贝氏体相变的形核与长大——贝氏体相变新机制(一)

研究贝氏体形核长大具有重要理论价值。实验观察了贝氏体的形核,从块状贝氏体形成机理研究起,延伸到各种碳含量钢的贝氏体相变机制,指出在超低碳钢中是γ→BF相变,在其他钢中是贫碳区(γ)→BF相变,本质上相同,仅仅组织形貌不同。奥氏体中存在贫碳区,依靠涨落形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳区中形核。形核地点优先选择奥氏体晶界,仅下贝氏体可在晶内形核。计算了临界晶核尺寸和形核功。贝氏体形核-长大是界面上原子非协同热激活跃迁过程。超低碳贝氏体可呈块状、条片状,增加碳含量时,则以亚单元方式形成贝氏体铁素体(BF),形貌从块状向条片状演化。     

贝氏体相变机制与块状转变

应用JEM-2010高分辨电镜和Quanta-400型环境扫描电镜,运用试验与综合分析的方法,研究了纯铁的块状转变和钢中的贝氏体相变.通过对相变的形核、长大,贝氏体亚单元和组织的形成的综合研究和分析,认为贝氏体相变与块状转变存在亲缘关系.依靠随机涨落,形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核.Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式,重复产生亚单元.在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出碳化物,或成为残留奥氏体.贝氏体相变机制具有过渡性,即切变-扩散整合机制.     

贝氏体相变的切变-扩散整合机制

运用试验与综合分析的方法,通过对贝氏体相变的形核、长大,贝氏体铁素体的亚结构、相变动力学的综合研究和分析,认为贝氏体相变机制具有过渡性,既非切变机制,也非台阶扩散机制,并提出了切变-扩散整合机制.依靠涨落、碳原子的扩散,形成贫碳区.贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核.系统自组织功能使相界处和奥氏体中的Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式,重复产生亚单元.在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出渗碳体或ε-碳化物,也可以成为残留奥氏体.     

钢中贝氏体预相变过程的研究

用扫描俄歇显微探针（ＡＥＳ）分析了６５Ｓｉ２Ｍｎ钢中温转变孕育期内碳原子的成分变化。结果表明，在中温转变孕育期等温时，奥氏体晶界附近及晶内均形成可稳定存在的贫碳区。贝氏体预相变的实质是碳原子向晶界及其他晶体缺陷扩散偏聚而形成贫碳区的过程。中温转变孕育期内形成贫碳区具有热力学及动力学可能性。     

金属热处理原理研究的新进展(一)

研究过冷奥氏体转变规律具有重要理论意义和应用价值。本文综述了过冷奥氏体转变产物的形成规律。应用QUANTA-400型扫描电镜、JEM-2100透射电镜等仪器观察各种相变的形核情况。发现:珠光体、贝氏体、马氏体相变均优先在奥氏体晶界处形核。珠光体晶核由共析铁素体+共析渗碳体两相组成,共析共生,不存在领先相。珠光体转变是扩散型的共享台阶长大机制;贝氏体相变是界面原子非协同热激活跃迁机制;马氏体相变是所有原子集体协同位移机制,非切变过程。在700～650℃,珠光体临界晶核尺寸r*=150～70 nm;临界形核功△G*=155～292 J/mol。贝氏体在贫碳区形核,晶核是单相(BF),其临界尺度a*=16.7～25 nm,形核功△G*=270 J/mol。马氏体的临界晶核尺寸为7～20 nm,形核功约为200～600 J/mol。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。     

贝氏体铁素体形核长大的热激活迁移机制

应用QUANTA-400型环扫电镜研究了20CrMo钢贝氏体铁素体的形核长大,提出了原子热激活迁移的形核机制.认为过冷奥氏体在孕育期中,依靠成分涨落,形成贫碳区,由于三种涨落的非线性正反馈作用使奥氏体晶格瓦解,建构α核坯,铁原子和替换原子以热激活迁移方式转入α核坯中,以界面过程控制方式形成贝氏体铁素体晶核,并且迅速长大.     

贝氏体铁素体形核机理求索

应用试验和综合分析的方法,研究了贝氏体铁素体的晶核尺度及其形成机理.认为过冷奥氏体中,存在并且能够形成贫碳区.依靠成分涨落、结构涨落和能量涨落,及其非线性的正反馈作用使奥氏体点阵瓦解,建构α核坯,铁原子和替换原子以热激活跃迁方式转入α核坯中,以界面过程控制方式成长为贝氏体铁素体晶核.从贝氏体亚单元和精细孪晶的实测尺寸推测晶核的尺度为在长度和宽度上应当小于1nm,有几个原子层厚,呈片状.     

碳含量对铬钼钢贝氏体组织形貌的影响

取超低碳的高纯钢和12CrMo、20CrMo、35CrMo、9Cr2Mo和GCr15等工业用钢,淬火时发生中温转变．然后应用QUANTA-400型环境扫描电镜观察贝氏体组织形貌的变化。发现,随着碳含量的增加,过冷奥氏体在中温区的转变,由块状相变到低、中碳无碳化物贝氏体转变,演化到高碳羽毛状上贝氏体和竹叶状下贝氏体。表明含碳量对贝氏体形貌产生显著的影响。探讨了影响机制,认为：（1）块状转变与贝氏体相变有亲缘关系。贝氏体相变时由成分涨落形成贫碳区,并且在贫碳区中形核（BF）,它与块状转变的γ→α没有本质上的区别,属于非协同型的无扩散相变。依靠原子的热激活跃迁进行界面移动的过程,新相可连续长大。（2）随着碳含量的增加,在贝氏体铁素体片条之间留下富碳的奥氏体薄膜,铁素体片条之间不能融合时,则得到无碳贝氏体;如果BF片条之间的富碳奥氏体中析出碳化物,则形成羽毛状上贝氏体;如果在BF／γ相界面上析出碳化物,将贝氏体片分割成许多细小的亚单元,则得到竹叶状下贝氏体。     

奥氏体贫碳区性质与贝氏体相变热力学SCIEI

奥氏体内贫碳区可分为三类,即平衡贫碳区、非平衡贫碳区及随机贫碳区,分析计算了各类贫碳区内奥氏体转变为同成分铁素体的相变化学驱动力,根据奥氏体贫碳区内贝氏体切变转变机制计算了贝氏体相变开始温度B_s,3％Cr钢和CrMo钢在其B_S温度可获得的最大相变驱动力。在整个贝氏体相变温区,贝氏体铁素体以部分过饱和碳量切变形成的构想在热力学上是可能的。     

贝氏体相变的动力学特征(一)

研究贝氏体相变动力学具有重要意义。贝氏体相变动力学特征表明贝氏体铁素体的形成不是扩散过程,也不是切变机制。从共析分解到贝氏体相变是一个逐渐演化的过程,海湾区可以将贝氏体相变与共析分解完全分离,贝氏体铁素体形成的孕育期极短,转变速度比共析分解快得多。采用贝氏体钢进行了激光共聚焦显微图像的动态直接观察,观察到贝氏体在奥氏体晶界形核,向晶内长大,测得620℃的长大速度为275μm/s,温度降低时,长大速度减慢。     

贝氏体相变新机制的研究

21世纪以来,内蒙古科技大学在贝氏体相变理论研究方面取得了新成果。指出了过渡性是贝氏体相变的主要特征;提出了贝氏体的新定义和贝氏体相变的新机制;贝氏体相变在晶界形核,晶核是单相贝氏体铁素体（BF）,不是BF共析分解;在贫碳区形核,是贫碳的γ→α理的无扩散相变,不是切变过程,而是以界面替换原子非协同热激活跃迁方式形核长大;钢中贝氏体碳化物（Bc）在γ/α相界面上形核,向BF中长大,最终被铁素体包围,也是以界面原子热激活跃迁方式进行的。     

钢中贝体预相变过程的研究

用扫描俄歇显微探针（ＡＥＳ）分析了６５Ｓｉ２Ｍｎ钢中温转为孕育期内碳原子的成变变化。结果表明，在中温转变孕育期等温时，奥氏体晶界附近及晶内均形成可稳定的贫碳区。贝氏体预相变的实质是碳原子向晶界及其他晶体缺陷扩散偏聚而形成贫碳区的过程。中温转变孕育期内形成贫碳区具有热力学及动力学可能性。     

应力对钢中贝氏体相变的影响

外加应力使贝氏体相变形核率增大，等温孕育期缩短，即使所加应力远低于母相的屈服强度．由于钢中γ→α γ′的形核驱动力较大(约为kJ／mol数量级)，贝氏体相变的嘭胀应变能很小，过小的外加应力对形核率的影响甚微．考虑在外加应力的影响下，会使界面能量有所下降，也可能发生碳原子的再分布，偏聚在晶界或其它缺陷，甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期，有待进一步实验给予证明．无应力下，贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述；应力下则符合应力下铁索体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程)．形变奥氏体促发贝氏体相变，但随后会发生奥氏体的力学稳定化，其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同，仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大，使相变动力学迟缓．贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立。     

钢中贝氏体相变的先期效应

本文对贝氏体相变前奥氏体内形成贫碳区学说及形成显微亚区学说作了评述。并用內耗研究结果阐明,钢及其脱碳合金和其他有色合金中,贝氏体相变的先期效应都为贝氏体的形核过程。     

18CrNiWA钢中的贝氏体相变内耗

使用微机控制相变内耗仪测量了18CrNiWA钢连续冷却和等温淬火过程中的内耗.连续冷却测量表明,在400—430℃和320℃(M_s点附近)各出现一个内耗峰.试样经湿氢脱碳后内耗峰移向600℃。它们的峰温与频率无关,而峰高均随频率的降低而升高。等温淬火测量表明,无论试样脱碳与否,初期的内耗值总是最高,随着时间的延长逐渐降到背景值。实验结果显示,贝氏体与马氏体相变内耗峰有相同的频率效应;在贝氏体孕育期内存在预相变的实质是贝氏体自身的形核,而与碳的扩散与否无关,孕育期的最初阶段贝氏体即开始大量形核,通常测到过冷奥氏体的孕育期长短只不过是在特定实验条件下贝氏体长大到可以被察觉的时间。     

Fe－C合金贝氏体在奥氏体贫碳区切变相变机制的热力学分析

对Ｆｅ－Ｃ合金贝氏体在奥氏体贫碳区形成机制进行了热力学分析．结果表明，贝氏体相变驱动力随奥氏体贫碳区含碳量的降低而增加；在Ｂｓ温度，贝氏体临界相变驱动力（绝对值）为４７０─１２００Ｊ／ｍｏｌ，随合金含碳量的增加而增加；贝氏体铁素体初始含碳量为部分过饱和碳，其过饱和程度随相变温度的降低而增加，且相变驱动力亦相应升高．在整个贝氏体转变温区，初期贝氏体在奥氏体贫碳区马氏体式切变形成具有热力学可能性．     

奥氏体变形对超级贝氏体相变和组织的影响

设计及冶炼了一种Fe-Mn-Si系超级贝氏体钢,在Gleebe-1500热模拟试验机上研究了奥氏体变形对该低温贝氏体相变和组织的影响。结果表明,奥氏体变形对超级贝氏体组织形貌有很大的影响;奥氏体高温变形缩短贝氏体相变孕育期,但阻滞贝氏体相变体积分数;奥氏体低温变形大大缩短了贝氏体相变孕育期,明显促进贝氏体相变过程,转变后贝氏体组织呈明显的纤维状变形组织。     

贝氏体铁素体的形核

采用60Si2CrV、20CrMo等工业用钢,在贝氏体转变开始线附近进行短时间的贝氏体等温淬火,获得少量贝氏体,然后水冷,得到少量贝氏体＋马氏体＋残留奥氏体组织。应用QUANTA-400环扫电镜对贝氏体相变的形核进行了观察,发现贝氏体铁素体在晶界、相界面、晶内等处形核。研究了形核机制和形核时的能量变化,计算了晶核的临界尺寸、形核功,获得贝氏体临界晶核尺寸a＊=16.7 nm（b=25 nm）,形核功△G＊=2.7×102 J.mol-1。     

评刘宗昌等《贝氏体铁素体的形核》一文

刘文中,关于贝氏体形成机制,包括形核过程的文献很少被引述。作者(刘等)的主要论点为贝氏体铁素体以无扩散、非切变机制在奥氏体内贫碳区形核,并未引述形成贫碳区的必要条件。本文作者强调,在钢及铜合金中,不可能由Spinodal分解和位错偏聚形成贫溶质区。刘等的理念未得到先进理论观点和精细实验结果的支持。在刘文中,据此对临界核心大小和形核能的计算并无显著意义,期望青年学者对贝氏体相变机制作进一步研究。     

Cr-Zn-Al合金溶质原子贫化区贝氏体切变形核的原位观察

分析电镜原位观察证实,Cu—Al-Zn合金贝民体相变孕育期内可形成溶质原子(Zn,Al)贫化区;孕育期后,贝氏体在贫化区内以马氏体切变方式形核