形成的条件，及其演变的规律和行为。
此外，晶体结构与材料的物理和力学性能密切相关，因此，提高晶体结构分析的准确性和精确度很重要。
在这方面，TEM术是非常有效的，它可以提供解析度高达几百埃的晶体结构状况。
钢中下贝氏体相变是钢在受到应力后结构发生变化，出现中央回复层结构的现象。
该层结构由六方晶体型贝氏体组成，其中上贝氏体与下贝氏体的结构不同，正常的情况是上贝氏体的结构比下贝氏体稳定，但在一定的温度和应力条件下，下贝氏体的结构会变得更加稳定。
为了了解钢中下贝氏体相变的过程，通过TEM的方法来进行晶体结构分析非常有必要。
首先，将样品精细切片，并将其电镀成单薄片；然后，将电镀片放入透射电子显微镜，对样品进行拉曼光谱和透射电子显微镜分析，观测晶体结构的变化情况。
根据透射电子显微镜分析的结果，可以观察到这种钢材中下贝氏体相变时，晶粒型组织一直在变化，有粗大的晶体、疏松的晶体和小的晶体等等，这些晶体的构筑层不断变化。
在高温条件下，晶体的构筑层不断变化，形成一个稳定的结构，同时从拉曼光谱的分析可以清晰地看到，晶体结构由上贝氏体变成了下贝氏体，而且晶体结构可以在高应力和低温条件下保持极长的时间。
从上述分析可以看出，TEM技术已成为研究钢中下贝氏体相变的最有效的方法。
此外，通过TEM可以精确测量钢中下贝氏体相变的晶体构筑层，甚至可以检测晶体的微小变化。
这一技术可以在分析材料的晶体结构的同时，进一步了解材料的物理和力学性能。
综上所述，通过TEM技术研究钢中下贝氏体相变具有重要意义，不仅可以提高晶体结构分析的准确性和精确度，还可以进一步了解材料的物理和力学性能。
未来，TEM技术将在研究材料晶体结构和性质时发挥更大作用。
贝氏体相变分析
贝氏体相变分析根据式（4-22）和式（4-23）可估算出22MnB5钢板贝氏体相变开始温度（B s）和马氏体相变开始温度（M s）分别为848K和648K。
为使得形变过程中不至于发生形变诱导铁素体相变和马氏体相变，故变形温度定为B s以下及M s以上的773K 和693K。
图4-10所示为22MnB5钢板试样在773K和693K变形后的光学金相图，应变速率为0.1/s，冷却速率为30K/s。
图4-11所示为相应试样的硬度，硬度随着试样应变量的增加而降低；且同等应变量条件下，在693K下变形的试样硬度高于773K下变形的试样硬度。
相变开始温度如下式估算：B=656-58C-35Mn-75Si-15Ni-34Cr-41Mo （4-22）sM=561-474C-35Mn-17Ni-17Cr-21Mo （4-23）s式中，B s、M s单位为℃。
根据Zhang和Boyd关于低碳钢形变奥氏体中贝氏体相变的研究报道，所形成的不同贝氏体的特征区别主要在于形核是在原形变奥氏体的晶间还是晶粒内部形核，前者为传统贝氏体（Conventional Bainite，CB），后者为针状铁素体（Acicular Ferrite，AF）。
当然，形变奥氏体相及未形变的奥氏体相均可产生AF。
CB多以平行的铁素体板条组长大，而AF是以方向随机分布的铁素体板条长大，并通常伴有离散的M/A（马氏体/奥氏体，Martensite/Austenite constituent）岛。
由于AF是以切变机制（displacive mechanism）形成[46]，因此也是一种贝氏体。
从图4-1a可知，由于温度较低，流动应力和奥氏体中引入的变形储能迅速上升，大大缩短了相变孕育时间，促进了AF的转变。
由于AF是以切变机制形成，其形核与转变过程比CB快得多，奥氏体晶粒内部的大量的位错胞（disloca-tion cell）为AF的形核提供了场所[47]。
钢中贝氏体相变理论研究的新进展
钢中贝氏体相变理论研究的进展摘要：总结了贝氏体相变领域的主要研究成果，指出过渡性是贝氏体相变的主要特征；提出了贝氏体和贝氏体相变的新定义；提出了切变—扩散整合机制，贝氏体相变的晶核是单相BF，不是共析分解，贝氏体铁素体(BF)在贫碳区形核，是贫碳的γ→α的无扩散相变，不是切变过程，而是以界面替换原子热激活跃迁方式形核长大；关键词：贝氏体铁素体；形核长大；切变；扩散；热激活跃迁自20世纪40年代以来，学者们对贝氏体相变机制进行了大量的研究工作，取得了可喜的成绩和进展，不断地进行学术交流，也有争论，观点尚待统一。
贝氏体相变是介于马氏体相变和共析分解之间的相变，因而，贝氏体相变机制、组织结构更为复杂，具有过渡性质，相变过程和产物在质上和量上均具有过渡性。
科学技术哲学告诉人们，自然物质的演化是从量变到质变的过程。
应当把“奥氏体→珠光体、贝氏体、马氏体”转变系列作为一个整合系统来研究。
从整合机制和自组织功能方面以系统整合的方法进行研究。
贝氏体相变机制方面形成了多种观点，除了切变机制、扩散机制外，还有切变-扩散复合机制；切变-扩散藕和机制。
近年来提出了切变-扩散整合机制。
要继承各类学术观点之所长，传承文明，开拓创新，实现各类学术观点的整合，以便促进贝氏体相变理论的发展。
1贝氏体相变的过渡性特征贝氏体和贝氏体相变更为复杂，其最主要的特征是其相变的过渡性。
1.1中温转变是过冷奥氏体转变的中间过渡环节过冷奥氏体作为一个整合系统，从整体上看，从高温区的扩散性的共析分解到低温区的马氏体无扩散相变是一个逐级演化的过程。
全过程可以分为3个不同性质的阶段，即：高温区的珠光体转变→中温区的贝氏体相变→低温区的马氏体相变，3个阶段既有联系又有区别，应当把握整合系统的整体性，中温转变是这个系统的中间过渡环节。
碳及合金元素原子的扩散速度随着温度的降低而减慢，是导致分阶段转变的诱因。
在高温区，原子扩散能力强，奥氏体进行扩散型的共析分解转变为珠光体组织；而在低温区，Fe原子和替换原子难以扩散，则发生无扩散的马氏体相变；在中温区，碳原子尚有足够的扩散能力，能够长程扩散。